CN101649413B - 一种超高强度、高韧性马氏体时效钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种超高强度、高韧性马氏体时效钢及其制造方法。该马氏体时效钢的化学成分包含：C≤0.03wt％、Mn≤0.10wt％、Si≤0.10wt％、S≤0.005wt％、P≤0.010wt％、Ni：17.50～20.50wt％、Mo：2.00～4.00wt％、Ti：1.00～1.75wt％、Al：0.05～0.15wt％、B：0.0005～0.002wt％、Zr+Ca：0.005～0.10wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明钢种采用Ni-Mo-Ti-Al合金化，达到高强度、高韧性综合性能良好的要求，适用于高端产品如薄壁零件、高级模具、弹簧等。
Description
技术领域
本发明涉及钢铁材料，具体地说，本发明涉及工程材料用超高强度钢，更具体地说，本发明涉及一种超高强度、高韧性马氏体时效钢及其制造方法。
背景技术
工程材料中将σ0.2≥1400Mpa的钢种称为超高强度钢。超高强度钢主要有低合金超高强度钢、马氏体时效钢和二次硬化钢。目前，马氏体时效钢的研制、应用，得到了更大的发展，由于其屈强比大于0.95，相同强度级别时δ、ψ、Ak、K1C比低合金结构钢高，裂纹扩展能力强，高温强度、缺口强度高，弹性模量高，耐应力腐蚀性能好，热处理工艺简单、无脱碳问题、热处理时尺寸稳定、变形小，固溶后硬度HRC达到28-35，它为低碳马氏体，几乎没有加工硬化现象，冷变形过程可不用软化处理，且具有优良的焊接性能，焊前不用预热，焊后不用退火，不需中间退火，可用于制造火箭发动机壳体、齿轮、飞机起落架、弹性体、模具、刀具等零件。
常用马氏体时效钢采用的合金化体系为：17～19％Ni-7～13％Co-4.5～5.5％Mo-0.3～1.5％Ti-0.05～0.15％Al。超高强度马氏体时效钢中用途最多的是C250钢，该钢抗拉强度σb为1760～1920Mpa、延伸率δ为7～10％、冲击功Ak为30～40J，但该钢含7～9wt％的钴，成本较高，仅适用于尖端技术领域，限制了它的普及应用。同时由于其塑、韧性低，冷变形加工后形成的薄壁件塑性将进一步降低，如某薄壁筒体经80％冷变形量后延伸率只有5％以下，其应用因此而受到很大限制。
因此，研制一种低成本的马氏体时效钢，其性能(强度、塑韧性)基本达到或超过C250钢的性能水平，用以代替高成本的含钴C250钢，是非常必要的。
经检索发现，目前国内外有以下一些专利文献涉及马氏体时效钢：
CN85107993公开了一种马氏体时效钢，它不含钴，但钼含量较高，为6～7.3wt％，增加了原料成本，且该钢韧性较低。CN1182141公开了一种少镍无钴马氏体时效钢，该钢尽管减少了镍的含量，但其强度有所下降，抗拉强度1500MPa左右，屈服强度1480左右，其力学性能未达到C250钢的水平。CN1036044提供了一种高韧性马氏体时效钢，它含钴11～13wt％，含钼3.9～4.9wt％，利用Co可以无限固溶于基体中，降低Mo在基体中的溶解度，促进Mo形成金属间化合物，提高钢的强度，该钢的强度达到2000MPa，另外Co固溶于基体后，使基体中的位错增加，为析出相析出提供尽可能均匀分布的形核位置，使析出相更为细小均匀，因而提高了钢的塑韧性，但其成本较高。CN101100728A涉及一种节镍型无钴马氏体时效超高强度钢，它含铬3.75～5.25wt％，镍11.5～14.5wt％，钼2.25-3.75wt％，钛1.2-1.6wt％，它是镍铬钼钛合金化体系，屈服强度和塑韧性较低。
考虑到马氏体时效钢不仅应具有高强度、高塑韧性等特点，而且因成本低廉等因素，本发明者进行了化学成分配比及冶炼工艺的研究，设计出了一种不含钴的超高强度、高韧性马氏体时效钢，从而完成了本发明。
本发明的一个目的在于提供一种超高强度、高韧性马氏体时效钢。
本发明的另一个目的在于提供这种马氏体时效钢的制造方法。
发明内容
本发明的第一个方面提供一种超高强度、高韧性马氏体时效钢，该马氏体时效钢的化学成分包含：C≤0.03wt％、Mn≤0.10wt％、Si≤0.10wt％、S≤0.005wt％、P≤0.010wt％、Ni：17.50～20.50wt％、Mo：2.00～4.00wt％、Ti：1.00～1.75wt％、Al：0.05～0.15wt％、B：0.0005～0.002wt％、Zr+Ca：0.005～0.10wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。
下面，对所述马氏体时效钢的一些化学成分的作用作详细叙述。
Ni可与强化元素结合形成强化相，但Ni含量过多，Ms点降低，冷却时会形成残余奥氏体，时效时强度降低.
Mo在马氏体时效钢中对强韧性也是有利的元素，在强化的同时可保持钢的韧性，Mo还可阻止析出相沿原奥氏体晶界析出，避免沿晶断裂，提高断裂韧性。无钴马氏体时效钢失去Co、Mo的交互作用，含Mo金属间化合物的析出量减少，强化效果减弱，如果增加Mo含量提高钢的强度，则钢在奥氏体化时富钼金属间化合物不易溶解，导致钢的塑韧性降低，因此Mo含量不宜过高。
Ti是马氏体时效钢的强化元素，每增加0.1wt％的Ti，钢的强度将增加53Mpa，当Ti由1.1wt％增加到1.4wt％，强度由1670Mpa增加到1830Mpa，塑性由15％降到13％，K1c由130Mpam1/2降到108Mpam1/2，因此Ti含量是决定钢强度和塑韧性的关键元素，本发明的Ti含量最好控制在1.00wt％～1.75wt％之间。
Al在马氏体时效钢中主要起脱氧剂的作用。
Mn、C、Si、S、P、O、N作为有害元素或形成夹杂物元素，如Ti(CN)TiO2等，会降低钢的塑韧性，因此必须对它们的含量加以限制。
本发明的第二个方面提供一种超高强度、高韧性马氏体时效钢的制造方法，该制造方法包括冶炼、锻造、固溶处理、时效处理，其中所述冶炼采用真空感应炉冶炼和真空自耗炉重熔。
在一个优选实施方式中：在所述真空感应炉冶炼过程中，包括以下步骤：
(1)将纯铁、金属料于坩埚内250kw预热；
(2)当真空度≤2.7Pa时开始熔化，熔化功率为400～800kw，熔化期控制真空度≤6Pa；
(3)全熔后以1000kw功率升温，10分钟后降至250kw保温，开始高温精炼，精炼温度控制在1580～1600℃。
在一个优选实施方式中：钢水经真空感应炉冶炼后带电浇注，浇注电极为φ290～520mm。
在一个优选实施方式中：所述真空自耗炉重熔的真空度为0.05～0.15Pa。
在一个优选实施方式中：所述真空自耗炉重熔的平均熔速≥3kg/min。
在一个优选实施方式中：所述固溶处理温度820～950℃，保温1小时，然后空冷。
在一个优选实施方式中：所述时效处理温度480～510℃，保温3～8小时，然后空冷。
本发明的有益效果为：
1、本发明钢种在热加工后经固溶处理，使硬度为HRC32以下，可以进行机械加工。
2、本发明的钢种经固溶加时效处理后，强度均在1760Mpa以上，塑性在9％以上，断面收缩率大于45％，冲击韧性45焦耳以上。用该钢制造薄壁筒体，当冷变形量达到85％时，热处理后伸长率达到6％以上，高于C250钢。
3、本发明马氏体时效钢力学性能达到C250钢水平，可以代替C250钢，由于不含钴，成本低，可以广泛适用于高端产品如薄壁零件、高级模具、弹簧等。
具体实施方式
以下用实施例对本发明作更详细的描述。这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何限制。
实施例1
1、冶炼：真空感应炉冶炼+真空自耗炉重熔
(1)按表1所示的化学成分在6吨真空感应炉冶炼浇注Φ290mm电极：
将纯铁、金属料NiMoCo等装入坩埚中，250kw预热坩埚中的材料，当真空度≤2.7pa时，高功率熔化，熔化功率500～600kw，熔化期控制真空度≤6Pa。全熔后给1000kw高功率升温，10分钟后降至250kw保温，开始进行高温精炼，温度控制在1580-1600℃进行碳氧反应--脱碳，取炉前样，调其成份Ni、Mo，加Al、Ti熔后搅拌10分钟，继续高温精炼，再降至250kw保温，取炉前样后继续高温精炼，调整Al、Ti，加B、Zr，高功率搅拌8分钟后加Ca取样出钢，带电浇注Φ290mm电极。
(2)电极在真空自耗炉重熔Φ360mm钢锭：
Φ290mm电极表面磨光、清理后，进行自耗重熔；
自耗结晶器Φ360mm；
真空度0.05～0.15Pa；
平均熔速：真空自耗炉重熔Φ360mm钢锭的平均熔速为3kg/min。
封顶电极重量240～260kg；
充填：电极重量剩余240～260kg开始充填，充填功率降低到正常熔化功率的75％，保持30min，再次降低功率，降低率75％，每次降低熔化功率的时间保持1～2min。
钢锭炉冷40分钟脱模，热送680±10℃，保温25h，空冷后车光。
2、锻造：钢锭在2000吨快锻机锻造Φ180mm
钢锭加热；钢锭入炉温度≤650℃，以100℃/小时速度升温，温度升到800℃保持4小时，再以80℃/小时速度升温至1240±10℃保温30～50小时，钢锭出炉锻造；
坯料回炉加热温度1160--1180℃，保温1h；
开锻温度1150℃，停锻温度920℃；
锻后空冷；
固溶软化：钢棒装入退火炉并加热，加热速度≤100℃/小时，当温度升到840±10℃保温5小时空冷。
实施例2-6
除了真空感应炉冶炼的熔化功率为500～550kw，带电浇注Φ520mm电极，自耗结晶器Φ610mm，真空自耗炉重熔Φ610mm钢锭的平均熔速为5kg/min外，其余操作同实施例1。
实施例7-8
除了真空感应炉冶炼的熔化功率为800kw，带电浇注Φ520mm电极，自耗结晶器Φ610mm，真空自耗炉重熔Φ610mm钢锭的平均熔速为5kg/min外，其余操作同实施例1。
实施例9
除了真空感应炉冶炼的熔化功率为500～550kw、带电浇注Φ520mm电极，自耗结晶器Φ610mm，真空自耗炉重熔Φ610mm钢锭的平均熔速为7kg/min外，其余操作同实施例1。
表1本发明实施例1-9钢的化学成分(wt％)
| C | Mn | Si | S | P | Ni | Mo | Ti | Al | B | Zr+Ca | |
| 实施例1 | 0.007 | 0.05 | 0.08 | 0.002 | 0.004 | 17.55 | 2.97 | 1.3 | 0.12 | 0.001 | 0.015 |
| 实施例2 | 0.005 | 0.01 | 0.02 | 0.002 | 0.004 | 19.47 | 2.96 | 1.4 | 0.11 | 0.0009 | 0.012 |
| 实施例3 | 0.005 | 0.01 | 0.04 | 0.002 | 0.004 | 19.38 | 3.02 | 1.5 | 0.13 | 0.0008 | 0.O13 |
| 实施例4 | 0.005 | 0.02 | 0.08 | 0.002 | 0.004 | 18.22 | 3.01 | 1.6 | 0.11 | 0.001 | 0.009 |
| 实施例5 | 0.005 | 0.02 | 0.04 | 0.002 | 0.004 | 19.42 | 2.09 | 1.41 | 0.09 | 0.0006 | 0.011 |
| 实施例6 | 0.004 | 0.02 | 0.02 | 0.002 | 0.004 | 18.65 | 3.95 | 1.43 | 0.10 | 0.0007 | 0.011 |
| 实施例7 | 0.015 | 0.02 | 0.05 | 0.005 | 0.012 | 19.38 | 3.01 | 1.39 | 0.10 | 0.0001 | 0.008 |
| 实施例8 | 0.010 | 0.02 | 0.03 | 0.002 | 0.004 | 20.50 | 3.03 | 1.45 | 0.09 | 0.0003 | 0.011 |
| 实施例9 | 0.006 | 0.03 | 0.04 | 0.002 | 0.004 | 19.35 | 3.08 | 1.44 | 0.10 | 0.0004 | 0.010 |
| 比较例1 | 0.008 | 0.01 | 0.03 | 0.002 | 0.003 | 18.20 | 4.74 | 0.37 | 0.09 | Co 7.62 |
试验例1
将实施例1-9所得的Φ180mm钢锭进行力学性能测试，测试结果见表2。
表2实施例1-9的Φ180mm钢锭的力学性能
| 屈服强度σ0.2(MPa) | 抗拉强度σb(MPa) | 延伸率δ5(％) | 面缩率ψ(％) | 冲击功Aku(J) | KlcMpam1/2 | |
| 实施例1 | 1610 | 1750 | 14.0 | 56 | 51 | 110 |
| 实施例2 | 1800 | 1830 | 13.0 | 50 | 49 | 108 |
| 实施例3 | 1800 | 1870 | 12.0 | 48 | 46 | 1O0 |
| 实施例4 | 1850 | 1920 | 10.0 | 47 | 45 | 86 |
| 实施例5 | 1790 | 1800 | 13.0 | 51 | 48 | 95 |
| 实施例6 | 1810 | 1870 | 10.0 | 47 | 45 | 88 |
| 实施例7 | 1810 | 1840 | 8 | 41 | 36 | 75 |
| 实施例8 | 1800 | 1870 | 8 | 48 | 40 | 78 |
| 实施例9 | 1780 | 1880 | 9 | 49 | 42 | 80 |
试验例2
将实施例3所得钢锭进行不同温度下的固溶处理后，对其力学性能进行测试，测试结果见表3。
表3经不同温度下固溶处理后实施例3的钢锭的力学性能
| 固溶处理条件 | σ0.2(MPa) | σb(MPa) | δ5(％) | ψ(％0 | Aku(J) | HRC |
| 750℃×1h空冷 | 1120 | 860 | 17 | 66 | 60 | 33 |
| 800℃×1h空冷 | 1060 | 860 | 17 | 64 | 62 | 30 |
| 820℃×1h空冷 | 1065 | 870 | 16 | 64 | 60 | 31 |
| 840℃×1h空冷 | 1040 | 860 | 15 | 67 | 100 | 30 |
| 900℃×1h空冷 | 1000 | 850 | 14 | 71 | 150 | 28 |
| 900℃×3h空冷 | 990 | 840 | 15 | 72 | 156 | 28 |
| 950℃×1h空冷 | 1010 | 840 | 16 | 72 | 158 | 29 |
由表3可以看出。当固溶温度在820℃～950℃时，钢的硬度HRc在28～31之间，可以进行机械加工
试验例3
将实施例3所得钢锭经820℃×1h空冷的固溶处理后，再进行不同温度下的时效处理，然后对其力学性能进行测试，测试结果见表4。
表4经820℃×1h空冷+不同温度下时效处理后实施例3的钢锭的力学性能
| 时效处理条件 | σ0.2MPa | σbMPa | δ5％ | ψ％ | AkuJ | HRC |
| 400℃×3h空冷 | 1180 | 1380 | 16 | 58 | 70 | ？ |
| 450℃×8h空冷 | 1660 | 1760 | 15 | 52 | 47 | 49 |
| 480℃×3h空冷 | 1770 | 1820 | 14 | 55 | 48 | 52 |
| 500℃×5h空冷 | 1760 | 1830 | 14 | 56 | 47 | 51 |
| 520℃×8h空冷 | 1740 | 1830 | 14 | 55 | 49 | 50 |
| 550℃×3h空冷 | 1550 | 1640 | 17 | 59 | 55 | 48 |
| 600℃×3h空冷 | 925 | 1370 | 20 | 62 | 86 | 43 |
从表4可以看出，当时效温度在480～520℃之间保温时，钢的强度达到最高，综合力学性能最好。
Claims (6)
1.一种马氏体时效钢，其特征在于，所述马氏体时效钢的化学成分包含：C≤0.03wt％、Mn≤0.10wt％、Si≤0.10wt％、S≤0.005wt％、P≤0.010wt％、Ni：17.50～20.50wt％、Mo：2.00～4.00wt％、Ti：1.00～1.75wt％、Al：0.05～0.15wt％、B：0.0005～0.002wt％、Zr+Ca：0.005～0.10wt％、，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.权利要求1所述的马氏体时效钢的制造方法，包括冶炼、锻造、固溶处理、时效处理，其特征在于，所述冶炼采用真空感应炉冶炼和真空自耗炉重熔；
所述锻造过程中：钢锭升温至1240±10℃保温30～50小时，出炉锻造，锻后空冷，然后进行固溶软化，钢棒装入退火炉并加热，当温度升到840±10℃保温5小时空冷；
所述固溶处理温度为820～950℃，保温1～3小时，然后空冷；所述时效处理温度为480～510℃，保温3～8小时，然后空冷。
3.根据权利要求2所述的马氏体时效钢的制造方法，其特征在于，在所述真空感应炉冶炼过程中，包括以下步骤：
(1)将纯铁、金属料于坩埚内250kw预热；
(2)当真空度≤2.7Pa时开始熔化，熔化功率为400～800kw，熔化期控制真空度≤6Pa；
(3)全熔后以1000kw功率升温，10分钟后降至250kw保温，开始高温精炼，精炼温度控制在1580～1600℃。
4.根据权利要求2所述的马氏体时效钢的制造方法，其特征在于，在所述真空感应炉冶炼后将钢水带电浇注，浇注电极为φ290～520mm。
5.根据权利要求2所述的马氏体时效钢的制造方法，其特征在于，所述真空自耗炉重熔的真空度为0.05～0.15Pa。
6.根据权利要求2所述的马氏体时效钢的制造方法，其特征在于，在所述真空自耗炉重熔过程中，平均熔速≥3kg/min。
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| JP2008056961A (ja) * | 2006-08-30 | 2008-03-13 | Jfe Steel Kk | 溶接熱影響部靭性に優れた、引張り強さ７６０ＭＰａ以上の高強度溶接鋼管およびその製造方法 |
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2008
- 2008-08-15 CN CN2008100417264A patent/CN101649413B/zh active Active
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