CN104328359B - 高韧性易旋压易焊接超高强度d506a钢及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种高韧性易旋压易焊接超高强度D506A钢及制备方法，属于合金钢技术领域。该钢的化学组成成分重量％为：C 0.32‑0.38％，Cr 0.50‑5.50％，Ni 0.5‑3.5％，Si 0.2‑2.20％，Mn 0.2‑2.2％，Mo 0.05‑1.50％，V 0‑0.5％，Nb≤0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。本发明与现有技术相比综合性能优良，具有σ_b≥1800Mpa和K_IC≥90MPam^1/2的高韧性和超高强度的优点，同时具有优良的焊接性、旋压性和抗脱碳能力。

Description

高韧性易旋压易焊接超高强度D506A钢及制备方法

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，特别涉及一种高韧性易旋压易焊接超高强度D506A钢及制备方法。在具有σ_b≥1800Mpa和K_IC≥90MPam^1/2的高韧性和超高强度的同时，具有良好的旋压和焊接工艺性。

背景技术

在此之前，高压壳体用超高强度钢是一类比较特殊的超高强度钢，由于成型工艺的需要，除要保持高强度和高韧性外，必须易于获得球化组织、较低的碳当量和低易挥发元素，以便满足旋压和焊接工艺要求。

早期的高压壳体用超高强度钢由于成本问题集中于低合金超高强度钢，主要有30CrMnSi、30CrMnSiNi2、4130、D6AC、D406A等，但这些低合金超高强度钢的强度普遍在1600MPa及以下；随高压壳体的压力增大和体积重量减小，更高强度级别的马氏体时效钢得到广泛应用，著名的有C200、C250、C300、T250等，强度由1600MPa到2000MPa，但由于价格过高等问题一直没有能够推广应用。相应的目前使用的三类高压壳体用钢的成分和力学性能见表1和表2：

表1 对比钢化学成分(wt％)

表2 对比钢力学性能

虽然目前的低合金壳体用钢能够提供σ_b≥1620Mpa，K_IC≥80MPam^1/2的性能，但是与目前航天航空领域对于零部件的需求相比，强度和断裂韧性等的综合性能尚存在差距，强度和韧性均偏低，不能满足技术需求。希望能够研制一种价格经济、强度稳定在1800Mpa以上，同时具备优良的抗低应力破坏能力，即断裂韧性K_IC≥90MPam^1/2的超高强度钢。根据强度的需要，按照低合金超高强度钢的强化机制C含量不应低于0.32％，在提高强度的同时要进一步依靠残余奥氏体提高韧性，足够的奥氏体稳定化元素，因此，新一代高韧性和超高强度合金钢日益被提到科研日程上来。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高韧性易旋压易焊接超高强度D506A钢及制备方法，综合性能优良，具有σ_b≥1800Mpa和K_IC≥90MPam^1/2的具有良好旋压、焊接、抗脱碳的超高强度的中低合金钢。

基于上述目的，本发明的主要技术方案是在低碳的纯铁中提高C和Cr、Ni的含量，同时添加Mo、Nb、V，形成中合金低温回火马氏体钢。其具体的化学组成成分(重量％)为：C0.32-0.38％，Cr 0.5-5.50％，Ni 0.5-3.5％，Si 0.2-2.20％，Mn0.2-2.2％，Mo0.05-1.50％，V 0-0.5％，Nb≤0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。

上述化学成分的设计依据如下：

C：淬火、回火后为了获得所需的高强度，其抗拉强度与C含量呈直线关系：

σ_b(MPa)＝(294×C％+82)×9.8，式中，C％表示钢中碳含量，适用范围为0.30～0.50％C。按公式计算，C含量须在0.32％以上，但过多的C含量会恶化钢的塑韧性和焊接性，以及钢的工艺性能，因而C含量控制为0.32-0.38％。

Cr：能够有效地提高钢的淬透性和回火抗力，以获得所需的高强度，同时显著提高抗脱碳能力，但含量超过6.0％则会显著提高钢的淬火温度、晶粒粗大降低钢的韧性和加工性，因此控制在0.5-5.5％。

Ni:有效地提高钢的淬透性并提高钢的低温韧性。同时降低Ms点，能够获得残余奥氏体，提高刚的韧性，但达到4.0％将严重推迟C曲线，降低旋压性能，因此控制在0.5-3.5％。

Si：在钢中加入Si,可抑制残余奥氏体向Fe₃C的分解转变，并使回火马氏体脆性区向高温方向移动，降低第一类回火脆性，因此可以采用高温度回火工艺获得良好的强韧性配比，但高Si会降低抗脱碳性能，本发明钢中Si控制在2.2％以下。

Mn：可以提高钢的淬透性和强度，但Mn含量过高时，有使钢晶粒粗化的倾向，并增加钢的回火脆敏感性，同时增加真空自耗重熔冶金过程中成分偏析，因而控制Mn含量在2.20％以内。

Mo：有效地提高钢的淬透性和回火抗力的同时，还能够强化晶界。含量小于0.20％难以起到上述作用，但含量超过1.50％则上述作用效果饱和，控制在0.05-1.5％。

V：在低合金超高强度钢中通过形成细小弥散的MC型析出相进行复合强化，提高钢的强度和韧性。V含量小于0.05％难以起到上述作用，过高的V会降低塑性，控制在0.05-0.5％以内。

Nb：细化晶粒，提高钢的韧性，含量小于0.01％起不到上述作用，超过0.3％会增加脆性倾向，本发明控制在小于0.2％％。

本发明高冲击韧性超高强度钢易于采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔工艺，也可采用炉外精炼+真空自耗重熔或电渣重熔工艺，其具体工艺参数如下:

钢锭进行1190—1230℃均匀化处理，8小时≤扩散时间≤60小时，装炉温度≤650℃；

加热温度：1160－1180℃，1100℃≤开锻温度≤1160℃，800℃≤终锻温度≤900℃；

成品退火制度：正火：910—980℃，1小时≤保温时间≤3小时空冷；回火：640—700℃，6小时≤保温时间≤30小时。

最终热处理：淬火处理：加热到880－950℃，热透后1小时≤保温≤3小时，油淬；或空冷，或者用惰性气体进行真空热处理；

回火处理：加热到220-300℃，热透后保温2-4小时，空冷；或进行二次回火处理。

根据上述化学成分及生产方法所制备的本发明钢，具有高冲击韧性和超高强度的优点，具体的性能为：抗拉强度σ_b≥1800Mpa和K_IC≥90MPam^1/2断裂韧性。

与现有技术相比，本发明综合性能优良，具有更高的强度和断裂韧性，同时具有良好的旋压性、焊接性和抗脱碳能力。

具体实施方式

根据本发明经济型高韧性易旋压易焊接超高强度钢的化学成分范围，采用25公斤真空感应炉制备20公斤的合金锭15炉，其具体化学成分见表1.

试验钢冶炼浇铸成钢锭后，锻前首先进行高温均质化处理制度为：1200℃保温10小时后，降温锻造，锻造加热温度为1150℃。锻造试棒尺寸为：φ15×2000、15×15×2000及25×45×Lmm。

锻后试棒首先进行正火、退火热处理：正火处理950℃×1h，AC、退火处理680℃×5h，AC。然后送试样段加工拉伸、冲击及断裂韧性试样毛坯。最后进行淬火、回火热处理：淬火处理910℃×1h，油淬；回火处理300℃×2h，AC。试样毛坯磨削加工后即可测试力学性能见表2。

为了对比，在表1和表2列入了对比例低合金超高强度30CrMnSiNi2A、406、D406A、D6AC钢的化学成分和力学性能。

从表1看出，与对比例低合金30CrMnSiNi2A、406、D406A钢相比，本发明的主要技术方案是提高C和Cr、Ni的含量，同时添加Mo、Nb、V，形成中低合金低温回火马氏体钢。更高的C含量来提高强度；高的Cr含量提高了韧性和抗脱碳能力；高的Ni含量提高钢的淬透性及获得足够的残余奥氏体提高冲击韧性，同时不降低其旋压性能；加入Mo有效地提高钢的淬透性和回火抗力的同时，还能够强化晶界，可以提高屈服强度；加入Nb细化晶粒，提高钢的韧性；加入V提高钢的强度和韧性。

由表2看出，本发明钢种与对比例相比，抗拉强度和断裂韧性高于后者,具有稳定的σ_b≥1800Mpa抗拉强度和K_IC≥90MPam^1/2的断裂韧性，同时具有良好的旋压性、焊接性和抗脱碳能力。

表1 本发明实施例与对比例化学成分(wt％)对比表

表2 本发明实施例与对比例力学性能对比表

Claims (2)

1.一种高韧性易旋压易焊接超高强度D506A钢，其特征在于，化学组成成分重量％为：C0.35-0.38％，Cr 3.0-5.0％，Ni 2.0-3.0％，Si 1.4-1.8％，Mn 0.9-1.20％，Mo 0.05-1.50％，V 0-0.5％，Nb≤0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素。

2.一种权利要求1所述的D506A钢的制备方法，其特征在于，采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔，或者采用炉外精炼+真空自耗重熔或电渣重熔冶炼工艺，其特征在于，工艺中控制的技术参数如下：

钢锭进行1190—1230℃均匀化处理，8小时≤扩散时间≤60小时，装炉温度≤650℃；

加热温度：1160－1180℃，1100℃≤开锻温度≤1160℃，800℃≤终锻温度≤900℃；

成品退火制度：正火：910—980℃，1小时≤保温时间≤3小时空冷；回火：640—700℃，6小时≤保温时间≤30小时；

最终热处理：淬火处理：加热到880－950℃，1小时≤热透后保温≤3小时，油淬或空冷；

回火处理：加热到220-300℃，热透后保温2-4小时，空冷；或进行二次回火处理。