CN104498834B - 一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺，属于合金钢技术领域。本发明的一种高韧性超高强度钢，其各组分的质量百分比为：C：0.25～0.45％，Si：0.4～1.2％，Mn：0.3～1.5％，Cr：2.0～3.5％，Ni：2.5～4.0％，W：2.0～4.5％，Mo：0.4～0.8％，V：0.1～0.4％，P≤0.005％，S≤0.003％，O≤0.002％，N≤0.0015％，Cu≤0.05％，余量：Fe。本发明高韧性超高强度钢的制备工艺，包括冶炼工艺、锻造工艺和热处理工艺。本发明的钢大幅降低使用成本，其力学性能满足国家标准的要求，具有重要的推广应用价值。

Description

一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺

技术领域

本发明涉及一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺，属于合金钢技术领域。

背景技术

超高强度钢的主要特点是具有很高的强度和一定的韧性，主要用于制造承受高应力、大冲击载荷且对疲劳性能要求较高的重要构件。在民用和军用方面均有广泛的应用，如高压容器、液压和机械压力机部件、车辆关键部件、桥梁结构架、高强度螺栓、冷挤和冷冲模具、飞机大梁和起落架、航空发动机轴、火箭发动机壳体、深侵彻弹体、枪械部件、装甲板等。但是，随着应用技术的发展和经济可承受性的重视，要求超高强度钢在不断提高强度的同时兼具高韧性和低成本。

目前传统工艺中，为得到具有较高强韧性的超高强度钢，合金成分中必须采用大量的Co和Ni，二者除固溶强化外，Co能提高钢的再结晶温度(T_再)使位错结构保存下来，以便增加细小碳化物的形核点，析出更多的细小碳化物，这对于二次析出强化钢的超高强韧性起到了关键性作用，Ni能使基体中的螺型位错不易发生分解，保证了交滑移的发生，这对提高的钢韧性也起到了一定作用。AerMet100、AF1410、M250、F175、G99等皆属于此类高合金钢。但是Co、Ni均为我国稀缺的贵重战略性元素，导致其成本十分昂贵，难以获得大量应用，仅用于部分国防尖端武器。而AISI4340、300M钢和30CrMnSiNi2等低成本超高强度钢，由于只含有少量Ni，而导致韧塑性较差，无法满足关键结构件的使用要求。因此，有效合理利用国内资源，开发出一种兼具超高强度和高韧性，并具有相对较低使用成本的超高强度钢是非常有必要的。

发明内容

本发明的目的是为了解决传统超高强度钢加工时，为提高韧塑性必须大量使用Co和Ni高成本材料的技术难题，而提供一种高韧性超高强度钢及其制备工艺，兼具超高强度和高韧性的同时，又具有相对较低制造成本。

本发明的目的是通过以下技术方案实现的：

本发明的一种高韧性超高强度钢，其各组分的质量百分比为：C：0.25～0.45％，Si：0.4～1.2％，Mn：0.3～1.5％，Cr：2.0～3.5％，Ni：2.5～4.0％，W：2.0～4.5％，Mo：0.4～0.8％，V：0.1～0.4％，P≤0.005％，S≤0.003％，O≤0.002％，N≤0.0015％，Cu≤0.05％，余量：Fe。

C作为间隙固溶强化元素，能够有效提高钢的强度，但是，如C含量过高，合金钢的韧塑性很差，热加工变形及焊接等工艺性也较差，难以应用；如含碳量过低，通常合金钢的强度达不到超高强度要求。因此，本发明钢的含C量要求控制在0.25～0.45％wt之间。

Si在具有固溶强化作用的同时，还能够有效增强钢的回火稳定性。更为重要的是，Si的加入可抑制渗碳体形成，使部分富碳奥氏体首先析出ε碳化物和未转变的奥氏体一起沿着铁素体边界分布，可显著提高钢的韧性。但是，过高的Si加入，会促进C的石墨化，反而降低钢的韧性，同时，Si对钢的表面质量有害，会限制钢材在镀锌产品中的应用。因此，本发明钢将Si含量确定在0.4～1.2wt％之间。

Mn不但是良好的脱氧剂和脱硫剂，而且可以显著增加钢的淬透性。Mn的加入还具有固溶强化、形成位错马氏体和残余薄膜奥氏体的综合作用，尤其是，形成残余薄膜奥氏体对提高钢的韧性非常有利。此外，Mn还能够抑制网状渗碳体的形成，也对提高钢的韧性有利。但是，Mn含量过高会降低马氏体相变温度Ms点。综合考虑，将Mn含量范围定在0.3～1.5wt％之间。

Cr与Fe能够形成连续固溶体，具有固溶强化作用，而且Cr的添加还可以提高淬透性和耐蚀性。同时，Cr也可形成合金碳化物，产生二次强化作用。Cr含量对二次强化反应温度和合金碳化物粗化行为有显著影响，Cr含量较高会促进合金碳化物粗化而降低钢的塑韧性，反之则会使二次强化反应温度过高，易于形成逆转奥氏体，使钢的强度下降。综合考虑，将Cr含量范围定在2.0～3.5wt％之间。

由于材料韧性取决于塑性变形时位错交滑移的难易程度，Ni能使螺型位错不易发生分解，保证了交滑移的发生，所以，钢中加入Ni能够显著提高韧性，如M250和Aermet100具有良好韧性皆基于此。此外，Ni的加入还可以提高钢的淬透性、降低韧脆转变温度。但是，如果Ni含量过高，不但会显著增加钢的成本，而且会使马氏体相变温度Ms点下降。综合考虑，将Ni的成分范围定在2.5～4.0wt％之间。

在钢中，W除形成碳化物产生二次强化作用外，还部分溶入铁中形成固溶体，有一定的固溶强化作用，但必须采用高温奥氏体化才能获得良好的固溶强化效果。钢在时效过程中W的存在，能够阻止析出相沿原奥氏体晶界析出，也能够抑制杂质原子和非金属夹杂物在晶界偏聚，从而提高断裂韧性。此外，W还具有提高回火抗力和抑制高温回火脆性的作用。我国W资源储量丰富，能够有力地保障本发明新型超高强度钢的大规模应用。由于W的塑性低，大量加入会导致钢的韧塑性下降，并可能产生偏析。因此，本发明钢将W含量控制在2.0～4.5wt％之间。

Mo与W相似，既可形成碳化物产生二次强化作用，又可形成固溶体产生固溶强化作用。Mo也具有净化晶界、提高回火抗力和抑制高温回火脆性的作用。Mo与W复合应用时，上述效果更加显著。但是，Mo含量过高既降低钢的韧塑性，又提高了钢的成本。综合考虑，Mo的成分添加应控制在0.4～0.8wt％之间。

V是强碳化物元素。钢中添加少量的V具有显著的细化晶粒、析出强化等作用，有利于提高钢的强度和韧塑性。但V含量不宜偏高，偏高将降低韧性。因此，本发明钢将V含量控制在0.1～0.4wt％之间。

本发明钢有害杂质含量控制要求：P≤0.005wt％，S≤0.003wt％、O≤0.002wt％，N≤0.0015wt％，Cu≤0.05wt％。

本发明的一种采用上述配方加工高韧性超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：

1)冶炼工艺：所述冶炼工艺使用真空感应炉熔炼法，也可以采用电弧炉熔炼+炉外精炼，同时进行电渣重熔或真空自耗重熔。

2)锻造工艺：对冶炼钢锭，进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下：工序1：始锻温度为1150±10℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序2：回炉加热温度为1080±10℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序3：回炉加热温度为1050±10℃，镦至高度的一半，再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃正火3h，随炉冷却；接着加热至900℃～1100℃，保温1～2h，进行油淬至室温；然后冷却至-120℃～-70℃，保温2～3h，取出在大气中升至室温；最后加热至200℃～300℃，保温2～3h，取出空冷至室温。

有益效果：W、Cr、Ni、Mo等合金元素的联合应用，经相应热处理后，使该材料在具有超高强度的同时具有良好的塑韧性；同时，成分不含Co，减少Ni的使用量，与AerMet100等高合金钢相比，大幅降低使用成本。本发明钢力学性能按照国家标准(GB/T228.1-2010，GB/T229-1994，GB/T4161-1984)分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试满足：抗拉强度(R_m)≥2000MPa，屈服强度(R_p0.2)≥1600MPa，延伸率(A)≥12％，断面收缩率(Z)≥45％，冲击韧性(A_ku2)≥65J，断裂韧性(K_IC)≥100MPa·m^1/2。用于深侵彻模拟弹体，撞击速度较目前使用的高强钢弹体提高50％以上。

附图说明

图1为实施例1得到的钢材料光学显微镜金相照片；

图2为实施例1得到的钢材料在透射电镜下的明场相微观组织形貌；

图3为实施例1得到的钢材料在透射电镜下的暗场相微观组织形貌。

具体实施方式

以下结合实施例，示例性说明及帮助进一步理解本发明。但实施例具体细节仅是为了说明本发明，并不代表本发明构思下的全部技术方案，因此不能理解为对本发明技术方案的限定。一些不偏离本发明构思的非实质性改动，例如相同或相似的成分或工艺微调等，均属本发明权利保护范围。

实施例1：

本发明的一种高韧性超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：

1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量，以质量百分比记：C：0.26％，Si：0.73％，Mn：1.30％，Cr：2.62％，Ni：3.44％，W：2.88％，Mo：0.45％，V：0.23％，P：0.0045％，S：0.0024％，O：0.0016％，N：0.001％，Cu：0.034％，余量：Fe，获得钢锭。

2)对冶炼得到的钢锭，进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下：工序1：始锻温度为1150℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序2：回炉加热温度为1080℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序3：回炉加热温度为1050℃，镦至高度的一半，再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃正火3h，随炉冷却；接着加热至900℃，保温2h，进行油淬至室温；然后冷却至-70℃，保温1h，取出在空气中升至室温；最后加热至200℃，保温2h，取出空冷至室温。

4)将实施例1得到的钢材料，按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试，结果如下：R_m＝2067MPa，R_p0.2＝1607MPa，A＝13.5％，Z＝56％，A_ku2＝73J；K_IC＝126MPam^1/2。

实施例2：

本发明的一种高韧性超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：

1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量，以质量百分比记：C：0.32，Si：0.82，Mn：0.72，Cr：3.14，Ni：3.36，W：3.79，Mo：0.66，V：0.31，P：0.0046，S：0.0023，O：0.0014，N：0.001，Cu：0.027，余量：Fe，获得钢锭。

2)对冶炼得到的钢锭，进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下：工序1：始锻温度为1150℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序2：回炉加热温度为1080℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序3：回炉加热温度为1050℃，镦至高度的一半，再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃正火3h，随炉冷却；接着加热至1000℃，保温1h，进行油淬至室温；然后冷却至-100℃，保温1.5h，取出在空气中升至室温；最后加热至260℃，保温2.5h，取出空冷至室温。

4)将实施例2得到的钢材料，按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试，结果如下：R_m＝2132MPa，R_p0.2＝1685MPa，A＝12.5％，Z＝54％，A_ku2＝70J；K_IC＝112MPam^1/2。

实施例3：

本发明的一种高韧性超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：

1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量，以质量百分比记：C：0.41，Si：0.99，Mn：0.74，Cr：2.82，Ni：3.31，W：4.24，Mo：0.42，V：0.18，P：0.0046，S：0.0026，O：0.0015，N：0.001，Cu：0.039，余量：Fe，获得钢锭。

2)对冶炼得到的钢锭，进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下：工序1：始锻温度为1150℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序2：回炉加热温度为1080℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序3：回炉加热温度为1050℃，镦至高度的一半，再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃正火3h，随炉冷却；接着加热至1100℃，保温1h，进行油淬至室温；然后冷却至-120℃，保温2h，取出在空气中升至室温；最后加热至300℃，保温3h，取出空冷至室温。

4)将实施例3得到的钢材料，按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试，结果如下：R_m＝2108MPa，R_p0.2＝1642MPa，A＝12.0％，Z＝54％，A_ku2＝67J；K_IC＝108MPam^1/2。

Claims (1)

1.一种高韧性超高强度钢，其特征在于：各组分的质量百分比为：C：0.25～0.45％，Si：0.4～1.2％，Mn：0.3～1.5％，Cr：2.0～3.5％，Ni：2.5～4.0％，W：2.88～4.5％，Mo：0.4～0.8％，V：0.1～0.4％，P≤0.005％，S≤0.003％，O≤0.002％，N≤0.0015％，Cu≤0.05％，余量：Fe；

其具体制备工艺如下：1)冶炼工艺：采用真空感应炉熔炼法，也能采用电弧炉熔炼+炉外精炼，同时进行电渣重熔或真空自耗重熔；

2)锻造工艺：对冶炼钢锭，进行三镦三拔的锻造工序；具体步骤如下：工序1：始锻温度为1150±10℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序2：回炉加热温度为1080±10℃，镦至高度的一半，再拔至原高度；工序3：回炉加热温度为1050±10℃，镦至高度的一半，再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯；上述工序的终锻温度≥850℃；

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃正火3h，随炉冷却；接着加热至900℃～1100℃，保温1～2h，进行油淬至室温；然后冷却至-120℃～-70℃，保温2～3h，取出在大气中升至室温；最后加热至200℃～300℃，保温2～3h，取出空冷至室温。