CN106148651A - 含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢及制备方法 - Google Patents

含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢及制备方法 Download PDF

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Abstract

一种含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢及制备方法，属于合金钢技术领域。其化学成分重量百分数为：C 0.30‑0.40％，Cr 0.5‑1.5％，Ni 10.0‑15.0％，Co 5.0‑10.0，Mo 2.0‑3.0％，W 0.5‑1.5％，Al 0.5‑2.2％，Nb≤0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质。优点在于，同现有技术相比综合性能良好，具有高的抗拉强度和高比强度、较低的屈强比和良好塑韧性，热处理工艺简单，经济性强，抗拉强度可以达到2300MPa以上，比强度达到300Nmm/g以上。

Description

含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢及制备方法
技术领域
本发明属于合金钢技术领域，特别涉及一种含Al节Co型高比强二次硬化超高强度钢及制备方法，综合性能良好，具有高的抗拉强度和高比强度、较低的屈强比和良好塑韧性，热处理工艺简单，经济性强，抗拉强度可以达到2300MPa以上，比强度达到300Nmm/g以上。
背景技术
随着航空工业的发展，为适应增程提速和降低排放需要，最大限度减少消极重量、节约结构空间，对飞机重要承力结构件材料的特殊钢希望可以进一步提高强度和比强度，对于可用于耐久性损伤容限设计的2000MPa及以上级的超高强度钢的需求日益迫切。为此美国开发了一系列用于先进航空领域的超高强度高韧性特殊钢，其中最著名的是AerMet系列，AerMet100钢具有1930MPa以上的抗拉强度和110MPam1/2的优良的断裂韧性，已经广泛应用于先进飞机的起落架等领域。近年美国Carpenter公司在AerMet100钢的基础上，又开发出了抗拉强度达到2172MPa的AerMet310钢。AerMet310的抗拉强度比AerMet100高出200MPa，与Marage300钢相比，AerMet310的屈强比较小，因而可在断裂前吸收较多的塑变能量。而AerMet310的比强度高于AerMet100和Marage300，甚至高于Ti-6Al-4V钛合金。随后在AerMet310基础上又开发了更高比强度的AerMet340，抗拉强度达到2370MPa，比AerMet100钢提高了15％以上，具有里程碑式的跨越，但AerMet340的韧性降低很快，只有37MPam1/2，工程实际应用受到限制，AerMet系列材料的化学成分和力学性能对比见表1和表2。
在AerMet系列开发中，为进一步提高强度，C和Co的含量不断增加，屈强比随之增加，达到0.86以上，过高的屈强比大幅度降低了断裂韧性，例如AerMet340的断裂韧性只有37MPam1/2。为解决这一问题，美国Carpenter公司又开发了M54钢，并于2013年在世界范围内申请了专利，主要思路是通过W、Mo复合析出强化降低Co含量降低屈强比提高断裂韧性，但强度随之降低仅仅与AerMet100相当。迫切需要开发具有AerMet340级别的高比强度超高强度钢，满足航空发展需要，但需要降低屈强比提高断裂韧性，适合工程应用。
表1典型二次硬化型超高强度钢的化学成分(wt.％)
钢种 C Cr Ni Mo Co W V
AF1410 0.16 2.0 10.0 1.0 14.0 - -
AerMet100 0.23 3.1 11.1 1.2 13.4 - -
AerMet310 0.25 2.4 11.0 1.4 15.0 - -
AerMet340 0.33 2.25 12.0 1.85 15.6
M54 0.30 1.0 10.0 2.0 7.0 1.3 0.1
表2典型二次硬化超高强度钢的室温力学性能
钢种 σb/MPa σ0.2/MPa δ/％ ψ/％ KIC/MPam1/2
AF1410 1655 1517 15 68 154
AerMet100 1965 1724 14 65 126
AerMet310 2172 1896 14 60 71
AerMet340 2379 2068 11 53 37
M54 1980 1730 15 64 120
注：上述力学性能所对应的热处理制度为
AF1410：830℃×1h油淬+(-73℃×1h)空气中升至室温+510℃×5h空冷；
AerMet100：885℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×5h空冷；
AerMet310：912℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×5h空冷。AerMet340：968℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×2.5h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×2.5h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温。
M54：1060℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+515℃×10h空冷
综上所述，目前迫切需要开发一种抗拉强度达到2300MPa级的超高强度钢，同时具有较高比强度、较低屈强比，热处理工艺性能良好，具有较高经济性，为航空的实际应用提供支持。
发明内容
本发明的目的在于提供一种含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢及制备方法，抗拉强度达到2300MPa的超高强度钢，具有高比强低屈强比和经济性良好，满足航空未来发展的需要。
根据上述目的，本发明整体的技术方案为：
这种钢基于传统的二次硬化型超高强度钢，通过降低Co含量降低屈强比，通过 添加Al元素提高Ms点解决淬火热处理问题，通过引入NiAl金属间化合物，采用M2C和NiAl相复合析出获得高强度。这种钢抗拉强度可以达到2300MPa以上，比强度达到300Nmm/g以上，综合性能良好，具有高的抗拉强度和高比强度、较低的屈强比和良好塑韧性，热处理工艺简单，经济性强，
为达到上述目标，对比AerMet系列钢，由目前的二次硬化钢的13％钴(Co)11％镍(Ni)合金成份基础上，降低Co含量，特别添加了Al元素，提高Ni含量，通过NiAl复合强化提高强度，具有良好的热处理工艺性、经济性和优异的强韧性配合。
根据上述目的和整体的技术方案，本发明具体的技术方案为：
该钢的化学成分重量百分数为：C 0.30-0.40％，Cr 0.5-1.5％，Ni 10.0-15.0％，Co 5.0-10.0，Mo 2.0-3.0％，W 0.5-1.5％，Al 0.5-2.2％，Nb≤0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质。
达到本发明上述目的和优点的钢，采用一种含Al节Co高Ni经济型高比强低屈强比二次硬化型马氏体钢，利用中碳的板条马氏体基体上弥散析出的Mo2C和NiAl相复合强化，高Al高Ni低Co配合满足良好力学性能及良好的热处理工艺性。
上述各化学元素的配比依据如下：
C：产生间隙固溶强化，获得板条马氏体，形成碳化物并增加碳化物数量，减少碳化物质点间距，增加二次硬化峰值，获得高屈服强度。研究表明：C含量自0.09％增加到0.19％，Fe-10Ni-2Cr-1Mo-8Co钢的屈服强度和硬度不断升高。C含量继续升高到0.45％仍显示出所有回火温度下的硬度普遍升高。根据所需要的强度，C含量不小于3.0％；但随着C含量的增加，其抗拉强度提高，但合金冲击韧性降低。过高的C含量降低Ms点，增加残余奥氏体和孪晶马氏体，而孪晶马氏体损伤韧性。因此，为保证有足够的形成碳化物所需的碳含量，同时形成低碳板条位错马氏体基体，保证钢具有满意的的强度水平和韧性需要，C含量控制在0.30-0.40％。
Cr：提高淬透性，产生固溶强化；取代M2C中的Mo形成(Cr、Mo)2C，促进二次硬化反应，形成细小弥散沉淀。但Cr含量的增加会加速Mo2C过时效，降低Mo2C析出温度和回溶温度，提高过时效的敏感性。随着Cr含量的继续增加，抗拉强度逐渐降低，但少于3％Cr时能提高冲击韧性的作用还与Mo含量有关。对0.16C-10Ni-14Co合金的研究表明：Cr取代Mo2C中的部分Mo，由于减少了Mo2C中的Mo含量，导致Mo2C共格应变降低，因而抗拉强度、屈服强度降低。因此，Cr含量应控制在不大于2.0％，在中高C含量条件下，Cr含量应相应降低，控制在0.5-1.5％。
Mo：是主要的强化元素，Mo2C碳化物和Fe2Mo金属间化合物的主要形成元素，强烈的产生二次硬化反应，是形成二次硬化峰的原因。随着Mo含量的增加，二次硬化峰值硬度提高，屈服强度提高。同时Mo还有增加淬透性，产生固溶强化，抑制回火脆性的作用。Mo与Cr的适当配合，可以使合金得到良好的韧性。为获得足够的二次硬化效果，本发明钢中的Mo含量不应少于2.0％。但过高的Mo含量会显著提高淬火温度和推迟时效析出，根据强度的需要和合金中C的含量控制，本发明钢中Mo含量控制在2.0-3.0％。
Ni:提高淬透性，产生固溶强化，高Ni含量保证马氏体基体具有高的本征抗解理断裂能力，提高钢的强韧性以及耐应力腐蚀性，Ni还可以促进Fe3C回溶，从而为M2C的形成提供足够的碳含量，因而Fe-C-Mo-Cr-Ni系二次硬化型超高强度钢中添加Ni含量在10％或更高。同时由于Ni和Al形成金属间化合物NiAl产生复合强化效果，而高Ni含量和细小弥散分布的碳化物和金属间化合物沉淀也正是这类钢具有高强度、高韧性的基本原因。因此，合金中控制Ni含量不小于10.0％，最好控制在10.0-15.0％。
Co：虽然Co与合金体系中的其他元素不形成化合物，但其强烈促进二次硬化反应，添加Co可以抑制延缓马氏体位错亚结构回复，保持马氏体板条的高位错密度，从而为随后的沉淀相M2C的析出提供更多的形核位置。而Co提高C原子在铁素体中的激活能，降低C原子在铁素体中的扩散系数，增加M2C碳化物的形核率。因而，可以促进形成细小弥散分布的M2C碳化物，并且减少沉淀析出碳化物粒子间距；Co能降低Mo在马氏体中的固溶度和Cr在M3C渗碳体中的固溶度，从而促进M2C和Fe2Mo沉淀相的形成；促进奥氏体完全转变为马氏体，提高Ms点，减少马氏体转变为逆转变奥氏体的倾向。此外，Ni、Co共同添加会相互加强促进Fe3C回溶和M2C碳化物的形成以及增强Co的促进硬化作用，但Co同时显著提高屈强比，过高的屈强比对韧性不利。因此在本合金中Co的含量控制在5.0-10.0％。
Al：可以提高Ms点，淬火时有利于获得完全马氏体组织；特别是Al是重要的强化元素，与Ni一起形成NiAl金属间化合物具有强烈的析出强化效果，NiAl相同时提高抗拉强度和屈服强度，特别是对提高钢的屈服强度效果尤为明显。但NiAl相在提高强度的同时会降低韧性，因此NiAl相的含量在钢中不易过多，同时为获得NiAl相析出强化较多的加入Ni元素，Ni是显著降低Ms点的元素，获得完全马氏体的温度需要进行负温处理。因此，本发明Al含量控制在0.5-2.2％。
W:W的作用与Mo相似，都是强烈促进M2C相的形成元素，两者按照重量比2： 1可以相互替代(即原子比1：1)。但W原子重扩散速度慢，析出动力不如Mo，也因为如此抗过时效效果明显。W的碳化物溶解温度高，过高的W含量造成固溶温度超过1100℃造成组织粗化，会严重影响钢的强韧性，因此本发明中W含量控制在0.5-1.5％。
合金中其他元素，可以包括不损害性能的附加元素。例如，Nb含量可达到0.2％，这些附加元素是合金在冶金过程中的常用晶粒细化剂。
本发明超高强度钢中其余元素为铁，合金中的杂质元素必须控制，例如P限制不超过0.010％，S限制不超过0.008％。
本发明采用与现有技术相近似的制备方法：
本发明超高强度钢易采用真空感应+真空自耗重熔，控制的工艺参数如下：
钢锭进行1200～1250℃均匀化处理，10小时≤时间≤80小时(依照锭型大小)；装炉温度≤600℃；
合金在1180～1050℃区间均能够热加工，加热温度：1140～1180℃，1100℃≤开锻温度≤1160℃，900℃≤终锻温度≤950℃；
成品退火制度：正火：1000～1050℃，1小时≤保温≤3小时；回火：640～680℃，15小时≤保温≤40小时。
最终热处理：淬火处理：加热到1000-1050℃，热透后保温1-2小时，油淬；
深冷处理：-120℃≤保温≤-80℃，1小时≤时间≤10小时，然后在空气中升到室温；
时效处理：加热到500～530℃，热透后保温5-10小时，空冷；可进行二次深冷+回火处理。
本发明优点在于，与现有技术相比综合性能良好，具有超高强度和良好塑韧性，热处理工艺性能优良，具有较高的回火稳定性和抗过时效能力，节约了战略资源Co元素含量；具有较高的回火稳定性和较低的淬火温度，具备良好的热处理工艺性和较高的经济性。
具体实施方式
根据本发明钢的化学成分范围，采用25公斤真空感应炉制备21公斤的合金锭10炉，其具体化学成分见表3，炉号为1#～10#。
10炉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：1220℃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：φ15×2000mm、15×15×2000mm及25×45×L。
锻后试棒首先进行正火、退火热处理：正火处理1050℃×1h，空冷、退火处理640℃×20h，空冷。然后送试样段加工拉伸、冲击及断裂韧性试样毛坯。最后的热处理进行淬火、深冷和回火热处理：淬火处理1050℃×1h，油淬、随后-120℃×8h冷处理，空气中升到室温。时效处理520℃×5h，空冷。试样毛坯磨削加工成力学性能试样成品，测得力学性能见表4。
为了对比，在表3和表4中列入了AerMet100、AerMet310、AerMet340、M54钢的化学成分和力学性能。
表3看出，与AerMet100、AerMet310、AerMet340这些二次硬化型超高强度钢相比，本发明的主要技术方案是在原有二次硬化基础上创新的采用了降低Co含量，特别添加了Al元素，提高Ni含量，通过NiAl复合强化提高强度，以Al代Co调整Ms点节省了Co资源降低了成本，降低Co含量降低屈强比，具有良好的热处理工艺性、经济性和优异的强韧性配合。
由表4看出，本发明钢与对比例AerMet310、AerMet340和M54相比，由于采用复合强化思想，虽然节约了Co元素，但具有更高的强度、比强度和更好的经济性。
表3本发明实施例与对比例AerMet100、AerMet310化学成分(wt％)对比表
表4本发明实施例与对比例AerMet100、AerMet310钢力学性能对比表
本发明钢：1050℃×1h油冷+(-100℃×5h)空气中升至室温+510-530℃×5-8h空冷；
AF1410：830℃×1h油淬+(-73℃×1h)空气中升至室温+510℃×5h空冷；
AerMet100：885℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×5h空冷；
AerMet310：912℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×5h空冷。
AerMet340：968℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×2.5h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+482℃×2.5h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温。
M54：1060℃×1h空冷+(-73℃×1h)空气中升至室温+515℃×10h空冷。

Claims (2)

1.一种含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢，其特征在于其化学成分重量百分数为：C 0.30-0.40％，Cr 0.5-1.5％，Ni 10.0-15.0％，Co 5.0-10.0，Mo 2.0-3.0％，W 0.5-1.5％，Al 0.5-2.2％，Nb≤0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.一种权利要求1所述超高强度钢的制备方法，采用真空感应+真空自耗重熔工艺，其特征在于，控制的工艺参数如下：
钢锭进行1200～1250℃均匀化处理，10小时≤时间≤80小时；装炉温度≤600℃；
合金在1180～1050℃区间均能够热加工，加热温度：1140～1180℃，1100℃≤开锻温度≤1160℃，900℃≤终锻温度≤950℃；
成品退火制度：正火：1000～1050℃，1小时≤保温≤3小时；回火：640～680℃，15小时≤保温≤40小时；
最终热处理：淬火处理：加热到1000-1050℃，热透后保温1-2小时，油淬；
深冷处理：-120℃≤保温≤-80℃，1小时≤时间≤10小时，然后在空气中升到室温；
时效处理：加热到500～530℃，热透后保温5-10小时，空冷；进行二次深冷+回火处理。
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