CN108330409A - 超高冲击韧度的韧强钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种超高冲击韧度的韧强钢及其制备方法，属于金属材料技术领域。其成分的质量百分比如下：0.05～0.19％C、0.6～0.85％N、13～22％Cr、16～19％Mn、≤3.0％Mo、≤0.20％Nb、≤1.0％Si、≤0.05％P、≤0.01％S，余量为铁以及不可避免的杂质。本发明所述钢的力学性能在具有高强度如抗拉强度1000MPa以上、屈服强度700MPa以上、断后延伸率40％以上的同时，采用V形缺口夏比冲击试验，冲击韧性值超过250J。

Description

超高冲击韧度的韧强钢及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，涉及钢铁、铸造和锻压冶金技术领域，具体涉及一种超高冲击韧度的韧强钢及其制备方法。

背景技术

钢铁材料的综合力学性能包括抗拉强度、屈服强度、延伸率等，在特定应用环境，强调冲击韧性，其冲击韧性值或冲击韧度值是指材料在冲击载荷作用下吸收塑性变形功和断裂功的能力，是和内在的化学成分、组织结构、形变机制紧密联系的，是反映金属材料对冲击负荷的抵抗能力。影响钢材冲击韧性的因素有材料的化学成分、热处理状态、冶炼方法、内在缺陷、加工工艺及环境温度。

随着中国武器装备和海工行业的不断发展，对材料提出了新的要求，也就是在已使用的工程材料基础上提出更高要求，因此对更高性能材料的研发和需求从未止步。例如海洋工程和船体结构用钢，增加了高强度、超高强度和耐腐蚀等质量级别。在研发高氮钢材料和合作研发炮管材料和石油钻铤用钢时，试验加工获得了一种高氮奥氏体不锈钢。虽然它不符合超耐蚀性的化学成分规定，但特别之处在于它在高强度同时具有超高的冲击韧性值，显然是一种优异的吸收塑性变形功和断裂功、吸收振动波的金属材料，至少符合均质装甲或者复合装甲的钢板部分的选材发展要求，也还有抗冲击载荷和耐瞬时机械破坏的其它应用需求。因此，总结上面所述的钢及其试验、性能，为继续地研发提高超高冲击韧性的机理和钢种，提出本发明申请。

发明内容

在研发高强度、高耐蚀性高氮不锈钢中，发现具有超高冲击韧性的材料性能数据，这是一个显著区别于人们看到的工程应用的钢材数据，即使是应用要求具有高的综合力学性能，采用高性能优质调质钢，冲击试验数据达到70J已经是非常好的。本申请试验钢采用V形缺口冲击试验，获得250J以上的冲击韧性值，抵御冲击和瞬时断裂破坏载荷的能力是优质调质钢的3～4倍，以适宜的应用场合，这个钢就如同强健的肌肉，与超高强度钢如同硬脆的骨骼相比较，能够承受更大的冲击载荷，或许可以损伤但可以不断裂，表现了更强大的“力量”。

对这样突出的超高冲击韧性的高氮奥氏体不锈钢，尽管碳含量不符合要求，但是在整理了试验数据后，在略为损失高耐蚀性或超级耐腐蚀性的情况下，改变碳超标为控制碳含量范围，研发控碳高氮奥氏体不锈钢，调整和规范钢的化学成分范围、加工工艺，形成了超高冲击韧度的韧强钢，下面给出本发明内容介绍。

碳是强的奥氏体化合金元素，如果不考虑或者忽视对不锈钢高的耐腐蚀性的影响或降低，是对奥氏体不锈钢保持单一奥氏体相是有利的，有利于降低奥氏体单相控制对氮含量的要求。

通过继续调整在液态时溶解氮和吸引氮或者在固态时固溶氮和化合氮的合金元素种类和数量，调整或添加能够细化晶粒和强化合物形成元素，或者调整和添加改善或净化冶金质量的合金元素，调整或添加能够扩展奥氏体形成区域和稳定奥氏体的形成元素，试验保证超高冲击韧性值前提下，可以扩展钢的化学成分。

本发明提供了一种超高冲击韧度的韧强钢，是一种控碳高氮奥氏体型不锈钢，其成分的质量百分比如下：0.05～0.19％C、0.6～0.85％N、13～22％Cr、16～19％Mn、≤3.0％Mo、≤0.20％Nb、≤1.0％Si、≤0.05％P、≤0.01％S，余量为铁以及不可避免的杂质。

较佳地，所述超高冲击韧度的韧强钢的成分质量百分比如下：0.10～0.13％C、0.70～0.74％N、20.00～20.10％Cr、16.43～16.98％Mn、≤2.51％Mo、0.15～0.16％Nb、0.12～0.30％Si、≤0.021％P、≤0.006％S，余量为铁以及不可避免的杂质。

所述超高冲击韧度的韧强钢的制备方法，包括以下步骤：

(1)铸锭；

(2)电渣重熔；

(3)锻压：锻造温度为1200～950℃，每道次锻造控制在直径压下量20～50mm，2～4火次完成；

(4)固溶热处理：固溶热处理温度控制在1140±40℃，透热后的固溶保温时间为2～8小时。

较佳地，所述锻造温度为1180℃。

较佳地，所述固溶热处理温度控制在1140℃，透热后的固溶保温时间为6小时。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

1、本发明所述钢的力学性能在具有高强度如抗拉强度1000MPa以上、屈服强度700MPa以上、断后延伸率40％以上的同时，采用V形缺口夏比冲击试验，冲击韧性值超过250J，对比坦克装甲用优质调质钢，是以超高韧度为特征的，具有显著的抗冲击载荷破坏的能力。

2、本发明所述钢最终采用的是固溶热处理，对比调质热处理，热处理工艺过程简单，易于获得均匀的热处理效果，较少受断面尺度的影响，从而易于保证截面不同位置各项力学性能都处于高强度和高塑性、超高冲击韧性值。

3、本发明所述韧强钢的性能检测还反映了高的断裂延伸率并大体呈现均匀的弹塑性变形，颈缩发生量很少甚至不明显，以及高的应变硬化指数，这部分解读了超高冲击韧性产生的原因，也以此为开端开启了对超高韧性钢铁或金属材料的研究，并激发对其应用的探索和扩展。

4、对比熔炼高耐蚀性低碳或超低碳的高氮奥氏体不锈钢，熔炼控碳的高氮奥氏体不锈钢，化学成分控制和熔炼工艺操作要容易些。

本发明中涉及的未说明部分与现有技术相同或采用现有技术加以实施。

附图说明

图1为快锻机锻造后的显微组织；

图2为固溶热处理后的显微组织；

图3为拉伸试验性能检测数据曲线。

具体实施方式

下面结合附图，对本发明的具体实施方式进行详细描述，但应当理解本发明的保护范围并不受具体实施方式的限制。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明涉及超高冲击韧度的韧强钢，其特征包括所述钢的化学成分及其冶金加工路线、显微组织和力学性能，尤其最终获得特别高的冲击韧度，室温V形缺口冲击韧性最低值也高于250J。

本申请所述的韧强钢，其特征在于该金属材料的成分－加工－组织－性能是相关的和环环相扣一体化的，并最终具有特别高的冲击韧度。

本申请所述钢是一种控碳高氮奥氏体型不锈钢，化学成分(以重量％计)：0.05～0.19％C、0.6～0.85％N、13～22％Cr、16～19％Mn、≤3.0％Mo、≤0.20％Nb、≤1.0％Si、≤0.05％P、≤0.01％S，以及不可避免的杂质，余量为铁；

碳是强的奥氏体化合金元素，如果不考虑或者忽视对不锈钢高的耐腐蚀性的影响或降低，是对奥氏体不锈钢保持单一奥氏体相是有利的，有利于降低奥氏体单相控制对氮含量的要求。

通过继续调整在液态时溶解氮和吸引氮或者在固态时固溶氮和化合氮的合金元素种类和数量，调整或添加能够细化晶粒和强化合物形成元素，或者调整和添加改善或净化冶金质量的合金元素，调整或添加能够扩展奥氏体形成区域和稳定奥氏体的形成元素，试验保证超高冲击韧性值前提下，可以扩展钢的化学成分。

所述的冶金加工路线：铸锭－电渣重熔－锻压－固溶热处理，加工过程承上启下，不能取舍。如同钢铁材料常识：即使同一化学成分，铸、锻、热处理等加工方式和参数不同，会获得有区别的组织和性能。

铸锭制作采用中频炉炼钢设备，在常压下熔炼控碳的高氮奥氏体不锈钢，控制熔炼功率和浇注温度，熔炼功率和温度控制合理，在熔炼时保证速度效率的同时严格控制温度变化，在熔炼过程中和平稳浇注时，不发生明显的氮气溢出。本申请试验中，浇注温度控制在1510～1550℃范围，熔炼过程中加入含氮铁合金后的温度不高于浇注温度。完全融化后至浇注时间(其中包括除渣操作)不宜过长，随合金氮含量增加控制减少其时间。

对比熔炼高耐蚀性低碳或超低碳的高氮奥氏体不锈钢，熔炼控碳的高氮奥氏体不锈钢，化学成分控制和熔炼工艺操作要容易些。

在本申请的试验工作中，电渣重熔采用中原特钢配方熔剂，也可以研究摸索常用电渣重熔熔剂组分，调整适合的熔剂和电渣重熔工艺参数，适当尝试并增加电渣重熔工艺操作的经验。

本申请的试验工作中，锻压采用快锻机热加工圆棒钢锭，锻造温度为1200～950℃，每道次锻造控制在直径压下量10～50mm，2～4火次完成。实际试验工作中存在最终锻造比数值少于4的情况。采用快锻机加工，要避免后续组织出现混晶特征，调整变形比大于5可以使整个钢材截面内外超过临界变形量，热加工后再结晶处理不出现混晶组织缺陷。

其它热加工如轧制或者复合热加工等方式，有待于尝试和试验。

固溶热处理温度控制在1100～1180℃，透热后固溶保温时间为2～8小时。

如果化学成分调整变化大，有必要根据化学成分的不同，对固溶热处理的温度进行调整，制定适合的固溶热处理温度曲线甚至加热制度，以满足材料物理特性和最终性能要求。

经过加工路线或流程后，所述的组织结构特征包括：处理后组织特征为单相奥氏体的晶体结构，以及以平直晶面和晶棱为特征的几乎等轴的晶粒，还有部分孪晶结构。本申请的试验钢的组织还存在少许混晶，这在后期锻压或其它热加工工艺调整时，加大锻造比或者变形量，改善组织形态，可以使混晶组织缺陷不出现。

所述的获取的力学性能值包括：抗拉强度1000MPa以上、屈服强度700MPa以上、断后延伸率40％以上、尤其V形缺口夏比冲击韧性值的最小数据在250J以上。

经过未来进一步的机理研究和材料研发，超高冲击韧性值稳定到300J或者更高。

制造控碳的高氮奥氏体不锈钢试验和检查工作陈述介绍如下：

1.目标化学成分(质量百分数)设定

C0.1Cr21Mn16.5Mo2.5Nb0.15N0.75，依据熔炼、铸锭、电渣重熔后化学成分检验数据获得的经验，考虑了熔炼烧损和电渣重熔烧损，准备配料。

2.铸锭

采用中频炉，在常压下熔炼高氮奥氏体不锈钢，做好设备准备，包括炉衬维护，适合于熔炼设定材料，例如中性炉衬。保证设备能够正常工作，辅料和铸型已经做好准备。

采用消失模和V法铸造法，内藏式冒口，准备铸造4根直径Φ180mm长L＝2.5m的圆棒。

控制熔炼功率和浇注温度，熔炼功率调整灵活和快速加热，温度控制稳定，在熔炼时保证了快速熔融和效率的同时，严格和稳定地控制了温度变化，在熔炼过程中和在平稳浇注时，没有发生明显的氮气溢出。

试验中，浇注温度控制在1510～1550℃范围，熔炼过程中加入含氮铁合金后的温度不高于浇注温度，直到完全融化后至开始浇注的时间(其中包括除渣操作)，控制在了15分钟以内，调整中频炉加热功率，实际浇注温度达到1540℃。

启动机械真空泵，用浇包平稳转运钢水，开始稳流浇注，浇口沉陷即使调整补充浇注，然后对浇口覆盖保温剂。

清理浇注系统，圆棒表面清理，焊接辅助电极，准备电渣重熔。

3.电渣重熔

试验工作中，电渣重熔采用中原特钢配方熔剂，由有经验的操作者和工艺员，按照公司其它高氮奥氏体不锈钢钻铤材料电渣重熔工艺操作经验，将2根圆棒电渣重熔制作成1根重熔圆锭，即将4根直径Φ180mm长L＝2.5m的圆棒电渣重熔成4根直径Φ310mm长L＝1.3m的圆棒。

4.锻压

采用意大利产进口快锻机锻造，锻造加热温度1180℃，热加工圆棒钢坯，停锻回炉或者终锻温度采用红外测温仪严格检测，显示的表面温度不低于910℃，回炉再次加热，每道次锻造控制在直径压下量20～40mm，实际3火次实现将电渣重熔锭从Φ310mm快锻至Φ170mm。实际试验工作中计算的最终锻造比数值为3.3，这是后来出现部分混晶的原因。

5.固溶热处理

温度控制在1140℃，到固溶温度后保温时间为6小时，然后淬入带有搅动和循环的水槽中快速冷却。

截取热处理后的圆棒，准备做成分、组织和力学性能检查。

6.成分标定

如表1，碳含量为0.10-0.13％，氮含量为0.7-0.74％，以及其它化学成分也都符合目标成分设定。

7.组织观察

快锻机锻造后的组织如图1所示，锻造后为形变组织，存在晶体形变不均匀，以心部最为明显。

固溶热处理后的组织如图2所示，没有化合物相，是单相的奥氏体晶体结构，形貌为以平直晶面和晶棱为特征的几乎等轴的晶粒，有部分孪晶结构，存在少许混晶，分布局限于圆棒的心部。

8.性能检测

拉伸性能试验，试样采用标准拉伸试样，标距长度为50mm，所有固溶热处理后的拉伸试样断裂时刻的监测的总变形长度都超过30mm，如附图3中右侧三个图所示，图3左侧的三个图表示锻造后的变形情况。图3中的每条曲线对应一个试样，是同一样品钢取的样。试样拉伸性能见表2，断后延伸率计算≥44.6％，只有圆棒心部一个试样屈服强度为690MPa，其它8个试样屈服强度≥710MPa，所有试样和总体抗拉强度≥1010MPa。

V形缺口冲击韧性试验，采用V形缺口标准冲击试样，数据如表3所示，冲击试样最低的冲击韧性值为256.9J，最大的冲击韧性值为313.6J，呈现超高的冲击韧性，特征鲜明。

如果进一步调整锻压比，将进一步改善组织，有继续改善性能的空间，材料的冲击韧性整体提高到300J，是可以实现的，这也是本专利工作向科研工作精细化努力的动力之一。

表1为本发明的化学成分检测结果(％，质量百分数)；

表2为本发明的拉伸性能检测结果(强度单位：MPa；断后延伸率单位：％)；

表3为V形缺口夏比冲击韧性试验检测结果(单位：J)。

说明：图3中的曲线左侧3个为锻造后的样品，右侧为固溶后的样品。表2和图3中的“外、中、内”对应距圆棒外缘距离的位置。

表2中实际测量拉伸试样18个，表3中给出了冲击试样12个。

表1：化学成分检测结果(％，质量百分数)：

表2：拉伸性能检测结果(强度单位：MPa；断后延伸率单位：％)

表3：V形缺口夏比冲击韧性试验检测结果(单位：J)：

本发明的优点和积极效果：

1、本发明所述钢的力学性能在具有高强度如抗拉强度1000MPa以上、屈服强度700MPa以上、断后延伸率40％以上的同时，采用V形缺口夏比冲击试验，冲击韧性值超过250J，对比坦克装甲用优质调质钢，是以超高韧度为特征的，具有显著的抗冲击载荷破坏的能力。

2、本发明所述钢最终采用的是固溶热处理，对比调质热处理，热处理工艺过程简单，易于获得均匀的热处理效果，较少受断面尺度的影响，从而易于保证截面不同位置各项力学性能都处于高强度和高塑性、超高冲击韧性值。

3、本发明所述韧强钢的性能检测还反映了高的断裂延伸率并大体呈现均匀的弹塑性变形，颈缩发生量很少甚至不明显，以及高的应变硬化指数，这部分解读了超高冲击韧性产生的原因，也以此为开端开启了对超高韧性钢铁或金属材料的研究，并激发对其应用的探索和扩展。

4、对比熔炼高耐蚀性低碳或超低碳的高氮奥氏体不锈钢，熔炼控碳的高氮奥氏体不锈钢，化学成分控制和熔炼工艺操作要容易些。本发明中涉及的未说明部分与现有技术相同或采用现有技术加以实施。

前景展望

不舍弃高强度，还以韧为强，形成具有独特强健的肌肉般的钢材，韧强钢突出了韧性，尤其冲击韧性，鲜明的性能带来抗冲击和抗瞬时载荷破坏的功能，等待适得其所竭其所能的应用。对超高冲击韧性的韧强钢的研发，还只是开始，它的机理，尽管凭借材料科学理论能够部分解读，继续发展它，有待于在合金化学成分作用、微结构分析和形变机制探讨、加工技术、性能向更韧更强提升等方面，像大海中的一个灯塔一样照引着材料工作者，肯于劈波斩浪、亲力亲为和期待奋发有为，意味着有意义的应用的召唤，还存在迷雾般、很多的研发工作鼓舞着研发者探索和拨云见日。

以上公开的仅为本发明的几个具体实施例，但是，本发明实施例并非局限于此，任何本领域的技术人员能思之的变化都应落入本发明的保护范围。

Claims (5)

1.超高冲击韧度的韧强钢，其特征在于，其成分的质量百分比如下：0.05～0.19％C、0.6～0.85％N、13～22％Cr、16～19％Mn、≤3.0％Mo、≤0.20％Nb、≤1.0％Si、≤0.05％P、≤0.01％S，余量为铁以及不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的超高冲击韧度的韧强钢，其特征在于，其成分的质量百分比如下：0.10～0.13％C、0.70～0.74％N、20.00～20.10％Cr、16.43～16.98％Mn、≤2.51％Mo、0.15～0.16％Nb、0.12～0.30％Si、≤0.021％P、≤0.006％S，余量为铁以及不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的超高冲击韧度的韧强钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

(1)铸锭；

(2)电渣重熔；

(3)锻压：锻造温度为1200～950℃，每道次锻造控制在直径压下量20～50mm，2～4火次完成；

(4)固溶热处理：固溶热处理温度控制在1140±40℃，透热后的固溶保温时间为2～8小时。

4.如权利要求3所述的超高冲击韧度的韧强钢的制备方法，其特征在于，所述锻造温度为1180℃。

5.如权利要求3所述的超高冲击韧度的韧强钢，其特征在于，所述固溶热处理温度控制在1140℃，透热后的固溶保温时间为6小时。