CN110863140B

CN110863140B - 一种低合金超高强度结构钢及制备方法

Info

Publication number: CN110863140B
Application number: CN201911074448.7A
Authority: CN
Inventors: 王自东; 杨明; 陈晓华
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2019-11-06
Filing date: 2019-11-06
Publication date: 2020-12-29
Anticipated expiration: 2039-11-06
Also published as: CN110863140A

Abstract

一种低合金超高强度结构钢及制备方法，属于合金结构钢技术领域。其化学成分的质量百分比为：C：0.40～0.5％，Si：1.5～2.0％，Mn：0.5～1.0％，Cr：1.5～2.0％，Mo：0.2～0.6％，Ni≤0.05％，V≤0.05％，Nb≤0.02％，Cu≤0.05％，P≤0.02％，S≤0.03％，余量：Fe。制备工艺包括冶炼工艺、锻造工艺和热处理工艺。锻造采用三向锻造工艺进行锻造；先将铸锭加热到1150～1200℃保温2～2.5小时，始锻温度为1150±10℃，Z向墩粗至一半；再回炉加热温度为1050±10℃，X向墩粗至一半；再回炉加热温度为1000±10℃，Y向墩粗至一半，长宽互换。最后再按产品要求锻造或滚圆至相应尺寸的板坯或棒材；上述工序的终锻温度≥850℃；本发明的钢合金种类少，合金成分含量低，制备工艺简单，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

一种低合金超高强度结构钢及制备方法

技术领域

本发明涉及一种低合金超高强度结构钢及制备方法，属于合金结构钢技术领域。

背景技术

低合金超高强度结构钢是以调质钢为基础发展起来的，为满足飞机、火箭等航空航天器结构上用的高比强度的材料而发展的一类结构钢，进而应用于常规武器的零件等方面[顾德骥，姚守堪.浅论国内超高强度钢的发展[J].机械工程材料，1979(5):74-89.王涛亮,路妍,任凤章,et al.低合金超高强度钢研究进展[J].金属热处理,2015,40(2):13-20.]。低合金超高强度结构钢在民用和军用方面均有广泛的应用，如飞机起落架、飞机机身大梁、火箭发动机外壳、火箭壳体、航空发动机轴、高压容器、液压和机械压力机部件、车辆关键部件、高强度螺栓、枪械部件、装甲板等[范长刚[1],董瀚[1],雍岐龙[1],et al.低合金超高强度钢的研究进展[J].机械工程材料,2006,30(8):1-4.王涛亮,路妍,任凤章,etal.低合金超高强度钢研究进展[J].金属热处理,2015,40(2):13-20.刘宪民,王春旭,刘蕤,et al.超高强度结构钢的历史及发展[C]//北京冶金年会.2002赵博,许广兴,贺飞,etal.飞机起落架用超高强度钢应用现状及展望[J].航空材料学报,2017,37(6):1-6]。随着应用技术的发展和经济可承受性的重视，要求低合金超高强度钢在不断提高强度的同时兼具韧性和低成本。

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，Aermet100、AF1410、M250、F175、G99等皆属于此类高合金钢，Co和Ni具有固溶强化作用[方明敏.18Ni(350)马氏体时效钢力学性能及强韧化机制的研究[D].扬州大学,2014.]。此外，Co元素能提高钢的再结晶温度(T)使位错结构保存下来，位错结构作为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[陈蓬,张建国,秦锋英.AerMet100超高强度钢激光相变硬化研究[J].金属热处理,2007,32(5):16-18.陈俊锋.AerMet100钢热变形过程数值模拟及晶粒尺寸演变研究[D].哈尔滨工业大学,2008.]。但是Co、Ni均为我国稀缺的贵重战略性元素，导致高合金钢成本十分昂贵，难以获得广泛应用，仅用于部分国防尖端武器。40CrNiMo、300M、30CrMnSiNi、35Si2Mn2MoV和D6AC等低合金超高强度钢，由于只含有少量Ni，而韧塑性较差，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，开发一种兼具超高强度、高韧性及较低成本的超高强度钢很有必要。

发明内容

本发明的目的是为了解决制备传统超高强度钢时，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：

一种低合金超高强度结构钢，化学成分的质量百分比为：C：0.40～0.50％，Si：1.5～2.0％，Mn：0.5～1.0％，Cr：1.5～2.0％，Mo：0.2～0.6％，Ni≤0.05％，V≤0.05％，Nb≤0.02％，Cu≤0.05％，P≤0.02％，S≤0.03％，余量：Fe。

C作为间隙固溶强化元素，在钢中可形成弥散析出的合金碳化物，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0.40～0.50％之间。

Si是较强的固溶强化元素，可适度提高钢的弹性极限、强度，增强耐大气腐蚀能力，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，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，会导致脆性转变温度升高。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1.5～2.0％之间。

Mn是具有很强的与氧和硫结合的金属元素，形成熔点较高的硫化锰，可防止钢中硫与铁结合形成硫化亚铁而导致的热脆现象，因此在炼钢炼铁中，Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，用以改善钢的热加工性能。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。锰可明显降低铁素体的转变温度、有利于针状铁素体的形核、在加热过程中可增大碳-氮化物形成元素在γ-Fe中的溶解度，从而增加了铁素体中碳化物的弥散析出量。当C/Mn比值较高时，有利于改善的屈强比和冲击功。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是奥氏体粗化的敏感元素，易使奥氏体晶粒粗化，同时Mn含量过高会降低马氏体相变温度M_s点。综合考虑，将Mn含量范围定在0.5～1.0％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。Cr在碳素钢的轧制过程中，会明显提高强度和硬度，但会在一定程度上降低伸长率和断面收缩率。同时，Cr有二次硬化的效果，同时可与碳结合，形成较高硬度的颗粒状碳化物，对基体组织起到固溶强化的效果，使钢材在淬火和回火工艺后得到较好的综合力学性能，并能明显提高材料耐热性和表面的耐磨性、耐蚀性。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1.5～2.0％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成分范围定在Ni≤0.05％。

Mo除形成碳化物产生二次强化作用外，还部分对铁素体有固溶强化作用，但必须采用高温奥氏体化才能获得良好的固溶强化效果。Mo具有提高淬透性，净化晶界、提高回火抗力和抑制高温回火脆性的作用。Mo主要延迟先共析铁素体和珠光体的转变，降低Bs点，使针状铁素体在一定的冷却条件和卷取温度下形成。能降低或抑制其他合金元素导致的回火脆性。在较高回火温度下，形成弥散分布的特殊碳化物，能二次硬化提高钢的热强性。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0.2～0.6wt％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、提高淬透性和析出强化等作用，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V≤0.05％。

本发明钢有害杂质含量控制要求：Cu≤0.05％，P≤0.02％，S≤0.03％。

本发明的一种采用上述配方制备超高强度钢的工艺，具体处理工艺如下：

冶炼工艺：所述冶炼工艺使用真空/非真空感应炉熔炼法，也可以采用其他方法进行熔炼，铸锭质量≥150kg；

锻造工艺：对冶炼钢锭，采用三向锻造工艺进行锻造；具体步骤如下：工序1：将铸锭加热到1150～1200℃保温2～2.5小时，始锻温度为1150±10℃，Z向墩粗至一半；工序2：回炉加热温度为1050±10℃，X向墩粗至一半；工序3：回炉加热温度为1000±10℃，Y向墩粗至一半，长宽互换；再按产品要求锻造或滚圆至相应尺寸的板坯或棒材；上述工序的终锻温度≥850℃；

热处理工艺：锻件首先进行850℃退火4h，随炉冷却；接着加热至930℃～950℃，保温0.5～1h，取出空冷至室温；最后加热至200℃～350℃，保温2～3h，取出空冷至室温。

有益效果：Si、Cr、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/T 228.1-2010，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)≥2135MPa，屈服强度(R_p0.2)≥1430MPa，伸长率(A)≥9％，断面收缩率(Z)≥30％，冲击韧性(A_ku2)≥15J。

附图说明

图1为实施例1得到的钢材料在扫描电镜下的微观组织形貌照片；

图2为实施例1得到的钢材料拉伸曲线；

图3为实施例2得到的钢材料在扫描电镜下的微观组织形貌照片；

图4为实施例2得到的钢材料拉伸曲线。

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：

本发明的一种超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：

1)采用非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：0.46％，Si：1.91％，Mn：0.54％，Cr：1.91％，Mo：0.44％，Ni：0.04％，V：0.02％，Nb：0.015％，Cu：0.02％，P：0.019％，S：0.037％，余量：Fe。获得钢锭，铸锭质量150kg。

2)锻造工艺：对冶炼钢锭，采用三向锻造工艺进行锻造；具体步骤如下：工序1：将铸锭加热到1200℃保温2小时，始锻温度为1150℃，Z向墩粗至一半；工序2：回炉加热温度为1050℃，X向墩粗至一半；工序3：回炉加热温度为1000℃，Y向墩粗至一半，长宽互换；再按产品要求锻造或滚圆至相应尺寸的板坯或棒材；上述工序的终锻温度≥850℃；

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃退火4h，随炉冷却；接着加热至930℃，保温0.5h，取出空冷至室温；最后加热至220℃，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＝2148MPa，Rp0.2＝1433MPa，A＝9.54％，Z＝35％，A_ku2＝17J。

实施例2：

本发明的一种超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：

1)采用非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：0.47％，Si：1.88％，Mn：0.72％，Cr：1.89％，Mo：0.47％，Ni：0.02％，V：0.02％，Nb：0.015％，Cu：0.02％，P：0.019％，S：0.022％，余量：Fe。获得钢锭，铸锭质量170kg。

2)锻造工艺：对冶炼钢锭，采用三向锻造工艺进行锻造；具体步骤如下：工序1：将铸锭加热到1200℃保温2.2小时，始锻温度为1140℃，Z向墩粗至一半；工序2：回炉加热温度为1040℃，X向墩粗至一半；工序3：回炉加热温度为990℃，Y向墩粗至一半，长宽互换；再按产品要求锻造或滚圆至相应尺寸的板坯或棒材；上述工序的终锻温度≥850℃；

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃退火4.5h，随炉冷却；接着加热至940℃，保温0.6h，取出空冷至室温；最后加热至220℃，保温2.5h，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＝2136MPa，Rp0.2＝1478MPa，A＝9.34％，Z＝32％，A_ku2＝15J。

Claims

1.一种低合金超高强度结构钢，其特征在于，化学成分的质量百分比为：C：0.4～0.5％，Si：1.5～2.0％，Mn：0.5～1.0％，Cr：1.5～2.0％，Mo：0.2～0.6％，Ni≤0.05％，V≤0.05％，Nb≤0.02％，Cu≤0.05％，P≤0.02％，S≤0.03％，余量：Fe；

所述低合金超高强度结构钢先根据成分配比冶炼铸锭，然后采用三向锻造工艺和三种热处理制得；其中的三种热处理为锻件首先进行850℃退火，随炉冷却；接着加热至930℃～950℃，取出空冷至室温；最后加热至200℃～350℃，取出空冷至室温；

所述低合金超高强度结构钢力学性能按照国家标准GB/T 228.1-2010、GB/T229-1994和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≥2135MPa，屈服强度R_p0.2≥1430MPa，伸长率A≥9％，断面收缩率Z≥30％，冲击韧性A_ku2≥15J。

2.一种如权利要求1所述低合金超高强度结构钢的制备方法，其特征在于具体处理步骤如下：

1)冶炼工艺：所述冶炼工艺使用真空/非真空感应炉熔炼法，或采用其他方法进行熔炼，铸锭质量≥150kg；

2)锻造工艺：对冶炼钢锭，经高温均匀化后进行自由锻，采用三向锻造工艺进行锻造；具体步骤如下：工序1：将铸锭加热到1150～1200℃保温2～2.5小时，始锻温度为1150±10℃，Z向墩粗至一半；工序2：回炉加热温度为1050±10℃，X向墩粗至一半；工序3：回炉加热温度为1000±10℃，Y向墩粗至一半，长宽互换；再按产品要求锻造或滚圆至相应尺寸的板坯或棒材；上述工序的终锻温度≥850℃；

3)热处理工艺：锻件首先进行850℃退火4h，随炉冷却；接着加热至930℃～950℃，保温0.5～1h，取出空冷至室温；最后加热至200℃～350℃，保温2～3h，取出空冷至室温。