CN112095055B - 一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法，其中低碳马氏体热强钢的化学成分质量百分比为：C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.3～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe，其余为Fe，本发明热强钢通过同时析出纳米共格碳化物和金属间化合物实现高温强化，具有优良韧性，可用于航空发动机等特殊工况下某些结构零件，提高其使用寿命和使用温度。

Description

一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及航空发动机技术领域，特别是涉及一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法。
背景技术
航空发动机是飞机中精密的机械结构之一，由于航空发动机在工作中通常处于复杂工况，为了满足飞行的安全性，其可靠性要求很高，其中，航空发动机吊挂作为航空发动机的一种结构件，用于承载航空发动机，其经常处于高温、潮湿、高应力及腐蚀性介质等苛刻工作环境中，这就对航空发动机吊挂等特殊工况用结构件的高温强度、韧性及耐腐蚀性等性能有了更高的要求。
现有技术中常用的航空发动机结构件用钢主要为Cr含量12％的马氏体热强钢，其具有高强度、良好的耐热性、抗高温氧化性等优点。热强钢是一类在高温下具有良好抗氧化能力且具有较高的高温强度的钢，其中1Cr12Ni2WMoVNb(下文简称GX-8热强钢)、1Cr11Ni2W2MoV(下文简称ЭИ961热强钢)为性能良好的马氏体型热强钢，可制造航空发动机吊挂及其他600℃以下潮湿环境中工作的承力构件。GX-8热强钢虽具有高强高韧性，但是工作温度限于最高600℃。随着现代先进航空发动机推力的不断增大，航空发动机吊挂等承力构件的服役温度可达到600℃以上，此时GX-8热强钢、ЭИ961热强钢的高温强度已严重不足，其700℃下抗拉强度仅约200MPa，难以满足承力构件的强度安全要求。
因此亟需一种具有更高高温强度和更高使用温度，同时兼顾良好的室温塑韧性的高温高强马氏体热强钢，以应用于航空发动机的结构件中。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法，以提高用于航空发动机结构件的热强钢材料的高温强度。具体技术方案如下：
本发明的第一方面提供了一种高温高强低碳马氏体热强钢，其化学成分质量百分比为：
C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.3～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe；
所述低碳马氏体热强钢在700℃时的抗拉强度为390～480MPa。
在本发明的一种实施方案中，Ni、Co及Al之间的质量比满足以下关系：([Ni]+[Co]-1.5)/[Al]≥2。
在本发明的一种实施方案中，Mo和W之间的质量比满足以下关系：2≤[Mo]/[W]≤5。
在本发明的一种实施方案中，所述C：0.18～0.23wt％，Mo：2.0～2.30wt％。
在本发明的一种实施方案中，S含量小于0.02wt％，P含量小于0.02wt％。
在本发明的一种实施方案中，所述低碳马氏体热强钢在室温下的延伸率为12～14％，断面收缩率为58～70％，室温冲击韧性为71～85J。
本发明的第二方面提供了一种上述第一方面所述的高温高强低碳马氏体热强钢的制备方法，包括以下步骤：
冶炼步骤：按以下质量百分比配制原料：
C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.3～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe；将原料经冶炼后得到冶炼坯；
锻造步骤：
对所述冶炼坯锻造，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度≥850℃，得到钢锭；
热处理步骤：
对所述钢锭进行退火处理或正火处理，
所述退火处理步骤包括：
将所述钢锭在高温炉中加热至870～950℃保温6～10h，然后随炉冷却至480～520℃，再出炉空冷至室温；
所述正火处理步骤包括：
将所述钢锭在高温炉中加热至1100～1200℃保温1～3h，然后空冷至室温；
调质与时效热处理步骤：
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1100～1200℃保温1～3h，然后水冷至室温；将经水冷后的钢锭加热至550～640℃回火保温1～4h后，再在450～550℃条件下时效热处理4～6h，得到所述低碳马氏体热强钢。
在本发明的一种实施方案中，所述冶炼步骤具体包括：
将所述原料经真空感应熔炼、电渣重熔后，得到冶炼坯，其中，真空感应熔炼温度为1600～1650℃，电渣重熔温度为1560～1650℃。
在本发明的一种实施方案中，所述冶炼步骤具体包括：
将所述原料经EAF熔炼或AOD熔炼、真空脱气、电渣重熔后，得到冶炼坯，其中，电炉熔炼温度为1620～1670℃，AOD熔炼温度为1600～1650℃，真空脱气温度为1590～1650℃，电渣重熔温度为1560～1650℃。
本发明有益效果：
本发明提供的一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法，通过控制组分中Mo、W、V、Co等元素的含量与比例，使回火时析出的M2C、MC合金碳化物与基体保持较低的错配度，从而获得高的高温强度；并且，通过添加适量的Al元素，在时效热处理时与Ni结合，从而析出纳米级NiAl、Ni3Al等金属间化合物，进一步提高了热强钢的高温强度；并且，通过降低碳含量，使淬火后形成低碳全板条马氏体组织，避免δ铁素体析出，使热强钢具有良好的室温韧性，从而实现本发明热强钢同时具有高温高强度和室温高塑韧性，与现有热强钢相比，其在700℃时具有更高的耐高温性能，从而提升应用本发明热强钢的航空发动机结构件在更高温度下的应用稳定性。
本发明中，术语“热强性”指钢在高温和载荷共同作用下抵抗塑性变形和破坏的能力。
当然，实施本发明的任一产品或方法并不一定需要同时达到以上所述的所有优点。
附图说明
为了更清楚地说明本发明或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例4的热强钢与对比例1的GX-8热强钢及对比例2的ЭИ961热强钢在不同高温下的抗拉强度变化示意图；
图2为本发明实施例4的热强钢经700℃拉伸后的透射电镜形貌图；
图3为本发明实施例4的热强钢经700℃拉伸后MC碳化物的高分辨形貌图；
图4为本发明实施例4的热强钢经700℃拉伸后NiAl金属间化合物的高分辨形貌图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。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。
本发明提供了一种高温高强低碳马氏体热强钢，其化学成分质量百分比为：
C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.3～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe。
所述低碳马氏体热强钢在700℃时的抗拉强度为390～480MPa，具有更高的高温强度，从而具有优异的耐高温性能。
发明人研究发现，碳(C)能够提高热强钢材料的硬度以及强度，少量的C能够使调质处理后的热强钢材料具备较高强度，但过高的C含量对热强钢材料的冲击韧性和耐腐蚀性能不利，因此本发明将C含量控制在0.10～0.25wt％。
铬(Cr)能够提高热强钢材料的耐烧蚀性，不限于任何理论，少量的Cr能够使热强钢材料具有良好的耐烧蚀性能，但过高的Cr含量易使热强钢材料出现高温δ铁素体，导致热强钢材料塑韧性下降，因此本发明将Cr含量控制在10.0～13.0wt％范围内，使热强钢材料基体形成碳化物M7C3，同时使基体中保留一定固溶量的Cr原子，使本发明热强钢材料具有良好的韧性和耐腐蚀性能。
钼(Mo)在热强钢中可以与C形成细小稳定弥散的M2C型碳化物，或者固溶进MC型碳化物中，特别是发明人研究发现，所形成的与基体保持高温共格的MC合金碳化物可显著提高热强钢的高温强度，但过高的Mo含量会影响热强钢材料的冲击韧性，因此本发明将Mo含量控制在1.5～2.5wt％范围内。
钨(W)能够在回火过程中形成M2C或MC型碳化物，有助于提高热强钢材料的耐热、耐磨性能，特别是发明人研究发现，通过将W与Mo联合作用，MC型碳化物与基体的高温共格关系可保持至更高温度，对热强钢材料的高温强度提升效果更好，但过高的W含量会降低热强钢材料的冲击韧性，因此本发明将W含量控制在0.4～0.8wt％范围内。
钒(V)作为强碳化物形成元素，形成一次难熔VC型碳化物，能够有效阻止奥氏体晶粒长大，使热强钢材料在淬火后得到细化的马氏体组织，从而获得高韧性。在回火时与W、Mo等元素共同形成高温共格的纳米尺寸MC型合金碳化物，从而提高热强钢的高温强度，但过高的V含量会降低热强钢材料的韧性，因此本发明将W含量控制在0.1～0.5wt％范围内。
铝(Al)可在450～600℃时效热处理时，析出NiAl、Ni3Al等金属间化合物。一般认为金属间化合物主要在室温下起弥散强化作用，但发明人意外地发现，通过加入Al，所析出与基体共格的NiAl、Ni3Al金属间化合物能够进一步提高热强钢的高温强度。另一方面，上述金属间化合物的析出还能够阻碍元素扩散，有利于抑制纳米高温共格碳化物的长大，从而提高热强钢的热稳定性。但铝Al过高则使金属间化合物易于粗化，不利于材料韧性的提高，因此本发明将Al含量控制在0.3～1.0wt％范围内，优选为0.5～0.85wt％。
镍(Ni)能够扩大热强钢材料的奥氏体相区，并能够抑制δ铁素体形成，从而提高材料塑韧性，但过高的Ni含量不仅会降低马氏体的稳定性与热强性，还会增加成本，因此本发明将Ni含量控制在2.0～3.20wt％范围内。
钴(Co)在马氏体热强钢中主要起固溶强化和抑制δ铁素体形成的作用，此外，钴的添加还有助于抑制碳化物长大，提高马氏体钢热强性的作用。但钴含量过高则降低马氏体稳定性，同时钴的价格昂贵，因此本发明将Co含量控制在0.3～0.6wt％范围内。
发明人研究还发现，硅(Si)和锰(Mn)主要作用是在钢中脱氧，并具有一定的固溶强化作用和提高淬透性作用。Si的固溶强化效果较好，少量的Si即能获得良好的固溶强化效果，然而过量的Si会使材料的韧性快速降低；而Mn是奥氏体化形成元素，过多的Mn会导致材料淬火后组织残留残余奥氏体，过多的残余奥氏体不利于材料高温性能，因此本发明中Si、Mn含量控制为：Si≤0.6wt％，Mn≤0.6wt％，优选为，Si：0.3～0.4wt％，Mn：0.2～0.4wt％。
铌(Nb)是强碳化物形成元素，能够与碳结合形成稳定的MC型碳化物，起到在高温奥氏体化时控制晶粒长大，达到细化晶粒的作用，但过高的Nb含量会形成较多的碳化物液析，即一次碳化物，对热强钢材料的冲击韧性不利，因此本发明将Nb含量控制在0.01～0.2wt％范围内，优选为0.1～0.15wt％。
而硫(S)、磷(P)作为杂质元素，均对热强钢材料韧性不利，这可能是由于S除形成硫化物夹杂使塑性降低外，在含硫气氛中还易形成(Fe+FeS)共晶，出现龟裂现象，因此应尽量降低其含量；P含量过高会导致低温韧性降低和冷脆转变温度上升，故其含量也应尽量降低，以避免或减轻对塑性的不利影响。不过，当S和P在钢中的含量越低，则除去这些元素的成本也将越高，为了使热强钢在保证优良性能的同时，还能够尽可能降低其生产成本以利于大规模生产，故本发明将S含量控制为小于0.02wt％，P含量控制为小于0.02wt％。
可以理解的是，本发明的热强钢中可能还含有一些不可避免的杂质，这些杂质是指原料中原本含有的、或者由于在冶炼过程中混入而包含在本发明中的成分，并非有意添加的成分。
本发明的一种实施方案中，镍(Ni)、钴(Co)及铝(Al)之间的质量比满足以下关系：([Ni]+[Co]-1.5)/[Al]≥2。
当Ni、Co及Al元素在热强钢中的质量比满足上述关系时，能够使热强钢具有更高的高温强度，其中，[Ni]可以指Ni元素在热强钢中的质量百分含量，[Co]可以指Co元素在热强钢中的质量百分含量，[Al]可以指Al元素在热强钢中的质量百分含量。
本发明的一种实施方案中，钼(Mo)和钨(W)之间的质量比满足以下关系：2≤[Mo]/[W]≤5。
当Mo和W元素在热强钢中的质量比满足上述关系时，能够使热强钢具有更高的高温强度，其中，[Mo]可以指Mo元素在热强钢中的质量百分含量，[W]可以指W元素在热强钢中的质量百分含量。
本发明的一种实施方案中，所述低碳马氏体热强钢在室温下的延伸率为12～14％，断面收缩率为58～70％，室温冲击韧性为71～85J，具有良好的室温塑韧性。
本发明提供的低碳马氏体热强钢，与现有GX-8、ЭИ961热强钢相比，其在700℃时具有更高的抗拉强度，从而提升应用本发明热强钢的航空发动机结构件在更高温度下的应用稳定性。
本发明还提供了一种如上述任一实施方案所述高温高强低碳马氏体热强钢的制备方法，包括以下步骤：
冶炼步骤：按以下质量百分比配制原料：
C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.3～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe，然后将所述原料经冶炼后得到冶炼坯。
原料冶炼的过程为本领域技术人员所熟知的，本发明没有特别的限制，例如可采用真空感应熔炼+电渣重熔(ESR)的方法，也可采用电弧炉(EAF)+精炼(LF)+真空脱气(VD)+电渣重溶(ESR)等能保证本发明要求的其他冶炼方法。本发明对真空感应熔炼、电渣重熔的工艺参数没有特别限制，只要能达到本发明的目的即可，例如，真空感应熔炼温度可以使材料具有更低的气体含量和更好的成分控制，但需要使用纯金属原材料，故成本将明显上升，气体保护下的电渣重熔温度可以获得更低的气体含量和更好的成分控制，但同样成本会有所增加。
或者，还可以将原料经电弧炉(EAF)熔炼、AOD(Argon Oxygen DecarburizationFurnace，氩氧脱碳炉)熔炼、电渣重熔后，得到冶炼坯。
或者，还可以将原料经电炉熔炼、VD(Vacuum Degassing，真空脱气)熔炼、电渣重熔后，得到冶炼坯。
本发明对电弧炉(EAF)熔炼、AOD熔炼、VD熔炼、电渣重熔的工艺参数没有特别限制，只要能达到本发明的目的即可，EAF、AOD及VD的具体熔炼、温度与时间可根据设备、炉料等情况适当增加或减少适当调整。
在一种实施方案中，冶炼步骤具体包括：将所述原料经真空感应熔炼、电渣重熔后，得到冶炼坯，其中，真空感应熔炼温度为1600～1650℃，电渣重熔温度为1560℃～1650℃。
在一种实施方案中，冶炼步骤具体包括：将所述原料经EAF熔炼或AOD熔炼、真空脱气、电渣重熔后，得到冶炼坯，其中，电炉熔炼温度为1620～1670℃，AOD熔炼温度为1600～1650℃，真空脱气温度为1590～1650℃，电渣重熔温度为1560～1650℃。
锻造步骤：
对所述冶炼坯锻造，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度≥850℃，得到钢锭。
发明人发现，当控制锻造工艺参数为：始锻温度为1100～1180℃，终锻温度≥800℃时，所得到的钢锭其锻后组织、晶粒细小。另外，本发明对钢锭的形状和尺寸没有特别限制，只要能达到本发明的目的即可，例如可以是圆柱或者长方体等形状。
热处理步骤：
对所述钢锭进行退火处理或正火处理，其中，退火处理温度870～950℃，保温时间6～10h，正火处理温度1100～1200℃，保温时间1～3h。
本发明可以采用不同的热处理工艺对钢锭进行热处理，例如退火热处理或正火热处理，退火和正火的目的均是为了消除锻造、轧制时钢锭中组织不均匀、碳化物粗大等现象。
当采用退火热处理工艺时，可以将所述钢锭在高温炉中加热至870～950℃保温6～10h，然后随炉冷却至480～520℃，再出炉空冷至室温；
当采用正火热处理工艺时，可以将所述钢锭在高温炉中加热至1100～1200℃保温1～3h，然后空冷至室温。
调质与时效热处理步骤：
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1100～1200℃保温1～3h，然后水冷至室温。随后加热至560～640℃回火保温1～4h后，再在450～550℃条件下时效热处理4～6h，得到所述低碳马氏体热强钢。
发明人研究发现，当加热温度高于1200℃淬火时，热强钢材料的晶粒过快长大，组织粗大，热强钢材料的韧性下降；当加热温度低于1100℃淬火时，碳化物未充分溶解，不能得到最佳强化效果。因此本发明将调制处理的加热温度控制在1100～1200℃范围内，并保温1～3h，从而使淬火后的热强钢材料既具有良好的韧性又具有良好的高温强度。
发明人研究还发现，当回火温度为560～640℃，并保温1～4h时，在热强钢材料中能够形成细小稳定弥散的高温共格M2C、MC型碳化物，从而提高热强钢材料高温强度与热稳定性。随后在450～550℃条件下时效热处理4～6h可进一步时效析出NiAl、Ni3Al金属间化合物，进一步提高热强钢的高温强度。
本发明提供的一种高温高强低碳马氏体热强钢的制备方法方法，通过控制各原料的添加比例以及合理的热处理工艺，能够使所制得的热强钢在700℃时具有更高的抗拉强度，从而提升应用本发明热强钢的航空发动机结构件在更高温度下的应用稳定性。
以下，举出实施例及对比例来对本申请的实施方式进行更具体地说明。各种的试验及评价按照下述的方法进行。另外，只要无特别说明，“份”、“％”为重量基准。
实施例1
<冶炼>
按以下质量百分比配制原料：
C：0.14wt％、Cr：10.3wt％、Ni：2.05wt％、Mo：1.55wt％、Si：0.35wt％、Mn：0.31wt％、W：0.42wt％、V：0.16wt％、Nb：0.08wt％、Co：0.3wt％、Al：0.28wt％，其余为Fe，将原料经冶炼后得到冶炼坯。
<锻造>
对冶炼坯锻造，始锻温度为1100℃，终锻温度880℃，得到钢锭。
<正火热处理>
对钢锭进行正火处理，正火处理温度1100℃，保温时间3h，然后空冷至室温。
<调质与时效热处理>
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1150℃保温2h，然后水冷至室温，随后加热至580℃回火保温2h，然后冷却至室温，再将调质处理后的钢锭在480℃保温6h，然后冷却至室温。
实施例2
<冶炼>
按以下质量百分比配制原料：
C：0.18wt％、Cr：12.8wt％、Ni：2.53wt％、Mo：2.44wt％、Si：0.4wt％、Mn：0.51wt％、W：0.38wt％、V：0.23wt％、Nb：0.12wt％、Co：0.33wt％、Al：0.31wt％，其余为Fe，将原料经冶炼后得到冶炼坯。
<锻造>
对冶炼坯锻造，始锻温度为1100℃，终锻温度860℃，得到钢锭。
<退火热处理>
对钢锭进行退火处理，退火处理温度900℃，保温时间8h，然后随炉冷却至520℃，再出炉空冷至室温。
<调质与时效热处理>
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1200℃保温1h，然后水冷至室温，随后加热至600℃回火保温2h，然后冷却至室温，再将调质处理后的钢锭在500℃保温4h，然后冷却至室温。
实施例3
<冶炼>
按以下质量百分比配制原料：
C：0.20wt％、Cr：12.5wt％、Ni：2.75wt％、Mo：2.26wt％、Si：0.37wt％、Mn：0.28wt％、W：0.74wt％、V：0.34wt％、Nb：0.13wt％、Co：0.35wt％、Al：0.48wt％，其余为Fe，将原料经冶炼后得到冶炼坯。
<锻造>
对冶炼坯锻造，始锻温度为1120℃，终锻温度900℃，得到钢锭。
<正火热处理>
对钢锭进行正火处理，正火处理温度1150℃，保温时间2h。
<调质与时效热处理>
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1100℃保温3h，然后水冷至室温，随后加热至600℃回火保温2h，然后冷却至室温，再将调质处理后的钢锭在500℃保温4h，然后冷却至室温。
实施例4
<冶炼>
按以下质量百分比配制原料：
C：0.24wt％、Cr：11.4wt％、Ni：3.15wt％、Mo：2.2wt％、Si：0.30wt％、Mn：0.25wt％、W：0.58wt％、V：0.48wt％、Nb：0.15wt％、Co：0.55wt％、Al：0.86wt％，其余为Fe，将原料经冶炼后得到冶炼坯。
<锻造>
对冶炼坯锻造，始锻温度为1150℃，终锻温度850℃，得到钢锭。
<退火热处理>
对钢锭进行退火处理，退火处理温度950℃，保温时间6h，然后随炉冷却至500℃，再出炉空冷至室温。
<调质与时效热处理>
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1150℃保温2h，然后水冷至室温，随后加热至600℃回火保温2h，然后冷却至室温，再将调质处理后的钢锭在540℃保温4h，然后冷却至室温。
实施例5
除冶炼坯锻造的始锻温度为1180℃，终锻温度870℃，热处理采用退火处理工艺，退火处理温度870℃，保温时间10h，退火后随炉冷却至480℃，其中调质与时效热处理中，调质处理的回火温度为550℃，保温时间为4h，时效热处理的温度为550℃，保温时间为5h以外，其余与实施例4相同。
实施例6
除正火处理温度1200℃，保温时间1h，调质与时效热处理中，其中调质处理的回火温度为640℃，保温时间为1h，时效热处理的温度为450℃，保温时间为6h以外，其余与实施例4相同。
对比例1
本对比例为GX-8热强钢作为对比例1，其热处理工艺为：
1150℃保温2h，然后水冷至室温，随后加热至580℃回火保温4h，然后冷却至室温。
对比例2
本对比例为ЭИ961热强钢作为对比例2，其热处理工艺为：
1010℃保温2h，然后水冷至室温，随后加热至560℃回火保温4h，然后冷却至室温。
对比例3
<冶炼>
按以下质量百分比配制原料：
C：0.16wt％、Cr：11.5wt％、Ni：2.10wt％、Mo：1.9wt％、Si：0.30wt％、Mn：0.35wt％、W：0.65wt％、V：0.48wt％、Nb：0.05wt％，其余为Fe，将原料经冶炼后得到冶炼坯。
<锻造>
对冶炼坯锻造，始锻温度为1100℃，终锻温度850℃，得到钢锭。
<退火热处理>
对钢锭进行退火处理，退火处理温度870℃，保温时间10h，然后随炉冷却至480℃，再出炉空冷至室温。
<调质处理>
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1150℃保温1h，然后水冷至室温，随后加热至580℃回火保温2h，然后冷却至室温。
实施例1-6为含Al的低碳马氏体热强钢，经调质与时效热处理后形成高温共格碳化物与金属间化合物，其中实施例4-6为不同退火或正火工艺的对比，对比例1和2分别为现有GX-8及ЭИ961热强钢，对比例3为不含Al的低碳马氏体热强钢，调质后只形成高温共格碳化物。
<性能测试>
高温抗拉强度测试：
采用GB/T4338-2006《金属材料高温拉伸试验方法》，测试实施例1～6及对比例1～3的热强钢分别在600℃、650℃和700℃下的高温抗拉强度，测试结果如表2所示。
室温力学性能测试：
测试实施例1～6及对比例1～3的热强钢的室温力学性能，测试结果包括：抗拉强度(Rm)、屈服强度(Rp0.2)、断后伸长率(A)、断面收缩率(Z)及冲击功，测试结果如表3所示。
表1本发明各实施例与各对比例热强钢的成分
Figure BDA0002659217650000131
Figure BDA0002659217650000141
表2实施例1～6及对比例1～3的高温拉伸性能测试结果
Figure BDA0002659217650000142
表3实施例1～6及对比例1～3室温力学性能测试结果
Figure BDA0002659217650000143
通过表2可知，本发明实施例1～6的热强钢在不同高温下的抗拉强度均高于对比例1～2的热强钢，尤其是在700℃时抗拉强度达到GX-8或ЭИ961热强钢的2倍以上，并且，700℃时抗拉强度与GX-8或ЭИ961热强钢650℃时抗拉强度接近，可见本发明热强钢的使用温度能够较现有GX-8和ЭИ961热强钢提高50℃以上。并且，本发明实施例1～6热强钢在不同高温下的抗拉强度也均高于对比例3的热强钢，表明本发明通过在热强钢中加入适量的Al后，明显提高了热强钢的高温强度。
通过表3可知，本发明实施例1～6的热强钢，其室温抗拉强度、冲击功等指标均高于对比例1的GX-8热强钢，屈服强度、断后伸长率、断面收缩率等指标与对比例1相比变化不大，表明本发明的热强钢具有优良的室温塑韧性。并且，本发明实施例1～6的热强钢，其冲击功指标高于对比例2的ЭИ961热强钢，抗拉强度、断后伸长率等指标与对比例2相比变化不大，进一步表明本发明的热强钢具有优良的室温塑韧性。并且，本发明实施例1～6的热强钢，其室温抗拉强度、屈服强度、断后伸长率、断面收缩率等指标均高于对比例3，表明本发明通过在热强钢中加入适量的Al，还能够进一步提高热强钢的室温塑韧性。
图1为本发明实施例4的热强钢与对比例1的GX-8热强钢和对比例2的ЭИ961热强钢在不同高温下的抗拉强度变化示意图，由图1可知，随着温度升高，材料的抗拉强度呈下降趋势，但在相同温度下，实施例4的抗拉强度均高于GX-8热强钢和ЭИ961热强钢。图2为本发明实施例4的热强钢经700℃拉伸后的透射电镜形貌图，可以看出仍保留有大量片状MC型碳化物(左侧圆虚线框所示)和粒状NiAl(右侧圆虚线框所示)金属间化合物。
图3和图4分别为本发明实施例4的热强钢经700℃拉伸后，MC碳化物和NiAl金属间化合物的高分辨形貌图，可以看出，两种析出相经700℃拉伸后仍为纳米级，从而对本发明热强钢高温高强度的获得发挥了重要作用。本发明以实施例4为例进行说明，可以理解的是，由于其他实施例的热强钢与实施例4热强钢中的各组分含量相近，其性能和微观结构也相似，限于篇幅所限，本发明不再赘述。
综上，本发明提供的一种高温高强低碳马氏体热强钢及其制备方法，通过控制各原料的添加比例以及合理的热处理工艺，能够使所制得的热强钢在700℃时具有更高的抗拉强度。
以上所述仅为本发明的较佳实施例，并非用于限定本发明的保护范围。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均包含在本发明的保护范围内。

Claims (7)

1.一种高温高强低碳马氏体热强钢，其化学成分质量百分比为：
C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.31～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe；
所述低碳马氏体热强钢在700℃时的抗拉强度为390～480MPa；
其中，Ni、Co及Al之间的质量比满足以下关系：([Ni]+[Co]-1.5)/[Al]≥2；
Mo和W之间的质量比满足以下关系：2≤[Mo]/[W]≤5。
2.根据权利要求1所述的高温高强低碳马氏体热强钢，其中，所述C：0.18～0.23wt％，Mo：2.0～2.30wt％。
3.根据权利要求1所述的高温高强低碳马氏体热强钢，其中，S含量小于0.02wt％，P含量小于0.02wt％。
4.根据权利要求1～3任一项所述的高温高强低碳马氏体热强钢，其中，所述低碳马氏体热强钢在室温下的延伸率为12～14％，断面收缩率为58～70％，室温冲击韧性为71～85J。
5.一种如权利要求1～4任一项所述的高温高强低碳马氏体热强钢的制备方法，包括以下步骤：
冶炼步骤：按以下质量百分比配制原料：
C：0.10～0.25wt％、Cr：10.0～13.0wt％、Ni：2.0～3.2wt％、Mo：1.50～2.50wt％、Si≤0.60wt％、Mn≤0.60wt％、W：0.4～0.8wt％、V：0.1～0.5wt％、Co：0.3～0.6wt％、Al：0.31～1.0wt％、Nb：0.01～0.2wt％，其余为Fe；将原料经冶炼后得到冶炼坯；
其中，Ni、Co及Al之间的质量比满足以下关系：([Ni]+[Co]-1.5)/[Al]≥2；
Mo和W之间的质量比满足以下关系：2≤[Mo]/[W]≤5；
锻造步骤：
对所述冶炼坯锻造，始锻温度为1100～1180℃，终锻温度≥850℃，得到钢锭；
热处理步骤：
对所述钢锭进行退火处理或正火处理，
所述退火处理步骤包括：
将所述钢锭在高温炉中加热至870～950℃保温6～10h，然后随炉冷却至480～520℃，再出炉空冷至室温；
所述正火处理步骤包括：
将所述钢锭在高温炉中加热至1100～1200℃保温1～3h，然后空冷至室温；
调质与时效热处理步骤：
将热处理后的钢锭在高温炉中加热至1100～1200℃保温1～3h，然后水冷至室温；将经水冷后的钢锭加热至550～640℃回火保温1～4h后，再在450～550℃条件下时效热处理4～6h，得到所述低碳马氏体热强钢。
6.根据权利要求5所述的高温高强低碳马氏体热强钢的制备方法，所述冶炼步骤具体包括：
将所述原料经真空感应熔炼、电渣重熔后，得到冶炼坯，其中，真空感应熔炼温度为1600～1650℃，电渣重熔温度为1560℃～1650℃。
7.根据权利要求5所述的高温高强低碳马氏体热强钢的制备方法，所述冶炼步骤具体包括：
将所述原料经EAF熔炼或AOD熔炼、真空脱气、电渣重熔后，得到冶炼坯，其中，电炉熔炼温度为1620～1670℃，AOD熔炼温度为1600～1650℃，真空脱气温度为1590～1650℃，电渣重熔温度为1560～1650℃。
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