CN112375990A - 一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法 - Google Patents

一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法，其中，超高强度钢的化学成分质量百分比为：C：0.2％‑0.4％，Mn：6％‑9％，Si：1％‑2％，V：0.1％‑0.3％，余量为Fe及不可避免杂质。本发明提供的超高强度钢通过采用低成本Fe‑C‑Si‑Mn‑V低合金中锰成分，相较于马氏体时效钢、纳米贝氏体钢等，没有添加昂贵合金元素Co、Ni等，同时碳含量较低，材料的原料成本低及焊接性能良好。同时，本发明提供的超高强度钢具有极其优异的零件性能，即屈服强度>2000MPa，抗拉强度>2200MPa，延伸率大于10％，可用于对屈服强度要求极高的特殊工程领域。

Description

一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法
技术领域
本发明属于钢铁合金材料技术领域，具体涉及一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法。
背景技术
在航天、汽车以及工程机械等领域，其复杂的服役环境对材料提出了越来越高的要求，致使科研学者们不断探索材料的极限性能。超高强度钢因优异的力学性能和低廉的成本，在各工程领域应用广泛，但目前也面临发展瓶颈。2000MPa级以上的超高强度钢面临合金成本高、制备工艺复杂以及塑性差(<10％)等问题。现有2000MPa级超高强度钢主要包括热冲压成型钢、纳米贝氏体钢、高碳低合金钢以及中锰钢等，这些材料一般都需要通过高合金设计或者复杂工艺来获得不错的力学性能，其抗拉强度可达到2000MPa，部分材料的塑性可超过10％。但是以上材料的屈服强度普遍较低，难以超过2000MPa，无法满足一些极其特殊领域的应用，如工程机械钢对屈服强度要求较高。2017年，“High dislocationdensity–induced large ductility in deformed and partitioned steels”文献获得了2000MPa以上屈服强度和10％以上塑性的超高强度中锰钢，但是其制备流程极其复杂，包括热轧、温轧、退火、冷轧及回火五道工序，工艺稳定性难以保证。因而，目前尚无低成本易制备的2000MPa屈服强度以上及塑性超过10％的超高强度钢相关报道。
发明内容
针对以上现有技术的不足之处，本发明提供了一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法。
本发明一方面提供了一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其化学成分质量百分比为：C：0.2％-0.4％，Mn：6％-9％，Si：1％-2％，V：0.1％-0.3％，余量为Fe及不可避免杂质，其中，所述超高强度钢的屈服强度大于2000MPa，抗拉强度大于2200MPa，断后延伸率>10％。
进一步的，所述超高强度钢的组织包括马氏体和残余奥氏体，其中，所述残余奥氏体占所述超高强度钢的体积的5％-15％，所述超高强度钢的组织微观结构为层状复相组织结构。
进一步的，所述超高强度钢中的奥氏体呈杆状。
与现有2000MPa级钢相比，本发明的一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢具有的显著优点及有益效果如下：
1、在成分设计上，采用低成本Fe-C-Si-Mn-V低合金中锰成分，相较于马氏体时效钢、纳米贝氏体钢等，没有添加昂贵合金元素Co、Ni等，同时碳含量较低，材料的原料成本低及焊接性能良好。
2、本发明提供的超高强度钢具有极其优异的零件性能，即屈服强度>2000MPa，抗拉强度>2200MPa，延伸率大于10％，可用于对屈服强度要求极高的特殊工程领域。
本发明另一方面提供了一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)将如上述所述的化学成分进行冶炼，并铸造成铸坯或钢锭；
(2)将所述铸坯或钢锭加热至完全奥氏体化温度，保温2-3h后，对在旋转状态下的所述铸坯或钢锭进行多道次锻造，获得具有圆形或方形截面的试样；
(3)将步骤(2)中的所述试样在空气中冷却至室温，获得包含体积分数为25％-45％奥氏体的试样；
(4)将步骤(3)中的所述试样进行回火处理，消除锻造对所述试样产生的内应力；
(5)对步骤(4)中的所述试样进行预变形处理，使所述试样的变形量为2-5％；
(6)对步骤(5)中的所述试样进行回火配分处理，获得所述超高强度钢。
进一步的，在步骤(2)中的所述完全奥氏体化温度为850-900℃。
进一步的，在步骤(2)中所述铸坯或钢锭的锻造比大于9。
进一步的，在步骤(2)中的多道次锻造的终锻温度大于450℃。
进一步的，在步骤(2)中在对在旋转状态下的所述铸坯或钢锭进行多道次锻造时，保持所述铸坯或钢锭在A3温度以下进行锻造。
进一步的，在步骤(4)中的回火处理包括：将所述试样置于温度为150-200℃的电阻炉内保温1-2h，以消除所述试样在锻造时产生的内应力。
进一步的，在步骤(6)中的回火配分处理包括：将所述试样在150-300℃的温度下，回火配分处理10-180min，冷至室温获得所述超高强度钢。
本发明提供的一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，针对2000MPa的研究现状，通过引入仿生结构增塑机制，即锻造后的杆状奥氏体将诱导具有织构的马氏体相变，通过促进界面滑移，改善高强脆性马氏体的塑性；通过引入极其稳定的亚稳相残余奥氏体，起到亚稳相增塑的效果，即预拉伸消除部分不稳定奥氏体，并通过回火配分处理进一步提升残余奥氏体的稳定性，使其在超高强度下才开始变形并发生相变诱导塑性效应，从而提升材料的塑性；通过预变形和回火配分处理结合的方式，可以调控碳原子和位错间的状态，从而在拉伸前期诱导吕德斯带，一定变形量的吕德斯带将增加材料的塑性。综合以上强化机制和增塑机制，本发明最终使获得的超高强度钢展现出优异的性能，屈服强度>2000MPa，抗拉强度>2200MPa，断后延伸率大于10％。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
下面通过附图和实施例，对本发明的技术方案做进一步的详细描述。
附图说明
图1为本发明示例性实施例的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法的工艺示意图；
图2为本发明示例性实施例1获得的超高强度钢的拉伸曲线；
图3为本发明示例性实施例1获得的超高强度钢的重构原始奥氏体形态；
图4为本发明示例性实施例2获得的超高强度钢的拉伸曲线。
具体实施方式
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，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。
本发明提供的一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其化学成分质量百分比为：C：0.2％-0.4％，Mn：6％-9％，Si：1％-2％，V：0.1％-0.3％，余量为Fe及不可避免杂质，其中，所述超高强度钢的屈服强度大于2000MPa，抗拉强度大于2200MPa，断后延伸率>10％。
本发明提供的一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢中各合金元素作用如下：(1)加入适度的C含量0.2％-0.4％，以获得超高强的马氏体基体，并用于回火配分处理，以稳定一定数量的残余奥氏体；(2)加入6％-9％的Mn，稳定奥氏体并扩大奥氏体相区，增加材料的淬透性，保证在低温锻造过程中仍然为全奥氏体组织；(3)加入1％-2％的Si，在回火配分过程中抑制碳化物的形成，避免奥氏体的分解，保证获得适量体积分数的稳定残余奥氏体；(4)加入0.1％-0.3％的V，细化原奥氏体晶粒，同时形成弥散纳米析出以增加材料的强度。本发明提供的成分设计使材料经低温锻造后的室温组织中包含25％-45％的亚稳奥氏体，经预变形和回火配分处理后获得的最终组织中包含5％-15％稳定性良好的残余奥氏体。
与现有2000MPa级钢相比，本发明的一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢具有的显著优点及有益效果如下：
1、在成分设计上，采用低成本Fe-C-Si-Mn-V低合金中锰成分，相较于马氏体时效钢、纳米贝氏体钢等，没有添加昂贵合金元素Co、Ni等，同时碳含量较低，材料的原料成本低及焊接性能良好。
2、本发明提供的超高强度钢获得极其优异的零件性能，即屈服强度>2000MPa，抗拉强度>2200MPa，延伸率大于10％，可用于对屈服强度要求极高的特殊工程领域。
作为一优选实施方式，所述超高强度钢的组织包括马氏体和残余奥氏体，其中，所述残余奥氏体占所述超高强度钢的体积的5％-15％，所述超高强度钢的组织微观结构为层状复相组织结构。通过引入5％-15％稳定的亚稳相残余奥氏体，起到亚稳相增塑的效果，使其在超高强度下才开始变形并发生相变诱导塑性效应，从而提升材料的塑性，最终使获得材料展现出优异的性能，屈服强度>2000MPa，抗拉强度>2200MPa，断后延伸率大于10％。
进一步的，所述超高强度钢中的奥氏体呈杆状。本发明通过控制锻造将奥氏体晶粒形态控制为在三维空间呈现杆状的仿生结构，限制马氏体向非轴向的生长，相较于等效的等轴原奥氏体晶粒，可以显著的细化马氏体Block和packet尺寸，从而提升材料的强度。
本发明提供的一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)将如上述所述的化学成分进行冶炼，并铸造成铸坯或钢锭；
(2)将所述铸坯或钢锭加热至完全奥氏体化温度850-900℃，保温2-3h后，对在旋转状态下的所述铸坯或钢锭进行多道次锻造，获得具有圆形或方形截面的试样；其中，终锻温度大于450℃，铸坯或钢锭的锻造比大于9；
(3)将步骤(2)中的所述试样在空气中冷却至室温，获得包含体积分数为25％-45％奥氏体的试样；
(4)将步骤(3)中的所述试样置于温度为150-200℃的电阻炉内，进行回火处理1-2h，消除锻造对所述试样产生的内应力；
(5)对步骤(4)中的所述试样进行预变形处理，使所述试样的变形量为2-5％；
(6)对步骤(5)中的所述试样在150-300℃的温度下，回火配分处理10-180min，冷至室温获得所述超高强度钢。
作为一优选实施方式，在步骤(2)中在对在旋转状态下的所述铸坯或钢锭进行多道次锻造时，保持所述铸坯或钢锭在A3温度以下进行锻造，从而制备出杆状的原奥氏体晶粒。
本发明提供的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法在制备工艺上，采用简单的热加工方法，同时结合预变形及回火配分处理工艺，相较于纳米贝氏体钢、超高强中锰钢等，省却了数天的长时间低温退火及热轧、温轧、冷轧、退火等一系列工序，工艺流程简化，工艺可控性好，工业化应用潜力大。
其中，本发明提供的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的力学性能指标是：屈服强度>2000MPa，断后延伸率大于10％。其中，屈服强度达到2000MPa对于现有的所有钢铁材料而言均是一大挑战，因此，本发明在常用强化机制的基础上巧妙的引入了两个特殊的强化方式，一是结构强化：通过控制锻造将奥氏体晶粒形态控制为在三维空间呈现杆状的仿生结构，限制马氏体沿非轴向方向的生长，相较于等效的等轴原奥氏体晶粒，可以显著的细化马氏体Block和packet尺寸，从而提升材料的强度；二是通过预变形的方式在马氏体基体引入高密度位错，在回火配分过程中，大量碳原子可与位错发生交互作用，从而极大限度的提高位错强化效果。此外，通过合理设计成分得到碳含量适中的超高强度马氏体，可起到相变强化作用；添加V元素细化原奥晶粒并且在锻造过程中形成大量弥散的纳米析出，起到析出强化的作用。
综上所述，为了使材料的屈服强度可达到2000MPa，并针对提升材料塑性方面，本发明中有三个设计的关键点：一是引入仿生结构增塑机制，即锻造后的杆状奥氏体将诱导具有织构的马氏体相变，通过促进界面滑移，改善高强脆性马氏体的塑性；二是引入极其稳定的亚稳相残余奥氏体，起到亚稳相增塑的效果，即预拉伸消除部分不稳定奥氏体，并通过回火配分处理进一步提升残余奥氏体的稳定性，使其在超高强度下才开始变形并发生相变诱导塑性效应，从而提升材料的塑性；三是通过预变形和回火配分处理结合的方式，可以调控碳原子和位错间的状态，从而在拉伸前期诱导吕德斯带，一定变形量的吕德斯带将增加材料的塑性。综合以上强化机制和增塑机制，本发明最终获得的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢展现出优异的性能，屈服强度>2000MPa，抗拉强度>2200MPa，断后延伸率大于10％。
实施例1
一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其化学成分质量百分比为：C：0.35％，Mn：7.5％，Si：1％，V：0.2％，余量为Fe及不可避免杂质。
一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)将如上述的化学成分进行冶炼，并铸造成铸坯或钢锭；
(2)将铸坯或钢锭加热至完全奥氏体化温度850℃，保温2h后，对在旋转状态下的铸坯或钢锭进行多道次锻造，获得具有圆形或方形截面的试样；其中，终锻温度为570℃，铸坯或钢锭的锻造比为14；
(3)将步骤(2)中的试样在空气中冷却至室温，获得包含体积分数为25％-45％奥氏体的试样；
(4)将步骤(3)中的试样置于温度为200℃的电阻炉内，进行回火处理1h，消除锻造对试样产生的内应力；
(5)对步骤(4)中的试样进行预变形处理，可采用拉伸机或者张力机或任何能完成延伸变形的设备将试样进行拉伸变形，使试样的变形量为5％；
(6)对步骤(5)中的试样在300℃的温度下，回火配分处理15min，冷至室温获得所述超高强度钢。
图1所示为实施例1的制备工艺示意图，同时也适用于其他实施例。
经力学性能检测本实施例制备的超高强度钢的性能指标如下：屈服强度2230MPa，抗拉强度为2270MPa，断后延伸率为13.7％，其拉伸曲线如图2所示。第一阶段的吕德斯变形约7.2％。经组织检测，获得的超高强度钢的组织为马氏体、残余奥氏体，其中残余奥氏体的体积分数为13.5％。超高强度钢的原奥氏体在三维空间为杆状仿生结构，如图3所示，原始奥氏体沿着TD方向明显拉长。
实施例2
一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其化学成分质量百分比为：C：0.24％，Mn：7.5％，Si：1.2％，V：0.2％，余量为Fe及不可避免杂质。
一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)将如上述的化学成分进行冶炼，并铸造成铸坯或钢锭；
(2)将铸坯或钢锭加热至完全奥氏体化温度850℃，保温2h后，对在旋转状态下的铸坯或钢锭进行多道次锻造，获得具有圆形或方形截面的试样；其中，终锻温度为460℃，铸坯或钢锭的锻造比为16；
(3)将步骤(2)中的试样在空气中冷却至室温，获得包含体积分数为25％-45％奥氏体的试样；
(4)将步骤(3)中的试样置于温度为170℃的电阻炉内，进行回火处理1.5h，消除锻造对试样产生的内应力；
(5)对步骤(4)中的试样进行预变形处理，可采用拉伸机或者张力机或任何能完成延伸变形的设备将试样进行拉伸变形，使试样的变形量为3％；
(6)对步骤(5)中的试样在200℃的温度下，回火配分处理60min，冷至室温获得所述超高强度钢。
经力学性能检测本实施例制备的超高强度钢的性能指标如下：屈服强度2051MPa，抗拉强度为2241MPa，断后延伸率为12.1％，其拉伸曲线如图4所示，吕德斯变形约4％。经组织检测，获得超高强度钢的最终组织为马氏体和残余奥氏体，其中，残余奥氏体的体积分数为11.3％。
实施例3
一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其化学成分质量百分比为：C：0.23％，Mn：6.5％，Si：1.6％，V：0.25％，余量为Fe及不可避免杂质。
一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，包括如下步骤：
(1)将如上述的化学成分进行冶炼，并铸造成铸坯或钢锭；
(2)将铸坯或钢锭加热至完全奥氏体化温度870℃，保温2h后，对在旋转状态下的铸坯或钢锭进行多道次锻造，获得具有圆形或方形截面的试样；其中，终锻温度为550℃，铸坯或钢锭的锻造比为20；
(3)将步骤(2)中的试样在空气中冷却至室温，获得包含体积分数为25％-45％奥氏体的试样；
(4)将步骤(3)中的试样置于温度为200℃的电阻炉内，进行回火处理1h，消除锻造对试样产生的内应力；
(5)对步骤(4)中的试样进行预变形处理，可采用拉伸机或者张力机或任何能完成延伸变形的设备将试样进行拉伸变形，使试样的变形量为2％；
(6)对步骤(5)中的试样在200℃的温度下，回火配分处理60min，冷至室温获得所述超高强度钢。
经力学性能检测本实施例制备的超高强度钢的性能指标如下：屈服强度2024MPa，抗拉强度为2210MPa，断后延伸率为13.2％。经组织检测，获得超高强度钢的最终组织马氏体和残余奥氏体，其中，残余奥氏体的体积分数为13.5％。
最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

Claims (10)

1.一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其特征在于，其化学成分质量百分比为：C：0.2％-0.4％，Mn：6％-9％，Si：1％-2％，V：0.1％-0.3％，余量为Fe及不可避免杂质，其中，所述超高强度钢的屈服强度大于2000MPa，抗拉强度大于2200MPa，断后延伸率>10％。
2.根据权利要求1所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其特征在于，所述超高强度钢的组织包括马氏体和残余奥氏体，其中，所述残余奥氏体占所述超高强度钢的体积的5％-15％，所述超高强度钢的组织微观结构为层状复相组织结构。
3.根据权利要求2所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢，其特征在于，所述超高强度钢中的奥氏体呈杆状。
4.一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)将如权利要求1-3任一所述的化学成分进行冶炼，并铸造成铸坯或钢锭；
(2)将所述铸坯或钢锭加热至完全奥氏体化温度，保温2-3h后，对在旋转状态下的所述铸坯或钢锭进行多道次锻造，获得具有圆形或方形截面的试样；
(3)将步骤(2)中的所述试样在空气中冷却至室温，获得包含体积分数为25％-45％奥氏体的试样；
(4)将步骤(3)中的所述试样进行回火处理，消除锻造对所述试样产生的内应力；
(5)对步骤(4)中的所述试样进行预变形处理，使所述试样的变形量为2-5％；
(6)对步骤(5)中的所述试样进行回火配分处理，获得所述超高强度钢。
5.根据权利要求4所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中的所述完全奥氏体化温度为850-900℃。
6.根据权利要求4所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中所述铸坯或钢锭的锻造比大于9。
7.根据权利要求4所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中的多道次锻造的终锻温度大于450℃。
8.根据权利要求4所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，在步骤(2)中在对在旋转状态下的所述铸坯或钢锭进行多道次锻造时，保持所述铸坯或钢锭在A3温度以下进行锻造。
9.根据权利要求4所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，在步骤(4)中的回火处理包括：将所述试样置于温度为150-200℃的电阻炉内保温1-2h，以消除所述试样在锻造时产生的内应力。
10.根据权利要求4所述的屈服强度大于2000MPa的超高强度钢的制备方法，其特征在于，在步骤(6)中的回火配分处理包括：将所述试样在150-300℃的温度下，回火配分处理10-180min，冷至室温获得所述超高强度钢。
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