CN112981275B - 一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法 - Google Patents

一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法 Download PDF

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Abstract

一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法，通过在马氏体基体上形成复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相，能够获得高的强韧性水平，在抗拉强度达到2200MPa级以上的同时，延伸率为6～16％，断裂韧性为40～80MPa·m1/2，从而克服现有超高强度钢强韧性水平偏低等问题，显著提高飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等采用超高强度钢零部件的安全性能。

Description

一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法
技术领域
本发明涉及超高强度钢技术，抗拉强度级别2200～2600MPa，特别是一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法，通过在马氏体基体上形成复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相，能够获得高的强韧性水平，在抗拉强度达到2200MPa级以上的同时，延伸率为6～16％，断裂韧性为40～80MPa·m1/2，从而克服现有超高强度钢强韧性水平偏低等问题，显著提高飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等采用超高强度钢零部件的安全性能。
背景技术
超高强度钢最先应用于飞机结构件，现已大量应用于飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等性能有特殊要求的领域，而且其使用范围正在不断地扩大到建筑、机械制造、车辆和其他军用及民用装备上。超高强度钢发展的主要制约因素是强度提高之后韧性的急剧降低问题。典型案例是美国生产的AerMet340钢，其抗拉强度达2370MPa，但断裂韧性仅37MPa·m1/2，低断裂韧度限制了其应用范围。按合金元素总量，超高强度钢可分为低合金、中合金和高合金超高强度钢。高合金超高强度钢又可分为二次硬化钢、马氏体时效钢和不锈钢。目前这几类超高强度钢存在的问题如下：(1)强化相单一，如AerMet100钢的强化相是M2C相，马氏体时效钢C300钢的强化相是Ni3(Ti，Al)相，PH13-8Mo钢强化相是NiAl相，由于这些单一析出相通常在马氏体位错上形核和长大，析出相数密度相对较低，既弥散度较小，导致韧性偏低。(2)晶粒度偏小，如AerMet100钢的晶粒度在6～7级范围内，晶粒度偏低，不利于强韧性提高。主要原因是为了充分溶解碳化物，高温固溶时提高固溶温度，导致晶粒粗大。(3)未溶碳化物较多，导致韧性降低，主要原因是受限于晶粒粗大问题，固溶温度不能过高，造成固溶温度设置受限于晶粒度和未溶碳化物含量。针对现有技术中的问题，本发明采纳了二次硬化钢和马氏体时效钢的强化相，采用复合析出强化获得高的强韧性水平。有鉴于此，本发明人完成了本发明。
发明内容
本发明针对现有技术中存在的缺陷或不足，提供一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法，通过在马氏体基体上形成复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相，能够获得高的强韧性水平，在抗拉强度达到2200MPa级以上的同时，延伸率为6～16％，断裂韧性为40～80MPa·m1/2，从而克服现有超高强度钢强韧性水平偏低等问题，显著提高飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等采用超高强度钢零部件的安全性能。
本发明技术方案如下：
一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢，其特征在于，包括铁基组织，所述铁基组织中分布有合金化元素和不可避免的杂质元素，所述合金化元素由碳C、镍Ni、钴Co、铬Cr、钼Mo、铝Al、钨W、钒V和铌Nb组成，所述不可避免的杂质元素包括磷P和硫S，所述铁基组织中分布有复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相，所述M2C中的M为所述合金化元素中的金属原子。
所述铁基组织的微观组织为马氏体+残余奥氏体，所述残余奥氏体的体积分数范围为3～10％。
所述铁基组织的微观组织中，Cr、Mo、W、V和Nb所形成的各种碳化物中，最大碳化物尺寸≤250nm。
一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢，其特征在于，包括以下化学元素及其wt％含量：碳C在第一范围0.20～0.30或第二范围0.32～0.40中择一选择，镍Ni＝11.00～16.00，钴Co＝11.00～15.00，铬Cr＝1.30～2.50，钼Mo＝1.20～2.50，铝Al＝0.20～2.00，钨W＝0.20～1.20，钒V＝0.01～0.20，铌Nb＝0.01～0.20，余量为铁和不可避免的杂质，所述不可避免杂质包括磷P和硫S：所述P≤0.010％，所述S≤0.008％。
所述复合析出强化钢是通过真空感应、真空自耗得到钢锭后再通过锻造成型后，再进行热处理而获得的型钢，所述型钢的微观组织为马氏体+残余奥氏体，所述残余奥氏体的体积分数范围为3～10％。
当C含量在第一范围0.20～0.30，所述型钢的抗拉强度不小于2200MPa，断裂韧性不小于70MPa·m1/2；当C含量在第二范围0.32～0.40，所述型钢的抗拉强度不小于2400MPa，断裂韧性不小于50MPa·m1/2。
所述型钢的微观组织中分布有复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相。
所述型钢的微观组织中，Cr、Mo、W、V和Nb所形成的各种碳化物中，最大碳化物尺寸≤250nm。
一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：通过真空感应熔炼和真空自耗重熔的冶炼得到钢锭后，再通过锻造成型后通过热处理制造出复合析出强化型钢，所述复合析出强化型钢具有以下化学元素及其wt％含量：碳C在第一范围0.20～0.30或第二范围0.32～0.40中择一选择，镍Ni＝11.00～16.00，钴Co＝11.00～15.00，铬Cr＝1.30～2.50，钼Mo＝1.20～2.50，铝Al＝0.20～2.00，钨W＝0.20～1.20，钒V＝0.01～0.20，铌Nb＝0.01～0.20，余量为铁和不可避免的杂质，所述不可避免杂质包括磷P和硫S：所述P≤0.010％，所述S≤0.008％，所述型钢的微观组织中分布有复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相，所述型钢的微观组织中，Cr、Mo、W、V和Nb所形成的各种碳化物中，最大碳化物尺寸≤250nm，当C含量在第一范围0.20～0.30，所述型钢的抗拉强度不小于2200MPa，断裂韧性不小于70MPa·m1/2；当C含量在第二范围0.32～0.40，所述型钢的抗拉强度不小于2400MPa，断裂韧性不小于50MPa·m1/2。
所述锻造成型中的始锻温度为1150℃，终锻温度不小于850℃；所述热处理包括固溶制度和时效制度，所述固溶制度为900～1050℃保温1.3～1.7h后空冷至室温，所述时效制度为480～650℃保温3.5～4.5h后空冷至室温。
本发明技术效果如下：本发明一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢及制造方法，通过在马氏体基体中复合析出强化相NiAl和M2C相，通过微合金化细化晶粒和提高固溶温度，通过组织调控控制残余奥氏体的分布与含量，获得高的强度和韧性。本发明的特点如下：(1)通过NiAl改变M2C形核位置，使M2C形核位置由位错处改为NiAl与基体界面，从而大幅度提高M2C的数密度，使强度和韧性均可得到提高。(2)通过MC抑制原奥氏体晶粒长大和提高固溶温度，从而提高强度和韧性。(3)通过组织调控，使残余奥氏体均匀分布于马氏体板条间，残余奥氏体含量控制在3～10％范围内。
本发明钢力学性能如下：抗拉强度2200～2600MPa、屈服强度1900～2400MPa、延伸率6～16％、断裂韧性40～80MPa·m1/2(本发明钢的强韧性配比优于著名超高强度AerMet340钢，AerMet340钢的抗拉强度2370MPa，延伸率9.5％，断裂37MPa·m1/2)。本发明克服了现有超高强度钢强韧性水平偏低等问题，可显著提高飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等采用超高强度钢零部件的安全性能。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明进行说明。
本发明目的则是克服了现有超高强度钢强韧性水平偏低等问题，提出了一种强度和韧性水平同步提高的新型复合强化超高强度钢技术。本发明一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢采用真空感应、真空自耗，锻造制备工艺，经热处理后，获得综合性能良好的超高强度钢。该钢强度和韧性通过以下方式获得：(1)主要通过NiAl相改变M2C相形核位置，提高其数密度；(2)通过MC相抑制原奥氏体晶粒长大和提高固溶温度以充分溶解未溶碳化物；(3)通过残余奥氏体形态与含量控制，促进裂纹尖端能量释放。本发明所述的超高强度钢的力学性能如下：抗拉强度2200～2600MPa、屈服强度1900～2400MPa、延伸率6～16％、断裂韧性40～80MPa·m1/2。本发明克服了现有超高强度钢强韧性水平偏低等问题，可显著提高飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等采用超高强度钢零部件的安全性能。
一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢，化学元素及其重量含量的变化范围：C在第一范围0.20～0.30％或第二范围0.32～0.40％中择一选择，Cr为1.30％～2.50％，Ni为11.00％～16.00％，Mo为1.20％～2.50％，W为0.20％～1.20％，Co为11.00％～15.00％，Al为0.20％～2.00％，V为0～0.20％，Nb为0.01～0.20％，余量为铁和不可避免的杂质，所述不可避免杂质包括：P≤0.010％，S≤0.008％。所述复合析出强化钢是通过真空感应、真空自耗得到钢锭后再通过锻造成型后，再进行热处理而获得，所述复合析出强化钢的微观组织为马氏体+残余奥氏体，所述残余奥氏体的体积分数范围为3～10％。当C含量在第一范围0.20～0.30％，所述复合析出强化钢的抗拉强度不小于2200MPa，断裂韧性不小于70MPa·m1/2；当C含量在第二范围0.32～0.40％，所述复合析出强化钢的抗拉强度大于等于2400MPa，断裂韧性不小于50MPa·m1/2。所述复合析出强化钢的微观组织中，Cr、Mo、W、V和Nb所形成的各种碳化物中，最大碳化物尺寸≤250nm。所述锻造中的始锻温度为1150℃，终锻温度不小于850℃；所述调质热处理包括固溶制度和时效制度，所述固溶制度为900～1050℃保温，空冷至室温，时效制度为480～650℃保温，空冷至室温。所述复合析出强化钢是一种复合析出强化超高强度钢，也是一种强度和韧性水平同步提高的新型复合强化超高强度钢或高合金复合强化超高强度钢。采用新型复合析出强化，成分设计合理、突破了现有超高强度钢的强韧化极限，可显著提高飞机发动机壳体、飞机起落架、防弹钢板等采用超高强度钢零部件的安全性能。
本发明钢的特点：(1)采用NiAl和M2C相复合强化相强化马氏体基体，(2)采用MC抑制晶粒长大和提高固溶温度，使抗拉强度可达到2400MPa，延伸率10％、断裂韧性50MPa·m1 /2，强韧性配比优于著名超高强度AerMet340钢(抗拉强度2370MPa，延伸率9.5％，断裂37MPa·m1/2)。
实施例1：采用真空感应熔炼和真空自耗重熔的冶炼得到钢锭后，再通过锻造成型后通过热处理制造出复合析出强化型钢，其成分重量百分比包括：C：0.32％、Cr:2.10％、Ni:12.00％、Mo:2.00％、W:0.80％、Co:12.00％、Al:1.90％、Nb:0.10％，余量为铁和不可避免的杂质。钢锭锭始锻温度为1150℃，终锻温度控制860℃，锻比为约12。固溶温度是1020℃，保温1.5h，空冷至室温，时效温度是492℃保温4h，空冷至室温。抗拉强度为2450MPa，断裂韧性为62MPa·m1/2。
实施例2：采用真空感应熔炼和真空自耗重熔的冶炼得到钢锭后，再通过锻造成型后通过热处理制造出复合析出强化型钢，其成分重量百分比包括：C：0.23％、Cr:2.00％、Ni:12.01％、Mo:1.90％、W:0.60％、Co:11.00％、Al:1.70％、Nb:0.10％，余量为铁和不可避免的杂质。钢锭始锻温度为1150℃，终锻温度控制在866℃，锻比约为13。固溶温度是1020℃，保温1.5h，空冷室温，时效温度是485℃，保温4h，空冷至室温。抗拉强度为2230MPa，断裂韧性为79MPa·m1/2。
在此指明，以上叙述有助于本领域技术人员理解本发明创造，但并非限制本发明创造的保护范围。任何没有脱离本发明创造实质内容的对以上叙述的等同替换、修饰改进和/或删繁从简而进行的实施，均落入本发明创造的保护范围。

Claims (4)

1.一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢，其特征在于，包括以下化学元素及其wt％含量：碳C＝0.32～0.40，镍Ni＝11.00～16.00，钴Co＝11.00～15.00，铬Cr＝1.30～2.50，钼Mo＝1.20～2.50，铝Al＝0.20～2.00，钨W＝0.20～1.20，钒V＝0.01～0.20，铌Nb＝0.01～0.20，余量为铁和不可避免的杂质，所述不可避免杂质包括磷P和硫S：所述P≤0.010％，所述S≤0.008％；
所述复合析出强化钢是通过真空感应、真空自耗得到钢锭后再通过锻造成型后，再进行热处理而获得的型钢，所述型钢的微观组织为马氏体+残余奥氏体，所述残余奥氏体的体积分数范围为3～10％；
所述型钢的抗拉强度不小于2400MPa，断裂韧性不小于50MPa·m1/2；
所述型钢的微观组织中，Cr、Mo、W、V和Nb所形成的各种碳化物中，最大碳化物尺寸≤250nm。
2.根据权利要求1所述的强度2200MPa级以上的复合析出强化钢，其特征在于，所述型钢的微观组织中分布有复合析出相，所述复合析出相包括二次硬化M2C析出强化相和马氏体时效NiAl析出强化相。
3.一种强度2200MPa级以上的复合析出强化钢的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：通过真空感应熔炼和真空自耗重熔的冶炼得到钢锭后，再通过锻造成型后通过热处理制造出权利要求1或2所述的强度2200MPa级以上的复合析出强化型钢。
4.根据权利要求3所述的强度2200MPa级以上的复合析出强化钢的制造方法，其特征在于，所述锻造成型中的始锻温度为1150℃，终锻温度不小于850℃；所述热处理包括固溶制度和时效制度，所述固溶制度为900～1050℃保温1.3～1.7h后空冷至室温，所述时效制度为480～650℃保温3.5～4.5h后空冷至室温。
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