CN114351058A - 一种屈服强度2000MPa级合金钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种屈服强度2000MPa级合金钢及其制备方法，属于合金钢技术领域。化学成分重量百分数为：C：0.40％～0.70％，Mn：0.5％～1.5％，Cr：1.0％～2.0％，Mo:0.5％～1.5％，Si：1.0％～2.0％，Al：1.0％～2.0％，V：0％～0.40％，Ti：0％～0.3％，Nb：0％～0.2％，余量为Fe；并且，0.1％≤Nb+V+Ti≤0.4％；P不超过0.01％，S不超过0.005％。采用真空感应、真空感应+真空自耗方法熔炼，浇筑铸锭；钢锭扒皮并切除冒口后，采用锻锤、压力机、轧机变形设备进行开坯锻造。优点在于，具有良好的塑性、韧性的优异力学性能和较高的经济性，在实现高性能的同时降低材料成本。

Description

一种屈服强度2000MPa级合金钢及其制备方法

技术领域

本发明属于合金钢技术领域，特别是涉及一种屈服强度2000MPa级合金钢及其制备方法。利通过C、Si、Al、Mn、Cr、Mo、V、Nb、Ti等元素的合金化设计，主要利用低中温析出纳米级碳化物和高密度位错提供强度，利用超细的原始奥氏体尺寸与纳米级残余奥氏体提高塑韧性，发明了屈服强度2000MPa级合金钢。在科学的制备方法和热处理工艺保障下，该合金钢要求具有更高的强度、良好的塑韧性的特点。

背景技术

随着航空工业等的发展，为减少消极重量、节约结构空间，对结构件的轻量化提出更高要求，作为飞机关键承力构件的超高强度钢要求具有更高的强度、良好的塑韧性。当前屈服强度达到2000MPa左右的有美国研发的AerMet340(屈服强度2068MPa)、Marage350(屈服强度2350MPa)，我国研发的2400MPa级高合金超高强度钢(屈服强度2100MPa)、含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢(1980MPa)，上述钢种合金元素含量均达到20％以上，其中Ni含量达到10％以上，Co含量达到8％以上，从而造成高昂的使用成本及资源损耗。综上所述，目前迫切需要开发一种屈服强度达到2000MPa级别的低合金钢，具有较高的经济性。

传统马氏体超高强度钢主要通过金属间化合物的沉淀强化和碳化物强化需要添加如大量的Co和Ni和较低的碳含量的化学合金设计，导致合金含量大和成本过高，限制了传统低碳高合金马氏体超高强度钢的应用。同时即使是高合金马氏体超高强度钢，其大部分传钢的屈服强度也远远低于2000MPa。统低合金马氏体钢由于合金含量低和使用的碳含量一般不超过0.35％，导致屈服强度一般不超过1700MPa和抗拉强度不超过2000MPa。因此低合金马氏体钢的强度与韧性等综合性能赶不上高合金马氏体超高强度钢。为了实现低合金钢的高强度、高塑性与高韧性，需要将传统低合金超高强度钢的碳含量进一步提升，以实现高强度。同时提高碳含量会降低超高强度钢的韧性，为此需要通过超细化、超韧化和超稳定化的合金化设计和组织结构设计，以实现强度大幅度提升，特别是屈服强度大幅度提升，而保留较好的塑性和韧性。目前国内外还没有屈服强度2000MPa级合金钢的报道。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度2000MPa级合金钢及其制备方法，通过提高碳含量、少量增加淬透性元素Mn、Cr和Mo、少量纳米碳化物稳定元素Si和Al和微合金化元素Nb、V和Ti相结合的化学成分设计的基础上，利用组织细化、纳米碳化物析出和残余奥氏体控制等多步热处理工艺相结合，实现超低合金中高碳钢的屈服强度达到2000MPa级别，同时具有良好的塑性、韧性的优异力学性能和较高的经济性，在实现高性能的同时降低材料成本。

化学成分设计：本发明的屈服强度2000MPa级合金钢的化学成分按重量计为：C：0.40％～0.70％，Mn：0.5％～1.5％，Cr：1.0％～2.0％，Mo:0.5％～1.5％，Si：1.0％～2.0％，Al：1.0％～2.0％，V：0％～0.40％，Ti：0％～0.3％，Nb：0％～0.2％，余量为Fe。本发明合金中的杂质元素如S、P等必须严格控制，P不超过0.01％，S不超过0.005％。0.1％≤Nb+V+Ti≤0.4％各化学元素的主要作用如下：

C：主要强化元素，产生间隙固溶强化，获得板条马氏体和低中温回火的纳米碳化物，获得体积分数不低于3.0％的纳米级残余奥氏体，获得高强度和高塑性。C含量低，达不到预期的强化效果。C含量过高，合金的强度提高，但韧性降低。为保证钢具有满意的强度水平和韧性需要，C含量控制在0.40％～0.70％。

Cr、Mn、Mo：主要是提高钢的淬透性，同时具有固溶强化作用。Cr、Mo和Mn还可以稳定碳化物，促进细化碳化物弥散析出。同时与Nb、V和Ti等微合金化元素一起，产生纳米析出强化，大幅度提升钢的强度。但在中高C含量条件下，Cr、Mn和Mo含量过高会形成大颗粒碳化物，降低钢的强韧性。因此Cr、Mn和Mo含量控制在1.0％～2.0％。

Si和Al：主要作用是促进纳米e-碳化物析出，Si和Al抑制Fe3C形成，提高淬透性，提高回火抗力。高Si和Al钢在较高温度回火，由于ε-碳化物共格强化作用而使钢保持高强度，但塑韧性不降低。但Si含量过高，将显著降低钢的塑性和韧性。Si和Al含量控制在1.0％～2.0％。

V、Nb和Ti：是重要的微合金化元素，产生大量纳米析出，抑制奥氏体化过程中奥氏体晶粒尺寸粗化，形成细晶组织，提升钢材结构性能的均匀性和一致性，最终提升强度和韧性。但微合金化元素成本高，会提高钢材成本，故而适合微合金化方式添加。V≤0.4％、Ti≤0.3％、Nb≤0.2％。为保证晶粒细化和析出强化，要求0.1％≤Nb+V+Ti≤0.4％。

1.发明钢的冶炼与锻造工艺

本发明的合金钢可以采用真空感应、真空感应+真空自耗等方法熔炼。本发明的低合金钢可以采用锻锤、压力机、轧机等变形设备进行锻造，锻造温度范围为1180～900℃。

2.高性能热处理工艺

本发明合金钢获得2000MPa屈服强度、较好的塑性和韧性，需要与适当的热处理工艺制度相结合。具体热处理工艺为：第一步热处理为830～930℃，保温0.5～1小时油冷，进行600-720℃高温回火；第二步热处理为830～930℃，保温0.5～1小时，油冷；第三部热处理为180～400℃，保温2～4小时，空冷。回火可进行1～3次。实现钢基体组织细化、马氏体基体硬化、纳米碳化物和纳米薄板奥氏体均匀化和大量化，实现钢屈服强度达到2000MPa级别。

通过以上合金钢的成分设计、冶炼与热变形钢材制备和以上三步热处理相结合，是的发明钢的屈服强度达到2000MPa级别，同时具有良好的塑性、韧性。与现有技术相比，节省了Ni、Co等战略资源，具有超高的经济性，具备良好的推广应用价值。

附图说明

图1给出了高温奥氏体化和中温软化热处理得到的细晶组织图。可以看出，大量NbC、VC和TiC在尺寸5微米的原奥氏体晶粒内部和边界析出，为钢材组织细化提供了良好的组织细化准备。

图2给出了发明钢的SEM马氏体组织结构图。显示高强度的马氏体基体和超细的原始奥氏体组织。

图3给出了具备纳米薄膜奥氏体的TEM结果图。可以看出，经过830℃奥氏体化和180℃热处理，获得了含量8％左右的纳米薄膜奥氏体，保障了合金钢的塑性和韧性提升。

图4为CD4钢经过880℃保温1小时后油淬以及180-400℃回火等热处理后的拉伸应力应变曲线图。显示出发明钢2000MPa级的屈服强度、高达2500MPa抗拉强度及10％左右延伸率等优异综合力学性能。

具体实施方式

冶炼与锻造

采用50公斤真空感应炉制备CD1-CD5等5炉钢锭，具体成分如表1所示，钢锭扒皮并切除冒口后进行开坯锻造，经三火成形，第一火锻造加热温度1180℃，第二火锻造加热温度1100℃，第三火锻造加热温度1050℃，锻成Ф18mm棒材。锻后棒材首先进行退火处理：900℃保温30分钟油淬后680℃保温3小时，炉冷。随后从棒材上取化学分析、拉伸、冲击试样。拉伸、冲击试样经淬火+回火后测定拉伸性能、冲击韧性力学性能。化学成分结果见表1。

表1实验室制备钢的化学成分(wt.％)

成分	C	Cr	Si	Al	Mn	Mo	V	Nb	Ti	S	P	Fe
													CD1	0.40	2.0	1.0	0.5	2.0	1.0	-	0.1	0.1	0.002	0.01	余量
CD2	0.50	1.5	-	1.0	1.0	1.0	0.1	0.2	-	0.002	0.01	余量
													CD3	0.58	1.5		2.0	1.0	1.0	0.2	0.1	0.1	0.002	0.01	余量
CD4	0.65	1.0	2.0		1.0	1.0	0.4	-	-	0.002	0.01	余量
													CD5	0.70	1..0	1.8	0.5	1.0	2.0		0.10	0.3	0.002	0.01	余量

2.热处理与性能测试

针对CD4钢，通过采用拉伸、冲击试样热处理制度880℃保温1小时后油冷，然后进行不同温度回火(180、200、220、300、400℃)等保温2小时后油冷，然后测定拉伸性能和冲击性能。力学性能结果见表2。可以看出在不同回火温度下，CD4钢均获得了屈服1954-2128MPa的屈服强度，8.2-10.7％的延伸率以及36-57J/cm2的室温U-型冲击韧性，表明CD4钢在180-400℃的低中温回火，均可以获得屈服2000MPa级和塑韧性优异的超高强度性能。针对CD1-CD5五种钢进行了830℃保温1小时后在180℃回火2小时后的拉伸性能和冲击性能试验，力学性能见表3。可以看出发明钢在830℃和180℃回火CD1-CD5五种钢具有1913-2068MPa的屈服强度、9.1-13％的延伸率和41-65J/cm²的室温U-型冲击韧性，显示出830℃奥氏体化等热处理后五种钢优异的力学性能。针对CD1-CD5五种钢进行了930℃保温1小时后在220℃回火2小时后的拉伸性能和冲击性能试验，力学性能见表4。可以看出发明钢在930℃和220℃回火CD1-CD5五种钢具有1901-2011MPa的屈服强度、7.8-12％的延伸率和43-55J/cm²的室温U-型冲击韧性，显示930奥氏体化等热处理后依然可以获得优异力学性能。以上结果表明通过中高碳、少量高淬透性元素、纳米碳化物稳定化元素和微合金化等成分设计与组织预备热处理、淬火热处理与低中温回火等多步热处理工艺相结合，实现了屈服2000MPa级合金钢的结果。图1给出了高温奥氏体化和中温软化热处理得到的CD4钢约5微米原始奥氏体的细晶组织，可以看出，大量NbC、VC和TiC在晶粒内部和边界析出，为钢材组织细化提供了良好的组织细化准备。图2给出了CD4发明钢的SEM组织显示基体马氏体和超细的原始奥氏体组织，图3给出了CD4具备纳米薄膜奥氏体的TEM结果。通过CD4钢不同阶段热处理结果可以看出，经过880℃奥氏体化和180℃热处理，获得了含量约8％的纳米薄膜奥氏体，保障了合金钢的塑性和韧性提升。图4给出了CD4钢在180-400℃的不同回火温度下的拉伸应力应变曲线，显示出发明钢优异的力学性能。

表2 CD4钢880℃奥氏体化和180-400℃回火后的力学性能

钢种	回火温度	σ<sub>b</sub>，MPa	σ<sub>0.2</sub>，MPa	δ<sub>5</sub>，％	a<sub>kU</sub>，J/cm<sup>2</sup>
						CD4	180℃	2451	1954	9.0	57
CD4	180℃	2448	1984	10.7	52
						CD4	220℃	2353	2068	8.2	42
CD4	220℃	2338	2058	8.5	36
						CD4	300℃	2345	2040	9.1	41
CD4	300℃	2335	2128	8.6	39
						CD4	400℃	2170	1987	9.3	37
CD4	400℃	2181	2077	9.8	42

表3 CD1-CD5钢830℃奥氏体化和180℃回火后的力学性能

钢种	σ<sub>b</sub>，MPa	σ<sub>0.2</sub>，MPa	δ<sub>5</sub>，％	a<sub>kU</sub>，J/cm<sup>2</sup>
					CD1	2210	1913	13.0	65
CD2	2370	1984	10.7	59
					CD3	2411	2068	10.3	55
CD4	2448	1984	10.7	52
					CD5	2519	2039	9.1	41

表4 CD1-CD5钢930℃奥氏体化和220℃回火后的力学性能

钢种	σ<sub>b</sub>，MPa	σ<sub>0.2</sub>，MPa	δ<sub>5</sub>，％	a<sub>kU</sub>，J/cm<sup>2</sup>
					CD1	2310	1901	12.0	55
CD2	2470	1924	10.0	53
					CD3	2511	1939	8.8	50
CD4	2548	1984	8.0	47
					CD5	2569	2011	7.8	43

Claims (2)

1.一种屈服强度2000MPa级合金钢，其特征在于，化学成分重量百分数为：C：0.40％～0.70％，Mn：0.5％～1.5％，Cr：1.0％～2.0％，Mo:0.5％～1.5％，Si：1.0％～2.0％，Al：1.0％～2.0％，V：0％～0.40％，Ti：0％～0.3％，Nb：0％～0.2％，余量为Fe；并且，0.1％≤Nb+V+Ti≤0.4％；P不超过0.01％，S不超过0.005％。

2.一种权利要求1所述的屈服强度2000MPa级合金钢的制备方法，其特征在于，采用真空感应、真空感应+真空自耗方法熔炼，浇筑铸锭；钢锭扒皮并切除冒口后，采用锻锤、压力机、轧机变形设备进行开坯锻造，工艺中控制的技术参数如下：

锻造温度范围为1180～900℃；

热处理工艺：第一步热处理为830～930℃，保温0.5～1小时油冷，进行600-720℃高温回火；第二步热处理为830～930℃，保温0.5～1小时，油冷；第三部热处理为180～400℃，保温2～4小时，空冷；回火进行1～3。

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