CN116926442B - 纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢及其制备方法，化学成分质量百分数为：C：0.08～0.30％，Co：0～5.0％，Ni：8～10％+2.2*Al％，Mo：0.5～2％，Cr：2～4*Mo％，Al：0.5～2％，Nb：0～0.5％，Ti≤0.5％，Si≤0.05％，Mn≤0.05％，S≤0.005％，P≤0.005％，O≤0.005％，N≤0.005％，其余为Fe。本发明提高了Cr/Mo元素比例至2～4，促进了渗碳体的溶解，降低了M2C峰时效温度，增加回火时逆转变的膜状奥氏体含量和稳定性，实现相变诱导塑性效应和抑制裂纹扩展；添加Al元素，NiAl纳米相快速析出，促进了M2C碳化物形核与析出，减少Co含量；NiAl与M2C纳米相协同析出强化，最终实现了超高强度钢的抗拉强度达到2200MPa级，断裂应变高于12％，屈强比低于85％。本发明具有低成本，低屈强比和良好的强韧性匹配。
Description
技术领域
本发明属于合金钢技术领域，特别涉及一种纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢及其制备方法；由于本钢种具备超高强度，优异的塑性和韧性，可应用在航空航天、毁伤与防护等高端结构材料领域。
背景技术
超高强度钢具有优异的综合力学性能，被广泛应用在承受冲击载荷的结构件等高端领域，如飞机起落架，发动机壳体。在高速冲击的场景下，要求超高强度钢同时具备低的屈强比和高的加工硬化指数。低屈强比，可以降低材料解理断裂倾向；高加工硬化指数，可以提高材料绝热剪切抗力，减少绝热剪切带的出现。随着航空航天工业和毁伤与防护等军事领域的发展，对结构材料提出了更高的要求，要求结构材料具有更高的强度(抗拉强度2200MPa以上)、塑韧性和更低的屈强比。因此，发展一种具有低屈强比和优良强韧性匹配的超高强度钢具有重要意义。
目前全世界应用最广泛的超高强度钢大部分来自美国，其中最著名的是美国Carpenter公司发明的Aermet100钢，通过M2C碳化物析出强化的马氏体型超高强度钢，具有抗拉强度1960MPa和冲击韧性41J的优良强韧性匹配。在Aermet100基础上，Carpenter公司通过增加碳含量，提高M2C析出强化能力，相继开发了Aermet310和Aermet340钢，抗拉强度分别达到了2172MPa和2379MPa，但其韧性急剧下降，特别地Aermet340钢冲击韧性下降到15J，并含15.6wt.％Co元素。2013年，美国Carpenter公司又通过增加C含量，并调整Cr/Mo的比例和添加W元素，长时间时效析出了更高含量的M2C析出相，弥补了Co降低引起的M2C析出能力下降问题，发明了与Aermet100相近强度和韧性的M54钢。虽然M54钢进一步降低了成本，但M54钢的抗拉强度仅为2020MPa，难以满足更高强韧化匹配材料要求。
20世纪末，文献《无钴二次硬化超高强度钢合金设计》(陈克明,苏杰,李荣等.无钴二次硬化超高强度钢合金设计[J].钢铁,2000(08):40-44)，通过添加0.5Al，提出了NiAl金属间化合物辅助析出强化，弥补Co降低引起M2C强化降低的问题，发明了无Co的G90超高强度钢，抗拉强度为1650MPa，其冲击韧性43J。文献《Anovel low cost 2000MPa gradeultra-high strength steel with balanced strength andtoughness》(https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.05.039)，通过继续增加Co含量和Al含量，发明了AIR0509超高强度钢，其抗拉强度为2020MPa，冲击韧性保持在28J。进一步地，文献《Anew 2.4GPaextra-high strength steel with good ductility andhigh toughness designed bysynergistic strengthening of nano-particles and high-density dislocations》(https://doi.org/10.1016/j.scriptamat.2019.11.045)，增加Co含量至8wt.％和Al含量至2wt.％，发明了抗拉强度为2.4GPa，冲击韧性为30J的超高强度钢(以下简称2020-8Co2Al钢)。近些年国内也公开了M2C碳化物与NiAl金属间化合物协同强化的专利，例如，专利公开号CN 105039862A提供的Co-free复合强化二次硬化超高强度钢及制备方法，和专利公开号CN 106148651A提供的含Al节Co型高比强度二次硬化超高强度钢及制备方法，公开了2200MPa级以上的超高强度钢，但碳含量在0.3wt.％以上，Co含量在5wt.％以上，造成钢焊接性差，屈强比较高，其塑性和韧性大幅下降。文献专利公开号CN 115478212A提供的一种碳化物和金属间化合物复合强化的超高强度钢及其棒材制备方法，公开了碳含量低于0.30wt.％的抗拉强度达到2200MPa级的超高强度钢，并具有较好的塑性和断面收缩率，但该发明钢种屈强比高达0.89，Co含量高达9wt.％。这些钢种均与低屈强比、低成本和良好塑韧性的2200MPa级超高强度钢的发展理念相矛盾。
目前国内外超高强度钢的成分和力学性能如下表1和表2所示。
表1：国内外超高强度钢化学成分表
表2：国内外超高强度钢力学性能表
目前，国内外已研发超高强度的屈强比较高，即均高于0.85；低Co、Ni含量的低成本超高强度钢，强度较低，即抗拉强度仅为2000MPa左右；而2200MPa级以上超高强度钢，含有大量的Co元素，使得超高强度钢的成本较高。因此，亟需发展一种低屈强比、低成本、抗拉强度达到2200MPa级，并具有优良强韧化匹配的超高强度钢。
发明内容
针对现有技术的不足，本发明提供了一种纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢及其制备方法。本发明钢种综合性能优良，热处理工艺简单，具有较高的经济性，特别适用于航空航天、毁伤与防护等高端结构材料领域。
本发明所要解决的技术问题可以通过以下技术方案来实施：
本发明钢种通过合金元素配比优化，提高了Cr/Mo元素比例至2～4，促进渗碳体的溶解和M2C低温析出，通过低温长时间时效增加逆转变的膜状奥氏体含量和稳定性，实现相变诱导塑性效应和抑制裂纹的扩展，从而降低了屈强比和增加了塑韧性。通过减少Co含量、添加Al元素，使得时效中NiAl纳米相快速析出，促进了M2C碳化物形核与析出，从而避免了Co降低引起M2C析出能力的下降；另外由于时效温度较低，导致NiAl相粗化减缓，与M2C相互抑制粗化，使得NiAl与M2C纳米相协同析出强化作用提高，实现了抗拉强度达到2200MPa级。由此可见，本发明通过合金元素配比优化，降低了时效温度，增加了逆转变奥氏体的含量与稳定性，调整了M2C与NiAl析出相的尺寸和数密度，从而设计出一种低屈强比、低成本，抗拉强度达到2200MPa级以及优异强韧性匹配的超高强度钢。
一种纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢，其化学成分质量百分数为：C：0.08～0.30％，Co：0～5.0％，Ni：8.0～10.0％+2.2*Al％，Mo：0.50～2.0％，Cr：2.0～4.0*Mo％，Al：0.50～2.0％，Nb：0～0.50％，Ti≤0.50％，Si≤0.05％，Mn≤0.05％，S≤0.005％，P≤0.005％，O≤0.005％，N≤0.005％，其余为Fe。
优选地，其中Ni质量分数以NiAl相的中Al的添加量确定，根据NiAl析出相的原子比，设置为Al：0.5～2.0wt.％，Ni：8～10％+2.2*Al％＝9.0～14.0wt.％。
优选地，其中Cr的质量分数由Mo的质量分数确定，Mo：0.50～2.0wt.％，Cr：2.0～4.0*Mo％＝1.0～6.0wt.％。
优选地，Si与Mn等杂质低于0.05wt.％，S、P、O、N等杂质应低于0.005wt.％。
本发明中提供的一种纳米相协同析出强化的低屈强比超高强度钢，主要涉及元素C、Co、Ni、Cr、Mo、Al、Nb、Ti等元素，各个元素对本发明的影响如下：
碳(C):C是二次硬化超高强度钢形成M2C碳化物的核心元素，在C含量小于0.30wt.％，Cr、Mo等M2C碳化物形成合金元素充足的情况下，通常C含量越高，形成的碳化物含量越高，提供的M2C析出强化越大，二次硬化的峰值越高。但C是扩大奥氏体区元素，C含量增加，会降低Ms点，增加淬火后残余奥氏体和深冷后孪晶马氏体含量，而孪晶马氏体会严重损伤韧性。另外，C过高时，淬火马氏体形状呈透镜状，透镜状马氏体脆性较大，严重降低了钢的韧性。因此，为了获得优异强韧性匹配的超高强度钢，C含量的选择应在0.08～0.3wt.％。
钴(Co)：Co可以抑制时效中位错的回复，为二次硬化超高强度钢中M2C碳化物的析出提供异质形核点；Co还可以降低马氏体中Mo的固溶度和提高C的原子扩散速率，从而促进M2C碳化物的析出。另外，Co还可以提高Ms点，提供固溶强化，并提高稳定碳化物形成的温度和时间。因此，传统的二次硬化钢和马氏体时效钢中，都含有较高含量的Co元素。在本发明中，为了降低超高强度的成本和屈强比，Co含量选择0～5wt.％。
镍(Ni)：Ni固溶在马氏体中，可以提高钢的淬透性，并提供固溶强化；在NiAl和M2C复合强化的超高强度钢中，Ni是形成NiAl金属间化合物的元素，引起NiAl析出强化。另外，马氏体中固溶Ni可以阻碍全位错的分解，促进交滑移的产生；可以降低马氏体韧脆转变温度，超高强度钢高Ni含量可以保证板条马氏体具有高的本征抗解离断裂能力，从而提高钢的韧性；在时效中Ni向晶界处偏聚，可以降低局部马氏体的Ac3温度，促进逆转变奥氏体的产生，并增加逆转变奥氏体的稳定性，提供钢的韧性。但Ni是扩大奥氏体区的元素，可增加残余奥氏体的含量，限制钢的强度；并且Ni属于昂贵元素，Ni含量增加，会提高成本。因此，Ni的含量选择在8.0～10.0％+2.2*Al wt.％。
铬(Cr)、钼(Mo):Cr、Mo都是M2C碳化物析出相形成的重要元素，Cr/Mo元素的比例影响着M2C相的粗化动力学，通常Cr/Mo比例增加，会促进渗碳体溶解，M2C时效进程加快，二次硬化峰值向低温短时移动。Cr可以降低奥氏体形成Ac3温度，Mo可以增加Ac3温度。为了降低屈强比，提高加工硬化能力，需形成更多逆转变奥氏体，增加奥氏体相变诱发塑性效应，因此需提高Cr/Mo比例。但Cr/Mo比例过高，会引起M2C与马氏体基体错配度增大，M2C的粗化严重，降低韧性。为了降低屈强比，提高韧性，Mo选择在0.5～2.0wt.％，Cr选择为2～4*Mo＝1.0～6.0wt.％。
铝(Al)：Al在钢中主要是形成NiAl金属间化合物，提供析出强化。但NiAl相含量过高，会降低屈强比和降低韧性。并且1wt.％NiAl相会消耗2.2wt.％Ni元素，Ni过高又会引起残余奥氏体含量增加。因此Al含量选择为0.5～2.0wt.％。
铌(Nb)：Nb为强碳化物NbC形成元素，在铸造锻造和热处理过程中，可以抑制原奥氏体晶粒长大，促进晶粒细化，是常用的晶粒细化剂。设定Nb含量为0～0.5wt.％。
钛(Ti)：Ti有吸收冶金过程S元素杂质作用，并且形成TiC有细化晶粒作用。选择Ti含量小于0.5wt.％。
本发明中超高强度钢其余元素为铁，合金中杂质元素必须严格控制，其中Si≤0.05％，Mn≤0.05％，S≤0.005％，P≤0.005％，O≤0.005％，N≤0.005％。
本发明中提供的一种纳米相协同析出强化的低屈强比超高强度钢，采用真空感应熔炼+真空自耗重熔或真空电渣重熔冶炼工艺，具体过程如下：
S1:经过熔炼后铸锭切去冒口，在1150～1250℃保温6～20h(根据铸锭大小)，进行均匀化处理；
S2：将S1所得钢锭进行三墩三拔锻造加工，锻造成Ф100～300mm棒状超高强度钢锭，1100≤开锻温度≤1200，850℃≤终锻温度≤950℃。
S3：将S2所得锻造钢锭进行正火和退火处理，其中正火温度为1000℃～1050℃，正火时间为1～2h；退火温度为600～680℃，退火时间在8～20h。
S4：将S3所得钢锭进行淬火处理，淬火温度为850～950℃，保温时间1～3h；油淬到室温。
S5：将S4所得钢锭进行深冷处理，在-120～-73℃低温下，保温1～5h，然后空冷至室温；
S6：将S5所得钢锭进行时效处理，在450～500℃时效，保温5～60h，然后空冷到室温。
本发明优点在于：与现有技术相比，一方面，通过增加Cr/Mo元素比例至2-4，降低M2C与NiAl时效温度，增加逆转变奥氏体的含量和稳定性，使得本发明钢种具有更低的屈强比和优异的塑韧性。另一方面，通过合金元素匹配优化，增加NiAl与M2C的协同析出强化能力，进一步降低Co含量，与现有2200MPa级超高强度钢相比，具有更低的成本。因此，本发明提供了一种低成本、低屈强比和优异强韧性匹配的超高强度钢。
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案例，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述。所描述的实施案例仅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案例，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，都属于本发明的保护范围。
实施例1
根据本发明钢种的成分范围，设计成分质量百分数为：0.25％C、5％Co、12.5％Ni、3％Cr、1.2％Mo、1％Al、0.02％Nb、0.015％Ti。将高纯原料按照质量百分比，配置成39公斤原料，采用50kg真空感应炉和真空自耗进行熔炼，经熔炼浇注成钢锭，进行以下工艺处理：
S1：经过熔炼后铸锭切去冒口，在1200℃保温12h，进行均匀化处理；
S2：将S1所得钢锭进行三墩三拔锻造加工，锻造成Ф100mm棒状超高强度钢锭，1100≤开锻温度≤1200，850℃≤终锻温度≤950℃。
S3：将S2所得锻造钢锭进行正火和退火处理，其中正火温度为1050℃，正火时间为1h；退火温度为650℃，退火时间在12h。
S4：将S3所得钢锭进行淬火处理，在900℃保温1h，油淬到室温。
S5：将S4所得钢锭进行深冷处理，在-73℃保温1h，然后空冷至室温；
S6：将S5所得钢锭进行时效处理，在482℃保温5h，然后空冷到室温。
将制备的钢锭切取三组样品，进行力学性能测试，结果参照表4。
实施例2
根据本发明钢种的成分范围，设计成分质量百分数为：0.25％C、5％Co、12％Ni、4％Cr、1.2％Mo、1％Al、0.02％Nb、0.015％Ti。将高纯原料按照质量百分比，配置成39公斤原料，采用50kg真空感应炉和真空自耗进行熔炼，经熔炼浇注成钢锭，进行以下工艺处理：
S1：经过熔炼后铸锭切去冒口，在1200℃保温12h，进行均匀化处理；
S2：将S1所得钢锭进行三墩三拔锻造加工，锻造成Ф100mm棒状超高强度钢锭，1100≤开锻温度≤1200，850℃≤终锻温度≤950℃。
S3：将S2所得锻造钢锭进行正火和退火处理，其中正火温度为1050℃，正火时间为1h；退火温度为650℃，退火时间在12h。
S4：将S3所得钢锭进行淬火处理，在900℃保温1h，油淬到室温。
S5：将S4所得钢锭进行深冷处理，在-73℃保温1h，然后空冷至室温；
S6：将S5所得钢锭进行时效处理，在454℃保温10h，然后空冷到室温。
将制备的钢锭切取三组样品，进行力学性能测试，结果参照表4。
实施例3
根据本发明钢种的成分范围，设计成分质量百分数为：0.23％C、0％Co、12％Ni、3％Cr、1.2％Mo、2％Al、0.02％Nb、0.015％Ti。将高纯原料按照质量百分比，配置成39公斤原料，采用50kg真空感应炉和真空自耗进行熔炼，经熔炼浇注成钢锭，进行以下工艺处理：
S1：经过熔炼后铸锭切去冒口，在1200℃保温12h，进行均匀化处理；
S2：将S1所得钢锭进行三墩三拔锻造加工，锻造成Ф100mm棒状超高强度钢锭，1100≤开锻温度≤1200，850℃≤终锻温度≤950℃。
S3：将S2所得锻造钢锭进行正火和退火处理，其中正火温度为1050℃，正火时间为1h；退火温度为650℃，退火时间在12h。
S4：将S3所得钢锭进行淬火处理，在900℃保温1h，油淬到室温。
S5：将S4所得钢锭进行深冷处理，在-73℃保温1h，然后空冷至室温；
S6：将S5所得钢锭进行时效处理，在482℃保温10h，然后空冷到室温。
将制备的钢锭切取三组样品，进行力学性能测试，结果参照表4。
实施例4
根据本发明钢种的成分范围，设计成分质量百分数为：0.25％C、5％Co、12％Ni、5％Cr、2％Mo、1％Al、0.02％Nb、0.015％Ti。将高纯原料按照质量百分比，配置成39公斤原料，采用50kg真空感应炉和真空自耗进行熔炼，经熔炼浇注成钢锭，进行以下工艺处理：
S1：经过熔炼后铸锭切去冒口，在1200℃保温12h，进行均匀化处理；
S2：将S1所得钢锭进行三墩三拔锻造加工，锻造成Ф100mm棒状超高强度钢锭，1100≤开锻温度≤1200，850℃≤终锻温度≤950℃。
S3：将S2所得锻造钢锭进行正火和退火处理，其中正火温度为1050℃，正火时间为1h；退火温度为650℃，退火时间在12h。
S4：将S3所得钢锭进行淬火处理，在900℃保温1h，油淬到室温。
S5：将S4所得钢锭进行深冷处理，在-73℃保温1h，然后空冷至室温；
S6：将S5所得钢锭进行时效处理，在454℃保温18h，然后空冷到室温。
将制备的钢锭切取三组样品，进行力学性能测试，结果参照表4。
对比本发明实施例与其他超高强度钢的化学成分和力学性能，见表3和表4。
表3本发明实施例与其他超高强度钢的化学成分对比
表4本发明实施例与其他超高强度钢的力学性能对比
从表3、4中可以看出，本发明的超高强度钢与单一M2C强化的超高强度钢相比，具有低的Co含量和更好的强韧性匹配；与现有NiAl和M2C复合强化的超高强度钢相比，具有更低的屈强比，抗拉强度达到2200MPa级，并有良好的强韧性匹配。
Claims (1)
1.纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢的制备方法，所述的纳米相协同析出强化低屈强比超高强度钢，化学成分质量百分数为：C：0.08~0.30%，Co：0~5.0%，Ni：8.0~10.0 %+2.2*Al%，Mo：0.50~2.0%，Cr：（2.0~4.0）*Mo%，Al：0.50~2.0%，Nb：0~0.50%，Ti≤0.50%，Si≤0.05%，Mn≤0.05%，S≤0.005%，P≤0.005%，O≤0.005%，N≤0.005%，其余为Fe；
其中，Ni的含量为：8~10%+2.2*Al%=9~14 wt.%；
Cr含量为：（2~4）*Mo%=1~6 wt.%；
其特征在于，采用真空感应熔炼和真空自耗重熔或电渣重熔冶炼工艺，具体步骤包括：
S1：经过熔炼后铸锭切去冒口，在1150~1250℃保温6~20h，进行均匀化处理；
S2：将S1所得钢锭进行三墩三拔锻造加工，锻造成Ф100~300 mm棒状超高强度钢锭，1100℃≤开锻温度≤1200℃，850℃≤终锻温度≤950℃；
S3：将S2所得锻造钢锭进行正火和退火处理，其中正火温度为1000~1050℃，正火时间为1~2h；退火温度为600~680℃，退火时间在8~20h；
S4：将S3所得钢锭进行淬火处理，淬火温度为850~950℃，保温时间1~3h，油淬到室温；
S5：将S4所得钢锭进行深冷处理，在-120~-73℃低温下，保温1~5h，然后空冷至室温；
S6：将S5所得钢锭进行时效处理，在450~500℃时效，保温5~60h，然后空冷到室温。
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