CN104498834A - 一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺,属于合金钢技术领域。本发明的一种高韧性超高强度钢,其各组分的质量百分比为:C:0.25~0.45%,Si:0.4~1.2%,Mn:0.3~1.5%,Cr:2.0~3.5%,Ni:2.5~4.0%,W:2.0~4.5%,Mo:0.4~0.8%,V:0.1~0.4%,P≤0.005%,S≤0.003%,O≤0.002%,N≤0.0015%,Cu≤0.05%,余量:Fe。本发明高韧性超高强度钢的制备工艺,包括冶炼工艺、锻造工艺和热处理工艺。本发明的钢大幅降低使用成本,其力学性能满足国家标准的要求,具有重要的推广应用价值。
Description
技术领域
本发明涉及一种高韧性超高强度钢的成分及其制备工艺,属于合金钢技术领域。
背景技术
超高强度钢的主要特点是具有很高的强度和一定的韧性,主要用于制造承受高应力、大冲击载荷且对疲劳性能要求较高的重要构件。在民用和军用方面均有广泛的应用,如高压容器、液压和机械压力机部件、车辆关键部件、桥梁结构架、高强度螺栓、冷挤和冷冲模具、飞机大梁和起落架、航空发动机轴、火箭发动机壳体、深侵彻弹体、枪械部件、装甲板等。但是,随着应用技术的发展和经济可承受性的重视,要求超高强度钢在不断提高强度的同时兼具高韧性和低成本。
目前传统工艺中,为得到具有较高强韧性的超高强度钢,合金成分中必须采用大量的Co和Ni,二者除固溶强化外,Co能提高钢的再结晶温度(T再)使位错结构保存下来,以便增加细小碳化物的形核点,析出更多的细小碳化物,这对于二次析出强化钢的超高强韧性起到了关键性作用,Ni能使基体中的螺型位错不易发生分解,保证了交滑移的发生,这对提高的钢韧性也起到了一定作用。AerMet100、AF1410、M250、F175、G99等皆属于此类高合金钢。但是Co、Ni均为我国稀缺的贵重战略性元素,导致其成本十分昂贵,难以获得大量应用,仅用于部分国防尖端武器。而AISI4340、300M钢和30CrMnSiNi2等低成本超高强度钢,由于只含有少量Ni,而导致韧塑性较差,无法满足关键结构件的使用要求。因此,有效合理利用国内资源,开发出一种兼具超高强度和高韧性,并具有相对较低使用成本的超高强度钢是非常有必要的。
发明内容
本发明的目的是为了解决传统超高强度钢加工时,为提高韧塑性必须大量使用Co和Ni高成本材料的技术难题,而提供一种高韧性超高强度钢及其制备工艺,兼具超高强度和高韧性的同时,又具有相对较低制造成本。
本发明的目的是通过以下技术方案实现的:
本发明的一种高韧性超高强度钢,其各组分的质量百分比为:C:0.25~0.45%,Si:0.4~1.2%,Mn:0.3~1.5%,Cr:2.0~3.5%,Ni:2.5~4.0%,W:2.0~4.5%,Mo:0.4~0.8%,V:0.1~0.4%,P≤0.005%,S≤0.003%,O≤0.002%,N≤0.0015%,Cu≤0.05%,余量:Fe。
C作为间隙固溶强化元素,能够有效提高钢的强度,但是,如C含量过高,合金钢的韧塑性很差,热加工变形及焊接等工艺性也较差,难以应用;如含碳量过低,通常合金钢的强度达不到超高强度要求。因此,本发明钢的含C量要求控制在0.25~0.45%wt之间。
Si在具有固溶强化作用的同时,还能够有效增强钢的回火稳定性。更为重要的是,Si的加入可抑制渗碳体形成,使部分富碳奥氏体首先析出ε碳化物和未转变的奥氏体一起沿着铁素体边界分布,可显著提高钢的韧性。但是,过高的Si加入,会促进C的石墨化,反而降低钢的韧性,同时,Si对钢的表面质量有害,会限制钢材在镀锌产品中的应用。因此,本发明钢将Si含量确定在0.4~1.2wt%之间。
Mn不但是良好的脱氧剂和脱硫剂,而且可以显著增加钢的淬透性。Mn的加入还具有固溶强化、形成位错马氏体和残余薄膜奥氏体的综合作用,尤其是,形成残余薄膜奥氏体对提高钢的韧性非常有利。此外,Mn还能够抑制网状渗碳体的形成,也对提高钢的韧性有利。但是,Mn含量过高会降低马氏体相变温度Ms点。综合考虑,将Mn含量范围定在0.3~1.5wt%之间。
Cr与Fe能够形成连续固溶体,具有固溶强化作用,而且Cr的添加还可以提高淬透性和耐蚀性。同时,Cr也可形成合金碳化物,产生二次强化作用。Cr含量对二次强化反应温度和合金碳化物粗化行为有显著影响,Cr含量较高会促进合金碳化物粗化而降低钢的塑韧性,反之则会使二次强化反应温度过高,易于形成逆转奥氏体,使钢的强度下降。综合考虑,将Cr含量范围定在2.0~3.5wt%之间。
由于材料韧性取决于塑性变形时位错交滑移的难易程度,Ni能使螺型位错不易发生分解,保证了交滑移的发生,所以,钢中加入Ni能够显著提高韧性,如M250和Aermet100具有良好韧性皆基于此。此外,Ni的加入还可以提高钢的淬透性、降低韧脆转变温度。但是,如果Ni含量过高,不但会显著增加钢的成本,而且会使马氏体相变温度Ms点下降。综合考虑,将Ni的成分范围定在2.5~4.0wt%之间。
在钢中,W除形成碳化物产生二次强化作用外,还部分溶入铁中形成固溶体,有一定的固溶强化作用,但必须采用高温奥氏体化才能获得良好的固溶强化效果。钢在时效过程中W的存在,能够阻止析出相沿原奥氏体晶界析出,也能够抑制杂质原子和非金属夹杂物在晶界偏聚,从而提高断裂韧性。此外,W还具有提高回火抗力和抑制高温回火脆性的作用。我国W资源储量丰富,能够有力地保障本发明新型超高强度钢的大规模应用。由于W的塑性低,大量加入会导致钢的韧塑性下降,并可能产生偏析。因此,本发明钢将W含量控制在2.0~4.5wt%之间。
Mo与W相似,既可形成碳化物产生二次强化作用,又可形成固溶体产生固溶强化作用。Mo也具有净化晶界、提高回火抗力和抑制高温回火脆性的作用。Mo与W复合应用时,上述效果更加显著。但是,Mo含量过高既降低钢的韧塑性,又提高了钢的成本。综合考虑,Mo的成分添加应控制在0.4~0.8wt%之间。
V是强碳化物元素。钢中添加少量的V具有显著的细化晶粒、析出强化等作用,有利于提高钢的强度和韧塑性。但V含量不宜偏高,偏高将降低韧性。因此,本发明钢将V含量控制在0.1~0.4wt%之间。
本发明钢有害杂质含量控制要求:P≤0.005wt%,S≤0.003wt%、O≤0.002wt%,N≤0.0015wt%,Cu≤0.05wt%。
本发明的一种采用上述配方加工高韧性超高强度钢的制备工艺,具体处理工艺如下:
1)冶炼工艺:所述冶炼工艺使用真空感应炉熔炼法,也可以采用电弧炉熔炼+炉外精炼,同时进行电渣重熔或真空自耗重熔。
2)锻造工艺:对冶炼钢锭,进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下:工序1:始锻温度为1150±10℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序2:回炉加热温度为1080±10℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序3:回炉加热温度为1050±10℃,镦至高度的一半,再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。
3)热处理工艺:锻件首先进行850℃正火3h,随炉冷却;接着加热至900℃~1100℃,保温1~2h,进行油淬至室温;然后冷却至-120℃~-70℃,保温2~3h,取出在大气中升至室温;最后加热至200℃~300℃,保温2~3h,取出空冷至室温。
有益效果:W、Cr、Ni、Mo等合金元素的联合应用,经相应热处理后,使该材料在具有超高强度的同时具有良好的塑韧性;同时,成分不含Co,减少Ni的使用量,与AerMet100等高合金钢相比,大幅降低使用成本。本发明钢力学性能按照国家标准(GB/T 228.1-2010,GB/T 229-1994,GB/T 4161-1984)分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试满足:抗拉强度(Rm)≥2000MPa,屈服强度(Rp0.2)≥1600MPa,延伸率(A)≥12%,断面收缩率(Z)≥45%,冲击韧性(Aku2)≥65J,断裂韧性(KIC)≥100MPa·m1/2。用于深侵彻模拟弹体,撞击速度较目前使用的高强钢弹体提高50%以上。
附图说明
图1为实施例1得到的钢材料光学显微镜金相照片;
图2为实施例1得到的钢材料在透射电镜下的明场相微观组织形貌;
图3为实施例1得到的钢材料在透射电镜下的暗场相微观组织形貌。
具体实施方式
以下结合实施例,示例性说明及帮助进一步理解本发明。但实施例具体细节仅是为了说明本发明,并不代表本发明构思下的全部技术方案,因此不能理解为对本发明技术方案的限定。一些不偏离本发明构思的非实质性改动,例如相同或相似的成分或工艺微调等,均属本发明权利保护范围。
实施例1:
本发明的一种高韧性超高强度钢的制备工艺,具体处理工艺如下:
1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量,以质量百分比记:C:0.26%,Si:0.73%,Mn:1.30%,Cr:2.62%,Ni:3.44%,W:2.88%,Mo:0.45%,V:0.23%,P:0.0045%,S:0.0024%,O:0.0016%,N:0.001%,Cu:0.034%,余量:Fe,获得钢锭。
2)对冶炼得到的钢锭,进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下:工序1:始锻温度为1150℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序2:回炉加热温度为1080℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序3:回炉加热温度为1050℃,镦至高度的一半,再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。
3)热处理工艺:锻件首先进行850℃正火3h,随炉冷却;接着加热至900℃,保温2h,进行油淬至室温;然后冷却至-70℃,保温1h,取出在空气中升至室温;最后加热至200℃,保温2h,取出空冷至室温。
4)将实施例1得到的钢材料,按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试,结果如下:Rm=2067MPa,Rp0.2=1607MPa,A=13.5%,Z=56%,Aku2=73J;KIC=126MPam1/2。
实施例2:
本发明的一种高韧性超高强度钢的制备工艺,具体处理工艺如下:
1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量,以质量百分比记:C:0.32,Si:0.82,Mn:0.72,Cr:3.14,Ni:3.36,W:3.79,Mo:0.66,V:0.31,P:0.0046,S:0.0023,O:0.0014,N:0.001,Cu:0.027,余量:Fe,获得钢锭。
2)对冶炼得到的钢锭,进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下:工序1:始锻温度为1150℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序2:回炉加热温度为1080℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序3:回炉加热温度为1050℃,镦至高度的一半,再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。
3)热处理工艺:锻件首先进行850℃正火3h,随炉冷却;接着加热至1000℃,保温1h,进行油淬至室温;然后冷却至-100℃,保温1.5h,取出在空气中升至室温;最后加热至260℃,保温2.5h,取出空冷至室温。
4)将实施例2得到的钢材料,按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试,结果如下:Rm=2132MPa,Rp0.2=1685MPa,A=12.5%,Z=54%,Aku2=70J;KIC=112MPam1/2。
实施例3:
本发明的一种高韧性超高强度钢的制备工艺,具体处理工艺如下:
1)采用真空感应炉熔炼法控制钢中的合金元素含量,以质量百分比记:C:0.41,Si:0.99,Mn:0.74,Cr:2.82,Ni:3.31,W:4.24,Mo:0.42,V:0.18,P:0.0046,S:0.0026,O:0.0015,N:0.001,Cu:0.039,余量:Fe,获得钢锭。
2)对冶炼得到的钢锭,进行三镦三拔的锻造工序。具体步骤如下:工序1:始锻温度为1150℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序2:回炉加热温度为1080℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序3:回炉加热温度为1050℃,镦至高度的一半,再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯。上述工序的终锻温度≥850℃。
3)热处理工艺:锻件首先进行850℃正火3h,随炉冷却;接着加热至1100℃,保温1h,进行油淬至室温;然后冷却至-120℃,保温2h,取出在空气中升至室温;最后加热至300℃,保温3h,取出空冷至室温。
4)将实施例3得到的钢材料,按照国家标准分别进行准静态拉伸、冲击韧性和断裂韧性测试,结果如下:Rm=2108MPa,Rp0.2=1642MPa,A=12.0%,Z=54%,Aku2=67J;KIC=108MPam1/2。
Claims (2)
1.一种高韧性超高强度钢,其特征是:各组分的质量百分比为:C:0.25~0.45%,Si:0.4~1.2%,Mn:0.3~1.5%,Cr:2.0~3.5%,Ni:2.5~4.0%,W:2.0~4.5%,Mo:0.4~0.8%,V:0.1~0.4%,P≤0.005%,S≤0.003%,O≤0.002%,N≤0.0015%,Cu≤0.05%,余量:Fe。
2.一种加工如权利要求1所述高韧性超高强度钢的制备工艺,具体处理工艺如下:
1)冶炼工艺:所述冶炼工艺使用真空感应炉熔炼法,也可以采用电弧炉熔炼+炉外精炼,同时进行电渣重熔或真空自耗重熔;
2)锻造工艺:对冶炼钢锭,进行三镦三拔的锻造工序;具体步骤如下:工序1:始锻温度为1150±10℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序2:回炉加热温度为1080±10℃,镦至高度的一半,再拔至原高度;工序3:回炉加热温度为1050±10℃,镦至高度的一半,再按产品要求锻造或轧制至相应尺寸的棒材或方坯;上述工序的终锻温度≥850℃;
3)热处理工艺:锻件首先进行850℃正火3h,随炉冷却;接着加热至900℃~1100℃,保温1~2h,进行油淬至室温;然后冷却至-120℃~-70℃,保温2~3h,取出在大气中升至室温;最后加热至200℃~300℃,保温2~3h,取出空冷至室温。
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