一种复合强化高韧性超高强度二次硬化钢

摘要

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种复合强化高韧性超高强度二次硬化钢。该钢的化学成分组成(重量％)为：C 0.16-0.26％，Cr 1.8-2.8％，Ni 10.0-13.0％，Mo 1.0-2.0％，Co 12.0-15.0％，Al 0.5-1.5％，Mn≤0.1％，Si≤0.1％，Ti≤0.1％，S≤0.005％，P≤0.008％，O≤25ppm，N≤40ppm，其余为Fe。本发明与现有技术相比综合性能良好，具有2100MPa以上抗拉强度和良好塑韧性的优点。上述具体优点为：拉伸强度σb不小于2100MPa，断面收缩率ψ可达到55％、洛氏硬度HRC55。

权利要求

1.一种复合强化高韧性超高强度二次硬化钢，其特征在于该钢的化学成分组成(重量％)为：C 0.16-0.26％，Cr 1.8-2.8％，Ni 10.0-13.0％，Mo 1.0-2.0％，Co

12.0-15.0％，Al 0.5-1.5％，Mn 0.01-0.1％，Si 0.02-0.1％，Ti≤0.1％，S≤0.005％，P≤0.008％，O≤25ppm，N≤40ppm，余为Fe。

说明书

一种复合强化高韧性超高强度二次硬化钢

技术领域

[0001] 本发明属于合金钢领域，特别涉及一种复合强化高韧性超高强度二次硬化钢。

[0002] 技术背景

[0003] 在此之前，高韧性的二次硬化型超高强度钢一直是研究和应用的重点，经过近半个世纪的发展，其应用越来越广泛，其中具有代表性的有HY180、AF1410、AerMet100等，其化学成分见表1。

[0004] 表1 典型二次硬化型超高强度钢的化学成分(wt.％)

[0005]钢种 C Co Ni Mo Cr Fe
HY180 0.11 8.0 10.0 1.0 2.0 其余
AF1410 0.16 14.0 10.0 1.0 2.0 其余
AerMet100 0.23 13.4 11.1 1.2 3.1 其余

[0006] 目前实际应用中的二次硬化型超高强度钢的强度均不超过2000MPa，其中AerMet100钢的强度水平最高，达到1965MPa，几种钢的力学性能见表2。

[0007] 表2 典型二次硬化超高强度钢的室温力学性能

[0008]

[0009] 二次硬化型超高强度钢虽然强韧性配合较好，但由于强化方式单一，其最高强度与实际的需求还存在差距。目前二次硬化型钢的发展主要依靠单一的M2C合金碳化物进行强化，保证材料具有高韧性，其强度很难超过2000MPa。由于其强度严重依赖于合金中的C、Mo和Co的含量，从HY180发展到AerMet100，钢中的C含量由0.11提高到0.23％，但根据研究表明，C含量超过0.25％可导致断裂韧性的恶化。因此继续依靠M2C强化提高强度已经基本到了极限，2000MPa以上的二次硬化型超高强度钢探讨新的强化方式非常必要。

发明内容

[0010] 本发明的目的在于提供一种综合性能良好，具有2100MPa以上抗拉强度和良好塑韧性的复合强化高韧性超高强度二次硬化钢。

[0011] 根据上述目的，本发明整体的技术方案为：

[0012] 这种钢采用合金碳化物(M2C)和金属间化合物(NiAl)复合强化的方式，使其具有超高强度、高塑韧性、高疲劳性能的能力。能够提供2100MPa以上抗拉强度和良好塑韧性的综合性能。

[0013] 为达到上述目标，在目前的二次硬化钢的合金成份基础上，加入合金元素Al并提高Co含量，利用NiAl和M2C共同强化达到高的屈服强度和抗拉强度；同时提高钢中的Ni含量保证足够的韧性。

[0014] 合金中其余部分可以包括不损害综合性能的附加元素作为脱氧剂等使用，例如：Mn≤0.1％，Si≤0.1％，Ti≤0.1％。合金中P含量≤0.008％，而S≤0.005％。

[0015] 根据上述目的和整体的技术方案，本发明具体的技术方案为：

[0016] 该钢的化学成分组成(重量％)为：C 0.16-0.26％，Cr 1.8-2.8％，Ni10.0-13.0％，Mo 1.0-2.0％，Co 12.0-15.0％，Al 0.5-1.5％，Mn≤0.1％，Si≤0.1％，Ti≤0.1％，S≤0.005％，P≤0.008％，O≤25ppm，N≤40ppm，余为Fe。

[0017] 达到本发明上述目的和优点的钢，采用一种二次硬化型马氏体钢，利用中碳的Fe-Ni马氏体基体上弥散析出的NiAl和M2C进行强化。

[0018] 上述各化学元素的配比依据如下：

[0019] C：产生间隙固溶强化，获得板条马氏体，形成碳化物并增加碳化物数量，减少碳化物质点间距，增加二次硬化峰值，获得高屈服强度。研究表明：C含量自0.09％增加到0.19％，Fe-10Ni-2Cr-1Mo-8Co钢的屈服强度和硬度不断升高。C含量继续升高到0.29％仍显示出所有回火温度下的硬度普遍升高。随着C含量的增加，其抗拉强度提高，但合金冲击韧性降低。过高的C含量降低Ms点，增加残余奥氏体和孪晶马氏体，而孪晶马氏体损伤韧性，同时过高的C含量将会损伤焊接性能。因此，为保证有足够的形成碳化物所需的碳含量，同时形成低碳板条位错马氏体基体，保证钢具有满意的的强度水平，C含量控制在
0.16～0.26％。

[0020] Cr：提高淬透性，产生固溶强化；取代M2C中的Mo形成(Mo、Cr)2C，促进二次硬化反应，形成细小弥散沉淀。Cr含量的增加会加速Mo2C过时效，降低Mo2C析出温度和回溶温度，提高硬度和屈服强度。但随着Cr含量的继续增加，抗拉强度逐渐降低，但少于3％Cr时能提高冲击韧性的作用还与Mo含量有关。对0.16C-10Ni-14Co合金的研究表明：Cr取代Mo2C中的部分Mo，由于减少了Mo2C中的Mo含量，导致Mo2C共格应变降低，因而抗拉强度、屈服强度降低。但如果C含量相应提高，却会因沉淀相体积分数增加而得到更高的抗拉强度和屈服强度。因此，根据合金中的C含量，Cr含量控制在不大于3.0％。

[0021] Mo：作为M2C碳化物的主要形成元素，强烈的产生二次硬化反应，是形成二次硬化峰的原因，是主要的强化元素，随着Mo含量的增加，二次硬化峰值硬度提高，屈服强度提高。为获得足够的二次硬化效果，本发明钢中的Mo含量不应少于1.0％。同时Mo还有增加淬透性，产生固溶强化，抑制回火脆性的作用。Mo与Cr的适当配合，可以使合金得到良好的韧性。

[0022] Ni：提高淬透性，产生固溶强化，高Ni含量保证马氏体基体具有高的本征抗解理断裂能力，提高钢的强韧性以及耐应力腐蚀性，Ni还可以促进Fe3C回溶，从而为M2C的形成提供足够的碳含量，因而Fe-C-Mo-Cr-Ni-Co系二次硬化型超高强度钢中添加Ni含量在10％或更高。而高Ni含量和细小弥散分布的碳化物沉淀也正是这类钢具有高强度、高韧性的基本原因。本发明中，合金在热处理回火过程中Ni与Al结合，形成金属间化合物沉淀析出，还需消耗掉部分的Ni含量，因此，合金中控制Ni含量不小于10％。

[0023] Co：与合金体系中的其他元素不形成化合物，但强烈促进二次硬化反应，添加Co可以抑制延缓马氏体位错亚结构回复，保持马氏体板条的高位错密度，从而为随后的沉淀相M2C的析出提供更多的形核位置。而Co提高C原子在铁素体中的激活能，降低C原子在铁素体中的扩散系数，增加M2C碳化物的形核率。因而，可以促进形成细小弥散分布的M2C碳化物，并且减少沉淀析出碳化物粒子间距；Co能降低Mo在马氏体中的固溶度和Cr在M3C渗碳体中的固溶度，从而促进M2C沉淀相的形成；促进奥氏体完全转变为马氏体，提高Ms点，减少马氏体转变为逆转变奥氏体的倾向。此外，Ni、Co共同添加会相互加强促进Fe3C回溶和M2C碳化物的形成以及增强Co的促进硬化作用。

[0024] Al：常见的合金元素中可提高奥氏体的Ms点的合金元素只有Co和Al，其它合金元素均降低Ms点。高CoNi合金钢在回火过程中，Al与Ni可形成体心立方结构的金属间化合物NiAl析出，引起共格应变而产生显著的二次硬化反应，与M2C相一起形成复合强化。但Al含量过高时，会使合金的塑韧性急剧恶化，因此本发明中Al含量不易超过1.5％。

[0025] 合金中其他元素，可以包括不损害性能的附加元素。例如，Mn含量可达0.1％，最好小于0.05％，Si、Ti含量都可达到0.1％，这些附加元素可用于合金的脱氧剂。

[0026] 本发明超高强度钢中其余元素基本为铁，合金中的杂质元素必须控制，例如P限制不超过0.008％，S限制不超过0.005％，氧限制不超过25ppm，氮不超过40ppm。

[0027] 本发明采用与现有技术相近拟的制备方法：

[0028] 本发明超高强度钢易于采用真空感应+真空自耗重熔或真空感应+电渣重熔冶炼工艺，其具体工艺参数如下：

[0029] 钢锭进行1200+10℃均匀化处理，时间≥3小时。装炉温度≤650℃。

[0030] 合金在1180-850℃区间均能够热加工，加热温度：1160—1180℃，开锻温度≥1100℃，终锻温度≥850℃。

[0031] 成品退火制度：正火：950±15℃，保温≥1小时；回火：680±20℃，保温≥6小时。

[0032] 最终热处理：淬火处理：加热到910±15℃，热透后保温1小时，油淬。也允许空冷或者用惰性气体进行真空热处理，二者比油淬冷却速率慢。随后进行深冷处理，在-73℃保温≥1小时然后在空气中升到室温。

[0033] 回火处理：加热到510±10℃，热透后保温5-8小时，空冷。也可进行二次回火处理。

[0034] 与现有技术相比，本发明综合性能优良，具有2100MPa以上抗拉强度和良好塑韧性的优点。同时具有较高的比强度，其比强度不小于Ti-6Al-4V钛合金，可以在要求更高的强韧性配合和减轻重量的使用条件下替代现有的超高强度钢。

[0035] 本发明钢在奥氏体化和时效后能提供最大拉伸强度不小于2100MPa，而断面收缩率ψ可达到55％，用上述工序参数时效能提供洛氏硬度HRC55，具有优良的强韧性配合。

具体实施方式

[0036] 根据本发明钢的化学成分范围，采用25公斤真空感应炉制备21公斤的合金锭8# #炉，其具体化学成分见表3，炉号为1 ～8。

[0037] 8炉钢冶炼浇铸成钢锭后，锻前首先进行高温均质化处理制度为：1200℃保温6小时后，降温锻造，锻造加热温度为1150℃。锻造试棒尺寸为：φ15×2000mm、15×15×2000mm及25×45×L。

[0038] 锻后试棒首先进行正火、退火热处理：正火处理950℃×1h，空冷、退火处理680℃×6h，空冷。然后送试样段加工拉伸、冲击及断裂韧性试样毛坯。最后的热处理进行淬火、深冷和回火热处理：淬火处理910℃×1h，油淬、随后-73℃冷处理，空气中升到室温。
回火处理510℃×5h，空冷。试样毛坯磨削加工成力学性能试样成品，测得力学性能见表4。

[0039] 为了对比，在表3和表4中列入了AerMet100、AF1410钢的化学成分和力学性能。

[0040] 表3看出，与AerMet100、AF1410钢这些二次硬化型超高强度钢相比，本发明的主要技术方案是在中碳的马氏体基体上，通过复合添加Mo、Cr、Al，利用M2C型碳化物和金属间化合物NiAl共同强化达到高强度；更高的Co含量可以提高Ms点，有利于板条马氏体的形成，更可以减缓位错的恢复，促进强化相的析出，有利于提高强度；更高的Ni含量提高钢的淬透性，特别可以获得足够的奥氏体提高钢的韧性。

[0041] 由表4看出，本发明钢与对比例AerMet100、AF1410钢相比，在保持较高的塑韧性同时具有更高的的抗拉强度，可以达到2100MPa以上。

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