專利名稱：：節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼的制作方法
技術領域：
：本發明屬于合金鋼領域，特別涉及一種節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼，主要適用于高強度的旋壓薄壁筒體以及彈簧、齒輪等。
背景技術：
：在現有技術中，制造高強度旋壓薄壁筒體以及彈簧、齒輪等類似的部件使用的材料大多數是18Ni含Co馬氏體時效鋼，是60年代初由國際鎳公司(INC0)首先開發出來的，其方案是在鐵鎳馬氏體合金中加入不同含量的鈷、鉬、鈦，通過時效硬化得到屈服強度分別達到1400、1700、1900Mpa的18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni(300)鋼，后來又開發了18M(350)、13Ni(400)，但由于含有大量的Co元素(7.5-15%)以及大量的Ni，使得其原料成本很高易受資源短缺的制約，因此長時間以來極大地限制了18Ni系列馬氏體時效鋼的廣泛應用。進入80年代以來，由于鈷價不斷上漲，無鈷馬氏體時效鋼的開發取得了很大進展，如美國的T-250(18Ni-3Mo_l.4Ti-0.lAl)、韓國的W-250(18Ni-4.5W-1.4Ti-0.1A1)和前蘇聯的H1606M6(16Ni-6V-6Mo)均相繼問世。這些鋼不僅使生產成本降低了2030%，而且性能也十分接近相應強度水平的含鈷馬氏體時效鋼。但這些鋼中仍然含有大量的Ni，在一些低Ni的馬氏體時效鋼中性能又達不到目前18Ni含Co鋼的水平，因此需要開發無Co低Ni的馬氏體時效鋼使之性能與T250鋼相當。
發明內容本發明的目的在于提供一種成本低、保持較高的屈服強度和塑韌性，機加工性能優良的節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼。根據上述目的，本發明整體的技術方案為本發明是基于Fe-Ni-Cr系合金，在超低碳的無Co馬氏體基體上利用Fe2Mo、Ni3Ti、Ni3Al的時效析出進行強化。在降低M含量的同時，以Cr代Ni降低成本節省資源、并使綜合性能達到與T250馬氏體時效鋼相當的水平。合金體系中，主要元素是Fe、Ni、Cr，三者形成超低碳的板條馬氏體基體組織，同時含有強化元素Mo、Ti等，這些元素主要與基體中的Ni形成Fe2Mo、Ni3Ti、Ni3Al等強化相進行強化達到高強度；另外鋼中要嚴格控制C、S、P、Si、Mn、O、N等雜質元素的含量，以提高材料的塑性和韌性。根據上述目的和整體的技術方案，本發明具體的技術方案為該節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼的化學組成成分(重量％)為C《0.03%,Si《0.1%，Mn《0.1%,Ni11.5-14.5%,Cr3.75-5.25%，Mo2.25-3.75%，Ti1.2-1.6%，Al《0.30%，Co《0.50%，S《0.01%，P《0.01%，0《30PPm，N《30PPm，余為Fe。上述化學組成成分的設計依據如下鎳Ni對馬氏體時效鋼的基體并無強化作用，而馬氏體時效鋼中之所以要含有足夠數量的Ni，是為了保證固溶或奧氏體化之后的冷卻中(不管冷卻速度如何)都能生成馬氏體，而不生成鐵素體或其它的相。Ni對提高鋼的韌性有積極作用。時效處理后基體中含Ni量低于10%時會引起韌性降低。Ti完全以Ni3Ti金屬間化合物形式存在消耗Ni，以析出強化方式提高強度；Mo有一部分生成N:UMo,也以析出強化方式消耗Ni。馬氏體時效鋼中的Ni能促進N:UMo的時效沉淀。但減少Ni含量足以使粗大的Laves相析出。馬氏體時效鋼中含Ni是為了保證固溶和奧氏體化之后的時效過程中都能生成馬氏體。對實用的18Ni馬氏體時效鋼成分體系，首先析出NiJi和Fe2Mo,然后析出Ni3Mo。Ni含量少時，Ni3Ti僅限于晶界和板條界上。鉻Cr是鐵素體形成元素，Cr含量的增加，將降低獲得完全馬氏體的能力。在馬氏體時效鋼中，Cr和Ni—樣固溶在基體中，具有固溶強化作用；Cr還顯著提高鋼的淬透性。Cr與強化元素之間如Ti、Mo等不形成強化相，但Cr卻影響這些強化相的析出動力，由于Cr代替了Ni因此使基體中的Ni含量降低，降低了MJi和N"Mo等的析出動力，因此過多的Cr含量將降低鋼的強度，最佳的Cr含量應控制在一個合適的水平。對無Co馬氏體時效鋼而言，Ni和Cr的含量范圍對獲得的最佳強度和韌性需要嚴格控制。為保證韌性來說，需要17%左右的(鎳+鉻)，為保證奧氏體完全轉變成馬氏體，(鎳+鉻)不應大于21%。鉬Mo生成Fe2M。和Ni3Mo這兩種析出物，可在不降低韌性情況下提高強度。Mo可與Ni生成Ni3Mo金屬間化合物，強化基體，并能抑制P和S在晶界的析出。但如添加Mo過多，則于基體析出Fe2Mo，使基體韌性降低，并在這類析出物于晶界析出時容易富積H2，使延遲破壞敏感性提高。故取Mo含量控制在3%左右。鈦Ti可通過形成NiJi提高鋼的強度。當Ti含量超過1.6%，針狀的Ni3Ti將于晶界析出，使韌性急劇下降。但是，當Ti含量達不到1.2%時，不僅強度達不到要求，在時效過程中抑制奧氏體析出效果減小，因而促進時效中的軟化(過時效)。故將Ti含量保持在1.21.6呢。Ti對強度及韌性都有明顯的影響。Ti在時效過程中形成NiJi強化鋼，但是韌性損失較大，再加上Ti的偏析的影響，使鋼斷裂韌度明顯下降。當鋼中存在雜質元素C、N奪取部分Ti形成Ti(C、N)，造成對鋼的脆化，降低鋼的韌性與塑性。Ti可固定鋼中夾雜物S生成TiS，減少晶界偏析。Ti的下限為0.8%。如添加Ti過多，則引起Ni3Ti析出物增加，導致基體韌性下降，所以上限不超過1.601雜質元素的控制碳碳對馬氏體的強度的影響是非常巨大的，即使在碳的含量非常低的情況下，也會使馬氏體的強度顯著提高。C與Ti生成TiC非金屬夾雜物，不僅降低鋼的韌性，而且多消耗Ti:C是妨礙Ti析出強化的元素，控制在0.005%以下可以消除上述不利影響。故將C量限制在0.01%以下。氮馬氏體時效鋼通常采用真空熔煉，所以N含量很低，僅為2535ppm。從前人們很少注意微量N的作用。但最近的研究表明，即使微量N對鋼的韌性也有很大負面影響，是超高強度鋼韌性發生變化的原因之一。N在鋼中存在形式幾乎完全屬于TiN:N不僅以TiN的非金屬夾雜物形式使韌性下降，而且TiN呈點序列狀排列，猶如鋼中存在的裂紋缺陷一樣，使鋼韌性變差。因此把N含量控制在30卯m以下。氧0是鋼中非金屬氧化物的形成元素，鋼中的0主要以各種氧化物的形式存在。氧化物對鋼的塑韌性造成損害，特別是氧化物尤其是表面、次表面的氧化物對鋼的疲勞性能影響顯著，因此目前此類超高強度鋼多采用真空冶煉工藝進行生產，盡可能去除鋼中的O減少氧化物的含量，因此把O含量控制在30卯m以下。鋁Al在煉鋼時用作脫氧劑，為提高加入Ti的收得率，先用A1脫氧后再加合金元素Ti。Al含量在0.03y。以下時，鋼中氧含量將超過15ppm，使氧化物顆粒增大，降低鋼的韌性。如Al含量大于0.15%時，則容易生成使韌性變壞的Ni3Al，所以A1含量取小于0.30°/0。硅、錳對馬氏體時效鋼來說，這些元素都是增加氧化物夾雜的原因，該元素合計如超過0.06%，則對拉伸強度超過250kgf/mm2級的材料的韌性帶來有害影響。所以確定Si、Mn、的含量在O.10%以下，降低夾雜物對力學性能的影響。硫Ti(C、N)含量對Kic的影響遠比S含量的影響為大。因此，S含量對鋼韌性的影響，往往要和鋼中其它元素綜合影響統一考慮。當然S含量對馬氏體時效鋼韌性的影響不能忽視。據報道，S含量對馬氏體時效鋼夏氏沖擊有較大影響。但當S小于0.01。/。時，鋼的沖擊韌性不受S含量的影響，而有些提高。馬氏體時效鋼中S含量應小于0.01%，并認為鋼中含S主要以Ti2S(Y相)夾雜物形式存在。呈長條狀，分布于斷口，會導致沖擊韌性有方向性地下降。磷P在鋼中很少與其他元素形成化合物，但P通常積聚在晶界或板條邊界處，削弱晶界或板條邊界的結合強度，從而對鋼的韌性造成危害，雖然Mo的存在可以部分抑制P在晶界或邊界的積聚，但對于250kgf/mm2級的材料應嚴格控制鋼中的P的含量，將其限定在O.01%以下。說明書第5/6頁本發明采用與現有技術相似的制備方法
技術領域：
：本發明鋼采用真空感應爐冶煉、真空感應+電渣爐重熔或真空感應+真空自耗斷重熔的冶煉工藝。熔煉后鋼錠應在120(TC下進行均質化處理，隨后在1180-85(TC范圍內進行熱加工，熱加工后在830-940。C固溶處理，最后在480-530°C范圍內進行時效處理。本發明與現有技術相比具有成本低、保持較高的屈服強度和塑韌性，機加工性能優良的優點，是屬于一種綜合性能優良的超高強度鋼。上述具體優點為與現有技術相比，本發明不僅不含有短缺金屬Co元素，而且以Cr代替Ni降低了Ni的使用，節省了成本節約了資源，綜合性能達到與C250、T250鋼相當，是屬于一種綜合性能優良的超高強度鋼。室溫強度Rm》1760Mpa，Rpo.2》1660MPa，A%》8.0%，Z>45%。具體實施例方式根據本發明無鈷節鎳型馬氏體時效鋼的化學成分范圍，在20公斤真空感應爐上冶煉3爐本發明鋼，其具體化學成分如表1所示。3爐鋼冶煉澆鑄成錠后，進行均質化熱處理、鍛造成力學性能試樣，隨后進行固溶和時效處理。其具體工藝參數如下鋼錠均質化熱處理溫度120(TC,時間6小時。熱加工加熱溫度1150-1180。C，加熱時間1小時。固溶溫度830~900°C,加熱時間1小時，空冷時效溫度50(TC,時間5小時。處理后進行試問的力學性能試驗，結果見表2。為了對比，在表1和表2中加入了C250、T250鋼的成分和性能數據。從表l可以看出，與C250鋼相比，本發明不含有Co，節約了戰略資源。與T250鋼相比，本發明以Cr代Ni降低了Ni含量降低了成本。從表2看出，本發明與對比鋼C250、T250相比，抗拉強度和屈服強度與C250和T250鋼相當，延伸率也相當，但發明鋼的斷面收縮率要高于C250和T250鋼，可能與發明鋼的性能取自小尺寸試樣有關。綜合看，發明鋼的性能與對比鋼C250、T250的性能相當，但不含有Co，降低了Ni含量，因此節約了資源降低了成本。表l本發明實施例與對比例鋼的化學成分表(重量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>表2本發明實施例與對比例鋼的力學性能對比表<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>權利要求1.一種節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼，其特征在于該鋼的化學組成成分(重量％)為C≤0.03％，Si≤0.1％，Mn≤0.1％，Ni11.5-14.5％，Cr3.75-5.25％，Mo2.25-3.75％，Ti1.2-1.6％，Al≤0.30％，Co≤0.50％，S≤0.01％，P≤0.01％，O≤30PPm，N≤30PPm，余為Fe。全文摘要本發明屬于合金鋼領域，特別涉及一種節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼，主要適用于高強度的旋壓薄壁筒體以及彈簧、齒輪等。該節鎳型無鈷馬氏體時效超高強度鋼的化學組成成分(重量％)為C≤0.03％，Si≤0.1％，Mn≤0.1％，Ni11.5-14.5％，Cr3.75-5.25％，Mo2.25-3.75％，Ti1.2-1.6％，Al≤0.30％，Co≤0.50％，S≤0.01％，P≤0.01％，O≤30PPm，N≤30PPm，余為Fe。本發明與現有技術相比具有成本低、保持較高的屈服強度和塑韌性，機加工性能優良的優點，是屬于一種綜合性能優良的超高強度鋼。文檔編號C22C38/52GK101100728SQ20071012051公開日2008年1月9日申請日期2007年8月21日優先權日2007年8月21日發明者蕤劉,劉憲民,劉樹勛,勇厲,張景海,李建新,王春旭,峰邢申請人:鋼鐵研究總院