一种低合金高韧性超高强度钢 专利技术说明

金属材料;冶金;铸造;磨削;抛光设备的制造及处理,应用技术1.本发明涉及低合金钢技术领域，特别是一种低合金高韧性超高强度钢，相比于aermet100钢等含ni量成倍减少且不使用co，相比于a1si4340钢或d6ac钢等调整了含c量过高而同时含ni量过低的情况，从而更好地兼顾到低成本、高韧性和超高强度实现的均衡效果，所述高韧性和超高强度是指按照国家标准gb/t 228.1-2018和gb/t229-2007的测试结果如下：抗拉强度≥1950mpa，屈服强度≥1500mpa，伸长率≥10.0％，面缩≥40％，以及冲击功≥60j。背景技术：2.超高强度钢通常是指抗拉强度超过1400mpa，屈服强度高于1300mpa的合金钢。除了要求超高的强度外，还要求其具有足够的韧性、疲劳抗力以及根据服役工况条件要求的耐腐蚀、抗蠕变等其他要求。广泛应用于飞机起落架、高强度螺栓、防弹钢板、火箭发动机外壳、高压容器、汽车关键部件、枪械部件、侵彻弹外壳等。随着高新技术的发展和节约资源的需求，要求超高强度钢在具有高强韧性的同时兼具低成本。3.目前具备超高强韧性的钢，例如aermet100(其中ni＝11～12％，co＝13～14％)、9ni-5co、af1410(其中ni＝9.5～10.5％，co＝13.5～14.5％)、18ni(250)、g99(其中ni＝9.68％，co＝9.94％)等钢中均添加了大量的co和ni，co能通过影响位错亚结构从而促进析出相粒子细小弥散的分布，达到明显的析出强化效果提高钢的强韧性，ni能提高碳钢的基体层错能，使螺位错便于发生交滑移，提高钢的韧性，然而co、ni均为我国稀缺的战略性资源，导致其成本十分昂贵，难以获得大量应用，低成本超高强度钢a1si4340(其中c＝0.38～0.43％，ni＝1.65～2.0％)、300m(其中c＝0.41～0.46％，ni＝1.6～2.0％)、d6ac(其中c＝0.38～0.43％，ni＝1.65～2.0％)中c含量较高而ni含量较低，淬火后强度很高而塑韧性很差。因此，从节约资源、提高国产超高强韧钢的整体质量方面考虑，开发一种较低的合金含量并且兼具优异强韧性的超高强度钢是十分有必要的。技术实现要素：4.本发明针对现有技术中存在的不足，提供一种低合金高韧性超高强度钢，相比于aermet100钢等含ni量成倍减少且不使用co，相比于a1si4340钢或d6ac钢等调整了含c量过高而同时含ni量过低的情况，从而更好地兼顾到低成本、高韧性和超高强度实现的均衡效果，所述超高强度和高韧性是指按照国家标准gb/t 228.1-2018和gb/t229-2007的测试结果如下：抗拉强度≥1950mpa，屈服强度≥1500mpa，伸长率≥10.0％，面缩≥40％，以及冲击功≥60j。5.本发明的技术解决方案如下：6.一种低合金高韧性超高强度钢，其特征在于，包括以下化学元素成分及其wt％含量：c＝0.22～0.38，si＝1.10～2.20，mn＝0.80～2.20，cr＝0.70～1.20，ni＝2.25～4.50，mo＝0.50～1.35，v＝0.09～0.35，nb＝0.01～0.04，s≤0.0015，p≤0.005，fe＝余量。7.所述超高强度和高韧性是指按照国家标准gb/t 228.1-2018和gb/t229-2007的测试结果如下：抗拉强度≥1950mpa，屈服强度≥1500mpa，伸长率≥10.0％，面缩≥40％，以及冲击功≥60j。8.所述低合金高韧性超高强度钢在经过淬火+回火的热处理工艺后，其金相组织在光学显微镜放大500倍下能够看到板条马氏体+残余奥氏体+细小的球状碳化物，并且原奥氏体晶粒尺寸较为细小，所述金相组织如说明书附图中的图1。9.所述低合金高韧性超高强度钢在经过淬火+回火的热处理工艺后，其显微组织在扫描电镜放大10000倍下能够看到细小球状碳化物弥散分布在板条马氏体基体上，所述显微组织如说明书附图中的图2。10.所述淬火+回火的热处理工艺如下：1050℃×1h+油冷淬火，和260℃×2h+空冷回火，所述低合金高韧性超高强度钢的化学元素成分及其wt％含量如下：c＝0.24，si＝1.18，mn＝1.12，cr＝0.95，ni＝2.35，mo＝1.08，v＝0.11，nb＝0.028，s≤0.0015，p≤0.005，fe＝余量。11.所述低合金高韧性超高强度钢在经过淬火+回火的热处理工艺前从前向后依次经过了冶炼工艺，锻造工艺，和锻后退火工艺。12.所述冶炼工艺包括采用真空感应炉熔炼或采用电弧炉熔炼+炉外精炼，随后进行真空自耗重熔或电渣重熔；所述锻造工艺是对冶炼完的钢锭进行三墩三拔，具体包括步骤如下：步骤1，始锻温度为1080±10℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度的4/5；步骤2，升温至1080±10℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度4/5；步骤3，升温至1080±10℃，镦粗至原高度的1/2，再按产品要求锻造或轧制成相应尺寸的棒材或方坯，上述各步骤的终锻温度≥860℃；所述锻后退火工艺包括：锻件加热到640～660℃保温10h，然后炉冷至250～280℃保温10h，之后加热至880℃保温≥12h，风冷至250～280℃保温10h，最后升温至665℃保温≥20h，随炉冷却至150℃出炉空冷。13.本发明的技术效果如下：本发明一种低合金高韧性超高强度钢，通过添加cr、mo、ni、v、nb进行合金化，cr、mo可以起到固溶强化和合金碳化物强化的作用；ni可在马氏体板条间形成薄膜状奥氏体，并且使螺型位错不容易发生分解从而使得交滑移得到顺利进行，从而提高钢的塑韧性；少量v、nb可形成纳米级的mc阻碍晶界迁移从而细化晶粒，通过真空感应+真空自耗/电渣重熔控制杂质元素含量，经相应热处理后，保证钢的显微组织为板条马氏体+薄膜状奥氏体+ε-碳化物+细小弥散的mc，使该材料既具有超高强度同时具有良好的韧性，与此同时，成分中ni含量较低且不含co，与a-100(aermet100)相比成本降低30％以上。本发明钢力学性能按照国家标准(gb/t 228.1-2018，gb/t229-2007)分别进行准静态拉伸，冲击韧性测试满足：抗拉强度达到1950mpa以上，屈服强度达到1500mpa以上，伸长率达到10.0％以上，面缩40％以上，冲击功达到60j以上。附图说明14.图1为本发明一种低合金高韧性超高强度钢实施例中4#试样光学显微镜金相照片。图1中金相组织放大倍数为500倍，从中可以看到板条马氏体+残余奥氏体+细小球状碳化物，并且原奥氏体晶粒尺寸较为细小。4#试样中化学元素成分含量以wt％计，c＝0.24，si＝1.18，mn＝1.12，cr＝0.95，ni＝2.35，mo＝1.08，v＝0.11，nb＝0.028，s≤0.0015，p≤0.005，fe＝余量。4#试样热处理工艺参数如下：1050℃×1h，油冷淬火；260℃×2h，空冷回火。4#试样准静态力学性能指标如下：抗拉强度1969mpa，屈服强度1683mpa，断后伸长率10.0％，断面收缩率45％，冲击功64j。15.图2为本发明的实施例中4#试样扫描电镜下的微观组织形貌图片。图2中显微组织放大倍数为10000倍，从中可以看出平行排列的板条马氏体+细小球状碳化物，细小球状碳化物弥散分布在板条马氏体基体上。4#试样中化学元素成分含量以wt％计，c＝0.24，si＝1.18，mn＝1.12，cr＝0.95，ni＝2.35，mo＝1.08，v＝0.11，nb＝0.028，s≤0.0015，p≤0.005，fe＝余量。4#试样热处理工艺参数如下：1050℃×1h，油冷淬火；260℃×2h，空冷回火。4#试样准静态力学性能指标如下：抗拉强度1969mpa，屈服强度1683mpa，断后伸长率10.0％，断面收缩率45％，冲击功64j。具体实施方式16.下面结合附图(图1-图2)和实施例对本发明进行说明。17.图1为本发明一种低合金高韧性超高强度钢实施例中4#试样光学显微镜金相照片。图2为本发明的实施例中4#试样扫描电镜下的微观组织形貌图片。参考图1至图2所示，一种低合金高韧性超高强度钢，包括以下化学元素成分及其wt％含量：c＝0.22～0.38，si＝1.10～2.20，mn＝0.80～2.20，cr＝0.70～1.20，ni＝2.25～4.50，mo＝0.50～1.35，v＝0.09～0.35，nb＝0.01～0.04，s≤0.0015，p≤0.005，fe＝余量。所述超高强度和高韧性是指按照国家标准gb/t228.1-2018和gb/t229-2007的测试结果如下：抗拉强度≥1950mpa，屈服强度≥1500mpa，伸长率≥10.0％，面缩≥40％，以及冲击功≥60j。18.所述低合金高韧性超高强度钢在经过淬火+回火的热处理工艺后，其金相组织在光学显微镜放大500倍下能够看到板条马氏体+残余奥氏体+细小球状碳化物，并且原奥氏体晶粒尺寸较为细小，所述金相组织如说明书附图中的图1。所述低合金高韧性超高强度钢在经过淬火+回火的热处理工艺后，其显微组织在扫描电镜放大10000倍下能够看到细小球状碳化物弥散分布在板条马氏体基体上，所述显微组织如说明书附图中的图2。所述淬火+回火的热处理工艺如下：1050℃×1h+油冷淬火，和260℃×2h+空冷回火，所述低合金高韧性超高强度钢的化学元素成分及其wt％含量如下：c＝0.24，si＝1.18，mn＝1.12，cr＝0.95，ni＝2.35，mo＝1.08，v＝0.11，nb＝0.028，s≤0.0015，p≤0.005，fe＝余量。19.所述低合金高韧性超高强度钢在经过淬火+回火的热处理工艺前从前向后依次经过了冶炼工艺，锻造工艺，和锻后退火工艺。所述冶炼工艺包括采用真空感应炉熔炼或采用电弧炉熔炼+炉外精炼，随后进行真空自耗重熔或电渣重熔；所述锻造工艺是对冶炼完的钢锭进行三墩三拔，具体包括步骤如下：步骤1，始锻温度为1080±10℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度的4/5；步骤2，升温至1080±10℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度4/5；步骤3，升温至1080±10℃，镦粗至原高度的1/2，再按产品要求锻造或轧制成相应尺寸的棒材或方坯，上述各步骤的终锻温度≥860℃；所述锻后退火工艺包括：锻件加热到640～660℃保温10h，然后炉冷至250～280℃保温10h，之后加热至880℃保温≥12h，风冷至250～280℃保温10h，最后升温至665℃保温≥20h，随炉冷却至150℃出炉空冷。20.本发明的目的是提供一种低成本兼具高强韧性的超高强度钢。本发明的目的是通过以下技术方案实现的：本发明的一种低合金高韧性超高强度钢，化学成分的质量百分比：c:0.22～0.38％，si:1.10～2.20％，mn:0.80～2.20％，cr:0.70～1.20％，ni:2.25～4.50％，mo:0.50～1.35％，v:0.09～0.35％，nb:0.01～0.04％，s≤0.0015％，p≤0.005％，余量：fe。21.c：作为本发明钢主要的固溶强化元素，通过马氏体转变后的间隙原子固溶和低温回火析出的ε-碳化物强化。c含量较低则强度不足，c含量超过0.5％时，容易在原始奥氏体晶界发生脆性断裂。综合考虑，本发明的c含量在0.22～0.38％之间。22.si：作为脱氧剂加入钢中，并且还能增加钢液的流动性，另外，si能阻止渗碳体的形成，提高钢的回火抗力，从而使本发明钢的回火温度低于脆性温度区间。然而si含量在0.8％～1.0％范围时，钢的塑形与韧性会显著下降，si含量过高会降低mo元素在钢基体内的溶解度，导致淬火加热时残留合金碳化物，损害钢的韧性。综合考虑，本发明si含量控制在1.10～2.20％之间。23.mn：作为脱o除s元素加入钢中，mn可以增强si的脱氧效果，并且mn可以显著提高本发明钢的淬透性，mn的加入具有固溶强化、形成位错马氏体和薄膜状残余奥氏体、抑制网状渗碳体的综合作用，提高钢的强度和韧性。然而mn含量过高会降低ms点，降低钢的强度。综合考虑，本发明mn含量控制在0.80～2.20％之间。24.cr：作为提高本发明钢的淬透性加入钢中，cr的加入具有固溶强化、形成合金碳化物的综合作用，进一步提高钢的强度。然而cr含量较高形成粗大的共晶碳化物会降低钢的塑韧性，当含cr量在0.5％～1.65％范围之内时，合金钢具备高强度、高耐磨以及良好的淬透性和耐疲劳性能。综合考虑，本发明cr含量控制在0.70～1.20％之间。25.ni：作为扩大γ相区的合金元素，能使螺型位错不容易发生分解从而使得交滑移得到顺利进行，显著提高钢的韧性。另外，ni可以提高钢的淬透性、降低韧脆转变温度。然而ni是我国稀缺资源，含量过高不仅使得成本增加还会降低ms点。综合考虑，本发明ni含量控制在2.25～4.50％之间。26.mo：作为强碳化物形成元素，可以提高本发明钢的回火稳定性，另外与mn、cr同时存在时，mo可以抑制或降低其他元素引起的回火脆性。当mo含量在0.5％左右时，基本能消除钢的回火脆性，还可以有效预防钢的第二类回火脆性，然而mo是扩大α相区的合金元素，过高会降低钢的塑韧性，并且增加钢的成本。综合考虑，本发明mo含量控制在0.50～1.35％之间。27.v：作为微合金化元素，添加少量的v可以形成mc型碳化物，淬火时阻碍原奥氏体晶界迁移从而细化晶粒，既提高钢的强度又提高钢的塑韧性，然而添加含量过高会降低韧性。综合考虑，本发明v含量控制在0.09～0.35％之间。28.nb：作为微合金化元素，添加少量的nb可以形成纳米级的nbc阻碍晶粒长大，但是nb与ti、v等强碳化物元素容易结合成大尺寸的液析碳化物降低钢的韧性。综合考虑，控制nb含量在0.01～0.04％。29.本发明钢有害杂质含量控制要求：s≤0.0015％，p≤0.005％。30.本发明的一种采用上述配方加工低合金高韧性超高强度钢的制备工艺，具体处理工艺如下：31.1)冶炼工艺：采用真空感应炉熔炼，也可以采用电弧炉熔炼+炉外精炼，随后进行真空自耗重熔或电渣重熔；32.2)锻造工艺：冶炼完的钢锭进行三墩三拔的锻造工序；具体步骤如下：工序1：始锻温度为1080±10℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度的4/5；工序2：升温至1080±10℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度4/5；工序3：升温至1080±10℃，镦粗至原高度的1/2，再按产品要求锻造或轧制成相应尺寸的棒材或方坯，上述工艺的终锻温度≥860℃。33.3)锻后退火工艺：锻件加热到640～660℃保温10h，随后炉冷至250～280℃保温10h，然后加热至880℃保温≥12h，风冷至250～280℃保温10h，最后升温至665℃保温≥20h，随炉冷却至150℃出炉空冷。34.4)热处理工艺：退火态锻件加热至950℃～1100℃，保温1～2h后油淬至室温，随后加热至200℃～300℃，保温2～3h，取出空冷到室温。35.实施例：采用真空感应+电渣重熔冶炼编号1、2#试验钢，采用真空感应+真空自耗冶炼编号3、4#试验钢，化学成分如表1所示。冶炼完的钢锭进行三墩三拔的锻造工序；具体步骤如下：工序1：始锻温度为1080℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度的4/5；工序2：升温至1080℃，墩粗至原高度的1/2，拔长至原高度4/5；工序3：升温至1080℃，镦粗至原高度的1/2，最后精锻成一段直径390mm，长度3100mm的圆锭，上述工艺的终锻温度≥860℃。锻件加热到640～660℃保温10h，随后炉冷至250～280℃保温10h，然后加热至880℃保温≥12h，风冷至250～280℃保温10h，最后升温至665℃保温≥20h，随炉冷却至150℃出炉空冷，然后采用表2中热处理制度进行热处理。36.表1本发明实施例化学成分(wt，％)37.编号csimncrnimovnbco1#0.382.202.101.103.951.150.280.033—2#0.282.101.981.042.850.950.240.012—3#0.341.100.850.752.260.650.340.031—4#0.241.181.120.952.351.080.110.028—对比例10.23——2.9111.591.20——13.6038.表2热处理工艺参数39.编号淬火冷处理回火1#960℃×1h,油冷—220℃×2h,空冷2#960℃×1h,油冷—300℃×2h,空冷3#960℃×1h,油冷—260℃×2h,空冷4#1050℃×1h,油冷—260℃×2h,空冷对比例1885℃×1h,油冷-73℃×1h,空冷482℃×5h,空冷40.表3准静态力学性能41.编号抗拉强度/mpa屈服强度/mpa断后伸长率/％断面收缩率/％冲击功/j1#2024160512.547672#1950160210.048663#2020162512.552664#1969168310.04564对比例11940172611.5597642.表3为实施例1-4#钢的准静态力学性能，与对比例1(aermet100)相比，整体力学性能与a-100(aermet100)相当，然而成分中不含co且ni含量较低，成本降低30％以上。43.本发明说明书中未作详细描述的内容属于本领域专业技术人员公知的现有技术。在此指明，以上叙述有助于本领域技术人员理解本发明创造，但并非限制本发明创造的保护范围。任何没有脱离本发明创造实质内容的对以上叙述的等同替换、修饰改进和/或删繁从简而进行的实施，均落入本发明创造的保护范围。









图片声明：本站部分配图来自人工智能系统AI生成,觅知网授权图片,PxHere摄影无版权图库。本站只作为美观性配图使用,无任何非法侵犯第三方意图,一切解释权归图片著作权方,本站不承担任何责任。如有恶意碰瓷者,必当奉陪到底严惩不贷!




内容声明：本文中引用的各种信息及资料（包括但不限于文字、数据、图表及超链接等）均来源于该信息及资料的相关主体（包括但不限于公司、媒体、协会等机构）的官方网站或公开发表的信息。部分内容参考包括:(百度百科,百度知道,头条百科,中国民法典,刑法,牛津词典,新华词典,汉语词典,国家院校,科普平台)等数据,内容仅供参考使用,不准确地方联系删除处理！本站为非盈利性质站点,发布内容不收取任何费用也不接任何广告!




免责声明：我们致力于保护作者版权，注重分享，被刊用文章因无法核实真实出处，未能及时与作者取得联系，或有版权异议的，请联系管理员，我们会立即处理，本文部分文字与图片资源来自于网络，部分文章是来自自研大数据AI进行生成,内容摘自(百度百科,百度知道,头条百科,中国民法典,刑法,牛津词典,新华词典,汉语词典,国家院校,科普平台)等数据,内容仅供学习参考,不准确地方联系删除处理!的,若有来源标注错误或侵犯了您的合法权益，请立即通知我们，情况属实，我们会第一时间予以删除，并同时向您表示歉意,谢谢!