納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼及其製造方法
2023-06-18 22:01:36 2
納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼及其製造方法
【專利摘要】一種納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼及其製造方法，按重量百分比計其組分如下：C為0～0.2%，Ni為2～15%，Mn為0～10%，Al為0.5～6%，Cu為0～4%，Cr為0～12%，Mo為0～3%，W為0～3%，V為0～0.5%，Ti為0～0.5%，Nb為0～0.5%，Si為0～1%，B為0.0005～0.05%，P不高於0.04%，S不高於0.04%，N不高於0.04%，O不高於0.05%，餘量為Fe和不可避免的雜質，經熔煉、鑄造和鍛軋後進行固溶和時效處理，製成以納米金屬間化合物強化為主，結合納米糰簇和納米碳化物複合強化的超高強度鐵素體鋼，獲得優異的強韌性、焊接性、耐腐蝕性。
【專利說明】納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼及其製造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及一種超高強度鐵素體鋼及其製造方法，具體涉及一種納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼及其製造方法。
【背景技術】
[0002]近年來，隨著現代工業和國防的快速發展，超高強度鋼在航空航天、國防、電站及其他高科技領域的應用正變得越來越重要。其中拉伸強度在1400~2000MPa的超高強度鋼是應用範圍很廣的一類重要鋼種，特別是大量應用於火箭發動機殼體、飛機起落架、防彈鋼板等對性能有特殊要求的領域，而且其使用範圍正在不斷地擴大到建築、機械製造、車輛和其它軍用及民用裝備上。
[0003]傳統超高強度鋼，如低溫回火馬氏體組織或下貝氏體組織強化低合金鋼，高溫回火合金碳化物析出物、二次硬化組織強化超高強度鋼，金屬間化合物析出強化馬氏體時效鋼等，一定程度上達到了超高強度的要求，但高碳、高合金及熱處理轉變要求快冷等特性使其仍存在焊接性能及塑韌性差、成本高、材料尺寸受限等問題。
[0004]隨著納米科技的發展，利用納米析出相強化機制已成為開發新型超高強度鋼的重要途徑，納米析出相顆粒與基體中的滑移位錯交互作用，產生強烈的析出強化作用，此外還能控制基體晶粒尺寸，間接起到細晶強化作用，從而有效提高鋼的強度。目前納米析出相強化超高強度鋼中發展比較成熟的是通過合金化形成納米碳化物MC，產生析出強化和細晶強化作用提高鋼的強度 。例如，專利CN1514887公開了一種納米碳化物沉積增強的超高強度的、耐腐蝕的結構鋼，專利101671771B公開了一種高強度高塑性超細晶鐵素體和納米碳化物低碳鋼製備方法，以及霍向東等人在「CSP生產Ti微合金化高強鋼中納米碳化物」，北京科技大學學報，2011年08期中對納米碳化物強化進行了研究。然而，現代工業對超高強度鋼的焊接性、韌性等綜合性能的要求日益提高，較高的碳含量導致焊接性能差、斷裂韌性不高，因而必須合理控制含碳量，利用新型納米析出相替代碳化物強化相對超高強度鋼進行強化，並在不破壞良好綜合性能的前提下，有效發揮微量碳化物的積極強化作用。此外，鐵素體鋼韌性良好，克服了馬氏體鋼快冷要求對材料尺寸的限制，特別是可採用連鑄連軋工藝生產，能夠節約能源、簡化工藝。因而與傳統超高強度鋼採用馬氏體基體相比，在鐵素體結構基礎上利用新型納米析出相強化機制開發新型超高強度鋼具有極大的工藝和成本優勢。
[0005]本發明的超高強度鋼選用鐵素體組織作為基體，通過添加適量的金屬間化合物形成元素，在適當的熱處理工藝下，在鐵素體基體上析出大量納米金屬間化合物，發揮析出強化作用，明顯提高鋼的強度。另外本發明還添加了納米糰簇形成元素，碳化物形成元素和微量碳元素，形成一定量納米糰簇和少量納米碳化物，從而以納米金屬間化合物強化為主，結合納米糰簇和納米碳化物複合強化，三種納米析出相共同作用產生最大限度的強化效果，製成低碳且綜合性能優異的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼。
【發明內容】
[0006]本發明的一個目的是提供一種納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其中以大量分布均勻、尺寸細小的納米金屬間化合物強化為主，同時結合納米糰簇和納米碳化物實現複合強化，製成具有超高強韌性、優良焊接性能和耐腐蝕性能的新型超高強度鐵素體鋼。
[0007]本發明的另一目的是提供一種製造上述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的方法。
[0008]一方面，本發明提供一種納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，按重量百分比計,其化學組分如下:C為O~0.2%, Ni為2~15%，Mn為O~10%，Al為0.5~6%，Cu為O~4%，Cr為O~12%，Mo為O~3%，W為O~3%，V為O~0.5%, Ti為O~0.5%, Nb為O~0.5%, Si為O~1%，B為0.0005~0.05%, P不高於0.04%, S不高於0.04%, N不高於0.04%，O不高於0.05%，餘量為Fe和不可避免的雜質。
[0009]在本發明的一種實施方式中，所述納米金屬間化合物為NiAl。
[0010]在本發明的另一種實施方式中，所述納米金屬間化合物的平均尺寸為3nm，平均間距為2~20nm,每立方微米納米金屬間化合物數不少於10，000個。
[0011]在本發明的另一種實施方式中，所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼中還包含納米糰簇,所述納米糰簇的主要組成元素為Cu。
[0012]在本發明的另一種實施方式中，所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼中還包含納米碳化物(Mo，W)2C。
[0013]在本發明的另一種實施方式中，所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的基體組織為鐵素體，所述鐵素體的平均晶粒尺寸為I~20 μ m。
[0014]在本發明的另一種實施方式中，所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的屈服強度為1200~1800MPa，拉伸強度為1400~2000MPa，斷面收縮率為30~60%，伸長率為5~20%ο
[0015]另一方面，本發明還提供一種製造所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的方法，其步驟如下:
[0016](I)使所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的化學組分構成的原料組合物依次進行熔煉、鑄造和鍛軋；
[0017](2)進行固溶處理，然後冷卻至室溫；
[0018](3)進行時效處理，然後冷卻至室溫。
[0019]在本發明方法的一種實施方式中，所述固溶處理在800~1300°C範圍內進行。
[0020]在本發明方法的另一種實施方式中，所述固溶處理在900°C進行。
[0021]在本發明方法的另一種實施方式中，所述固溶處理進行0.1~3小時。
[0022]在本發明方法的另一種實施方式中，所述固溶處理進行0.5小時。
[0023]在本發明方法的另一種實施方式中，所述時效處理在400~600°C範圍內進行。
[0024]在本發明方法的另一種實施方式中，所述時效處理在550°C進行。
[0025]在本發明方法的另一種實施方式中，所述時效處理進行0.1~20小時。
[0026]在本發明方法的另一種實施方式中，所述時效處理進行2小時。
[0027]本發明通過合理調控合金元素種類和含量以及熱處理工藝，得到大量分布均勻、尺寸細小的納米金屬間化合物，有效發揮了納米金屬間化合物析出強化作用，並與納米糰簇和納米碳化物相結合三種納米析出相實現複合強化，獲得優異的強韌性，屈服強度達1200~1800MPa，拉伸強度達1400~2000MPa，斷面收縮率為30~60%，伸長率為5~20%。其中以納米金屬間化合物為主強化相，以其析出強化作用為最主要的強化方式，降低了鋼中的碳含量，從而具有優良的焊接性能和塑韌性，此外添加了適量的Cr和Al元素，可形成穩定的氧化鉻和氧化鋁保護膜，Cu還起到提高鋼在大氣和海水中耐腐蝕性的作用，從而綜合提高了鋼的抗氧化和耐腐蝕性能。另外，與現有的超高強度馬氏體鋼相比，本發明的超高強度鐵素體鋼熱處理後可不經淬火等快速冷卻工藝，生產尺寸較大，並且適於連鑄連軋生產，生產成本較低。
[0028]本發明的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，以大量分布均勻、尺寸細小的納米金屬間化合物強化為主，並結合一定量納米糰簇和少量納米碳化物實現複合強化，獲得了極高的強度且強韌性匹配極佳，並具有優良的焊接性和耐腐蝕性，可應用於汽車、艦船、橋梁、管線、能源、電站、海洋工程、建築結構、壓力容器、工程機械、貨櫃，特別是可應用於要求超高強度的火箭發動機、飛機起落架、防彈裝甲車等國防裝備領域的關鍵部件。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0029]結合附圖參照下述詳細說明本領域技術人員將更好地理解本發明的上述及諸多其他特徵和優點，其中:
[0030]圖1是根據本發明實施例1製造的超高強度鐵素體鋼NIS103的基體中納米金屬間化合物的透射電鏡暗場像；
[0031]圖2是根據本發明實施例1製造的超高強度鐵素體鋼NIS103的基體中納米碳化物的透射電鏡照片；
[0032]圖3是根據本發明實施例1製造的超高強度鐵素體鋼NIS102的顯微組織形貌掃描電鏡照片；
[0033]圖4是根據本發明實施例1製造的超高強度鐵素體鋼NIS103、NIS107和對比鋼CSl的室溫拉伸應力應變曲線。
【具體實施方式】
[0034]下面根據具體實施例對本發明的技術方案做進一步說明。本發明的保護範圍不限於以下實施例，列舉這些實施例僅出於示例性目的而不以任何方式限制本發明。
[0035]本發明提供一種納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，按重量百分比計，其化學組分如下:C為O~0.2%, Ni為2~15%，Mn為O~10%，Al為0.5~6%，Cu為O~4%, Cr 為 O ~12%，Mo 為 O ~3%，W 為 O ~3%，V 為 O ~0.5%, Ti 為 O ~0.5%, Nb 為 O ~
0.5%, Si 為 O ~1%，B 為 0.0005 ~0.05%, P 不高於 0.04%, S 不高於 0.04%, N 不高於 0.04%,O不高於0.05%，餘量為Fe和不可避免的雜質。
[0036]以下對所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼中各化學組分含量範圍的限定理由進行說明:
[0037]C ?與Mo和W形成穩定的納米碳化物，既能產生析出強化作用，還能有效細化鐵素體晶粒，產生細晶強化作用，從而提高鋼的強度。在本發明中為了保證鋼的優良焊接性能和韌性，僅使用低的碳含量。因此本發明將C的含量限定在O~0.2%。
[0038]Ni和Al:金屬間化合物形成元素，Ni與Al形成納米金屬間化合物NiAl，產生析出強化作用，為本發明的主要強化相。當Ni和Al的含量達到NiAl在鐵素體基體中的固溶度時可從基體中析出金屬間化合物NiAl，金屬間化合物NiAl具有高的強度和硬度，可有效釘扎位錯，從而明顯提高鋼的強度。此外，Ni還有助於改善鋼的韌性，然而Ni為奧氏體形成元素，其含過高時，鋼中會殘留奧氏體，造成組織不均勻，且會增加生產成本。Al也是納米金屬間化合物組成元素之一，參與納米金屬間化合物析出強化作用，Al還是煉鋼過程中的脫氧劑，有淨化鋼液的作用，然而Al含量過高時，會帶來冶煉澆鑄的困難。因此本發明將Ni含量限定在2~15%，將Al含量限定在0.5~6%。
[0039]Cu:納米糰簇主要組成元素，利用成本較低的Cu形成納米糰簇析出相，輔助納米金屬間化合物析出相共同發揮析出強化作用，進一步強化鐵素體鋼。此外Cu還具有提高鋼在大氣和海水中耐腐蝕性的作用，但當Cu含量過高時，會產生熱脆性，對加工性能不利。因此本發明將Cu含量限定在O~4%。
[0040]Mn:以置換原子形式進入納米金屬間化合物，參與納米金屬間化合物析出強化作用，Mn為奧氏體形成元素,具有推遲奧氏體向鐵素體轉變的作用,有利於細化鐵素體晶粒，提高強度和韌性。然而Mn含量過高時，鋼中會殘留奧氏體，造成組織不均勻，並且高的Mn含量會導致鋼坯偏析、韌性變差及可焊性降低。因此本發明將Mn含量限定在O~10%。
[0041]Cr:抗氧化和抗腐蝕元素，可提高鋼的抗氧化和耐腐蝕性能，同時還是鐵素體形成元素，可增加和穩定鋼的鐵素體組織，然而Cr含量過高會降低鋼的韌性，且會增加生產成本，因此本發明將Cr含量限定在O~12%。
[0042]Mo和W:納米碳化物形成元素，與C形成面心立方結構的碳化物，具有尺寸小、熱穩定性高的特點，可有效阻礙晶粒長大，發揮細晶強化和析出強化的作用。此外，還能夠穩定鋼的鐵素體組織，還能起到固溶強化作用。然而在本發明中為了保證鋼的優良焊接性能和韌性，僅使用低的碳含量，添加少量Mo和W即可使固碳效果達到飽和，並且Mo和W添加過多，基體會析出Fe2Mo和Fe2W脆性相，使鋼的韌性降低，因此本發明將Mo和W的含量均限定在O~3% ο
[0043]V,Ti和Nb:碳化物形成元素，與C形成面心立方結構的碳化物，可有效阻礙晶粒長大，發揮細晶強化和析出強化的作用。由於為了保證鋼的優良焊接性能和韌性，僅使用低的碳含量，因此本發明將V、Ti和Nb的含量均限定在O~0.5%。
[0044]S1:提高碳分配，防止滲碳體的形成，還能穩定鋼的鐵素體組織，起到固溶強化作用，然而Si添加過多時，會降低鋼的韌性，因此本發明將Si含量限定在O~1%。
[0045]B:可顯著淨化晶界，改善鋼的強度和韌性，然而B含量過高時，晶界會析出過多硼化物，降低鋼的韌性，因此本發明將B含量限定在0.0005~0.05%。
[0046]P和S:鋼中不可避免的雜質元素，含量高時會與Cu形成脆性化合物，危害鋼的韌性和焊接性能，因此P和S的含量均控制在0.04%以下。
[0047]N和O:鋼中不可避免的雜質元素，危害鋼的韌性和焊接性能，因此N和O的含量分別控制在0.04%和0.05%以下。
[0048]上述以外的成分為Fe及其他不可避免的雜質，在不損害本發明效果的範圍內，不排除還含有上述以外的成分。
[0049]本發明還提供一種製造所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的方法，其步驟如下:
[0050](I)使所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的化學組分構成的原料組合物依次進行熔煉、鑄造和鍛軋；
[0051](2)進行固溶處理，然後冷卻至室溫；
[0052](3)進行時效處理，然後冷卻至室溫。
[0053]根據本發明的方法，可於電弧爐、轉爐、感應爐中進行冶煉，然後可採用連鑄方式生產鑄坯或採用模鑄方式生產鑄錠，所述鑄坯或鑄錠具有良好的冷、熱加工性能，接著可進行冷軋、溫軋或者在800~1300°C範圍內進行鍛造或熱軋，經軋制或鍛造後將板材在800~1300°C範圍內進行固溶處理，處理時間為0.1~3小時，隨後冷卻，冷卻方式可為空冷、風冷、油淬或水淬，可冷卻至室溫或直接冷卻至時效溫度進行時效處理，時效處理在400~600°C範圍內進行，處理時間為0.1~20小時，隨後冷卻，冷卻方式同樣可為空冷、風冷、油淬或水淬，最終得到本發明的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼。
[0054]本發明通過鍛軋等冷熱變形工藝，可細化晶粒，還可引入大量位錯和空位等缺陷，為高濃度納米金屬間化合物以及一定量納米糰簇和納米碳化物成核提供良好條件，還可實現位錯強化。隨後根據本發明進行熱處理，即在特定溫度下先後進行一定時長的固溶處理和時效處理，經過固溶處理得到鐵素體過飽和固溶體，通過合理控制時效溫度和時效時間有效控制主強化相納米金屬間化合物以及輔助強化相納米糰簇和納米碳化物的析出和長大。就固溶處理而言，納米金屬間形成元素N1、Al在面心立方結構的奧氏體中具有很大固溶度，根據本發明在800~1300°C進行固溶處理，可保證所添加的納米金屬間形成元素能夠完全固溶於基體之中，而溫度過高晶粒則會嚴重粗化，鋼的強度和韌性均會下降。就時效處理而言，納米金屬間化合物NiAl在鐵素體中的固溶度很低，而且固溶度會隨溫度的下降而下降，若採用過高的時效溫度，納米金屬間化合物將會粗化，若採用過低的時效溫度，納米金屬間化合物則析出不足。根據本發明經過上述固溶處理後再於400~600°C進行時效處理之後，經透射電鏡照片證實，鐵素體基體中析出了大量分布均勻、尺寸細小的納米金屬間化合物。根據納米析出相強化機制，位錯與析出相交互作用，析出相有效阻礙位錯移動，從而實現強化，在析出相數量多、尺寸小、分布均勻的情況下可獲得最大的強化效果。本發明通過合理調控合金化元素和熱處理工藝獲得濃度高、分布均勻、尺寸細小的納米金屬間化合物，最大限度的發揮了納米金屬間化合物的強化作用。此外經透射電鏡照片證實，通過添加適量納米糰簇和納米碳化物形成元素，在鐵素體基體中還形成了一定量的納米糰簇和少量納米碳化物，輔助納米金屬間化合物主強化相起到複合強化作用。
[0055]除非另作限定，本發明所用術語均為本領域技術人員通常理解的含義。
[0056]以下結合附圖，通過實施例對本發明作進一步地詳細說明。
[0057]實施例1
[0058]根據本發明納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的組成範圍，冶煉了發明鋼NISlOl~108，同時冶煉了對比鋼CSl和CS2作為比較。按照表1所示的發明鋼NISlOl~108和對比鋼CS1、CS2合金成分組成，在電弧熔煉爐中進行冶煉和澆鑄，將製得的鑄錠以每次5~10%的壓下量進行軋制處理，得到總變形量為70%左右的板材。將軋制後的板材在900°C下進行0.5小時固溶處理，隨後以氬氣淬冷方式冷卻至室溫，然後在550°C下進行2小時時效處理，隨後同樣以氬氣淬冷方式冷卻至室溫，從而製得發明鋼NISlOl~108和對比鋼 CS1、CS2。
[0059]表1.發明鋼NISlOl~108和對比鋼CS1、CS2的合金成分組成
[0060]
【權利要求】
1.一種納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，按重量百分比計，其化學組分如下:
C 為 O ~0.2%, Ni 為 2 ~15%，Mn 為 O ~10%，A1 為 0.5 ~6%，Cu 為 O ~4%，Cr 為 O ~12%, Mo 為 O ~3%，W 為 O ~3%，V 為 O ~0.5%, Ti 為 O ~0.5%, Nb 為 O ~0.5%, Si 為 O ~1%，B 為 0.0005 ~0.05%, P 不高於 0.04%, S 不高於 0.04%, N 不高於 0.04%, O 不高於 0.05%,餘量為Fe和不可避免的雜質。
2.根據權利要求1的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，所述納米金屬間化合物為NiAl。
3.根據權利要求2的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，所述納米金屬間化合物的平均尺寸為3nm，平均間距為2~20nm，每立方微米納米金屬間化合物數不少於10，000 個。
4.根據權利要求1的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其中還包含納米糰簇，所述納米糰簇的主要組成元素為Cu。
5.根據權利要求1的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其中還包含納米碳化物(Mo，W)2C。
6.根據權利要求1的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其基體組織為鐵素體，所述鐵素體的平均晶粒尺寸為I~20 μ m。
7.根據權利要求1至6中任一項的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其屈服強度為1200~1800MPa。
8.根據權利要求1至6中任一項的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其拉伸強度為1400~2000MPa。
9.根據權利要求1至6中任一項的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其斷面收縮率為30~60%。
10.根據權利要求1至6中任一項的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼，其伸長率為5~20%。
11.一種製造前述任一項權利要求的納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的方法，其步驟如下: (1)使所述納米金屬間化合物強化的超高強度鐵素體鋼的化學組分構成的原料組合物依次進行熔煉、鑄造和鍛軋； (2)進行固溶處理，然後冷卻至室溫； (3)進行時效處理，然後冷卻至室溫。
12.根據權利要求11的方法,其中所述固溶處理在800~1300°C範圍內進行。
13.根據權利要求12的方法，其中所述固溶處理在900°C進行。
14.根據權利要求12或13的方法，其中所述固溶處理進行0.1~3小時。
15.根據權利要求14的方法，其中所述固溶處理進行0.5小時。
16.根據權利要求11的方法，其中所述時效處理在400~600°C範圍內進行。
17.根據權利要求16的方法，其中所述時效處理在550°C進行。
18.根據權利要求16或17的方法，其中所述時效處理進行0.1~20小時。
19.根據權利要求18的方法，其中所述時效處理進行2小時。
【文檔編號】C21D8/00GK104046891SQ201310080019
【公開日】2014年9月17日 申請日期:2013年3月13日 優先權日:2013年3月13日
【發明者】劉錦川, 焦增寶 申請人:香港城市大學