一种超高强度高碳位错型马氏体钢及其制备方法

摘要

本发明公开了一种超高强度高碳位错型马氏体钢及其制备方法，超高强度高碳位错型马氏体钢的化学成分为：C：0.6～0.85％；Si：0.01～0.8％；Mn：0.1～0.5％；Cr：0.8～2.0％；Cu：0.05～0.4％；Ni：0.05～0.3％；Ti：0.02～0.1％；V：0.02～0.2％；Nb：0.02～0.15％；P：＜0.02％；S：＜0.02％，余量为Fe。方法包括：1)将原料成分熔炼成铸锭；2)将铸锭加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造或轧制，得到坯体，然后空冷至室温；3)将坯体加热至500～700℃保温1.5h后轧制，压下量为50～90％；4)将轧后的材料加热至750～900℃保温5～30min后迅速淬火至室温，再经160～350℃回火处理制得超高强度马氏体钢。该超高强度的马氏体钢综合力学性能好，强度和塑性都超过大部分马氏体时效钢；制备工艺简单，操作过程可控性强。

说明书

技术领域

本发明属于高强度钢制备技术领域，具体涉及一种超高强度高碳位错型马 氏体钢及其制备方法。

背景技术

随着现代工业的不断发展，超高强度钢的应用领域不断拓宽，需求量越来 越大。高合金超高强度钢，如AerMet100、AF1410、9Ni-4Co和9Ni-4Co等二 次硬化超高强度钢，以及马氏体时效钢，如18Ni(250)、18Ni(300)、Custom465、 Custom475等，虽然具有较高的强韧性组合，但由于含有较多的贵重合金元素 Co、Ni和Mo等使材料成本昂贵，限制了其应用领域。纳米贝氏体钢是近些 年发展起来的拥有高强度级别的新一代钢种，其极限拉伸强度可达2.5GPa，屈 服强度达1.7GPa，并具有较好的塑性。但该钢中往往要加入贵重合金元素Co， 并且需要在较低温度下长时间等温淬火数天至数月，使其生产周期过长，成本 较高，并且对材料的尺寸有一定的限制，不适合做大尺寸材料，此外，纳米贝 氏体在承受冲击载荷时韧性较差，使其应用受到限制。

因此，研究开发低成本超高强度钢是未来钢铁材料的发展趋势。C是钢中 最为有效的提高材料强度的元素之一，但在低温回火马氏体钢中碳含量一般控 制在0.30wt.％以内，过高的碳会导致淬火组织中存在大量的孪晶马氏体，并且 孪晶马氏体的量会随着碳含量增加而增大，导致材料的脆性增大。低温回火中 高碳马氏体常被应用于承受冲击载荷较小的领域，如刃具，模具，轴承等。目 前的研究中报道中，还未能实现将高碳马氏体淬火并低温回火后获得超高强度 和塑性的马氏体钢材料。

发明内容

本发明的目的在于提供一种超高强度高碳位错型马氏体钢及其制备方法， 该超高强度的马氏体钢的综合力学性能良好，强度和塑性都超过大部分马氏体 时效钢；该制备方法工艺简单，操作过程可控性强，能够根据热处理的温度和 时间调整马氏体钢中的奥氏体晶粒尺寸大小。

本发明是通过以下技术方案来实现：

一种超高强度高碳位错型马氏体钢，以质量百分比计，该超高强度马氏体 钢的化学成分为：C：0.6％～0.85％；Si：0.01％～0.8％；Mn：0.1％～0.5％；Cr： 0.8％～2.0％；Cu：0.05％～0.4％；Ni：0.05％～0.3％；Ti：0.02％～0.1％；V： 0.02％～0.2％；Nb：0.02％～0.15％；P：＜0.02％；S：＜0.02％，余量为Fe。

该超高强度高碳位错型马氏体钢的屈服强度Rp_0.2为1950～2250MPa，抗 拉强度Rm为2150～2400MPa，延伸率为6～10％。

该超高强度高碳位错型马氏体钢中原奥氏体平均晶粒尺寸小于10μm；超 高强度高碳位错型马氏体钢的显微组织为全位错马氏体或者以位错亚结构马 氏体为主并伴有孪晶亚结构马氏体，其中，孪晶亚结构马氏体的体积分数控制 在该显微组织的20％以内。

一种超高强度高碳位错型马氏体钢的制备方法，其特征在于，包括以下步 骤：

1)按权利要求1所述超高强度高碳位错型马氏体钢化学成分的比例，先 将原料钢、铬铁、硅铁及生铁加热升温至原料熔化成钢水，再向钢水中依次加 入钒铁、铌铁、电解镍、纯铜、锰铁和钛，保温直至加入的成分均匀化，然后 浇铸成钢锭，浇铸温度不超过1550℃；

2)将钢锭加热至1100～1200℃后保温2h，然后进行锻造或轧制，得到坯 体，空冷至室温；

3)将坯体加热至500～700℃后保温1.5h，然后轧制，轧制过程中压下量 为50～90％；

4)将步骤3)处理后的材料加热至750～900℃后保温5～30min，冷却至室 温，再经160～350℃回火处理1～2.5h，得到超高强度高碳位错型马氏体钢。

步骤2)是将铸锭经过若干次锻造或轧制制成板坯或圆棒。

步骤2)进行锻造或轧制的终锻或终轧制的温度为800～900℃。

步骤3)的轧制过程是分2～5道次完成。

步骤4)冷却至室温是将材料在水或淬火油中冷却处理。

步骤1)是将原料钢、铬铁、硅铁及生铁装入中频感应炉中加热升温至原 料熔化成钢水。

与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：

1、本发明在合金中添加适量的细化晶粒的元素V、Ti及Nb，并通过热处 理过程中加热温度和保温时间的调整控制奥氏体晶粒尺寸的长大，使奥氏体的 晶粒尺寸控制在10μm以内，得到超高强度高碳位错型马氏体钢的显微组织为 全位错马氏体或者以位错亚结构马氏体为主并伴有孪晶亚结构马氏体，所述孪 晶亚结构马氏体的体积分数为显微组织的20％以内；显微组织中还允许存在少 量的未溶碳化物。

2、本发明的超高强度高碳位错型马氏体钢的最高抗拉强度可达2.4GPa， 并且具有10％的延伸率，材料的强韧性达到18Ni(C350)马氏体时效钢的水 平，且Rp_0.2≥1950Mpa，Rm≥2300MPa，延伸率A≥6％，但所用材料的成本 不到马氏体时效钢成本的1/100。

3、本发明的超高强度高碳位错型马氏体钢的化学成分中不含贵重合金元 素，材料成本低，并且制备方法处理工艺简单，与现有的超级贝氏体等温淬火 工艺相比，该淬回火工艺不需要进行长时间等温处理，生产效率高、易于实现。

4、本发明的超高强度高碳位错型马氏体钢的应用不受工件形状的限制， 可以在热处理之前将材料加工成各种形状的工件，然后再进行热处理，应用范 围广。

附图说明

图1为1#材料轧制后及淬火后组织的电镜照片；

其中，(a)为1#样温轧后组织；(b)为1#样热处理后的晶界显示；(c) 为1#样淬火后在TEM下的组织；

图2为2#材料轧制后及淬火后组织的电镜照片；

其中，(a)为2#样温轧后组织；(b)为2#样淬火后在TEM下的组织；

图3为3#材料轧制后及淬火后组织的电镜照片；

其中，(a)为3#样温轧后组织；(b)为3#样淬火后在TEM下的组织；

图4为4#材料轧制后及淬火后组织的电镜照片；

其中，(a)为4#样温轧后组织；(b)为4#样淬火后在TEM下的组织；

图5为5#材料轧制后及淬火后组织的电镜照片；

其中，(a)为5#样温轧后组织；(b)为5#样淬火后在TEM下的组织

图6为6#材料轧制后及淬火后组织的电镜照片；

其中，(a)为6#样温轧后组织；(b)为6#样淬火后在TEM下的组织。

具体实施方式

下面结合具体的实施例对本发明做进一步的详细说明，所述是对本发明的 解释而不是限定。

本发明的超高强度高碳位错型马氏体钢化学成分为(wt.％)：C：0.6～0.85， Si：0.01～0.8，Mn：0.1～0.5，Cr：0.8～2.0，Cu：0.05～0.4，Ni：0.05～0.3，Ti： 0.02～0.1，V：0.02～0.2，Nb：0.02～0.15，P：＜0.02，S:＜0.02，余量为Fe。

所述成分的超高强度高碳位错型马氏体钢采用真空或常规方法进行熔炼 并浇铸成铸锭；然后将铸锭加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造或轧制， 经多道次轧制或锻造成板坯或圆棒，终轧或终锻温度控制在800～900℃，然后 空冷至室温；再将锻造或轧制后的材料加热至500～700℃保温1.5h后进行温轧， 根据材料尺寸轧制过程分2～5道次完成，压下量为50～90％。

所述超高强度高碳位错型马氏体钢通过在合金中添加适量的细化晶粒的 元素V、Ti、Nb，并通过热处理过程中加热温度和保温时间的调整控制奥氏体 晶粒尺寸的长大，奥氏体的晶粒尺寸应控制在10μm以内。温轧后的材料加热 至750～900℃保温5～30min后迅速在水或淬火油中冷却至室温，再在160～ 350℃回火1～2.5h。

所述超高强度高碳位错型马氏体钢的淬火后组织为全位错马氏体或位错 亚结构马氏体为主并有少量孪晶亚结构马氏体，孪晶马氏体的体积分数应控制 在20％以内，此外组织中还允许有少量的未溶碳化物；经回火后组织为回火马 氏体或回火马氏体和少量未溶碳化物。

根据上述化学成分、处理工艺和组织控制技术制备的本发明钢不仅具有超 高的抗拉强度，而且还有较好的塑性，综合力学性能达到18Ni(C350)水平。 具体性能为：Rp_0.2≥1950Mpa，Rm≥2300MPa，A≥6％。

以下根据本发明的成分设计要求设计了6炉钢的成分，编号为1#～6#，采 用电磁感应炉真空熔炼或常规方法进行熔炼，浇铸成Ф100mm圆棒，6炉钢的 化学成分如表1所示。

表1超高强度钢的化学成分组成(wt.％)

实施例1

将真空感应熔炼后的1#样加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造，锻造 成厚度为25mm厚板坯，终锻温度控制在800～900℃，然后空冷至室温；再将 锻造后的材料加热至600℃保温1.5h后进行温轧，轧制过程分3道次完成，压 下量为80％，得到厚度为5mm板。轧制后材料组织为纳米碳化物弥散分布在 超细铁素体基体上，如图1(a)所示。将轧制后材料在850℃保温10min后迅速 淬入水中，原奥氏体的晶粒尺寸为4～7μm，如图1(b)所示，淬火后的组织为 全位错亚结构马氏体，如图1(c)所示。淬火后的试样经160℃回火1h后力学性 能为：R_p0.2＝2023MPa，R_m＝2400MPa，A＝10％。

实施例2

将常规方法熔炼后的2#样加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造，锻造 成Ф40mm棒，终锻温度控制在800～900℃，然后空冷至室温；再将锻造后的 材料加热至700℃保温1.5h后进行温轧，轧制过程分2道次完成，压下量为 50％，得到Ф20mm棒。轧制后材料组织为纳米碳化物弥散分布在超细铁素体 基体上，如图2(a)所示。将轧制后材料在800℃保温20min后迅速淬入水中， 原奥氏体的晶粒尺寸为4～6μm，淬火后的组织为全位错亚结构马氏体，如图 2(b)所示。淬火后的试样经200℃回火1.5h后力学性能为：R_p0.2＝1987MPa， R_m＝2311MPa，A＝7.2％。

实施例3

将常规方法熔炼后的3#样加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造，锻造 成Ф45mm棒，终锻温度控制在800～900℃，然后空冷至室温；再将锻造后的 材料加热至550℃保温1.5h后进行温轧，轧制过程分5道次完成，压下量为 90％，得到Ф5mm棒，。轧制后材料组织为纳米碳化物弥散分布在超细铁素体 基体上，如图3(a)所示。将轧制后材料在830℃保温15min后迅速淬入油中， 原奥氏体的晶粒尺寸为4～7μm，淬火后的组织主要是位错亚结构马氏体，孪 晶马氏体的量小于10％，如图3(b)所示。淬火后的试样经250℃回火2.5h后力 学性能为：R_p0.2＝2052MPa，R_m＝2407MPa，A＝9.3％。

实施例4

将真空感应熔炼后的4#样加热至1100～1200℃保温2h后进行轧制，轧成 厚度为45mm厚板坯，终锻温度控制在800～900℃，然后空冷至室温；再将轧 制后的材料加热至500℃保温1.5h后进行温轧，轧制过程分3道次完成，压下 量为55％，得到厚度为20mm板，轧制后材料组织为纳米碳化物弥散分布在超 细铁素体基体上，如图4(a)所示。将轧制后材料在750℃保温30min后迅速淬 入油中，原奥氏体的晶粒尺寸为4～6μm，淬火后的组织为位错亚结构马氏体， 并有少量未溶碳化物，如图4(b)所示。淬火后的试样经200℃回火1.5h后力学 性能为：R_p0.2＝2056MPa，R_m＝2317MPa，A＝6.7％。

实施例5

将真空感应熔炼后的5#样加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造，锻造 成厚度为40mm厚板坯，终锻温度控制在800～900℃，然后空冷至室温；再将 锻造后的材料加热至650℃保温1.5h后进行温轧，轧制过程分5道次完成，压 下量为75％，得到厚度为10mm板，轧制后材料组织为纳米碳化物弥散分布在 超细铁素体基体上，如图5(a)所示。将轧制后材料在880℃保温20min后迅速 淬入油中，原奥氏体的晶粒尺寸为6～10μm，淬火后的组织主要是位错亚结构 马氏体，孪晶马氏体的量小于15％，如图5(b)所示。淬火后的试样经250℃回 火2h后力学性能为：R_p0.2＝2127MPa，R_m＝2412MPa，A＝6.1％。

实施例6

将真空感应熔炼后的6#样加热至1100～1200℃保温2h后进行锻造，锻造 成厚度为45mm厚板坯，终锻温度控制在800～900℃，然后空冷至室温；再将 锻造后的材料加热至620℃保温1.5h后进行温轧，轧制过程分5道次完成，压 下量为85％，得到厚度为5mm板。轧制后材料组织为纳米碳化物弥散分布在 超细铁素体基体上，如图6(a)所示。将轧制后材料在860℃保温12min后迅速 淬入油中，原奥氏体的晶粒尺寸为5～8μm，淬火后的组织主要是位错亚结构 马氏体，孪晶马氏体的量小于20％，如图6(b)所示。淬火后的试样经350℃回 火1h后力学性能为：R_p0.2＝2176MPa，R_m＝2426MPa，A＝6％。

综上所述，本发明的超高强度马氏体钢中原奥氏体晶粒尺寸小于10μm， 淬火后的显微组织为全位错马氏体或位错亚结构马氏体为主并有少量孪晶亚 结构马氏体，孪晶马氏体的体积分数应小于20％；此外，组织中还允许有少量 的未溶碳化物。本发明的超高强度马氏体钢具有良好的综合力学性能： Rp0.2≥1950MPa，Rm≥2300MPa，A≥6％。

本发明生产工艺简单，强度和塑性超过大部分马氏体时效钢，且材料中不 需要添加大量的合金元素，可以大大降低成本。采用本发明制备的钢具有超高 强度，能够达到18Ni(C350)水平，材料最高抗拉强度可达2.4GPa，并且具 有10％的延伸率。材料中不含贵重合金元素，材料成本低，并且处理工艺简单， 同超级贝氏体等温淬火工艺相比，该淬回火工艺不需要进行长时间等温处理， 生产效率高、易于实现。本发明钢的应用不受工件形状的限制，可以在热处理 之前将材料加工成各种形状的工件，然后再进行热处理，扩大了其应用范围。