一种经济型含Al不锈钢及制备方法与流程

文档序号:15457791发布日期:2018-09-15 01:39

本发明属于合金钢领域,特别涉及一种节Co节Mo经济型含Al不锈钢及其制备方法。该合金钢具有高强度、高韧性、耐腐蚀、低成本等优异性能,与现有技术相比,采用Al和W等低廉的金属元素进行多种强化,降低战略金属Co和Mo的含量,具有更高强度,抗拉强度达到2000MPa、屈服强度达到1650MPa,良好的经济性等优异性能,具有明显优势。

技术背景

一直以来合金结构钢都是制造业的主力,在机械、汽车、铁路甚至航空航天都广泛应用,著名的有4130、D6AC、4340、4330V等,虽然合金结构钢具有强度高、塑韧性好、价格经济等诸多优势,但由于合金结构钢耐蚀性较差,在潮湿空气中易发生锈蚀,甚至汗滴也能够出现点状腐蚀,因此合金结构钢在加工和应用过程中需要整体涂油防护,增加了工艺难度,严重影响了材料使用的便利性。针对这一问题,工业界一直在寻找能够更加便捷使用的工艺友好型的材料。

近年来来国际上发展了几种合金钢,同时具有良好的力学性能和耐腐蚀性能,抗拉强度在1600MPa以上,同时钢中含有超过12%的Cr,具有良好的耐腐蚀性能,在应用和加工过程避免了重复涂油的繁琐劳作。包括美国、日本、中国等均公开了相关专利。

美国在1995年公开了一种高强韧性钢专利,专利号US5424028,其中Mo含量达到4.75%, Cr含量达到14%,Co含量达到12.5%,该钢经过真空冶炼和锻造成型后,经过1050℃固溶、-73深冷和496℃时效后,可以获得Rm≥1800MPa、A≥16%、断裂韧性达到120MPam1/2的良好的强韧性;

日本1994年公开了一种高强韧性不锈钢,专利号为JP06264189,其Ni含量较低,该钢经过真空冶炼和锻造后,经经过1050固溶、-73深冷和475时效后,可以获得Rm≥1700MPa、A≥16%、KIC≥110MPam1/2的良好的强韧性。

中国在2008年公开了一种强韧性高强度不锈钢及其制造方法,专利号CN101205595A,采用W、Mo强化,Co和Cr的含量分别大于12%,其C含量、Ni含量较低,可以获得Rm≥1800MPa、Rp0.2≥1400MPa,KIC≥110MPam1/2的良好的强韧性。

表1和表2列出了相关专利的化学成分和力学性能对比,可以看出,为保证耐蚀性要求,上述专利基本采用了12-14%高Cr的合金设计,为保证强度,上述专利含有较高的Co和Mo(或Mo+W),较低的Ni含量(集中在2-5%之间),均采用了淬火+中温时效的热处理工艺,在回火马氏体基体上通过析出相强化以获得良好的强韧性配合。

表1 化学成分对比(wt%)

表2 力学性能对比

虽然上述专利的强韧性较好并且具有相应的耐蚀能力,但由于普遍采用了高合金的设计体系,特别是含有大量的战略金属Co和Mo使得材料的成本大幅上升,同时其强度特别是屈服强度尚无法完全替代主流的合金结构钢如4340等。因此上述专利无法开展大规模的推广应用。

鉴于此,希望能够开发一种力学性能和耐蚀性不差于上述专利的合金,但需要较大幅度降低贵重金属Co和Mo的使用,同时强度可以替代4340钢的设计,满足工业上推广使用的要求。

开发的合金希望具有更高强度,抗拉强度达到2000MPa、屈服强度达到1650MPa,较低的战略金属Co和Mo的含量和良好的经济性,高塑韧性等优异性能具有明显优势。



技术实现要素:

本发明的目的在于提供一种更高强度、较少战略金属Co和Mo含量、具有良好耐蚀性的合金,具有经济性,易于推广应用。

针对目前普遍采用的高合金含有大量的战略金属Co和Mo的设计,本申请引入多种强化复合使用的强化方法,依靠廉价金属Al和W的强化作用,通过精确的成分和组织配合,获得良好的力学性能和更高的强度,降低战略金属Co和Mo的使用,同时较高的Cr含量保证具有良好的耐蚀性能。

根据上述目的,本发明整体的技术方案是:

本发明采用多种强化金属元素复合添加的方法,在中低碳马氏体基体上,利用Al和Mo、W、V等的复合析出提高钢的强度,基体较高的Ni含量(≥5%)确保良好的韧性,而12%Cr含量保证了钢具有良好的耐蚀性。加入V和Nb形成碳化物产生弥散强化,并细化晶粒,以提高二次硬化超高强度不锈钢的强度和韧性。具有高强度高韧性,抗拉强度达到2000MPa、屈服强度达到1650MPa,较低的战略金属Co(≤10%)和Mo含量和良好的经济性。

根据上述目的和整体技术方案,本发明的具体技术方案为:

本发明钢的具体化学组成成分(重量百分数)为:C 0.05-0.15%,Cr 10.0-13.0%,Ni 6.0-8.0,Mo 2.5-4.5%,W0-1.5%,Al 0.7-1.3%,Co 7-10%,V0-0.3%, Nb 0-0.2%,其余为Fe及其他杂质元素。

获得上述目标性能的合金的热处理制度如下:

固溶处理:加热到1050-1100℃,热透后保温1.0-2.0小时,油淬;

深冷处理:-120℃≤保温≤-73℃,1小时≤时间≤10小时,然后在空气中升到室温;

时效处理:加热到530~560℃,热透后保温3-8小时,空冷;

上述化学成分的设计依据如下:

碳 是主要的强化元素,碳与Mo、W形成M2C(Mo2C、W2C)型碳化物,与V、Nb形成MC型合金碳化物,随C含量增加,碳化物数量增加,增加二次硬化析出效果,获得高强度,C含量小于0.05%时会使强度不足。随着C含量的增加,钢的抗拉强度提高,但冲击韧性降低。过高的C含量降低Ms点,降低获得马氏体的能力,同时过高的C含量易于与Cr形成一系列复杂的碳化物,使其组织不易控制,显著提高固溶温度,从而导致钢的性能不稳定。同时由于C是稳定奥氏体的元素,并且作用的程度很大(约为Ni元素的30倍),过高的C含量增加了获得马氏体的难度,而且会导致钢中固溶的Cr含量降低,从而降低钢的耐蚀性;本发明根据[Ni]、[Cr]的当量并综合考虑强度、韧性和耐蚀性确定C含量控制在0.05-0.15%之间。

钼 是本发明钢中主要的强化元素,Mo与C可以形成Mo2C碳化物,从而产生强烈的二次硬化反应,同时Mo与Fe等形成Laves相是形成二次硬化强化的主要原因。随着Mo含量的增加,二次硬化峰值硬度提高,屈服强度提高。Mo还有增加淬透性,产生固溶强化,提高钢的回火抗力以及抑制回火脆性的作用,获得良好二次硬化效果的 Mo的含量不少于2%。此外,Mo还具有稳定钝态表面膜的效果,从而提高了钢的耐点蚀性,但过高的Mo含量会增加热处理难度,显著提高全溶温度,降低获得马氏体的能力,同时大大延迟二次硬化峰值温度。从强韧性配比和耐蚀性考虑,Mo控制在2.5-4.5%。

铬 是本发明钢中重要的合金元素,Cr引起钢的耐蚀性突变的Cr含量约为12%,小于10%则降低钢的耐蚀性。目前Cr是使钢钝化并具有良好耐蚀性的元素。Cr还可以提高合金的淬透性,产生固溶强化;还可以取代Mo2C中的部分Mo元素形成(Mo、Cr)2C型合金碳化物,促进二次硬化反应,形成细小弥散沉淀。发明钢中Cr含量高于13%时会严重降低钢的强度并增加奥氏体和铁素体存在的可能,但仍必须含有足够数量的Cr以提高耐蚀性,因此控制其含量在10-13%。

镍 是本发明中主要的强化和韧化元素,Ni与Al形成NiAl相具有强烈的强化作用,是本合金获得高强度的主要手段,在多种强化方式中起主要作用。同时Ni是奥氏体稳定化元素可提高钢的韧性,同时Ni提高钢的淬透性,产生固溶强化,保持高位错板条马氏体,提高马氏体基体的抗解理断裂能力,降低塑-脆性转变温度,保证钢具有足够的韧性。Ni促进Fe3C回溶,从而为M2C的形成提供足够的碳含量。但Ni的加入要注意[Ni]当量与[Cr]当量的配合,否则会由于奥氏体含量的过多损害强度,在本发明中2Al%+3≤Ni%≤2Al%+6,并且超过8.0%将得不到完全马氏体组织,但小于5%会严重损害韧性,因此控制其含量在6.0-8.0%。

铝 是本发明的主要强化元素,对提高强度特别是屈服强度至关重要。Al依靠在时效时出现的NiAl相产生强烈的时效强化,同时由于NiAl相具有较高的抗熟化和过时效能力,在中温具有较高的保持强度的能力,通常钢中Al含量达到0.5%以上就具有强化效果。较高的Al由于溶解度的问题会恶化钢的性能。依据本发明钢的Ni含量并满足2Al%+3≤Ni%≤2Al%+6,钢中Al含量控制在0.7-1.3%。

钴 是奥氏体稳定化元素,即提高韧性又促进二次硬化反应,由于添加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,为随后的析出相的析出提供更多的形核位置。同时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,增加析出相的形核率,因而,可以促进形成细小弥散分布的析出相,并且减少析出相粒子间距; 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,促进奥氏体完全转变为马氏体,提高Ms点。通常二次硬化钢中Co的含量在5%以上,但由于Co的加入相当于增加了[Ni当量],需要控制22≤Cr+Ni+Co≤32才能够保证获得全马氏体组织,因此Co的含量不超过14%。本发明专利控制在7-10%。

钨 是重要的强化元素之一,W2C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。随着W含量的增加,二次硬化峰值硬度提高,屈服强度提高,同Mo相比W可以显著降低合金碳化物的过时效敏感性,提高合金回火稳定性。为获得足够的二次硬化效果,但不应过高的W含量使固溶温度过高造成组织粗大,本发明钢中的W含量不应高于2.0%。根据强度特别是韧性的需要,本发明钢中W含量控制在0-1.5%。

钒、铌 可以固溶于钢中,造成晶格的点阵畸变,从而起到固溶强化的作用。但由于这些元素的加入量较少,因而钢性能的提高主要不是依靠合金元素的固溶强化作用,而主要是由于V、Nb可以和C、N形成碳化物和氮化物从而引起晶粒细化和析出沉淀强化,同时提高钢的强度和韧性。其中V的强化作用最大,在一般的热锻温度下,V的碳化物或氮化物充分溶于奥氏体中,随着后续冷却弥散析出,产生沉淀强化和晶粒细化作用。本发明中V、Nb分别加入0-0.3%和0-0.2%。

合金中其他元素:

可以包括不损害性能的附加元素。例如,Mn、Si可达到0.2%,而Ti、Al可达到0.02%,这些附加元素可用于合金的脱氧剂;另外另外稀土金属Ce和La从痕迹量到0.008%,用于控制硫化物和氧化物的形态。

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S、P限制不超过0.01%;对有害元素,如铅、锡、砷和锑最大限制在0.003%,最好限制在0.002%;氧限制不超过30ppm,氮不超过30ppm。

本发明宜采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔冶炼工艺冶炼,合金锭经高温均质化处理后锻造成材。

其具体工艺参数如下:

钢锭加热温度:1200-1230℃,1170℃≤开锻温度≤1190℃,800℃≤终锻温度≤1000℃;

成品预备热处理制度:正火:1050~1100℃,1小时≤保温≤3小时,空冷;高温回火:640~680℃,10小时≤保温≤30小时。

最终热处理:

固溶处理:加热到1050-1100℃,热透后保温1.0-2.0小时,油淬;

深冷处理:-120℃≤保温≤-73℃,1小时≤时间≤10小时,然后在空气中升到室温;

时效处理:加热到530~560℃,热透后保温3-8小时,空冷;

与现有技术相比具有更高抗拉强度和屈服强度,抗拉强度大于2000MPa、屈服强度达到1650MPa,同时具有良好的塑性、韧性、和耐腐蚀性。

具体实施方式

根据本发明钢的化学成分范围,采用50公斤真空感应炉制备合金锭,其具体化学成分见表3,试验批号标注为为1#~8#。

锻造加热温度为1200℃,锻造温度为1170℃。锻造成规格尺寸用于试验的棒材。

锻后试棒首先进行正火、退火热处理:正火处理1100℃×1h,空冷、退火处理680℃×10h,空冷。

最后进行固溶、深冷和时效热处理:固溶处理1080℃×1h,油淬、随后-100℃冷处理5h,空气中升到室温。时效处理540℃×5h空冷。试样测得力学性能见表4。

表3和表4加入了对比例的化学成分和力学性能。

表3显示,与对比例钢相比,本发明的主要技术方特点是通过引入Al等廉价金属元素开展多元素多种强化方式的复合运用,大幅度降低了战略资源Co和Mo的用量,多种复合强化方法替代了单一的M2C相强化方式,提高了经济性,同时较高的Cr含量使合金具有相应的耐腐蚀性能。

表4显示,与对比例钢等相比,本发明具有更高抗拉强度和屈服强度,室温强度达到2000MPa、屈服强度达到1650MPa,显著提高强度的同时具有良好的塑性,超过了替代4340钢所需要的性能要求。

表3 本发明实施例与对比例化学成分对比表(wt%)

表4 本发明实施例与对比例钢力学性能对比表

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