一种稀土超强钢及其制备方法与流程

本发明涉及冶金
技术领域：
，尤其涉及一种稀土超强钢及其制备方法。
背景技术：
：马氏体时效钢是以无碳或低碳铁镍马氏体为基体，通过在500℃左右时效热处理之后，产生金属间化合物析出强化的高强度钢，广泛应用于军工、航空、航天和原子能等领域。主要包括18ni、20ni和25ni这3个典型系列，其中以18ni系列的制造工艺最为容易且应用最为广泛。马氏体时效钢主要通过固溶强化、相变强化和时效强化相结合，来实现合金的超高强度，其中，时效强化作用对强度的贡献最大。典型的马氏体时效钢如18ni，通过固溶处理后淬火，然后再经过500℃左右时效处理，使第二相颗粒弥散析出达到强化基体的作用。在时效处理的初期，马氏体时效钢中首先发生调幅分解，溶质原子通过上坡扩散形成ni-mo-ti富集区，进而形成细小的ni3mo、ni3ti、fe2mo等沉淀析出相，在变形过程中，这些析出相会与位错、层错发生强烈的交互作用，从而达到提高材料强度的目的。马氏体时效钢主要通过在fe-ni合金中添加co、mo、ti、al等强化合金元素而来达到调节组织、控制析出相等作用。随着强度级别的提高，合金元素的使用量也逐渐升高。其中，co元素的大量使用导致马氏体时效钢的成本也大大升高，限制了其广泛使用。此外，由于传统马氏体时效钢中析出颗粒与基体之间为半共格界面，会产生较大的非均匀分布的共格畸变，从而增大材料在变形过程中产生裂纹的倾向，使该合金在具有很高强度的同时，无法同时保持较好的塑性。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种稀土超强钢，在降低成本的同时增强钢的强度和韧性。为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：本发明提供了一种稀土超强钢，包括如下质量百分含量的组分：ni13.00～16.00％，al0.30～4.00％，mo0～4.00％，nb0.60～0.80％，c0.03～0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，w0.10～0.20％，稀土0.005～0.10％，fe余量。优选的，所述稀土为la和/或ce。优选的，当所述稀土为la与ce的混合物时，所述稀土超强钢中各组分的质量百分含量为：0.01％≤la≤0.1％，0.005％≤ce≤0.09％，ni13.00～16.00％，al0.30～4.00％，mo0～4.00％，nb0.60～0.80％，c0.03～0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，w0.10～0.20％，fe余量。优选的，当所述稀土为la或ce时，所述稀土超强钢中各组分的质量百分含量为：ni13.00～15.00％，al0.30～4.00％，mo0～4.00％，nb0.60～0.80％，c0.03～0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，w0.10～0.20％，稀土0.005～0.10％，fe余量。优选的，所述b与稀土的质量比为1～10：1。本发明提供了上述技术方案所述的稀土超强钢的制备方法，包括以下步骤：(1)将对应所述稀土超强钢组分的铸坯在1200±15℃下依次进行保温和锻造，空冷后得到锻坯；(2)将所述步骤(1)中锻坯加热至905±15℃进行保温，得到坯料；(3)将所述步骤(2)中坯料在500±50℃条件下进行时效处理，得到稀土超强钢。优选的，所述步骤(1)中保温的时间为2～5h。优选的，所述步骤(1)中锻造的变形量为0.3～0.4。优选的，所述步骤(2)中保温的时间为5～60分钟。优选的，所述步骤(3)中时效处理的保温时间为60～10000分钟。本发明提供了一种稀土超强钢，本发明通过在马氏体时效钢中添加微量稀土元素，减少了ni的使用量，并且取消了co的使用，显著降低了成本。本发明得到的稀土超强钢在室温(20℃)下的抗拉强度不低于2000mpa，延伸率不低于9％，具有较高的抗拉强度和优异的韧性，克服了传统马氏体时效钢强度高但塑性低的问题。本发明提供了稀土超强钢的制备方法，在905±15℃进行保温处理，析出的nbc相作为辅助强化相，在500℃±50℃保温时效热处理过程中析出大量b2结构的ni(al,fe)作为主要的强化相；而且通过保温过程中稀土原子在ni(al,fe)与马氏体基体界面区域的偏聚，进一步降低共格界面的界面能，一方面促进小尺寸ni(al,fe)的弥散分布析出，另一方面达到稳定ni(al,fe)析出颗粒的作用，从而保证了稀土超强钢的强度并增强了其韧性。附图说明图1为本发明实施例中1#和2#试验钢时效过程的硬度变化曲线；图2为本发明实施例中1#和2#试验钢的拉伸应力应变曲线；图3为本发明实施例中2#试验钢在时效峰时的析出相形貌图；图4为本发明实施例中la原子与ni原子之间的差分电荷密度分布图。具体实施方式本发明提供了一种稀土超强钢，包括如下质量百分含量的组分：ni13.00～16.00％，al0.30～4.00％，mo0～4.00％，nb0.60～0.80％，c0.03～0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，w0.10～0.20％，稀土0.005～0.10％，fe余量。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为13.00～16.00％的ni，优选为13.5～15.5％，更优选为14～15％。在本发明中，所述ni元素能够溶入基体，起到固溶强化和改变基体晶格常数的作用，并在时效热处理过程中与al形成ni(al,fe)强化相。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0.30～4.00％的al，优选为1.00～3.00％，更优选为1.50～2.50％。在本发明中，所述al元素可以溶入基体起到固溶强化的作用，并在时效热处理过程中与ni形成ni(al,fe)强化相，同时可提高所述稀土超强钢的马氏体转变开始温度。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0～4.00％的mo，优选为0.50～3.50％，更优选为1.00～2.50％。在本发明中，所述mo元素以固溶态存在于基体后，能够增大基体的晶格常数，使其与ni(al,fe)的晶格常数接近，从而达到调控ni(al,fe)析出相与基体之间界面错配度的作用。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0.60～0.80％的nb，优选为0.65～0.75％。在本发明中，所述nb元素能够与c形成nbc析出物，起到强化基体的作用，并可阻止本发明所述稀土超强钢在905±15℃保温过程中的晶粒长大行为。此外，nb固溶入基体后不仅可以起到固溶强化的作用，也可以在905±15℃保温过程中起到延缓晶粒长大的作用。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0.03～0.08％的c，优选为0.04～0.07％，更优选为0.05～0.06％。在本发明中，当c的质量百分含量大于0.05％时，w的质量百分含量优选大于0.15％，mo的含量优选为0，即不添加mo，此时，所述稀土超强钢各组分的质量百分含量优选为ni13.00～16.00％，al0.30～4.00％，nb0.60～0.80％，0.05％＜c≤0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，0.15％＜w≤0.20％，稀土0.005～0.10％，fe余量。在本发明中，所述c元素可与nb形成nbc析出物，起到析出强化的作用，并有效控制晶粒尺寸。本发明中c含量为0.03～0.08％能够避免大尺寸碳化物的形成，并增强稀土超强钢的塑韧性和焊接性能；由于稀土加入后，会降低c、mo在铁素体基体中的溶解度，所以为了避免生成moc，当c的质量百分含量大于0.05％时，不添加mo。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0.01～0.02％的b，优选为0.012～0.018％，更优选为0.015～0.014％。在本发明中，所述b与稀土的质量比优选为1～10，更优选为3～8。在本发明中，所述b元素能够净化晶界，改善钢的强韧性；所述b元素能够促进稀土元素在晶界的偏聚行为，增强稀土元素净化晶界的作用。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为2.10～5.50％的mn，优选为2.50～5.00％，更优选为3.00～4.50％。在本发明中，所述mn元素在时效热处理过程中，能够促进ni(al,fe)的析出行为，并通过在析出界面区域的分布改善界面能，增强析出强化效果。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0.10～0.20％的w，优选为0.12～0.18％，更优选为0.15～0.16％。在本发明中，所述w元素为固溶强化元素，并可与c形成碳化物，有利于提高所述稀土超强钢的强度。本发明提供的稀土超强钢包括质量百分含量为0.005～0.10％稀土，优选为0.01～0.08％，更优选为0.02～0.05％。在本发明中，所述稀土优选为la和/或ce。在本发明中，当所述稀土为la与ce的混合物时，所述稀土超强钢各组分的质量百分含量优选为：0.01％≤la≤0.1％，0.005％≤ce≤0.09％，ni13.00～16.00％，al0.30～4.00％，mo0～4.00％，nb0.60～0.80％，c0.03～0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，w0.10～0.20％，fe余量。在本发明中，当所述稀土为la或ce时，所述稀土超强钢各组分的质量百分含量优选为：ni13.00～15.00％，al0.30～4.00％，mo0～4.00％，nb0.60～0.80％，c0.03～0.08％，b0.01～0.02％，mn2.10～5.50％，w0.10～0.20％，稀土0.005～0.10％，fe余量。在本发明中，当单独添加la元素时，la和ni存在吸引作用，能够促进ni(al,fe)析出，从而可以结合较少的c含量，达到整体强化的效果，同时，减少c含量也有利于提高合金的延展性和焊接性；当单独添加ce元素时，ce和al存在吸引作用，促进al在ce原子周围富集，为ni(al,fe)析出提供潜在形核点；当添加la和ce的混合物时，促进ni(al,fe)析出的效果也较为明显。本发明提供了上述技术方案所述稀土超强钢的制备方法，包括以下步骤：(1)将对应所述稀土超强钢组分的铸坯在1200±15℃下依次进行保温和锻造，空冷后得到锻坯；(2)将所述步骤(1)中锻坯加热至905±15℃进行保温，得到坯料；(3)将所述步骤(2)所得坯料在500±50℃下进行时效处理，得到稀土超强钢。本发明将对应所述稀土超强钢组分的铸坯在1200±15℃下依次进行保温和锻造，空冷后得到锻坯。在本发明中，所述原料制成的铸坯优选采用先熔炼再浇注的方法制备得到，本发明对所述熔炼和浇注的方法没有特殊的限制，选用本领域技术人员熟知的方式进行熔炼和浇注能够得到铸坯即可。在本发明中，所述保温的时间优选为2～5h，更优选为3～4h。在本发明中，所述锻造的变形量优选为0.3～0.4。本发明优选将锻造后所得坯料空冷至室温，得到锻坯。本发明优选将铸坯锻造至30mm再进行空冷。得到锻坯后，本发明将所述锻坯加热至905±15℃进行保温，得到坯料。本发明优选将保温后的锻坯进行水冷却后再进行保温时效。在本发明中，所述保温的时间优选为5～60min，更优选为20～40min。本发明将锻坯在905±15℃下进行保温5～60min，能够使析出相充分回溶至基体。得到坯料后，本发明将所述坯料在500±50℃下进行时效处理，得到稀土超强钢。在本发明中，所述时效处理的保温时间优选为60～10000min，更优选为200～8000min。本发明通过时效处理能够使稀土元素充分扩散，并使ni(al,fe)颗粒析出。下面结合实施例对本发明提供的稀土超强钢及其制备方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。实施例1通过常规的先熔炼再浇铸的方法制作两种成分的试验钢铸坯(具体合金成分见表1)，将所述铸坯(铸坯尺寸为300×250×50mm)加热至1200℃±15℃，保温30分钟后，锻造至厚度为30mm，然后空冷至室温，得到锻坯；将所述锻坯加热至900℃，保温2小时，然后进行水冷却，得到坯料；从所述坯料上切取尺寸为20×20×130mm的试样，将试样加热至500℃后进行时效热处理，时效热处理结束后空冷至室温。表1试验钢的合金成分(wt.％)序号nialmonbcbmnwlacefe1#试验钢15.3322.6190.0590.7630.0260.0173.3940.1820.0080余量2#试验钢14.9062.6410.0570.7510.0330.0213.5070.1870.0120.008余量从时效热处理后的试样上切取20×20×10mm的试样，将表面用砂纸打磨后，进行表面硬度测试，两种试验钢时效过程的硬度变化曲线如图1所示。由图1可知，两种试验钢在时效8小时后达到时效硬度峰值。将时效热处理后的试样制作成拉伸试样，在拉伸试验机上进行拉伸试验(室温，20℃)，拉伸应力应变曲线如图2所示，可以看出，1#和2#试验钢在时效峰值时的抗拉强度分别达到2171mpa和2203mpa，延伸率分别为10.18％和9.66％。由此可知，试验钢在产生显著时效硬化的同时，延伸率并未降低，而均匀延伸率反而有所升高。采用透射电镜观察2#试验钢在时效热处理的硬度达到峰值时的析出相形貌，如图3所示。图3(a)表明，基体主要由板条马氏体组成，板条内部分布着稠密的位错网；由图3(b)可以看出，基体中析出了细小弥散分布的近球状析出物，其平均直径约为2～3nm；对析出相进行选区电子衍射分析表明，析出相为典型的b2结构。采用第一性原理对bcc-fe中la与其不同近距ni和al的结合能的计算结果表明，la与其1～5近距的al原子之间表现出明显的排斥作用，而与ni原子则表现出明显的吸引作用。由此可以认为，在含la的bcc-fe中，la原子占据区域可以作为ni(al,fe)析出相的潜在形核点，经过长时间的保温时效，ni原子会在la原子周围富集，然后al原子也通过扩散聚集在ni富集区，最终形成ni(al,fe)析出相。进一步，本发明计算了la和ni原子处于第一近邻时体系的差分电荷密度，如图4所示。从图4可以看出，la原子与ni原子之间的区域出现了明显的电荷富集，表明la与ni之间发生了键合作用，体现为la与ni之间存在较高的结合能。这表明，时效过程中，la原子周围会趋向于优先形成ni富集区，从而降低ni(al,fe)析出相的形核能垒。以上结果表明，由于la与ni原子之间明显的吸引作用，加快了ni(al,fe)强化相的析出，并进一步促进ni(al,fe)的细小弥散分布，从而提高稀土超强钢的强韧性。由以上实施例可知，本发明提供了一种稀土超强钢及其制备方法，本发明在马氏体时效钢中添加微量稀土元素，减少了ni的使用量，并且取消了co的使用，显著降低了成本；本发明得到的稀土超强钢在室温(20℃)下的抗拉强度不低于2000mpa，延伸率不低于9％，具有较高的抗拉强度和优异的韧性，克服了传统马氏体时效钢强度高但塑性低的问题。以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本
技术领域：
的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。当前第1页12