节镍型无钴马氏体时效超高强度钢制造技术

本发明专利技术属于合金钢领域，特别涉及一种节镍型无钴马氏体时效超高强度钢，主要适用于高强度的旋压薄壁筒体以及弹簧、齿轮等。该节镍型无钴马氏体时效超高强度钢的化学组成成分（重量％）为：Ｃ≤０．０３％，Ｓｉ≤０．１％，Ｍｎ≤０．１％，Ｎｉ１１．５－１４．５％，Ｃｒ３．７５－５．２５％，Ｍｏ２．２５－３．７５％，Ｔｉ１．２－１．６％，Ａｌ≤０．３０％，Ｃｏ≤０．５０％，Ｓ≤０．０１％，Ｐ≤０．０１％，Ｏ≤３０ＰＰｍ，Ｎ≤３０ＰＰｍ，余为Ｆｅ。本发明专利技术与现有技术相比具有成本低、保持较高的屈服强度和塑韧性，机加工性能优良的优点，是属于一种综合性能优良的超高强度钢。

【技术实现步骤摘要】

本专利技术属于合金钢领域，特别涉及一种节镍型无钴马氏体时效超高强度 钢，主要适用于高强度的旋压薄壁筒体以及弹簧、齿轮等。
技术介绍
在现有技术中，制造高强度旋压薄壁筒体以及弹簧、齿轮等类似的部件使用的材料大多数是18Ni含Co马氏体时效钢，是60年代初由国际镍公司 (INC0)首先开发出来的，其方案是在铁镍马氏体合金中加入不同含量的钴、 钼、钛，通过时效硬化得到屈服强度分别达到1400、 1700、 1900Mpa的 18Ni(200)、18Ni(250)和18Ni (300)钢，后来又开发了 18M(350)、 13Ni(400)， 但由于含有大量的Co元素(7.5-15%)以及大量的Ni，使得其原料成本很高 易受资源短缺的制约，因此长时间以来极大地限制了 18Ni系列马氏体时效钢 的广泛应用。进入80年代以来，由于钴价不断上涨，无钴马氏体时效钢的开发取得了 很大进展，如美国的T-250 ( 18Ni-3Mo_l.4Ti-0.lAl)、韩国的W-250 (18Ni-4. 5W-1. 4Ti-0. 1A1)和前苏联的H1606M6 (16Ni-6V-6Mo)均相继 问世。这些钢不仅使生产成本降低了 20 30%，而且性能也十分接近相应强 度水平的含钴马氏体时效钢。但这些钢中仍然含有大量的Ni，在一些低Ni 的马氏体时效钢中性能又达不到目前18Ni含Co钢的水平，因此需要开发无 Co低Ni的马氏体时效钢使之性能与T250钢相当。
技术实现思路
本专利技术的目的在于提供一种成本低、保持较高的屈服强度和塑韧性，机 加工性能优良的节镍型无钴马氏体时效超高强度钢。 根据上述目的，本专利技术整体的技术方案为本专利技术是基于Fe-Ni-Cr系合金，在超低碳的无Co马氏体基体上利用Fe2Mo、 Ni3Ti、 Ni3Al的时效析出进行强化。在降低M含量的同时，以Cr 代Ni降低成本节省资源、并使综合性能达到与T250马氏体时效钢相当的水 平。合金体系中，主要元素是Fe、 Ni、 Cr，三者形成超低碳的板条马氏体基 体组织，同时含有强化元素Mo、 Ti等，这些元素主要与基体中的Ni形成 Fe2Mo、 Ni3Ti、 Ni3Al等强化相进行强化达到高强度；另外钢中要严格控制 C、 S、 P、 Si、 Mn、 O、 N等杂质元素的含量，以提高材料的塑性和韧性。 根据上述目的和整体的技术方案，本专利技术具体的技术方案为 该节镍型无钴马氏体时效超高强度钢的化学组成成分(重量％)为C《 0.03%, Si《0.1% ， Mn《0.1%, Ni 11.5-14.5%, Cr 3.75-5.25%， Mo 2.25-3.75%， Ti 1.2-1.6%， Al《0.30%， Co《0.50%， S《0.01%， P《0.01%， 0《30PPm， N《30PPm，余为Fe。上述化学组成成分的设计依据如下镍Ni对马氏体时效钢的基体并无强化作用，而马氏体时效钢中之所以要 含有足够数量的Ni，是为了保证固溶或奥氏体化之后的冷却中(不管冷却速 度如何)都能生成马氏体，而不生成铁素体或其它的相。Ni对提高钢的韧性有积极作用。时效处理后基体中含Ni量低于10%时会 引起韧性降低。Ti完全以Ni3Ti金属间化合物形式存在消耗Ni，以析出强化 方式提高强度；Mo有一部分生成N:UMo,也以析出强化方式消耗Ni。马氏体时效钢中的Ni能促进N:UMo的时效沉淀。但减少Ni含量足以使粗 大的Laves相析出。马氏体时效钢中含Ni是为了保证固溶和奥氏体化之后的时效过程中都能 生成马氏体。对实用的18Ni马氏体时效钢成分体系，首先析出NiJi和Fe2Mo, 然后析出Ni3Mo。 Ni含量少时，Ni3Ti仅限于晶界和板条界上。铬Cr是铁素体形成元素，Cr含量的增加，将降低获得完全马氏体的能 力。在马氏体时效钢中，Cr和Ni —样固溶在基体中，具有固溶强化作用； Cr还显著提高钢的淬透性。Cr与强化元素之间如Ti、 Mo等不形成强化相，但Cr却影响这些强化相的析出动力，由于Cr代替了Ni因此使基体中的Ni含量降低，降低了MJi和 N"Mo等的析出动力，因此过多的Cr含量将降低钢的强度，最佳的Cr含量应 控制在一个合适的水平。对无Co马氏体时效钢而言，Ni和Cr的含量范围对获得的最佳强度和韧 性需要严格控制。为保证韧性来说，需要17%左右的(镍+铬)，为保证奥氏 体完全转变成马氏体，(镍+铬)不应大于21%。钼Mo生成Fe2M。和Ni3Mo这两种析出物，可在不降低韧性情况下提高 强度。Mo可与Ni生成Ni3Mo金属间化合物，强化基体，并能抑制P和S在晶 界的析出。但如添加Mo过多，则于基体析出Fe2Mo，使基体韧性降低，并在 这类析出物于晶界析出时容易富积H2，使延迟破坏敏感性提高。故取Mo含量 控制在3%左右。钛Ti可通过形成NiJi提高钢的强度。当Ti含量超过1. 6%，针状的 Ni3Ti将于晶界析出，使韧性急剧下降。但是，当Ti含量达不到1.2%时，不 仅强度达不到要求，在时效过程中抑制奥氏体析出效果减小，因而促进时效 中的软化(过时效)。故将Ti含量保持在1.2 1.6呢。Ti对强度及韧性都有明显的影响。Ti在时效过程中形成NiJi强化钢， 但是韧性损失较大，再加上Ti的偏析的影响，使钢断裂韧度明显下降。当钢中存在杂质元素C、 N夺取部分Ti形成Ti (C、 N)，造成对钢的脆化， 降低钢的韧性与塑性。Ti可固定钢中夹杂物S生成TiS，减少晶界偏析。Ti 的下限为0.8%。如添加Ti过多，则引起Ni3Ti析出物增加，导致基体韧性下 降，所以上限不超过1.601杂质元素的控制碳碳对马氏体的强度的影响是非常巨大的，即使在碳的含量非常低的 情况下，也会使马氏体的强度显著提高。C与Ti生成TiC非金属夹杂物，不 仅降低钢的韧性，而且多消耗Ti:C是妨碍Ti析出强化的元素，控制在0. 005% 以下可以消除上述不利影响。故将C量限制在0. 01%以下。氮马氏体时效钢通常采用真空熔炼，所以N含量很低，仅为25 35ppm。 从前人们很少注意微量N的作用。但最近的研究表明，即使微量N对钢的韧性也有很大负面影响，是超高强度钢韧性发生变化的原因之一。N在钢中存在形式几乎完全属于TiN: N不仅以TiN的非金属夹杂物形式使韧性下降，而 且TiN呈点序列状排列，犹如钢中存在的裂纹缺陷一样，使钢韧性变差。因 此把N含量控制在30卯m以下。氧0是钢中非金属氧化物的形成元素，钢中的0主要以各种氧化物的 形式存在。氧化物对钢的塑韧性造成损害，特别是氧化物尤其是表面、次表 面的氧化物对钢的疲劳性能影响显著，因此目前此类超高强度钢多采用真空 冶炼工艺进行生产，尽可能去除钢中的O减少氧化物的含量，因此把O含量 控制在30卯m以下。铝Al在炼钢时用作脱氧剂，为提高加入Ti的收得率，先用A1脱氧后 再加合金元素Ti 。 Al含量在0.03y。以下时，钢中氧含量将超过15ppm，使氧 化物颗粒增大，降低钢的韧性。如Al含量大于0. 15%时，则容易生成使韧性 变坏的Ni3Al，所以A1含量取小于0.30°/0。硅、锰对马氏体时效钢来说，这些元素都是增加氧化物夹杂的原因， 该元素合计如超过0.06%，则对拉本文档来自技高网...

【技术保护点】
一种节镍型无钴马氏体时效超高强度钢，其特征在于该钢的化学组成成分（重量％）为Ｃ≤０．０３％，Ｓｉ≤０．１％，Ｍｎ≤０．１％，Ｎｉ１１．５－１４．５％，Ｃｒ３．７５－５．２５％，Ｍｏ２．２５－３．７５％，Ｔｉ１．２－１．６％，Ａｌ≤０．３０％，Ｃｏ≤０．５０％，Ｓ≤０．０１％，Ｐ≤０．０１％，Ｏ≤３０ＰＰｍ，Ｎ≤３０ＰＰｍ，余为Ｆｅ。

【技术特征摘要】

【专利技术属性】
技术研发人员：王春旭，刘宪民，厉勇，张景海，李建新，刘树勋，邢峰，刘蕤，
申请(专利权)人：钢铁研究总院，
类型：发明
国别省市：11[]