一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢及其制备方法技术

本发明专利技术公开了一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢，以原子百分比计，所述高强钢化学成分包括：Ni：24~28%，Al：4~7%，Ti为1~5%，C：0~2%，Cr：0~2%，Mo：0~2%，W：0~2%，Cr+Mo+W：<5%，其余为铁和不可避免的杂质。本发明专利技术高强钢经过热处理后，析出L12结构的纳米沉淀强化相Ni3(Al,Ti)，均匀弥散地分布在高强钢中，体积分数在30%以上，尺寸为10

【技术实现步骤摘要】
一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢及其制备方法


[0001]本专利技术属于金属材料制备领域，尤其是涉及一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢及其制备方法。

技术介绍

[0002]高强钢广泛应用于工程机械、海洋工程、能源化工、交通运输等重大装备制造领域，它不仅是国家基础设施建设和国防军工领域的重要结构材料，也是未来轻量化设计和节能减排的关键结构材料。
[0003]目前，已开发出许多高强钢，主要分为三大类，包括中碳低合金钢、二次硬化钢和马氏体时效钢。其中，前两类钢碳含量往往较高，通过形成碳化物和马氏体组织达到高强度。但为了防止脱碳，中碳低合金钢和二次硬化钢的热处理工艺要求高，且焊接工艺较为复杂。马氏体时效钢的碳含量低，一般含有较高量的Ni、Co、Mo等元素，形成板条马氏体并析出少量金属间化合物以达到高强度，例如18Ni系列的传统马氏体时效钢。然而由于含有较高含量且价格昂贵的Co等元素，18Ni系列钢成本较高，制约了其大规模应用。随后开发了无Co马氏体时效钢，这些时效钢通过形成η
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Ni3Ti或者B2
‑
NiAl等金属间化合物来提高合金强度，但由于这些金属间化合物高温下不稳定或者强度较低难以提供有效的强化作用，且马氏体高温下发生相变，大多数马氏体时效钢在400℃以上强度将严重衰减，例如M250马氏体时效钢在相同拉伸速率条件下室温下屈服和抗拉强度分别为1757和1810MPa，而500℃下降至543和620MPa。
[0004]亟需开发较宽温度范围内具有高强韧性的低碳高强度钢。由于晶界和纳米析出相能够有效阻碍位错等缺陷运动，提高合金强度，因此通过细化晶粒和引入高温下较为稳定的纳米析出相可能是设计出在低温至高温下兼具强韧性高强钢的方法。然而，超细晶钢生产工艺十分复杂，需通过大塑性变形、循环相变、热机械加工等工序，包括高压扭转、等通道转角挤压、重冷拔、奥氏体/马氏体间循环相变和回火加冷轧再回复等方式，生产成本较高，且不适用于大型零部件，难以大规模推广运用。此外，L12结构Ni3(Al,Ti)析出相是镍基高温合金中最常用的析出相，其强度随温度升高而升高，且高温下较为稳定，十分适合高温服役，但目前尚未开发出含有大量Ni3Al纳米析出相的高强钢。
[0005]综上，通过合理的成分和热处理设计，在钢中析出大量高温下稳定的L12结构Ni3(Al,Ti)析出相，同时细化晶粒，开发出低温至高温下兼具强度和韧性的高强钢具有极高的工程应用和科学价值。

技术实现思路

[0006]为了克服现有技术的不足，本专利技术提供一种高强度、高韧性、适用性广的纳米沉淀相强化的超细晶高强钢及其制备方法。
[0007]本专利技术解决其技术问题所采用的技术方案是：一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢，以原子百分比计，所述高强钢化学成分包括：Ni：24～28％，Al：4～7％，Ti为1～5％，C：0
～2％，Cr：0～2％，Mo：0～2％，W：0～2％，Cr+Mo+W：<5％，其余为铁和不可避免的杂质。
[0008]进一步的，以原子百分比计，所述高强钢化学成分包括：Ni：25～28％，Al：5～7％，Ti：2～4％，C：0～1％，Cr：0～1％，Mo：0～1％，W：0～1％，其余为铁和不可避免的杂质。
[0009]进一步的，高强钢基体由铁素体和奥氏体两相组成，其中奥氏体含量不多于20％，合金平均晶粒度小于5μm。
[0010]进一步的，高强钢基体中析出有序L12结构的纳米γ
′‑
Ni3(Al,Ti)金属间化合物，且体积分数大于30％。
[0011]进一步的，具有L12结构的析出强化相γ
′
尺寸在10
‑
100nm范围内。
[0012]一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢的制备方法，包括以下步骤：
[0013]按所需合金成分配比称量原料进行配料；
[0014]将配好的原料放入熔炼炉冶炼，混合均匀后浇铸成铸锭；
[0015]将铸锭加热至1000℃以上均匀化处理1小时以上，冷至室温；
[0016]将铸锭进行冷/热加工；
[0017]将上述步骤得到的钢材在800℃以上进行再结晶处理，时间大于5分钟，然后淬火；
[0018]将上述步骤得到的钢材在500～800℃进行时效处理2小时以上，冷至室温，即得到高强钢成品。
[0019]进一步的，所述浇铸成铸锭的步骤中，采用转炉、电炉、感应炉、磁悬浮或电弧炉。
[0020]进一步的，所述冷/热加工步骤中，包括轧制、锻造、挤压、冲压加工。
[0021]以下对所述高强钢中各化学组分含量范围的限定理由进行说明。
[0022]Ni是是金属间化合物Ni3(Al,Ti)的重要组成元素，同时保障基体相为韧性较好的铁素体。但过高Ni含量不仅提高合金成本，且将稳定奥氏体，抑制基体从奥氏体
→
铁素体相变，降低合金强度。因此，Ni含量应控制为24～28％。
[0023]Al是金属间化合物Ni3(Al,Ti)相的主要组成元素，也能够促进基体发生奥氏体
→
铁素体相变。但过量的Al含量促进NiAl、FeA1等高温下强度较低的金属间化合物生成，损害合金力学性能。因此，Al含量应控制为5～7％。
[0024]Ti是形成Ni3(Al，Ti)相的重要元素，能够稳定Ni3(Al,Ti)相，也能够促进基体发生奥氏体
→
铁素体相变。但是Ti也是一种强MC型碳化物形成元素，过量的添加会造成大量碳化物的形成和有害相析出，损害合金力学性能。因此，Ti含量应控制为2～4％。
[0025]C元素除可产生固溶强化外，还可与Ti形成稳定化合物，不仅起到析出强化作用还能有效控制晶粒尺寸。但过多的C会导致过多的碳化物，同时抑制基体奥氏体
→
铁素体相变，降低合金强度。因此，C含量应控制为0～2％。
[0026]Cr、Mo、W元素能够有效提高基体的强度。高Cr含量稳定奥氏体，抑制基体发生奥氏体
→
铁素体相变，损害合金强度；Mo和W含量较高时损害合金韧性。因此，Cr+Mo+W的含量应控制为0～5％。
[0027]本专利技术采用成分与组织调控相结合的设计理念，通过合理的成分和热处理设计，在析出纳米相的同时细化晶粒并调控基体晶体结构，成功地引入体积分数大于30％且尺寸为10
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100nm的L12结构γ
′‑
Ni3(Al,Ti)金属间化合物，同时基体发生奥氏体
→
铁素体相变，晶粒细化至5μm以下，使得合金在低温至500℃范围内具有较高的强度(例如，实施例1中合金钢
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70℃下屈服强度大于1.4GPa，抗拉强度超过2GPa，断裂延伸率约7％；室温下屈服强度
达到1.1GPa，抗拉强度达到1.9GPa，断裂延伸率大于10％；500℃屈服和抗拉强度大于900MPa和1GPa，延伸率大于10％)。...

【技术保护点】

【技术特征摘要】
1.一种纳米沉淀相强化的超细晶高强钢，其特征在于，以原子百分比计，所述高强钢化学成分包括：Ni：24～28％，Al：4～7％，Ti为1～5％，C：0～2％，Cr：0～2％，Mo：0～2％，W：0～2％，Cr+Mo+W：<5％，其余为铁和不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的纳米沉淀相强化的超细晶高强钢，其特征在于，以原子百分比计，所述高强钢化学成分包括：Ni：25～28％，Al：5～7％，Ti：2～4％，C：0～1％，Cr：0～1％，Mo：0～1％，W：0～1％，其余为铁和不可避免的杂质。3.根据权利要求1所述的纳米沉淀相强化的超细晶高强钢，其特征在于：高强钢基体由铁素体和奥氏体两相组成，其中奥氏体含量不多于20％，合金平均晶粒度小于5μm。4.根据权利要求1所述的纳米沉淀相强化的超细晶高强钢，其特征在于：高强钢基体中析出有序L12结构的纳米γ
′‑
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【专利技术属性】
技术研发人员：丁青青，贝红斌，张泽，魏晓，李威霖，吴中天，唐俊杰，
申请(专利权)人：浙江大学，
类型：发明
国别省市：