一种钨钼铌元素强化的超高强度钢及其棒材制备方法与流程

1.本发明涉及超高强度钢材料技术领域，尤其涉及一种钨钼铌元素强化的超高强度钢及其棒材制备方法；由于具有超高强度，可应用于航空航天、石油、化工、能源以及动力领域。


背景技术：

2.飞机起落架是飞机核心部件之一，是飞机在起飞和着陆过程中无可替代的装置，其服役过程中要经常承受巨大的载荷，尤其在飞机降落的过程中，还要承受强烈的冲击，其可靠性能极大地影响飞机的使用与安全，因此飞机起落架的材料应具有高强度、高韧性、良好的抗疲劳等优良的综合性能，现有应用中通常采用高强度的300m钢制造。
3.随着航空航天工业的迅猛发展，飞机向长寿命、高可靠性方向的发展，特别是飞机设计采用损伤容限设计准则后，对钢材的断裂韧性和耐腐蚀性也提出更高的要求，传统的300m钢已无法满足这些要求。于是aermet100钢被研制出来，用于制造新型飞机的起落架和承力部件。它以碳、铬、钼为强化元素，通过热处理在马氏体基体中共格析出细小弥散的m2c碳化物来进行强化。由于制造过程中，冶炼纯净度很高，aermet100钢能达到很好的强度(1930mpa)和韧性(kic≥110mpa
·
m1/2)的配合，同时还具有较好的抗海水腐蚀性能、焊接性能和抗疲劳性能。
4.另一方面，虽然aermet100钢性能优异，但由于其化学成分中含有大量价格昂贵的钴元素，导致其生产成本很高，影响了其推广使用。
5.鉴于上述情况，需要研发一种新的超高强度钢。这种钢与aermet100钢相比，应当具有相同或更高的力学性能，并且生产成本最好更低。


技术实现要素：

6.本发明所要解决的技术问题在于克服现有技术的上述不足，提供一种具有更高的力学性能和更低的生产成本的钨钼铌元素强化的超高强度钢。
7.其所要解决的技术问题可以通过以下技术方案来实施。
8.一种钨钼铌元素强化的超高强度钢，包括按质量百分数计的如下元素：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00％、(mo的含量+2/3w的含量):1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质。
9.优选地，碳化物形成元素mo+2/3w:1.50～4.00％中，mo:1.00～3.00％，w:0.90～1.50％，以质量百分数计。
10.优选地，在所述不可避免的其它杂质中，h≤0.0001％，o≤0.001％，以质量百分数计。
11.所述超高强度钢的抗拉强度≥1970mpa，屈服强度≥1660mpa，延伸率≥10％，面缩率≥45％，kic≥110mpa
·
m1/2，晶粒度≥4级。
12.本发明的钨钼铌元素强化的超高强度钢，主要涉及碳(c)、铬(cr)、镍(ni)、钼(mo)、钨(w)、铌(nb)、钴(co)、钛(ti)、硅(si)、锰(mn)、硫(s)、磷(p)、氮(n)等元素，它们对本发明的影响如下：
13.碳(c)是一种有效的间隙固溶强化和碳化物析出强化元素，对超高强度钢的强化作用具有重要影响。碳含量的增加有利于碳化物的形成，进而提高强度和硬度，但过高的碳含量会严重降低钢的韧性和焊接性能，导致钢的强度与韧性的配合失衡；因此本发明中碳含量控制在0.27～0.30％。
14.铬(cr)可提高钢的淬透性，融入基体会引起置换固溶强化。同时，铬是较强的碳化物形成元素，虽然碳化物形成能力比钼、钨弱，但扩散温度较低，扩散能力比钼、钨元素强，这在m2c形核初期有较重要作用。提高铬含量有利于增强钢的抗腐蚀性和抗氧化的性能，但过高的铬含量会使马氏体转变温度ms点过低，导致孪晶马氏体的生成，不利于钢的韧性；因此本发明的铬含量控制在0.70～1.50％。
15.镍(ni)是奥氏体区扩大合金元素，能促进逆转变奥氏体形成，增加钢的韧塑性。同时镍和钴元素交互作用，可以促进渗碳体的回溶，为强化相m2c的析出提供成分条件。但过高的镍含量会导致生产成本上升，综合考虑，本发明的镍含量控制在10.00～12.00％。
16.钼(mo)和钨(w)，都是强化相m2c碳化物的主要元素，具有很强烈的碳化物形成倾向，提高钢的强度和硬度；但是钨形成的w2c碳化物的温度高于mo2c碳化物形成的温度，在此温度下马氏体位错发生回复，其产生的强化的效果低于mo2c产生效果。但是当钼、钨两者以合适的比例复合添加在钢中时，与钴元素相互作用，能延缓和抑制碳化物的聚集和粗化，提高钢的耐蚀性能和抗回火软化性能。因此本发明的钼、钨含量控制范围应满足mo+2/3w:1.50～4.00％，优选控制在mo:1.00～3.00％，w:0.90～1.50％。
17.铌(nb)是强碳化物形成元素，能与基体中的碳形成细小的弥散的nbc、nb(c,n)等碳化物，这些析出相稳定性好，这对于维持亚晶粒结构的稳定和提高钢的持久强度具有重要作用，大大的提高钢的抗回火性。因此本发明的铌含量控制在nb:0.01～0.50％。
18.钴(co)能有效地降低碳的自扩散系数，在热处理的过程中，抑制马氏体位错亚结构的回复，使马氏体板条内保存大量位错，为大量碳化物弥散析出提供条件。同时钴元素可以使马氏体中的钼元素固溶度下降，增大以钼、钨为主要元素的m2c碳化物的析出动力。但过高的钴含量会降低钢的冲击韧性并增加生产成本；综合考虑，本发明的钴含量控制在6.50～8.50％。
19.钛(ti)在钢中是最有效的强化合金元素，一般情况下添加适量的钛具有显著的时效强化作用，主要是在时效过程中会形成ni3ti强化相，但是钛元素极容易与钢中的碳、氮生成尖锐的四边形的ti(c、n)夹杂，还能与钼元素形成坚硬的多角形的(ti、mo)c夹杂从而严重降低钢的韧性，因此本发明的钛含量控制在0.05％以下。
20.硅(si)主要是在熔炼期间作为脱氧剂使用，且可以强化基体、提高钢的耐腐蚀性和高温抗氧化性，但是硅含量过高会导致有害相析出，降低钢的热加工性能和韧性；因此本发明硅含量控制在0.10％以下。
21.锰(mn)是一种奥氏体稳定化元素，可以扩大奥氏体相区，它是良好的脱氧剂与脱硫剂，在工业用钢中通常都含有一定量的锰；在钢中，锰能够代替部分镍来稳定奥氏体，降低生产成本，而且能提高钢中氮含量，保证钢的强度，但锰含量过高会大大降低钢的抗腐蚀
性；因此本发明锰含量控制在0.10％。
22.硫(s)在钢中是以fes形式存在，会造成钢的热脆性；fes熔点为1193℃，而fe与fes组成的共晶体，其熔点只有985℃；液态fe与fes可以无限互溶，但fes在固态铁的溶解度很小，仅为0.015％～0.020％；所以当钢的硫含量超过0.020％时，钢水在冷却凝固过程中由于偏析，fe-fes以低熔点的共晶体呈网状分布于晶界处；钢的热加工温度在1150～1200℃，在此温度下晶界处共晶体已熔化，当钢受压后造成晶界的破裂，这就是钢的“热脆”性；钢中氧含量较高时，feo与fes形成的共晶体熔点更低，只有940℃，更加剧了钢的“热脆”现象；除此之外，硫还会明显地降低钢的焊接性能，引起高温龟裂，并在金属焊缝中产生许多气孔和疏松，从而降低焊缝的强度；当硫含量超过0.06％时，显著恶化了钢的耐腐蚀性；因此本发明硫含量控制在0.005％以下。
23.磷(p)钢材中能全部溶于铁素体中，提高铁素体的强度和硬度，但在室温下却使钢的塑性和韧性急剧下降，产生低温脆性，这种现象称为冷脆；一般来说，磷是钢材中的有害元素，主要是析出脆性化合物fe3p而使钢材的脆性增加，特别是在低温时更为显著；因此本发明磷含量控制在0.01％以下。
24.氮(n)在晶胞内以间隙原子形式存在，由于原子尺寸差别较大，更有利于钢的固溶强化；作为奥氏体稳定元素氮对扩大及稳定奥氏体组织的作用是镍的25倍左右，它在奥氏体中的固溶度含量远高于铁素体；当钢中有一定铝、钛元素存在时，氮极易与其形成坚硬的aln、tin或ti(c、n)夹杂从而严重降低不锈钢的韧性，因此本发明的氮含量控制在0.005％以下。
25.本发明的超高强度钢与aermet100钢相比，新钢种减少了钴含量，增加了适量的钨和微量的铌等强碳化物生成元素，具有更高的力学性能和更低的生产成本。
26.本发明所要解决的另一技术问题在于提供一种上述碳化物和金属间化合物复合强化的超高强度钢的棒材制备方法。
27.该方法包括如下步骤：
28.s1，将原料利用真空感应炉冶炼得到钢水，所述钢水经过模铸得到电极棒；
29.s2，将步骤s1中获得电极棒采用var炉进行一次或两次重熔，获得超高强钢铸锭；
30.s3，将步骤s2中获得的钢锭加热至1130～1260℃开坯得到中间锻坯；
31.s4，将步骤s3中得到的中间锻坯加热至850～1150℃后进行成品锻造或轧制，得到超高强度钢棒材；
32.s5，将步骤s4中得到的超高强度钢棒材进行热处理。
33.其中，步骤s1中，钢水中的各元素的质量百分数分别为：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00％、mo+2/3w:1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质。
34.优选地，步骤s1中，所述模铸在真空环境下进行。
35.优选地，步骤s2中，所述高强钢铸锭中的各元素的质量百分数分别为：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00％、mo+2/3w:1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质。
36.优选地，步骤s2中，所述高强钢铸锭中的碳化物形成元素的质量百分数分别为：mo:1.00～3.00％，w:0.90～1.50％。
37.优选地，步骤s2中，所述不可避免的其它杂质中，h≤0.0001％，o≤0.001％，以质量百分数计。
38.优选地，从所述电极棒到所述超高强度钢成品棒材的总变形比≥4.0。
39.优选地，步骤s5中，热处理工艺为：首先进行固溶热处理，将所述步骤s4中得到钢棒加热至1045～1075℃，保温1～3h后水冷或油冷至室温；然后进行冷却处理，放置于-73℃以下的环境中，保持1～8h后取出，恢复至室温；再将冷却处理后的钢棒加热至500～530℃，保温4～12h后空冷至室温，得到超高强度钢成品棒材；其中保温时间根据钢棒的直径选择。
40.本发明的有益效果如下：
41.1、本发明的超高强度钢及其棒材制备方法，以碳、铬、钼、钨、铌为强化元素，通过热处理在马氏体基体中共格析出细小弥散的m2c碳化物来进行强化并获得超高强度，与已有的aermet100钢相比，新钢种减少了钴含量，增加了适量的钨和微量的铌等强碳化物生成元素，具有更高的力学性能和更低的生产成本。
42.2、本发明的超高强度钢棒材因其优异的抗拉强度(rm≥1970mpa)和韧性(kic≥110mpa
·
m1/2)匹配以及耐腐蚀性能，可以应用到对强度、韧性以及耐腐蚀性能都有较高要求的航空航天领域，也可应用于石油、化工、能源和动力领域；尤其在航空航天方面。
43.采用本发明制造的超高强度钢代替传统300m高强度钢和aermet100钢，不仅提高了飞机的使用寿命，缩短维修周期，而且能降低制造成本，减少了环境污染。
具体实施方式
44.下面结合具体实施例对本发明进行详细说明。以下实施例将有助于本领域的技术人员进一步理解本发明，但不以任何形式限制本发明。
45.本发明提供了一种钨钼铌元素强化的超高强度钢，包括按质量百分数计的如下元素：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00％、mo+2/3w:1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质。
46.优选地，碳化物形成元素mo+2/3w:1.50～4.00％中，mo:1.00～3.00％，w:0.90～1.50％，以质量百分数计。
47.优选地，所述不可避免的其它杂质中，h≤0.0001％，o≤0.001％，以质量百分数计。
48.所述超高强度钢的抗拉强度≥1970mpa，屈服强度≥1660mpa，延伸率≥10％，面缩率≥45％，kic≥110mpa
·
m1/2，晶粒度≥4级。
49.上述超高强度钢棒材的制备方法，具体包括如下步骤：
50.s1，将原料利用真空感应炉冶炼得到钢水，钢水经过模铸得到电极棒；
51.其中原料采用工业纯铁、金属cr、金属ni、金属co、金属mo、金属w、金属nb、金属v等原材料，经过真空感应炉冶炼得到高纯净度的钢水，出钢前钢水的各元素的质量百分数分别为：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00％、mo+2/3w:1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n
≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质；
52.将钢水在真空感应炉的真空环境中浇铸到钢锭模中，获得电极棒。
53.s2，将步骤s1中获得的电极棒采用var炉进行一次或两次重熔，获得超高强钢铸锭；
54.钢锭中的各元素的质量百分数分别为：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00、mo+2/3w:1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质。
55.s3，将步骤s2中获得的钢锭加热至1130～1260℃开坯得到中间锻坯；
56.s4，将步骤s3中得到的中间锻坯加热至850～1150℃后进行成品锻造或轧制，得到超高强度钢棒材；
57.从步骤s1中的电极棒到步骤s4中的超高强度钢成品棒材的总变形比≥4.0。
58.s5，将步骤s4中得到的超高强度钢棒材进行热处理。
59.所述热处理工艺为：首先进行固溶热处理，将所述步骤s4中得到钢棒加热至1045～1075℃，保温1～3h后水冷或油冷至室温；然后进行冷却处理，放置于-73℃以下的环境中，保持1～8h后取出，恢复至室温；再将冷却处理后的钢棒加热至500～530℃，保温4～12h后空冷至室温，得到超高强度钢成品棒材；其中保温时间根据钢棒的直径选择。
60.以下为更具体的实施例。
61.实施例1
62.s1，采用工业纯铁、金属cr、金属ni、金属co、金属mo、金属w、金属nb、金属v等作为原料，利用真空感应炉冶炼得到钢水，钢水经过模铸得到电极棒；
63.s2，将步骤s1中获得的电极棒通过var炉中进行真空自耗重熔冶炼，获得φ508mm的钢锭，钢锭的化学成分参见表1；
64.s3，将步骤s2中获得的钢锭加热至1180
±
20℃，保温24h，在2000吨快锻机上进行开坯锻造，获得220mm八角中间锻坯；
65.s4，将220mm八角中间锻坯加热至1050
±
20℃，保温3h，在1300吨径锻机上锻造，获得φ100mm的钢棒，终锻温度不低于850℃；
66.s5，将步骤s4中得到的钢棒进行热处理；
67.首先进行固溶热处理，将步骤s4中得到钢棒加热至1060
±
15℃，保温2h后油冷至室温；然后进行冷却处理，放置于-73℃以下的环境中，保持4h后取出，自然恢复至室温；再将冷却处理后的钢棒加热至500～510℃，保温6h后空冷至室温，得到φ100mm超高强度钢棒材。
68.制备的φ100mm超高强度钢棒材的化学成分参见表1；
69.在φ100mm超高强度钢棒材上任选2组样品进行性能检测，结果参见表2。
70.实施例2
71.s1，采用工业纯铁、金属cr、金属ni、金属co、金属mo、金属w、金属nb、金属v等作为原料，利用真空感应炉冶炼得到钢水，钢水经过模铸得到电极棒；
72.s2，将步骤s1中获得的电极棒通过var炉中进行两次真空自耗重熔冶炼，获得φ610mm的钢锭，钢锭的化学成分参见表1；
73.s3，将步骤s2中获得的钢锭加热至1240
±
20℃，保温24h，在4000吨快锻机上进行开坯锻造，获得280mm八角中间锻坯；
74.s4，将280mm八角中间锻坯加热至1130
±
20℃，保温3h，在1300吨径锻机上锻造，获得φ150mm的钢棒，终锻温度不低于850℃；
75.s5，将步骤s4中得到的钢棒进行热处理；
76.首先进行固溶热处理，将步骤s4中得到钢棒加热至1060
±
15℃，保温3h后油冷至室温；然后进行冷却处理，放置于-73℃以下的环境中，保持8h后取出，自然恢复至室温；再将冷却处理后的钢棒加热至520～530℃，保温12h后空冷至室温，得到φ150mm超高强度钢棒材。
77.制备的φ150mm超高强度钢棒材的化学成分参见表1；
78.在φ150mm超高强度钢棒材上任选2组样品进行性能检测，结果参见表2。
79.实施例3
80.s1，采用工业纯铁、金属cr、金属ni、金属co、金属mo、金属w、金属nb、金属v等作为原料，利用真空感应炉冶炼得到钢水，钢水经过模铸得到电极棒；
81.s2，将步骤s1中获得的电极棒通过var炉中进行真空自耗重熔冶炼，获得φ360mm的钢锭，钢锭的化学成分参见表1；
82.s3，将步骤s2中获得的钢锭加热至1150
±
20℃，保温24h，在2000吨快锻机上进行开坯锻造，获得140mm方坯；
83.s4，将140mm方坯加热至1050
±
20℃，保温3h，在棒材轧机上轧制，获得φ80mm的棒材，终轧温度不低于850℃；
84.s5，将步骤s4中得到的钢棒进行热处理；
85.首先进行固溶时效热处理，将步骤s4中得到钢棒加热至1060
±
15℃，保温1h后水冷至室温；然后进行冷却处理，放置于-73℃以下的环境中，保持1h后取出，自然恢复至室温；再将冷却处理后的不锈钢棒材加热至515～525℃，保温4h后空冷至室温，得到φ80mm超高强度钢棒材。
86.制备φ80mm超高强度钢棒材的化学成分参见表1；
87.在φ80mm超高强度钢棒材上任选2组样品进行性能检测，结果参见表2。
88.表1：本发明实施例超高强度钢棒材(钢锭)以及对比例aermet100钢的化学成分(质量百分比％)
89.元素cspsimncrnicomownbnho实施例10.280.0010.0030.060.051.0311.107.632.531.090.030.0020.00010.0005实施例20.300.0020.0060.050.060.7310.276.591.151.470.480.0020.00010.0005实施例30.270.0010.0050.050.051.4911.938.472.920.930.260.0020.00010.0005aermet1000.230.0010.0030.040.053.1011.5013.501.20——0.0020.00010.0005
90.表2：本发明实施例中超高强度钢棒材以及对比例aermet100钢的性能
[0091][0092]
如表1、表2所示，实施例1～实施例3中的超高强度钢棒材的化学成分按质量百分比均在如下元素含量范围内：c：0.27～0.30％、cr:0.70～1.50％、co：6.50～8.50％、ni:10.00～12.00％、mo+2/3w:1.50～4.00％、nb:0.01～0.50％、s≤0.005％、p≤0.01％、si≤0.10％、mn≤0.10％、n≤0.005％、ti≤0.05％，余量为fe及不可避免的其它杂质；其中不可避免的其它杂质中，h≤0.0001％，o≤0.001％。
[0093]
实施例1～实施例3中的超高强度钢棒材的抗拉强度≥1970mpa，屈服强度≥1660mpa，延伸率≥10％，面缩率≥45％，kic≥110mpa
·
m1/2，晶粒度≥4级。本发明的超高强度钢棒材与已有的aermet100钢相比，减少了钴含量，增加了适量的钨和微量的铌等强碳化物生成元素，具有更高的力学性能和更低的生产成本。
[0094]
本发明的超高强度钢棒材因其优异的抗拉强度(rm≥1970mpa)和韧性(kic≥110mpa
·
m1/2)匹配以及耐腐蚀性能，可以应用到对强度、韧性以及耐腐蚀性能都有较高要求的航空航天领域，也可应用于石油、化工、能源和动力领域；尤其在航空航天方面，采用本发明制造的超高强度钢代替传统300m高强度钢和aermet100钢，不仅提高了飞机的使用寿命，缩短维修周期，而且能降低制造成本，减少了环境污染。
[0095]
综上所述，上述实施例仅用于说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的宗旨和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。