[发明专利]高韧性马氏体时效钢

说明书

本发明属于马氏体时效钢领域。特别适用于制作薄壁高速旋转筒、模具和大截面超高强度结构件。

对于高强度高韧性马氏体时效钢已被人们使用的有国际镍公司于1959年公布的成分被称为Inco的合金。和国际钒合金钢公司于1968年公布的成分为Vasco合金。这两种合金虽然有较高的强度，但这两种钢存在高温缓冷脆性和高温处理后冲击功差、晶粒度大等特征，而且高温均匀化和高温热挤压或高温热穿管等工艺，由于韧性低往往使部件产生微裂纹，给加工带来困难，降低了成材率。

日本昭52-117226A和昭52-106316A公开了两种马氏体时效钢。它与前两种合金相比较添加了金属Mg，并提高了Mo的含量，提高了Ni或CO的含量，但仍保留B和Zr元素，对于这两类合金虽然仍可保证钢的强度和硬度，但没有克服上述钢所存在的高温缓冷脆性和高温热处理冲击功差晶粒粗大等不足之处，使产品容易产生微观裂纹。

本发明的目的是在Fe-Ni18-Co12-Mo-Ti系合金基础上添加Al、Mg、Ca合金元素，改变了高温后的组织状态，提高合金的抗冲击性，改善高温缓冷脆性和热加工性，提高成材率和达到简化细化晶粒工艺的目的。

在生产过程中，对于大截面锻件，经正常热处理后的面缩极低一般为0%，虽然经多次重复处理也无法改变面缩为0%的现象，后经提高该钢种的冶炼纯度，并选用精钢材为原材料，经二次真空冶炼，使钢材的纯度达到超纯，但是由于冷却速度控制不当，使部件由1200℃缓冷至700～950℃温度时，部件出现了脆性。其结果是因为大截面部件的锻造比小，而原始奥氏体晶粒确很粗大（0级左右）造成钢材的脆性。说明这类钢在1200℃处理后的晶粒度对材料性能影响是很大的。对于目前改善上述材料性能的唯一办法，是提高锻造比，控制冷却速度，这些办法对于小截面部件可行。但是对于大截面部件是难以做到。在热穿管工艺中，由于变形量小，也很难使晶粒度控制在5级左右。因此上述材料的热加工工艺应严格控制。

本发明合金是针对上述材料的不足之处，并对合金的化学成分进行了调整，其化学成分为（重量%）C＜0.03;Ni17～18.5;Co11～13;Mo3.9～4.9;Ti1.2～1.6;Al0.05～0.5;Ca0.05;Si＜0.1;Mn＜0.1;P＜0.01;S＜0.01;Mg0.001～0.1Fe余量。

本发明合金针对在前述材料中各化学元素对材料性能所起的作用，主要对金属Mg元素加以限制，并去掉了B、Zr化学元素，通过试验证明，在上述合金中只要Mg含量合适，则本发明合金具有以下特点。

1.在合金中加入适量的Mg元素，通过金相和电镜观察表明，可以有效的阻止TiC/Ti（C、N）等有害相在界面析出，由金相观察在奥氏体晶界极难或根本腐蚀不出碳化物沉淀。

因为适量的Mg元素含量，对本发明合金由离子探针试验表明，此时Mg元素富集在紧靠奥氏体晶界的薄区内。而采用O⁺离子溅射法测出晶界与晶内含量的比例为（35～45）∶1。由于Mg元素存在于晶界处，而且与Fe、Co、Ni原子半径相差较大。这样当晶界移动时必须要克服较大的阻力，使这些元素连同晶界一起移动。所以这种晶界的移动是很困难的。只要加入适量的Mg就可以限制高温晶粒长大，达到细化晶粒的目的。

2.在本发明钢中加入适量的Mg元素，不仅对改善热加工性能效果明显，而且也有效的控制了奥氏体的晶粒度。在同样的状态下，因晶粒度不同，则本发明钢与已有钢的αk值相比较，通常提高39（820℃固溶）至54%（770℃固溶）。同时也改变了钢的断口形貌，由于加入适量的Mg和Al、Ca元素，使该钢的热处理及冷却制度即使采用很宽的温度范围，其断口均是穿晶断裂。而不含这些元素或含量不合适时，则断口为沿晶断裂或沿晶十穿晶断裂。

由于本发明钢的成分设计合理，解决了大部件和热挤压管，管坯因受设备能力的限制而在高温下晶粒度迅速长大现象，而且也克服了TiC/Ti（CN）等有害相沿着原奥氏体晶界析出。提高了产品的成材率，降低成本。

本发明钢的生产方法采用真空感应炉进行冶炼铸锭，然后在真空自耗炉或电渣重熔炉进行钢的提

表3、不同的固溶处理温度所得到的冲击功（室温性能）

αk（J/cm¹）

状态

现有技术    本发明钢    提高率%

1200℃+770℃1小时空冷    4.87    7.5    54

1200℃+820℃1小时空冷    5.82    8.09    39