本發明屬于合金領域，特別提供一種強韌性配合良好的新型馬氏體時效不銹鋼1Cr14Co13Mo5。

背景技術：

馬氏體時效不銹鋼因其具有良好的強韌性與耐蝕性,廣泛的應用在航空、航天、核技術、艦船、先進機械制造等高科技領域的承力耐蝕(或高溫)部件。該鋼種采用低碳馬氏體相變強化和時效強化效應疊加的手段使鋼具有超高的強度的同時，還具有優異的綜合性能。從20世紀70年代以來，馬氏體時效不銹鋼從合金成分設計、冶煉工藝到強度級別都上升了一個新的水平，特別是1997年Martin等申請了馬氏體時效不銹鋼Custom465專利，將強度級別從1600MPa推向了1800Mpa。我國在2002年～2005年期間成功設計并研制出新型的超低碳馬氏體時效不銹鋼F863，該鋼是國內自主研發并具有自主知識產權的Cr-Ni-Co-Mo系馬氏體時效不銹鋼，其強度達到1940Mpa的水平^[4]。

但當前的馬氏體時效不銹鋼的發展也面臨著一個突出的問題，強韌性配合不夠優異，如何在保證馬氏體時效不銹鋼高強度的同時，提高韌性指標就有了重要的理論意義和應用價值。本發明提供了一種具有良好的耐蝕性和強韌性配合的新型馬氏體時效不銹鋼1Cr14Co13Mo5。

技術實現要素：

本發明的目的在于提供一種新型馬氏體時效不銹鋼1Cr14Co13Mo5，實驗表明，該合金抗拉強度達1900Mpa，沖擊韌性a_k60J/cm²，硬度HRC50，強韌性配合良好。

本發明具體提供了一種馬氏體時效不銹鋼，其特征在于，所述馬氏體時效不銹鋼為1Cr14Co13Mo5，其組成及重量百分比為：Cr：12.8-15.2，Co：12-14.5，Mo：4.0-5.5，Ni：0.5-2，C：0.13-0.19，Mn：≤0.20，Nb：0.2-0.3，Ti：0.2-0.3，P：≤0.02，S：≤0.01，Si：≤0.20，O≤0.005，N≤0.02，Fe余量。

作為優選的方案，所述馬氏體時效不銹鋼的組成及重量百分比為：Cr：13.0-15.0，Co：12-14，Mo：4.0-5.5，Ni：0.5-1，C：0.13-0.19，Mn：≤0.20，Nb：0.2-0.3，Ti：0.2-0.3，P：≤0.02，S：≤0.01，Si：≤0.20，O≤0.005，N≤0.02，Fe余量。

本發明還提供了所述馬氏體時效不銹鋼的制備方法，其特征在于：將原料放入真空感應爐內熔煉，所得鋼錠在1050℃～1150℃下開鍛，終鍛溫度為880℃～920℃；鍛件在850℃～870℃下退火保溫2～3h；1050℃～1150℃下固溶處理40min～90min，水冷，然后進行深冷處理，最后在500℃～600℃下時效處理兩次，每次保溫1～2h。

其中，所述固溶處理優選為1100℃～1150℃下保溫50min～80min，水冷，冷卻速度優選在2min內冷卻至室溫。

所述深冷處理為采用液氮+酒精的混合溶液在-78℃下進行深冷處理，優選使不銹鋼在5min內冷卻至-78℃。

所述時效處理優選為540℃下時效處理兩次，每次保溫2h。

附圖說明

圖1不同溫度固溶處理后試樣鋼的晶粒狀態(其中，a、1000℃，b、1050℃，c、1100℃，d、1150℃)。

圖2固溶溫度對實驗鋼晶粒尺寸的影響。

圖3試樣在不同溫度固溶處理后的微觀金相組織圖(其中，a、1000℃，b、1050℃，c、1100℃，d、1150℃)。

圖4固溶溫度對殘余奧氏體量的影響。

圖5 1000℃×1h、1050℃×1h固溶處理深冷后析出物的SEM形貌。

圖6 1000℃固溶處理后基體的能譜分析。

圖7 1000℃固溶處理后析出物的能譜分析。

圖8固溶溫度對試樣硬度的影響。

圖9固溶溫度對試樣抗拉強度以及屈服強度的影響。

圖10固溶溫度對試樣延伸率以及斷面收縮率的影響。

圖11固溶溫度對試樣沖擊韌性的影響。

圖12不同溫度時效處理后的金相組織(其中，a、520℃，b、540℃，c、560℃，d、580℃)。

圖13 1100℃固溶深冷+540℃時效兩次后的析出相形貌圖。

圖14 1100℃固溶深冷后不同時效溫度對試樣硬度的影響。

圖15 1100℃固溶深冷后不同時效溫度對試樣抗拉強度的影響。

圖16 1100℃固溶深冷后不同時效溫度對試樣延伸率的影響。

圖17 1100℃固溶深冷后不同時效溫度對試樣沖擊韌性的影響。

具體實施方式

本發明各種熱處理制度下的金相試樣，經研磨拋光后，采用苦味酸+鹽酸+酒精的混合溶液腐蝕，并用Axio Observer ZIm金相光學顯微鏡觀察晶粒組織，采用截線法測算固溶態合金晶粒大小，并用INSPECT F50型場發射掃描電鏡下觀察組織結構，SEM像包括一般的二次電子像和背散射電子(BSE)像。用Tecnai G²F20型透射電鏡對鋼中的析出相進行觀察和分析，TEM樣品采用雙噴電解減薄工藝制備,雙噴液為10％HClO₄+90％C₂H₅OH(體積分數)。相鑒定采用TEM選區電子衍射(SAED)和SEM上配置的能譜儀(EDS)相結合的方式進行。采用D/Max2500PC型Cu靶X射線衍射儀(XRD)測量實驗鋼經過固溶處理后的殘余奧氏體量。

在力學性能測試中，拉伸試樣和沖擊試樣分別為GB/T228-2002和GB/T229-1994標準試樣，拉伸試樣標距段長度為25mm,直徑為5mm，沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm。用洛氏硬度計測試馬氏體時效不銹鋼熱處理后的硬度，試樣經粗磨后細磨，使上、下兩表面平行并且粗糙度高于0.8，每個試樣至少測三個點(當所測點的硬度值相差較大時，應多測幾個點)，取平均值。

實施例1

試樣的制備：選用高純Fe，電解Ni、Co，高純Mo、V、Nb、Si、Mn等原料，采用超高真空感應爐熔煉25kg的鋼錠，試樣鋼成分如表1所示。鋼錠在1100℃±10℃開鍛，終鍛溫度為900℃±10℃，鍛成Φ40mm的棒材，鍛件鍛后在24h內進行退火處理，在860℃±10℃退火保溫2-3小時， 爐冷備用。

表1實施例不銹鋼化學成分(質量百分比％)

實施例2

固溶處理：取試樣1不銹鋼進行固溶處理，分別在1000℃、1050℃、1100℃、1150℃下保溫1小時，水冷至室溫，之后進行深冷處理(液氮+酒精的混合溶液-78℃)，其晶粒組織狀態如圖1所示。

由圖1可見，在不同溫度下固溶處理后晶粒都為等軸晶，對不同溫度處理的晶粒度進行測量，如圖2所示，隨著固溶溫度的提高，晶粒增大，由35um增加到65um，無異常長大的現象。隨著固溶溫度的提高，晶界和晶粒內的未溶解物質逐漸減少，加速奧氏體的形成和均勻化過程，對形成 奧氏體是有利的。

圖3中(a)～(d)分別為試樣鋼在1000℃，1050℃，1100℃，1150℃不同溫度固溶處理后的微觀金相組織，試樣鋼經固溶深冷后的基體組織均為板條馬氏體，晶界上和晶粒內含有一定量的殘余奧氏體，在1000℃和1050℃固溶時，在晶界處還有析出物產生。隨著固溶溫度的提高，殘余奧氏體的含量逐漸增多，當固溶溫度升高到1150℃時，可看到在晶界處有比較大量的成不規則塊狀的殘余奧氏體。根據X射線衍射原理，利用D/Max2500PC型X射線衍射儀，依據國家標準《YBT5338-2006鋼中殘余奧氏體定量測量X射線衍射依法》，計算得不同溫度固溶處理后的殘余奧氏體量，如圖4所示。

從圖5的(a)和(b)可見，在1000℃和1050℃固溶處理后，在晶界出還有析出物產生，用掃描電鏡及其能譜系統分析1000℃固溶處理后這種析出物的形貌和成分范圍，如圖5的(a)和(b)。

圖6和圖7分別為1000℃固溶處理后基體和析出物的能譜分析，析出物的主要成分為Fe、Mo、Cr，Co和少量的Ni、Mn、C等。分析析出物產生的原因，首先是固溶溫度較低，合金元素沒有充分固溶到鋼中，從而在固溶處理后水冷到室溫的過程中Mo與其他合金元素結合成化合物而沉淀析出，另外，晶界處能量較高，也為析出相提供了形核的場所和動力。而且這種富Mo的析出物容易在晶界處析出，比晶粒內的析出物長大較快，導致析出物的大小不均勻，晶界上的析出物要大于晶內的析出物，晶內馬氏體板條上的析出物在0.1μm-0.2um之間，晶界處的的析出物較大，約2μm～3μm。晶界上尺寸較大的析出物可能會提高鋼的固溶強度，但是它 會降低鋼的韌性和伸長率，會影響鋼在以后時效時的強韌化效果，從而影響鋼最終的綜合力學性能。因此為了力學性能的良好配合，應提高固溶溫度到1100℃左右，盡量避免晶間和晶內析出物的產生。

圖8～11為固溶溫度對實驗鋼力學性能的影響，可以看出實驗鋼硬度隨固溶溫度的提高連續下降，硬度HRC由48連續下降到42，分析原因主要是隨固溶溫度提高，晶粒尺寸逐漸增大，晶界強化效果逐漸減小，以及殘余奧氏體含量增多，導致硬度降低。強度指標抗拉強度Rm，屈服強度Rp0.2隨固溶溫度升高總體呈下降趨勢，其中抗拉強度先大幅升高再逐漸降低，在1050℃時達到最大值1737Mpa，屈服強度則是先大幅度下降，在1060℃左右到最低點，之后有小幅上升。

塑性指標延伸率A％在1000℃到1100℃范圍內變化不顯著，但隨著溫度的繼續升高則大幅度下降，斷面收縮率Z％則隨固溶溫度的升高逐漸增大，到1100℃是達到最大值17％，之后開始小幅下降。韌性指標aku隨固溶溫度的升高變化明顯，在1000℃左右時，由于晶界析出物的存在使得其成為裂紋源，容易斷裂，韌性偏低，但隨著固溶溫度的升高，固溶處理能使所有合金元素及熱軋冷卻后的析出相比較充分地溶解在鋼中，韌性大幅度提高，隨著溫度的繼續升高，韌性變化不大，穩定在140J/cm²左右。

實施例3

時效處理：將實施例2處理后的試樣1不銹鋼進一步進行時效處理：分別選擇520℃，540℃，560℃，580℃時效兩次，每次2小時，空冷。

圖12的(a)～(d)分別為520℃，540℃，560℃，580℃處理后的微 觀金相組織，可以看出不銹鋼經過時效處理后的基體組織是低碳板條馬氏體，馬氏體板條上有細小而彌散分布的時效析出相，在晶界還有少量的殘余奧氏體和逆轉變奧氏體，隨著時效溫度的提高逆轉變奧氏體增多，可以看到在580℃時效處理后，在晶界處和馬氏體板條束間存在連續分布的逆轉變奧氏體和殘余奧氏體。

圖13(a)和(b)540℃時效處理的樣品的析出相形貌，可以看到，經過時效處理后，在馬氏體的基體上析出大量彌散、細小、強化的析出相。析出相的析出提高了鋼的強度，本發明不銹鋼的析出相中只看到橢球狀的析出相，可以推斷為是Fe₂Mo型的Laves相，Fe₂Mo型的Laves相也是二次硬化鋼中的典型強化相。

圖14～17為1100℃固溶深冷后不同時效溫度對試樣力學性能的影響。

試樣1不銹鋼經過1100℃固溶處理1h+(-78℃深冷)+540℃時效2次的熱處理工藝，抗拉強度達到1900MPa，沖擊韌性達到a_k60J/cm²，硬度達到HRC50，強韌性配合良好，可以達到工程應用的基本性能要求。

實施例4

取試樣2-9，分別在1050℃～1150℃下固溶處理40min～90min，水冷，然后進行深冷處理，最后在500℃～600℃下時效處理兩次，每次保溫1～2h。實驗結果表明，所得馬氏體時效不銹鋼強韌性配合良好，抗拉強度、沖擊韌性、硬度等均可達到工程應用的基本性能要求。

上述實施例只為說明本發明的技術構思及特點，其目的在于讓熟悉此 項技術的人士能夠了解本發明的內容并據以實施，并不能以此限制本發明的保護范圍。凡根據本發明精神實質所作的等效變化或修飾，都應涵蓋在本發明的保護范圍之內。