一种高硅含钒、钛不锈钢材料及其制备方法与流程

1.本发明属于不锈钢材料技术领域，具体涉及一种高硅含钒、钛不锈钢及其制备方法。


背景技术：

[0002][0003]
目前我国的不锈钢材料品类完整。根据不锈钢室温组织的不同，将其分为铁素体不锈钢、马氏体不锈钢、奥氏体不锈钢、铁素体-奥氏体双相不锈钢和沉淀硬化不锈钢五大系列。cr13型不锈钢具有良好的淬透性、较高的硬度和耐磨性以及良好的耐蚀性等综合性能，被广泛应用于刀具、汽轮机叶片、轴承、阀口、结构件和耐磨件等对耐蚀性要求较低，但对力学性能要求较高的零部件，其中40cr13不锈钢由于具有良好的耐磨性，广泛用于各种刀具材料。
[0004]
但40cr13马氏体不锈钢塑韧性不足是其自身难于克服的致命弱点，目前cr13型的热处理工艺仅仅停留在传统的热处理方式即淬火 回火，在改善其综合力学性能方面也遇到了瓶颈。因此如何获得高强韧、高耐磨40cr13不锈钢成为本领域技术人员亟待解决的问题。


技术实现要素：

[0005]
鉴于以上分析，针对现有技术中的不足，本发明旨在提一种高硅含钒、钛不锈钢材料及其制备方法，特别是一种高硅含钒、钛刀剪用不锈钢材料及其制备方法，以解决不锈钢的强韧性和耐磨性不能满足现有需求的问题，尤其是刀剪用不锈钢的强韧性和耐磨性不能满足现有需求的问题。
[0006]
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
[0007]
一方面，本发明提供了一种高硅含钒、钛不锈钢材料，所述不锈钢材料的成分以质量百分比计为：c：0.35％-0.40％、si：1.00％-2.00％、mn：0.60％-1.00％、cr：10.00％-13.00％、ni：0.20％-0.60％、ti：0-0.20％、 v：0-0.20％、s≤0.03％、p≤0.03％，其余为fe和不可避免的微量杂质，其中所述的ti、v在含量要求范围内至少添加一种。
[0008]
进一步的，所述不锈钢材料的成分以质量百分比计为：c： 0.35％-0.40％、si：1.00％-2.00％、mn：0.60％-1.00％、cr：10.00％-13.00％、 ni：0.20％-0.60％、ti：0.10％-0.20％、v：0.10％-0.20％、s≤0.03％、p ≤0.03％，其余为fe和不可避免的微量杂质。
[0009]
另一方面，本发明提供了一种高硅含钒、钛不锈钢材料的制备方法，包括如下步骤：
[0010]
步骤s1、冶炼钢水，然后浇铸得到铸锭；
[0011]
步骤s2、锻造铸锭，得到钢坯；
[0012]
步骤s3、将钢坯进行球化退火处理，得到退火钢坯。
[0013]
步骤s4、将退火钢坯进行淬火 回火处理，得到最终钢坯，所述淬火 回火处理为油淬 二次回火或等温淬火 回火。
[0014]
进一步的，所述步骤s1包括：将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1550-1620℃，待温度降低到 1420-1450℃再进行浇铸，空冷至室温，得到铸锭。
[0015]
进一步的，所述步骤s2包括：将步骤s1得到的铸锭加热到 1150-1180℃，保温1-2h进行匀质化，然后进行锻造，始锻温度为 1050-1100℃，终锻温度为850-900℃，锻造过程中采用三敦三拔，锻后得到钢坯，空冷至室温。
[0016]
进一步的，所述步骤s3包括：将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，加热升温至800℃-850℃后保温，然后升温至860℃-880℃保温；随后冷却到730℃-750℃保温，再冷却到550℃-600℃，最后再取出空冷至室温。
[0017]
进一步的，所述步骤s4中，所述淬火 回火处理为油淬 二次回火；
[0018]
所述淬火包括：将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，加热升温至800-810℃后保温，然后升温至1030-1100℃保温，最后油淬至室温；室温时效1-2h后，进行二次回火；
[0019]
所述二次回火包括：重新加热到250℃-450℃，保温1.8-2.2h，然后空冷至室温；再加热到250℃-450℃，保温1.8-2.2h，然后再次空冷至室温。
[0020]
进一步的，经过油淬 二次回火处理后，微观组织为回火马氏体 残余奥氏体。
[0021]
进一步的，所述步骤s4中，所述淬火 回火处理为等温淬火 回火；
[0022]
所述淬火包括：将步骤s3中得到的钢坯放入到热处理炉中，,加热升温至800-810℃后保温，然后升温至1030-1100℃保温30min，然后迅速放入盐浴炉中，继续保温，最后取出空冷至室温后，进行回火；
[0023]
所述回火包括：重新加热到250℃-450℃，保温2h，然后空冷至室温。
[0024]
进一步的，经过等温淬火 回火处理后，微观组织为贝氏体。
[0025]
与现有技术相比，本发明有益效果如下：
[0026]
1、本发明将si的含量控制为1.00％-2.00％，抑制渗碳体析出的作用，使马氏体中过饱和的碳能够向奥氏体中扩散，提高奥氏体稳定性，在冷却至室温后能够得到较多的薄膜状残余奥氏体，能够有效提高材料塑、韧性。另外，si使cct曲线中贝氏体转变区向右下方移动，因而使贝氏体转变发生在较低的温度，可以形成细小的针状贝氏体，并能够在较大的温度范围内形成贝氏体，能够得到均匀的贝氏体组织。
[0027]
2、本发明利用mn与si共同作用获得高强度、高硬度的同时，仍具有较高的韧性。适量的mn在中温下的相界处富集时，对相界迁移起拖曳作用，同时显著降低贝氏体的相变驱动力，使贝氏体相变温度降低，有助于细化贝氏体组织。
[0028]
3、本发明将ti含量控制为0.20％以内，优选0.10％-0.20％，ti在基体中生成tic沉淀，提高材料的再结晶温度，并且钉扎原奥氏体晶粒，阻碍材料内部奥氏体晶粒的长大，使得材料最终基体组织马氏体得以细化。
[0029]
4、本发明将v含量控制为0.20％以内，优选0.10％-0.20％，v与c 形成高熔点碳化物vc，可作为外来晶核细化晶粒，提高强度和韧性，其硬度大于m3c型碳化物，有利于提高材料的耐磨性。
[0030]
5、本发明提供的一种不锈钢材料的制备方法，通过精确控制工艺步骤和工艺参数，使得不锈钢材料的微观组织为回火马氏体 残余奥氏体或者贝氏体，在保证材料硬度的要求的前提下，通过加入v、ti微量合金元素和高的si元素，并结合锻造与热处理工艺来控制细小球状的mc类型碳化物的弥散析出，以及抑制m3c类型碳化物的析出，使得晶粒尺寸为40cr13不锈钢的1/2，从而改善和增加材料的冲击韧性，此种高硅含钒、钛不锈钢材料和40cr13不锈钢相比抗拉强度提高30％以上、伸长率提高1倍以上、硬度提高20％左右。
附图说明
[0031]
图1为本发明实施例1中的金相组织图像；
[0032]
图2为本发明实施例1中的显微组织sem图像；
[0033]
图3为本发明实施例2中的金相组织图像；
[0034]
图4为本发明实施例2中的显微组织sem图像；
[0035]
图5为本发明实施例3中的金相组织图像；
[0036]
图6为本发明实施例3中的显微组织sem图像。
[0037]
图7为本发明实施例4中的金相组织图像；
[0038]
图8为本发明实施例4中的显微组织sem图像；
[0039]
图9为本发明实施例5中的金相组织图像；
[0040]
图10为本发明实施例5中的显微组织sem图像；
[0041]
图11为本发明实施例6中的金相组织图像；
[0042]
图12为本发明实施例6中的显微组织sem图像。
[0043]
图13为对比材料40cr13的晶粒尺寸显微图像。
[0044]
图14为本发明实施例1中的晶粒尺寸显微图像。
[0045]
图15为本发明实施例4中的晶粒尺寸显微图像。
具体实施方式
[0046]
以下结合具体实施例对一种高硅含钒、钛不锈钢及其制备方法作进一步的详细描述，这些实施例只用于解释的目的，本发明不限定于这些实施例中。
[0047]
本技术提供了一种高硅含钒、钛不锈钢，其化学成分以质量百分比计为：c：0.35％-0.40％、si：1.00％-2.00％、mn：0.60％-1.00％、cr：10.00％-13.00％、ni：0.20％-0.60％、ti：0-0.20％、v：0-0.20％、s≤0.03％、 p≤0.03％，其余为fe和不可避免的微量杂质，其中所述的ti、v在含量要求范围内至少添加一种。
[0048]
本发明高硅含钒、钛不锈钢的成分设计，基于以下原理：
[0049]
碳(c)元素：提高钢中的碳含量，可以使更多的碳通过固溶分布于基体，或以形成弥散碳化物的方式分布于基体，从而起到固溶强化和弥散强化的作用。一般情况下，碳含量增加，钢的屈服强度和抗拉强度会升高，有利于提供较高的强度，阻止疲劳裂纹的萌生。与此同时，钢的塑性会随着碳含量的增加而提高，当碳含量高到一定程度时，反而会降低钢的疲劳性能。碳是强间隙固溶强化元素，提高强度，但不能依靠其提高强度，因为高的含碳量会降低冲击韧性。综合考虑，c含量控制为 0.35％-0.40％。
[0050]
硅(si)元素：硅是一个对铁素体进行置换固溶强化非常有效的元素， si做为提高
回火抗力的有效元素，能够提高钢的回火稳定性。si还起到了抑制渗碳体析出的作用，使马氏体中过饱和的碳能够向奥氏体中扩散，提高奥氏体稳定性，在冷却至室温后能够得到较多的薄膜状残余奥氏体，能够有效提高材料塑、韧性。另外，si使cct曲线中贝氏体转变区向右下方移动，因而使贝氏体转变发生在较低的温度，可以形成细小的针状贝氏体，并能够在较大的温度范围内形成贝氏体，能够得到均匀的贝氏体组织，从而提高了钢的空冷淬透性。所以综合考虑将si的含量控制为 1.00％-2.00％。
[0051]
锰(mn)元素：锰是一种弱碳化物形成元素，一般以碳化物的形式存在于渗碳体中，起到很好的固溶强化效果。mn在一定含量时，使过冷奥氏体等温转变曲线上存在明显的上下c曲线分离，适量的mn在中温下的相界处富集时，对相界迁移起拖曳作用，同时显著降低贝氏体的相变驱动力，使贝氏体相变温度降低，有助于细化贝氏体组织，同时mn还能提高贝氏体淬透性。mn与si共同作用可获得高强度、高硬度的同时，仍具有较高的韧性。但是，钢中的mn含量不宜过高，避免因锰含量的提高而出现明显的回火脆性。因此综合考虑将mn含量控制为 0.60％-1.00％。
[0052]
铬(cr)元素：铬能显著提高材料的强度、硬度和耐磨性，提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，与此同时会降低塑性和韧性。在氧化性介质中，随铬元素含量升高，金属表面可以生成致密的cr2o3氧化膜，起到强烈的钝化作用。cr元素强压低bs点，弱压低ms点，是压低
△
bs/
△
ms比值最强的合金元素，能提高贝氏体的强度。此外，随着cr含量的不断增加，不锈钢中析出金属间化合物的倾向不断变大，这些金属间化合物的存在会显著降低钢的塑性和韧性，而且在某些情况下还会损害钢的耐蚀性。所以综合考虑cr元素的含量控制为10.00％-13.00％。
[0053]
镍(ni)元素：ni的添加不仅会影响钢的相变过程，而且还会影响钢的组织和性能，ni可同时提高钢的强度和韧性。ni添加后有效阻碍了高温铁素体相变，降低实验钢的ms，扩大了贝氏体的相变区间。有ni时，可提高塑韧性能，但考虑到镍是稀缺金属且比较贵，故本发明将ni含量控制为0.20％-0.60％。
[0054]
钛(ti)元素：微合金化元素钛(ti)可以与钢中的碳元素发生反应，在基体中生成tic沉淀，tic粒子会影响材料的再结晶，提高材料的再结晶温度；并且可以钉扎原奥氏体晶粒，阻碍材料内部奥氏体晶粒的长大，使得材料最终基体组织马氏体得以细化，从而改善材料的性能，但钢的硬度随ti含量增加而降低。另外，由于tic非常稳定，也降低了合金固溶体中碳的固溶浓度。因此本发明将ti的含量控制为0.20％以内。
[0055]
钒(v)元素：v能细化晶粒，同时提高强度和韧性，v与c形成高熔点碳化物vc，可作为外来晶核细化晶粒，提高强度和韧性，其硬度大于 m3c型碳化物，有利于提高材料的耐磨性。本发明将v的含量控制为 0.20％以内。
[0056]
为了进一步提高上述高硅含钒、钛不锈钢的性能，可以对上述高硅含钒、钛不锈钢的组成成分做进一步调整。示例性地，其组成按质量百分比计为：c：0.35％-0.40％、si：1.00％-2.00％、mn：0.60％-1.00％、cr： 10.00％-13.00％、ni：0.20％-0.60％、ti：0.10％-0.20％、v：0.10％-0.20％、 s≤0.03％、p≤0.03％，其余为fe和不可避免的微量杂质。
[0057]
本技术还提供了一种高硅含钒、钛不锈钢材料的制备方法，包括以下步骤：
[0058]
步骤s1、冶炼钢水，然后浇铸得到铸锭；
9.3％ (如9.1％)，冲击功为25-33j/cm2(30.3j/cm2)如，硬度为50-52hrc(如 51.7hrc)，与现有的40cr13不锈钢相比，抗拉强度提高27.7％-33.5％(如 30％)、伸长率提高0.89-1.07倍(如1倍)、硬度提高15％-19.5％(如18％)。
[0072]
或者具体的淬火 回火处理为等温淬火 回火，步骤4包括：将步骤3 中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以8-12℃/min(如10℃/min)加热升温至800℃-810℃(如800℃)后，保温20-40min(如30min)，然后以8-12℃/min(如10℃/min)升温至1030-1130℃，保温20-40min(如 30min)，然后迅速放入t1温度盐浴炉中，继续在盐浴炉中保温t2时间，最后取出空冷至室温后，进行回火。
[0073]
具体的，t1为180-280℃，t2为60-300min，回火包括：重新加热到250℃-450℃，保温2h，然后空冷至室温。
[0074]
需要说明的是，等温淬火 回火处理的目的是为了得到贝氏体组织，经等温淬火、回火处理后，不锈钢材料的组织为无碳化物贝氏体组织，平均晶粒尺寸为26-30μm(如28μm)，进一步提高了不锈钢刀剪材料的各项力学性能，具体抗拉强度为1819-1867mpa(如1840mpa)，屈服强度为1480-1563mpa(如1531.8mpa)，伸长率为10％-12％(如11.1％)，冲击功为36-41j/cm2(如38.7j/cm2)，硬度为52.2-54hrc(如53.4hrc)，与现有的40cr13不锈钢相比，抗拉强度提高33.1％-36.6％(如34％)、伸长率提高约1.22-1.67倍(如1.5倍)、硬度提高20％-24％(如22％)。
[0075]
实施例1
[0076]
本实施例的钢的化学成分见表1，制备方法包括如下步骤：
[0077]
步骤s1、按照合金成分配比将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1550℃，待温度降低到1420℃再进行浇铸，得到直径φ70mm铸锭，空冷。
[0078]
步骤s2、将步骤上述铸锭加热到1150℃，保温2h进行匀质化，进行锻造，始锻温度为1050℃，终锻温度为850℃，锻造过程中采用三墩三拔，锻后得到直径φ45mm的钢坯，空冷至室温；
[0079]
步骤s3、将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至860℃，保温 90min；随后以3℃/min冷却到750℃，保温90min，再以25-30℃/h冷却到550℃，最后再取出空冷至室温。
[0080]
步骤s4、将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至1030℃，保温30min，最后油淬至室温；室温时效2h后，重新加热到250℃，保温 2h，然后空冷至室温；再加热到250℃，保温2h，然后再次空冷至室温，即得。高硅含钒、钛不锈钢材料的力学性能和微观组织见表2，金相组织图见图1，扫描组织图见图2，晶粒尺寸显微图像见图14。
[0081]
实施例2
[0082]
本实施例的钢的化学成分见表1，制备方法包括如下步骤：
[0083]
步骤s1、按照合金成分配比将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1600℃，待温度降低到1440℃再进行浇铸，得到直径φ80mm铸锭，空冷。
[0084]
步骤s2、将步骤上述铸锭加热到1180℃，保温1.5h进行匀质化，进行锻造，始锻温
度为1060℃，终锻温度为870℃，锻造过程中采用三墩三拔，锻后得到直径φ47mm的钢坯，空冷至室温；
[0085]
步骤s3、将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至860℃，保温90min；随后以3℃/min冷却到750℃，保温90min，再以25-30℃/h 冷却到570℃，最后再取出空冷至室温。
[0086]
步骤s4、将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以 10℃/min加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至 1050℃，保温30min，最后油淬至室温；室温时效1.5h后，重新加热到 350℃，保温2h，然后空冷至室温；再加热到350℃，保温2h，然后再次空冷至室温，即得。高硅含钒、钛不锈钢材料的力学性能和微观组织见表2，金相组织图见图3，扫描组织图见图4。
[0087]
实施例3
[0088]
本实施例的钢的化学成分见表1，制备方法包括如下步骤：
[0089]
步骤s1、按照合金成分配比将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1620℃，待温度降低到1450℃再进行浇铸，得到直径φ90mm铸锭，空冷。
[0090]
步骤s2、将步骤上述铸锭加热到1150℃，保温1h进行匀质化，进行锻造，始锻温度为1080℃，终锻温度为900℃，锻造过程中采用三墩三拔，锻后得到直径φ50mm的钢坯，空冷至室温；
[0091]
步骤s3、将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至860℃，保温 90min；随后以3℃/min冷却到750℃，保温90min，再以25-30℃/h冷却到600℃，最后再取出空冷至室温。
[0092]
步骤s4、将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以 10℃/min加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至 1100℃，保温30min，最后油淬至室温；室温时效1h后，重新加热到 450℃，保温2h，然后空冷至室温；再加热到450℃，保温2h，然后再次空冷至室温，即得。高硅含钒、钛不锈钢刀剪材料的力学性能和微观组织见表2，金相组织图见图5，扫描组织图见图6。
[0093]
实施例4
[0094]
本实施例的钢的化学成分见表1，制备方法包括如下步骤：
[0095]
步骤s1、按照合金成分配比将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1550℃，待温度降低到1420℃再进行浇铸，得到直径φ70mm铸锭，空冷。
[0096]
步骤s2、将步骤上述铸锭加热到1150℃，保温2h进行匀质化，进行锻造，始锻温度为1050℃，终锻温度为850℃，锻造过程中采用三墩三拔，锻后得到直径φ45mm的钢坯，空冷至室温；
[0097]
步骤s3、将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至860℃，保温 90min；随后以3℃/min冷却到750℃，保温90min，再以25-30℃/h冷却到550℃，最后再取出空冷至室温。
[0098]
步骤s4、将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以 10℃/min加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至 1030℃，保温30min，然后迅速放入180℃盐浴
炉中，继续在盐浴炉中保温60min，最后取出空冷至室温后，重新加热到250℃，保温2h，然后空冷至室温。高硅含钒、钛不锈钢材料的力学性能和微观组织见表2，金相组织图见图7，扫描组织图见图8，晶粒尺寸显微图像见图15。
[0099]
实施例5
[0100]
本实施例的钢的化学成分见表1，制备方法包括如下步骤：
[0101]
步骤s1、按照合金成分配比将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1600℃，待温度降低到1440℃再进行浇铸，得到直径φ80mm铸锭，空冷。
[0102]
步骤s2、将步骤上述铸锭加热到1180℃，保温1.5h进行匀质化，进行锻造，始锻温度为1060℃，终锻温度为870℃，锻造过程中采用三墩三拔，锻后得到直径φ47mm的钢坯，空冷至室温；
[0103]
步骤s3、将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至860℃，保温 90min；随后以3℃/min冷却到750℃，保温90min，再以25-30℃/h冷却到570℃，最后再取出空冷至室温。
[0104]
步骤s4、将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以 10℃/min加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至1050℃，保温30min，然后迅速放入220℃盐浴炉中，继续在盐浴炉中保温180min，最后取出空冷至室温后，重新加热到350℃，保温2h，然后空冷至室温。高硅含钒、钛不锈钢材料的力学性能和微观组织见表2，金相组织图见图9，扫描组织图见图10。
[0105]
实施例6
[0106]
本实施例的钢的化学成分见表1，制备方法包括如下步骤：
[0107]
步骤s1、按照合金成分配比将废钢、生铁、铬铁、镍块装入感应熔炼炉中，待钢液溶清，通过二次加料装置依次加入硅铁、锰铁、钛丝、钒铁进行真空熔炼，钢液最高温度升至1620℃，待温度降低到1450℃再进行浇铸，得到直径φ90mm铸锭，空冷。
[0108]
步骤s2、将步骤上述铸锭加热到1150℃，保温1h进行匀质化，进行锻造，始锻温度为1080℃，终锻温度为900℃，锻造过程中采用三墩三拔，锻后得到直径φ50mm的钢坯，空冷至室温；
[0109]
步骤s3、将步骤s2中得到的钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至860℃，保温 90min；随后以3℃/min冷却到750℃，保温90min，再以25-30℃/h冷却到600℃，最后再取出空冷至室温。
[0110]
步骤s4、将步骤s3中得到的退火钢坯放入到热处理炉中，以10℃/min 加热升温至800℃后，保温30min，然后以10℃/min升温至1100℃，保温30min，然后迅速放入280℃盐浴炉中，继续在盐浴炉中保温300min，最后取出空冷至室温后，重新加热到450℃，保温2h，然后空冷至室温。高硅含钒、钛不锈钢材料的力学性能和微观组织见表2，金相组织图见图 11，扫描组织图见图12。
[0111]
表1实施例1-6钢和对比例40cr13的化学成分wt.％
[0112]
钢种csimncrnivtisp实施例10.401.480.7910.570.23-0.060.020.03实施例20.371.050.9313.010.450.15-0.030.01
实施例30.381.830.6211.880.590.100.200.010.02实施例40.401.580.7510.670.22-0.170.020.03实施例50.361.010.9013.000.470.05-0.030.01实施例60.351.630.6612.970.550.200.100.010.02对比例10.360.450.1812.520.51
‑‑
0.020.03对比例20.400.520.3213.570.29
‑‑
0.020.02
[0113]
表2实施例1-6钢和对比例40cr13的力学性能和微观组织
[0114][0115][0116]
另外，经过图13和图14、图15的晶粒尺寸对比可知本发明两种加工工艺的晶粒尺寸约为40cr13的1/2，分别为30μm和28μm，这也是各项力学性能提高的重要原因所在。