CN103320591B - 30CrNi3MoV 锻件热处理方法 - Google Patents

30CrNi3MoV 锻件热处理方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种30CrNi3MoV锻件热处理方法,依次包括以下步骤:第一次正火、第一次过冷、第二次正火、第二次过冷、完全退火和调质处理。该30CrNi3MoV锻件热处理方法通过锻后两次正火、两次过冷、完全退火的工艺,完全隔断组织遗传,达到晶粒细化的效果,使材料潜能得到充分发挥。即:对于非常容易产生晶粒遗传和晶粒粗大的30CrNi3MoV钢种,提高锻后一次正火温度使锻后不均匀的晶粒组织重新排序,其后再进行一次稍低温度的正火,使晶粒进一步细化,两次低温过冷使正火产生的残余奥氏体能够充分分解,阻断遗传倾向,再加上最后一次完全退火,将组织遗传完全阻断,从而达到了消除混晶的理想效果。

Description

30CrN i 3M〇V锻件热处理方法
技术领域
[0001] 本发明涉及热处理工艺技术领域,尤其是涉及一种30CrNi3MoV锻件热处理方法。
背景技术
[0002] 目前,钢铁工业发展所面临的资源和环境的压力越来越大,为保护环境,节约能 源和原材料,研究和发展超高强度钢,减轻钢制品重量,提高钢铁产品附加值迫在眉睫。
[0003] 低合金超高强度钢由于成本相对低廉,生产工艺比较简单,因而具有广阔的发展 应用前景。其中,30CrNi3MoV钢是在原Cr-Ni-Mo系低合金超高强钢的基础上进行V微合 金化,并适当调整其它合金元素含量而发展起来的。为充分发挥V微合金化的强化优势,生 产中须配以合理、先进的控锻控冷或热处理工艺,才能使钢的性能得到最大限度的发挥。
[0004] 然而,目前对此钢的实际应用仍采用传统的热处理工艺,这不仅不利于钢材潜能 的最大发挥,而且还浪费资源和能源进而增加生产成本。
[0005] 究其原因,该30CrNi3M〇V钢潜能不能得到充分发挥的主要原因在于此钢种具有 较强的组织遗传特性,按传统工艺热处理后将产生混晶现象,使其机械性能指标达不到要 求。
发明内容
[0006] 本发明的目的是提供一种30CrNi3M〇V锻件热处理方法,它具有能够有效消除该 30CrNi 3MoV锻件的混晶现象的特点。
[0007] 本发明所采用的技术方案是:30CrNi3M〇V锻件热处理方法,依次包括以下步骤: 第一次正火、第一次过冷、第二次正火、第二次过冷、完全退火和调质处理。
[0008] 所述第一次正火为:将锻件加温至97(T990°C后,保持该温度13〜18h。
[0009] 所述第一次正火为:将锻件加温至980°C后,保持该温度15h。
[0010] 所述第二次正火为:锻件加温至94(T960°C后,保持该温度13〜18h。
[0011] 所述第二次正火为:锻件加温至950°C后,保持该温度15h。
[0012] 所述完全退火为:将锻件加温至850°CX 15h炉冷至64(T660°C并保持该温度 28~32h,之后空冷直至锻件温度不高于150°C。
[0013] 所述完全退火为:将锻件加温至850° CX 15h炉冷至650° C并保持该温度30h,之 后空冷直至锻件温度不高于150° C。
[0014] 所述调质处理依次包括:将锻件加温至86(T880° C并保持该温度8〜12h后淬火,将 锻件加温至58(T600°C并保持该温度18〜22h后回火。
[0015] 所述调质处理依次包括:将锻件加温至870° C并保持该温度10h后淬火,将锻件加 温至590° C并保持该温度20h后回火。
[0016] 所述第一次过冷和第二次过冷均为:将锻件风冷至200°C后,空冷至室温。
[0017] 本发明所具有的优点是:能够有效消除该30CrNi3M〇V锻件的混晶现象。本发明的 30CrNi3M〇V锻件热处理方法通过锻后两次正火、两次过冷、完全退火的工艺,完全隔断组织 遗传,达到晶粒细化的效果,使材料潜能得到充分发挥。即:对于非常容易产生晶粒遗传和 晶粒粗大的30CrNi3M〇V钢种,提高锻后一次正火温度使锻后不均匀的晶粒组织重新排序, 其后再进行一次稍低温度的正火,使晶粒进一步细化,两次低温过冷使正火产生的残余奥 氏体能够充分分解,阻断遗传倾向,再加上最后一次完全退火,将组织遗传完全阻断,从而 达到了消除混晶的理想效果。
附图说明
[0018] 下面结合附图和实施例对本发明进一步说明:
[0019] 图1是空冷后锻件组织图;
[0020] 图2是按照传统工艺920° C正火-890° C正火-650° C回火后锻件中心部位切取的 试样检测的晶粒度;
[0021] 图3是对图2试样850°CX lh封炉冷到640°CX3h检测的金相组织;
[0022] 图4是图3状态的试样于860°CX lh水冷淬火后检测的晶粒度组织;
[0023] 图5是选取图2状态的试样经970° CX 2h空冷到室温检测的晶粒度组织;
[0024] 图6是970° CX 2h空冷到室温,再于870° CX lh水冷淬火后检测的晶粒度组织;
[0025] 图7是工件于980° C正火-950° C正火_850〜650° C退火后再于860° C淬火580° C 回火后检测的晶粒度组织;
[0026] 图8a和图8b分别是实施例1中锻件热处理前后的组织图;
[0027] 图9a和图9b分别是实施例2中锻件热处理前后的组织图;
[0028] 图10a和图10b分别是实施例3中锻件热处理前后的组织图。
具体实施方式
[0029] 本发明的30CrNi3MoV锻件热处理方法依照以下分析而制定。[0020]
[0030] 一、市场需求调查
[0031] 经广泛调查,市场上对30CrNi3MoV锻件的性能要求见表1所示:
[0032] 表 1
[0033]
[0034] 二、原有技术实验作为比较
[0035] 1、制备路线
[0036] 该30CrNi3MoV锻件完整的制备路线为:LF+VD -电渣重熔一加热一锻造一 锻后热处理一探伤后机加工一探伤后调质处理一探伤后检验性能、测定晶粒度。
[0037] 2、实验性生产
[0038] 为达到表1所述的性能,首先进行实验性生产。该实验性生产中,投入两个炉号, 材料化学成分见表2所不:
[0039] 表 2
[0040]
[0041] 采用的锻件规格尺寸为:550mmX650mmX 1650mm。
[0042] 所采取的的锻造加热工艺为:将锻件加热至1220±10°C保持4h,之后依次进行镦 粗、拔长、镦粗,最后形成成品锻件。
[0043] 所采取的锻后热处理为:锻后空冷到工件表面32(T400° C入退火炉650° C待料,等 锻件全部锻完后以全功率将炉温升高到920° C按0. Γ0. 5系数X锻件装炉吨位进行保温, 然后工件吊下炉摆放到Φ600圆垫铁上,6台轴流风机从不同方位吹风空冷到工件表面温 度28(T320°C入退火炉不点火停留15h后,再以全功率将炉温升高到890°C,按上边同样的 保温方式保温后再以同样的冷却方式冷却到28(T320°C,入退火炉不点炉停留15h后,再以 全功率将炉温升高到650° C,保温25〜40h后封炉冷却到仪表温度< 350° C出炉空冷到室温。 [0044] 所采取的调质热处理:
[0045] 1)调质前预备热处理采取正火处理,工件入炉后先在450° (T550° C进行第一次预 热,保温1〜2h再以6(Tl00°C/h升温至正火温度890°C,保温时间按1. 3〜2. 0h/100mm,使工 件心部达到890° C左右,完成奥氏体转变,然后出炉摆放到垫铁上4台轴流风机从不同方向 吹风冷却到表面温度彡300° C装入加热炉;
[0046] 2)调质处理淬火加热:以6(T100° C/h速度升温到淬火温度860° C,保温按 1. 3〜2. 0h/100mm使工件心部达到860°C左右,完成奥氏体转变;
[0047] 3)淬火冷却:采用水空间歇冷却。先在空气中预冷1. 5〜3min,然后放入4(T50°C 的水中冷却,冷却时间按0. 3~0. 5min/100mm控制,然后再次提出水面空冷,空冷时间以不 使锻件表面温度超过回火温度为限。此后水冷时间应逐次减少,空冷时间逐次延长,以减小 锻件截面的温差,防止开裂,冷却到表面温度20(T300° C入炉回火;
[0048] 4)回火:工件入回火炉后先在28(T350°C预热2〜3h,再升温至590°C进行回火,保 温时间采用2. 5~3. 5h/100mm,进行马氏体分解及残余奥氏体的继续转变,消除淬火应力,回 火后空冷到室温。
[0049] 3、检测
[0050] 采用常规检测方法,对前述实验性生产中形成的锻件进行检测,检测结果见表3 所示:
[0051] 表 3
[0052]
[0053] 性能检测结果为:晶粒度检测:20%7级,80%广3级。
[0054] 4、分析
[0055] 从以上检测数据可知,前述实验性生产中所制备的锻件低温性能偏低和晶粒粗 大、不均匀。原因为:晶粒遗传造成。即,由于通常该类锻件的截面大,锻造后内外温差大, 尽管表面终锻温度不高,但是心部实际停锻温度远远超过900°C以上。这样,见图1所示, 锻后空冷过程中形成排列有序的粗大贝氏体组织。经过920°C、890°C再次正火后,沿原来 粗大贝氏体组织形成粗大的晶粒,风冷后再次形成了粗大排列有序的贝氏体组织,于650°C 扩氢退火后,很难将排列有序的板条状贝氏体组织分解,造成晶粒遗传,在调质过程中形成 混晶组织。
[0056] 三、工艺优化实验
[0057] 1、实验前理论调查分析:
[0058] 1. 1据文献《珠光体转变与退火》介绍:原始组织是影响组织遗传的重要因素,通 常原始组织为贝氏体组织遗传性较强,为此必须将原始的非平衡组织转变为平衡组织。故, 得到平衡组织的重要方法是:采用完全退火、不完全退火、A1温度稍下的高温回火等工艺 方法。
[0059] 1. 2据文献《大锻件热处理》调整与细化晶粒的热处理工艺措施:
[0060] 1. 2. 1、提高a - γ相变区中的加热速度细化奥氏体晶粒。但对于大锻件实际加 热速度不够大;
[0061] 1.2.2多次正火对于调整与细化晶粒的作用为许多研究工作所肯定。据介绍,在 不同温度区域奥氏体晶粒的均匀程度不同,在某些区域能够得到近于均匀的奥氏体晶粒。 该文未注明奥氏体的加热速度等实验条件,但认为采用较高的加热温度从而达到较粗的奥 氏体晶粒有利于晶粒的调整。
[0062] 1. 2. 3消除粗大残余的奥氏体工艺方法:
[0063] 大锻件由于偏析及终冷温度(对第一热处理即为过冷温度)一般在Ms附近,要实 现奥氏体完全转变是困难的,这样锻后的粗大奥氏体晶粒往往保留下来。在300°C等温时 残余奥氏体的分解速度最快。此外,在A1以下回火时若保温时间足够则在随后的冷却过程 中(而不是保温过程)残余奥氏体将分解。这种回火称为条件处理。条件处理加热温度愈低 所需保温时间愈长,在520°C以下回火残余奥氏体将不分解。
[0064] 2、实验情况
[0065] 2· 1相变临界点见表4所示:
[0066] 表 4
[0067]
[0068] 2. 2 实验一
[0069] 选取余料粗晶较严重的位置,见图2所示。进行完全退火获得铁素体+珠光体的 平衡组织,见图3所示。然后于870°C淬火实验后发现仍然存在混晶组织,见图4所示。查 阅杨正汉《电站用大型锻件锻后热处理》,大型锻件3. 5%NiCrM〇V钢在珠光体区完成相变要 用500小时,所以大型转子锻后热处理很少采用等温退火的办法。
[0070] 2. 3 实验二
[0071] 提高正火温度,得到相对粗大均匀的奥氏体晶粒,在随后的淬火过程中使晶粒进 一步细化,见图5所示。以970°C保持2h正火后晶粒较为均匀达到6. 5级,以870°C保持 lh淬火后,检验晶粒度提高到8级,见图6所示,结果较为理想。
[0072] 2.4生产实验
[0073] 2. 4. 1选材加热锻造仍采用本说明书所述的原有技术实验部分
[0074] 2. 4. 2材料成分见表5所示:
[0075] 表 5
[0076]
[0077] 2. 4. 3、根据锻件规格,获得平衡组织的理论方法和调整与细化晶粒的热处理工艺 措施及以上小试样实验情况并考虑到小试样于实际生产的差异,特制定出如下锻后热处理 工艺:
[0078] 锻后空冷到工件表面320° (T400° C入退火炉650° C待料等锻件全部锻完后以全功 率将炉温升高到980° C增加奥氏体的均匀性,以利于组织的重新排序,按0. Γ0. 5系数X锻 件装炉吨位进行保温,然后工件吊下炉摆放到Φ600圆垫铁上,6台轴流风机从不同方位吹 风空冷到,工件表面温度200° C左右入退火炉不点火停留15h后,再以全功率将炉温升高到 950°C按上边同样的保温方式,保温后再以同样的冷却方式冷却到200°C左右入退火炉不 点炉停留15h后,再以全功率将炉温升高到850° C保温按0. 4~0. 5系数X锻件装炉吨位进 行,然后停炉冷却到仪表温度650° C点炉保持25~40h后封炉冷却到仪表温度< 150° C出炉 空冷到室温。
[0079] 2. 4. 4金相检验组织:珠光体+铁素体
[0080] 2. 4. 5调质处理:
[0081] 1)工件入炉后先在450°C〜550°C进行第一次预热,保温1〜2h,以6(Tl00°C/h速度 升温到淬火温度860° C,保温按1. 3〜2. 0h/100mm使工件心部达到860° C左右,完成奥氏体转 变;
[0082] 2)淬火冷却:采用水空间歇冷却。先在空气中预冷1. 5〜3min,然后放入4(T50°C 的水中冷却,冷却时间按0. 3~0. 5min/100mm控制,然后再次提出水面空冷,空冷时间以不 使锻件表面温度超过回火温度为限。此后水冷时间应逐次减少,空冷时间逐次延长,以减小 锻件截面的温差,防止开裂,冷却到表面温度20(T300°C入炉回火;28(T350°C。
[0083] 3)回火:工件入回火炉后先在28(T350°C预热2〜3h,再升温至590°C进行回火,保 温时间采用2. 5~3. 5h/100mm,进行马氏体分解及残余奥氏体的继续转变,消除淬火应力,回 火后空冷到室温。
[0084] 2. 4. 6、晶粒度检验分析,见图7所示,晶粒度广8级。
[0085] 2· 4· 7性能检测结果见表6所示:
[0086] 表 6
[0087]
[0088] 3、总结分析:
[0089] 通过对30CrNi3MoV材料混晶及晶粒粗大工艺优化实验可知:通过锻后两次商温 正火+两次过冷+完全退火可以完全隔断组织遗传并达到晶粒细化的效果。同时,使材料 潜能得到充分发挥。
[0090] 四、结论性总结
[0091] 对于非常容易广生晶粒遗传和晶粒粗大的30CrNi3MoV钢种,提商锻后一次正火 温度使锻后不均匀的晶粒组织重新排序,其后再进行一次稍低温度的正火,使晶粒可以进 一步细化,两次低温过冷的目的是使正火产生的残余奥氏体能够充分分解,阻断遗传倾向, 再加上最后一次完全退火,将组织遗传完全阻断,可以得到理想效果。
[0092] 由以上分析,本发明的30CrNi3M〇V锻件热处理方法采取以下实施例所述的方法:
[0093] 实施例1,选材加热锻造仍采用本说明书所述的原有技术实验部分。30CrNi3MoV 锻件热处理方法,依次包括以下步骤:第一次正火、第一次过冷、第二次正火、第二次过冷、 完全退火和调质处理。具体的讲:
[0094] 第一次正火为:将锻件加温至970° C后,保持该温度13h。
[0095] 第一次过冷为:将锻件风冷至200°C后,空冷至常温。
[0096] 第二次正火为:锻件加温至940° C后,保持该温度13h。
[0097] 第二次过冷为:将锻件风冷至200°C后,空冷至常温。
[0098] 完全退火为:将锻件加温至850° CX15h (S卩,加温至850° C保持15h,下同)后炉冷 到640° C并保持该温度28h,之后空冷直至锻件温度不高于150° C。
[0099] 调质处理依次包括:将锻件加温至860° C并保持该温度8h后淬火,将锻件加温至 580° C并保持该温度18h后回火。
[0100] 经常规实验,见图8a所示,采用实施例1的方法进行热处理之前,晶粒度组织晶粒 度1~3级大小不均匀混晶严重。见图8b所示,采用实施例1的方法进行热处理之后,晶粒 度组织:8. 5级,混晶组织消失。
[0101] 实施例2 :选材加热锻造仍采用本说明书所述的原有技术实验部分。30CrNi3MoV 锻件热处理方法,依次包括以下步骤:第一次正火、第一次过冷、第二次正火、第二次过冷、 完全退火和调质处理。具体的讲:
[0102] 第一次正火为:将锻件加温至980° C后,保持该温度15h。
[0103] 第一次过冷为:将锻件风冷至200°C后,空冷至常温。
[0104] 第二次正火为:锻件加温至950° C后,保持该温度15h。
[0105] 第二次过冷为:将锻件风冷至200°C后,空冷至常温。
[0106] 完全退火为:将锻件加温至850° CX 15h后炉冷至650° C并保持该温度30h,之后 空冷直至锻件温度不高于150° C。
[0107] 调质处理依次包括:将锻件加温至870° C并保持该温度10h后淬火,将锻件加温至 590° C并保持该温度20h后回火。
[0108] 经常规实验,见图9a所示,采用实施例2的方法进行热处理之前,晶粒度组织晶粒 度1~3级大小不均匀混晶严重。见图9b所示,采用实施例2的方法进行热处理之后,晶粒 度组织:7. 5级,混晶组织消失。
[0109] 实施例3 :选材加热锻造仍采用本说明书所述的原有技术实验部分。30CrNi3MoV 锻件热处理方法,依次包括以下步骤:第一次正火、第一次过冷、第二次正火、第二次过冷、 完全退火和调质处理。具体的讲:
[0110] 第一次正火为:将锻件加温至990° C后,保持该温度18h。
[0111] 第一次过冷为:将锻件风冷至200°C后,空冷至常温。
[0112] 第二次正火为:锻件加温至960° C后,保持该温度18h。
[0113] 第二次过冷为:将锻件风冷至200°C后,空冷至常温。
[0114] 完全退火为:将锻件加温至850° CX 15炉冷至660° C并保持该温度32h,之后空冷 直至锻件温度不高于150° C。
[0115] 调质处理依次包括:将锻件加温至880° C并保持该温度12h后淬火,将锻件加温至 600° C并保持该温度22h后回火。
[0116] 经常规实验,见图10a所示,采用实施例3的方法进行热处理之前,晶粒度组织晶 粒度1~3级大小不均匀混晶严重。见图10b所示,采用实施例2的方法进行热处理之后,晶 粒度组织:6. 5级,混晶组织消失。此实施例中,由于采用了较高的正火温度和淬火温度,所 以晶粒度级别相对略低。
[0117] 以上所述仅为本发明的优选实施例,并非因此限制本发明的专利范围,凡是利用 本发明说明书内容所作的等效流程变换,或直接或间接运用在其他相关的技术领域,均同 理包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (5)

1. 30CrNi3M〇V锻件热处理方法,依次包括以下步骤:第一次正火、第一次过冷、第二次 正火、第二次过冷、完全退火和调质处理;其中, 所述第一次正火为:将锻件加温至97(T990°C后,保持该温度13〜18h ; 所述第二次正火为:锻件加温至94(T960°C后,保持该温度13〜18h ; 所述完全退火为:将锻件加温至850°CX 15h炉冷64(T660°C并保持该温度28〜32h,之 后空冷直至锻件温度不高于150° C ; 所述调质处理依次包括:将锻件加温至86(T880° C并保持该温度8〜12h后淬火,将锻件 加温至58(T600°C并保持该温度18〜22h后回火; 所述第一次过冷和第二次过冷均为:将锻件风冷至200°C后,空冷至室温。
2. 根据权利要求1所述的30CrNi3M〇V锻件热处理方法,其特征在于:所述第一次正火 为:将锻件加温至980°C后,保持该温度15h。
3. 根据权利要求1所述的30CrNi3M〇V锻件热处理方法,其特征在于:所述第二次正火 为:锻件加温至950°C后,保持该温度15h。
4. 根据权利要求1所述的30CrNi3M〇V锻件热处理方法,其特征在于:所述完全退火 为:将锻件加温至850° CX 15h炉冷至650° C并保持该温度30h,之后空冷直至锻件温度不 高于150°C。
5. 根据权利要求1所述的30CrNi3M〇V锻件热处理方法,其特征在于:所述调质处理依 次包括:将锻件加温至870° C并保持该温度10h后淬火,将锻件加温至590° C并保持该温度 20h后回火。
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