CN110724801A - Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法 - Google Patents

Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法 Download PDF

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Abstract

Cr‑Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，包括如下步骤：步骤一：将加热炉的温度加热至Cr‑Mo超高强钢奥氏体固溶温度以上，保温10～30min；步骤二：加热炉以1～5℃/s冷却速率降温至700～950℃，保温1～60min，生成一定体积的铁素体和奥氏体；步骤三：Cr‑Mo超高强钢在奥氏体和铁素体的两相区直接深冷处理，冷却到‑90～‑196℃，促进奥氏体转变为板条尺寸细小马氏体等微观组织；步骤四：深冷温度下保温1～60min，促进残余奥氏体转变为马氏体。本发明深冷到无需在室温阶段停留,直接进行深冷操作且深冷时间最高为60min，有效的节约时间提高效率且无需回火处理，可较大范围调控钢的强度和韧性，可同时提高钢的强度和韧性。

Description

Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接 深冷处理提高强韧性的方法
技术领域
本发明属于Cr-Mo超高强钢强韧优化处理领域，具体地说是Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法。
背景技术
超高强钢一般认为其抗拉强度不小于1000MPa，由于其超高的强度和良好的韧性，应用于制造各类承受较高应力的结构件和工件。Cr-Mo成分体系的超高强钢常规热轧状态下室温组织为贝氏体、马氏体和残余奥氏体等，由于存在大量的“硬相”贝氏体和马氏体组织，往往其强度很高，韧性很差。如何制备更多的“软相”铁素体组织，让“软相更多”和“硬相更硬”，从而提升其韧性而又不降低强度，甚至进一步提升其强度，这一难题的创新性解决，具有重要工程应用价值。
两相区指的是Cr-Mo超高强度钢在某一高温温度区间处于奥氏体和铁素体组织并存的一种状态。在两相区进行等温处理，可在高温状态下制备出软相铁素体，控制两相区等温处理的温度，可调控奥氏体和铁素体的体积含量(Vol％)；控制两相区等温时间，可调控奥氏体和铁素体两种组织中的合金元素质量含量(wt％)及分布。本发明的有益效果是，两相区等温处理制备出软相铁素体，进而控制铁素体体积含量和内部合金含量，从而提升Cr-Mo超高强度钢的韧性。
常规深冷处理是在室温条件将淬火后的材料放入液氮中进行冷却的热处理方法，其重要特征是“先淬火，冷却到室温，然后深冷处理”。
如专利CN201610857699.2所介绍，第一步将钢种牌号为1Ni9的钢(简称“1Ni9钢”)，加热到高温奥氏体区和奥氏体和铁素体的两相区的两种不同类型的温度，然后以水为冷却介质，以1～5℃/min的冷却速率冷却至室温(约20℃)，然后在室温下停留一段时间。第二步将冷却完全的1Ni9钢(内部和表面温度均为20℃)进行深冷处理，深冷处理温度为-140℃～-196℃，深冷处理时间为24小时以上，然后进行回火处理。其有益效果是促进残余奥氏体的转变为马氏体，避免在该工艺在回火过程中残余奥氏体逆转变生成大块状的残余奥氏体，进而提高1Ni9低温钢的韧性。
专利CN201610857699.2的典型特征为：1)实施对象为1Ni9低温钢；2)高温到室温20℃冷却过程中冷却介质为水；3)水淬火效率较低，且后续还更换冷却介质(更换为液氮)，操作较为复杂；4)淬火后需在室温下停留；5)24小时以上的深冷保温时间；6)深冷后需常规回火处理；7)深冷处理的目的是减少回火过程中的残余奥氏体逆转变。
但是专利CN201610857699.2需要先冷却至室温，然后再室温下停留，深冷保温时间要在24小时以上，且深冷完成后还需要升温至室温后进行回火处理，整体操作时间较长效率较低；而且维持深冷环境和进行回火处理需要消耗大量的资源，无形中提高了热处理成本；同时其只针对1Ni9低温钢并未能对其他钢材进行热处理处理。
发明内容
本发明提供Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，用以解决现有技术中的缺陷，同时创新性高效率同时提高Cr-Mo超高强钢的强度和韧性。
本发明通过以下技术方案予以实现：
Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，包括如下步骤：
步骤一：将加热炉的温度加热至奥氏体固溶温度以上，将Cr-Mo超高强钢放入加热炉中，加热温度为1000～1350℃，保温10～30min使得Cr-Mo超高强钢奥氏体化和使钢中合金元素充分固溶；
步骤二：加热炉以1～5℃/s的降温速度降温至700～950℃，保温1～60min，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，生成所需形态的铁素体，采用保温时间控制奥氏体和铁素体含量，控制合金元素的在奥氏体和铁素体的含量和形态；
步骤三：Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体的两相区直接深冷处理；冷却到-90～-196℃，由于铁素体在直接深冷过程中不发生相变，使得两相区生成的铁素体保留下来，同时由于直接深冷过程中较快的冷却速率，两相区中的大部分奥氏体相变为板条宽度更细的马氏体、贝氏体等组织；
步骤四：深冷温度下保温1～60min，促进残余奥氏体转变为马氏体，使得相变后的马氏体板条组织更细小，强度更高；由于铁素体不发生相变而保留下来，从而使得钢保持较好的韧性。
如上所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，所述的步骤一中加热炉的加热温度为1000～1350℃。
如上所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，所述的步骤二中加热炉以1～5℃/s的降温速度降温至700～950℃，保温1～60min的两相区等温。
如上所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，所述的步骤三中的深冷处理采用液氮直接进行深冷处理，深冷温度下保温1～60min。
如上所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，所述的Cr-Mo超高强钢的合金成分重量百分数(wt％)为:C0.15～0.25％，Si1.5～2.0％，Mn1.0～1.9％，Al 0.1～0.3％，P≤0.1％，S≤0.1％，Nb+V+Ti+Cr+Mo+B+Ni≤2.6％,其余为Fe。
本发明的优点是：1)直接在奥氏体和铁素体的两相区等温热处理后进行直接深冷处理，其目的和有益效果促进奥氏体向贝氏体和马氏体的转变，提高Cr-Mo超高强钢的强度；2)奥氏体和铁素体的两相区等温处理后直接深冷处理，其目的和有益效果是高温区生成的软性铁素体在随后深冷处理中不会发生组织转变，依然是铁素体状态，进而保留其“软相铁素体”状态(铁素体一旦形成，会在室温和深冷过程中转变)，进而促进钢的韧性的提升；3)本发明可同时提升Cr-Mo超高强钢的强度和韧性，且通过控制Cr-Mo超高强钢在两相区的保温温度可以在较大范围内选择调控Cr-Mo超高强钢的强度和韧性，从而根据需求提供不同强度和韧性的Cr-Mo超高强钢；4)在两相区等温制备所需铁素体后，采用液氮快速冷却制备所需的马氏体组织，采用液氮冷却的冷却效率高于水冷，有效的节约了时间；5)深冷到室温温度以下无需在室温阶段进行停留直接进行深冷操作且深冷时间最高为60min，有效的节约了时间提高了效率；6)深冷处理时间最高为60min，且无需回火处理，有效的节约了大量资源的同时降低了优化成本。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1是Cr-Mo超高强钢在不同的两相区温度(890℃、850℃和810℃)保温后，经深冷处理后Cr-Mo超高强钢的微观组织金相图；
图2是本发明的Cr-Mo超高强钢的检测报告第一页；
图3是本发明的Cr-Mo超高强钢的检测报告第二页；
图4是本发明的Cr-Mo超高强钢的检测报告第三页。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，包括如下步骤：
步骤一：将加热炉的温度加热至奥氏体固溶温度以上，将Cr-Mo超高强钢放入加热炉中，保温10～30min使Cr-Mo超高强钢奥氏体化和合金元素充分固溶；
步骤二：加热炉以1～5℃/s的降温速度降温至700～950℃，保温1～60min，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，生成所需形态的铁素体，采用保温时间控制奥氏体和铁素体含量，控制合金元素的在奥氏体和铁素体的含量和形态；
步骤三：Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体的两相区直接深冷处理，冷却到-90～-196℃；
步骤四：深冷温度下保温1～60min，促进残余奥氏体转变为马氏体，使得相变后的马氏体板条组织更细小，强度更高；由于铁素体不发生相变而保留下来，从而使得钢保持较好的韧性。。
优选的，步骤一中加热炉的加热温度为1000～1350℃。
优选的，步骤一中加热炉的加热温度为1200℃。
优选的，步骤三中的深冷处理采用液氮直接进行深冷处理。
优选的，步骤二中的加热炉降温至850℃。
优选的，Cr-Mo超高强钢的合金成分重量百分数(wt％)为:C0.15～0.25％，Si1.5～2.0％，Mn1.0～1.9％，Al 0.1～0.3％，P≤0.1％，S≤0.1％，Nb+V+Ti+Cr+Mo+B+Ni≤2.6％,其余为Fe。
实施例1
热处理炉中加热到1200℃后保温30min，使Cr-Mo超高强钢内部微观组织全部转变为奥氏体单相组织，随后以1～5℃/s冷却速度冷却到室温20℃，测定Cr-Mo超高强钢的原始抗拉强度和韧性(-40℃,AKV)分别1620MP奥氏体和60J。
实施例2
热处理炉中加热到1200℃后保温30min，使Cr-Mo超高强钢的内部微观组织全部转变为奥氏体单相组织，随后以1～5℃/s冷却速率冷却到依次分别是890℃、870℃、850℃、830℃、810℃的两相区温度，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，并保温30min。采用液氮直接深冷至-196℃，在液氮中保温1min。其中890℃、850℃和810℃的微观组织金相图见图1所示，微观组织实验表明，不同两相区保温温度可以较好调控出不同体积含量的韧相铁素体F和马氏体M的各自含量，从而可以在随后深冷处理工艺中较大范围的调控实验钢的强度和韧性值。深冷处理后的其强度和韧性见表一：
Figure BDA0002250687300000071
表一
实施例3
热处理炉中加热到1200℃后保温30min，使超高强钢内部微观组织全部转变为奥氏体单相组织，随后以1～5℃/s冷却速度冷却到依次分别是850℃，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，并保温30min。采用液氮直接深冷至-96℃，在液氮中保温20～60min。其强度和韧性见表二：
Figure BDA0002250687300000072
表二
实施例4
热处理炉中加热到1200℃后保温30min，使Cr-Mo超高强钢内部微观组织全部转变为奥氏体单相组织，随后以1～5℃/s冷却速度冷却到依次分别是850℃，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，并保温30min。采用液氮直接深冷至-146℃，在液氮中保温20～60min。其强度和韧性见表三：
Figure BDA0002250687300000073
表三
实施例5
热处理炉中加热到1200℃后保温30min，使Cr-Mo超高强钢内部微观组织全部转变为奥氏体单相组织，随后以1～5℃/s冷却速度冷却到依次分别是850℃，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，并保温30min。采用液氮直接深冷至-196℃，在液氮中保温20～60min。其强度和韧性见表四：
Figure BDA0002250687300000081
表四
对比实施例1的试验结果和实施例2-5的试验结果，表明奥氏体和铁素体两相区深冷可显著增加Cr-Mo超高强钢的强度和韧性，在控制两相区温度、深冷温度、深冷时间的情况下，可较大范围的调控Cr-Mo超高强钢的强度和韧性。奥氏体和铁素体两相区深冷处理可显著增加Cr-Mo超高强钢的强度和韧性。
通过实施例2的检测结果表一可以表明，随着Cr-Mo超高强钢在两相区的保温温度不断升高，Cr-Mo超高强钢的强度增加，但是韧性却有较大幅度的下降，从而证明通过控制两相区的保温温度的变化可以在较大范围内调控Cr-Mo超高强钢的强度和韧性，且根据试验数据表明，850℃保温后深冷处理，Cr-Mo超高强钢的强度和韧性都有所提高，强度和韧性较为均衡；且通过图1中在890℃、850℃、810℃的两相区间保温后的Cr-Mo超高强钢金相图可以表明，不同温度下Cr-Mo超高强钢内的韧相铁素体含量和马氏体的含量不同，从而证明通过调控两相区间保温温度可以调控超高强钢内的韧相铁素体含量和马氏体的含量，从而起到调控Cr-Mo超高强钢强度和韧性的作用，便于根据预期制备不同性能的Cr-Mo超高强钢；同时通过大量试验证明在850℃的两相区保温，制备的软相铁素体含量较为合适。
通过实施例3的检测结果表二可以表明，在-96℃下深冷过程中，随着深冷时间增加，Cr-Mo超高强钢强度增加，韧性有所降低。
通过实施例4的检测结果表三可以表明，在-146℃下深冷过程中，随着深冷时间增加，Cr-Mo超高强钢强度增加，韧性有所降低。
通过实施例5的检测结果表四可以表明，在-196℃下深冷过程中，随着深冷时间增加，Cr-Mo超高强钢强度增加，韧性基本无变化。
对比实施例3-5的检测结果表二、表三以及表四可以表明随着深冷温度的下降Cr-Mo超高强钢强度增加，韧性有所降低。
最后应说明的是：以上实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

Claims (6)

1.Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，其特征在于包括如下步骤：
步骤一：将加热炉的温度加热至Cr-Mo超高强钢奥氏体固溶温度以上，将钢放入加热炉中，保温10～30min使得钢完全奥氏体化和合金元素充分固溶；
步骤二：加热炉以1～5℃/s的冷却速率降温至700～950℃，保温1～60min，使Cr-Mo超高强钢处于奥氏体和铁素体两相区，生成所需体积和形态的铁素体，采用保温温度和保温时间控制奥氏体和铁素体含量，控制合金元素的在奥氏体和铁素体的含量和形态；
步骤三：Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体的两相区直接深冷处理；冷却到-90～-196℃，由于铁素体在直接深冷过程中不发生相变，使得两相区生成的铁素体保留下来，同时由于直接深冷过程中较快的冷却速率，两相区中的大部分奥氏体相变为板条宽度更细的马氏体、贝氏体等组织；
步骤四：深冷温度下保温1～60min，促进残余奥氏体转变为马氏体。使得相变后的马氏体板条组织更细小，强度更高；由于铁素体不发生相变而保留下来，从而使得钢保持较好的韧性。
2.根据权利要求1所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，其特征在于：所述的步骤一中加热炉的加热温度为1000～1350℃。
3.根据权利要求2所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，其特征在于：保温温度为700～950℃，保温时间为1～60min的两相区处理。
4.根据权利要求1所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，其特征在于：所述的步骤三中的深冷处理采用液氮在奥氏体和铁素体两相区直接进行深冷处理。
5.根据权利要求1所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，其特征在于：所述的步骤二中的加热炉降温至850℃。
6.根据权利要求1所述的Cr-Mo超高强钢在奥氏体和铁素体两相区等温热处理后直接深冷处理提高强韧性的方法，其特征在于：所述的Cr-Mo超高强钢的合金成分重量百分数(wt％)为:C0.15～0.25％，Si1.5～2.0％，Mn1.0～1.9％，Al 0.1～0.3％，P≤0.1％，S≤0.1％，Nb+V+Ti+Cr+Mo+B+Ni≤2.6％,其余为Fe。
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