CN112553434A - 一种低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢及预备热处理工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种低温韧性的Ni‑Mo‑Cr系钢及预备热处理工艺，针对Ni‑Mo‑Cr钢锭，包含：(1)高温均匀化处理；(2)预备热处理一：依次进行高温锻造、淬火、回火、冷却；其中，高温锻造的锻造比为6～9，终锻温度为960～980℃；经淬火获得以马氏体为主的组织；回火温度在T再范围内；(3)预备热处理二：依次进行加热、二次锻造、二次淬火、二次回火、二次冷却；其中，加热温度在Ac3以上20～50℃范围内；将钢锭进行锻造，锻造比为3～5，终锻温度为850～870℃；经淬火获得以马氏体为主的组织；回火温度在T再范围内。本发明的工艺代替传统正火工艺，达到晶粒“双细化”，改善低温韧性。
Description
技术领域
本发明涉及一种预备热处理工艺，具体涉及一种低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢及预备热处理工艺。
背景技术
低合金钢具有良好的强韧性配合、生产成本较低、且工艺易于控制，同时，合金元素含量低，具有一定的抗中子辐射能力，成为制造核电反应堆压力容器及其零部件(如顶盖、筒体、法兰、封头等)的主要材料。核电站内部的特殊环境，要求核电压力容器用钢具备良好的强度与韧性匹配、较低的脆性转变温度、较高的疲劳强度，同时具有长期的抗中子辐射能力。
为确保核电用钢的可靠性与稳定性，工程上通常采用成熟钢种作为核电反应堆压力容器及其零部件材料。最早使用C-Mn钢锻件，之后发展为C-Mn-Mo钢。在此基础上，通过添加Ni元素开发出Mn-Mo-Ni系低合金高强钢(以SA508Gr.3钢为主)，进一步提高淬透性，降低脆性转变温度，在保持强度同时低温韧性得到明显改善，成为目前核电压力容器用最主要的材料。
近年来，随着核电技术的发展，在SA508Gr.3系列钢基础上，通过提高Cr含量，降低Mn含量，开发出Ni-Mo-Cr系低合金钢，典型牌号为SA508-Gr.4N钢(成分范围：C＝0.1～0.2％，Cr＝1.5～2.5％，Ni＝2.5～4％，Mo＝0.4～0.6％及少量Si、Mn等元素，其余为Fe)。由于Ni-Mo-Cr系低合金钢合金元素含量较低，抗中子辐射能力较强，淬透性高，同时强度等级已经从620MPa提升到725MPa，低温冲击性能也有进一步提高。安全性与经济性也得到改善，成为新一代制造核电反应堆压力容器及其零部件的关键材料。
Ni-Mo-Cr系低合金钢通常需先经过“预备热处理”(即传统正火工艺)，再进行最终“性能热处理”，以保证其在工作温度条件下获得合适的强度，良好的韧性及尽可能低的脆性转变温度。但是，Ni为辐照脆性较敏感的元素，核电运行过程中的中子辐照会使该部件产生明显的低温脆性，形成脆化效应从而导致材料韧性降低。尽管，SA508-Gr.4N钢Mn含量低，使Ni引起的辐照脆性得到改善，但引起压力容器失效的因素较多，如腐蚀、疲劳、蠕变等，但最主要的失效形式为脆性破坏。在低于屈服应力作用下，裂纹失稳后迅速扩张而断裂，断裂前无明显塑性变形征兆。因此，一旦产生脆性断裂，后果十分严重，甚至形成灾难性事故，这些都成为制约其大规模商业化应用的瓶颈。
目前，Ni-Mo-Cr系低合金钢尚未大规模应用与核电领域，其数据和应用研究成果仍处于积累阶段。出于成本、工艺成熟性等方面考虑，传统“预备热处理”采用正火处理，以调节、均匀化组织，为后续“性能热处理”做准备。
发明内容
本发明的目的是提供一种低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢及预备热处理工艺，解决了现有Ni-Mo-Cr系低合金调控其低温韧性的效果较差的问题，能够显著提高Ni-Mo-Cr系钢的低温韧性。
为了达到上述目的，本发明提供了一种提高Ni-Mo-Cr系钢低温韧性的预备热处理工艺，针对的Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.15～0.12％C、2.0～2.5％Cr、3.5～3.7％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe，该预备热处理工艺包含：
(1)高温均匀化处理：将所述Ni-Mo-Cr钢锭在惰性气体保护炉中加热至Ac3以上150～250℃范围内，保温30min，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
(2)预备热处理一：依次进行高温锻造、淬火、回火、冷却；其中，所述高温锻造，为：将钢锭从惰性气体保护炉中取出，立即进行高温锻造，锻造比为6～9，终锻温度为960～980℃；所述淬火，为：在所述高温锻造后立即将钢锭浸入60±15℃淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；所述回火，为：对淬火后钢锭进行回火处理，回火温度在T再范围内，保温2～4h；所述冷却，为：将所述回火后的钢锭先随炉冷却至400℃，然后将钢锭取出进行空冷；
(3)预备热处理二：依次进行加热、二次锻造、二次淬火、二次回火、二次冷却；其中，所述加热，为：经所述预备热处理一的工艺后，将钢锭重新放入惰性气体保护炉中进行加热，温度在Ac3以上20～50℃范围内，保温20～30min；所述二次锻造，为：将钢锭从惰性气体保护炉中取出，立即进行锻造，锻造比为3～5，终锻温度为850～870℃；所述二次淬火，为：经所述二次锻造后立即将钢锭浸入60±15℃淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；所述二次回火，为：对所述二次淬火后的钢锭进行回火处理，回火温度在T再范围内，保温2～4h；所述二次冷却，为：经所述二次回火后的钢锭先随炉冷却至400℃，之后将钢锭取出进行空冷，得到低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢。
本发明通过两次预备热处理过程，即两次“锻造+淬火+回火”工艺，达到晶粒“双细化”，改善低温韧性的效果。
在预备热处理一过程中：(1)高温锻造之前，加热保温的温度需控制在Ac3(Ac3为热处理工艺中铁素体转变为奥氏体的临界温度，为临界相变点)以上150～250℃温度区间，确保获得均匀的单相奥氏体组织。高温锻造的初始温度太低，组织不均匀，变形抗力大，但温度太高，晶粒又会粗大，韧性降低；(2)高温锻造的锻造温度配合大锻造比(6～9)，可显著细化原始奥氏体晶粒；(3)回火温度必须控制在T再(再结晶温度，为0.35～0.4倍的熔点温度)范围内，确保能产生再结晶现象，再结晶之后，细小马氏体板条转变为均匀细小铁素体组织，显著细化晶粒，消除内应力；同时，在回火温度区间内，析出均匀细小的球状碳化物，如M2C、M7C3、M23C6等呈纳米尺度弥散分布。原始奥氏体晶粒与碳化物晶粒均得到显著细化，产生“双细化”效果，为后续进一步细化做准备。
在预备热处理二过程中：二次锻造之前，加热保温的温度需控制在Ac3以上20～50℃温度区间，温度不可过低，必须保证获得单相奥氏体组织，同时避免晶粒显著长大，获得细小均匀的奥氏组织；同时，由于锻造温度与预备热处理一相比较低，相应的采用较小锻造比3～5，避免晶粒畸变，通过二次锻造，在第一次大锻造比基础上，可进一步均匀化组织，细化奥氏体晶粒；而且，二次锻造产生适当的内应力，可促使纳米尺度碳化物弥散析出，进一步强化“双细化”效果，实现细晶强化效应。
优选地，在步骤(1)中，所述高温均匀化处理加热的温度为1150℃；在步骤(2)和(3)中，回火温度均为640～680℃；在步骤(3)中，所述加热的温度为900～960℃。
优选地，该预备热处理工艺得到的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢，低温韧脆性转变温度为-120～-110℃。
优选地，该预备热处理工艺得到的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢，屈服强度σs为455～501MPa，抗拉强度σb＝575～635MPa，断裂韧性K1C＝150～157MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝185～215J。
优选地，所述Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.15％C、2.0％Cr、3.5％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe；在步骤(2)中，所述锻造比为9，终锻温度为960℃；所述回火温度为680℃，保温2h；在步骤(3)中，所述加热的温度为960℃，保温20min；所述二次锻造的锻造比为5，终锻温度为870℃；所述二次回火的回火温度为680℃，保温2h。
优选地，所述Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.12％C、2.5％Cr、3.7％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe；在步骤(2)中，所述锻造比为6，终锻温度为980℃；所述回火温度为640℃，保温4h；在步骤(3)中，所述加热的温度为900℃，保温30min；所述二次锻造的锻造比为3，终锻温度为850℃；所述二次回火的回火温度为640℃，保温4h。
优选地，所述Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.2％C、2.3％Cr、3.5％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe；在步骤(2)中，所述锻造比为7.5，终锻温度为960℃；所述回火温度为670℃，保温3h；在步骤(3)中，所述加热的温度为945℃，保温15min；所述二次锻造的锻造比为4，终锻温度为870℃；所述二次回火的回火温度为655℃，保温2.5h。
本发明的另一目的是提供所述的预备热处理工艺制备的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢。
优选地，该低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢的低温韧脆性转变温度为-120～-110℃。
优选地，该低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢的屈服强度σs为455～501MPa，抗拉强度σb＝575～635MPa，断裂韧性K1C＝150～157MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝185～215J。
本发明的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢及预备热处理工艺，解决了现有Ni-Mo-Cr系低合金调控其低温韧性的效果较差的问题，具有以下优点：
(1)本发明的预备热处理工艺，针对Ni-Mo-Cr系低合金钢低温韧性的不足，代替传统正火工艺，获得晶粒“双细化”效果，在保证高强度的同时，具备良好的低温冲击韧性，进一步降低脆性转变温度，有利于扩展Ni-Mo-Cr系低合金钢的应用范围；
(2)本发明的预备热处理工艺，第一次锻造工艺可初步细化奥氏体晶粒，获得致密组织，“淬火+回火”工艺可进一步细化，最终获得致密均匀细小的奥氏体组织；再经“二次锻造+淬火+回火”(预备热处理二)工艺后，形成组织均匀细小的球状碳化物，颗粒尺寸明显减小，而常规正火工艺后，晶粒粗大，碳化物成条状、片状等不规则形状，样品韧性低；
(3)本发明的预备热处理工艺，析出纳米尺度碳化物，通过两次“锻造+淬火+回火”(预备热处理一和二)工艺后，铁素体基体中含有弥散分布的纳米尺度碳化物，如M2C、M7C3、M23C6等。
(4)本发明的预备热处理工艺，微观组织优化：获得细小、均匀、致密的微观组织，消除内应力；碳化物颗粒均匀、弥散分布，取得“双细化”，有利于提高韧性；力学性能改善：强度得到改善，韧性显著提高；韧脆转变温度降低：韧脆转变温度显著降低，低温韧性提高。
附图说明
图1为本发明实施例1的预备热处理工艺处理后样品的SEM图。
图2为本发明实施例1的预备热处理工艺处理后样品的TEM图。
图3为本发明实施例1的预备热处理工艺处理后样品经室温冲击试验后断口的形貌图。
图4为本发明对比例1的传统正火工艺处理后的样品的SEM图。
具体实施方式
下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅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做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。
实施例1
一种提高Ni-Mo-Cr系钢低温韧性的预备热处理工艺，冶炼Ni-Mo-Cr钢锭17Kg，其成分质量百分数：0.15％C、2.0％Cr、3.5％Ni，0.5％Mo，少量Si、Mn等元素，其余为Fe，该预备热处理工艺包含：
(1)高温均匀化处理：将具有上述成分的钢锭在氮气保护炉中加热至1150℃，保温30分钟，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
(2)“预备热处理一”工艺：依次进行高温锻造、淬火、回火，最后冷却；其中，高温锻造为：将钢锭从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造，锻造比为9，终锻温度为960℃；淬火冷却为：高温锻造之后立即将样品浸入60℃左右淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；回火为：对淬火后样品进行回火处理，回火温度为680℃，保温2小时；冷却为：回火后的样品先随炉冷却至400℃，之后将样品取出进行空冷；
(3)“预备热处理二”工艺：依次进行加热、二次锻造、淬火、回火，最后冷却；其中，加热为：经上述“预备热处理一”工艺后，将样品重新放入氮气保护炉中进行加热，温度960℃，保温20分钟；二次锻造为：将样品从氮气保护炉中取出，立即进行锻造，锻造比为5，终锻温度为870℃；淬火冷却为：终锻之后立即将样品浸入60℃左右淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；回火为：对淬火后样品进行回火处理，回火温度为680℃，保温2小时；冷却为：回火后的样品先随炉冷却至400℃，之后将样品取出进行空冷。
经上述工艺后，对实施例1制备的样品进行检测，采用扫描电子显微镜(SEM)对实施例1样品进行微观组织观察，如图1所示，微观组织以细小均匀的铁素体为主、可观察到少量逆转变奥氏体，同时，细小均匀碳化物弥散分布于基体上，整个组织均匀一致。如图2所示，为透射电子显微镜(TEM)暗场微观组织，可观察到多种类型碳化物呈纳米尺度分布。
对实施例1制备的样品进行力学性能测试：屈服强度σs＝485±15MPa，抗拉强度σb＝590±15MPa，断裂韧性K1C＝157MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝210±5J，低温韧脆性转变温度T41J≈-120℃。
室温冲击试验后，对样品断口形貌进行观察，如图3所示。观察到以断口以韧窝状为主，脆性断口为辅，表明细小均匀的晶粒增加断裂面的表面积，吸收能量，样品低温冲击韧性得到提高。
实施例2
一种提高Ni-Mo-Cr系钢低温韧性的预备热处理工艺，冶炼Ni-Mo-Cr钢锭10Kg，成分质量百分数：0.12％C、2.5％Cr、3.7％Ni，0.5％Mo，少量Si、Mn等元素，其余为Fe，该预备热处理工艺包含：
(1)高温均匀化处理：将具有上述成分的钢锭在氮气保护炉中加热至1150℃，保温30分钟进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
(2)“预备热处理一”工艺：依次进行高温锻造、淬火、回火，最后冷却；其中，高温锻造为：将钢锭从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造，锻造比为6，终锻温度为980℃；淬火冷却为：高温锻造之后立即将样品浸入60℃左右淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；回火为：对淬火后样品进行回火处理，回火温度为640℃，保温4小时；冷却为：回火后的样品先随炉冷却至400℃，之后将样品取出进行空冷；
(3)“预备热处理二”工艺：依次进行加热、二次锻造、淬火、回火，最后冷却；其中，加热为：经上述“预备热处理一”工艺后，将样品重新放入氮气保护炉中进行加热，温度900℃，保温30分钟；二次锻造为：将上述样品从氮气保护炉中取出，立即进行锻造，锻造比为3，终锻温度为850℃；淬火冷却为：终锻之后立即将样品浸入60℃左右淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；回火为：对淬火后样品进行回火处理，回火温度为640℃，保温4小时；冷却为：回火后的样品先随炉冷却至400℃，之后将样品取出进行空冷。
对实施例2样品进行力学性能测试：屈服强度σs＝470±15MPa，抗拉强度σb＝610±15MPa，断裂韧性K1C＝150MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝190±5J，低温韧脆性转变温度T41J≈-115℃。
实施例3
一种提高Ni-Mo-Cr系钢低温韧性的预备热处理工艺，冶炼Ni-Mo-Cr钢锭18Kg，成分质量百分数：0.2％C、2.3％Cr、3.5％Ni，0.5％Mo，少量Si、Mn等元素，其余为Fe，该预备热处理工艺包含：
(1)高温均匀化处理：将具有上述成分的钢锭在氮气保护炉中加热至1150℃，保温30分钟进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
(2)“预备热处理一”工艺：依次进行高温锻造、淬火、回火，最后冷却；其中，高温锻造为：将钢锭从氮气保护炉中取出，立即进行高温锻造，锻造比为7.5，终锻温度为960℃；淬火冷却为：高温锻造之后立即将样品浸入60℃左右淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；回火为：对淬火后样品进行回火处理，回火温度为670℃，保温3小时；冷却为：回火后的样品先随炉冷却至400℃，之后将样品取出进行空冷；
(3)“预备热处理二”工艺：依次进行加热、二次锻造、淬火、回火，最后冷却；其中，加热为：经上述工艺后，将样品重新放入氮气保护炉中进行加热，温度945℃，保温15分钟；二次锻造为：将上述样品从氮气保护炉中取出，立即进行锻造，锻造比为4，终锻温度为870℃；淬火冷却为：终锻之后立即将样品浸入60℃左右淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；回火为：对淬火后样品进行回火处理，回火温度655℃，保温2.5小时；冷却为：回火后的样品先随炉冷却至400℃，之后将样品取出进行空冷。
对实施例3样品进行力学性能测试：屈服强度σs＝486±15MPa，抗拉强度σb＝620±15MPa，断裂韧性K1C＝155MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝205±5J，低温韧脆性转变温度T41J≈-110℃。
对比例1
对比例1采用传统正火工艺(现有的预备热处理工艺)，冶炼Ni-Mo-Cr钢锭，该Ni-Mo-Cr钢锭成分与实施例1相同，传统正火工艺的具体工艺过程如下：
(1)正火工艺：将高温锻造后的样品空冷至室温，之后加热至950℃，保温1小时，之后再空气中冷却至室温；
(2)回火工艺：对上述样品进行660℃回火，保温2小时后，空冷至室温。
采用扫描电子显微镜(SEM)对实施例4样品进行微观组织观察，如图4所示，与图1对比，微观组织晶粒明显粗大，无法达到晶粒细化目的。
对对比例1样品进行力学性能测试：屈服强度σs＝415±15MPa，抗拉强度σb＝540±15MPa，断裂韧性K1C＝95MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝126±5J，各项力学性能均低与实施例1样品，其低温韧脆性转变温度T41J≈-30℃，比实施例1高出90℃左右，说明其低温韧性也显著低于实施例1。
对比例2
对比例2采用传统正火工艺，冶炼Ni-Mo-Cr钢锭，该Ni-Mo-Cr钢锭成分与实施例2相同，传统正火工艺的具体工艺过程如下：
(1)正火工艺：将高温锻造后的样品空冷至室温，之后加热至980℃，保温45分钟，之后再空气中冷却至室温；
(2)回火工艺：对上述样品进行690℃回火，保温2小时后，空冷至室温。
对对比例2样品进行力学性能测试：屈服强度σs＝405±15MPa，抗拉强度σb＝530±15MPa，断裂韧性K1C＝106MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝133±5J，各项力学性能均低与实施例2样品，其低温韧脆性转变温度T41J≈-50℃，比实施例1高出70℃左右，说明其低温韧性也显著低于实施例2。
尽管本发明的内容已经通过上述优选实施例作了详细介绍，但应当认识到上述的描述不应被认为是对本发明的限制。在本领域技术人员阅读了上述内容后，对于本发明的多种修改和替代都将是显而易见的。因此，本发明的保护范围应由所附的权利要求来限定。
Claims (10)
1.一种提高Ni-Mo-Cr系钢低温韧性的预备热处理工艺，其特征在于，针对的Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.15～0.12％C、2.0～2.5％Cr、3.5～3.7％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe，该预备热处理工艺包含：
(1)高温均匀化处理：将所述Ni-Mo-Cr钢锭在惰性气体保护炉中加热至Ac3以上150～250℃范围内，保温30min，进行均匀化处理，获得单相奥氏体组织；
(2)预备热处理一：依次进行高温锻造、淬火、回火、冷却；其中，所述高温锻造，为：将钢锭从惰性气体保护炉中取出，立即进行高温锻造，锻造比为6～9，终锻温度为960～980℃；所述淬火，为：在所述高温锻造后立即将钢锭浸入60±15℃淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；所述回火，为：对淬火后钢锭进行回火处理，回火温度在T再范围内，保温2～4h；所述冷却，为：将所述回火后的钢锭先随炉冷却至400℃，然后将钢锭取出进行空冷；
(3)预备热处理二：依次进行加热、二次锻造、二次淬火、二次回火、二次冷却；其中，所述加热，为：经所述预备热处理一的工艺后，将钢锭重新放入惰性气体保护炉中进行加热，温度在Ac3以上20～50℃范围内，保温20～30min；所述二次锻造，为：将钢锭从惰性气体保护炉中取出，立即进行锻造，锻造比为3～5，终锻温度为850～870℃；所述二次淬火，为：经所述二次锻造后立即将钢锭浸入60±15℃淬火油中冷却至室温，获得以马氏体为主的组织；所述二次回火，为：对所述二次淬火后的钢锭进行回火处理，回火温度在T再范围内，保温2～4h；所述二次冷却，为：经所述二次回火后的钢锭先随炉冷却至400℃，之后将钢锭取出进行空冷，得到低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢。
2.根据权利要求1所述的预备热处理工艺，其特征在于，在步骤(1)中，所述高温均匀化处理加热的温度为1150℃；在步骤(2)和(3)中，回火温度均为640～680℃；在步骤(3)中，所述加热的温度为900～960℃。
3.根据权利要求1所述的预备热处理工艺，其特征在于，该预备热处理工艺得到的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢，低温韧脆性转变温度为-120～-110℃。
4.根据权利要求1-3中任意一项所述的预备热处理工艺，其特征在于，该预备热处理工艺得到的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢，屈服强度σs为455～501MPa，抗拉强度σb＝575～635MPa，断裂韧性K1C＝150～157MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝185～215J。
5.根据权利要求1所述的预备热处理工艺，其特征在于，所述Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.15％C、2.0％Cr、3.5％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe；
在步骤(2)中，所述锻造比为9，终锻温度为960℃；所述回火温度为680℃，保温2h；
在步骤(3)中，所述加热的温度为960℃，保温20min；所述二次锻造的锻造比为5，终锻温度为870℃；所述二次回火的回火温度为680℃，保温2h。
6.根据权利要求1所述的预备热处理工艺，其特征在于，所述Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.12％C、2.5％Cr、3.7％Ni、0.5％Mo、、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe；
在步骤(2)中，所述锻造比为6，终锻温度为980℃；所述回火温度为640℃，保温4h；
在步骤(3)中，所述加热的温度为900℃，保温30min；所述二次锻造的锻造比为3，终锻温度为850℃；所述二次回火的回火温度为640℃，保温4h。
7.根据权利要求1所述的预备热处理工艺，其特征在于，所述Ni-Mo-Cr钢锭包含以下质量百分数的成分：0.2％C、2.3％Cr、3.5％Ni、0.5％Mo、0.1～0.3％Si、0.1～0.3％Mn，其余为Fe；
在步骤(2)中，所述锻造比为7.5，终锻温度为960℃；所述回火温度为670℃，保温3h；
在步骤(3)中，所述加热的温度为945℃，保温15min；所述二次锻造的锻造比为4，终锻温度为870℃；所述二次回火的回火温度为655℃，保温2.5h。
8.权利要求1-7中任意一项所述的预备热处理工艺制备的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢。
9.根据权利要求8所述的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢，其特征在于，该低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢的低温韧脆性转变温度为-120～-110℃。
10.根据权利要求8所述的低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢，其特征在于，该低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢的屈服强度σs为455～501MPa，抗拉强度σb＝575～635MPa，断裂韧性K1C＝150～157MPa·m1/2，室温冲击韧性Ak＝185～215J。
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