CN116065010A - 一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法 - Google Patents

一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法 Download PDF

Info

Publication number
CN116065010A
CN116065010A CN202211622593.6A CN202211622593A CN116065010A CN 116065010 A CN116065010 A CN 116065010A CN 202211622593 A CN202211622593 A CN 202211622593A CN 116065010 A CN116065010 A CN 116065010A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
treatment
ultra
high strength
ingot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN202211622593.6A
Other languages
English (en)
Inventor
杜思敏
李雄
林发驹
陈文雄
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Chengdu Advanced Metal Materials Industry Technology Research Institute Co Ltd
Original Assignee
Chengdu Advanced Metal Materials Industry Technology Research Institute Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Chengdu Advanced Metal Materials Industry Technology Research Institute Co Ltd filed Critical Chengdu Advanced Metal Materials Industry Technology Research Institute Co Ltd
Priority to CN202211622593.6A priority Critical patent/CN116065010A/zh
Publication of CN116065010A publication Critical patent/CN116065010A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B21J5/002—Hybrid process, e.g. forging following casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21J—FORGING; HAMMERING; PRESSING METAL; RIVETING; FORGE FURNACES
    • B21J5/00—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor
    • B21J5/06—Methods for forging, hammering, or pressing; Special equipment or accessories therefor for performing particular operations
    • B21J5/08—Upsetting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C22C38/105—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt containing Co and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Abstract

本发明公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，涉及钢的均匀化处理技术领域，包括：采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭。将钢锭红送至锻造工序进行一墩一拔的预变形，获得钢坯；将所述钢坯进行加热保温后进行热加工变形及退火处理，获得成品钢材；将所述成品钢材进行试样调质热处理，获得马氏体时效钢。本发明适用于超高强度钢，一般抗拉强度≥2600MPa及以上，尤其针对钢中含有大量Co、Ni、Mo易偏析元素，且含碳量极低钢种，可彻底消除铸锭偏析，减少加热过程氧化，防止晶粒长大，提高热塑性，降低变形抗力，获得成分均匀、组织细小、各向性能差异小，均匀化时间可较常规方法减少75.8％以上，且操作简单，不增加额外的成本。

Description

一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法
技术领域
本发明涉及钢的均匀化处理技术领域，尤其涉及一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法。
背景技术
随着航空、航天、航海、兵工、冶金、矿山、石油、电力等领域的快速发展，对钢铁材料提出了更高的要求：低成本、低能耗、超高强度、超高韧性、超高耐磨性及良好的抗腐蚀性能。目前马氏体时效钢因其具备高强高韧等优良的综合性能而被作为高端制造的首选金属材料，广泛应用在飞机起落架、高端轴承钢、精密齿轮、舰艇、火箭发动机壳体等结构件上。严苛的使用环境对钢的组织、性能以及经济性的要求也极高，高强马氏体时效钢生产流程较长且工艺环节较多，包含冶炼、均匀化、开坯、后续热变形以及热处理等工艺，使得其从铸锭至最终产品过程中的每个工艺环节组织与性能都要严格控制。
超高强度马氏体时效钢一般含有较高的Ni、Co、Mo等合金元素，而在浇注凝固过程中，由于存在溶质再分配，凝固过程的铸锭中往往存在严重的成分偏析以及偏析相的析出，若不使铸锭内组织成分均匀以及偏析相回溶，铸锭在后续热加工的难度将大大提高，报废率也随之大幅度提高，且直接影响固溶效果，导致合金元素固溶不充分，时效过程不能充分析出弥散细小颗粒，最终导致产品强韧性差，合格率低。
均匀化工艺作为生产流程中承上启下的工艺环节，相比于“上游”冶炼与“下游”锻造和热处理环节，其研究力度与生产经验积累都相对薄弱。尽管高温扩散工序在我国已有数十年历史，但由于我国采用该技术时可参考资料非常有限，因此在实际生产过程中，大多采用依据旁类钢种经验的工艺摸索方式，再配以热压缩实验以判断每种钢种均匀化工艺参数。甚至干脆有用旁类钢种进行经验判断取值，多数采取在高温下长时间保温进行均匀化扩散退火，使组织中偏析元素扩散均匀，偏析相回溶。而国外企业则把它作为技术机密不予公布。另外，相关文献报道也很少。
专利CN113293269B，公开了“一种H13模具钢的两级均匀化处理工艺”，该专利通过两级均匀化处理减少或消除了铸态H13钢的合金元素偏析和共晶碳化物，提高了合金组织的均匀性，并得到细小的晶粒组织。与传统均匀化处理工艺的差别在于，该方法将传统的一级均匀化调整为两级均匀化，缩短了整体均匀化时间。该专利的不足之处在于，它局限于钢材的固态扩散，未涉及液态扩散处理，改善功效有较大的局限性。且属于H13类含碳量较高钢种的均匀化，而对超高强度马氏体时效钢含碳量极低或不含碳钢种，加之钢中Ni、Co、Mo等合金元素含量更高，偏析更严重钢种的均匀化，并不适用，若照搬工艺会出现均匀化所需时间极长，晶粒长大程度极高，氧化烧损严重等系列问题。
专利CN109174962B，公开了“一种耐蚀型塑料模具轧制扁钢均质化处理方法”，该方法通过对钢锭进行加热→保温→降温→保温→轧制成钢坯→加热→保温→降温→保温→轧制成扁钢，其目的在于提高其钢种成分和组织的均匀化，同时避免组织粗大。该专利的不足之处在于，工艺过于繁琐，对于大生产工艺控制尤其是高温段降温易导致钢件内外表面温差大，且所需时间极长，长时间的高温均匀化极易导致晶粒粗大及过氧化现象。
因此，为了科学合理地制定超高强度马氏体时效钢的均匀化工艺，消除铸锭偏析，减少加热过程氧化，防止晶粒长大，提高热塑性，降低变形抗力，获得成分均匀、组织细小、各向性能差异小的钢材。急需开发一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法。
发明内容
本发明目的在于提供一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，以解决现有技术中存在的成分组织不均匀，高温均匀化时间长，氧化严重，晶粒粗大，致使后续热加工过程易开裂，成品强韧性差，各向性能差异大，合格率低的问题。达到彻底消除铸锭偏析，减少加热过程氧化，防止晶粒长大，提高热塑性，降低变形抗力，获得成分均匀、组织细小、各向性能差异小的钢材的目的。
为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：
一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，所述方法包括如下步骤：
采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；
将钢锭红送至锻造工序进行一墩一拔的预变形，获得钢坯；
将所述钢坯进行加热保温后进行热加工变形及退火处理，获得成品钢材；
将所述成品钢材进行试样调质热处理，获得马氏体时效钢。
在一种可能的实施方式中，所述模铸下注法浇注工艺的条件包括：
浇注时需从锭模底部往上每间隔小于等于1000mm位置吊置一块形状不定但重量小于等于100kg的同钢种钢块。
在一种可能的实施方式中，所述钢锭的化学成分及质量百分含量包括：
Ni：8.0％-15.0％；Co：8.0％-17.0％；Mo：6.0％-15.0％；Ti：0.05％-1.0％；Al：0.05％-1.0％；B：0.0001％-0.001％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
优选地，所述钢锭的化学成分及质量百分含量包括：
Ni：11.0％-14.0％；Co：10.0％-14.0％；Mo：11.0％-13.0％；Ti：0.1％-0.5％；Al：0.1％-0.5％；B：0.0005％-0.001％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
在一种可能的实施方式中，所述钢锭红送至锻造工序的条件包括：
采用保温装置红送，锻造开始温度大于等于950℃。
在一种可能的实施方式中，所述钢锭预变形的条件包括：
对钢锭进行一墩一拔，变形压下量小于等于50％。
在一种可能的实施方式中，所述钢锭加热保温的条件包括：
加热温度为1200℃-1280℃，保温时间为1-3h。
在一种可能的实施方式中，所述热加工变形的方式包括：
锻造或轧制。
在一种可能的实施方式中，所述退火处理的条件包括：
退火加热温度为820℃-890℃，保温时间为5-10h。
在一种可能的实施方式中，所述试样调质热处理的条件包括：
淬火加热温度880℃～940℃，保温时间1h～2h，冷却方式为油冷；
回火加热温度480℃～520℃，保温时间2h～4h，冷却方式为空冷。
本发明的技术效果和优点：
本发明的方法适用于超高强度钢，一般抗拉强度≥2600MPa及以上，尤其针对钢中含有大量Co、Ni、Mo易偏析元素，且含碳量极低钢种，可彻底消除铸锭偏析，减少加热过程氧化，防止晶粒长大，提高热塑性，降低变形抗力，获得成分均匀、组织细小、各向性能差异小，均匀化时间可较常规方法减少75.8％以上，且操作简单，不增加额外的成本。
本发明的其它特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分地从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在说明书以及附图中所指出的结构来实现和获得。
附图说明
图1为本发明示例性实施例的超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法流程图。
具体实施方式
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。
此外，附图中所示的流程图仅是示例性说明，不是必须包括所有的步骤。例如，有的步骤还可以分解，而有的步骤可以合并或部分合并，因此实际执行的顺序有可能根据实际情况改变。
本申请的说明书和权利要求书及上述附图中的术语“第一”、“第二”等是用于区别类似的对象，而不必用于描述特定的顺序或先后次序。应该理解这样使用的数据在适当情况下可以互换，以便这里描述的本申请的实施例例如能够以除了在这里图示或描述的那些以外的顺序实施。
本发明的设计构思包括：与普通钢种依靠高温长时间均匀化扩散的方法不同，本发明从钢液的液态扩散和固态扩散两方面着手，一方面通过模铸浇注工序在锭模内部中心位置吊置同钢种钢块，在不改变钢锭成分的同时，起到加速钢锭心部钢液的凝固冷却作用，使其能直接缩短钢锭铸态组织中二次枝晶臂间距，为后续均匀化加热过程元素的扩散起到最直接的促进作用。另一方面，通过对铸锭进行一墩一拔的锻造预变形，进一步减小二次枝晶臂间距的同时还使组织中形变储存能增加，从而促进动态再结晶的发生，同时预变形还增加了铸锭的比表面积，为后续元素的高温扩散提供了有利条件，极其有利于阻碍晶粒的长大及缩短高温扩散所需的时间。
图1为本发明示例性实施例的超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法流程图，如图1所示，本发明示例性实施例提供了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，所述方法包括如下步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；所述模铸下注法浇注工艺具体为浇注时需从锭模底部往上每间隔小于等于1000mm位置吊置一块形状不定但重量小于等于100kg的同钢种钢块。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：8.0％-15.0％；Co：8.0％-17.0％；Mo：6.0％-15.0％；Ti：0.05％-1.0％；Al：0.05％-1.0％；B：0.0001％-0.001％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
优选地，包括：
Ni：11.0％-14.0％；Co：10.0％-14.0％；Mo：11.0％-13.0％；Ti：0.1％-0.5％；Al：0.1％-0.5％；B：0.0005％-0.001％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至锻造工序，确保锻造开始温度大于等于950℃。
步骤S3、对步骤S2的钢锭进行一墩一拔锻造，变形压下量小于等于50％，获得一定形状的钢坯。
步骤S4、将步骤S3所述钢坯加热至1200℃-1280℃，保温1-3h后进行后续锻造或轧制热加工变形。
步骤S5、对步骤S4中已完成热加工变形的钢坯加热至820℃-890℃，保温5-10h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S6、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度880℃～940℃，保温时间1h～2h，冷却方式为油冷；回火加热温度480℃～520℃，保温时间2h～4h，冷却方式为空冷。
实施例1
本示例性实施例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；所述模铸下注法浇注工艺具体为浇注时从锭模底部往上每间隔500mm位置吊置一块正方形，重量为50kg的同钢种钢块，共计吊置4块。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：11.3％，Co：13.4％，Mo：11.7％，Ti：0.37％，Al：0.18％，B：0.0009％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至锻造工序，锻造开始温度980℃。
步骤S3、对步骤S2的钢锭进行一墩一拔锻造，变形压下量为15％，获得长方体钢坯。
步骤S4、将步骤S3所述钢坯加热至1260℃，保温2h均匀化处理，对均匀化处理后的钢坯进行再次锻造变形。
步骤S5、对步骤S4中已完成锻造变形的钢坯加热至860℃，保温8h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S6、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度900℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度480℃，保温时间2h，冷却方式为空冷。
通过对该实施例钢材试样检测分析，结果表明，该实施例钢材的纵向抗拉强度为2832MPa，横纵向强度比为0.97，纵向延伸率为11.3％，横纵向延伸率比为0.89，全尺寸V型缺口冲击功为18J，横纵向冲击功比为0.87，均匀化时间为2h。
实施例2
本示例性实施例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；所述模铸下注法浇注工艺具体为浇注时从锭模底部往上每间隔400mm位置吊置一块圆形，重量为40kg的同钢种钢块，共计吊置5块。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：13.8％，Co：10.1％，Mo：12.6％，Ti：0.25％，Al：0.31％，B：0.0007％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至锻造工序，锻造开始温度1000℃。
步骤S3、对步骤S2的钢锭进行一墩一拔锻造，变形压下量为30％，获得长方体钢坯。
步骤S4、将步骤S3所述钢坯加热至1280℃，保温1h均匀化处理，对均匀化处理后的钢坯进行再次锻造变形。
步骤S5、对步骤S4中已完成锻造变形的钢坯加热至860℃，保温5h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S6、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度920℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度500℃，保温时间2h，冷却方式为空冷。
通过对该实施例钢材试样检测分析，结果表明，该实施例钢材的纵向抗拉强度为3027MPa，横纵向强度比为0.95，纵向延伸率为7.8％，横纵向延伸率比为0.86，全尺寸V型缺口冲击功为11J，横纵向冲击功比为0.85，均匀化时间为1h。
实施例3
本示例性实施例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；所述模铸下注法浇注工艺具体为浇注时从锭模底部往上每间隔300mm位置吊置一块正方形，重量为30kg的同钢种钢块，共计吊置6块。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：12.1％，Co：13.7％，Mo：11.2％，Ti：0.12％，Al：0.48％，B：0.0005％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至锻造工序，锻造开始温度950℃。
步骤S3、对步骤S2的钢锭进行一墩一拔锻造，变形压下量为40％，获得长方体钢坯。
步骤S4、将步骤S3所述钢坯加热至1200℃，保温3h均匀化处理，对均匀化处理后的钢坯进行轧制变形。
步骤S5、对步骤S4中已完成锻造变形的钢坯加热至820℃，保温10h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S6、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度940℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度520℃，保温时间2h，冷却方式为空冷。
通过对该实施例钢材试样检测分析，结果表明，该实施例钢材的纵向抗拉强度为2860MPa，横纵向强度比为0.96，纵向延伸率为12.3％，横纵向延伸率比为0.89，全尺寸V型缺口冲击功为21J，横纵向冲击功比为0.87，均匀化时间为3h。
实施例4
本示例性实施例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；所述模铸下注法浇注工艺具体为浇注时从锭模底部往上每间隔1000mm位置吊置一块圆形，重量为80kg的同钢种钢块，共计吊置2块。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：13.9％，Co：10.4％，Mo：13.7％，Ti：0.48％，Al：0.12％，B：0.001％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤1所述钢锭采用保温装置红送至锻造工序，锻造开始温度1000℃。
步骤S3、对步骤2的钢锭进行一墩一拔锻造，变形压下量为10％，获得长方体钢坯。
步骤S4、将步骤3所述钢坯加热至1270℃，保温1h均匀化处理，对均匀化处理后的钢坯进行轧制变形。
步骤S5、对步骤4中已完成轧制变形的钢坯加热至890℃，保温5h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S6、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度890℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度480℃，保温时间2h，冷却方式为空冷。
通过对该实施例钢材试样检测分析，结果表明，该实施例钢材的纵向抗拉强度为2937MPa，横纵向强度比为0.94，纵向延伸率为8.2％，横纵向延伸率比为0.88，全尺寸V型缺口冲击功为10.3J，横纵向冲击功比为0.87，均匀化时间为1h。
实施例5
本示例性实施例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；所述模铸下注法浇注工艺具体为浇注时从锭模底部往上每间隔700mm位置吊置一块正方形，重量为90kg的同钢种钢块，共计吊置3块。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：12.8％，Co：11.7％，Mo：12.1％，Ti：0.34％，Al：0.39％，B：0.0008％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至锻造工序，锻造开始温度980℃。
步骤S3、对步骤S2的钢锭进行一墩一拔锻造，变形压下量为25％，获得长方体钢坯。
步骤S4、将步骤S3所述钢坯加热至1220℃，保温3h均匀化处理，对均匀化处理后的钢坯进行再次锻造变形。
步骤S5、对步骤S4中已完成锻造变形的钢坯加热至820℃，保温10h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S6、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度900℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度500℃，保温时间4h，冷却方式为空冷。
通过对该实施例钢材试样检测分析，结果表明，该实施例钢材的纵向抗拉强度为2746MPa，横纵向强度比为0.97，纵向延伸率为14.8％，横纵向延伸率比为0.90，全尺寸V型缺口冲击功为20.8J，横纵向冲击功比为0.88，均匀化时间为3h。
对比例1
本示例性对比例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭，浇注时未采用在定模内部中心位置吊装钢块的方法。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：12.1％，Co：13.3％，Mo：11.8％，Ti：0.26％，Al：0.21％，B：0.0006％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至高温均热炉内进行加热处理，加热温度为1280℃，保温时间为40h。
步骤S3、对步骤S2中经过均匀化处理后的钢坯进行锻造变形，变形压下量为75％。
步骤S4、对步骤S3中已完成锻造变形的钢坯加热至860℃，保温30h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S5、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度880℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度500℃，保温时间2h，冷却方式为空冷。
通过对该对比例钢材试样检测分析，结果表明，该对比例钢材的纵向抗拉强度为2710MPa，横纵向强度比为0.82，纵向延伸率为15.6％，横纵向延伸率比为0.79，全尺寸V型缺口冲击功为13.8J，横纵向冲击功比为0.67，均匀化时间为40h。
对比例2
本示例性对比例公开了一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，具体包括以下操作步骤：
步骤S1、采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭，浇注时未采用在定模内部中心位置吊装钢块的方法。
所属钢锭的化学成分以质量百分比计，包括：
Ni：13.7％，Co：10.3％，Mo：11.5％，Ti：0.37％，Al：0.28％，B：0.0008％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
步骤S2、将步骤S1所述钢锭采用保温装置红送至高温均热炉内进行加热处理，加热温度为1280℃，保温时间为35h。
步骤S3、对步骤S2中经过均匀化处理后的钢坯进行锻造变形，变形压下量为70％。
步骤S4、对步骤S3中已完成锻造变形的钢坯加热至860℃，保温30h的退火处理，获得成品钢材。
步骤S5、在成品钢材上取试样进行调质热处理，调质工艺为：淬火加热温度880℃，保温时间1h，冷却方式为油冷；回火加热温度480℃，保温时间2h，冷却方式为空冷。
通过对该对比例钢材试样检测分析，结果表明，该对比例钢材的纵向抗拉强度为2690MPa，横纵向强度比为0.78，纵向延伸率为12.5％，横纵向延伸率比为0.71，全尺寸V型缺口冲击功为10.9J，横纵向冲击功比为0.67，均匀化时间为35h。
表1各实施例和对比例中产品的组织性能特征
Figure BDA0004002672750000101
表1为各实施例和对比例中产品的性能特征，本发明对比例1和2均采用常规方法进行均匀化，从表1可知，实施例1-5的横纵向屈强比较常规方法提升了0.08以上，横纵向延伸率比提升了0.07以上，横纵向冲击功比提升了0.18以上，均匀化时间较常规方法减少了75.8％以上。以上各方面横纵性能比的提升均表明钢的组织性能均匀性得到了较大的提高，且均匀化时间明显减少，大幅节约了生产成本。
最后应说明的是：以上所述仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，对于本领域的技术人员来说，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，凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述方法包括如下步骤：
采用电炉冶炼+LF精炼+VD处理+模铸下注法浇注工艺生产钢锭；
将钢锭红送至锻造工序进行一墩一拔的预变形，获得钢坯；
将所述钢坯进行加热保温后进行热加工变形及退火处理，获得成品钢材；
将所述成品钢材进行试样调质热处理，获得马氏体时效钢。
2.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述模铸下注法浇注工艺的条件包括：
浇注时需从锭模底部往上每间隔小于等于1000mm位置吊置一块形状不定但重量小于等于100kg的同钢种钢块。
3.根据权利要求1或2所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述钢锭的化学成分及质量百分含量包括：
Ni：8.0％-15.0％；Co：8.0％-17.0％；Mo：6.0％-15.0％；Ti：0.05％-1.0％；Al：0.05％-1.0％；B：0.0001％-0.001％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
4.根据权利要求3所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述钢锭的化学成分及质量百分含量包括：
Ni：11.0％-14.0％；Co：10.0％-14.0％；Mo：11.0％-13.0％；Ti：0.1％-0.5％；Al：0.1％-0.5％；B：0.0005％-0.001％；其余为Fe和不可避免的杂质元素。
5.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述钢锭红送至锻造工序的条件包括：
采用保温装置红送，锻造开始温度大于等于950℃。
6.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述钢锭预变形的条件包括：
对钢锭进行一墩一拔，变形压下量小于等于50％。
7.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述钢锭加热保温的条件包括：
加热温度为1200℃-1280℃，保温时间为1-3h。
8.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述热加工变形的方式包括：
锻造或轧制。
9.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述退火处理的条件包括：
退火加热温度为820℃-890℃，保温时间为5-10h。
10.根据权利要求1所述的一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法，其特征在于，所述试样调质热处理的条件包括：
淬火加热温度880℃～940℃，保温时间1h～2h，冷却方式为油冷；
回火加热温度480℃～520℃，保温时间2h～4h，冷却方式为空冷。
CN202211622593.6A 2022-12-16 2022-12-16 一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法 Pending CN116065010A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202211622593.6A CN116065010A (zh) 2022-12-16 2022-12-16 一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202211622593.6A CN116065010A (zh) 2022-12-16 2022-12-16 一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN116065010A true CN116065010A (zh) 2023-05-05

Family

ID=86181218

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202211622593.6A Pending CN116065010A (zh) 2022-12-16 2022-12-16 一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN116065010A (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116837192A (zh) * 2023-08-31 2023-10-03 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种超细晶高温渗碳轴承钢及其制造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN116837192A (zh) * 2023-08-31 2023-10-03 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种超细晶高温渗碳轴承钢及其制造方法
CN116837192B (zh) * 2023-08-31 2023-12-01 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 一种超细晶高温渗碳轴承钢及其制造方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108866417B (zh) 一种高强耐蚀中熵合金及其制备方法
CN109022925B (zh) 一种减少镍基高温合金钢锭中Laves相的方法
CN111961946B (zh) 一种低成本高强高韧中熵合金及制备方法
US20180078995A1 (en) Constructing-and-forging method for preparing homogenized forged pieces
CN109161780B (zh) 一种提高FeCrNiAl基高熵合金加工性能的方法
CN110541124B (zh) 含氮塑料模具扁钢锭及其工艺方法
CN105908034A (zh) 一种铝合金圆棒及其制造方法
CN113881909A (zh) 一种GH4720Li高温合金叶片锻件的热处理方法及叶片锻件
CN111676411A (zh) 一种微合金化高强韧动密封材料及其制备方法
CN116065010A (zh) 一种超高强度马氏体时效钢的均匀化处理方法
CN113862520B (zh) 一种航空发动机锻造叶片用GH4720Li高温合金及制备方法及应用、合金铸锭
CN111519057A (zh) 一种提高制备铝合金的模具寿命的方法
CN113877982B (zh) 一种难变形GH4720Li高温合金小规格棒材及制备方法、叶片锻件
CN114561517A (zh) 一种低密度高塑韧性钢及其制备方法和应用
CN112981212B (zh) 一种非等原子比高熵合金半固态触变坯料的制备方法
CN107974632B (zh) 一种奥氏体热作模具钢及其制备方法
WO2024051758A1 (zh) 一种发动机传动链用钢50CrVA的制备方法
CN109628833B (zh) 一种Cr-Mo-Si-V系冷作模具钢及其制备方法
CN108015255B (zh) 一种高速工具钢的制备方法
CN108672980B (zh) 一种gh4169合金焊丝短流程制备方法
CN114622145B (zh) 一种具有双相结构的无钴马氏体时效钢及其制备方法
CN112708788B (zh) 一种提高k403合金塑性的方法，模具材料和制品
CN102534293B (zh) 一种高强度超细晶块体铜锗合金及其制备方法
CN115976314A (zh) 一种制备中熵奥氏体耐热钢的方法
CN109207697A (zh) 超低碳高锰钼不锈钢及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination