CN114032472B - 一种无钴马氏体时效钢及其强韧化处理工艺 - Google Patents

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Abstract

一种无钴马氏体时效钢及其强韧化处理工艺，该无钴马氏体时效钢包括质量百分比为：Ni含量：18.5～20％、W含量：5.5～6％、Mo含量：2.1～2.5％、Ti含量：2.5～3.5％、Al含量：0.1～0.3％，其余为Fe元素；通过对无钴马氏体时效钢合金化成分进行调整、对两次固溶处理工艺参数进行优化、并结合三次方向相互垂直的形变处理，可控冷处理及快速时效处理等工艺，对其晶粒尺度进行细化、微观组织进行调控、优化，最终获得以细小均匀的回火板条马氏体为主，以弥散分布的纳米尺度金属间化合物为辅的混合组织；该混合组织能够显著提高无钴马氏体时效钢的强度，并保持高韧性。

Description

一种无钴马氏体时效钢及其强韧化处理工艺
技术领域
本发明属于高合金高强钢技术领域，特别涉及一种无钴马氏体时效钢及其强韧化处理工艺。
背景技术
马氏体时效钢是以铁镍为基体，以Co、Mo、Ti等为强化元素的一类超低碳(或不含碳)高合金超高强度钢，具有良好的塑性与韧性。
通常情况下，马氏体时效钢中Co元素含量在8～18％之间。由于Co资源短缺，导致马氏体时效钢生产成本较高。因此，各个国家在传统马氏体时效钢基础上，通过合金化设计，开发出一系列无钴马氏体时效钢，并得到一定的应用，如美国的T-250、T300，日本的14Ni3Cr3Mo1.5Ti、印度的12Ni3.2Cr5.1Mo1Ti及我国的Fe18Ni4Mo1.7Ti等，其强度级别可达1800MPa，断裂韧性KIC≈70MPa·m1/2，已接近含钴马氏体时效钢水平。无钴马氏体时效钢不仅降低了20％～30％的生产成本，经过合理的成分设计、控制制备工艺，其性能优于相应级别的含钴马氏体时效钢。因此，发展无钴马氏体时效钢有重要的现实意义和经济效益。
马氏体时效钢的材料学思路是高纯净、高镍、超低碳(或无碳)的钢，马氏体时效钢不依赖C或者碳化物强化，C在该钢种中为杂质元素。由于杂质含量很低，马氏体时效钢通常需要经过一次或二次真空冶炼。由于马氏体时效钢不含碳元素(或超低碳)，其强化机制与普通的马氏体强化及碳化物强化有显著区别。马氏体时效钢经固溶处理之后强度并不高，其微观组织以板条马氏体(无碳或超低碳)为主，而具有优异的塑性和冷加工性能。只有通过后续的时效处理工艺，在马氏体时效钢的晶界、相界、位错线等缺陷位置析出细小弥散的金属间化合物，通过沉淀强化的方式使马氏体时效钢的强度成倍提高，最终获得超高强度马氏体时效钢，并兼具优异的韧性和塑性。然而，随着无钴马氏体时效钢强度的增加，其塑性与韧性将明显降低。
发明内容
为了克服上述现有技术存在的问题，本发明的目的在于提供一种无钴马氏体时效钢及其强韧化处理工艺，通过对无钴马氏体时效钢合金化成分进行调整、对热加工工艺参数如固溶处理、室温预变形及可控冷处理等进行设计，对晶粒大小、微观组织进行调控、优化，能够显著提高无钴马氏体时效钢的强度，并保持高韧性。
为了实现上述目的，本发明所采用的具体技术方案如下：
一种无钴马氏体时效钢，包括质量百分比为：Ni含量：18.5～20％、W含量：5.5～6％、Mo含量：2.1～2.5％、Ti含量：2.5～3.5％、Al含量：0.1～0.3％，其余为Fe元素。
一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni含量：18.5～20％、W含量：5.5～6％、Mo含量：2.1～2.5％、Ti含量：2.5～3.5％、Al含量：0.1～0.3％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于气氛保护炉中加热至1050～1150℃，保温60～90分钟，然后在1050～850℃之间进行锻造，锻造比为40～60％；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即浸入60±15℃淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制形变方向与步骤1.2中锻造的方向垂直，轧制形变的端面变形量为40～70％；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热到900～950℃，保温30～45分钟，之后立即淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为40～70％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到830～850℃，保温15～30分钟，之后立即淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行深冷处理：冷却介质为液氮，冷却温度-180～-196℃，降温速度控制在2～5℃/分钟，保温3～6小时，之后回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至520～550℃进行回火，然后保温30～90分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
所述步骤一中气氛保护炉为惰性气体、氮气或氩气保护炉。
所述步骤一至三中淬火为产品浸入淬火油，油温为60±15℃中冷却。
所述步骤五中回火板条马氏体组织宽度为0.1～0.25μm，金属间化合物晶粒尺寸为10～30nm。
所述步骤五中金属间化合物包括Ni3Mo、Ni3Ti、Ni3Al或NiAl。
所述步骤四中程序可控冷处理装置为可控液氮冷却箱。
与现有技术相比，本发明的有益效果在于：
1.本发明在传统马氏体时效钢基础上，通过对合金化设计进行优化，开发新型无钴马氏体时效钢，降低成本，并显著提高其强韧性。
2.本发明采用三阶段形变工艺“高温锻造、一次室温预变形、二次室温预变形”细化微观组织；其中，三阶段形变工艺的变形方向互相垂直，显著细化晶粒的同时避免形成形变织构。
3.本发明通过快速时效处理，提高时效温度，缩短时效时间，可显著改善时效析出效果，避免晶粒粗化；其中，析出金属间化合物呈纳米尺度，均匀弥散分布于基体，达到时效强化的目的。
4.本发明通过优选的合金化设计，结合严格控制的两次固溶处理，室温预处理及时效处理等工艺参数，对新型马氏体时效钢微观组织进行调控，获得以回火板条马氏体组织为主，以金属间化合物，如Ni3Mo、Ni3Ti、Ni3Al、NiAl等为辅的混合组织，(一次固溶处理获得的板条马氏体宽度为0.3～0.6μm，二次固溶处理获得的板条马氏体宽度为0.1～0.25μm)；其中，回火板条马氏体组织细小、均匀、致密；金属间化合物大量析出，呈纳米尺度弥散分布于马氏体基体，产品内晶粒尺寸为10～30nm。
附图说明
图1无钴马氏体时效钢进行强韧性处理工艺示意图。
图2锻造方向、一次室温预处理形变方向及二次室温预处理形变方向示意图。
图3无钴马氏体时效钢强韧化处理后回火板条马氏体TEM图。
图4无钴马氏体时效钢强韧化处理后析出金属化合物(Ni3M)TEM图。
具体实施方式
下面将结合附图对本发明做进一步清楚完整的描述。
实施例1
一种无钴马氏体时效钢，成分包括质量百分比为：Ni：19％、W：5.7％、Mo：2.3％、Ti：3％、Al：0.15％，其余为Fe元素。
一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：19％、W：5.7％、Mo：2.3％、Ti：3％、Al：0.15％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1100℃，保温75分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比约为50％，终锻温度为900℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为55℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为60％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至930℃，保温40分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温55℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为50％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到840℃，保温20分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温55℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以4℃/分钟的速度冷却至-190℃，保温4小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至535℃进行回火，然后保温60分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
经上述工艺后，对实施例1产品进行检测。采用透射电子显微镜(TEM)进行微观组织观察，结果如图3、图4所示。其中，新型无钴马氏体时效钢的基体以细小均匀的回火板条马氏体为主，板条宽度为0.1～0.25μm，得到显著细化，同时可观察到大量弥散分布的纳米尺度金属间化合物Ni3Mo、Ni3Ti、Ni3Al、NiAl等。对实施例1产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝2070±15MPa、屈服强度Re＝1935±15MPa、延伸率A＝8.3％、断裂韧性KIC＝87±5MPa·m1/2。
实施例2
一种无钴马氏体时效钢，成分包括质量百分比为：Ni：18.5％、W：5.5％、Mo：2.1％、Ti：2.5％、Al：0.1％，其余为Fe元素。
一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：18.5％、W：5.5％、Mo：2.1％、Ti：2.5％、Al：0.1％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1050℃，保温60分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比约为40％，终锻温度为850℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为60℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为40％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至900℃，保温30分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温为60℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为40％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到830℃，保温15分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温为60℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以2℃/分钟的速度冷却至-196℃，保温3小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后产品再次加热至520℃进行回火，然后保温30分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
经上述工艺后，对实施例2产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝1940±15MPa、屈服强度Re＝1825±15MPa、延伸率A＝9.2％、断裂韧性KIC＝92±5MPa·m1/2。
实施例3
一种无钴马氏体时效钢，成分包括质量百分比为：Ni：20％、W：6％、Mo：2.5％、Ti：3.5％、Al：0.3％，其余为Fe元素。
一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：20％、W：6％、Mo：2.5％、Ti：3.5％、Al：0.3％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1150℃，保温90分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比约为60％，终锻温度为950℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为65℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为70％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至950℃，保温45分钟，出炉后立即浸入淬火油油温为65℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为70％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到850℃，保温30分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温为65℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以5℃/分钟的速度冷却至-185℃，保温6小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至550℃进行回火，然后保温90分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
经上述工艺后，对实施例3产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝2035±15MPa、屈服强度Re＝1945±15MPa、延伸率A＝8.7％、断裂韧性KIC＝84±5MPa·m1/2。
实施例4
一种无钴马氏体时效钢，成分包括质量百分比为：Ni：19.2％、W：5.8％、Mo：2.2％、Ti：2.8％、Al：0.2％，其余为Fe元素。
一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：19.2％、W：5.8％、Mo：2.2％、Ti：2.8％、Al：0.2％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1130℃，保温60分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比约为60％，终锻温度为925℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为62℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为65％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至925℃，保温40分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温为62℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为50％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到835℃，保温30分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温为62℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以3℃/分钟的速度冷却至-192℃，保温4小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至535℃进行回火，然后保温45分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
经上述工艺后，对实施例4产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝1930±15MPa、屈服强度Re＝1845±15MPa、延伸率A＝9.7％、断裂韧性KIC＝87±5MPa·m1/2。
实施例5
一种无钴马氏体时效钢，成分包括质量百分比为：Ni：19.5％、W：5.6％、Mo：2.4％、Ti：3.3％、Al：0.1％，其余为Fe元素。
一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：19.5％、W：5.6％、Mo：2.4％、Ti：3.3％、Al：0.1％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1080℃，保温80分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比约为55％，终锻温度为860℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为60℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为50％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至945℃，保温30分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温为60℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为65％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到845℃，保温20分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油油温为60℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以4℃/分钟的速度冷却至-196℃，保温5小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至540℃进行回火，然后保温75分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
经上述工艺后，对实施例5产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝1920±15MPa、屈服强度Re＝1835±15MPa、延伸率A＝9.2％、断裂韧性KIC＝89±5MPa·m1/2。
对比例1
该案例为对比例，工艺、参数均与实施例1相同，但未进行室温预处理(即，室温轧制预变形)。对比例1产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝1965±15MPa、屈服强度Re＝1855±15MPa、延伸率A＝6.3％、断裂韧性KIC＝67±5MPa·m1/2。对比例1可知，未进行室温预处理的产品，强度下降约100MPa，但是断裂韧性显著降低。
对比例2
该案例为对比例，工艺、参数均与实施例2相同，但未进行二次固溶处理。对比例2产品进行力学性能测试：其中，抗拉强度Rm＝1920±15MPa、屈服强度Re＝1815±15MPa、延伸率A＝6.5％、断裂韧性KIC＝58±5MPa·m1/2。对比例2可知，未进行二次固溶处理处理的产品，强度下降很小，在误差范围之内，但断裂韧性显著降低。

Claims (10)

1.一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni含量：18.5～20％、W含量：5.5～6％、Mo含量：2.1～2.5％、Ti含量：2.5～3.5％、Al含量：0.1～0.3％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于气氛保护炉中加热至1050～1150℃，保温60～90分钟，然后在1050～850℃之间进行锻造，锻造比为40～60％；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即浸入60±15℃淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制形变方向与步骤1.2中锻造的方向垂直，轧制形变的端面变形量为40～70％；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热到900～950℃，保温30～45分钟，之后立即淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为40～70％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到830～850℃，保温15～30分钟，之后立即淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行深冷处理：冷却介质为液氮，冷却温度-180～-196℃，降温速度控制在2～5℃/分钟，保温3～6小时，之后回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后产品再次加热至520～550℃进行回火，然后保温30～90分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
2.根据权利要求1所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：19％、W：5.7％、Mo：2.3％、Ti：3％、Al：0.15％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1100℃，保温75分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比为50％，终锻温度为900℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为55℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为60％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至930℃，保温40分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温55℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为50％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到840℃，保温20分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温55℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以4℃/分钟的速度冷却至-190℃，保温4小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至535℃进行回火，然后保温60分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
3.根据权利要求1所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：18.5％、W：5.5％、Mo：2.1％、Ti：2.5％、Al：0.1％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1050℃，保温60分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比为40％，终锻温度为850℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为60℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为40％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至900℃，保温30分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温为60℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为40％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到830℃，保温15分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温为60℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以2℃/分钟的速度冷却至-196℃，保温3小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至520℃进行回火，然后保温30分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
4.根据权利要求1所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：20％、W：6％、Mo：2.5％、Ti：3.5％、Al：0.3％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1150℃，保温90分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比为60％，终锻温度为950℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为65℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为70％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至950℃，保温45分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温为65℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为70％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到850℃，保温30分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温为65℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以5℃/分钟的速度冷却至-185℃，保温6小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至550℃进行回火，然后保温90分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
5.根据权利要求1所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：具体步骤如下：
步骤一、高温预处理
1.1采用真空二次熔炼技术，将含有Ni：19.2％、W：5.8％、Mo：2.2％、Ti：2.8％、Al：0.2％，其余为Fe元素的钢锭进行熔炼，获得坯料；
1.2将步骤1.1所得坯料放置于氮气保护炉中加热至1130℃，保温60分钟，出炉后立即进行锻造，锻造比为60％，终锻温度为925℃；
1.3将步骤1.2锻造后的坯料立即将坯料浸入油温为62℃的淬火油中进行淬火冷却至室温；
步骤二、一次固溶处理
2.1对步骤1.3处理后产品实施室温预处理：室温轧制，轧制比为65％，轧制方向与步骤1.2中锻造方向垂直；
2.2将步骤2.1室温预处理之后的产品，加热至925℃，保温40分钟，出炉后立即浸入淬火油，油温为62℃中进行淬火冷却至室温；
步骤三、二次固溶处理
3.1对步骤2.2处理后的产品，进行第二次室温预处理：室温轧制，轧制方向与步骤1.2中锻造方向及步骤2.1中轧制形变方向均保持垂直，轧制端面变形量为50％；
3.2将步骤3.1第二次室温预处理之后的产品，再次加热到835℃，保温30分钟，出炉后立即将坯料浸入淬火油，油温为62℃中进行淬火冷却至室温；
步骤四、可控冷处理
通过程序可控冷处理装置对步骤三固溶处理后的产品进行以3℃/分钟的速度冷却至-192℃，保温4小时，之后将坯料取出，空气中回温至室温；
步骤五、快速时效处理
将步骤四处理后的产品再次加热至535℃进行回火，然后保温45分钟，之后取出炉外空冷至室温，获得回火板条马氏体组织，以及均匀弥散分布于回火板条马氏体组织的金属间化合物。
6.根据权利要求1至5任一项所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：所述步骤一中气氛保护炉为惰性气体、氮气或氩气保护炉。
7.根据权利要求1至5任一项所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：所述步骤一至三中淬火为产品浸入淬火油，油温为60±15℃中冷却。
8.根据权利要求1至5任一项所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：所述步骤五中回火板条马氏体组织宽度为0.1～0.25μm，金属间化合物晶粒尺寸为10～30nm。
9.根据权利要求8所述的一种无钴马氏体时效钢的强韧化处理工艺，其特征在于：金属间化合物包括Ni3Mo、Ni3Ti、Ni3Al或NiAl。
10.一种用于权利要求1所述处理工艺的无钴马氏体时效钢，其特征在于：包括质量百分比为：Ni含量：18.5～20％、W含量：5.5～6％、Mo含量：2.1～2.5％、Ti含量：2.5～3.5％、Al含量：0.1～0.3％，其余为Fe元素。
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Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR830007862A (ko) * 1980-10-31 1983-11-07 레이몬드 제이·케니 코발트를 함유시키지 않은 마르에이징 강
US4710347A (en) * 1985-10-12 1987-12-01 Korea Advanced Institute Of Science And Technology Maraging steel having high strength and high toughness
US4871511A (en) * 1988-02-01 1989-10-03 Inco Alloys International, Inc. Maraging steel
RU2025531C1 (ru) * 1991-07-03 1994-12-30 Виктор Михайлович Кардонский Быстрорежущая сталь
CN106893816A (zh) * 2017-03-27 2017-06-27 西京学院 一种高镍低碳系列钢的强韧化处理工艺
CN107974626A (zh) * 2017-11-09 2018-05-01 苏州汉汽航空科技有限公司 一种航空高强度零部件无钴新材料制备方法
CN108866453A (zh) * 2018-07-19 2018-11-23 西京学院 一种马氏体耐热钢及其制备方法
CN108913855A (zh) * 2018-07-19 2018-11-30 西京学院 一种马氏体耐热钢的强韧化处理工艺
CN110396583A (zh) * 2019-09-06 2019-11-01 西京学院 一种高强度马氏体/铁素体双相钢强韧化处理工艺及双相钢
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN111455146A (zh) * 2020-05-06 2020-07-28 西京学院 一种低合金马氏体钢强韧化处理方法及马氏体钢
CN112063921A (zh) * 2020-08-10 2020-12-11 上海交通大学 超高强度高韧性超细组织结构的空冷硬化钢板及其制备工艺
CN112553434A (zh) * 2020-12-04 2021-03-26 西京学院 一种低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢及预备热处理工艺
WO2021169941A1 (zh) * 2020-02-28 2021-09-02 宝山钢铁股份有限公司 一种矿用链条钢及其制造方法
WO2021169779A1 (zh) * 2020-02-28 2021-09-02 宝山钢铁股份有限公司 一种控制屈强比钢及其制造方法

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR830007862A (ko) * 1980-10-31 1983-11-07 레이몬드 제이·케니 코발트를 함유시키지 않은 마르에이징 강
US4710347A (en) * 1985-10-12 1987-12-01 Korea Advanced Institute Of Science And Technology Maraging steel having high strength and high toughness
US4871511A (en) * 1988-02-01 1989-10-03 Inco Alloys International, Inc. Maraging steel
RU2025531C1 (ru) * 1991-07-03 1994-12-30 Виктор Михайлович Кардонский Быстрорежущая сталь
CN106893816A (zh) * 2017-03-27 2017-06-27 西京学院 一种高镍低碳系列钢的强韧化处理工艺
CN107974626A (zh) * 2017-11-09 2018-05-01 苏州汉汽航空科技有限公司 一种航空高强度零部件无钴新材料制备方法
CN108866453A (zh) * 2018-07-19 2018-11-23 西京学院 一种马氏体耐热钢及其制备方法
CN108913855A (zh) * 2018-07-19 2018-11-30 西京学院 一种马氏体耐热钢的强韧化处理工艺
CN110396583A (zh) * 2019-09-06 2019-11-01 西京学院 一种高强度马氏体/铁素体双相钢强韧化处理工艺及双相钢
WO2021169941A1 (zh) * 2020-02-28 2021-09-02 宝山钢铁股份有限公司 一种矿用链条钢及其制造方法
WO2021169779A1 (zh) * 2020-02-28 2021-09-02 宝山钢铁股份有限公司 一种控制屈强比钢及其制造方法
CN111394661A (zh) * 2020-04-30 2020-07-10 西京学院 一种低合金高强韧性马贝复相钢的制备工艺
CN111455146A (zh) * 2020-05-06 2020-07-28 西京学院 一种低合金马氏体钢强韧化处理方法及马氏体钢
CN112063921A (zh) * 2020-08-10 2020-12-11 上海交通大学 超高强度高韧性超细组织结构的空冷硬化钢板及其制备工艺
CN112553434A (zh) * 2020-12-04 2021-03-26 西京学院 一种低温韧性的Ni-Mo-Cr系钢及预备热处理工艺

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