00Ni12Cr5Mo3TiAlV馬氏體時(shí)效鋼時(shí)效過(guò)程及熱處理工藝優(yōu)化.pdf

1、針對(duì)00Ni12Cr5Mo3TiAlV無(wú)鈷?cǎi)R氏體時(shí)效鋼熱處理后強(qiáng)度不足的問(wèn)題,本文采用多種試驗(yàn)手段對(duì)該鋼的時(shí)效析出行為和顯微組織變化進(jìn)行了深入的研究,提出了改進(jìn)的00Ni12Cr5Mo3TiAlV無(wú)鈷?cǎi)R氏體時(shí)效鋼固溶與時(shí)效熱處理工藝,并考察了力學(xué)性能的變化。
　　研究結(jié)果表明：原始820℃固溶態(tài)00Ni12Cr5Mo3TiAlV馬氏體時(shí)效鋼其顯微組織為板條馬氏體和局部區(qū)域彌散分布的球狀析出相,經(jīng)透射電鏡觀察和能譜分析表明為L(zhǎng)ave

2、s-Fe2Mo相,直徑約100～200nm。原始固溶態(tài)材料經(jīng)分級(jí)時(shí)效熱處理工藝優(yōu)化后較現(xiàn)行工藝強(qiáng)度提高125MPa,達(dá)到使用要求。
　　現(xiàn)行的熱處理工藝規(guī)范不夠合理,其中對(duì)時(shí)效過(guò)程認(rèn)識(shí)上的的不足是最主要原因。所以,對(duì)材料進(jìn)行1200℃高溫固溶處理后時(shí)效,并對(duì)時(shí)效過(guò)程各階段材料內(nèi)部組織的變化做了系統(tǒng)的研究,結(jié)果表明：時(shí)效后存在調(diào)幅組織,并推測(cè)可能是由于時(shí)效初期發(fā)生了調(diào)幅分解。峰時(shí)效時(shí)的強(qiáng)化相為Ni3Mo和Ni3Ti并存在彌散的逆轉(zhuǎn)變

3、奧氏體。過(guò)時(shí)效時(shí),Ni3Mo和Ni3Ti粒子聚集長(zhǎng)大并部分溶解,逆轉(zhuǎn)變奧氏體沿馬氏體板條界形成。
　　研究了00Ni12Cr5Mo3TiAlV馬氏體時(shí)效鋼的α′?γ等溫循環(huán)固溶和變溫循環(huán)固溶兩種細(xì)化晶粒工藝,均可使奧氏體晶粒尺寸從高溫固溶態(tài)250m左右細(xì)化到10m左右。
　　確定00Ni12Cr5Mo3TiAlV馬氏體時(shí)效鋼經(jīng)1200℃高溫固溶處理,后經(jīng)變溫循化固溶4次細(xì)化晶粒處理,再400℃,60min+500℃,4h分級(jí)