本發(fā)明涉及低合金鋼領(lǐng)域，具體是低合金鋼熱處理工藝。

　　背景技術(shù)：

　　低合金鋼是指合金元素總量小于5%的合金鋼。低合金鋼是相對于碳鋼而言的，是在碳鋼的基礎(chǔ)上，為了改善鋼的性能，而有意向鋼中加入一種或幾種合金元素。加入的合金量超過碳鋼正常生產(chǎn)方法所具有的一般含量時，稱這種鋼為合金鋼。當(dāng)合金總量低于5%時稱為低合金鋼，普通合金鋼一般在3.5%以下，合金含量在5-10%之間稱為中合金鋼，大于10%的稱為高合金鋼。

　　目前，低合金鋼的熱處理方法，一般采用正火、淬火、回火三步驟工藝，但是制得的鑄件產(chǎn)品的屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度等力學(xué)性能不高，均勻延伸率和總延伸率較低，不能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，采用此類熱處理方法制成的低合金鋼鑄件產(chǎn)品在實際使用過程中容易發(fā)生斷裂，大大縮減了使用壽命。

　　技術(shù)實現(xiàn)要素：

　　本發(fā)明的主要目的在于提供低合金鋼熱處理工藝，可以有效解決現(xiàn)有技術(shù)中低合金鋼的熱處理方法制得的鑄件產(chǎn)品的屈服強(qiáng)度、拉伸強(qiáng)度等力學(xué)性能不高，均勻延伸率和總延伸率較低，影響實際使用的問題。

　　為實現(xiàn)上述目的及其他相關(guān)目的，本發(fā)明采取的技術(shù)方案為：低合金鋼熱處理工藝，包括以下步驟：

　　步驟一、軋制坯料：將低合金鋼長坯加熱到1250℃使之均勻化，經(jīng)粗軋、精軋后形成鋼板；

　　步驟二、熱軋水冷：將步驟一得到的鋼板直接水冷至室溫；

　　步驟三、臨界淬火：將步驟二得到的鋼板在760℃進(jìn)行淬火與保溫，然后水冷至室溫；

　　步驟四、臨界回火：將步驟三得到的鋼板重新分別加熱至660℃和680℃進(jìn)行回火與保溫，然后空冷至室溫，即完成兩組鋼料的熱處理。

　　優(yōu)選地，所述低合金鋼的成分如下：c含量為0.08wt.％、si含量為0.5wt.％、mn含量為2.0wt.％、ni含量為0.5wt.％、cu含量為0.9wt.％、mo含量為0.3wt.％、cr含量為0.5wt.％、v含量為0.085wt.％、nb含量為0.03wt.％、ti含量為0.0175wt.％。

　　優(yōu)選地，所述步驟一中的粗軋開始溫度為1100℃，經(jīng)過3道次的軋制形成中間坯料，粗軋終止溫度為980℃。

　　優(yōu)選地，所述步驟一中的精軋開始溫度為900℃，經(jīng)過3道次的軋制形成鋼板，精軋終止溫度為860℃。

　　優(yōu)選地，所述步驟三中對鋼板進(jìn)行臨界淬火后的保溫時間為30min。

　　優(yōu)選地，所述步驟四中對鋼板進(jìn)行臨界回火后的保溫時間為30min。

　　與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有如下有益效果：

　　（1）本發(fā)明中，低合金鋼經(jīng)過熱軋水冷后，先是經(jīng)過760℃的臨界淬火保溫處理，使得逆相變奧氏體含量增多，得到臨界鐵素體和馬氏體的雙相組織，馬氏體體積含量較高，然后分別經(jīng)過660℃和680℃臨界回火處理后，殘余奧氏體含量顯著増加，此時臨界鐵素體和馬氏體的邊界變得模糊，在基體中彌散分布著細(xì)小的析出物，相對于傳統(tǒng)的淬火回火工藝，能使低合金鋼在保持強(qiáng)度水平的前提下明顯提高塑韌性；

　　（2）本發(fā)明中，兩組低合金鋼經(jīng)過熱軋水冷、臨界淬火及臨界回火熱處理工藝后，其屈服強(qiáng)度均達(dá)到了700mpa以上，均勻延伸率分別達(dá)到9.6％和11.2％，總延伸率分別達(dá)到23.8％和25.1％，-40℃夏比沖擊功分別達(dá)到107和121j。與熱軋態(tài)的鋼板相比，均勻延伸率提高了約50％，-40℃夏比沖擊功提高了約200％，綜合力學(xué)性能相比傳統(tǒng)熱處理工藝顯著提高，在保證了高強(qiáng)度的同時，還獲得了高塑性和高韌性的優(yōu)異力學(xué)性能，保證了低合金鋼鑄件產(chǎn)品的使用壽命。

　　附圖說明

　　下面結(jié)合附圖與具體實施例對本發(fā)明作進(jìn)一步詳細(xì)說明。

　　圖1為本發(fā)明中經(jīng)不同熱處理階段后的sem照片；

　　圖2為本發(fā)明中經(jīng)不同熱處理階段后的ebsd照片。

　　具體實施方式

　　為使本發(fā)明實現(xiàn)的技術(shù)手段、創(chuàng)作特征、達(dá)成目的與功效易于明白了解，下面結(jié)合具體實施方式，進(jìn)一步闡述本發(fā)明。

　　本發(fā)明提供低合金鋼熱處理工藝，包括以下步驟：

　　步驟一、軋制坯料：將低合金鋼長坯加熱到1250℃使之均勻化，經(jīng)粗軋、精軋后形成鋼板。

　　其中，低合金鋼長坯的厚度為80㎜，粗軋開始溫度為1100℃，經(jīng)過3道次的軋制形成40㎜厚的中間坯料，粗軋終止溫度為980℃；精軋開始溫度為900℃，經(jīng)過3道次的軋制形成16㎜厚的鋼板，精軋終止溫度為860℃。

　　步驟二、熱軋水冷：將步驟一得到的鋼板直接水冷至室溫。

　　步驟三、臨界淬火：將步驟二得到的鋼板在760℃進(jìn)行淬火與保溫，然后30min水冷至室溫；其中，對鋼板進(jìn)行臨界淬火后的保溫時間為30min。

　　步驟四、臨界回火：將步驟三得到的鋼板重新分別加熱至660℃和680℃進(jìn)行回火與保溫，其中，對鋼板進(jìn)行臨界回火后的保溫時間為30min，然后空冷至室溫，即完成兩組鋼料的熱處理。

　　由于本實施例中的低合金鋼ac1為688℃，經(jīng)過步驟三中的臨界熱處理后，由于合金元素在第一步逆相變奧氏體中富集從而會導(dǎo)致步驟四熱處理時所對應(yīng)的ac1下降，所以本實施例中660℃和680℃熱處理實際上也可能進(jìn)入了兩相區(qū)，因此步驟四被稱之為臨界回火。

　　本實施例中，低合金鋼的成分如下：c含量為0.08wt.％、si含量為0.5wt.％、mn含量為2.0wt.％、ni含量為0.5wt.％、cu含量為0.9wt.％、mo含量為0.3wt.％、cr含量為0.5wt.％、v含量為0.085wt.％、nb含量為0.03wt.％、ti含量為0.0175wt.％。

　　將熱處理后的鋼板取樣直徑為10㎜的棒拉伸試樣，室溫下在萬能拉伸試驗機(jī)上按照gb/t228-2002進(jìn)行拉伸力學(xué)性能測定，應(yīng)變速率為1×10-3s-1，均勻延伸率用50㎜長的引伸計測定。

　　經(jīng)過不同階段處理后的拉伸和沖擊性能匯總于下表：

　　由上表可知，熱軋水冷后的鋼板具有高的屈服強(qiáng)度（945mpa）和超高的抗拉強(qiáng)度（1201mpa），低的屈強(qiáng)比（0.79），但是塑性很低，均勻延伸率和總延伸率分別為3.1％和13.8％，且低溫沖擊韌性差，-40℃夏比沖擊功僅為34j；鋼板經(jīng)過驗鋼經(jīng)過760℃臨界淬火后，屈服強(qiáng)度急劇下降了276mpa，僅為669mpa，拉伸強(qiáng)度仍為較高的994mpa，因此屈強(qiáng)比進(jìn)一步降低，僅為0.67，其塑性略有提升但改善并不明顯，均勻延伸率僅5％左右，總延伸率僅17％左右，-40℃低溫沖擊韌性仍然較低，夏比沖擊功僅為43j；鋼板760℃臨界淬火后經(jīng)過660℃和680℃臨界回火后，屈服強(qiáng)度分別提高了78和60mpa，均達(dá)到了700mpa以上，抗拉強(qiáng)度均下降約200mpa，分別為805和795mpa，屈強(qiáng)比分別提升至0.93和0.92，但是，其塑性和低溫沖擊韌性顯著提高，均勻延伸率分別達(dá)到9.6％和11.2％，總延伸率分別達(dá)到23.8％和25.1％，-40℃夏比沖擊功分別達(dá)到107和121j。與熱軋態(tài)的鋼板相比，均勻延伸率提高了約50％，-40℃夏比沖擊功提高了約200％。

　　采用sem對熱軋水冷以及不同階段熱處理后的鋼板進(jìn)行表征，所得顯微組織照片如圖1所示，圖1-a為實驗鋼經(jīng)熱軋水冷后得到的細(xì)小的板條組織，可看出板條組織包含板條馬氏體和板條貝氏體組織，貝氏體含量較少，板條較馬氏體粗大，且在板條內(nèi)部可明顯觀察到細(xì)小的碳化物析出相；實驗鋼經(jīng)過760℃臨界等溫并淬火后，圖1-b中的顯微組織為典型的臨界鐵素體和馬氏體的雙相組織，馬氏體體積含量較高；實驗鋼經(jīng)760℃臨界淬火及660℃和680℃臨界回火后的顯微組織分別如圖1-c和圖1-d所示，可以看出，實驗鋼經(jīng)過步驟四的臨界回火處理后，顯微組織為回火組織，此時臨界鐵素體和馬氏體的邊界變得模糊，在基體中彌散分布著細(xì)小的析出物。

　　由于殘余奧氏體不能在sem顯微組織中清晰地表征出來，進(jìn)一步對試驗鋼經(jīng)不同階段熱處理后殘余奧氏體的形貌、大小和分布進(jìn)行了ebsd表征，如圖2所示。由圖2-a可以看出，實驗鋼經(jīng)過760℃臨界淬火后，這種低bc（bandcontrast）值的馬氏體組織含量較高，主要分布在原奧氏體晶界和板條之間，奧氏體晶界的馬氏體組織呈粒狀，板條之間的馬氏體呈條狀，深色的馬氏體與亮色的鐵素體相間分布，僅在馬氏體與鐵素體界面間可以觀察到極少量的殘余奧氏體相。這表明760℃臨界淬火形成的逆相變奧氏體含量較多，合金含呈富集程度較低，大部分奧氏體在后續(xù)的水冷過程中轉(zhuǎn)變成了馬氏體組織，只有極少數(shù)界面上的奧氏體由于局部的c、mn等富集程度相對較高而穩(wěn)定至室溫，形成殘余奧氏體。如圖2-b所示，實驗鋼經(jīng)660℃臨界回火后，在原奧氏體晶界處可觀察到少量的殘余奧氏體組織，主要呈細(xì)小的顆粒狀，隨著臨界回火溫度的升高，經(jīng)680℃臨界回火后，實驗鋼中的殘余奧氏體含量顯著増加，殘余奧氏體彌散分布在原奧氏體晶界和板條基體組織之間，分別呈細(xì)小的顆粒狀和薄膜狀，如圖2-c所示。

　　綜上，本發(fā)明中，低合金鋼經(jīng)過熱軋水冷后，先是經(jīng)過760℃的臨界淬火保溫處理，使得逆相變奧氏體含量增多，得到臨界鐵素體和馬氏體的雙相組織，馬氏體體積含量較高，然后分別經(jīng)過660℃和680℃臨界回火處理后，殘余奧氏體含量顯著増加，此時臨界鐵素體和馬氏體的邊界變得模糊，在基體中彌散分布著細(xì)小的析出物，相對于傳統(tǒng)的淬火回火工藝，能使低合金鋼在保持強(qiáng)度水平的前提下明顯提高塑韌性；同時，兩組低合金鋼經(jīng)過熱軋水冷、臨界淬火及臨界回火熱處理工藝后，其屈服強(qiáng)度均達(dá)到了700mpa以上，均勻延伸率分別達(dá)到9.6％和11.2％，總延伸率分別達(dá)到23.8％和25.1％，-40℃夏比沖擊功分別達(dá)到107和121j。與熱軋態(tài)的鋼板相比，均勻延伸率提高了約50％，-40℃夏比沖擊功提高了約200％，綜合力學(xué)性能相比傳統(tǒng)熱處理工藝顯著提高，在保證了高強(qiáng)度的同時，還獲得了高塑性和高韌性的優(yōu)異力學(xué)性能，保證了低合金鋼鑄件產(chǎn)品的使用壽命。