一种AerMet100钢的深冷处理工艺的制作方法

本发明涉及一种深冷处理工艺，特别是涉及一种aermet100钢的深冷处理工艺。
背景技术：
aermet100钢是一种高合金超高强度钢，具有优异的综合力学性能，常被用作飞机起落架材料。工程上，疲劳失效约占机械失效总数的80％以上，aermet100钢作为飞机起落架材料，其疲劳性能的提升对于起落架的实际应用具有重大意义。aermet100钢在经过标准处理后(885℃x1h，油淬火+-73℃x1h深冷处理+482℃x5h回火处理)，成分相由板条马氏体、残余奥氏体、逆转变奥氏体以及弥散析出相组成。深冷处理降温和保温过程中发生残余奥氏体向马氏体的转变；深冷处理回温过程中，细小的碳化物弥散析出。疲劳寿命由裂纹的萌生寿命和裂纹的扩展寿命共同组成。马氏体是强化相，马氏体相的增多，使得强度提高，从而使疲劳裂纹的萌生速率变得缓慢，裂纹萌生寿命增长；弥散析出的碳化物对驻留滑移带的形成以及开裂起反作用，即阻止了裂纹的萌生和扩展；板条马氏体晶界处形成的薄膜状逆转变奥氏体，使裂纹扩展过程中增加了裂纹分叉，钝化，转向所需要的能量，在一定程度上对裂纹的扩展起了阻碍作用。深冷处理会促进回火过程中逆转变奥氏体的生成和转化。综上，残余奥氏体向板条马氏体的转变，弥散碳化物的析出以及逆转变奥氏体转变均与深冷处理的选择有直接关系，亦可以说，深冷处理对aermet100钢的疲劳寿命有重要影响。目前，有利用冷处理工艺研究中合金高速钢b318的疲劳性能，其工艺弊端在于奥氏体化后直接进行冷处理，容易对材料造成热冲击和脆断。此外，现有技术中运用的冷处理温度最低到-70℃，没有考虑到深冷处理(-100℃～-196℃)对相转变的综合影响，进而忽略了深冷处理对疲劳性能的影响。目前，将深冷处理工艺用于提高aermet100钢的疲劳性能的技术还未见报道。技术实现要素：为了克服现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种aermet100钢的深冷处理工艺，该深冷处理工艺能够提高aermet100钢的疲劳性能，并且能够提高aermet100钢的拉伸强度。本发明的目的采用如下技术方案实现：一种aermet100钢的深冷处理工艺，其特征在于，包括：固溶处理步骤：将aermet100钢进行固溶处理，保温，投入淬火油中淬火，冷却至室温；深冷处理步骤：将完成固溶处理步骤后的aermet100钢进行深冷处理，降温速率为3-5℃/min，深冷温度设定为(-115)-(-125)℃，保温后，将aermet100钢取出，空冷至恢复室温；回火处理步骤：将完成深冷处理步骤后的aermet100钢进行回火处理，保温后，空冷至室温。进一步地，固溶处理步骤中，将aermet100钢进行固溶处理，以10℃/min的速率升温至885℃。进一步地，固溶处理步骤中，保温时间为1h，保温期间温度波动控制在±2℃之内。进一步地，在淬火后的8h内对aermet100钢进行深冷处理。进一步地，深冷处理步骤中，降温速率为4℃/min，深冷温度设定为-120℃。进一步地，深冷处理步骤中，保温时间为1小时。进一步地，在深冷处理后4h之内对aermet100钢进行回火处理。进一步地，深冷处理步骤中，利用液氮高压罐及slx系列程序控冷箱对aermet100钢进行深冷处理。进一步地，回火处理步骤中，回火温度为482℃，升温速率为10℃/min。进一步地，回火处理步骤中，保温时间为5小时。本发明的有益效果在于：1、本发明在固溶处理后，先进行油淬火，空冷至室温后再进行深冷处理，避免急冷和急热对材料的损伤，深冷处理过程中，将试样冷至-100℃以下，使得aermet100钢的疲劳性能得到大幅度改善。裂纹萌生速率减缓，裂纹萌生寿命延长；疲劳裂纹稳定扩展期，二次裂纹扩展的减缓和疲劳条带细而长，表现出裂纹扩展速率减缓，裂纹扩展寿命延长aermet100钢的疲劳极限由1069mpa提高到1273mpa，提高了19％；运用s-n曲线表明疲劳寿命和疲劳强度的变化趋势，更加直观地表现出疲性能的改善；aermet100钢的抗拉强度由1817mpa提高到1867mpa，提高幅度达到2.8％；屈服强度由1660mpa提高到1680mpa，提高幅度达到1.2％。2、本发明在淬火后8h内进行深冷处理，避免了因为奥氏体的陈化稳定作用，使深冷处理作用减弱。3、本发明在深冷处理后4h之内对aermet100钢进行回火处理，防止开裂。4、采用本发明的方法提高aermet100钢的疲劳性能，操作上更加简便，经济上更加节约，效果上更高效，且整个过程对环境无污染。附图说明图1为本发明的工艺流程图；图2为本发明的工艺过程的时间温度曲线图；图3为光滑疲劳试样的加工尺寸图；图4为对比例1和实施例2试样的s-n曲线对比图；图5(a)、(b)分别为对比例1和实施例2疲劳断口裂纹源的低倍和高倍sem照片；图6(a-1)、(b-1)分别为对比例1和实施例2疲劳裂纹稳定扩展期的低倍sem照片；(a-2)、(b-2)分别为对比例1和实施例2疲劳裂纹扩展期的高倍sem照片。具体实施例方式下面，结合具体实施方式，对本发明做进一步描述，需要说明的是，在不相冲突的前提下，以下描述的各实施例之间或各技术特征之间可以任意组合形成新的实施例。一种aermet100钢的深冷处理工艺，其特征在于，包括：固溶处理步骤：将aermet100钢进行固溶处理，保温，投入淬火油中淬火，冷却至室温；深冷处理步骤：将完成固溶处理步骤后的aermet100钢进行深冷处理，降温速率为3-5℃/min，深冷温度设定为(-115)-(-125)℃，保温后，将aermet100钢取出，空冷至恢复室温；回火处理步骤：将完成深冷处理步骤后的aermet100钢进行回火处理，保温后，空冷至室温。作为进一步地实施方式，固溶处理步骤中，将aermet100钢进行固溶处理，以10℃/min的速率升温至885℃。作为进一步地实施方式，固溶处理步骤中，保温时间为1h，保温期间温度波动控制在±2℃之内。作为进一步地实施方式，在淬火后的8h内对aermet100钢进行深冷处理。避免了因为奥氏体的陈化稳定作用，使深冷处理作用减弱。作为进一步地实施方式，深冷处理步骤中，降温速率为4℃/min，深冷温度设定为-120℃。作为进一步地实施方式，深冷处理步骤中，保温时间为1小时。作为进一步地实施方式，在深冷处理后4h之内对aermet100钢进行回火处理。防止开裂。作为进一步地实施方式，深冷处理步骤中，利用液氮高压罐及slx系列程序控冷箱对aermet100钢进行深冷处理。作为进一步地实施方式，回火处理步骤中，回火温度为482℃，升温速率为10℃/min。作为进一步地实施方式，回火处理步骤中，保温时间为5小时。以下时本发明具体的实施例，在下述实施例中所采用的原材料、设备等除特殊限定外均可以通过购买方式获得。本发明选用飞机起落架aermet100钢作为研究材料。本发明通过对热处理后的aermet100钢材料加工成疲劳试样，利用成组疲劳试验法，设定3级应力水平，在每级应力水平下平行的做5根试样(试样加工参考标准hb5287-1996，如图3所示)，最后绘制出s-n曲线，利用这种方法对疲劳性能做出评价。疲劳试验的参数设置为正弦波加载波形，频率为100hz，应力比为0.1的拉拉疲劳试验。实施例1：参照图1-2，一种aermet100钢的深冷处理工艺，包括以下步骤：将aermet100钢以10min/℃的升温速率加热至885℃，保温1h，油淬冷至室温；淬火后8h内，进行深冷处理，以3℃/min的冷却速率冷至-115℃，保温1h，从深冷箱中取出空冷至恢复室温；4h内进行回火处理，再以10min/℃的升温速率加热至482℃进行回火，保温5h，空冷至室温，制得样品采用标准gb/t228.1金属室温拉伸试验方法对试样进行拉伸试验，测试结果列于表1。实施例2：一种aermet100钢的深冷处理工艺，包括以下步骤：将aermet100钢以10min/℃的升温速率加热至885℃，保温1h，油淬冷至室温；淬火后8h内，进行深冷处理，以4℃/min的冷却速率冷至-120℃，保温1h，从深冷箱中取出空冷至恢复室温；4h内进行回火处理，再以10min/℃的升温速率加热至482℃进行回火，保温5h，空冷至室温，制得样品采用标准gb/t228.1金属室温拉伸试验方法对试样进行拉伸试验，测试结果列于表1。实施例3：一种aermet100钢的深冷处理工艺，包括以下步骤：将aermet100钢以10min/℃的升温速率加热至885℃，保温1h，油淬冷至室温；淬火后8h内，进行深冷处理，以5℃/min的冷却速率冷至-125℃，保温1h，从深冷箱中取出空冷至恢复室温；4h内进行回火处理，再以10min/℃的升温速率加热至482℃进行回火，保温5h，空冷至室温，制得样品。采用标准gb/t228.1金属室温拉伸试验方法对试样进行拉伸试验，测试结果列于表1。对比例1：一种aermet100钢的深冷处理工艺，包括以下步骤：将aermet100钢以10min/℃的升温速率加热至885℃，保温1h，油淬冷至室温；淬火后8h内，进行深冷处理，以3℃/min-5℃/min的冷却速率冷至-73℃，保温1h，从深冷箱中取出空冷至恢复室温；4h内进行回火处理，再以10min/℃的升温速率加热至482℃进行回火，保温5h，空冷至室温，制得样品。采用标准gb/t228.1金属室温拉伸试验方法对试样进行拉伸试验，测试结果列于表1。将实施例2中经过-120℃深冷处理后的aermet100钢材料，与对比例1中标准处理的aermet100钢材料，采用成组实验法进行疲劳试验测试，测试结果绘制成s-n曲线(如图4)，疲劳断口如图5和图6所示。图4和表1表明，经过本发明的方法处理后，aermet100钢实施例的疲劳极限较对比例提高了19％；抗拉强度提高了约50mpa，屈服强度提高了约20mpa。疲劳寿命等于裂纹的萌生寿命和扩展寿命之和，对于高周疲劳(循环次数大于105)，裂纹的萌生寿命占据了材料的疲劳寿命的主要部分，实施例2的拉伸强度高于对比例1，导致裂纹难以萌生，使实施例的裂纹萌生寿命高于对比例。从微观组织方面看，由图5知，对比例1和实施例2试样的裂纹源均萌生于试样表面，裂纹源处有明显的挤出槽及侵入沟，为滑移带开裂导致的裂纹萌生。但是实施例的挤出槽和侵入沟更为明显，表明其裂纹萌生更缓慢，裂纹萌生寿命更长。图6表明，实施例2试样的疲劳条带较对比例1试样中疲劳条带更为明显，疲劳条带细而长；此外，对比例1的二次裂纹已经连接成大的裂纹，这从一定程度上说明在实施例中，疲劳裂纹的扩展需要消耗更多的能量，实施例试样的疲劳扩展寿命更长。以上综合解释了实施例中疲劳性能提高的原因。表1aermet100钢的拉伸强度测试结果实施方式工艺抗拉强度/mpa屈服强度/mpa对比例固溶+-73℃深冷+回火18171660实施例1固溶+-115℃深冷+回火18651680实施例2固溶+-120℃深冷+回火18671680实施例3固溶+-125℃深冷+回火18671679上述实施方式仅为本发明的优选实施方式，不能以此来限定本发明保护的范围，本领域的技术人员在本发明的基础上所做的任何非实质性的变化及替换均属于本发明所要求保护的范围。当前第1页12