55钢与S55C钢丝杠光杆感应加热淬火比较

分别采用双匝感应器和倾斜30°单匝感应器的对国产55钢与日本S55C钢丝杠光杆进行表面感应加热淬火,并对处理后的丝杠光杆进行了显微组织分析和硬度测试。结果表明,日本S55C钢组织中的带状偏析较国产55钢明显;经双匝感应器处理的国产55钢与日本S55C钢的淬硬层深度基本一致;而经倾斜30°单匝感应器处理的国产55钢的淬硬层较深、硬度较高。因此,可以采用国产55钢替代日本S55C钢制作40 mm以下小规格的滚珠丝杠。     

四匝感应圈与倾斜感应圈表面感应淬火丝杠光杆的工艺分析

分别采用四匝感应圈与倾斜30°单匝感应圈对国产CrMo钢与德国CrMo钢丝杠光杆进行表面感应加热淬火处理,经材料成分、显微组织、表面淬硬层的硬度梯分布等检验,综合分析了表面感应加热淬火的工艺质量。结果表明,两种CrMo钢的化学成分存在差别,经四匝感应圈和倾斜30°单匝感应圈感应淬火处理后的组织基本相同;但经四匝感应圈感应淬火处理的淬硬层深度均大于经倾斜30°单匝感应圈感应淬火处理的结果。而且德国CrMo钢的淬硬层深度均大于国产CrMo钢,这与德国CrMo钢的淬透性高于国产CrMo钢有关。     

精化55钢滚珠丝杠双匝感应加热淬火及性能分析

通过精化国产55钢的成分,提高Mn元素含量,降低P元素含量,在保持55钢力学性能的前提下,提升其热处理性能,Ms(马氏体开始转变温度)和Mf点分别为282℃和220℃。采用双匝感应器对55钢滚珠丝杠进行表面感应淬火,淬火后丝杠沟道顶部及底部都得到了理想深度的淬硬层,且硬度梯度分布合理;淬火后丝杠表层呈现低压应力状态,摩擦系数稳定在0.6,精度保持性试验证明丝杠精度保持性良好。利用数值模拟,得到了双匝感应器加热冷却时丝杠沟道处的温度分布曲线,阐释了双匝感应淬火机理。     

GCr15钢滚珠丝杠倾斜感应器淬火的质量分析

本文采用倾斜30°感应器的表面感应加热淬火工艺处理了Ф40mm GCr15钢滚珠丝杠。金相观察和显微硬度测量结果表明,滚珠丝杠齿底部位的硬化层硬度及硬化层深度可以满足Ф40mm规格滚珠丝杠的技术要求。因此,Ф40mm规格以下的GCr15钢滚珠丝杠可以采用倾斜感应器的表面感应加热淬火新工艺。     

55CrMo钢感应淬火工艺的数值模拟及工艺优化

借助工艺实验和数值模拟技术,优化了55Cr Mo钢精密滚珠丝杠感应加热及冷却工艺参数,改善了丝杠感应淬火后的淬硬层分布。构建了丝杠单感应圈加热的有限元模型,通过数值模拟得到了单感应圈加热时沟道区域的温度曲线。数值模拟结果表明:沟道区域的温度场分布不合理是导致淬硬层分布不合理的主要原因。针对单感应圈感应淬火工艺的不足,提出了双感应圈加热工艺。数值模拟结果表明,采用双感应圈加热工艺、喷水冷却带宽度为40 mm时,可保证丝杠沟道顶部的淬硬层深度约为6.2 mm,沟道底部的淬硬层深度约为3.0 mm。工艺实验结果表明,丝杠沟道区域的淬硬层分布得到较大的改善,数值模拟结果与工艺实验结果吻合得较好。     

30CrMnSiA钢激光相变硬化层组织

对30CrMnSiA钢进行了激光相变硬化处理，研究了相变层的组织和硬度特征。试验结果表明，30CrMnSiA钢表面相变硬化层分为完全淬硬层、过渡层和受热影响的基体组织，硬化层的显微组织明显细化，其表面层的硬度高达(685～775)HV，比高频淬火的硬度提高了30％。     

原始组织对42CrMo钢磨削淬硬层的影响

在MKL7132X6/12数控强力成形磨床上对42CrMo钢进行磨削淬硬加工试验,通过光学显微镜、扫描电镜、显微硬度计等测试仪器测量和分析磨削淬硬层的宏观组织、显微组织、硬度以及淬硬层深度,研究原始组织对42CrMo钢磨削淬硬层组织和硬度的影响。结果表明:完全淬硬层表层由针状马氏体和少量未溶碳化物组成;中间层由略粗针状马氏体和少量未溶碳化物组成;过渡层组织因原始组织而异。原始组织对完全淬硬区组织和硬度无明显影响,显微硬度620~700 HV。但随着工件材料原始组织均匀性的提高,略粗马氏体组织距工件表面的距离变大,且磨削淬硬层深度变大。     

非调质钢转向齿条疲劳断裂失效分析

在Grade50(C55)汽车转向齿条钢疲劳性能测试中,部分样件发生了疲劳断裂。对两批次疲劳断裂齿条的断口、齿部和光杆部进行显微组织、淬硬层深度以及硬度、化学成分、晶粒大小和表面粗糙度的检测分析。结果表明:影响C55转向齿条疲劳性能的原因有淬硬层存在未溶铁素体,硬度降低;齿根表面加工后较粗糙等,而致裂纹萌生。     

42CrMo钢单程与往复磨削淬硬试验研究

在MM7132平面磨床采用单程、往复磨削对调质态42CrMo钢进行磨削淬硬试验.结果表明:0.2 mm 三次往复磨削、0.3 mm两次往复磨削、单程0.6 mm磨削条件下淬硬层均获得了马氏体组织.0.2 mm 三次往复磨削淬硬层为细小的针状马氏体组织,其显微硬度最高值为824.2 HV;0.3 mm两次往复磨削淬硬层为板条状马氏体组织,其显微硬度最高值为752.2 HV,单程0.6 mm磨削淬硬层为体积略大的板条状马氏体组织,淬硬层的硬度最高值为724.4 HV.     

加热温度及保温时间对55CrMo钢相变的影响

为了改善精密滚珠丝杠感应淬火后的表层硬度及硬度均匀性,提高耐磨性及寿命,利用Gleeble-1500D热模拟试验机,以50℃/s的加热速度,将55CrMo钢试样分别加热到800、850、900、950、1000、1100和1200℃,并在相应温度分别保温8、16和32 s,然后以50℃/s的冷却速度进行冷却,研究加热温度及保温时间对55CrMo钢相变温度、微观组织、显微硬度的影响。结果表明:在快速加热条件下,55CrMo钢奥氏体化温度升高;升高加热温度和延长保温时间均有利于促进奥氏体化均匀,抑制贝氏体转变,有利于增加均匀细小的马氏体组织,改善丝杠表面淬硬层硬度值的均匀性;55CrMo钢感应淬火时,应将感应加热的温度控制在900~1000℃范围内。     

The fatigue strength of steel 55KhGSFA

Conclusions The fatigue limit and fatigue life of steel 55KhGSFA are considerably higher after HTTMT than after the standard heat treatment.A. A. Baikov Institute of Metallurgy. Translated from Metallovedenie i Termicheskaya Obrabotka Metallov, No. 3, pp. 63–64, March, 1971.     

弹簧钢55SiCrA脱碳规律的研究

研究了55SiCrA弹簧钢加热温度和时间对脱碳层深度和组织形貌的影响规律,运用Fick第二定律讨论了脱碳层深度与温度之间的定量关系.结果表明,55SiCrA钢在750～1100 ℃加热时,其脱碳层深度随着温度的升高逐渐增大,超过1100 ℃后,脱碳层深度逐渐减少,1100 ℃时脱碳层深度最深;随着保温时间越长,脱碳层深度呈抛物线增长;与时间相比,脱碳对温度更敏感;在750～850 ℃加热时,脱碳组织以全脱碳层为主;当温度超过900 ℃以后,脱碳组织以半脱碳为主,全脱碳层变得很薄,全脱碳厚度基本不随加热温度发生变化,综合考虑各方面影响因素,弹簧钢55SiCrA轧制时的加热温度应为1000～1050 ℃.     

弹簧钢55SiCrA控制冷却工艺

利用光学金相、扫描电子显微镜(SEM)和显微硬度等测试方法,研究了控制冷却过程中不同冷却工艺对弹簧钢55SiCrA的组织形态和性能影响.结果表明:随着冷却速度的增加,55SiCrA钢的显微硬度增大,珠光体平均片层间距减小;为了获得良好的组织性能,珠光体相变区冷速优选控制在0.8℃/s以下;在670℃进行恒温转变时,55SiCrA钢的显微硬度和珠光体片层间距较好.     

55CrMo钢的奥氏体化相变动力学

为了利用数值模拟技术计算感应加热过程中丝杠的奥氏体化情况,利用Gleeble1500D热模拟试验机,测试了55CrMo钢试样在升温速率为0.05~-50 K/s时的膨胀曲线,得到了它的奥氏体化温度与加热速率的关系。根据相变膨胀曲线,利用杠杆定律得到了奥氏体转变量与温度的关系,并对非等温相变Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程中的动力学参数进行了线性回归分析,得到了JMA相变动力学模型。利用数值模拟技术,计算了丝杠在感应加热时的奥氏体化情况和淬火后的硬度曲线,并与实验结果进行对比。结果表明,模拟结果与实验结果吻合得较好,所得到的JMA方程能较好地描述55CrMo钢的奥氏体化过程。     

20MnMoNi55钢焊接氢致延迟裂纹的产生及返修实例

我公司为某化工厂制造的换热器 ,其壳体材质为2 0ＭｎＭｏＮｉ5 5 (δ =5 2ｍｍ) ,在产品最终热处理后对环缝再次射线检查时发现裂纹 ,再用超声波复探时 ,在近焊缝表面处出现了整圈的断断续续的微裂纹。1　缺陷分析该产品环焊缝在焊后后热处理后对接头进行10 0 %ＵＴ、10 0 %ＲＴ检验时均合格 ,说明裂纹不是在焊后立即出现 ,而是在焊后一段时间出现 ,具有延迟性。进一步取样分析 ,证实缺陷性质为“氢致裂纹”。2　缺陷产生的原因众所周知 ,钢种的淬硬倾向、焊接接头的含氢量及其分布、焊接接头的应力状态是产生焊接冷裂纹的三大主要因素。它…     

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利用电子背散射衍射(EBSD)测试技术对国产和进口两种优质弹簧钢55Si Cr的珠光体团尺寸、分布和轧制织构进行了对比分析。结果表明,两种优质弹簧钢中的珠光体团尺寸细小,平均值在6~8μm;国产优质弹簧钢的珠光体团小于10μm的比例达84%。这两种优质弹簧钢中均有3种晶粒取向存在,即<101>、<001>和<111>,国产优质弹簧钢的晶粒在<001>和<111>取向附近的比例较高,而进口优质弹簧钢在<101>取向上的织构强度偏弱。     

55SiCr弹簧钢中的残留奥氏体与碳化物

通过扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)、透射电镜(TEM)、X射线衍射仪(XRD)、热膨胀仪、洛氏硬度计等手段研究了弹簧钢55SiCr的组织和相变点以及残留奥氏体和碳化物在热处理过程中的组织演变。结果表明:55SiCr弹簧钢淬火后残留奥氏体以块状分布在基体上;随回火温度的升高,残留奥氏体减少并呈粒状和薄膜状分布;C在残留奥氏体中富集,使其稳定性增强;Si抑制了碳化物的析出,提高了残留奥氏体的稳定性。低温回火时,Si延缓了渗碳体析出;高温回火时,C原子扩散速率提高,促进渗碳体析出,引起体积的收缩。慢速加热回火时,C有足够的时间扩散,从而促进渗碳体的形成,使渗碳体的形成温度提前;快速加热回火时,C来不及扩散,抑制了渗碳体的析出。回火加热速率一样时,试验钢的硬度随回火温度的提高而下降。当回火温度为400 ℃时,硬度值最大为51 HRC;当回火温度为650 ℃时,硬度值最小为37 HRC。当加热速率为0.1 ℃/s时,硬度值最小为33 HRC;当加热速率为200 ℃/s时,硬度值最大为40 HRC。     

Isothermal transformation of austenite in 55S2 steel

Metal Science and Heat Treatment -     

55SiCr钢悬架弹簧尺寸超差原因分析

某55SiCr钢悬架弹簧在卷制过程中部分弹簧尺寸超过公差允许范围,采用光学显微镜、电子探针和X射线衍射仪对弹簧尺寸超差的原因进行了分析。结果表明,尺寸超差弹簧用55SiCr钢线热处理过程中冷却不足导致其含有过多残留奥氏体,是弹簧产生尺寸超差的原因。通过降低冷却水温度,能够有效降低钢线中残留奥氏体的含量。