V和Nb及热处理工艺对20CrNiMo齿轮钢组织与性能的影响

通过添加微合金化元素V和Nb制备新型20Cr Ni MoVNb齿轮钢,研究了V和Nb的加入及热处理工艺对齿轮钢奥氏体晶粒长大趋势、硬度和力学性能的影响。结果表明,20CrNiMoVNb齿轮钢在奥氏体化温度为880～940℃时的晶粒都较为细小,而传统20Cr Ni Mo齿轮钢在相同奥氏体化温度下的晶粒尺寸相对较大,且20Cr Ni MoVNb齿轮钢在奥氏体化处理后的晶内和晶界都可见细小、弥散的Nb(C,N)粒子存在;20Cr Ni Mo和20Cr Ni MoVNb齿轮钢的适宜的奥氏体化温度分别为860℃和900℃;当回火温度为200℃时,20Cr Ni MoVNb齿轮钢的抗拉强度和屈服强度分别为1 368 MPa和1 157 MPa,冲击功为132 J,高于20Cr Ni Mo齿轮钢的力学性能使用要求,这主要与晶粒细化和第二相强化有关。     

5Cr4W5Mo2V热作模具钢的等温淬火工艺和韧性

针对5Cr4W5Mo2V热作模具钢的硬度、耐磨性、耐回火性和热稳定性较好,但冲击韧性相对较低的问题,利用下贝氏体组织兼具强度和韧性的特点,对5Cr4W5Mo2V钢进行等温淬火热处理改善其韧性,并通过显微组织与力学性能对比分析,优选最佳等温淬火时间参数。结果表明,5Cr4W5Mo2V钢经1150℃奥氏体化,330℃等温淬火60 min以上处理后,得到下贝氏体含量在60%以上的下贝氏体+马氏体+残留奥氏体复相组织,试样的冲击韧性明显提高,其中等温淬火120 min时达到247.75 J/cm2。     

等温热处理温度对中碳超高强钢组织与性能的影响

研究不同奥氏体化温度和不同等温温度对中碳超高强钢组织与性能的影响。结果表明,随着奥氏体化温度的升高,贝氏体/马氏体复相组织变得粗大,钢的强度上升,塑韧性下降。随着等温温度的升高,钢的抗拉强度呈平缓下降趋势。中碳超高强钢的最佳热处理工艺为880℃奥氏体化保温25 min后,330℃等温保温1.5 min油冷,抗拉强度Rm≥2 060 MPa,断面收缩率ψ≥25.6%。     

典型冷作模具钢经强化奥氏体化后的过冷奥氏体中温转变研究

研究了典型冷作模具钢65Cr4W3Mo2VNb、Cr7Mo3V2Si和Cr12MoV经强韧化奧氏体化后的过冷奥氏体中温转变。测定了其中温转变TTT曲线,求出了强韧化奥氏体化后钢中基体含碳量,得出了奥氏体化温度和中温转变等温温度对下贝氏体组织的影响以及中温转变等温时间对下贝氏体量的影响规律,还得出了部分低温转变对随后中温转变下贝氏体形成孕育期和下贝氏体组织的影响特点,包括连续冷却和等温马氏体转变的影响规律。     

回火参数对40CrNi2Mo材料性能与组织的影响

研究了不同回火参数对40Cr Ni2Mo钢组织和性能的影响。结果表明,40Cr Ni2Mo钢在850℃淬火后,再经过不同回火参数热处理,组织均为回火索氏体+残余奥氏体+碳化物;并且回火后碳化物的形态和尺寸随回火温度而改变。在其它参数相同的条件下,随着回火参数的增加,40Cr Ni2Mo钢的硬度和强度降低,而冲击功增加。     

二次回火对50CrNi9MoV钢组织和力学性能的影响

利用SEM、TEM、XRD、MTS等仪器,研究了在相同的温度下一次回火与二次回火后50Cr Ni9Mo V试验钢组织与力学性能的变化。结果表明,50Cr Ni9Mo V钢在相同的温度下二次回火后的硬度、规定塑性延伸强度R_(p0.2)、伸长率A、断面收缩率Z、冲击性能、断裂韧性K_(IC)比一次回火后的高,而抗拉强度的变化则相反。50Cr Ni9Mo V钢在550℃一次回火后的残留奥氏体含量为6.21%,经550℃两次回火后的残留奥氏体含量为4.18%;在550℃一次回火后的R_m为1918 MPa,R_(p0.2)为1013 MPa,屈强比为0.53;在550℃两次回火后的R_m为1710 MPa,R_(p0.2)为1177 MPa,屈强比为0.69。可知,50Cr Ni9Mo V钢经二次回火能够降低残留奥氏体的含量,提高材料的屈强比,保证了材料在服役时的安全性。     

两种超高强度钢控制冷速后相变产物及性能的对比分析

研究了两种新型超高强度钢30Cr3SiNiMoWNb和30Cr Ni5Si2MoNb奥氏体化后以30～3.5℃/min速度冷却的相变产物,及其对随后回火材料强韧性的影响。结果表明,30Cr3Si Ni MoWNb钢奥氏体化后以30和15℃/min冷却得到马氏体组织;以7℃/min冷却,过冷奥氏体的相变产物为马氏体和25%～30%的下贝氏体;以3.5℃/min冷却,过冷奥氏体的相变产物为珠光体、贝氏体和马氏体。30Cr Ni5Si2MoNb钢降低冷却速度后回火强度上升,韧性下降不大,在3.5℃/min冷速时强度达到最高值。与30Cr3SiNiMoWNb钢相比,30Cr Ni5Si2MoNb钢因其合金元素含量高,马氏体形成能力强,更难形成贝氏体和珠光体组织。     

4Cr5Mo2V扁钢中AS14类退火组织成因分析

采用不同温度奥氏体化+贝氏体转变温度范围等温+球化退火工艺，模拟了4Cr5Mo2V扁钢中AS14类退火组织形成过程。利用Leica光学显微镜观察显微组织，采用438VP/KEVEX扫描电镜/能谱仪对试样微区化学成分进行分析，并对不同组织状态扁钢的冲击性能进行了测试。结果表明，终锻温度偏高，锻后在贝氏体转变温度范围停留或缓慢冷却导致钢中形成粗大的竹叶状贝氏体组织；退火时碳化物沿粗大贝氏体组织界面形核长大，而竹叶之间析出碳化物较少，从而形成了AS14类退火组织；AS14类退火组织具有较强的组织遗传性，能够显著降低扁钢的横向冲击性能；较低的终锻温度和冷却过程避免在贝氏体转变温度区间停留或缓慢冷却，可以防止4Cr5Mo2V扁钢形成AS14类退火组织。     

钨对015Cr24Ni22MoN钢析出行为和冲击性能的影响

运用Thermal-Calc热力学软件计算了含W及不含W的015Cr24Ni22Mo N超级奥氏体不锈钢的伪二元平衡相图,并在750~1000℃温度下对其时效处理60 min,研究了W对015Cr24Ni22Mo N钢析出相及冲击性能的影响。结果表明:经过750~1000℃时效处理60 min后,以2%钨替代1%钼,可以延缓σ相的粗化长大,使超级奥氏体不锈钢的冲击性能得到轻微改善。     

奥氏体化温度对贝氏体钢等温转变及力学性能的影响

采用热膨胀仪和热模拟试验机在880~1050 ℃奥氏体化后进行300 ℃等温转变试验,研究了不同奥氏体化温度对中碳贝氏体钢等温相变动力学以及组织形貌、力学性能的影响。结果表明,奥氏体化温度升高导致晶粒尺寸增加,Ms点下降,贝氏体等温相变的孕育期延长;降低奥氏体化温度,可明显缩短贝氏体转变速率峰值出现的时间,说明较低的奥氏体化温度有利于加速贝氏体的转变。在本试验温度范围内,880 ℃奥氏体化处理试样的综合力学性能优异,抗拉强度为1671 MPa, 伸长率为13.3%。     

4Cr5Mo2V热作模具钢TTT曲线测定及球化退火工艺探索

采用热膨胀法测定4Cr5Mo2V热作模具钢奥氏体化后在不同等温温度下的相变膨胀曲线,结合组织观察和相转变后材料硬度的测定,绘制了4Cr5Mo2V钢奥氏体等温转变曲线(TTT曲线),并对曲线进行了分析和讨论,为制订合理的球化退火工艺建立了依据。结果表明,4Cr5Mo2V钢的相变临界点Ac1为835℃、Accm为938℃、Ms为321℃,其最佳固溶温度为1 060～1 080℃,最佳保温时间为1 h,最佳球化退火工艺为870℃×2 h+750℃×8 h。     

奥氏体化温度对ZG30MnCrSi等温淬火组织与性能的影响

等温淬火是提高奥氏体-贝氏体钢性能的重要手段,选择合理的奥氏体化温度对提高奥氏体-贝氏体钢性能具有重要意义。本文通过试验测定了ZG30MnCrSi的相变临界温度Ac3,在此基础上研究了不同奥氏体化温度对ZG30MnCrSi淬火后硬度和冲击韧度的影响。结果表明,在880～940℃范围内进行奥氏体化,并在300℃×45min等温淬火后,ZG30MnCrSi的硬度随温度升高而明显下降;而冲击韧度随奥氏体化温度升高而明显增大,但温度超过920℃时,冲击韧度改善不明显,兼顾冲击韧度与耐磨性,ZG30MnCrSi适宜的奥氏体化温度范围为900～920℃。     

G18NiMoCr3-6铸钢的热处理工艺

研究了不同热处理工艺对G18Ni Mo Cr3-6铸钢组织和力学性能的影响。结果表明:G18Ni Mo Cr3-6钢经900℃奥氏体化正火后,显微组织为粒状贝氏体,试验铸钢具有最高的强度,但冲击韧性和塑性最低;经900℃奥氏体化正火、630℃回火后,显微组织转变为铁素铁+颗粒状碳化物,试验铸钢强度降低,塑性最高,韧性较好;经900℃奥氏体化淬火、630℃回火后,显微组织为回火索氏体,试验铸钢强度、塑性居中,韧性最高。综合比较,G18Ni Mo Cr3-6铸钢经900℃奥氏体化正火、630℃回火处理后,强塑积最高,综合力学性能最优。     

等温淬火对含铬球墨铸铁组织及性能的影响

研究了等温淬火工艺对含铬球墨铸铁组织、硬度、冲击性能和耐磨性的影响。结果表明：奥氏体化温度升高,能促进球状石墨长大,增加残留奥氏体含量。淬火后组织主要为球状石墨、针状贝氏体、含铬碳化物及残留奥氏体。当淬火等温温度在240～270 ℃,随着等温温度升高,试样硬度和耐磨性均降低;在240 ℃等温时冲击韧度较低,继续升高等温温度,冲击韧度先增大后降低;当试样经910 ℃×80 min奥氏体化、270 ℃×180 min等温淬火后,含铬球墨铸铁的硬度可达54.1 HRC、冲击韧度αk可达8.1 J·cm-2,有较好的耐磨性。     

奥氏体化温度对无碳化物高强贝氏体钢相变组织和性能的影响

对含碳量0.35wt%的无碳化物高强贝氏体钢进行等温贝氏体相变试验,并通过膨胀法、显微组织观察、XRD和拉伸试验等方法研究奥氏体化温度(860～1260℃)对该贝氏体钢相变和组织性能的影响。结果表明,860℃奥氏体化时,贝氏体转变量略高于其它温度,残余奥氏体含量较高,继续升高奥氏体化温度,贝氏体转变量和残奥含量变化不大。此外,随着奥氏体化温度的升高,贝氏体相变动力学加快,这是原始奥氏体晶粒尺寸增加,贝氏体生长空间增大引起的。当奥氏体化温度较低时,虽然贝氏体相变速率较慢,但由于原始奥氏体晶粒细化,残奥含量较多等原因,钢的抗拉强度和伸长率均较高。因此,从提高钢性能角度出发,应降低无碳化物高强贝氏体钢热处理时的奥氏体化温度。     

热处理工艺对Cr-Mo-(V)型轴承钢组织和性能的影响

研究了V和Mo元素的添加以及热处理制度对轴承钢组织与性能的影响。采用SEM、XRD、EBSD和TEM等手段表征和测试了试验钢的微观组织、断口形貌、力学性能、显微硬度和冲击吸收能量,并计算了残留奥氏体的含量。结果表明,经贝氏体等温淬火处理后,相比于淬火+回火处理,不同试验钢的抗拉强度均高于淬火+回火处理,而显微硬度则相反,冲击吸收能量改善最为明显。经贝氏体等温淬火处理后,试验钢的断口具有孔洞聚合型断裂的特征,而经淬火+回火处理后的断口属于解理断裂;加入V和Mo元素后,残留奥氏体的含量均降低,并存在两种形态,一是分布于晶界处的块状残留奥氏体,平均尺寸在500 nm左右;二是分布在贝氏体板条间的薄膜状残留奥氏体,平均尺寸在100 nm左右。     

低碳20Mn2SiVB钢贝氏体相变及其TRIP效应

用光学显微镜、扫描电子显微镜及X射线衍射仪对20Mn2SiVB钢在贝氏体区不同温度等温不同时间所获得的组织和形态进行了研究。试验表明,20Mn2SiVB钢在贝氏体等温转变时,首先在奥氏体晶界析出贝氏体铁素体,随着等温时间的延长,铁素体板条增多,分割奥氏体晶粒,形成贝氏体铁素体和其板条间的富碳奥氏体岛;在920 ℃奥氏体化,420 ℃贝氏体区等温不同时间后空冷所获得组织为：无碳化物贝氏体、粒状贝氏体、残留奥氏体和马氏体,各相的体积分数随着保温时间的不同有所变化。在920 ℃奥氏体化420 ℃等温5 min后,试样可获得较好的综合性能,具有一定的TRIP效应,其R_m≈ 1090 MPa;A。≈ 15.4%     

贝氏体区等温温度对含钒TRIP800钢组织性能的影响

采用CCT-AY-Ⅱ型钢板退火模拟实验机对一种含钒TRIP800钢进行连续退火,研究了贝氏体区等温温度对试验钢的组织和力学性能的影响。利用SEM、TEM和EDS等微观分析方法对试验钢进行了组织结构和成分表征,利用XRD法测量残留奥氏体量,通过拉伸试验机测试试验钢的单轴拉伸性能。结果表明,随贝氏体区等温温度升高,贝氏体和残留奥氏体含量增加,伸长率与屈服强度先上升后下降,抗拉强度先下降后上升;经410℃等温处理后,TRIP800钢抗拉强度达890 MPa,伸长率高达29.29%,强塑积达26068 MPa·%,综合力学性能优异;含钒TRIP钢的主要析出物为V(C,N),且主要在软相铁素体中析出。     

“零保温”淬火工艺对40Cr钢组织与性能的影响

研究了不同温度“零保温”淬火工艺下,40Cr钢的显微组织与性能的变化规律。结果表明,在850~910 ℃下“零保温”淬火和550 ℃回火后,40Cr钢的硬度、抗拉强度和冲击吸收能量随温度的升高先增加后降低。890 ℃“零保温”淬火和550 ℃回火时,钢的硬度、抗拉强度和冲击吸收能量达到最高值,这些性能均优于同温度下保温淬火时试验钢的性能。40Cr钢“零保温”淬火性能的提高与其淬火后得到的细小板条状马氏体组织、奥氏体晶粒的细化和奥氏体中碳浓度分布不均匀有关。     

热处理工艺对5Cr5Mo2V钢组织与性能的影响

利用洛氏硬度计及场发射扫描电镜等研究了奥氏体化温度和回火温度对热锻模具用钢5Cr5Mo2V组织和性能的影响。结果表明:试验钢经过不同温度的淬火和回火处理后,组织均为回火马氏体+残留奥氏体+碳化物。当5Cr5Mo2V钢在920~1030 ℃淬火时,随淬火温度升高硬度值增加并于1030 ℃达到最大值62.53 HRC,之后硬度值趋于稳定,且在1030 ℃淬火时晶粒较为细小,超过1030 ℃淬火晶粒开始粗化;试验钢在480~550 ℃回火时,硬度值随回火温度升高逐渐增加,并于550 ℃出现二次硬化峰值,但在此温度下试验钢的冲击性能为最低,此后随回火温度升高冲击性能逐渐增加,当回火温度为600 ℃时,试验钢在维持较高硬度(49 HRC)的同时,冲击吸收能量可达21 J,故5Cr5Mo2V钢的最佳热处理工艺为:1030 ℃淬火30 min后油冷,随后在600 ℃回火(2 h)2次空冷。