高速钢锻造工艺分析

高速钢是适应高速切削而发展起来的刃具钢。当车削速度由10～20m／min增加到50～80m／min时刃具刃部的温度由200～300℃增至500—800℃。碳素刃具钢和低合金刃具钢,在200—300℃即开始软化,而高速钢在500～600℃时,仍能保持较高的硬度（60HRC左右）,因此高速切削刃具一般都采用高速钢制造。     

高速钢(三)

100℃以下之转变: 若将马丁体转变终点在0℃以下之淬火高速钢冷却到0℃以下,可增加马丁体之形成。 正常温度淬火之高速钢(～1300℃)(图19)“其马氏质转变终点约在～100℃左右,当冷却至～100℃时(更低之低温度不能再增加马丁体之生成数量),残留奥氏体之数量由窒温之 41%减少至 24%。为了要得到最完全的转变,必须将钢从淬火温度。直接冷却至零下,不可在家温停留(图20)。 11配火时之转变: 在低温度配火时(100～200℃),正八面体马丁体之周界减小、体积亦缩小(图21)。这可能是由於Fe3C之析出。较高温度之配火,在延伸曲线(дилатомет-р…     

高强中锰TRIP钢的残余奥氏体含量及其稳定性

设计了一种中锰相变诱导塑性(TRIP)钢,利用全新的热处理工艺对其进行处理,研究了其残余奥氏体含量及其稳定性,并对该钢的显微组织和力学性能进行了分析。结果表明:中锰TRIP钢退火后的残余奥氏体体积分数均在39%以上,且奥氏体在变形过程中绝大部分转变为马氏体,提高了钢的塑性和强度;在630℃退火可使该钢的抗拉强度大于1 000 MPa,伸长率大于30%,强塑积大于30GPa.%,残余奥氏体体积分数为51.4%。     

高钒高速钢连续冷却转变曲线的测定与分析

利用Gleeble1500D型热模拟试验机测定了新型高钒高速钢在1 000 ℃奥氏体化后以不同冷却速率冷却时的相变膨胀曲线,并用Origin软件绘制了该钢的连续冷却转变(CCT)曲线.结果表明:高钒高速钢在连续冷却过程中存在珠光体、贝氏体和马氏体转变;当冷却速率在0.25 ℃/s时,能获得珠光体、贝氏体、马氏体与奥氏体的混合组织;马氏体开始转变的临界冷却速率约为0.5 ℃/s,其开始转变点Ms低于200 ℃,且随着冷却速率的增大而降低.     

SAE9310钢奥氏体的冷却转变行为

采用热力学计算软件和X射线衍射分析方法对高纯净SAE9310钢奥氏体化后平衡组织的转变规律进行了研究;采用膨胀法和金相法在Formastor-FⅡ型膨胀仪上测定了该钢的连续冷却转变曲线(CCT曲线)。结果表明:SAE9310钢的平衡转变组织为α-Fe、γ-Fe以及M_(23)C_6和M_7C_3碳化物;在连续冷却转变过程中,当冷却速率小于0.056℃·s~(-1)时,转变产物为粒状贝氏体和铁素体组织;当冷却速率介于0.056～1.9℃·s~(-1)时,转变产物为粒状贝氏体和少量马氏体组织;当冷却速率大于1.9℃·s~(-1)后,粒状贝氏体逐渐消失,转变产物主要为板条马氏体和少量残余奥氏体组织;钢的硬度随着冷却速率的增加而逐渐提高。     

部分奥氏体化和完全奥氏体化铁索体/马氏体双相钢的CCT曲线

采用Formaster热膨胀仪分别测定了部分奥氏体化与完全奥氏体化冷轧热镀锌Fe-C-Mn-Cr-Nb-Ti系双相钢的CCT曲线,分析了连续冷却过程中的相变规律,从动力学角度分析了部分奥氏体化与完全奥氏体化试验钢CCT曲线的区别.结果表明:在冷速分别为1,3,5℃·S-1时,部分奥氏体化试验钢的铁素体开始转变温度比完全奥氏体化试验钢的分别高36,25,44℃;与完全奥氏体化试验钢相比,部分奥氏体化试验钢的贝氏体转变在向低冷速区推移的同时,也向高冷速区推移,贝氏体转变冷速范围变宽,为1～40℃·S--1;当冷速为1～10℃·S--1时,部分奥氏体化试验钢的贝氏体开始转变温度要低于完全奥氏体化试验钢的,而当冷速为15～20℃·S--1时,情况则相反;为了保证冷轧热镀锌钢的最终淬火组织为铁素体/马氏体双相组织,冷速需大于40℃·S-1.     

部分奥氏体化和完全奥氏体化铁素体/马氏体双相钢的CCT曲线

采用Formaster热膨胀仪分别测定了部分奥氏体化与完全奥氏体化冷轧热镀锌Fe-CMn-Cr-Nb-Ti系双相钢的CCT曲线,分析了连续冷却过程中的相变规律,从动力学角度分析了部分奥氏体化与完全奥氏体化试验钢CCT曲线的区别。结果表明:在冷速分别为1,3,5℃·s-1时,部分奥氏体化试验钢的铁素体开始转变温度比完全奥氏体化试验钢的分别高36,25,44℃;与完全奥氏体化试验钢相比,部分奥氏体化试验钢的贝氏体转变在向低冷速区推移的同时,也向高冷速区推移,贝氏体转变冷速范围变宽,为1~40℃·s-1;当冷速为1~10℃·s-1时,部分奥氏体化试验钢的贝氏体开始转变温度要低于完全奥氏体化试验钢的,而当冷速为15~20℃·s-1时,情况则相反;为了保证冷轧热镀锌钢的最终淬火组织为铁素体/马氏体双相组织,冷速需大于40℃·s-1。     

加热速率对22MnB5超高强度钢奥氏体化的影响

在Gleeble 3500型热力模拟试验机上对22MnB5超高强度钢在不同加热速率(10~100℃·s~(-1))下进行了奥氏体化,研究了加热速率对奥氏体化温度Ac1,Ac3及奥氏体转变时间的影响,并建立了加热速率与Ac1的关系式。结果表明:该钢的Ac1与Ac3都随着加热速率的增大而升高;当加热速率低于25℃·s~(-1)时,Ac1随加热速率的增大快速升高,当高于25℃·s~(-1)时,Ac1缓慢升高并趋向恒定;随着加热速率的提高,奥氏体化温度区间(Ac3~Ac1)大小呈升高趋势,奥氏体转变时间缩短。     

工具钢X12M中的残余奥氏体

<正> 淬火温度升高时,高铬工具钢具有残余奥氏体量增加的明显趋势。当残余奥氏体量>40%时,将导致抗弯强度降低,冲击韧性明显提高。弯曲试验时,试样的最大挠度与钢材的冲击韧性(晶粒度不变时)之间呈直线关系;残余奥氏体量与钢的淬火硬度之间呈抛物线关系;残余奥氏体量与淬火时的尺寸变化之间基本上呈直线关系。淬火温度升高时,残余奥氏体对冲击韧性及淬火时尺寸变化的影响程度也增大。X12M钢淬火零件在高于400℃温度下多     

钢零件在盐中的热处理

钢淬火的时候,淬火介质在两个温度范围的作用是最重要的。 (1)靠近600℃。在这个温度需要有足够的冷却速度,以便阻止奥斯体的分解。 (2)靠近200～300℃,也就是大多数钢形成马丁体的温度范围。钢料在这个温度范围内冷却愈慢,那么由於这种淬火介质而使钢料中产生内应力和裂纹的危险也愈少。 理想的淬火冷却曲线如图1。 在两个温度阶段中,钢在各种冷却介质中的冷却速度按照C.C.施坦恩别尔格的试验如表1。 采用水作淬火剂时,在650～200℃的温度范围冷却都很剧烈,所以时常会使淬火零件产生裂纹和变形。热水可以减少 550～600℃时的冷却速度。但…     

一种超塑性钢即将问世

一种新型具有类似于塑料特性的钢即将投入批量生产。这种超塑性钢当被加热到760℃时,可以延伸到自身长度的十倍而不断裂,而大部分钢在此温度下只能延伸到自身长度的二倍。它的研制始于1988年,由Lawrence Livermore National Laboratory承担。这种超塑性钢的应用可以大大降低零件的机械加工。同时又具有特别高的含碳量,但它并不象其它淬硬钢那样脆,而是既坚硬又有很高的可塑性。这种材料可以承担具有各种复杂形状     

Q345低合金钢连铸板坯的高温力学性能

采用Gleeble-1500型热模拟试验机测试了Q345B和Q345C钢连铸板坯的高温力学性能,用扫描电镜观察了断口形貌,并分析了脆化机理。结果表明:Q345B和Q345C钢的第Ⅲ脆性区温度范围为700～825℃和600～980℃,在600～1 350℃下的抗拉强度均随温度的升高而降低,Q345C钢在780～840℃内断面收缩率小于30%,Q345B钢断面收缩率均大于30%;两种钢在1 350℃时均发生过熔断裂,1 000℃时均发生塑性穿晶断裂,而900℃时Q345B仍为塑性穿晶断裂,Q345C为穿晶与沿晶混合断裂,两种钢在800℃为脆性断裂,600℃时转化为塑性断裂;Q345钢脆化原因有两个,一是细小Nb(CN)等第二相在奥氏体单相区晶界处析出导致应力集中产生脆化;二是原奥氏体晶界处析出的网状铁素体强度低导致脆化。     

中锰钢(0.15C-5Mn-Al)冷轧ART退火组织转变与力学性能

中锰钢是一种典型的第3代汽车钢,其冷轧后奥氏体逆转变(Austenite reverted transformation,ART)退火过程中亚稳奥氏体的有效调控是获得优异性能的关键环节之一。研究经热轧和冷轧变形后的中锰钢(0.15C-5Mn-Al)在675℃时奥氏体逆转变退火工艺,基于扫描电镜、电子背散射衍射、X射线衍射等微观表征技术和力学性能测试,研究退火过程中微观组织演变规律,给出奥氏体形态、含量、晶粒度等微观组织特征与力学性能之间的关系。研究表明:中锰钢(0.15C-5Mn-Al)经过合理的ART退火处理后强塑积(Rm×A)可达40 GPa·%,亚稳奥氏体的形态、含量、尺寸和稳定性对钢材的强度和塑性有重要的影响,中锰钢的塑性和强塑积随着亚稳奥氏体含量的增加而提高。     

压铸模新材料

前苏联基辅工业大学和《电炉炼钢》工厂对含16％～21％Ni的钢进行了研究。这类钢与马氏体时效钢的差别是不含钻。在a→γ转变区时效后,形成复杂的马氏体-奥氏体组织,兼备高强度和塑性。表1列举了这类钢的钢号和化学成分。 H16T3钢在600℃以上的温度下,在时效的同时形成转变的奥氏体,生成具有高塑性的马氏体-奥氏体组织。但是,在此温度下软化过大(达30％)。因此,为了在达到具有高强度马氏体的同时形成必需转变的马氏体数量,需要适当降低a→γ转变区温度。这可以用两种方法来达到:在钢的成分内加镍和钼或采用特殊的热处理方法。 H21M2T2(?)钢在900℃水淬后可以进行机械加     

利用“相变超塑性”减少工件的淬火变形

在汽车零件热处理中,对形状复杂的工件,如被动螺旋锥齿轮和薄片形零件,若无专用齿轮淬火压床和特殊夹具,淬后平面翘曲都较大,难以达到图纸要求。据有关文献介绍,钢在热处理相变过程中,会出现短时间塑性偏高现象,即所谓“相变超塑性”效应。“相变超塑性”效应发生在奥氏体向马氏体转变过程中,只要适当改进工艺,例如采用分级淬火,即可利用这一效应达到减少热处理变形的目的。一、原理现以汽车齿轮常用的渗碳钢20CrMnTi为例,其渗碳层部位的M_s点约为140℃左右,未渗碳部位(心部)的M_s点约为365℃(图1)。将加热到淬火温度的钢快冷至210～220℃等温,由于该温度高于渗碳层的M_s     

Q500q桥梁钢在不同冷却方式下的连续冷却转变行为

利用Gleeble-2000型热模拟试验机在两种冷却方式下对Q500q桥梁钢的冷却转变行为进行研究,一种冷却方式为以恒定的冷却速率(1,4,8,16,32℃·s-1)从900℃冷却至300℃(恒速冷却),另一种方式为以一定的冷却速率(同前)从900℃冷却至650℃后再冷却速率减半冷却至300℃(分段冷却)。结果表明:在恒速冷却条件下,当冷却速率在1～4℃·s-1时,试验钢得到多边形铁素体+珠光体组织,当冷却速率在8～16℃·s-1时得到贝氏体组织,冷却速率增至32℃·s-1时得到马氏体组织;在分段冷却条件下,当中温区(650～300℃)冷却速率在0.5～4℃·s-1时试验钢发生铁素体和珠光体转变,多边形铁素体数量较多,当中温区冷却速率在8～16℃·s-1范围内发生贝氏体转变;与恒速冷却方式下的相比,贝氏体转变的终了温度升高,贝氏体转变区间缩小,贝氏体晶粒的细化程度降低。     

工作温度和保温时间对GCr15钢球显微组织及硬度的影响

为验证GCr15钢球的耐高温能力,利用扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)及硬度计等研究了持续时间为10～120 min时工作温度对其显微组织和硬度的影响。结果表明：当工作温度为180℃时,GCr15钢球显微组织无明显变化,且硬度无下降趋势;温度升高至200℃时,GCr15钢球中残余奥氏体发生轻微分解,且析出少量碳化物,硬度下降;当工作温度为230～250℃时,GCr15钢球残余奥氏体分解量逐渐增加,碳化物析出量逐渐增大,硬度逐渐下降;GCr15材料的室温硬度不小于63 HRC时,其在不高于160℃下的高温硬度可达到不小于58 HRC,满足全寿命要求。     

46MnVS6非调质钢的过冷奥氏体连续冷却相变

采用淬火膨胀仪、光学显微镜、维氏硬度计等研究了完全奥氏体化46MnVS6非调质钢经不同冷却速率冷却至室温后的显微组织和显微硬度,测定了其过冷奥氏体连续冷却转变(CCT)曲线,探讨了合金元素及冷却速率对过冷奥氏体连续冷却相变的影响。结果表明:46MnVS6钢的CCT曲线可分为高温转变区域、中温转变区域和低温转变区域,且中、低温转变区域互相分离;当冷却速率小于2℃·s~(-1)时,组织主要为铁素体和珠光体,随着冷却速率的增大,铁素体和珠光体含量减少,平均晶粒尺寸减小,马氏体含量增加,当冷却速率大于5℃·s~(-1)时,组织主要为马氏体;随着冷却速率从0.5℃·s~(-1)增大至60℃·s~(-1),46MnVS6钢的显微硬度由285HV1增至683HV1。     

低合金高碳钢焊接热影响区的连续冷却转变曲线

用Formastor-D型全自动相变测量仪,结合显微组织观察和硬度测量,测定了A、B两种低合金高碳钢焊接热影响区的连续冷却转变(SH-CCT)曲线;分析了合金元素镍对试验钢SH-CCT曲线的影响.结果表明:为保证热影响区为珠光体组织,A、B试验钢在焊后热处理时,t8/5应分别大于300 s和200 s;B试验钢的珠光体转变区与贝氏体转变区发生分离;镍可推迟奥氏体向珠光体和贝氏体转变,也可降低Ac3和Ms相变点温度.     

超快冷终冷温度对重加热后9Ni钢低温韧性的影响

本文研究了在线热处理（UFC＋DQ＋Online T）工艺——终冷温度对9Ni钢低温韧性的影响。利用XRD法测定了不同终冷温度对9Ni钢内回转奥氏体含量的影响,并结合热膨胀仪分析了终冷温度对过冷奥氏体转变过程的影响。研究表明,提高终冷温度有利于回转奥氏体的生成,但其稳定性随之降低,在回火后的快冷及深冷过程中发生了马氏体的二次转变,新生马氏体对9Ni钢的低温韧性非常不利;当终冷温度达到或超过320℃时,组织内出现明显的块状物质,甚至聚集在某些部位集中分布,不利于9Ni钢低温韧性的提高;终冷温度为280℃时9Ni钢的性能达到最佳。