15CrNi4Mo钢渗碳及热处理工艺研究

研究了表面碳含量和热处理工艺对15CrNi4Mo钢渗碳层的影响,分析了渗层显微组织和硬度分布。结果表明:渗碳后表面碳含量为0.90%时,在805℃淬火310℃回火后,渗碳层组织为细针状回火马氏体、残余奥氏体和少量碳化物,心部组织为回火马氏体及少量铁素体,能够满足使用要求。     

缸套渗碳淬火工艺的改进

渗碳钢20crMnTi执行一次淬火工艺后,硬度值偏低,在48—50HRC之间,金相组织为粗针状马氏体＋35残余奥氏体＋未溶碳化物,因为粗针马氏体与残余奥氏体的存在,使得渗碳件的强度及表面硬度降低。执行二次淬火工艺后表面硬度达到了60HRCP以上,组织为隐晶马氏体＋弥散的颗粒状碳化物,该工艺有效的减少了残余奥氏体量,提升了渗碳件的硬度及耐磨性。     

Cr12MoV钢CD渗碳后马氏体形态的研究EI

本文采用扫描电镜和透射电镜分析了Ｃｒ１２ＭｏＶ钢ＣＤ渗碳淬火后碳及合金元素的微区成分、表层与心部的组织形态及其对力学性能的影响。经观察，尽管Ｃｒ１２ＭｏＶ钢名义含碳量很高，但ＣＤ渗碳淬火后渗层及心部的马氏体仍是以位错马氏体为主的混合马氏体。这种类型的马氏体和残余奥氏体及其中弥散分布的碳化物构成的渗层—复相组织，显著提高了钢的强韧性。     

深冷处理对低碳高合金马氏体轴承钢力学性能及组织的影响

利用洛氏硬度计、X射线衍射仪、扫描电子显微镜及透射电子显微镜等研究了低碳高合金马氏体轴承钢深冷处理后的硬度变化及组织演化。结果表明:深冷处理促使部分残留奥氏体转变为马氏体,导致深冷处理后实验钢的硬度较淬火态硬度有所升高。经深冷处理后实验钢在0~100 h回火过程中的硬度均比未深冷处理实验钢的硬度高。深冷处理促使钢中碳原子偏聚并在回火过程中以碳化物的形式析出,与未经深冷处理的实验钢相比,经深冷处理的实验钢回火后马氏体基体中的含碳量更低,表明实验钢经深冷处理后在回火过程中析出更多的碳化物。透射电镜分析表明,实验钢在回火过程中析出的大量弥散分布的纳米级M2C和M6C型碳化物是实验钢长时间回火后保持高硬度的主要原因。     

Cr含量降低对H13钢组织与力学性能的影响

对比了Cr含量降低为3%的3Cr-H13钢与Cr含量为5%的传统H13钢性能的差异,利用SEM、TEM、XRD进行微观组织与相组成分析,研究了Cr对H13钢组织性能的影响。结果表明,Cr含量的降低明显提高了H13钢的回火稳定性与高温强度,其原因主要与回火组织中马氏体的回复程度及二次析出碳化物的种类有关。传统H13钢在650℃回火时,马氏体基本回复完全,基体强度明显下降,并在原马氏体板条界和晶界上析出了较多的尺寸为120nm左右的近球形Cr7C3和M6C型碳化物,第二相强化效果降低;而Cr含量降低为3%的3Cr-H13钢在650℃回火后,基体依然为板条马氏体,板条内保持较高的位错密度,同时板条内析出的大量细小弥散的短棒状VC,在起到弥散强化作用的同时还钉扎位错,推迟了马氏体的回复,从而提高了高温性能。     

深冷处理对碳钢表面Mo-Cr合金层摩擦性能的影响

介绍了一种在Q235钢表面进行等离子合金化及热处理工艺,获得表面高性能强化层的技术方法.通过该技术方法的处理,使Q235钢表面含有Mo,Cr,C合金元素,成分达到或接近冶金高速钢.该工艺技术的基本原理是在真空容器中,利用辉光放电的溅射现象,首先在Q235钢表面渗入合金元素Mo,Cr,表面含量分别达到12%(质量分数,下同)和4%左右,随后进行超饱和渗碳,使表面含碳量达到2.0%以上,合金化层成分接近钼系高速钢.合金层中的碳化物细小、均匀、弥散,无粗大的共晶莱氏体组织.Q235钢表面合金化后分别采用淬火 低温回火,淬火 2h深冷处理 低温回火两种工艺.结果发现,经深冷处理的试样表面硬度达到1600HV,明显高于未经过深冷处理试样的表面硬度.摩擦磨损实验表明,经深冷处理试样的滑动摩擦系数较未经深冷处理试样的要小,经深冷处理试样的耐磨性是未经深冷处理的1.6倍.     

淬火温度对含铜5Cr15MoV马氏体不锈钢性能的影响

将含铜5Cr15MoV马氏体不锈钢在不同温度热处理并使用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射(XRD)、透射电子显微镜(TEM)、硬度测试和电化学测试等手段对其表征,研究了淬火温度对其组织、硬度以及耐蚀性能的影响。结果表明,铜元素的添加提高了材料中残余奥氏体的体积分数,而使其硬度降低。淬火后钢中的未溶碳化物为fcc结构的富铬M₂₃C₆型碳化物,铜元素的添加对5Cr15MoV马氏体不锈钢中碳化物的尺寸和形貌没有明显的影响,但是使其耐蚀性能略微降低。随着淬火温度从1000℃提高到1100℃,未溶碳化物逐渐减少,耐蚀性提高。残余奥氏体的含量也随着淬火温度的提高而增多,碳化物与残余奥氏体的共同作用使淬火后钢的硬度曲线呈抛物线状并在1050℃达到最大值。     

添加Si对马氏体不锈钢淬火-配分组织和性能的影响

为改善马氏体不锈钢的强塑性和耐蚀性,设计制备了Si含量不同的两种氮合金化马氏体不锈钢10Cr13N钢和10Cr13Si2N钢.对实验钢进行了改变配分时间但恒定淬火终止温度和配分温度的淬火-配分处理,从显微组织和力学性能的变化规律探究添加Si元素的作用与机理.结果表明:实验钢淬火-配分处理后得到板条马氏体加残余奥氏体为主的复相组织,其强塑性配合显著高于淬火-回火状态.随配分时间的延长,两种钢组织中残余奥氏体的含量呈现先上升后下降的极值规律,这一变化对强度影响不大,但对伸长率影响较为显著.增加钢中的Si含量,有利于抑制马氏体中碳氮化物析出并提高残余奥氏体含量和稳定性,在使钢的冲击韧性略微下降的同时可显著改善钢的变形能力.     

20CrMnTi钢碳氮复合强化层的组织与性能北大核心CSCD

为减少氮化时间,降低渗氮层脆性,提高20CrMnTi钢表面的耐磨性能。采用真空脉冲渗碳+(真空脉冲渗氮、真空感应渗氮、离子渗氮)三种方法在20CrMnTi钢表面制备碳氮复合强化层,利用X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、能谱仪、EBSD、显微硬度计和微观划痕测试仪等分析了渗层的物相、组织结构、截面元素分布、物相分布、致密性、显微硬度梯度和渗层脆性。结果表明组织从表及里依次为:Fe4N→含氮铁素体→回火索氏体;真空脉冲渗碳+离子渗氮工艺能获得30μm左右硬度值高、致密性好、脆性小的渗氮层,具有良好的耐磨性能;渗层截面中发现次表层含有残留奥氏体呈颗粒状或者细条状弥散的分布在马氏体基体上,奥氏体为软质相,可以较好的吸收外界的冲击力,防止产生和扩展裂纹,有效的降低渗氮层的脆性。先渗碳淬火形成的马氏体在随后的渗氮过程中转变为回火索氏体,碳化物从α-Fe中析出形成的空位,有利于氮原子的吸附和扩散,有效地缩短渗氮时间;先渗碳后渗氮能够有效地降低氮化层的脆性。     

20CrMnTi钢碳氮复合强化层的组织与性能

为减少氮化时间,降低渗氮层脆性,提高20CrMnTi钢表面的耐磨性能。采用真空脉冲渗碳+(真空脉冲渗氮、真空感应渗氮、离子渗氮)三种方法在20CrMnTi钢表面制备碳氮复合强化层,利用X射线衍射仪、光学显微镜、扫描电镜、能谱仪、EBSD、显微硬度计和微观划痕测试仪等分析了渗层的物相、组织结构、截面元素分布、物相分布、致密性、显微硬度梯度和渗层脆性。结果表明组织从表及里依次为:Fe4N→含氮铁素体→回火索氏体;真空脉冲渗碳+离子渗氮工艺能获得30μm左右硬度值高、致密性好、脆性小的渗氮层,具有良好的耐磨性能;渗层截面中发现次表层含有残留奥氏体呈颗粒状或者细条状弥散的分布在马氏体基体上,奥氏体为软质相,可以较好的吸收外界的冲击力,防止产生和扩展裂纹,有效的降低渗氮层的脆性。先渗碳淬火形成的马氏体在随后的渗氮过程中转变为回火索氏体,碳化物从α-Fe中析出形成的空位,有利于氮原子的吸附和扩散,有效地缩短渗氮时间;先渗碳后渗氮能够有效地降低氮化层的脆性。     

摩托车主轴断裂失效分析

摩托车主轴在渗碳淬火热处理后校直时发生断裂,采用化学成分分析、金相检验、硬度测试及断口宏、微观分析等方法对断裂主轴进行了分析。结果表明：因为该主轴棒料冷挤压加工成形后轴表面附近区域产生的大量塑性变形已经达到了临界变形量,而主轴坯件冷锻后未按技术要求进行正火处理,使渗碳淬火热处理的原始组织不符合要求,从而导致主轴在渗碳加热过程中轴边缘区域发生再结晶转变,形成了极粗大的等轴晶粒区域,该区域经淬火和低温回火后形成了脆性大、硬度偏高的极粗大的回火板条马氏体组织,最终使得主轴在校直时的过高外力作用下发生脆性断裂。     

具有合理硬度梯度和组织分布的渗碳钢23CrNi3Mo的热处理冷却行为

利用Gleeble-1500热模拟机、光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)以及透射电镜(TEM)对渗碳钢23CrNi3Mo的连续冷却相变规律以及等温转变规律进行了研究,并基于此,设计了一种新的热处理冷却工艺。研究结果表明,渗碳后试样以0.05℃/s和0.1℃/s的冷速连续冷却时,表面渗碳层为高碳马氏体组织,过渡区为高碳马氏体+下贝氏体的混合组织,基体为下贝氏体组织;渗碳试样外表面在高温段以较低的冷速(0.05~3℃/s)连续冷却时,碳化物沿晶界析出形成网状碳化物;无渗碳的实验钢的贝氏体等温转变温度范围为375~450℃。新的热处理冷却工艺为:试样在880℃保温完成后,采用快速冷却工艺,以冷速大于等于5℃/s进入贝氏体转变温度区,直接入450℃的盐浴炉,入炉后均温5~10min,在低温转变区即贝氏体转变温度区间,采用慢速冷却工艺,冷速小于等于0.1℃/s。获得的试样渗碳层深度为1.4mm,国外的阿特拉斯钎头渗碳层深度为1.2mm,两者基本相同,但前者硬度分布更加平缓;两者表面显微组织均为高碳马氏体组织,过渡区均为马氏体加下贝氏体组织,基体均为贝氏体组织。通过设计新的热处理冷却工艺,获得了与国外钎头相同水平的试样。     

热处理对C12A耐热钢的组织与性能影响

通过对铸造C12A耐热钢进行热处理,观察其微观组织,测定其力学性能。试验结果表明：正（淬）火组织为板条马氏体＋部分针状马氏体＋少量残余奥氏体,其硬度比较高,塑性和韧性不是很好;正（淬）火＋回火组织为回火马氏体,其硬度不是很高,塑性和韧性比较好,具有良好的综合性能;退火组织为铁素体,其硬度低,塑性和韧性高;通过正火＋回火,研究回火温度对其微观组织和力学性能的影响。试验结果表明：回火温度对C12A钢的组织和性能有较大影响,其硬度随回火温度的升高呈先降后升趋势。     

真空分级淬火对8Cr4Mo4V钢组织和性能的影响

在真空条件下对航空轴承用8Cr4Mo4V钢进行不同温度的分级淬火并采用扫描电镜观察其微观组织、用XRD谱进行相分析并测试洛氏硬度、冲击性能和旋转弯曲疲劳性能,研究了真空分级淬火对其微观组织和力学性能的影响。结果表明,真空分级淬火后的8Cr4Mo4V钢其微观组织由下贝氏体、马氏体/残余奥氏体和碳化物组成;随着分级淬火温度的提高,淬火和回火态钢中析出碳化物的数量增加,残余奥氏体的含量降低。分级淬火温度为580℃时淬火态钢中贝氏体的含量最高(达到13.87%),残余奥氏体的含量为28.59%。回火后析出碳化物的含量和洛氏硬度均为所有分级温度中的最大值,分别为4.37%和62.38HRC。真空分级淬火能提高8Cr4Mo4V钢的综合力学性能。与未分级真空淬火相比,进行580℃×10 min真空分级淬火的8Cr4Mo4V钢的冲击韧性提高了23.3%,旋转弯曲疲劳极限提高了110 MPa。     

焊后热处理对T92钢焊接接头组织及性能的影响

通过模拟现场热处理工艺,研究了T92钢焊接接头在不同回火温度下的组织和性能。结果表明,焊缝硬度和母材抗拉强度均随回火温度的升高而降低。接头处未回火的马氏体粗大,呈细针状;740-780℃回火,马氏体组织变细,板条特征明显;超过780℃,马氏体板条特征消失,表现为屈氏体组织;随回火温度升高,母材碳化物产生偏聚,铁素体含量增加;780℃以下回火母材力学性能满足ASME标准要求。     

GCr15轴承钢热处理过程中碳化物的析出与演变行为

采用定量金相的方法研究GCr15轴承钢在球化退火、奥氏体化淬火、低温回火等不同热处理工序后其碳化物的演变行为,通过ThermoCalc软件进行数值模拟计算分析碳化物尺寸和成分对其在奥氏体化时固溶动力学的影响。结果表明:球化退火处理后形成的碳化物粒子尺寸呈多峰分布,奥氏体化和回火后的碳化物粒子尺寸分布为单峰分布,奥氏体化后碳化物中Cr含量略有增加;Cr含量高的碳化物粒子具有较大尺寸;球化退火形成的碳化物在奥氏体化时大量固溶形成了富碳奥氏体,淬火后转变为高碳马氏体并导致高硬度;奥氏体化时碳化物固溶发生Cr的配分导致碳化物中Cr含量增加;直径200nm的碳化物即使其Cr含量接近基体成分,也不能在奥氏体化热处理时完全固溶,未溶的碳化物颗粒将影响后续回火过程的碳化物析出。     

Laser surface modification of carburized and borocarburized 15CrNi6 steel

The paper presents the results of laser heat treatment (LHT) of carburized and borocarburized 15CrNi6 low-carbon steel. Laser tracks were arranged by CO₂ laser beam as multiple tracks formed in the shape of a helical line. The microstructure and properties of these diffusion layers were compared with those obtained after through-hardening. The microstructure after carburizing and LHT consists of adjacent characteristic zones: re-melted zone (coarse-grained martensite), carburized layer with heat affected zone (fine acicular martensite), carburized layer without heat treatment and the substrate (ferrite and pearlite). The highest measured microhardness (about 820 HV) was observed in re-melted and heat affected zones. The increase of distance from the surface was accompanied by a gradual decrease of microhardness up to 400 HV beneath the HAZ and up to 250 HV in the core of steel. The carburized layer after LHT exhibited a higher resistance to frictional wear compared to a carburized layer after through-hardening. The microstructure after borocarburizing and LHT consists of the following characteristic zones: iron borides of laser-modified morphology (FeB and Fe₂B), carburized layer with heat affected zone (martensite and alloyed cementite), carburized layer without heat treatment and the substrate (ferrite and pearlite). The highest microhardness was obtained in the iron boride zone. The microhardness of FeB boride extended up to 2200 HV and for the Fe₂B boride up to about 1300–1600 HV. With increased distance from the surface, the microhardness gradually decreases to 800 HV in HAZ, 400–450 HV in the carburized layer without heat treatment and to 250 HV in low-carbon substrate. The iron borides after LHT assume a globular shape, which leads to a lower texture and porosity of the borided layers. The increased resistance to friction wear of the borocarburized layers is certified in comparison with the borided layer after conventional heat treatment (through-hardening).     

Effect of heat treatment on microstructure and property of Fe‐Cr‐B alloy

In this article, the effect of heat treatment in different quenching temperature on microstructure and hardness of Fe‐Cr‐B alloy was studied, by contrast with boron‐free Fe‐Cr alloy. The results indicated that microstructure of boron‐free Fe‐Cr alloy consisted of the martensite and a few (Cr, Fe)₇C₃ type carbide. The microstructures had no obvious change with the increase of quenching temperature, but its hardness increased from 51.5 HRC to 60.8 HRC. When boron element was added into the Fe‐Cr alloy, the netlike eutectic structure began to break and spheroidizing after quenching, in which the borocarbide turned into spherical groups and network Fe₂B phase was broken. Moreover, the portion of martensite increased, and the amount of secondary carbide decreased, and the size of secondary carbide began to largen after quenching. When the quenching temperature reached 1100°C, secondary carbide particles dissolved in the matrix wholly. The hardness of Fe‐Cr‐B alloy increased with the increase of quenching temperature below 1050°C. The hardness of sample containing 2.0% B and quenching at 1050°C reached 66.7 HRC. The hardness of Fe‐Cr‐B alloy had no obvious change when quenching temperature continued to increase. After tempered at 200°C, the microstructure of Fe‐Cr‐B alloy had no significant change and its hardness had slight decrease. The hardness of sample containing 2.0% B tempered at 200°C reached 63.9 HRC.