渗碳钢20X2H4热处理改进的研究

渗碳钢20X2H4渗碳后渗碳层中存在着大量残留奥氏体,淬火(800℃)后奥氏体仍很多,因此具有较低的硬度及疲劳极限。А.Н.Жиронкин提出淬火前在640°—670℃回火3—8小时以改进这种缺点,这一规程目前仍为国内外很多工厂所采用。本文研究了淬火及回火时渗碳层中的组织转变过程,提出利用残留奥氏体分解时C曲线的特性在其最大转变速度进行回火的新规程(20X2H4经测定为600℃,在此温度透烧1—1.5小时)。本文结果曾在某厂通过生产试验得到了良好的结果。     

高温回火对20Cr2Ni4A钢渗碳层中残留奥氏体的影响

减少20Cr2Ni4A钢渗碳后残留奥氏体的途径主要有高温回火和深冷处理.研究不同高温回火工艺对20Cr2Ni4A渗碳层中残留奥氏体转变的影响,尤其是高温回火时间的影响.结果表明:采取第一次回火温度高和第二次回火时间长的工艺后进行淬火,表面硬度超过62 HRC,渗层组织为细密的隐针马氏体+均匀的碳化物+较少的残留奥氏体,保证产品渗碳淬火后表面硬度满足了生产需要.     

提高渗碳淬火齿轮硬度的后处理工艺

研究了20Cr2Ni4A钢渗碳淬火齿轮在低温回火后硬度较低时进行后冷处理和后低温回火处理对表面硬度、有效硬化层深度及心部硬度的影响。结果表明,20Cr2Ni4A钢在渗碳淬火低温回火后的残留奥氏体稳定化现象并不明显,此时进行冷处理仍能提高工件硬度,而当残留奥氏体较多时具有低温回火二次硬化现象,提高低温回火温度也能提高表面硬度。据此可采用后冷处理和后低温回火工艺提高硬度,代替常规的重新高温回火+渗碳淬火+低温回火的返工工艺。后冷处理温度可根据Mf点确定,对于渗碳后高温回火并重新加热淬火和低温回火工艺,Ms和Mf点不能按常规方法计算,可根据残留奥氏体含量进行估算。     

18Cr2Ni4WA钢渗碳后中间回火的研究

用膨胀法、X射线、光学金相、高温金相与扫描电镜等方法,研究了18Cr2Ni4WA钢渗碳后中间高温回火时的组织转变情况。研究结果表明:在550℃和650℃回火过程中由于碳化物从残留奥氏体中析出,降低了奥氏体的稳定性、引起了奥氏体的催化作用。回火温度越高,回火次数越多,对残留奥氏体的催化作用也越大,而延长回火时间对提高催化作用的效果不大。在流态炉内回火,其对残留奥氏体的催化作用比电炉回火的大。通过多次(2～2次)短时间(1小时)高温回火,能使残留奥氏体转变完毕。建议用650℃,2～3次回火、每次1小时来代替现行冗长的中间回火规范。     

18Cr2Ni4WA钢真空渗碳后热处理工艺的优化

制定了两种不同的热处理工艺,研究18Cr2Ni4WA钢真空渗碳后回火、淬火和深冷工艺对材料组织和性能的影响。结果表明,18Cr2Ni4WA钢渗碳后,经高温回火、淬火、深冷和低温回火处理后,渗碳层深度几乎不受影响,表面残留奥氏体含量显著降低。经680 ℃×5 h两次高温回火+860 ℃淬火+－115.3 ℃深冷+160 ℃低温回火工艺处理后,试样表面硬度为64.2 HRC,渗碳层深度为0.86 mm;并得到由针状回火马氏体、少量残留奥氏体和弥散分布的点状碳化物组成的渗碳层组织和由低碳板条状回火马氏体组成的心部组织,不仅使得表面获得高硬度,同时保证了心部的强韧性。     

18Cr2Ni4WA渗碳钢的热处理工艺研究

介绍了18Cr2Ni4WA钢渗碳时的碳势控制、渗碳后的高温回火和淬火工艺。该钢渗碳后于670℃回火两次是消除渗碳层中残余奥氏体的最有效方法。渗碳采用不同温度淬火可满足18Cr2Ni4WA钢零件不同的心部硬度要求。     

淬火温度对17 Cr2 Ni2 MoVNb重载齿轮钢组织和硬度的影响

研究了新型齿轮钢17Cr2Ni2MoVNb渗碳之后经不同温度淬火后的微观组织和硬度。结果发现,随淬火温度的升高,渗碳层中未溶碳化物减少、残留奥氏体增加。在860℃淬火时,17Cr2Ni2MoVNb钢渗碳层组织和硬度最佳,其碳化物为3级、残留奥氏体含量为23.55%、硬度达到750 HV0.2、且波动较小。     

淬火回火或热油淬火的渗碳齿轮的残余应力及显微组织

作者对两种经普通淬火回火或热油淬火的汽车差速器齿轮进行了渗碳层中残余应力和显微组织的测定。尽管这两种齿轮几何形状不同,其测定结果不便进行比较,但已发现热油淬火后齿轮渗碳层中残余压应力的变化取决于钢的淬透性。热油淬火的SAE4130钢制渗碳传动齿轮比普通淬火回火的齿轮残余压应力更高,但显微组织是相同的。残余压应力高可认为是以下因素所致:1)由于温度梯度小,奥氏体相变开始点更接近于心部;2)省去了回火。热油淬火的SAE 1526钢制环形渗碳齿轮比普通淬火回火的齿轮残余压应力更低。淬火回火后齿轮渗碳层的显微组织主要是马氏体,而热油淬火齿轮渗碳层中的主要组织组成物是贝氏体。热油淬火的环形齿轮中残余压应力较低是由于奥氏体转变为贝氏体时所产生的相变应力较小所致。     

35Cr3SiMnMoV钢超饱和渗碳研究

对自行研发的35Cr3SiMnMoV渗碳钢进行超饱和渗碳,并对渗层的组织、硬度及耐磨性能进行了研究。结果表明:试验钢经超饱和渗碳、淬火加低温回火后,超饱和渗碳层由回火马氏体、残留奥氏体和大量弥散分布的碳化物构成,硬度可达1025HV0.1,其耐磨性比20CrMnMo、20Cr2Ni4钢常规渗碳层提高了约60%。     

深冷处理对18Cr2Ni2MoNbA钢耐磨性的影响

使用正交试验对18Cr2Ni2MoNbA钢渗碳钢深冷处理工艺参数进行筛选优化,分析深冷处理时间、低温回火温度和时间对试样耐磨性的影响,并对试样磨痕形貌、显微组织、残留奥氏体以及显微硬度进行分析。研究表明,18Cr2Ni2MoNbA钢渗碳淬火后的-196 ℃深冷工艺参数对磨损量影响的显著性排序为:深冷处理时间＞低温回火时间＞低温回火温度。深冷处理能够有效增加试样的耐磨性,在深冷温度-196 ℃,深冷处理时间1 h,低温回火温度120 ℃,低温回火时间2 h的工艺下试样磨损量最小,与未深冷时相比减少46.67%,磨损机制变为磨粒磨损与氧化磨损。经过深冷处理后渗碳层的碳化物沿晶界析出,同时有小颗粒碳化物在基体上弥散析出。深冷处理能够降低钢的残留奥氏体含量,增加马氏体含量,使表层渗碳层的显微硬度增加,从而改善18Cr2Ni2MoNbA钢的耐磨性。     

20Cr2Ni4A齿轮钢高温渗碳工艺

对20Cr2Ni4A齿轮钢的高温渗碳工艺进行了研究,并对其显微组织、硬度梯度、晶粒度等指标进行了测试。结果表明20Cr2Ni4A齿轮钢在高温渗碳后油淬及高温回火后的显微组织为回火马氏体加少量残留奥氏体,并在渗层表面弥散分布有碳化物颗粒,渗层表面硬度达58~62 HRC。高温渗碳后奥氏体晶粒度可达到8级,显著提高了渗碳效率。     

20Cr2Ni4A齿轮钢高温渗碳工艺研究

对20Cr2Ni4A齿轮钢的高温渗碳工艺进行了研究,并对其显微组织、硬度梯度、晶粒度等指标进行了测试。结果表明,20Cr2Ni4A齿轮钢在高温渗碳后油淬及高温回火后的显微组织为回火马氏体加少量残留奥氏体,并在渗层表面弥散分布有碳化物颗粒,渗层表面硬度达58~62 HRC。高温渗碳后奥氏体晶粒度可达到8级,显著提高了渗碳效率。     

渗碳淬回火工艺对G20CrNi2Mo钢组织与性能的影响

以G20CrNi2Mo渗碳轴承钢为研究对象,通过扫描电镜及光学显微镜分析不同热处理工艺下的组织及硬度差异,并借助摩擦磨损试验机研究其耐磨性能的变化。结果表明,G20CrNi2Mo轴承钢渗碳后经过不同淬火及回火工艺,其硬度和耐磨性能均有了明显提高,其中,二次淬火后的组织为细小的马氏体和均匀细小的颗粒碳化物,以及少量的残留奥氏体;二次淬火后经过回火处理,200 ℃低温回火的组织性能最优,组织为回火马氏体,其硬度值为62.3 HRC,磨损量为12.9 g。     

淬火温度对20CrMnTiH钢渗碳淬火后组织与残留应力的影响

根据过冷奥氏体等温转变曲线,建立了20CrMnTiH钢的组织转变模型;利用有限元软件中的热处理模块,对20CrMnTiH钢的渗碳淬火过程进行了有限元数值模拟;分析了不同淬火温度对渗碳淬火后的组织和残留应力的影响;并对渗碳淬火后的组织进行了金相试验分析。结果表明:模拟结果与试验结果相吻合,证明了20CrMnTiH钢相变模型的正确性;同时提出淬火温度在Ac_3温度以上时对组织转变的影响不大,降低淬火温度可以显著降低零件淬火后的残留应力。     

模具冷处理

用Cr12钢制造的模具,一般淬火时是冷至窒温,残留奥氏体量多,易导致模具的变形和磨裂,降低模具的硬度、强度、耐磨性、铁磁性及回火稳定性。德州电机厂采用中温淬火—冷处理—中温回火处理工艺:990～1010℃淬火后冷处理(-70℃)2小时,280℃一次回火2小时。结果硬度HRC62～64,无磨裂现象,体积胀大,马氏体合金度高。用Cr12钢制造的3号复式冲槽模,刃磨一次寿命可达2835次,无崩刃现象。     

回火温度对M50钢组织及摩擦磨损性能影响

采用X射线衍射仪、扫描电镜、洛氏硬度计、摩擦磨损试验机等研究了不同温度(160、300和540℃)回火处理对淬火态M50钢的微观组织、硬度及摩擦磨损性能的影响.结果 表明:经1090℃淬火后M50钢显微组织由马氏体、碳化物及残留奥氏体组成,硬度为64.5 HRC,残留奥氏体含量为18％;回火处理使M50钢组织中马氏体转变为回火马氏体,随着回火温度的升高,试验钢硬度先降低再升高,其中,300℃回火时试验钢的硬度较低,540℃回火出现二次硬化现象,硬度值较大,残留奥氏体含量较低约4％.摩擦磨损试验结果表明:540℃回火处理可以有效降低试验钢的摩擦系数和磨损率,其磨损机制为轻微磨粒磨损伴随粘着磨损.     

热处理工艺对M2高速钢组织和性能的影响

研究了热处理工艺对M2高速钢组织和性能的影响。结果表明:M2高速钢淬火后的组织为淬火马氏体+残留奥氏体+大量碳化物;随着淬火温度的升高,M2钢淬火后残留奥氏体含量(质量分数)升高,经3次回火后残留奥氏体基本上完全消除,增加冷处理后残留奥氏体的含量相对于3次回火的要多,钢的强度和韧性得到改善。对比M2高速钢在不同热处理工艺条件下的组织和性能,最佳热处理工艺为850 ℃×30 min预热+1160 ℃×30 min淬火+(－65 ℃×1 h)冷处理+560 ℃×2 h回火3次。     

渗碳淬火工艺对17CrNiMo6钢渗层组织的影响

在不同的条件下,即不同的渗碳时间、不同的预备热处理工艺和不同的二次淬火温度,对17CrNiMo6钢试样进行了渗碳、淬火和低温回火。随后检查试样的显微组织,包括渗层的碳化物、马氏体、残留奥氏体和内氧化的级别,基体组织及表面硬度,以研究渗碳和淬火工艺对17CrNiMo6钢渗碳层组织和性能的影响。结果显示,经调质处理、820℃二次淬火的17CrNiMo6钢试样渗层的碳化物、马氏体、残留奥氏体和内氧化的级别均最佳,经780℃二次淬火的试样的表面硬度最高。     

高钒高速钢回火过程中碳化钒析出与残留奥氏体转变

900～1100 ℃淬火后,研究了250～600 ℃回火对高钒高速钢残留奥氏体转变及碳化钒析出的影响。结果表明,高钒高速钢的回火温度存在临界值（约450 ℃）。当回火温度低于临界值时,残留奥氏体含量变化不明显。当回火超过临界值后,随回火温度提高,残留奥氏体含量迅速降低。回火过程中碳化钒自残留奥氏体中析出是残留奥氏体转变的前提条件。碳化钒的析出取决于非平衡热力学条件,而其析出量在回火温度超过450 ℃后可根据平衡热力学估算。碳化钒的析出使得残留奥氏体向马氏体转变的相变驱动力大于临界相变驱动力,为残留奥氏体转变提供可能,但残留奥氏体的转变量主要取决于动力学因素。回火温度提高引起马氏体形核率呈指数提高,导致残留奥氏体含量迅速降低。     

M2和H13合金工具钢的断裂韧性

本文讨论了AISIM 2高速钢(成分％:IC-4Cr-5Mo-2V-6W)和AISIH13热作工具钢(成分％:0.35C-5Cr-15Mo-1V)显微组织的变化对其断裂韧性的影响。在淬火状态,H13钢比M2具有较高的断裂韧性,且后者较硬。在回火状态,H13钢再次硬化且比M2钢具有较高的断裂韧性。当M2钢的奥氏体化温度超过1050℃,H13钢的奥氏体化温度超过1100℃时,两种钢在淬火和淬火回火状态下,断裂韧性下降,硬度提高。由于减小晶粒尺寸,增加基体中碳化物的含量,两种钢的断裂韧性可以提高。平均晶粒直径≥40μm钢试样,比平均晶粒直径≤15 μm者,显示出较低的断裂韧性2～3MNm~(-3/2)。高的残留奥氏体含量将提高淬火态M2钢的断裂韧性,回火可改进M2和H13钢的断裂韧性。观察显微组织的变化和断口的形貌可解释所获得的结果。