钛铌微合金化齿轮钢的奥氏体晶粒长大研究

 采用热模拟渗碳方法研究了Ti、Ti-Nb微合金化的20CrMnTi和20CrMnTiNb渗碳齿轮钢在930~1200℃的奥氏体晶粒长大规律。结果表明,添加0. 038%(质量分数,下同)的钛和0. 048%的铌的20CrMnTiNb钢中含有铌和钛的析出相,其粒子间距为0. 361μm;而含0. 054%的钛的20CrMnTi钢中仅含有较大尺寸的TiN析出相,粒子间距为0. 471μm,前者奥氏体晶粒粗化倾向明显低于后者。20CrMnTiNb钢经1000℃奥氏体化10h后奥氏体晶粒长大不明显,且无混晶现象,适合高温渗碳工艺。     

汽车用齿轮钢奥氏体晶粒长大与第二相粒子控制技术研究进展

伴随着全球双碳政策的实施,节能减排成为汽车制造业发展的首要目标之一.汽车用齿轮钢采用的更高温度结合更短时间的渗碳工艺是目前各齿轮生产企业最为直接的降碳措施,但齿轮钢在高温渗碳生产过程中却时常发生奥氏体晶粒异常粗大的问题,且渗碳温度越高混晶现象越严重.因此,各企业对齿轮钢进行微合金化,通过添加微合金元素在加热过程中析出第二相粒子产生钉扎作用来阻碍奥氏体晶粒异常长大,从而需要对复杂的齿轮钢奥氏体晶粒长大与第二相粒子析出机制进行研究.通过对奥氏体晶粒度、奥氏体晶粒长大机制及模型、第二相粒子(Nb(C,N)/AlN)对奥氏体晶界移动的钉扎作用及模型、以及加热温度与保温时间对奥氏体晶粒长大和第二相粒子钉扎作用的影响等进行了文献综述,阐明了奥氏体晶粒长大规律、第二相粒子的控制方法与抑制奥氏体晶粒长大的钉扎机制,为高质量齿轮钢的生产提供参考.     

预热处理工艺对SCr420H齿轮钢高温渗碳奥氏体晶粒长大行为的影响

实验研究了加热温度和保温时间对具有不同AlN析出状态的SCr420H齿轮钢的奥氏体晶粒长大行为的影响。用Thermo-Calc热力学计算软件计算了实验钢AlN析出相的平衡溶解规律，并用场发射透射电子显微镜研究了实验钢中AlN的析出行为。结果表明，热轧空冷态的试样在950～1 050℃渗碳0.5 h均出现混晶，奥氏体平均晶粒度级别低于5级。经过1 210℃固溶水淬处理的试样在950～1 000℃渗碳0.5～6 h和在1 050℃渗碳0.5～2 h奥氏体晶粒均不发生长大，晶粒度级别在9.5～10级；在1 050℃渗碳2 h以后开始出现异常晶粒长大。试样经1 210℃固溶水淬后在700℃等温1 h水冷处理，可使其在1 050℃渗碳8 h而不发生异常晶粒长大或混晶，奥氏体晶粒平均尺寸为14μm，晶粒度级别为9.4级。试样在渗碳过程中的奥氏体晶粒长大行为主要受钢中第二相AlN的溶解度和熟化速率控制。固溶后在1 050℃渗碳0.5 h的试样中AlN析出相尺寸均小于80 nm，平均尺寸为27.8 nm，渗碳2.5 h的试样中出现了尺寸大于100 nm的AlN粒子，数量占比为14.3%,AlN粒子的平...     

预备热处理对508-3钢奥氏体晶粒尺寸的影响

试验用钢508-3(/%:0.19C、0.26Si、1.48Mn、0.009F、0.007S、0.78Ni、0.50Mo、0.003Al)由真空感应炉冶炼,50kg铸锭,经1150℃锻成Φ16 mm棒材,终锻≥900℃。研究了正火温度(900～1 200℃)和多次正火工艺(900～1 200℃1 h-900℃1 h-890℃1 h)对508-3钢奥氏体晶粒尺寸的影响。结果表明,在900～1 200℃正火时,随着正火温度升高,奥氏体晶粒尺寸出现明显粗化,奥氏体晶粒度级别由6.5级粗化到3级。随后经过900℃二次正火,钢中原粗大的奥氏体晶粒可以细化到6级,再进行890℃三次正火后,奥氏体晶粒细化不明显。多次阶梯正火处理可以细化508-3钢粗大的奥氏体晶粒,但在同一温度重复正火时,钢中晶粒细化效果不明显。     

18CrNiMo7-6钢晶粒度的研究

通过不同氮含量、原始状态和热处理制度的18CrNiMo7—6钢950℃保温50h晶粒度试验研究表明：锻材经1160℃正火处理。950℃保温时AlN充分析出,抑制晶粒长大作用明显,保温50h晶粒没有异常长大,完全可以满足渗碳齿轮用钢对晶粒度的要求。     

20CrH温锻内星齿轮混晶原因分析及工艺改进

特钢厂生产的20CrH特殊钢棒材，下游用户温锻制作内星轮后，经965℃×6 h渗碳热处理后发现混晶现象。采用光学显微镜观察并设计热处理试验验证，结果表明：锻造变形温度不均及锻后保温温度偏低，导致在后续渗碳过程中局部奥氏体晶粒出现异常长大而产生混晶。将内星轮温锻后保温温度由710℃提高至900℃,能有效改善混晶现象，为同类特殊钢零部件温锻的工艺设计提供指导。     

20MnVB钢奥氏体晶粒度控制的探讨

一、前言20MnVB 钢作为东风载重汽车后桥大模数齿轮材料,承受着较大的载荷。齿轮加工中需经过940～960℃渗碳淬火处理,这就要求材料在高温状态下具有晶粒不粗化倾向。第二汽车制造厂,根据齿轮生产和使用的需要,对20MnVB 钢的奥氏体晶粒度提出了严格的技术要求,即在960℃加热,保温     

AlN和Zr微合金化对齿轮钢热塑性及渗碳处理晶粒度的影响

齿轮钢渗碳过程常采用AlN控制奥氏体晶粒长大，然而，AlN大量析出将恶化其热塑性和裂纹敏感性，且1 050℃高温渗碳时AlN回溶，钉扎作用减弱。通过设计不同AlN浓度积([%Al][%N])以及Zr微合金化的钢种，研究AlN和Zr微合金化对于20Cr系齿轮钢热塑性和渗碳处理奥氏体晶粒长大行为的影响，结果表明：对于20Cr系齿轮钢，提高AlN浓度积会使其热塑性恶化，塑性低谷(750～900℃)向高温区移动。而渗碳过程钢中AlN浓度积较低或Ostwald熟化现象，均会减弱AlN的钉扎晶界效果。因此，将钢中的[%Al][%N]控制在2.9×10^-4～5.1×10^-4之间偏下限控制较为合适。此外，齿轮钢中的Zr在凝固过程中会优先析出粗大的Zr(C,N)，而造成AlN析出量减少，削弱钉扎晶界的效果。故需要对N元素含量进行控制，避免粗大高温析出相的出现对AlN造成影响。     

奥氏体化温度对51CrV4钢淬火组织和性能的影响

 为了找出51CrV4钢最佳的奥氏体化温度和最佳的综合力学性能，研究了奥氏体化温度对51CrV4钢淬火组织和性能的影响。试验结果表明，随着奥氏体化温度的升高，奥氏体晶粒逐渐长大，淬火后组织硬度呈先增大后减少的趋势，经460 ℃回火后的强度先增大后减小；当奥氏体化温度为880 ℃时，奥氏体晶粒细小均匀，得到的马氏体组织致密，强度和硬度均达到最大值；当奥氏体化温度达到910 ℃时，奥氏体晶粒粗大，而且试验钢出现明显的脱碳现象，强度、硬度和塑性明显下降。研究表明，在实现完全奥氏体化前提下，为保证晶粒均匀且不出现脱碳现象，51CrV4钢获得良好性能的最佳淬火温度为880 ℃。     

高温渗碳齿轮钢的晶粒粗化行为

  为了开发适合980 ℃高温渗碳的齿轮钢，利用伪渗碳方法，研究了铌质量分数为0、0.036%、0.060%和0.100%的18Cr2Ni2Mo渗碳齿轮钢在930和980 ℃的晶粒粗化行为。结果表明，由于析出NbC钉扎晶界，铌微合金化可以显著细化试验钢在930和980 ℃奥氏体化后的晶粒尺寸，且随着铌质量分数增加，铌微合金化明显抑制试验钢在980 ℃长时间奥氏体化晶粒粗化倾向。添加0.100%Nb的18Cr2Ni2Mo齿轮钢在980 ℃奥氏体化20 h后，平均晶粒尺寸仍然在26 μm左右，适合于980 ℃高温长时间渗碳。     

正火预热处理对42CrMo曲轴钢调质后的组织与性能影响

利用金相显微观察及力学性能分析,研究调质处理、正火+调质热处理对42CrMo曲轴钢组织与性能的影响。结果表明,经过860℃淬火+580℃回火处理后,曲轴钢基体组织为回火索氏体,但轴颈心部区域白色铁素体数量较多且晶粒粗大、分布不均。其力学性能为抗拉强度997～1211 MPa,屈服强度990～1204 MPa,伸长率11%～13%,断面收缩率40%～48%,冲击功72～90 J。而在调质热处理前增加一次(880℃空冷)正火预处理后,42CrMo曲轴钢的显微组织更趋均匀化,其力学性能为抗拉强度1100～1220 MPa,屈服强度1107～1188 MPa,伸长率13%～15%,断面收缩率50%～56%,冲击功83-91 J。因此,880℃空冷正火预处理+860℃淬火与580℃高温回火是42CrMo曲轴钢优化的热处理工艺。     

高温渗碳齿轮钢的研究进展

常用齿轮钢渗碳温度为930℃,提高渗碳温度至1000～1050℃能显著缩短渗碳时间,但易引起晶粒长人,因此发展了通过Nb、Ti、B微合金化,细化钢原奥氏体晶粒的高温渗碳齿轮钢。文中介绍了国内外高温渗碳齿轮钢的钢种成分、工艺特点、高温渗碳层组织控制和钢的疲劳性能的研究进展。     

20CrMnTiH齿轮钢0120 mm棒材硬点缺陷分析及改善措施

通过金相显微镜、扫描电镜和能谱仪分析了20CrMnTiH齿轮钢Φ120 mm棒材锯切下料过程硬点缺陷成因。结果表明,齿轮钢棒材试样内部存在30～80μm大颗粒夹杂物聚集是造成齿轮钢锯切过程硬点缺陷的主要原因。这些大颗粒夹杂物主要为Al₂O₃夹杂物和TiN夹杂物的聚集。通过控制120 t转炉出钢钢水溶解氧含量小于200×10^-6、调整精炼终点钙铝参数（0.015%～0.025%Al,0.0015%～0.0020%Ca）、连铸保护浇铸减少过程吸氮、浇铸钢水温度由1530℃降至1525℃、优化二冷配水加速钢的凝固等措施,消除了转炉生产20CrMnTiH齿轮钢硬点缺陷。     

20CrMnTiH圆钢精轧后控冷过程温度场有限元分析

通过对20CrMnTiH圆钢精轧后控制冷却过程温度场进行有限元模拟以及现场温度实测,得出了Φ35 mm规格圆钢芯部、1/2半径处和表层温度的分布曲线。分析说明,轧后水冷却过程圆钢表层温度急速下降,而芯部温度下降缓慢,水冷时圆钢芯部与表面的最大温差约为115℃;水冷后的空冷过程使得圆钢芯部和表层温度逐渐一致。20CrMnTiH圆钢精轧后采用快速水冷并配合空冷工艺,有利于抑制奥氏体晶粒长大并获得均匀细小的轧材组织。     

正火和淬火温度对30CrMoA钢除砂器大型锻件-40℃冲击韧性的影响

30CrMoA钢(/%:0.30C、0.21Si、0.53Mn、0.003S、0.005P、0.98Cr、0.22Mo、0.06V)除砂器锻件为外径Φ405～493 mm内径Φ90～167 mm的管状工件,技术条件要求调质后-40℃横向冲击功≥20 J。经常用正火+调质工艺920℃正火(风冷)+880℃正火(风冷)+860℃淬火(空冷+水冷)+630～680℃回火(空冷)后横向Rm715～815 MPa,Rp0.2 545～665 MPa, A 19%～20%,Z 65%～68%,室温A_kc 36～101 J,-40℃ A_kv 11～21 J; 通过Thermo-calc软件计算得出该钢平衡相图及计算的Ac3温度确定优化调质工艺950℃正火(风冷)+820℃淬火(空冷+水冷)+660～670℃回火(空冷),其横向力学性能为R_m 685～700 MPa,Rp_0.2 500～525 MPa, A 21%～22%,Z 63%～66%,室温A_kv 65～114 J,-40℃ A_kv 23～28 J,均符合技术条件要求。     

提高Q355B热轧H型钢强度的控冷工艺研究

研究了 Q355B热轧H型钢轧后冷却温度880～320℃对H型钢翼缘强度、韧性及组织的影响.结果表明,当控冷后温度为570℃时,钢的屈服强度较空冷工艺提高73 MPa,断后伸长率为23.5％;当控冷后温度为320℃时,钢的屈服强度较空冷工艺提高228 MPa,断后伸长率为16.0％,出现伸长率不合格的情况.Q355B热...     

调质热处理对55NiCrMoV7模具钢组织与力学性能的影响

采用扫描电镜(SEM)、硬度测试、Ⅴ型冲击实验和单向拉伸实验结合有限元建模仿真,研究了55NiCrMoV7模具钢在不同淬火温度(790～910℃)、回火温度(100～650℃)下的微观组织演化和力学性能的变化规律.结果表明,随着淬火温度升高,球状碳化物逐渐溶解到马氏体基体中,马氏体组织不断长大、粗化,残余奥氏体逐渐增多...     

正火冷却速度对18CrNiMo7-6齿轮钢组织和硬度的影响

18CrNiM07-6钢(/%:0.17C、0.59Mn、0.24Si、1.56Ni、1.71Cr、0.28Mo)为表面硬化齿轮钢要求正火后钢的组织为铁素体+珠光体和较低的HB硬度值。18CrNiM07-6钢连续冷却后易得到高硬度的贝氏体组织。通过实验室高温箱式电阻炉试验表明,870～900℃1 h-640～660℃4 h炉冷至300℃,空冷,该钢的组织为铁素体+珠光体+贝氏体组织,HB硬度值为340～350;而870～900℃1 h,30℃/h至640～660℃,炉冷至300℃,空冷,该钢的组织为铁素体+珠光体,HB硬度值为190～210:生产试验表明,30 t Φ 180 mm 18CrNiM07-6钢锻材经900℃10 h,≤30℃/h至650℃25 h,30℃/h至500℃空冷,可获得铁素体+珠光体组织。     

DOE(试验设计)在提升30CrNiMo钢调质棒材冲击功的应用

针对30CrNiMo(/%:0.30C, 0.85Mn, 0.25Si, 0.015P, 0.008S, 0.96Cr, 0.43Mo, 0.78Ni, 0.025Al)高强度钢调质棒材冲击功不稳定的问题,根据DOE试验设计方法,对运用该钢正火温度(870～910℃)、奥氏体化温度(830～870℃)两项因子、三水平的试验方案快速寻找到提升冲击功的最佳工艺组合。对比检测结果发现30CrNiMo钢正火温度越高,淬火后组织晶粒度级别越小,对应冲击功越小。运用Minitab工具制作出冲击功响应晶粒度的拟合公式即：21℃纵向冲击功(J)=27.11+7.751×晶粒度(级)。30CrNiMo钢最佳工艺组合为870℃正火+850℃奥氏体化,其冲击功为106 J。