20Mn2钢棒低温冲击不合格原因分析

通过对20Mn2钢棒取样进行化学成分分析、断口检测和硬度测试,以及金相组织观察,结合钢棒锻造加热工艺对成品钢棒低温冲击韧性不合格的原因进行分析。结果表明,由于锻造加热温度过高或时间过长,使钢棒金相组织中出现铁素体型魏氏体及过热组织,在后续正火热处理时又未能完全消除,这是导致成品钢棒低温冲击不合格的主要原因。     

14Cr17Ni2不锈钢叶片硬度不合格原因分析

利用直读光谱仪、光学显微镜和硬度计,对14Cr17Ni2不锈钢棒和叶片进行化学成分分析、显微组织高倍观察、以及不同热处理后硬度试验等检测试验,结合叶片的制造加工工艺过程对硬度不合格的原因进行了分析,并针对原因提出了改进措施。分析结果表明,钢棒在热加工和热处理过程中温度偏高,使叶片铁素体含量增加,是导致叶片热处理后硬度不合格的直接原因。通过调整钢的成分配比,适当提高镍当量值,合理控制钢坯和叶片的热加工及热处理工艺,取得了较好的效果,使叶片达到了所需的硬度。     

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 一批桥梁板材，轧制后钢板有探伤不合格的情况。本文应用原位成分分析、金相检验、扫描电镜和显微硬度等分析方法，对此热轧板探伤不合格的原因进行了探讨。结果表明，由于碳在板材心部的偏析，使钢板中心出现了贝氏体组织，而导致探伤不合格。     

容器钢板SA516Gr70冲击性能影响因素分析

运用扫描电镜、金相检验和力学性能测试方法,对冲击性能不合格的516Gr70钢板进行了观察和分析.结果表明,钢材内部的带状组织和粒状贝氏体组织是导致钢板冲击性能不合格的主要原因.经适当的热处理工艺处理后,钢板的冲击性能有所改善.     

Cr12MoV钢制搓丝板的锻热复合强韧化处理

Ｃｒ１２ＭｏＶ钢制搓丝板常规处理工艺流程为：圆钢下料→锻造→球化退火→粗加工→调质预处理→精加工→滚丝成型→淬火、回火→抛光—成品检验。调质预处理后１００％检查硬度，然后按相同级别硬度进行配对，要求每对布氏硬度球痕直径之差不大于０．１０ｍｍ，热处理硬...     

热处理工艺对FGH96合金惯性摩擦焊组织与显微硬度的影响

采用惯性摩擦焊接方法进行了FGH96高温合金焊接，借助光学显微镜、扫描电子显微镜、显微硬度仪对焊态和热处理态FGH96惯性摩擦焊接头组织和显微硬度进行了研究.结果表明，焊缝中心区内发生完全动态再结晶，再结晶晶粒细小，晶粒尺寸为4.6μm±0.3μm，且二次γ’相完全溶解，导致硬度低于母材组织.随着远离焊缝，二次γ’相含量逐渐增加，距焊缝1.5 mm后γ’相体积分数基本保持不变，但γ’相形貌由球形逐渐向立方体转变，导致硬度逐渐增加.经热处理后，焊缝区域内二次γ’相的含量与形貌变化规律与焊态相似，但热处理后基材晶粒尺寸从11.4μm±0.3μm增大至13.5μm±1.0μm，是导致热处理后基材硬度较焊态较低的原因；另外热处理后三次γ’相的析出是导致热处理态焊缝硬度高于焊态的原因.     

30CrNi3A压板裂纹原因分析

通过对失效压板取样进行化学成分、硬度和金相高低倍检测，结合钢坯的高倍和低倍金相组织观察，分析讨论了压板裂纹产生的原因。结果表明，30CrNi3A钢坯心部较严重的带状组织偏析是导致成品压板淬火热处理后形成裂纹的主要原因，钢坯中部集中分布的硫化物夹杂在热处理过程中促进了裂纹的形成和扩展。     

高速钢车刀热处理硬度不合格原因分析及磁性检验

某小型炼钢厂以高速钢切屑熔炼生产低合金高速钢,其化学成分见表1,经退火、锻造后制作成方形车刀条,委托我厂进行热处理,要求车刀硬度为(63～66)HRC.用盐浴炉进行淬火、回火加热,淬火工艺为880℃预热+(1185～1190)℃加热+(580～620)℃分级淬火后空冷;550℃×1h三次回火.车刀淬火后的晶粒度为9.5级,淬火、回火后硬度为(64.0～66.5)HRC,600℃×4h时的红硬性为(62.5～63.5)HRC.在批量生产中发现少数车刀淬火、回火后的硬度不合格(＜63HRC).通过化学成分对比分析试验,找出了影响车刀淬火、回火硬度不合格的主要原因,并运用磁性检验法分离出不合格工件.     

退火温度对离心铸造轧辊用高速钢材料组织和硬度的影响

采用四种不同的退火温度对离心铸造轧辊用高速钢材料进行退火热处理,并利用显微金相、SEM和硬度测试等方法对铸态和退火态离心铸造轧辊用高速钢材料进行检测分析.结果表明离心铸造轧辊用高速钢材料的退火温度为640℃时,组织接近平衡状态,为进一步的淬火热处理做好了准备,同时硬度大幅下降,改善了切削加工性能.     

Ti-26钛合金斜轧穿孔管坯热处理工艺研究

为选择一种Ti-26钛合金斜轧穿孔管坯成品退火工艺,采用感应加热处理,氩气保护热处理和真空热处理3种退火工艺进行实验。对经3种热处理后的试样用金相显微镜观察微观组织,用X射线衍射和透射电镜进行物相分析。对3种试样进行了力学性能测试。用扫描电镜对拉伸断口的形貌进行观察分析。对比3种退火工艺试样的力学性能和显微组织得出,感应退火试样的组织均匀,晶粒细小,拉伸断口布满韧窝,显示延性断裂。XRD和TEM分析表明,合金为bcc结构的β单相组织。相应试样的抗拉强度达802.5 MPa,延伸率为15.25%,断面收缩率为41%,综合力学性能比其它2种工艺试样优越。因此,确定790℃,3min AC感应退火为Ti-26钛合金斜轧穿孔管坯成品退火工艺。     

高精度塑料模具718钢特厚板的研发

介绍了高精度塑料模具718钢特厚钢板生产中冶炼、浇铸、加热及轧制工艺的控制;重点分析了热处理工艺参数对钢板硬度的影响,得出最佳预硬化工艺参数,即880 ℃正火,580 ℃回火。     

退火温度对CSP生产薄规格无取向电工钢性能的影响

以CSP流程生产的35W440无取向电工钢热轧板为研究对象,研究了不同退火温度对无取向电工钢磁性能的影响规律.研究的结果表明,在实验参数的范围内,随着退火温度的升高,最终成品的晶粒尺寸增大.利用X射线测量了不同退火温度的成品板的宏观织构,结果表明,退火温度的提高有利于减弱{111}面织构,从而有利于改善产品磁性能的α纤维织构和{100}〈0vw〉有利织构组分得到了增强.因此随着退火温度的提高,成品板试样的铁损降低,磁感增加.     

回火时间对含铜HSLA钢板组织性能的影响

含铜HSLA钢板是高强度船舶用钢的理想材料,为确定其最佳热处理工艺,对不同回火时间下含铜HSLA钢板进行拉伸试验、冲击试验、测定宏观硬度,并借助OM、SEM等检测手段观察其金相组织。试验结果表明,随回火时间的延长,含铜HSLA钢板的基体组织中板条马氏体的板条结构逐渐消失,且钢板屈服强度、抗拉强度及硬度呈先升高后下降的趋势,室温冲击韧性提高,但低温冲击韧性变化不明显。回火时间为60 min时,钢板硬度、抗拉强度、屈服强度、伸长率各项性能达到最高值,分别为315.3HV、942 MPa、910 MPa、24%,为最佳热处理时间。     

残余奥氏体量对高钒高速钢性能的影响

利用改变高钒高速钢淬火加热温度和回火温度获得不同残余奥氏体量,研究了残余奥氏体量对硬度、冲击韧性和磨粒磨损性能的影响。结果表明：淬火加热温度升高,残余奥氏体量增加;回火温度升高,残余奥氏体量减少。随残余奥氏体量增加,硬度呈二次曲线状先升高后降低,冲击韧性近似直线升高,磨损量呈二次曲线状先下降后升高。残余奥氏体量为20％～40％(vol％)时,高钒高速钢的硬度高,冲击韧性适中,磨粒磨损耐磨性最好。     

改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢的球化处理

改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢采用传统“余热退火+正火+等温球化退火”工艺球化处理后,组织未达到技术要求,对其传统球化处理工艺做了改进,并对改进工艺处理试样的组织、硬度进行检测。结果表明,试验钢余热退火+正火+等温球化退火后,再经1010℃保温0.5 h炉冷至不同温度(820、790和760℃)保温1 h空冷处理后,显微组织均呈板条马氏体形态,基体上均匀弥散分布有碳化物颗粒,但硬度均高于400 HBW,未达到硬度小于240 HBW球化组织的要求。而经1010℃保温0.5 h空冷至室温,再820、790和760℃保温1 h回火空冷处理后,组织均为等轴铁素体上均匀分布着质点状碳化物,硬度分别为321、235和245 HBW,其中790℃回火效果最好,球化组织级别达到GB3,硬度小于240 HBW。因此,采用余热退火+正火+高温回火(790℃)代替余热退火+正火+等温球化退火可实现改进型4Cr5Mo2MnV1Si压铸模块钢的锻后球化处理。     

40CrNiMo钢轴开裂原因分析

通过对40CrNiMo钢轴取样进行化学成分分析、硬度检测和金相高低倍观察,结合钢轴断口形貌检验,分析讨论了钢轴产生开裂的原因,并针对原因提出了改进措施。结果表明:芯部存在较严重的带状组织偏析是导致钢轴开裂的主要原因,调质热处理过程中形成的上贝氏体进一步降低了材料性能,促进了裂纹形成和扩展。     

Microstructures and Hardness of 8CrWMoV Steel with Multiple Types of Ultra Fine Carbides

The structure and hardness of 8CrWMoV steel with multiple types of ultra fine carbides are studied after annealing, quenching and tempering in this paper. The results show that multiple types of carbides M3C, M7C3, M23C6, M6C and MC were observed in the annealed steel. Nucleation and coalescence of new carbides, partial dissolution of original carbides in 7 phase region during annealing at 800-840℃, result in ultra-fine carbides. Average size of the carbides is 0.33～0.34μm in the steel annealed at 800～840℃. Because M3C and M23C6 dissolve easily in austenite, the high hardness HRC63～65 can be obtained by quenching at 840～860℃. Un-dissolved carbides M6C and MC (VC) can effectively prevent the coarsening of austenitic grain, and conduce to obtain very fine martensite. The retained austenite can be easy to decompose during tempering at low and middle temperature due to the precipitation of multiple types of carbides and the good tempering-resistance of the steel is obtained. The microstructure and property of the steel after heat treatment can be accurately explained by calculating based on phase equilibrium thermodynamic.     

均匀化退火加等温正火工艺对20CrMoH齿轮钢组织和性能的影响

研究了均匀化退火加等温正火对20CrMoH齿轮钢组织、硬度及齿轮最终热处理畸变的影响。结果表明,均匀化退火加等温正火处理能够改善20CrMoH钢的带状组织,使硬度分布均匀,并使齿轮的最终热处理畸变量不超过30μm。