不同淬火工艺对D2钢组织与性能的影响

研究了不同淬火温度、不同冷却方式对新型D2钢硬度及组织的影响。讨论了不同淬火温度下新型D2钢组织和性能变化的原因。结果表明：随着淬火温度的升高,在水冷、油冷、雾冷、风冷等冷却方式下,试样的硬度值都大致呈现先升高后降低的趋势,同时试样的硬度峰值出现在不同的淬火温度,水冷的硬度峰值在980 ℃。油冷的硬度峰值出现在980 ℃和1020 ℃。而雾冷和风冷,获得硬度峰值的淬火温度出现在980 ℃和1040 ℃左右,在1040 ℃淬火其峰值硬度达到61 HRC。     

淬火条件对零件尺寸变化的影响

1 试验方法 图1表示从同一奥氏体化条件开始,选择了不同的冷却介质、不同的温度淬火,再作以下几点注释。 ①油1是高性能淬火油,油2是热油,两者都是工业成分。TS14型盐浴也是工业成分;②淬火油所选温度是实际生产中使用的温度;③进行中间空冷是为了防止从210℃直接水冷可能引起的裂纹。当零件温度下降到80～100℃时就停止空冷;④最后水冷通常是减少残余奥氏体和改善轴承圈的尺寸稳定性。     

合金元素Mn、Cr对SWRCH45K钢组织和性能的影响

研究了Mn、Cr含量对SWRCH45K钢组织和性能的影响。试验钢的淬火温度为860 ℃,分别进行油冷和水冷,同时利用模拟软件对淬火后硬度进行模拟计算。试验结果表明,Mn、Cr含量提高导致试验钢的抗拉强度有所增加;油冷试验钢组织均为铁素体+屈氏体,心部组织中铁素体比例略高;水冷试验钢近表面处组织为马氏体+少量的屈氏体,心部组织中屈氏体随Mn、Cr含量增加而减少。油冷试验钢硬度沿直径方向上的变化较小,0.70%Mn-0.04%Cr试验钢硬度在22~24 HRC之间,且明显低于其它试验钢;水冷试验钢近表面处硬度差异较小,心部硬度下降明显。试验结果与模拟结果对比表明,试验钢近表面处硬度值与模拟结果具有较好相符性。     

冷却工艺对40CrMoNbVTi钢组织和性能的影响

研究了冷却工艺对40CrMoNbVTi钢组织和性能的影响。结果表明,780 ℃淬火油冷、550 ℃回火后试样具有较高的抗拉强度和冲击吸收能量,分别为1250 MPa和78.63 J;20%聚乙二醇商用淬火液冷却后的抗拉强度为1140 MPa,冲击吸收能量为80.7 J;油冷及20%聚乙二醇淬火液冷却后组织为索氏体组织和少量的铁素体。860 ℃淬火雾冷/空冷+550 ℃回火后试样的抗拉强度分别为1010 MPa和945 MPa,冲击吸收能量分别为35.7 J及38.4 J,组织为回火索氏体或粒状贝氏体。780 ℃淬火油冷/商用淬火液冷却是较为合适的淬火冷却工艺。780 ℃淬火油冷/20%聚乙二醇淬火液冷却+550 ℃回火后冲击断裂机制为韧性断裂,860 ℃淬火雾冷/空冷550 ℃回火后冲击断裂机制为脆性断裂,增加淬火冷却速度可以改善冲击断口形貌。     

淬火工艺对Fe-V-W-Mo合金组织和性能的影响

在测试了Fe-5％V-5％W-5％Mo-5％Cr-3％Nb-2％Co-2％c（Fe-V-W-Mo）合金的临界点和CCT曲线基础上，研究了淬火温度、淬火冷却方式对该合金组织和性能的影响。研究结果表明，Fe-V-W-Mo合金油冷淬火温度低于1025℃。随淬火温度升高硬度升高，超过1050℃，硬度反而降低。雾冷和空冷淬火时，淬火温度对硬度影响结果相似，获得最高硬度的淬火温度高于油冷时的淬火温度。Fe-V-W-Mo合金油冷淬火淬透性最好，雾冷次之，空冷最差，但是油冷和雾冷差别不大。Fe-V-W-Mo合金红硬性和韧性随淬火温度升高而提高，超过1150℃时，韧性反而降低。最后讨论了Fe-V—W—Mo合金在不同淬火冷却条件下组织和性能变化的原因。     

高铬铸铁轧辊热处理工艺研究

研究了淬火温度、淬火冷却方式和回火温度对高铬铸铁轧辊组织和性能的影响.结果表明,油冷条件下,淬火温度低于1000℃,随着淬火温度升高,硬度升高,随后硬度反而下降,雾冷和空冷条件下,淬火温度对硬度的影响规律与油冷时相似,获得最高硬度的淬火温度超过油冷时的淬火温度,达到1025℃.回火温度低于500℃时,高铬铸铁轧辊硬度变化不明显,超过575℃,硬度明显下降,高铬铸铁轧辊在450℃回火4小时,具有良好的综合力学性能和优异的耐磨性.     

热处理对高铬铸铁轧辊组织和性能的影响

研究了淬火温度、淬火冷却方式和回火温度对高铬铸铁轧辊组织和性能的影响.结果表明,油冷条件下,淬火温度低于1000℃,随着淬火温度升高,硬度升高,随后硬度反而下降,雾冷和空冷条件下,淬火温度对硬度的影响规律与油冷时相似,获得最高硬度的淬火温度超过油冷时的淬火温度,达到1025℃.回火温度低于500℃时,高铬铸铁轧辊硬度变化不明显,超过575℃,硬度明显下降,高铬铸铁轧辊在450℃回火4小时,具有良好的综合力学性能和优异的耐磨性.     

常规奥氏体化后后续热处理对35CrNi3MoV钢组织与性能的影响北大核心CSCD

通过硬度测试、室温拉伸实验、低温冲击实验研究了常规奥氏体化后后续热处理对35Cr Ni3Mo V钢的组织与性能的影响。结果表明:相比常规奥氏体化淬火,经常规奥氏体化淬火+回火热处理工艺处理(860℃×6 h+810℃×2 h,油冷淬火+600℃×16 h,油冷回火)后,锻件的低温冲击韧性提高了约33%,硬度为326 HB,室温拉伸强度略微下降,伸长率提高了约3.65%;在常规奥氏体化淬火+回火热处理工艺下(860℃×6 h+780℃×2 h,油冷淬火+600℃×16 h,油冷回火),锻件的低温冲击韧性与常规奥氏体化淬火相比提升了约4.1%,室温拉伸强度和伸长率分别提升了约8.4%和9.62%,硬度为356 HB。在810℃低温奥氏体化淬火下,降低了锻件的强度并大幅度提高了室温冲击韧性,晶粒组织均匀且细小。在780℃亚温淬火下,大幅度提高锻件强度的同时也小幅度提高了室温冲击韧性。     

1Cr13不锈钢拉杆工艺与性能的研究

通过不同的热处理工艺分析淬火和回火温度对1Cr13不锈钢蒸气设备拉杆力学性能的影响。结果表明:合理的热处理工艺为990℃油冷+630℃回火。     

常规奥氏体化后后续热处理对35CrNi3MoV钢组织与性能的影响

通过硬度测试、室温拉伸实验、低温冲击实验研究了常规奥氏体化后后续热处理对35Cr Ni3Mo V钢的组织与性能的影响。结果表明:相比常规奥氏体化淬火,经常规奥氏体化淬火+回火热处理工艺处理(860℃×6 h+810℃×2 h,油冷淬火+600℃×16 h,油冷回火)后,锻件的低温冲击韧性提高了约33%,硬度为326 HB,室温拉伸强度略微下降,伸长率提高了约3.65%;在常规奥氏体化淬火+回火热处理工艺下(860℃×6 h+780℃×2 h,油冷淬火+600℃×16 h,油冷回火),锻件的低温冲击韧性与常规奥氏体化淬火相比提升了约4.1%,室温拉伸强度和伸长率分别提升了约8.4%和9.62%,硬度为356 HB。在810℃低温奥氏体化淬火下,降低了锻件的强度并大幅度提高了室温冲击韧性,晶粒组织均匀且细小。在780℃亚温淬火下,大幅度提高锻件强度的同时也小幅度提高了室温冲击韧性。     

42CrMo4风电主轴热处理工艺改进

42CrMo4风电主轴采用常规热处理工艺后,低温冲击韧性不能满足要求。采用改进的降温淬火工艺,将淬火温度从860℃降至810℃,以及水淬油冷方式使产品完全满足技术要求。     

渗碳和淬火工艺对风电齿轮组织的影响

研究了经不同工艺渗碳和淬火的18CrNiMo7-6钢齿轮马氏体针长度的变化。结果表明,18CrNiMo7-6钢齿轮渗碳扩散期碳势降至0.7%,渗碳后较快冷却至650℃保温4 h,在160℃硝盐浴中冷却,再风冷至约110℃水冷,其表面马氏体针长可以控制在12.5μm以内,并可省略高温回火而不影响齿轮的热处理质量。     

42CrMo4钢风电主轴的热处理工艺

某公司生产的42CrMo4钢风电空心主轴产品某一型号出现淬火开裂的比例较高,报废率近20%。用ARL8860直读光谱仪、MTS万能试验机、SANS冲击试验机、徕卡光学显微镜等对该产品进行一系列理化检验,并结合相关理论基础分析发现,将原淬火工艺优化为860 ℃加热后预冷至820 ℃浸水淬火,淬火水冷20 min,极大降低了产品开裂风险,为该企业解决了技术难点。860 ℃保温,预冷至820 ℃,水淬保持20 min,后经610 ℃高温回火处理,得到回火索氏体+粒状贝氏体+贝氏体铁素体条块的复相组织,性能满足抗拉强度＞700 MPa,-30 ℃冲击吸收能量＞40 J的要求。     

高铁车轴用34CrNiMo6钢的热处理工艺

对高铁车轴用34CrNiMo6钢的热处理工艺进行了试验研究。结果表明,34CrNiMo6钢试样经850℃油淬、680℃回火后,其抗拉强度为829.7 MPa,屈服强度为730.0 MPa,断后伸长率为23.3%,达到高铁车轴要求的力学性能指标,且常温冲击吸收能量为141.7 J,-20℃冲击吸收能量为128.3 J,-40℃冲击吸收能量为121.3 J。     

不同冷却方式对核电GX6CrNiMo12-1钢显微组织和力学性能的影响

将GX6CrNiMo12-1钢加热到980~1000℃后用不同的冷却方式进行调质处理。显微组织和力学性能检验结果表明:该钢铸态下原始组织为马氏体+12%δ铁素体,调质后显微组织为具有马氏体位向的回火索氏体+(10%~15%)δ铁素体。经过油冷工艺处理后的试样综合力学性能最佳,但考虑到生产成本、能源消耗、设备情况和生产操作等因素,实际生产中选择了空冷。     

45Mn2V锯片钢相变规律及热处理工艺研究

针对当前锯片用钢油淬工艺污染空气、成本较高等缺点,开发了其水淬工艺。以实际工业生产的15.3 mm厚45Mn2V锯片用钢板为研究对象,结合热模拟试验,对试验钢相变过程进行了研究。同时,结合实验室模拟和工业水淬试验,并与工业油淬进行对比,研究了45Mn2V钢板水淬条件下组织和性能变化。结果表明:采用w(C)=0.43%~0.46%、w(Mn)=1.45%~1.60%、w(V)=0.040%~0.055% 的化学成分设计,热模拟条件下45Mn2V 钢Ac₁=728 ℃、Ac₃=774 ℃、Ar₃=685 ℃、Ar₁=633 ℃,Ms=272 ℃。当冷速不大于3 ℃/s时,试验钢板组织类型为先析铁素体+珠光体;随着冷速的增加,先析铁素体含量减少,珠光体片层间距逐渐变小,向索氏体及屈氏体组织转变;冷速不小于30 ℃/s时,基本得到全马氏体组织。随水淬温度由770 ℃提升至850 ℃,钢板硬度由55.4HRC增加至63.8HRC;回火后钢板硬度变化趋势与淬火态类似,硬度为25.4HRC~-29.3HRC;不同淬火温度下,钢板20 ℃冲击功均在30 J以下;随着淬火温度的升高,钢板冲击韧性逐渐降低;不同温度淬火并经580 ℃回火后,钢板冲击韧性大幅提高。工业生产表明:采用820 ℃水淬+580 ℃回火工艺与850 ℃油淬+550 ℃回火处理的钢板,组织均为回火索氏体,但前者残余奥氏体含量略微增加;力学性能方面,前者强度和硬度略微降低,但冲击韧性更加优异。     

表面渗层和CrNiMo涂层材料的露点腐蚀*

基于我国电站锅炉排烟温度普遍偏高、烟气深度冷却利用过程中存在露点腐蚀的现状,文中以耐露点腐蚀材料316L钢作为对比材料,选取普通碳钢进行表面热喷涂和表面渗镍处理后在1000MW机组的锅炉上进行实炉露点腐蚀试验。结果表明:材料的腐蚀层厚度随壁面温度升高而减小;在40～60℃的金属壁面温度范围内,碳钢表面CrNiMo涂层和渗镍层因表面缺陷导致涂层严重腐蚀;在70～90℃的金属壁面温度范围内,腐蚀层厚度随温度变化趋于平稳,表面渗层材料具有和316L钢相当的耐露点腐蚀能力,碳钢表面喷涂CrNiMo耐腐蚀性能更为优越,3种材料均能满足火电厂烟气深度冷却利用的露点腐蚀性环境。     

真空渗碳18CrNiMo7-6钢中碳化物的析出规律

采用淬火膨胀仪进行模拟试验,通过对18CrNiMo7-6钢的显微组织、硬度分布的表征,研究了经真空渗碳后18CrNiMo7-6钢在冷却过程中碳化物的析出规律。结果表明,在980 ℃保温30 min后,试验钢中的碳化物完全溶解;快速冷却至600 ℃保温20 min后,渗层组织充分转变为细片层珠光体形貌组织;再升温至830 ℃保温20 min并以20 ℃/s的冷速气冷至室温后,室温组织出现不同形态的碳化物,马氏体组织较热处理前的原始组织得到了细化,且硬度及淬硬层深度较热处理前显著提升。     

18CrNiMo7-6钢的可控气氛高温渗碳工艺

基于机车用重载齿轮的热处理工艺要求,对18CrNiMo7-6钢进行920~1050 ℃的伪渗碳工艺处理,横向对比研究了试验钢经常规渗碳以及不同温度高温渗碳处理后的组织及力学性能;结合Aichelin计算机辅助模拟设计软件工艺模拟结果,制定高温渗碳工艺流程,对18CrNiMo7-6钢制齿轮进行高温渗碳处理,并与常规渗碳齿轮进行了组织及性能的对比研究。结果表明,与热处理前相比,经不同温度和时间的伪渗碳处理后,18CrNiMo7-6钢的综合力学性能均有所下降,但通过控制渗碳后的冷却过程,可以显著提高其最终热处理后综合力学性能;增加渗碳温度和碳势,可以大幅提高渗碳效率;对18CrNiMo7-6钢制齿轮进行最高温度1050 ℃高温渗碳,渗碳效率提高约65%,经高温渗碳后,齿轮组织、综合力学性能以及单齿弯曲疲劳强度相比于常规渗碳齿轮均未降低。     

淬火温度对Nb微合金化齿轮钢18CrNiMo7-6组织演变及力学性能的影响

通过Thermo-calc热力学计算软件、扫描电镜、光学显微镜、冲击试验及拉伸试验等,研究了淬火温度对Nb微合金化齿轮钢18CrNiMo7-6组织及力学性能的影响。结果表明:随着淬火温度的升高,Nb微合金化齿轮奥氏体平均晶粒尺寸增加,但保持在20 μm 以下,晶界稳定性较高;根据Thermo-calc热力学计算结果可知,主要存在的碳氮化物为Cr₇C₃、Cr₂₃C₆、NbC以及AlN,其中Cr₇C₃、Cr₂₃C₆固溶温度较低,分别为730 ℃和749 ℃,NbC、AlN固溶温度较高,分别为1180 ℃和1070 ℃,NbC和AlN为主要钉扎晶界、细化晶粒的碳氮化物;NbC中存在少量的N元素,在一定温度下,NbC有向Nb(C,N)转变的趋势。随着淬火温度的升高,屈服强度呈降低趋势,抗拉强度在860 ℃出现平台,冲击性能先升高后降低。含Nb齿轮钢18CrNiMo7-6具有较宽的工艺设计窗口,最佳热处理工艺为860 ℃淬火+180 ℃低温回火,此时抗拉强度为1455 MPa,屈服强度为1229 MPa,冲击吸收能量为100 J,硬度约为44 HRC。