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回火温度对Q960钢析出物组织特征的影响

回火温度对Q960钢析出物组织特征的影响
回火温度对Q960钢析出物组织特征的影响

第33卷第6期2011年6月

北京科技大学学报Journal of University of Science and Technology Beijing

Vol.33No.6Jun.2011

回火温度对Q960钢析出物组织特征的影响

1

张道达

2)

肖荣亭

1)

周平

3)

李灿明

3)

1)北京科技大学材料科学与工程学院,北京1000832)通裕重工股份有限公司,德州251200

3)莱芜钢铁集团有限公司,莱芜

271104通信作者,E-

mail :yhzhmr@126.com 摘要利用透射电镜、能谱仪(EDX )及多功能内耗仪系统地研究了在相同成分、轧制工艺、淬火工艺和不同回火温度条件

下Q960钢组织中析出物的形态、分布和组成,给出了回火温度对析出物组织特征的影响规律.结果显示:回火温度低于400?时,马氏体内固溶碳量下降趋势较剧烈;回火温度高于400?时,马氏体内固溶碳量下降非常缓慢.此外,大量细小且平行析出的θ--碳化物溶解并最终被沿马氏体板条界析出的Cr 的碳化物代替.随着回火温度的升高,Nb 、V 和Ti 的复合碳氮化物长大,形状也由方形向椭圆形演变.关键词高强钢;回火;析出物;组织特征;内耗;马氏体;碳化物分类号

TG 156.1

Effect of tempering temperature on the structural properties of precipitates in Q960steel

YU Hao 1

,ZHANG Dao-da 2),XIAO Rong-ting 1),ZHOU Ping 3),LI Can-ming 3)

1)School of Materials Science and Engineering ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,China 2)Tongyu Heavy Industry Co.Ltd.,Dezhou 251200,China 3)Laiwu Steel Corporation ,Laiwu 271104,

China Corresponding author ,E-mail :yhzhmr@126.com

ABSTRACT The morphology ,distribution and components of precipitates in Q960steel under the conditions of the same composi-

tion ,rolling technology and quenching process but different tempering temperatures were systematically investigated by using transmis-sion electron microscopy (TEM ),energy dispersive X-ray spectrometry (EDX )and a multi-function internal friction device.A law was proposed for describing the effect of tempering temperature on the structure characteristics of the precipitates.It was shown that the decrease of carbon solution content in martensite was greater when the tempering temperature was less than 400?,but it was very slow when the tempering temperature was higher than 400?.In addition ,a large number of small parallel θ-carbides dissolved and were fi-nally replaced by Cr carbides which precipitated along martensite lath boundaries.With the tempering temperature increasing ,Nb ,V and Ti composite carbon and nitrogen compounds grew up and their shape evolved from a square to an oval.KEY WORDS

high strength steel ;tempering ;precipitates ;structural properties ;internal friction ;martensite ;carbides

收稿日期:2010--08--17淬火态马氏体在回火过程中将发生微观组织的

演变和碳化物类型的转变.在简单成分的Fe --0.6C --Si --Mn 钢中,Si 和Mn 在渗碳体中的动态分配抑制渗碳体长大,有效阻碍回火软化趋势,进而提高强度[1]

.然而,

在Q960等高性能的合金钢中,Si 和Mn 的存在以及Mo 、Nb 、Ti 和Cu 等合金元素的添加,使

回火过程中碳化物的析出变得复杂[2]

.稳定性的不同导致碳化物类型的演变,晶体结构的相近造成复

合碳化合物的出现.在V --Nb 微合金钢中,晶体结

构相同的VC 和NbC 的稳定性高于Fe 3C ,随回火温度的升高,弥散细小的(V ,

Nb )C 复合碳化物逐渐取代了先析出的渗碳体.一般认为,这种合金碳化物的形核有两种机理,即渗碳原位析出和位错处单独

长大[3--4]

.本文利用透射电镜(TEM )、能谱仪(EDX )及多功能内耗仪系统地研究了在相同成分、

轧制工艺、淬火工艺和不同回火温度条件下Q960

北京科技大学学报第33卷

钢组织中析出物的形态、分布和组成,给出了回火温度对析出物组织特征的影响规律.

1实验材料和方法

实验材料为Q960工程机械用焊接高强钢,其

化学成分如表1所示.

本钢种是在实验室进行冶炼、锻造和热轧(TMCP 热轧工艺)的.在热轧板上切取规格为12mm ?60mm ?180mm 的四块实验用钢板,分别编

号为1、

2、3和4.四块实验钢板均在920?下保温40min ,然后水淬.淬火后,试样1不回火,试样2、

3和4分别在200、400和600?下回火并均保温50min.

在四块试样上均切取透射试样和内耗试样,然后再在JED --2300T 型场发射透射电镜上对析出物进行观察,

并委托中国科学院固体物理研究所利用多功能内耗仪,在自由衰减模式下,绘制出了Q960钢不同回火温度下的内耗-

-温度曲线.表1Q960钢的主要化学成分(质量分数)Table 1

Chemical composition of Q960steel

%

C Si Mn Cu

B

Nb

Ti

Al Cr ,Ni ,Mo

0.12 0.14

0.3 0.4

1.45 1.6

0.35 0.410.0012 0.00150.02 0.03

0.0015 0.0025

0.02 0.04

1.1

注:CE =C +(Mn +Si )/6+(Cu +Ni )/15+(Mo +V )/5=0.58%.

2

实验结果分析与讨论

图1

Q960钢不同回火温度试样的斯托克峰.(a )1号试样;(b )2号试样;(c )3号试样;(d )4号试样

Fig.1

Snoek peaks in Q960steel specimens at different tempering temperatures :(a )sample No.1;(b )sample No.2;(c )sample No.

3;(d )sample No.4

2.1

斯诺克峰研究

由图1可以看出,淬火态的斯托克峰值Q

-1

max

=

3.75?10

-3

(图1(a )),而经过200、

400和600?回火后,

其斯托克峰值分别为3.18?10-3

(图1(b ))、

1.12?10-3(图1(c ))和1.06?10-3(图1(d )).斯

托克峰值可用下面的经验公式[5]

表示:

Q -1

max =K *ωi

(1)

式中:Q

-1

max

为斯托克峰的峰值最高点;ωi 为可动间隙

原子分数;K *

为比例系数,其数值为60.6.根据经

验公式(1)可得淬火态的可动间隙原子分数ωi =

63.5?10-6,经200、400和600?回火后,其ωi 值分

别为52.5?10-6

18.5?10-6和17.5?10-6.由此可知:经过200?回火后固溶在马氏体中的C 和少量的N 原子部分析出,

但是析出的量较少.经过400和600?回火后,固溶在马氏体中的C 和少量的N 原子大量析出,并且经400?回火后的ωi 值和经600?回火后的ωi 值几乎是一样的(分别为18.5?10-6和17.5?10-6).也就是说,在400?回火时,能够析出的C 和N 原子就几乎已经析出完全了.2.2

透射电镜研究

由图2可以看出,

1号试样(淬火态)中存在·

617·

第6期于浩等:回火温度对Q960钢析出物组织特征的影响

Nb 、V 和Ti 的复合碳化合物(图2(a )和(b )),此碳化物以Ti 的碳化物为主,形状呈规则的长方形(图2(a )中圆圈),析出物的长边长约100nm ,短边

长约70nm.在1号试样中同时也发现了Nb 、

V 和Ti 的复合氮化合物(图2(c )和(d )),此氮化物也是以Ti 的氮化物为主,形状呈不规则的正方形(图2(c )中圆圈),边长约100nm.在图2(c )的复合氮化物中存在Nb 的氮化物,在铁素体中沉淀析

出的微细碳化铌中的碳原子将发生有序的缺位,而由其有序化规律可推知其化学组成式应为

NbC 0.1875[6].经200?回火后的2号试样相对于淬火态的1号试样来说,其析出物的数量和尺寸均没有明显的变化(图3(a )中箭头),这与1和2号试样的ωi 值差别不大的结果相吻合,但在图3(b )中发现了球状析出物而在图2中没有发现,这有可能是因为所测1号试样的面积较小

图2试样1中析出物形貌及能谱图.(a )长方形析出物TEM 照片;(b )长方形析出物能谱;(c )不规则形状析出物TEM 照片;(d )不规则形状析出物能谱

Fig.2

TEM images and energy spectra of precipitates in sample No.1:(a )TEM image of rectangle precipitates ;(b )energy spectrum of rectangle

precipitates ;(c )TEM image of irregular precipitates ;(d )energy spectrum of irregular precipitates

由图4可以看出,经过400?回火后,

Nb 、V 和Ti 的复合氮化物和复合碳化物均长大了,Nb 、V 和Ti 的复合氮化物的尺寸大约为320nm ,形状变得更加不规则,如图4(a )所示.Nb 、

V 和Ti 的复合碳化合物形状仍然是长方形,

其短边尺寸为420nm 左右,长边尺寸为450nm 左右,如图4(b )中的白色区

域所示.此外经400?回火后,在试样中发现大量的在板条内部析出并与板条方向平行的θ--碳化物,其形状呈梭子状,直径为15 30nm ,长度为70 200nm ,如图4(b )、

(c )和(d )中箭头所指.由图5可以看出,与淬火态相比,经600?回火

后,

试样中Nb 、V 和Ti 的复合碳氮化合物的形状和尺寸均没有发生明显的变化,

形状仍然呈规则的长方形或正方形,长方形析出物(如图5(a )所示)的

长边长约100nm ,短边长约70nm ,正方形析出物(如图5(b )所示)的边长约100nm.此外,经过600?回火后,试样中还大量存在另一种析出物(如图5(c )所示),其形状呈蚕豆状并沿着板条界呈链状析出,此析出物的直径为20 45nm ,长度为50 120nm.在暗场像下,可明显看出析出物多重性(如图5(d )所示),经过衍射斑和能谱分析(如图5(e )和(f )所示),此析出物为复合碳化物.

·

717·

北京科技大学学报第33

图3

试样2中析出物的TEM 照片.(a )长方形析出物;(b )椭球形析出物

Fig.3

TEM images of precipitates in sample No.2:(a )rectangle precipitates ;(b )ellipsoidal

precipitates

图4试样3中析出物的TEM 照片

Fig.4

TEM images of precipitates in sample No.3

2.3不同回火温度下的析出物、固溶原子的量和位错分析对斯诺克峰研究可知,经400?和600?回火后,基体中的固溶原子的量几乎没有变化.经透射电镜研究发现,

3号试样(400?回火)和4号试样(600?回火)中均发现尺寸较大但数量较少的Nb 、V 和Ti 的复合碳氮化合物.此外在3号试样中还发现了大量平行的呈梭子状的碳化物;在4号试样中

发现沿板条界析出且尺寸相对较大呈蚕豆状的碳化

物.也就是说,

3号试样和4号试样中的析出物总的碳含量是基本相同的,只是3号试样中析出物的数量占优势,

4号试样中析出物的尺寸占优势.MC 型沉淀相中,TiN 颗粒为方形,(Ti x V 1-x )(C y N 1-y )复合颗粒呈长椭圆形或圆角方形,部分该类颗粒中存在明显的成分分层现象,即颗粒内核富Ti 而外层富V.通常TiN 或复合(Ti x V 1-x )(C y N 1-y )

·

817·

第6期于浩等:回火温度对Q960

钢析出物组织特征的影响

图5试样4中析出物的TEM 照片.(a )长方形析出物;(b )正方形析出物;(c )蚕豆状析出物(明场像);(d )蚕豆状析出物(暗场像);(e )蚕豆状析出物衍射斑;(f )蚕豆状析出物能谱

Fig.5

TEM images of precipitates in sample No.4:(a )rectangle precipitates ;(b )square precipitates ;(c )fabaceous precipitates (bright field im-

age );(d )fabaceous precipitates (dark field image );(e )diffraction spots of fabaceous precipitates ;(f )energy spectrum of fabaceous precipitates

颗粒的尺寸较大,一般大于50nm.Nb (C ,N )和Ti (C ,N )在室温下的晶格常数比较接近,且因钢中存在的Nb (C ,N )和Ti (C ,N )粒子在整个固态范围内均可以完全互溶

[7]

.这与淬火态、200?回火、

400?回火和600?回火均发现Nb 、Ti 和V 的复合碳氮化合物相吻合.此外,碳氮化铌的组成与N 含量有关,随着温度的变化,碳氮化铌的组成也不同,

即随着测试温度的降低,碳氮化铌中NbN 的含量增加

[8]

.回火过程中Nb (C ,N )依附于TiN 相形核并

长大,主要与二者的结构相近有关,

Nb (C ,N )与TiN 均为面心立方结构,在热力学及动力学条件均有利的条件下,通过扩散Nb (C ,

N )在TiN 表面以共格的方式形核[9]

.回火温度为600?左右时,Nb (C ,N )的固溶积较小,所以Nb (C ,

N )相在回火过程中迅速长大.

经400?回火后,试样中出现了大量的平行的

梭子状的碳化物.这种碳化物为较稳定的θ--碳化物,它是由χ-

-碳化物转变而来.θ--碳化物通常是沿·

917·

北京科技大学学报第33卷

着马氏体的{112}面析出或者{111}面析出,析出温度也在400?左右.这与Q960钢经400?回火后的结果相吻合.然而,经过600?回火后,θ--碳化物已经消失,取而代之的是沿马氏体板条界分布的Cr的碳化物.这是因为随着温度的进一步升高,θ--碳化物会分解而重新溶入马氏体基体中,取而代之的是更加稳定的合金渗碳体的析出,如Cr和Mo的碳化物,这些合金渗碳体优先形核于位错密度较高的地方,而小角度晶界附近是位错密度最大的地方,所以这些合金渗碳体沿着马氏体板条的晶界析出[10].经600?回火后,碳化物形成元素Mo和V等从小尺寸碳化物向大尺寸碳化物扩散,造成成分不同、大小各异的碳化物并存.

3结论

(1)淬火态和经200?回火的试样中,可动间隙原子分数变化不大,分别为63.5?10-6和52.5?10-6;但经400?回火和600?回火后,试样中的可动间隙原子大量减少,分别为18.5?10-6和17.5?10-6.

(2)经400?回火后,试样中出现大量细小且平行析出的θ--碳化物;而经600?回火后,试样中出现较多的沿马氏体板条界分布的Cr的碳化物且θ--碳化物消失.

(3)在淬火态和经200?回火后的试样中发现了尺寸在100nm左右的形状为方形和椭圆形的Nb、V和Ti的复合碳氮化合物.随着回火温度的升高,这些析出物的尺寸变大,形状趋于椭圆形.

参考文献

[1]Wang X D,Zhong N,Rong Y H,et al.Novel ultrahigh-strength nanolath martensite steel by quenching-partitioning-tempering

process.J Mater Res,2009,24:260

[2]Wang C F,Wang M Q,Shi J,et al.Effect of microstructure re-finement on the strength and toughness of low alloy martensitic

steel.J Mater Sci Technol,2007,23(5):659

[3]Zhao L C.Principle of Metal Heat Treatment.Harbin:Harbin In-stitute of Technology Press,1987:200

[4]Pan T,Yang C F,Mao X P,et al.Study on precipitates of V-N microalloyed CSP steel.Iron Steel Vanadium Titanium,2007,28

(2):25

(潘涛,杨才福,毛新平,等.V--N微合金化CSP带钢中的析

出物研究.钢铁钒钛,2007,28(2):25)

[5]Shen Z C,Zhang J F,Yan Y J,et al.Review of precision torsion pendulum mechanical spectrometer and measurement of solution

Carbon in steel.J Shanghai Jiaotong Univ,2010,44(5):683

(沈中城,张进峰,严勇建,等.精密扭摆内耗仪的研究进展

及其钢中固溶碳测定.上海交通大学学报,2010,44(5):

683)

[6]Yong Q L,Chen M X,Pei H Z,et al.Theoretical calculation for PTT curve of microalloy carbonitride precipitated in ferrite.J Iron

Steel Res,2006,18(3):30

(雍岐龙,陈明昕,裴和中,等.微合金碳氮化物在铁素体中

沉淀析出PPT曲线的理论计算.钢铁研究学报,2006,18(3):30)

[7]Wang A D,Liu G Q,Liu S X,et al.Thermodynamic calculations of carbonitrides in V-Ti-N microalloyed steels for non-quenched/

tempered seamless oil-well tubes.J Univ Sci Technol Beijing,2006,28(9):824

(王安东,刘国权,刘胜新,等.V--Ti--N微合金非调质无缝油

井管钢中碳氮化物的热力学计算.北京科技大学学报,2006,28(9):824)

[8]Wang C L,Li S,Zhao H M,et al.Influence factors on solid-solu-tion of carbonitride of niobium in steel.J Univ Sci Technol Beijing,2009,31(Suppl1):198

(汪春雷,李社,赵和明,等.影响钢中铌的碳氮化物固溶的

因素分析.北京科技大学学报,2009,31(增刊1):198)[9]Chen Y T,Guo A M,Li P H.Nitride and carbonitride precipitation behavior in a Nb-Ti microalloyed extra low carbon HSLA steel.

Heat Treat Met,2007,32(9):51

(陈颜堂,郭爱民,李平和.Nb--Ti微合金化超低碳低合金高

强度钢中第二相的析出行为.金属热处理,2007,32(9):51)[10]Furuhara T,Kobayashi K,Maki T.Control of cementite precipi-tation in lath martensite by rapid heating and tempering.ISIJ Int,

2004,44(11):1937

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027

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常用钢号热处理淬火回火温度对照表.doc

如对你有帮助,请购买下载打赏,谢谢!常用钢号热处理淬火回火温度对照表(生产经验) 常用钢号热处理淬火回火温度对照表,热处理工作十五年的经验总结,此为实际生产所用,可能与教科书太一样,生产经验,仅做参考。以下HB代表布氏硬度值,HRC代码洛氏硬度C标尺。 1.45# 淬火温度830℃ 水冷硬度要求 HB229-269 回火温度 570 硬度要求 HB197-235, 回火温度 620 2.40Cr 淬火温度850℃ 油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 520 硬度要求 HB229-269, 回火温度 580 硬度要求 HB197-235,回火温度 640 3.35SiMn 淬火温度870℃ 油(水)冷硬度要求 HB330-360,回火温度 360 硬度要求 HB260-300,回火温度 500 硬度要求 HB229-269,回火温度 560 硬度要求 HB197-235,回火温度 620 4.35CrMo 淬火温度870℃ 油(水)冷硬度要求 HB330-360,回火温度 360 硬度要求 H B260-300,回火温度 500 硬度要求 HB229-269,回火温度 560 硬度要求 HB197-235,回火温度 620 5.30Cr2Ni2Mo 淬火温度870℃ 油冷硬度要求 HB290-341,回火温度 560 硬度要求 HB2 60-300,回火温度 600 硬度要求 HB229-269,回火温度 640 6.34Cr2Ni2Mo 淬火温度870℃油硬度要求 HB290-341,回火温度 560硬度要求 HB260-300, 回火温度 600硬度要求 HB229-269,回火温度 640 7.34Cr2Ni3Mo 淬火温度870℃ 油冷硬度要求 HB330-360,回火温度 380 硬度要求 H B290-341,回火温度 560 硬度要求 HB260-300,回火温度 600 硬度要求 HB229-269,回火温度 640 8.34CrMo1A 淬火温度870℃油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 590 硬度要求 HB22 9-269,回火温度 630 9.35CrMoSi 淬火温度930℃ 油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 600 硬度要求 HB2 29-269,回火温度 640 10.38CrMoA1 淬火温度930℃ 油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 600 硬度要求 HB 229-269,回火温度 690

第一类,二类回火脆性

第一类回火脆性 合金钢淬火后于250℃~400℃范围回火后产生的回火脆性,呈晶间型断裂特征,且不能用重新加热的方法消除,故又称为不可逆回火脆性。主要产生在合金结构钢中。 在200~350℃之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火,可以将脆性消除,使冲击韧性重新升高。此时若再在200~350℃温度范围内回火将不再会产生这种脆性。由此可见,第一类回火脆性是不可逆的,故又可称之为不可逆回火脆性。 几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。如含碳不同的Cr-Mn钢回火后的冲击韧性均在350℃出现一低谷。第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性,而且还使冷脆转变温度50%FATTe[钢料的冲击韧性随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度,即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度,用50%FATT(℃)表示,详见金属力学性能]升高,断裂韧性KIe下降。如Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo钢经225℃回火后KIe为117.4MN/m,而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性,使KIe降至73.5MN/m。出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂,但也有少数为穿晶解理断裂。 影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。可以将钢中元素按其作用分为三类。 1)有害杂质元素,其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。 2)促进第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有M n、Si、cr、Ni、V 等。这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。有的元素单独存在时影响不大,如Ni。但当Ni与Si同时存在时则也能促进第一类回火脆性的发展。部分合金元素还能将笫一类回火脆性推向较高的温度,如Cr与Si。 3)减弱第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有Mo、W、Ti、A l等。钢中含有这一类合金元素时第一类回火脆性将被减弱。在这几种合金元素中以Mo的效果最显著。 除化学成分外,影响第一类回火脆性的因素还有奥氏体晶粒的大小以及残余奥氏体量的多少。奥氏体晶粒愈细,第一类回火脆性愈弱;残余奥氏体量愈多则愈严重. 回火炉之回火脆性的产生与对策 一、第一类回火脆性(又叫低温回火脆性或不可逆回火脆性) 温度范围:200~350oC 产生原因:1.有害杂质元素S、P、As、Sn、Sb、Cu、H、O导致第一类回火脆性 2.Mn、Si、Cr、Ni、V促进第一类回火脆性,镍-硅共存也起促进作用,铬硅提高回火炉回火脆性温度

关于35CrMo钢的回火脆性的讨论

关于35CrMo钢的回火脆性的讨论 无论碳钢还是合金钢都存在回火脆性。 第一类回火脆性,又称不可逆回火脆性,一旦出现就不易消除。碳钢在200—300度,合金钢在250—400度回火后缓冷,极易出现。普遍认为,第一类回火脆性的出现,是因为马氏体分解析出碳化物造成的。 第二类回火脆性,又称可逆回火脆性,只存在于合金钢中。合金钢在500—650度回火后缓冷,极易出现。关于第二类回火脆性的本质,目前还不是十分清楚。第二类回火脆性可以采取回火后快冷的办法避免。 Cr、Mn、P、As、Sb等元素时,会使高温回火脆性倾向增大。如果钢中除Cr以外,还含有Ni或相当的Mn时,则高温回火脆性更为显著。而W。Mo等元素能减弱高温回火脆性的倾向。例如钢中含Mo=0.5%可以有效抑制高温回火脆性;但是我今天在一本小日本的资料上《预防热处理废品的措施》中对回火脆性是这么描述的"钢的回火行为是,回火温度升高,硬度降低,而由延伸率。断面收缩率与冲击值所表示的韧性则随之升高。但是在300度左右回火时,冲击韧性出现反常降低的现象。不管结构钢的钢种和碳量如何,在该温度回火时都要出现这种脆性。为赋予结构钢韧性而进行的淬火回火处理,由于存在这种反常的脆化现象,最好避免在250-550℃范围内回火。此外,在600℃附近回火时,慢冷会引起显著脆化,因此回火后必须快冷。不过,有的形状和大小的工件从该温度快冷有开裂的危险。因此也应注意避免采用过快的冷却速度。钢中磷会促进回火脆性,而加钼合金化却可减轻回火脆性,这是大家熟知的事实。 由此在结合我们加工中回火后缓冷零件加工容易,而快冷零件加工中有粘刀。不断屑等现象存在,看来的确有回火脆性现象,我们也调整了热处理工艺,在此我要谢谢大家的帮助。但让我现在也闹不明白的是:为什么两种工艺下的冲击韧性会相差无几? ※脆性的存在是肯定的 Cr、Si、Mn具有增大回火脆性的倾向。Mo、W具有降低回火脆性的倾向。 1、35CrMo由于Mo元素的加入使其所说的对于回火后缓冷的第二类回火脆性减少到很少,几乎表现不敏感。 2、但其韧性对回火温度的敏感性较强,主要表现为 1)低温回火时,在马氏体内部析出弥散的ε碳化物,起到均匀强化的作用,使韧性略有提高 2)中温回火时,晶界处的残奥敬爱事分解为Fe3c并促使杂质元素在晶界的偏聚,使晶间结合力降低,韧性下降。 3)高温回火时,马氏体进一步分解为以回火索氏体为主的组织,使35CrMo钢的韧性明显改善。

常用钢产生回火脆性的温度范围[1]

常用钢产生回火脆性的温度范围 钢号第一类回火脆性第二类回火脆性30Mn2 250~350 500~550 20MnV 300~360 25Mn2V 250~350 510~610 35SiMn 500~650 20Mn2B 250~350 45Mn2B 450~550 15MnVB 250~350 20MnVB 200~260 520左右 40MnVB 200~350 500~600 40Cr 300~370 450~650 45Cr 38CrSi 250~350 450~550 35CrMo 250~400 无明显脆性 20CrMnMo 250~350 30CrMnTi 400~450 30CrMnSi 250~380 460~650 20CrNi3A 250~350 450~550 12Cr2Ni4A 250~350 37CrNi3 300~400 480~550 40CrNiMo 300~400 一般无脆性38CrMoAlA 300~450 无脆性 4Cr9Si2 450~600 65Mn 60Si2Mn 有回火脆性50CrVA 200~300 4CrW2Si 250~350 5CrW2Si 300~400 6CrW2Si 300~450 4SiCrV >600 3Cr2W8V 550~650 9SiCr 210~250 CrWMn 250~300 9Mn2V 190~230 T8~T12 200~300 GCr15 200~240 1Cr13 520~560 2Cr13 4 50~560 600~750 3Cr13 350~550 600~750 1Cr17Ni2 400~580

回火脆性 的证明与原因以及防治措施

第二类回火脆性的证明、原因及防治措施 摘要:把第二类回火脆性的定义、特征及其评定方法作为一个依据,设计了一个实验方案。通过四个步骤:淬火、回火(快冷、缓冷)、磨光及冲击试验、结果分析来证明某钢材具有第二类回火脆性。分析第二类回火脆性的原因及影响因素,并针对各原因和影响因素分析第二类回火脆性的防治措施。 关键词:第二类回火脆性、缓冷、冲击韧性、原因、影响因素、防治措施 一.绪论 淬火钢在回火过程中(回火后缓冷)出现脆性增大,韧性降低的现象,这即为回火脆性。在较低温度(250℃~400℃)出现的回火脆性称为第一类回火脆性;在较高温度(450℃~650℃)出现的回火脆性称为第二类回火脆性,也称为高温回火脆性。 第一类、第二类回火脆性的叫法来自于苏联教科书,西方国家分别称其为回火马氏体脆性(TME )、回火脆性(TE )。第一类回火脆性是产生以后无法消除的,而第二类回火脆性却是可逆的。产生回火脆性的试样只要重新在高于600℃温度短时间加热并快冷,即可消除。我们本次探究的即为第二类回火脆性。其主要在合金结构钢(含Cr 、Ni 、Mn 、Si 的调质钢)中出现。 有实验表明,钢材在出现第二类回火脆性并不伴随着抗拉强度和塑形的改变,对于许多物理性能(如矫顽磁力、密度、电阻等)也不发生影响,X 射线晶体分析,也没有发现点阵中有差异。但有如下四个明显的特征: 1).冲击吸收功—回火温度曲线上出现马鞍形,或冲击韧度降低; 2).韧脆转变温度升高; 3).断口通常是沿原奥氏体晶界的沿晶断口; 4).晶粒边界上有杂质元素和某些合金元素的偏聚。 前两点可以说是产生第二类回火脆性的性能判据,后两点是第二类回火脆性的断口形态和成分判据。 为了判定某种钢材是否具有第二类回火脆性,除了要知道其定义和特征外,还要知道第二类回火脆性的评定方法。钢的第二类回火脆性倾向大小的表示方法有很多种,最初都采用回火时快冷与缓冷后的室温冲击试验的冲击韧度的比值表示,或者以韧性状态(回火快冷)与脆化状态(在出现回火脆性的温度比较长时间保温)的室温冲击韧度的比值表示,即 ) ()(脆性状态或回火缓冷韧性状态或回火快冷k k a a =? 当△值大于1时,表明钢有第二类回火脆性倾向。△值称为钢的第二类回火脆性敏感系数。这个系数越大,说明钢的回火脆性倾向越大。 本次设计的实验就采用这种评定方法。 二.实验方案 根据以上所述的第二类回火脆性的特征及评定方法,可设置以下的实验方案以证明某种钢材具有第二类回火脆性。 1.淬火 首先取该钢材制成的的带缺口的冲击试样10个,要求为长方体,且端面为正方形。根

常用钢号热处理淬火回火温度对照表

常用钢号热处理淬火回火温度对照表(生产经验) 常用钢号热处理淬火回火温度对照表,热处理工作十五年的经验总结,此为实际生产所用,可能与教科书太一样,生产经验,仅做参考。以下HB代表布氏硬度值,HRC代码洛氏硬度C标尺。 1.45# 淬火温度830℃ 水冷硬度要求 HB229-269 回火温度 570 硬度要求 HB197-235, 回火温度 620 2.40Cr 淬火温度850℃ 油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 520 硬度要求 HB229-269, 回火温度 580 硬度要求 HB197-235,回火温度 640 3.35SiMn 淬火温度870℃ 油(水)冷硬度要求 HB330-360,回火温度 360 硬度要求 HB260-300,回火温度 500 硬度要求 HB229-269,回火温度 560 硬度要求 HB197-235,回火温度 620 4.35CrMo 淬火温度870℃ 油(水)冷硬度要求 HB330-360,回火温度 360 硬度要求 H B260-300,回火温度 500 硬度要求 HB229-269,回火温度 560 硬度要求 HB197-235,回火温度 620 5.30Cr2Ni2Mo 淬火温度870℃ 油冷硬度要求 HB290-341,回火温度 560 硬度要求 HB2 60-300,回火温度 600 硬度要求 HB229-269,回火温度 640 6.34Cr2Ni2Mo 淬火温度870℃油硬度要求 HB290-341,回火温度 560硬度要求 HB260-300, 回火温度 600硬度要求 HB229-269,回火温度 640 7.34Cr2Ni3Mo 淬火温度870℃ 油冷硬度要求 HB330-360,回火温度 380 硬度要求 H B290-341,回火温度 560 硬度要求 HB260-300,回火温度 600 硬度要求 HB229-269,回火温度 640 8.34CrMo1A 淬火温度870℃油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 590 硬度要求 HB22 9-269,回火温度 630 9.35CrMoSi 淬火温度930℃ 油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 600 硬度要求 HB2 29-269,回火温度 640 10.38CrMoA1 淬火温度930℃ 油冷硬度要求 HB260-300,回火温度 600 硬度要求 HB 229-269,回火温度 690 11.40CrMnMo860℃油硬度要求 HB330-360,回火温度 480硬度要求 HB290-341,回火温度 520硬度 要求 HB260-300,回火温度 580硬度要求 HB229-269,回火温度 640

钢材常见的交货状态

常见的钢材交货状态有热轧、控轧、正火、回火、退火、淬火、调质等 淬火:加热到相变点温度以上后,急剧冷却的工艺。提高材料的硬度,但降低韧性。 正火:加热到相变温度以上后,正常冷却(空气中)。 退火:加热到相变点温度以上后,缓慢冷却。消除淬火影响,消除应力,均匀成分。 回火:淬火后,再加热到某一温度(低于淬火温度),保温,然后冷却。均匀成分,稍降低硬度,大幅度提高韧性。 一般来说:先要退火、正火;消除原热处理影响。然后淬火,然后回火。 具体而言: 控轧即控制轧制。 也就是在调整钢的化学成分的基础上,通过控制加热温度,轧制温度,变形制度等工艺参数,控制奥氏体组织的变化规律和相变产物的组织形态,达到细化组织,提高强度和韧性的目的。 控轧式正火就是控制轧制,控制轧制温度,压下量,冷却速度,以及终轧温度等措施,使钢板的性能达到良好的强韧性配比 正火,又称常化,是将工件加热至Ac3或Accm以上30~50℃,保温一段时间后,从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。正火与退火的不同点是正火冷却速度比退火冷却速度稍快,因而正火组织要比退火组织更细一些,其机械性能也有所提高。另外,正火炉外冷却不占用设备,生产率较高,因此生产中尽可能采用正火来代替退火。 正火的主要应用范围有:①用于低碳钢,正火后硬度略高于退火,韧性也较好,可作为切削加工的预处理。②用于中碳钢,可代替调质处理作为最后热处理,也可作为用感应加热方法进行表面淬火前的预备处理。③用于工具钢、轴承钢、渗碳钢等,可以消降或抑制网状碳化物的形成,从而得到球化退火所需的良好组织。④用于铸钢件,可以细化铸态组织,改善切削加工性能。⑤用于大型锻件,可作为最后热处理,从而避免淬火时较大的开裂倾向。⑥用于球墨铸铁,使硬度、强度、耐磨性得到提高,如用于制造汽车、拖拉机、柴油机的曲轴、连杆等重要零件。⑦过共析钢球化退火前进行一次正火,可消除网状二次渗碳体,以保证球化退火时渗碳体全部球粒化。 退火annealing 将工件加热到预定温度,保温一定的时间后缓慢冷却的金属热处理工艺。退火的目的在于:①改善或消除钢铁在铸造、锻压、轧制和焊接过程中所造成的各种组织缺陷以及残余应力,防止工件变形、开裂。②软化工件以便进行切削加工。③细化晶粒,改善组织以提高工件的机械性能。④为最终热处理(淬火、回火)作好组织准备。常用的退火工艺有:①完全退火。用以细化中、低

脆性转变温度及回火脆性

脆性转变温度及回火脆性 一般钢材随着温度的降低,冲击韧性(冲击功)降低,当降至某一温度时,冲击韧性(冲击功)急剧下降,钢材由韧性断裂变为脆性断裂,这种转变称为冷脆转变,转变的温度就称为冷脆温度,也即是脆性转变温度。 影响脆性转变温度的因素很多,有材料本身的因素,如晶体结构及强度等级、合金元素及夹杂物、晶粒大小等,有外部因素,如形变速度、应力状态、试样尺寸等。 (一)第一类回火脆性 1.第一类回火脆性的主要特征及影响因素 在200~350℃之间回火时出现的第一类回火脆性又称低温回火脆性。如在出现第一类回火脆性后再加热到更高温度回火,可以将脆性消除,使冲击韧性重新升高。此时若再在200~350℃温度范围内回火将不再会产生这种脆性。由此可见,第一类回火脆性是不可逆的,故又可称之为不可逆回火脆性。 几乎所有的钢均存在第一类回火脆性。如含碳不同的Cr-Mn钢回火后的冲击韧性均在350℃出现一低谷。第一类回火脆性不仅降低室温冲击韧性,而且还使冷脆转变温度50%FATTe(钢料的冲击韧性)随测试温度的下降而出现显著下降时所对应的温度,即使钢料由韧性状态转变为脆性状态的温度称为冷脆转变温度,用50%FATT(℃)表示,详见金属力学性能]升高,断裂韧性Kle下降。如Fe-0.28 C-0.6 4Mn-4.82Mo钢经225℃回火后Kle为117.4MN/m,而经300℃回火后由于出现了第一类回火脆性,使KIe降至73.5MN/m。出现第一类回火脆性时大多为沿晶断裂,但也有少数为穿晶解理断裂。 影响笫一类回火脆性的因素主要是化学成分。可以将钢中元素按其作用分为三类。 1)有害杂质元素,其中包括S、P、As、Sn、Sb、Cu、N、H、O等。钢中存在这些元素时均将导致出现第一类回火脆性。不含这些杂质元素的高纯钢没有或能减轻第一类回火脆。 2)促进第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有Mn、Si、Cr、Ni、V 等。这一类合金元素的存在能促进第一类回火脆性的发展。有的元素单独存在时影响不大,如Ni。但当Ni与Si同时存在时则也能促进第一类回火脆性的发展。部分合金元素还能将笫一类回火脆性推向较高的温度,如Cr与Si。 3)减弱第一类回火脆性的元素。属于这一类的合金元素有Mo、W、Ti、A l 等。钢中含有这一类合金元素时第一类回火脆性将被减弱。在这几种合金元素中以Mo的效果最显著。

常用钢材热处理工艺参数

热处理工艺规程B/Z61.012-95 (工艺参数)

2012年10月15日

目录 1.主题内容与适用范围 (1) 2.常用钢淬火、回火温度 (1) 2.1要求综合性能的钢种 (1) 2.2要求淬硬的钢种 (4) 2.3要求渗碳的钢种 (6) 2.4几点说明 (6) 3.常用钢正火、回火及退火温度 (7) 3.1要求综合性能的钢种 (7) 3.2其它钢种 (8) 3.3几点说明 (8) 4.常用钢去应力温度 (10) 5.各种热处理工序加热、冷却范围 (12) 5.1淬火……………………………………………………………………………………………1 2 5.2 正火及退火 (14) 5.3回火、时效及去应力 (15) 5.4工艺规范的几点说明 (16) 6.化学热处理工艺规范 (17) 6.1氮化 (17) 6.2渗碳 (20) 7.锻模热处理工艺规范 (22) 7.1锻模及胎模 (22) 7.2切边模 (24) 7.3锻模热处理注意事项 (25) 8.有色金属热处理工艺规范 (26) 8.1铝合金的热处理 (26) 8.2铜及铜合金 (26) 9.几种钢锻后防白点工艺规范 (27) 9.1第Ⅰ组钢 (27) 9.2第Ⅱ组钢 (28)

热处理工艺规程(工艺参数) 1.主题内容与适用范围 本标准为“热处理工艺规程”(工艺参数),它主要以企业标准《金属材料技术条件》B/HJ-93年版所涉及的金属材料和技术要求为依据(不包括高温合金),并收集了我公司生产常用的工具、模具及工艺装备用的金属材料。 本标准适用于汽轮机、燃气轮机产品零件的热处理生产。 2.常用钢淬火、回火温度 2.1 要求综合性能的钢种: 表1

钢热处理工艺及合理选择

钢热处理工艺性及合理选择 钢热处理工艺性及合理选择三维网技术论坛% {$ k! Q" F. Z9 c. Q( ]三维|cad|机械|汽车|技术|catia|pro/e|ug|inventor|solidedge|solidworks|caxa1 @! \" Z1 G- n钢的热处理工艺性主要包括淬透性、淬硬性、回火脆性、过热敏感性、耐回火性、氧化脱碳趋向及超高强度钢表面状态敏感性等,这些工艺性均与材料的化学成分和组织有关,是选材和制定生产工艺的重要依据。 1.淬透性钢的淬透性是指在一定条件下钢件淬火后能够获得淬硬层的能力。钢的淬透性一般可用淬火临界直径、截面硬度分布曲线和瑞淬硬度分布曲线等表示。( O. [9 Y* \& e4 @; v 淬火临界直径是指淬火试件中心形成一定量马氏体,即心部达到一定临界硬度的最大直径,临界硬度与碳含量关系见图1。 `( m6 f; M. D! a1 r, U0 O 一般机械制造行业大多以心部获得50%马氏体(体积分数)为淬火临界直径标准,对于重要机械及军工行业则以心部获得90%马氏体(体积分数)作为临界直径标准,以保证零件整个截面都获得较高力学性能。对于同一个钢种,由于选用淬火临界直径标准不同,其临界直径尺寸也不同,以50%马氏体(体积分数)为标准的临界直径大于以90%马氏体(体积分数)为标难的临界直径。 钢的淬透性使钢产生了尺寸效应(亦称质量效应),由于零件截面尺寸大小不同而造成淬硬层深度不同,同时也影响淬火件表面硬

度,因此设计师必须充分注意材料的淬透性,合理选择材料,设计大截面或形状复杂的重要零件时应选用淬透性好的合金钢,可以保证沿整个截面都具有高强度和高韧性的良好配合,同时减少热处理变形和开裂。设计师还要根据零件的服役条件合理确定淬透性要求,对于重要零件(如连杆、高强度螺栓、拉杆等),要求淬火后保证心部获得90%以上马氏体(体积分数);对于一般单向受拉、受压的零件,则要求淬火后心部获得50%马氏体(体积分数)即可;因考虑刚度而尺寸较大的曲轴,淬火后只要求离表面1/4R处保证获得50%以上马氏体(体积分数);弹簧零件一般要求淬透;对于滚动轴承、小轴承要全部淬透,但受冲击载荷大的大轴承则不宜淬透。此外,设计师还应注意,各种材料手册中的数据都有尺寸限制,不能根据小尺寸试样的性能指标来进行大尺寸零件的强度计算。 工艺师应根据钢的淬透性合理安排加工工序。当零件尺寸较大、又受到淬透性限制时,为了保证淬硬层深度,可采用先粗加工后热处理,热处理后再精加工。截面差别较大的零件,如大直径台阶轴,从淬透性考虑,可先粗车成形,然后调质,增加淬硬层深度。 钢的碎透性是制定热处理工艺的重要依据。淬透性好的钢淬火时,可以选用较缓和的淬火介质和较慢冷却的淬火工艺,以减少零件的变形和开裂趋向。 }& R' w: d) Q4 Y1 G 2.淬硬性淬硬性是指钢在理想淬火条件下,以超过临界冷却速度冷却,使形成的马氏体能够达到最高硬度。钢的淬硬性主要取决于钢的含碳量,碳含量越高,淬火后硬度也越高,其他合金元素的影

淬火钢回火时力学性能的变化

淬火钢回火时力学性能的变化 ●低碳钢回火后力学性能 当低于200℃回火时,强度与硬度下降不多,塑性与韧性也基本不变。这是由于此温度下仅有碳原子的偏聚而无析出。固溶强化得以保持的缘故。 当高于300℃回火,硬度大大下降,塑性有所上升。这是由于固溶强化消失,碳化物聚集长大,α相回复、再结晶所致。所得综合性能并不优于低碳马氏体低温回火后性能。 ●高碳钢一般采用不完全淬火,使奥氏体中碳含量在0.5%左右。淬火后低温回火以获高的硬度,并生成大量弥散分布的碳化物以提高耐磨性,细化奥氏体晶粒。 当高于300℃回火时,硬度、强度下降明显,塑性有所上升,冲击韧性下降至最低。这是由于薄片状θ碳化物析出于马氏体条间并充分长大,从而降低了冲击韧性,而α基体因回复和再结晶共同作用,提高了塑性,降低了强度。 当低于200℃回火,硬度会略有上升,这是由于析出弥散分布的ε(η)碳化物,引起的时效硬化。 ●中碳钢回火后的力学性能 当低于200℃回火,析出少量的碳化物,硬化效果不大,可维持硬度不降。当高于300℃回火,随回火温度升高,塑性升高,断裂韧性K IC剧增。强度虽然下降,但仍比低碳钢高的多。 ●回火脆性 某些钢在回火时,随着回火温度的升高,冲击韧性反而降低。由于回火引起的脆性称为回火脆性。

当300℃回火时,硬度下降缓慢,一方面碳的进一步析出会降低硬度;另一方面,由于高碳钢中存在的较多的残余奥氏体向马氏体转变,又会引起硬化。这就造成硬度下降平缓,甚至有可能上升。回火后仍处于脆性状态。 在200~350℃出现的,称为第一类回火脆性;在450~650℃出现的,称为第二类回火脆性。 1. 第一类回火脆性,属不可逆回火脆性。 当出现了第一类回火脆性后,再加热到较高温度回火,可将脆性消除;如再在此温度范围回火,就不会出现这种脆性。故称之为不可逆回火脆性。在不少钢中,都存在第一类回火脆性。当钢中存在Mo、W、Ti、Al,则第I类回火脆性可被减弱或抑制。 目前,关于引起第一类回火脆性的原因说法很多,尚无定论。看来,很可能是多种原因的综合结果,而对于不同的钢料来说,也很可能是不同的原因引起的。 最初,根据第一类回火脆性出现的温度范围正好与碳钢回火时的第二个转变,即残余奥氏体转变的温度范围相对应而认为第一类回火脆性是残余奥氏体的转变引起的,因转变的结果将使塑性相奥氏体消失。这一观点能够很好地解释促Cr、Si等元素将第一类回火脆性推向高温以及残余奥氏体量增多能够进第一类回火脆性等现象。但对于有些钢来说,第一类回火脆性与残余奥氏体转变并不完全对应。故残余奥氏体转变理论不能解释各种钢的第一类回火脆性。 之后,残余奥氏体转变理论又一度为碳化物薄壳理论所取代。经电镜证实,在出现第一类回火脆性时,沿晶界有碳化物薄壳形成,据此认为第一类回火脆性是由碳化物薄壳引起的。沿晶界形成脆性相能引起脆性沿晶断裂这已是公认的了。问题是所观察到的碳化物薄壳究竟是怎样形成的。

简述淬火钢回火时力学性能与回火温度之间的关系.

简述淬火钢回火时力学性能与回火温度之间的关系 ⑴ 硬度与回火温度之间的关系 中、低碳钢在250℃一下回火时,机械性能无明显变化。这是因为只有碳的偏聚,而无其他组织变化。高碳钢则不同,由于ε相共格析出,引起弥散强化,硬度略有升高。 250-400℃回火时,一方面由于马氏体分解、正方度减小以及碳化物转变和聚集长大,硬度趋于降低;另一方面,由于残余奥氏体转变为下贝氏体,硬度则有所升高。二者综合影响,使得中、低碳钢硬度下降,而高碳钢硬度升高。 回火温度在400℃以上升高时,产生α相的回复与再结晶及碳化物聚集并球化,均使硬度下降。 ⑵强度和塑性与回火温度的关系 高、中、低碳钢回火时,弹性极限随回火温度上升而增加,大约在350℃左右出现峰值。这与回火过程中碳的偏聚、ε碳化物的析出、α相中碳过饱和度下降以及渗碳体析出α相回复等组织结构变化相联系。 钢的塑性一般随回火温度的升高而加大。 ⑶冲击韧性与回火温度之间的关系 随着回火温度的升高,碳钢冲击值(αk)变化的总趋势是增加的。但是,高碳钢经扭转冲击试验,可测出250℃左右回火后冲击值下降的脆化现象。 ⑷断裂韧性与回火温度之间的关系 在400℃以下,随回火温度增高,断裂韧性和冲击韧性均降低。400℃以上回火时,断裂韧性增大。 解释碳钢回火脆性的定义、原因及消除或改善方法 在250-400℃和450-650℃区域存在着冲击韧显著下降的现象,这种脆化现象称为回火脆性。 ⑴其中在250-400℃范围内回火时出现的脆性称为第一类回火脆性,存在于一切钢种之中。此后若重新加热至第一类回火脆化温区,也不再出现脆性。故又称不可逆回火脆性。因其出现与低温回火温度范围,故又称低温回火脆性。发生第一类回火脆性的钢件,断口呈晶间断裂;无第一次回火脆性的钢件,呈穿晶断裂。 消除或改善的方法: ①以极快的速度加热和冷却以及高温形变热处理。

回火温度与硬度对照表【干货】

回火温度与硬度对照表 内容来源网络,由“深圳机械展(11万㎡,1100多家展商,超10万观众)”收集整理!更多cnc加工中心、车铣磨钻床、线切割、数控刀具工具、工业机器人、非标自动化、数字化无人工厂、精密测量、3D打印、激光切割、钣金冲压折弯、精密零件加工等展示,就在深圳机械展. 常用钢号热处理淬火回火温度对照表,热处理工作十五年的经验总结,此为实际生产所用,可能与教科书太一样,生产经验,仅做参考。以下HB代表布氏硬度值,HRC代码洛氏硬度C标尺。 (1)45# 淬火温度830℃水冷硬度要求HB229-269 回火温度570 硬度要求 HB197-235,回火温度620 (2)40Cr 淬火温度850℃油冷硬度要求HB260-300,回火温度520 硬度要求 HB229-269,回火温度580 硬度要求HB197-235,回火温度640 (3)35SiMn 淬火温度870℃油(水)冷硬度要求HB330-360,回火温度360 硬度 要求HB260-300,回火温度500 硬度要求HB229-269,回火温度560 硬度要求HB197-235,回火温度620 (4)35CrMo 淬火温度870℃油(水)冷硬度要求HB330-360,回火温度360 硬

度要求HB260-300,回火温度500 硬度要求HB229-269,回火温度560 硬度要求HB197-235,回火温度620 (5)30Cr2Ni2Mo 淬火温度870℃油冷硬度要求HB290-341,回火温度560 硬度 要求HB260-300,回火温度600 硬度要求HB229-269,回火温度640 (6)34Cr2Ni2Mo 淬火温度870℃油硬度要求HB290-341,回火温度560硬度要求 HB260-300,回火温度600硬度要求HB229-269,回火温度640 (7)34Cr2Ni3Mo 淬火温度870℃油冷硬度要求HB330-360,回火温度380 硬 度要求HB290-341,回火温度560 硬度要求HB260-300,回火温度600 硬度要求HB229-269,回火温度640 (8)34CrMo1A 淬火温度870℃油冷硬度要求HB260-300,回火温度590 硬度要 求HB229-269,回火温度630 (9)35CrMoSi 淬火温度930℃油冷硬度要求HB260-300,回火温度600 硬度要 求HB229-269,回火温度640 (10)38CrMoA1 淬火温度930℃油冷硬度要求HB260-300,回火温度600 硬度 要求HB229-269,回火温度690

调质 渗碳 淬火以及常用钢材淬火回火温度与硬度以及

调质渗碳淬火 什么是调质?什么是渗碳?什么是淬火? 调质:淬火加高温回火(500--650摄氏度),调质后的组织为回火索氏体其综合性能好.市场上卖的调质钢材料即为在出厂时淬火加高温回火过了,选购此材料后不需要再做什么处理就可以满足一般的机加工要求。 渗碳:是对金属表面处理的一种,采用渗碳的多为低碳钢或低合金钢,具体方法是将工件置入具有活性渗碳介质中,加热到900--950摄氏度的单相奥氏体区,保温足够时间后,使渗碳介质中分解出的活性碳原子渗入钢件表层,从而获得表层高碳,心部仍保持原有成分. 相似的还有低温渗氮处理。 淬火,首先在此解释一下书本上所称的淬火(cui 四声)在现实中,工厂师傅并不那么叫,他们称呼为zhanhuo.淬火为机械加工热处理中四把火中的一种,主要是为了提高工件的硬度。方法是将钢件加热到相变线(Ac1或Ac3)以上某一温度,保温足够长时间获得奥氏体,然后以大于马氏体的临界冷却速度冷却,获得马氏体(或下贝氏体)组织. 渗碳淬火和调质的区别 渗碳是一种使碳原子渗入工件表面的过程,所以它是改变了表面的成分从而达到使表面具有更高的硬度和耐磨性。淬火是家工件加热到一定温度后,在用一定的介质冷却的方法来改变工件内部组织成分的方法。调质是淬火加回火的总称,因为淬火之后的工件中还有过饱和的马氏体和残余奥氏体,会产生不稳定,需要通过回火来改善。 什么是调质?什么是渗碳?什么是淬火? 调质:淬火加高温回火(500--650摄氏度),调质后的组织为回火索氏体其综合性能好.市场上卖的调质钢材料即为在出厂时淬火加高温回火过了,选购此材料后不需要再做什么处理就可以满足一般的机加工要求。 渗碳:是对金属表面处理的一种,采用渗碳的多为低碳钢或低合金钢,具体方法是将工件置入具有活性渗碳介质中,加热到900--950摄氏度的单相奥氏体区,保温足够时间后,使渗碳介质中分解出的活性碳原子渗入钢件表层,从而获得表层高碳,心部仍保持原有成分. 相似的还有低温渗氮处理。 淬火,首先在此解释一下书本上所称的淬火(cui 四声)在现实中,工厂师傅并不那么叫,他们称呼为zhanhuo.淬火为机械加工热处理中四把火中的一种,主要是为了提高工件的硬度。方法是将钢件加热到相变线(Ac1或Ac3)以上某一温度,保温足够长时间获得奥氏体,然后以大于马氏体的临界冷却速度冷却,获得马氏体(或下贝氏体)组织.

45号钢热处理工艺

1 45号钢要求硬度HRC40-50,是不是要淬火+低温回火? 换算成布氏硬度大约是380~470HB,根据一般热处理规范,热处理制度与硬度关系大致如下: 淬火温度:840℃水淬 回火温度:150℃回火,硬度约为57HRC;200℃回火,硬度约为55HRC;250℃回火,硬度约为53HRC;300℃回火,硬度约为48HRC;350℃回火,硬度约为45HRC;400℃回火,硬度约为43HRC;500 ℃回火,硬度约为33HRC;600℃回火,硬度约为20HRC 一般情况下热处理工艺都指标准范围内中间成分,且热处理温度都存在一个调整范围,如成分在范围内存在偏差,可以相应调整淬火温度和回火温度 2 1.临界温度指钢材的奥氏体转变温度。不同含量的钢材有着不同的临界点,但临界点有着一个范围内的浮动,所以下临界点温度指的就是奥氏体转变的最低温度。 2. 常用碳钢的临界点 钢号临界点(℃) 20钢735-855 (℃) 45钢724-780 (℃) T8钢730 -770(℃) T12钢730-820 (℃) 3 20Cr,40Cr,35CrMo,40CrMo,42CrMo:正火温度850-900℃,45号钢正火温度850℃左右。 4 20CrMnTi Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 740 825 680 730 5 Cr12MoV热处理知识 Cr12MoV钢是高碳高铬莱氏体钢,常用于冷作模具,含碳量比Cr12钢低。该钢具有高的淬透性,截面300mm以下可以完全淬透,淬火时体积变化也比Cr12钢要小。 其热处理制度为:钢棒与锻件960℃空冷+ 700~720℃回火,空冷。 最终热处理工艺:

回火及回火脆性

回火脆性! 回火 tempering 将经过淬火的工件重新加热到低于下临界温度的适当温度,保温一段时间后在空气或水、油等介质中冷却的金属热处理。钢铁工件在淬火后具有以下特点:①得到了马氏体、贝氏体、残余奥氏体等不平衡(即不稳定)组织。②存在较大内应力。③力学性能不能满足要求。因此,钢铁工件淬火后一般都要经过回火。 作用回火的作用在于:①提高组织稳定性,使工件在使用过程中不再发生组织转变,从而使工件几何尺寸和性能保持稳定。②消除内应力,以便改善工件的使用性能并稳定工件几何尺寸。③调整钢铁 的力学性能以满足使用要求。 回火之所以具有这些作用,是因为温度升高时,原子活动能力增强,钢铁中的铁、碳和其他合金元素的原子可以较快地进行扩散,实现原子的重新排列组合,从而使不稳定的不平衡组织逐步转变为稳定的平衡组织。内应力的消除还与温度升高时金属强度降低有关。一般钢铁回火时,硬度和强度下降,塑性提高。回火温度越高,这些力学性能的变化越大。有些合金元素含量较高的合金钢,在某一温度范围回火时,会析出一些颗粒细小的金属化合物,使强度和硬度上升。 这种现象称为二次硬化。 要求用途不同的工件应在不同温度下回火,以满足使用中的要

求。①刀具、轴承、渗碳淬火零件、表面淬火零件通常在250℃以下进行低温回火。低温回火后硬度变化不大,内应力减小,韧性稍有提高。②弹簧在 350~500℃下中温回火,可获得较高的弹性和必要的韧性。③中碳结构钢制作的零件通常在500~600℃进行高温回火,以获得适宜的强度与韧性的良好配合。淬火加高温回火的热处理工 艺总称为调质。 钢在300℃左右回火时,常使其脆性增大,这种现象称为第一类回火脆性。一般不应在这个温度区间回火。某些中碳合金结构钢在高温回火后,如果缓慢冷至室温,也易于变脆。这种现象称为第二类回火脆性。在钢中加入钼,或回火时在油或水中冷却,都可以防止第二类回火脆性。将第二类回火脆性的钢重新加热至原来的回火温 度,便可以消除这种脆性。 ________________________________________ 回火 tempering 将淬火成马氏体的钢加热到临界点A1以下某个温度,保温适当时间,再冷到室温的一种热处理工艺。回火的目的在于消除淬火应力,使钢的组织转变为相对稳定状态。在不降低或适当降低钢的硬度和强度的条件下改善钢的塑性和韧性,以获得所希望的性能。中碳和高碳钢淬火后通常硬度很高,但很脆,一般需经回火处理才能使用。钢中的淬火马氏体,是碳在α-Fe中的过饱和固溶体,具有体心正方结构,其正方度c/a随含碳量的增加而增大(c/a=1+0.045wt%C)。马氏

钢的淬火回火工艺参数的确定

钢的淬火回火工艺参数的确定 作者:长江挖掘机厂 1 前言 淬火是强化材料最有效的热处理工艺方法,其工艺参数的选择直接影响着材料的性能。这就要求热处理工作者不断创新,改进工艺,有效地发挥出材料的潜力,节约能源,降低生产成本。本文简述了钢的淬回火工艺参数的确定及量化依据。 2 淬火加热温度 按常规工艺,亚共析钢的淬火加热温度为Ac3+(30~50℃);共析和过共析钢为Ac1+(30~50℃);合金钢的淬火加热温度常选用Ac1(或Ac3)+(50~100℃);高合金钢含有大量高熔点碳化物,要增大奥氏体化程度,淬火加热温度更高,有些已达到接近熔点的程度。 为了达到钢所要求的不同性能,淬火加热温度正在向高或低两个方面发展。亚温淬火就是将淬火温度降至Ac3点以下5~10℃的α+γ两相区,在保留大约10%~15%未溶铁素体状态进行淬火,在保证强度及较高硬度的同时,塑性、韧性得到改善,淬火变形或开裂明显减少,回火脆性也有所减弱。现已作为一种新的成熟工艺已获得国内外热处理工作者的共识。 此外,还有人发现[1],以40Cr钢为代表的亚共析钢在Ac3点处有硬化峰出现,此温度淬火不仅可获得最高的硬度,且各项力学性能也为最佳值,掌握得当能充分发挥钢的潜力。 与其相反,提高某些钢的淬火温度也可获得预想不到的结果。如热模具钢5CrMnMo、5CrNiMo 钢的淬火温度由传统的860℃提高至920℃(高出30~80℃)[2],加速了碳化物的溶解,增加了马氏体中的合金含量,组织均匀。可以获得大量的高位错马氏体,断裂韧度大大提高,红硬性更为优异,其使用寿命成倍提高。又如,H13钢淬火温度由1050℃提高至1100℃时,奥氏体晶粒并不明显长大,由于碳化物溶解加速,奥氏体中含碳及合金元素增多,其结果使δb、δ0.2(室温和500℃)及热疲劳性能提高,有利于延长H13钢的模具使用寿命[3]。

热处理回火工艺温度的确定

热处理回火工艺温度的确定 50种常用钢材的回火方程 回火是热处理工艺过程中的主要工序之一。 通常,机械零件热处理的硬度(H),取决于回火温度(T)和回火时间(t),三者之间存在着一定的函数关系H=f(T,t)。当回火时间一定时,钢的回火硬度与回火温度的函数关系可划为四种类型(H和T 互为反函数):①直线型;②抛物线型;③幂函数型;④直线与幂函数复合型。 因③④两种类型在使用时,计算和作图都极为不便,所以,为方便实用起见,大多数情况下都可简化成直线或抛物线型,用经验方程(公式)表示,即: H=a1+R1T H=a2+R2T 式中:H――回火硬度值(HRC、HV、HB或HRA) T――回火温度(℃) a1、a2、R1、R2――待定系数。 下表所列的50种钢材的热处理回火方程,主要是依据实际工艺试验和有关参考文献的数据,运用数理统计方法计算和修正所得。回火方程实用性强,可作为机械零件的技术设计和制定热处理工艺规范时参考。表中列举的50种钢材热处理回火方程,在实际生产中使用时应注意下列问题: (1)钢材原材料的化学成分及力学性能应符合国家技术标准要求(GB、YB等),最大外径(或相对厚度)接近或小于淬火临界直径。 (2)回火方程仅适用于常规淬火、回火工艺;不适用于亚温淬火、复合热处理、形迹热处理等工艺。(3)在热处理过程中,应正确选用淬火介质,使冷却能力满足工艺要求;钢材按要求进行预备热处理;除高速钢外,一般仅进行一次回火。 (4)考虑到随机因素的影响,钢材热处理后,实际回火硬度和温度与计算所得值允许有≤5%的误差。 实践证明,本文推荐的常用50种钢材的热处理回火方程(经验公式),实用方便。对机械零件金属材料的选择、力学性能潜力的发挥,技术指标的制定以及产品质量的提高均有帮助。金属材料热处理回火方程的建立,也是建立热处理柔性系统(FCM)的首要前期工作之一。 常用50种钢材的热处理回火方程 序号钢种淬火温度(℃)/冷却介质回火方程 Hi T 1 30 855/水 H1=-1/20?T T=850-20H1 2 40 835/水 H1=65-1/15?T T=950-15H1 3 45 840/水 H1=62-1/9000?T2 T= 4 50 825/水 H1=-1/13?T T=-13H1 5 60 815/水 H1=74-2/25?T T=925- 6 65 810/水 H1=-1/12?T T=942-12H1 7 20Mn 900/水 H4=85-1/20?T T=1700-20H4 8 20Cr 890/油 H1=50-2/45?T T=1125- 9 12Cr2Ni4 865/油 H1=-3/40?T(T≤400)T=-(H1≥) H1=-1/16?T(T>400)T=1080-16H1(H1<) 10 18Cr2Ni4W 850/油 H1=48-1/24000?T2 T= 11 20CrMnTiA 870/油 H1=48-1/16000?T2 T= 12 30CrMo 880/油 H1=-1/16?T T=1000-16H1 13 30CrNi3 830/油 H1=600-1/2?T T=1200-2H3(H3≤475) 14 30CrMnSi 880/油 H1=62-2/45?T T=1395- 15 35SiMn 850/油 H1=-5/8?T T=1020- 16 35CrMoV 850/油 H1=540-2/5?T T=1350- 17 38CrA 850/油 H1=-(15/28)×10-4?T2 T= 18 38CrMoAl 930/油 H1=64-1/25?T(T≤550);T=1600-25H1 (H1≥45)

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