处理工艺论文范文

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第1篇

通过降低热处理的工艺温度能有效减少由此产生的变形。降低工艺温度，能相对减少工件的高温强度，并增强其塑性抗力以及抗应力变形、抗淬火变形、抗高温蠕变的能力。降低工艺温度，还能够减少工件加热、冷却的温度区间。温度区间减少后，由热处理引起的各部位温度的一致性也会增强，而温度的不一致性正是引起工件组织应力和热应力的根本原因，随着温度不一致性减少，由此而导致的变形也会相应减少。此外，在降低工艺温度并缩短工艺时间的情况下，将缩短工件的高温蠕变时间，从而减少变形。科学合理的热处理工艺是减小热处理变形的关键因素。由图1可以看出，在650％球化退火后的硬度梯度和740％球化+680％等温处理的硬度梯度结果相近，未经球化退火的齿轮的硬度较前两个低。这是因为球化退火可使淬火后渗层表面残留奥氏体量减少，从而提高了齿表面硬度，因此20CrNi2MoA钢齿圈渗碳后应采用球化退火工艺，同时为减小热处理变形，在650℃球化退火效果更好。

2变形的其他影响因素及减小措施

2.1预备热处理在热处理过程中，有可能引起内孔的变形增大，如存在混晶、大量索氏体或魏氏组织以及过高的正火温度。因此需要对正火温度进行控制，也可以采用等温退火的方式来对锻件进行处理。金属最终的变形量与很多因素有关，如淬火前进行的调质处理以及退火和正火。金属产生变形进而导致金属组织结构也发生变化。研究和实践表明，为使金属组织结构均匀，在进行正火处理时采用等温淬火是一种有效的减小其变形量的措施。

2.2运用合理的冷却方法金属淬火后冷却过程的控制也是必须考虑的一个因素。淬火后采用油进行冷却，因此其变形直接受到油的冷却能力的影响。通常来说，热油淬火产生的变形小于冷油淬火，一般控制在100+20％。同时，变形还受到淬火的搅拌方式和速度的影响。在进行金属热处理时，金属产生的应力及模具的变形与冷却的速度和冷却的均匀程度有关。过快的冷却速度和不均匀冷却都会导致应力及模具变形的增大。因此，应尽量采用预冷，不过需要注意的是应保证模具的硬度要求。为减少热应力和组织应力，可以选用分级冷却淬火，这种方式对形状复杂的工件十分有效，能显著减少其变形。采用等温淬火的方式，则适用于十分复杂并且有较高精度要求的工件，能使金属变形显著减少。

2.3零件结构要合理改善零件的结构是减少热处理变形的关键环节。经过热处理后的工件，其厚度不同的部分冷却的速度也是不同的。因此，在满足工件使用性能的前提下，应使工件的厚度差别不能过大，尽量使零件的截面均匀，减少由应力集中导致的过渡区的畸变和开裂现象。保持结构与材料成分和组织的对称性，避免尖锐棱角、沟槽等。此外，采用预留加工量的方式也是减少厚度不均匀零件变形的有效方式之一。

2.4采用合理的装夹方式及夹具通过采用合理的装夹方式和夹具，能够使工件获得均匀的加热和冷却，从而减少热应力以及组织应力的不均，有效减小热处理导致的工件变形。

2.5机械加工工件的加工通常需要经过很多道工序，如果热处理加工是最后的工序，则应控制其畸变的允许值，使之满足图样规定的工件尺寸。依据上道工序的加工尺寸来对畸变量加以确定，因此掌握畸变规律尤为重要，为使热处理导致的畸变处于合格的范围，在进行热处理前应对尺寸进行预修正。如果热处理是中间的工序，机加工余量和热处理畸变量之和即为热处理前的加工余量。导致热处理变形的因素多而复杂，因此相较于机械加工余量来说，热处理的加工余量不易确定，在实际加工中应留出足够的加工余量用于机械加工。

2.6采用合适的介质在热处理的过程中，介质的选择也十分重要，应选择有利于减小变形量的介质。研究和实验表明，硬度要求相同的情况下，采用油性介质是更好的选择。不同介质具有不同的冷却速度，在其他条件相同的情况下，同油性介质相比较，水性介质的冷却速度较快。此外，水温的变化也会对介质的冷却性能造成影响，其变化对油性介质冷却特性产生的影响较小。热处理条件相同的情况下，水性介质淬火后会产生相对较大的变形量。

3结束语

第2篇

要提高连铸辊辊体材料的性能应从以下几方面入手:1)通过调整辊体材料的成分、增加合金成分的含量，提高淬透性;2)控制锻坯冶炼和锻造质量，提高材料的均匀性和纯净度，改善夹杂物形态，降低有害元素含量;3)采用能细化组织及晶粒的热处理工艺，提高材料的断裂韧性，降低裂纹扩展速度。

1．1辊体材料成分设计小炉冶炼的材料成分如表3所示，为保证一定的强度，规定了最低含碳量，为增加辊体材料的淬透性，Mn含量选取上限，三炉Ni、Cr含量进行了相应调整。其中01#与目前宝钢使用的R73连铸辊成分基本一致。

1．2熔炼方法三炉原料均采用IF钢以降低P、S含量，在50kg感应炉中冶炼，铸成电极棒，然后采用30kg电渣炉进行重熔，最终得到120mm电渣锭。

1．3锻造将120mm电渣锭锻成30mm×400mm拉伸试样毛坯、32mm×32mm×180mm冲击试样毛坯和40mm×26mm×450mm的J积分试样毛坯。锻造毛坯经950℃正火+650℃高温回火后，机加工至一定尺寸再进行调质热处理。

1．4调质热处理在盐浴炉中进行调质加热，在井式电炉中进行回火处理，炉温均经过校正。调质工艺采用二种方案:1)900℃水冷+690℃回火空冷2)900℃空冷+690℃回火空冷最终硬度均要求在连铸辊辊体材料所规定的硬度范围内，即32－37HSD，采用900℃空冷的目的是:比较在不同热处理方式下三种成分的连铸辊辊体内部性能和金相组织的差别。

1．5金相组织及性能测试分析经调质热处理的试样测试硬度值后，分别按GB/T228－2010、GB/T229－2007和GB/T21143－2007标准，进行拉伸、室温冲击、J积分试验。三种成分的试验钢种经调质处理后，采用OLYMPUS－BX51金相显微镜进行微观组织分析，冲击断口形貌采用NOVANANOSEM430型扫描电子显微镜观察分析。

2试验结果分析

小炉冶炼的三炉试验材料实际成分如表4所示，机械性能测试结果如表5所示，03#金相组织及断口电镜图片如图1、图2所示。

3结果讨论分析

图1是03#试样调质后的金相照片，从图中可以看出组织由已经再结晶的铁素体和均匀分布的细粒状渗碳体组成，并且渗碳体充分析出，均匀弥散分布，基体呈细小的等轴状。因此03#经调质处理后，具有较高的强度和硬度，同时具有更好的塑性和韧性，综合力学性能优异。图2是03#冲击试样的断口形貌，从图中可以看出断口形貌呈韧窝状，基本由圆形或者椭圆形的凹坑－韧窝组成，由此可以推断在冲击断裂过程中发生了明显的塑性变形，进一步说明了03#的塑性和韧性较好。由表5结果可知，在第一种热处理条件下，03#成分试样的强度虽然比R73、01#和02#略低，但强度值仍大于700MPa，满足了使用要求;而韧性指标大幅度提高，其中延性断裂韧度03#比01#提高了48%，冲击吸收功03#比R73提高了78%，塑性也得到了很大的提高，其中收缩率03#比R73提高了14%，因此03#在水淬和高温回火的情况下，综合力学性能良好。分析其主要原因在于03#中Ni和Cr的含量较高，部分溶于基体的Ni和Cr的产生了固溶强化，另外部分未溶的Ni和Cr以强化相的形式析出，这样实现了既保证强度达标又不降低韧性的目的［8］。断裂韧度对连铸辊来说是极重要的指标，连铸辊在恶劣的工况条件下，堆焊层经冷热疲劳最终要产生裂纹，产生的裂纹将向连铸辊内部扩展，高的断裂韧度，裂纹就不容易向辊体内部扩展，因此提高连铸辊的关键在于获得高的断裂韧性［7］，由此可见03#成分对于防止疲劳裂纹的扩展具有重要的意义。另外在900℃空冷状态下，经高温回火后，其冲击功03#成分也比01#、02#高，可预期连铸辊内部在冷却速度比表面缓慢的情况下，采用03#成分的连铸辊塑韧性也要比01#、02#连铸辊好。从材料经过两种不同的热处理工艺后得到的力学性能上看，水冷和空冷所得的硬度基本一致，但是从强度上看水冷的要稍微低于空冷的，而在塑韧性上，水冷要高于空冷，尤其是冲击吸收功上，水冷后回火的值要比空冷后回火的高24%以上。而提高连铸辊使用寿命的关键就在于提高韧性，因此采用水冷后高温回火工艺更加合适，使用寿命也会有所提高。另外，可以从理论上判断锻件淬火能否直接采用水冷。根据热处理手册，首先应当考虑锻件化学成分和基础性能的影响，一般可以采用碳当量的计算公式计算，如公式1所示。按此式计算03#成分:［C］=0．56%≤0．75%，由此可见03#钢虽然提高了Ni、Cr含量，但是整体的碳当量还是处于较低的水平，所以水淬是安全的，不会引起巨大的内应力而淬裂的产生。从生产效率上看，直接水淬需要的时间更短，效率也更高，因此03#最佳的热处理工艺是900oC水冷+690oC回火空冷。

4结论

第3篇

用50kg中频感应电炉熔炼，金属炉料的加料顺序为:废钢、生铁，镍板、钼铁、铬铁、硅铁、锰铁，最后加铝进行终脱氧。合金熔炼温度为1500—1550℃，浇注温度1450—1500℃，稀土变质剂在炉外包中加入。钢液出炉后快速浇注成Y型试样。试验钢的化学成分见表1。性能试样均在Y型试块上截取，冲击试样采用10mm×10mm×55mm的无缺口标准试样，在JB-5型摆锤式冲击试验机上进行室温冲击韧性试验，每组试验数据均取其3根试样的平均值。硬度测试在HR-150A洛氏硬度计上进行，每块试样测3—5个点，取其平均值。采用光学显微镜和JSM-5610LV扫描电镜来观察试样的断口形貌和金相组织。

2实验结果及分析

2.1试样的铸态组织图1为18Cr23MoVRE铸钢试样组织的扫描图片。由图1可知，18Cr23MoVRE铸钢试样的铸态组织由珠光体和少量片状马氏体+碳化物组成，晶粒粗大，碳化物呈块状、团球状和连续网状沿晶界分布。这主要是因为结晶过程中，先结晶的晶粒内合金元素含量较低，富裕的合金元素被推至结晶前沿，导致这些合金元素在结晶前沿富集，当这些合金元素达到一定的浓度时，在晶粒间形成碳化物，并沿晶界连续分布，如图1(a)所示。当18Cr23MoVRE铸钢经950℃淬火+300℃回火处理后，其组织为回火马氏体+碳化物，见图1(b)，碳化物以短杆状、块状和状沿晶界断续分布，马氏体基体得到细化，网状碳化物分布得到明显改善。随淬火温度的提高，颗粒状碳化物增多，基体晶粒粗化，细碳化物颗粒弥散分布于基体上，见图1(c)。当淬火温度达到1050℃时，马氏体基体和碳化物明显粗化，晶内细颗粒状碳化物增多，见图1(d)。因为在热处理温度下，晶界碳化物不断扩散进入基体晶粒内部，晶界碳化物减少，碳化物网被打破，淬火时这些溶入基体的合金元素来不及析出，被过饱和固溶于马氏体基体内，回火过程中，溶入马氏体内的合金元素以细颗粒碳化物的形式弥散均匀析出在基体上，改善了钢中碳化物的分布，热处理温度提高，热处理后钢的晶粒越粗大。可见，合理的热处理工艺可以改善钢的组织和碳化物分布。

2.2试验钢的力学性能18Cr23MoVRE耐磨铸钢试样经不同温度淬火+300℃回火热处理后的力学性能见图2。由图2可以看出，铸态18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度值最小，为HRC44，随着淬火温度的升高，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度提高。当淬火温度升高至1000℃时，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度升至最高，达到HRC58.5，继续提高淬火温度至1050℃时，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度略有下降，为HRC58。可见，适当提高淬火温度，对18Cr23MoVRE耐磨铸钢硬度的改善有益，但淬火温度不宜过高。淬火之所以能提高18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度，主要是因为提高淬火温度，有更多的碳原子及合金元素溶于奥氏体，淬火后马氏体中碳和合金元素的过饱和度增加，加剧了马氏体晶格畸变，固溶强化作用增大，从而提高了材料的硬度。从图2还可以看出，淬火温度对18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性也有一定的影响，铸态18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性为4.6J，相对较低;随着淬火温度的升高，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性逐渐升高，当淬火温度达到1000℃时，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性达到了5.8J;再升高淬火温度，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性有降低的趋势。这主要是因为铸态18Cr23MoVRE耐磨铸钢组织是不均匀的，存在成分偏析，那些高碳高合金微区韧性往往较差，在热处理过程中，高碳高合金微区的元素在高温下向低碳低合金微区扩散，钢的成分、组织和韧性得到改善。当淬火温度较高时，由于晶粒长大使钢的组织粗大，脆性增加。因此，适当的热处理可提高18Cr23MoVRE耐磨铸钢的性能，以1000℃淬火+300℃回火最佳。

3结论