40CrNi2Mo圓鋼鍛件生產

碳 C ：0.37～0.45
硅 Si：0.15～0.35
錳 Mn：0.50～0.80
硫 S ：允許殘余含量≤0.030
磷 P ：允許殘余含量≤0.025
鉻 Cr：0.60～0.90
鎳 Ni：1.25～1.65
銅 Cu：允許殘余含量≤0.025
鉬 Mo：0.15～0.25
力學性能
抗拉強度 σb (MPa)：≥980(100)
屈服強度 σs (MPa)：≥835(85)
伸長率 δ5 (%)：≥12
40CrNi2Mo圓鋼圖案
40CrNi2Mo圓鋼圖案
斷面收縮率 ψ (%)：≥55
沖擊功 Akv (J)：≥78
沖擊韌性值 αkv (J/cm2)：≥98(10)
硬度 ：≤269HB
試樣尺寸：試樣毛坯尺寸為25mm
熱處理規(guī)范及金相組織
熱處理規(guī)范：淬火850℃,油冷;回火600℃,水冷、油冷。
交貨狀態(tài)
以熱處理（正火、退火或高溫回火）或不熱處理狀態(tài)交貨，交貨狀態(tài)應在合同中注明。

沖擊斷口采用ZEISSEVO18型掃描電鏡進行觀察，分析沖擊斷裂后試樣的表面形貌征。實驗采用的熱處理藝見表1，淬火加熱在TS鹽浴爐中進行，回火在YFL65/10G-GC箱式電阻爐中進行。表1熱處理藝序熱處理藝1#890℃1h淬火＋260℃2h回火2#860℃1h淬火＋260℃2h回火3#830℃1h淬火＋260℃2h回火4#890℃1h淬火＋230℃2h回火5#890℃1h淬火＋290℃2h回火6#890℃1h淬火＋540℃2h回火結果表明：（1）淬火溫度高于Ac3（約810℃）低于。
淬火介質為20#機油。20CrNi2Mo經890℃淬火＋230℃回火，其硬度為44R，沖擊功為36J。（2）20CrNi2Mo經淬火＋低溫回火后的顯微組織主要為回火馬氏體，高溫回火后組織為回火索氏體，硬度有明顯的下降。沖擊韌性隨著回火溫度的升高先后增大。y1cr17mo鋼屬于鐵素體-馬氏體鋼的范疇，其顯微組織隨熱處理保溫時間和溫度的不同而發(fā)生變化，顯然這也將影響到材料的力學性能。主要介紹了熱處理藝對y1cr17mo鋼顯微組織的影響，摸索淬火溫度、保溫時間與顯微組織、硬度之間的關系，以便為實際生產提供科學指導，從而所需的力學性能。
若按照鐵素體不銹鋼的性，一般來講，y1cr17mo鋼在經熱軋空冷后的顯微組織為鐵素體和沿軋制方向分布的鏈狀碳化物，經淬火后的顯微組織應為鐵素體或鐵素體加微量的馬氏體[2]，而根據對y1cr17mo鋼的研究發(fā)現，其淬火顯微組?。*，一般鐵素體不銹鋼在熱處理中沒有相變，其顯微組織為鐵素體加碳化物(或金屬間化合物)[3]，因而鐵素體不銹鋼通過熱處理達到的強化效果有限，而y1cr17mo鋼則可以通過不同的熱處理藝來改變它的組織，從而改變其力學性能。

40CrNi2Mo圓鋼鍛件生產合金鋼是一種優(yōu)質低碳合金鋼，合金元素配良好，再加入一定量的稀土，利用稀土對材料的凈化和對組織的細化作用，可以更好地材料的力學性能；低、中合金鋼具有的強韌性，低中沖擊載荷下的耐磨性高于高錳鋼。近年來，用以取代高錳鋼的各種低合金耐磨鑄鋼成為研究的。通過改變熱處理藝其金相組織，可以韌性、耐蝕性；20CrNi2Mo經淬火、低溫回火進行整體強化后，組織為板條馬氏體，可優(yōu)良的綜合性能。
本次實驗用鋼20CrNi2Mo的化學成分（分數，%）為0.1～0.3C，Cr＜1.5，1.7～2.5Ni，0.3～1.0Mo。該鋼用中頻感應爐熔煉，鋁條終脫氧，稀土變質處理，并澆注成Y型塊。線切割制取的試樣尺寸為55mm10mm10mm（帶V型缺口的試樣），用JB30A型擺錘式沖擊試驗機進行沖擊韌性。在R-150洛氏硬度計上進行硬度。金相試樣在沖斷試樣上截取，腐蝕劑采用4%酒精，實驗在xjp-6a金相顯微鏡進行。

y1cr17mo鋼是在y1cr17鋼基礎上發(fā)展而來的一種應用較廣泛的易切削不銹鋼，由于y1cr17為鐵素體不銹鋼[1]，因此易誤認為y1cr17mo鋼也屬于鐵素體不銹鋼的范疇。因此筆者主要研究了熱處理藝對材料顯微組織的影響，摸索淬火溫度、淬火保溫時間、顯微組織、硬度之間的關系，以便為實際生產提供科學指導，從而所需的力學性能。截取30mm30mm20mm的小試樣，然后根據y1cr17mo鋼的性能點，對試樣的淬火加熱溫度和淬火保溫時間在一定范圍內分別進行研究，淬火后均采用相同藝，隨即進行回火，以淬火時形成的應力，試樣的熱處理藝如表2所示。
2試驗結果與分析2.1不同淬火保溫時間下試樣的顯微組織及硬度為了分析淬火保溫時間對材料顯微組織和硬度的影響，首先在保持淬火溫度為1080℃不變的前提下，分別采用10，20，30，40min的淬火保溫時間下進行熱處理并回火，對?。1試樣制備與試驗試樣均取自同一支鋼坯的相同部位，試樣原始狀態(tài)均為熱鍛空冷，以確保試驗結果具有可性，其化學成分和gysb2010-01y1cr17mo技術條件的規(guī)定值均列于表1。
1試樣為未經熱處理的原始態(tài)，其顯微組織為鐵素體加碳化物，其中碳化物有的沿加方向呈線性和鏈狀分布，狀分布，如圖1所示。2，3試樣的顯微組織如圖2、圖3所示，均為鐵素體加馬氏體，并且鐵素體與馬氏體所占例基本相等，說明在此條件下熱處理的是鐵素體加馬氏體雙相組織，與3試樣相，2試樣中馬氏體含量相對較低，試樣組織中褐塊狀物為硫化物。2.2不同淬火溫度下試樣的顯微組織及硬度在淬火保溫時間均為20min的前提下，對淬火溫度再采用1060，1070，1090℃進行熱處理并回火，以分析材料顯微組織和硬度隨淬火溫度變化的規(guī)律，對應的試樣編分別為6，7，8，其硬度值也?。
4試樣的顯微組織為鐵素體加小部分馬氏體，如圖4所示，從圖4可知，相對于3試樣，4試樣的馬氏體含量明顯，且顯微組織也已明顯粗化，而5試樣的顯微組織幾乎是單一鐵素體，晶粒已十分，如圖5所示。圖6～8分別為6～8試樣的顯微組織形貌，可見試樣組織均為鐵素體加馬氏體雙相組織，且6，7試樣的組織形貌差異不大，而8試樣的馬氏體形貌相對于6，7試樣來講顯得更為。淬火保溫20min的試樣與保溫10min的試樣相，組織中馬氏體含量略有，因此硬度值也有所，這是因為y1cr17mo鋼并非單相的鐵素體鋼，它在熱處理中組織發(fā)生了相變，10min的保溫時間太短，材料奧氏體化還不充分，因此?。

之所以造成這種差異，一方面是由于保溫時間的大量的合金元素溶入奧氏體中，使奧氏體更加，了材料的馬氏體轉變溫度(ms點)，同時，溶入基體的鉻、鉬等合金元素是較強的鐵素體形成元素，它們促進了鐵素?。在一定的淬火溫度范圍內，材料的硬度隨淬火溫度的升高而升高，一方面是由于淬火加熱溫度的有利于碳化物溶入基體，在回火時效中大量的碳化物從基體析出，從而達到彌散強化的效果，因此溫度越高溶入基體的碳化。2.3分析與討論隨著淬火保溫時間的，y1cr17mo鋼的組織和力學性能發(fā)生了較大的變化。
因此從試驗結果來看，y1cr17mo鋼淬火加熱時保溫20min較為，可使材料較高的硬度值，且顯微組織不會粗化。除此之外，在隨著淬火溫度升高的同時，材料的顯微組織也會粗化，當淬火溫度升高到1090℃時，材料的馬氏體和鐵素體組織更加，這同樣也損害了材料的力學性能。3結論(1)y1cr17mo鋼的顯微組織和硬度隨著淬火加熱保溫時間的變化而發(fā)生相應的變化，在淬火保溫適當時間使組織充分奧氏體化后，材料淬火顯微組織為鐵素體加馬氏體，但隨著保溫時間的，馬氏體含量很快，顯微組織逐漸粗化，材料的硬度也隨之，在顯微組織變?yōu)閱我坏蔫F素體時，材料的硬度降得更低。
從試驗結果來看，y1cr17mo鋼采用1080℃淬火加熱相對較為適宜，可使材料保持較高硬度值的同時顯微組織不發(fā)生粗化，確保材料具有的綜合力學性能。(2)y1cr17mo鋼的顯微組織和硬度隨著淬火加熱溫度的變化而變化，在一定的溫度范圍內，隨著淬火加熱溫度的升高，材料的硬度逐步升高，但材料的顯微組織同時也更加。(3)y1cr17mo鋼的淬火加熱藝采用1080℃加熱并保溫20min較為，其顯微組織為鐵素體和馬氏體的雙相組織，且未發(fā)生粗化，同時材料的硬度也相對較高，符合要求，該熱處理藝可使材料所需的顯微組織和的綜合性能。
參考文獻：[1]吳建偉，馮強，馬兆明.鋼鐵產品分類牌及技術條件[m].北京：出版社，1992.[2]宋維錫.金屬學[m].北京：冶金業(yè)出版社，2005.[3]陳文忠，歐陽建明，羅輝如.1cr17鐵素體不銹鋼帶材焊接和冷軋藝探討[j].鋼?。［］研究了不同熱處理制度對G742高溫合金組織和力學性能的影響。結果表明，固溶處理制度可明顯改變晶粒度和形態(tài)。控制固溶處理溫度，使相不*溶解，可以晶粒長大，而這種相和時效中形成的相共存的組織具有良好的綜合性能。
關鍵詞G742高溫合金熱處理顯微組織力學性能［Abstract］howsthatthemorphologyofphaseandgrainsizecanbechangedobviouslybychangingtheannealingheattreatment,theexcellentcomprehensivepropertiesareobtainedbycontrollingtheannealingtemperaturetogetasmallergrainsizeandcoexistenceofbigsizeand。
時效處理可以改變相的數量和分布，時效溫度越低，時間越長，則相數量越多，尺寸越小，使合金的強度上升，塑性。由于它含有大量形成相的Ti，Al，Nb等元素，因此合金中的強化相高達35wt%，再加上W、Mo、V等元素的強化作用，使得G742合金具有非常好的高溫性能。正是這種優(yōu)異的性能使其廣泛應用于550～800℃溫度范圍和高應力下作的渦、壓氣機盤、軸、承力環(huán)、緊固件和其它零部件，別是廣泛應用于高性能發(fā)動機和中遠程動力裝置中的關鍵零部件。
*，合金的組織和性能具有密切的關系，而熱處理明顯地改變組織和性能，別是對以相強化的G742高溫合金。因此研究熱處理制度對合金性能的影響一直是合金研究的一個重要方面。目前對G742合金熱處理方面的研究很少。本文進行了熱處理對G742合金組織和性能影響的研究。1試驗方案試驗用的材料是經VIM+VAR雙真空冶煉隨后熱變形至16mm圓棒，機加成試樣進行力學性能，值均為兩次的平均值。采用光學顯微鏡和電子顯微鏡進行組織觀察。

表1給出了合金的成分。表2給出了試驗所采取的熱處理制度。2.2固溶處理對合金組織和力學性能的影響圖1給出了相同的時效處理制度而不同的固溶處理制度下合金強度和塑性的變化規(guī)律。圖中的三種熱處理制度分別為5＃，1＃和3＃，從中可以看出，隨著固溶處理溫度的，合金的強度和塑性都有明顯的。圖2給出了三種不同固溶處理溫度下(5＃，1＃，3＃)的組織，從中可以看出，隨著固溶溫度的，合金的晶粒尺寸增大，別是當固溶溫度由1080℃到1120℃時，晶粒度有十分明顯的增大，晶粒度由ASTM3到ASTM7。
當固溶溫度由1120℃(1＃)到1150℃(3＃)時，相無十分明顯的區(qū)別，都是呈現大小均勻一致的分布，但采用1080℃固溶處理時(5＃)，形成了大小兩種尺寸的相，其中小尺寸的相在尺寸上與1＃和3＃也無明顯區(qū)別，它們是在時效中析出的。而大的相是由于在固溶處理時原相沒有*溶解而遺留下來的。合金的再結晶晶粒主要是在固溶處理中形成和長大的，一般溫度越高則形核長大的驅動力越大，因此晶粒越大。但這個是一個非常復雜的，受多種因素的影響，其中第二相就起著非常關鍵的作用，它們在晶內阻礙位錯的滑移，而且釘扎在再結晶晶粒的晶界上，阻礙晶粒的進一步長大。
對于象G742這樣以相時效強化的高溫合金而言，的固溶處理是將合金加熱至某一溫度使相*溶解，然后在時效中析出均勻的相，不希望存在大尺寸的相，但從圖1和圖2中可以得出這種大小尺寸相共存的組織不但具有均勻的晶粒，而且具有強度高、塑性好的點。對G742合金而言，相*溶解溫度為1100℃，因此當固溶處理溫度低于該溫度時，必定會有殘留的相。圖2a中的大尺寸相正是這種殘留的相，也正是這種殘留的相了晶粒的長大。
因此這種大小相共存的組織對該合金的性能、別對合金的塑性是十分有利的。2.3時效處理對合金組織和性能的影響象G742這樣的Ni基高溫合金的時效主要是一個相形核和長大的。時效溫度越低，平衡的相含量越高，但相的形核和長大的是一個熱力學，別是相的長大是主要由擴散控制的熱力學。因此當時效溫度很低時，平衡的相含量很高，但相的長大非常，其結果是形成大量的相。圖3給出了相同固溶處理溫度不同時效處理制度下(2＃，3＃，4＃)相的形態(tài)及分布；圖4給出了這三種熱處理制度下相含量及合金力學性能的變化。
圖中的2＃，3＃和4＃的固溶溫度均是1150℃，但2＃只有850℃6h的時效處理，3＃是在850℃6h的時效處理的基礎上加上780℃16h的時效處理，4＃是在加入1050℃4h后進行850℃8h及730℃32h的時效處理。從圖3中可以看出，2＃，3＃和4＃的相含量逐漸。2＃和3＃中的相均勻地分布，但3＃中的相密度高于2＃和4＃中的相，有大小兩種形態(tài)，其中大的相很有可能是在1050℃時效處理時由于溫度較高而產生的，而的相是在以后較低的溫度時效而時析出的。