8.8级非调质紧固件钢线材的研制

通过合理的成分设计、控轧和水浴控冷、冷拉拔、稳定化处理生产8.8级非调制紧固件钢线材。结果表明,所得热轧盘条抗拉强度≥645 MPa,面缩70%以上,经25%~30%减面率的拉拔后,可以承受75%压缩变形,在300~350℃稳定化处理后,可以达到8.8级紧固件的力学性能要求。

高强度螺栓用35CrMo免退火冷镦钢热轧盘条的研制

通过入减定径温度780℃,入减定径减面率42%(Φ18.4 mm→Φ14 mm),冷却速度0.42℃/s,35CrMo钢热轧材显微组织为F+P,铁素体含量≥40%,实际晶粒度10~11级,抗拉强度≤750 MPa,断面收缩率≥60%,硬度值214~225HV,实现免退火直接进行大减面率拉拔。

拉丝断面压缩率对10B30钢球化退火组织及力学性能的影响

研究了拉丝断面压缩率(5%~35%)对Φ9.67~11.69 mm 10B30钢丝(/%:0.28~0.34C,0.0005~0.0030B)球化退火组织及力学性能的影响。结果表明:随着球化退火前拉丝断面压缩率的增加,球化退火组织级别提高,抗拉强度降低,断面收缩率提高,这是因为拉丝促进了球化退火过程中的自发球化和碳化物的ostwald熟化;当拉丝断面压缩率达到25%以上,球化组织和相应的抗拉强度和断面收缩率趋于稳定;实际生产中,退火前拉丝断面压缩率不应低于25%。

冷变形对20CrMnTi渗碳晶粒混晶的影响及工艺改进

使用20CrMnTi材料制作锚具夹片,在冷镦后进行渗碳热处理易发生奥氏体混晶,为了了解冷镦后奥氏体混晶产生的原因并找到改善的对策,本文在对混晶锚具夹片的样品进行分析的基础上,试验不同冷变形量对模拟渗碳晶粒度结果的影响并采用退火或正火预处理来获得对冷变形渗碳晶粒度的改善效果。结果显示冷变形后直接进行渗碳易造成渗碳奥氏体晶粒混晶,通过渗碳前退火或正火能够有效改善渗碳晶粒度混晶。

球化退火对冷精锻齿轮钢20Cr渗碳晶粒度的影响

通过不同球化退火工艺试验,研究退火温度和时间对球化组织和第二相粒子AlN析出物大小、数量的影响,采用伪渗碳法研究试验所得材料耐晶粒粗化的能力。结果表明,冷精锻齿轮钢20Cr在均热温度780℃保温6h球化退火条件下,获得均匀球化组织且第二相粒子AlN析出数量多、尺寸小,在930℃条件下保温时间10h晶粒开始粗化,有很好的耐晶粒粗化的能力。不添加铌、钒、钛等微合金元素,不正火处理,仅通过球化退火提高材料耐晶粒粗化的能力是行之有效的,为实际生产提供新的方法。

球化退火工艺对渗碳用16MnCr5钢奥氏体晶粒度的影响

为研究16MnCr5钢热轧盘条改制过程中的球化退火对其奥氏体晶粒度的影响,对热轧盘条试样及分别在700、720、740、760、780℃保温5 h的等温球化退火试样进行940±5℃保温1 h水淬处理,测试试样的奥氏体晶粒度并对比分析。结果表明,通过轧制过程采用“双高”工艺(加热温度1200~1250℃,精轧温度950~980℃)及800~600℃之间快冷(采用风冷,冷却速度≥10℃·s^(-1)),保证铝、氮原子处于固溶态,晶粒度检测前的热处理过程中AlN均匀细小析出,使得16MnCr5钢奥氏体晶粒细小均匀。当在700、720℃进行球化退火时,AlN质点均匀细小析出,虽然发生Ostwald熟化长大,但仍小于临界半径,奥氏体晶粒仍细小均匀;随着退火温度的进一步升高,第二相粒子发生Ostwald熟化长大,局部区域的第二相粒子超过其临界半径,局部奥氏体晶粒异常长大而出现混晶。实际生产中,为获得均匀细小的奥氏体晶粒,同时获得良好的球化组织及力学性能,16MnCr5钢采用720℃进行球化退火。通过以上控制轧制过程及球化退火工艺,可实现16MnCr5钢的奥氏体晶粒度7.5~7级,满足奥氏体晶粒度≥5级,且没有混晶的要求。

10.9级高强紧固件钢慢拉伸力学性能行为探讨

为了解高强紧固件钢在不同微量氢含量下的力学性能的变化,选用常用于生产高级紧固件的SCM435钢种,通过研究其在不同阴极充氢和腐蚀充氢条件下慢拉伸应力-应变曲线,用扫描电镜观察其慢拉伸断口形貌,并使用升温脱氢法(TDS)测量慢拉伸样品的析氢曲线并对其测量的氢含量进行对比。结果表明,在将SCM435调质成10.9级后,随着阴极充氢电位的降低,进入钢中的氢含量逐渐增加,进入钢中的氢以低温氢为主。氢显著降低钢的塑性,慢拉伸断口特征也由韧窝转变为沿晶开裂,发生脆性断裂。