25MnNi调质的淬火温度

pauline

25MnNi调质硬度要求：HB220—260，其淬火温度多少

BTICJS

自己查下标准就可以了

wwjxgz

非标牌号，成分是不是 C：0.20-0.28，Mn：0.50-0.90，Sui：0.20-0.50，Ni：0.10-0.30？
9 ?% r; }8 H; G如果是，淬火温度约870℃，回火温度约500℃

pauline

3# wwjxgz
非标的就是麻烦，除了C元素外，其它成分都有些差别。但还是有个比较的，谢谢斑竹。

dljdw

热处理工艺对B级钢(ZG25MnNi)金相组织及力学性能的影响
) R% Y7 N' f( ]& Q" j6 \时间：2010-05-22 12:40:44  来源：中国金相分析网  作者：
董　雯,赵　宜,顾　刚
(中国南车集团戚墅堰机车车辆工艺研究所,江苏常州 213011)
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摘　要:通过不同工艺的热处理,对B级钢(ZG25MnNi)金相组织和力学性能的关系进行了研究,确定了B级钢(ZG25MnNi)的最佳正火温度范围。
/ j  d9 I+ ?2 `8 ?: i关键词:B级钢;热处理;金相组织;力学性能
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1　前言
　　ZG25MnNi是戚墅堰机车车辆工艺研究所于1986年研制成功的B级铸钢材料,该钢种经正火热处理后的力学性能达到美国AAR铸钢标准中B级钢力学性能指标,见表1。其力学性能高于ZG230-450铸钢的,尤其是低温冲击韧性优良。该钢自1987年在齐齐哈尔铁路车辆(集团)有限责任公司用于生产大秦线运煤专用车的摇枕、侧架以来,使用效果良好。1998年开始大规模推广应用于货车转8A转向架摇枕、侧架,现已推广了16家工厂。
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    由于B级钢(ZG25MnNi)是新钢种,因此迫切需要研究热处理工艺、金相组织和力学性能之间的关系,并确定其正火热处理的最佳温区和金相组织形态。
2　试验方法和结果分析
; ]- ?8 F$ N  a- z2.1　试验方法
采用工厂电弧炉浇注的基尔试棒,在箱式电阻炉中进行各种不同的热处理工艺试验,并在油压万能材料试验机上进行拉伸试验,在JB-30B型冲击试验机上进行冲击试验,在金相显微镜上进行金相组织分析。
; c) K! [8 _; ^  |2.2　试验结果及分析
B级钢(ZG25MnNi)试棒在不同正火温度下的性能如表2所示。
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由表2可见,B级钢(ZG25MnNi)铸态下的强度较高,但塑性和低温冲击韧性较差。经正火处理后,强度有所下降,但塑性和冲击韧性有显著提高。在650～950℃正火处理时,随着正火温度的提高,强度有所增加,尤其塑性和低温冲击韧性提高显著;当超过970℃正火温度后,塑性和低温冲击韧性又开始下降。
5 Z- L- z3 Z! E$ m8 b表中数据表明B级钢(ZG25MnNi)在试验室条件下,在840～1050℃较宽的温度范围内进行正火热处理都可以满足AAR对B级钢的性能要求,这说明B级钢的热处理可操作性较好,有利于工厂组织生产;其中870～950℃之间是最佳热处理温区,在此温区正火处理可获得强韧性俱佳的综合性能。
* \7 t- b5 m' H) d: O3　热处理工艺、金相组织和力学性能的关系
+ e7 n8 \/ X# t在材料成分一定的情况下,材料性能取决于金相组织,而金相组织又是由热处理工艺决定的。
3.1　铸态组织及性能
B级钢(ZG25MnNi)经钢水浇注在砂模中直接凝固形成的组织为铸态组织,由形态略有差异的魏氏组织及块状铁素体和珠光体组成,见图1。铸态组织晶粒粗大,且存在魏氏组织、区域偏析及内应力,其力学性能较差,尤其是低温冲击韧性特别低。
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图1　铸态组织　100×
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图2　严重残余铸态组织　100×
3.2　在Ac1以下正火
5 C) T7 I% A4 c2 i1 S当B级钢(ZG25MnNi)在共析温度Ac1以下(如650℃)进行正火处理时,由于未达到奥氏体化温度,原始铸态魏氏组织中的粗大条状或块状铁素体仍保持原状;只是片状珠光体大部分转变成球化珠光体,属于严重残余铸态组织,见图2。由于片状珠光体球化,试棒的强度降低,塑性有所增加;但粗大条状或块状铁素体依然存在,其低温冲击韧性仍较低,必须重新热处理后才能使用。
3.3　亚温正火
( j8 p, t6 q- h/ g+ \当B级钢(ZG25MnNi)在Ac1～Ac3进行亚温正火处理时,由于材料在C+F的两相区保温,珠光体和部分铁素体已转变为奥氏体,在随后的空冷过程中,重新结晶成为细晶粒铁素体和珠光体;原铸态组织中仍有全部或部分条状或块状铁素体在保温过程中未奥氏体化,保持铸态形貌,并在随后的空冷过程中保存下来,这种组织属于残余铸态组织,见图3。这种保留铸态分布特点的组织对材质有较大影响,其延伸率和低温冲击韧性较低,必须重新热处理。
  
) Y0 V( H- n8 L1 d图3　残余铸态组织　100×
' Q( |% }8 Q6 y+ `3.4　正火
/ f' a4 ]' V3 L* {4 y6 D% h0 _当B级钢(ZG25MnNi)经Ac3+(10～100)℃正火处理时,原铸态组织全部奥氏体化,在随后的空冷过程中,重新结晶形成细晶粒铁素体和珠光体组织。如果热处理温度仅略高于Ac3,或保温时间不足,虽然已超过奥氏体化温度,但受组织遗传因素的影响,原铸态组织中条状铁素体同时初生于奥氏体_晶界处的铁素体也依然保留,见图4。遗传影响组织由于已重结晶细化,消除了铸态影响,因而与正常正火组织性能相差无几。当B级钢(ZG25MnNi)在Ac3以上50～100℃保温适当时间,并作空冷处理,就可获得优良的正火组织,见图5,其组织形态为较均匀分布的珠光体和铁素体,晶粒度为7～10级,力学性能优良,是B级钢正火处理的最佳组织。
   
图4　遗传影响组织　100×

图5　正常正火组织　100×
315　高温正火
当B级钢(ZG25MnNi)正火温度过高时,在奥氏体化过程中奥氏体会异常长大,在随后的空冷过程中,会形成穿过整个粗大奥氏体晶粒的、呈一定位相分布的铁素体魏氏组织,其他区域为等轴晶粒铁素体和珠光体,见图6。随着正火温度的进一步升高,则全部形成魏氏组织。正火过热组织因魏氏组织的出现,使材料的塑性和低温冲击韧性降低。
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图6　正火过热组织　100×
2 M- l2 l, b6 |. ^- {/ ^3 S4　结论
* }" l( k: o& n0 p(1)B级钢(ZG25MnNi)未经热处理时,铸态组织晶粒粗大,存在魏氏组织、区域偏析及内应力,其力学性能较差,尤其是低温冲击韧性特别低。
7 O1 t! F& m7 ^- ](2)B级钢(ZG25MnNi)经共析温度Ac1以下正火热处理后,铸态魏氏组织中的粗大条状或块状铁素体仍保持原状;只是珠光体大部分转变成球状珠光体,因此试棒的强度有所降低,塑性略有增加,但其低温冲击韧性仍较低。
(3)当B级钢(ZG25MnNi)在Ac1～Ac3之间亚温正火处理时,原铸态组织中的珠光体和部分铁素体重结晶成为细晶粒铁素体和珠光体,原粗条状或块状铁素体仍全部或部分保持铸态形貌,因此材料的延伸率和低温冲击韧性较低。
: b0 Q8 D* e' Z" U, {& a(4)当B级钢(ZG25MnNi)经Ac3+(10～100)℃正火处理后,原铸态组织全部重新结晶形成细晶粒铁素体和珠光体组织。其中,当热处理温度仅略高于Ac3,或保温时间不足时,出现遗传影响组织,其性能与正常正火组织相差无几;当热处理温度高于Ac3(50～100)℃,并且保温适当时间后空冷,就可获得优良的正火组织,其力学性能优良,为B级钢正火热处理的最佳组织。
, X  S4 X0 m& X1 X3 {% G) N' J(5)当B级钢(ZG25MnNi)正火温度过高时,则会出现过热组织。过热组织因魏氏组织的出现,塑性和低温冲击韧性降低。
/ ?+ K( g# `, W+ @3 I(6)B级钢(ZG25MnNi)在650～970℃正火处理时,随着正火温度的提高,强度有所增加,但塑性和低温冲击韧性显著提高,当超过970℃正火时,塑性和低温冲击韧性又开始下降。
" O  h# Y, Z/ l" f: v(7)B级钢(ZG25MnNi)最佳正火热处理温区为870～950℃,最佳金相组织为细小均匀分布的铁素体和珠光体。

pauline

5# dljdw 谢谢，好资料。