大型鍛件均勻性研究

1、大型鍛件的均勻性研究材料成型及控制工程0916150108 曹玄揚(yáng)指導(dǎo)老師：樊新民 研究背景及目的 40CrNiMo是常用的一類優(yōu)質(zhì)調(diào)質(zhì)鋼材料，制作爬升齒輪時(shí)，由于本身的尺寸限制，造成鍛壓力分布的不均勻，鍛后組織常以不均勻的形態(tài)分布，導(dǎo)致鍛件質(zhì)量不能達(dá)標(biāo)，影響整體鍛件質(zhì)量。課題通過對鍛后爬升齒輪上不同圓周部位的組織均勻性進(jìn)行對比研究，討論了其對產(chǎn)品質(zhì)量和力學(xué)性能的影響。論文的結(jié)構(gòu)和主要內(nèi)容 第一部分 鍛造工藝簡介 第二部分 力學(xué)性能結(jié)果分析 第三部分 金相組織觀察分析 第四部分 全文總結(jié)第一部分 鍛壓工藝簡介爬升齒輪的整個(gè)鍛壓工藝分為加熱鍛壓熱裝爐熱處理測試粗車探傷檢測等工序。保 溫60010

2、85010保 溫升溫80/時(shí)升溫120/時(shí)保 溫124010溫度4.06.06.0時(shí) 間（小時(shí)）圖1.1 爬升齒輪鍛前加熱工藝路線350-650待料65010保溫升溫10/時(shí)88010保 溫吊下霧冷卻280-350保 溫升溫60/時(shí)65010保 溫爐冷50/時(shí)400爐冷50/時(shí)200出爐度溫時(shí) 間（小時(shí)）圖1.2 爬升齒輪鍛后熱處理工藝路線圖1.3 爬升齒輪粗車的尺寸要求經(jīng)粗車后的鍛件按要求分別在大圓表層、芯部，小圓中間部分切取所需試樣，進(jìn)行沖擊和拉伸實(shí)驗(yàn)。第二部分 力學(xué)性能測試?yán)煸嚇影凑諊鴺?biāo)GB/T228的標(biāo)準(zhǔn)，直徑選取為D0=10mm ，標(biāo)距L0=50mm ，拉伸速度2mm/min ，即

3、L0=5D0 。分別測定每組試樣的屈服強(qiáng)度、極限拉伸強(qiáng)度、延伸率、斷面收縮 率等參數(shù) ，結(jié)果如表2.1。序號屈服強(qiáng)度（Mpa）抗拉強(qiáng)度（Mpa）斷面收縮率（%）斷后伸長率（%）1#大圓芯部2#大圓表層3#小圓中部398398374738726718182216505548表2.1 拉伸試驗(yàn)1 拉伸試驗(yàn)圖2.1 拉伸試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線 從圖中可以看出，鍛件芯部與表層的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度并沒有太大的差異，芯部的塑性略有降低，但程度不大。2 沖擊試驗(yàn)沖擊試樣按照GB/2975 的標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行加工，尺寸為10mm10mm55mm ，試驗(yàn)在常溫下進(jìn)行，先將試樣加工成缺口深度為2mm的夏比U型缺口標(biāo)準(zhǔn)沖擊試

4、樣 。沖擊值如表3.2所示。序號平均值（J）1#大圓芯部2#大圓表層3#小圓中部20242422242421262821.024.725.1表2.2 試樣的沖擊功沖擊斷口斷口分析從圖中可以看出，三個(gè)試樣的整個(gè)斷面都被結(jié)晶區(qū)覆蓋，無明顯的放射區(qū)，這也說明了爬升齒輪粗車后的沖擊功低。1#大圓芯部試樣較2#大圓表層試樣和3#小圓中部試樣剪切唇面積小，整個(gè)斷面平整，無韌窩狀，從這亦可看出1#小圓中部試樣沖擊韌性最差。2#和3#仍是延性斷口，出現(xiàn)明顯韌窩，但整體沖擊功并不高。大圓心部的沖擊性能相對表面下降幅度較大，這歸根到底還是由金屬內(nèi)部組織不均勻的原因?qū)е碌?，心部性能大幅度下降的原因，主要是鍛件中心?/p>

5、析帶組織與鐵素體+珠光體顆粒的晶粒尺寸不均勻引起的。第四部分 金相組織觀察在不同的部位各選取一個(gè)沖擊樣，經(jīng)過打磨拋光，用4%硝酸酒精腐蝕后，拍取的金相下如圖從圖中可以看出，40CrNiMo鋼鍛后的金相組織混晶現(xiàn)象特別明顯，且組織分為兩種形態(tài)，其中一種為正常的鐵素體+珠光體，通過鍛件鍛后的熱處理工藝可以看出，鍛后組織一部分為正火態(tài)。 圖中的黑色偏析帶則是另一部分，其組織顯示為回火索氏體, 在熱處理最后階段650回火后出現(xiàn)。圖2#中鐵素體較3#與1#中小且成均態(tài)分布，通過幾組不同視場的統(tǒng)計(jì)，大圓芯部組織中回火索氏體占整個(gè)視場的比例約為50%，大圓邊上組織中回火索氏體也占50%，小圓中部回火索氏體則

6、只占有30%。 各部分的回火索氏體組織 一般認(rèn)為黑色偏析帶組織出現(xiàn)的主要原因是由于應(yīng)力場和化學(xué)元素的不均勻分布，導(dǎo)致高溫奧氏體化過程中，奧氏體中的合金元素含量將不均勻分布，使其晶粒長大傾向不一。碳化物形成元素富集區(qū)易殘留未溶碳化物和降低碳原子擴(kuò)散速度而抑制晶粒長大，貧化區(qū)晶粒則易長大。易出現(xiàn)混晶組織。如果能使晶體內(nèi)的碳趨于均勻化，且采用較快的冷卻速度，使過冷奧氏體在較低溫度下轉(zhuǎn)變碳不能充分?jǐn)U散到碳化物形成元素富化區(qū)，便可減少黑色偏析帶組織的分布。所以，因?yàn)榇髨A表層應(yīng)力場較之芯部的應(yīng)力場比較強(qiáng)且均勻，冷卻相對較快，所獲能量高，晶粒形核較多，相對來說會呈現(xiàn)比較均勻的組織形態(tài)。 晶粒度測定實(shí)驗(yàn) 用過

7、飽和苦味酸加少量十二基烷基苯磺酸鈉腐蝕劑腐蝕以顯示40CrNiMo鋼鍛后回火索氏體組織的晶粒晶界，在金相顯微鏡上觀察組織如下圖圖1中可以看出40CrNiMo鋼鍛后芯部組織晶粒尺寸大小分布很不均勻，其晶粒直徑分布在幾m到幾十m不等,出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。經(jīng)過截直線法計(jì)算出平均晶粒直徑為32m，其中在30m 以上的晶粒占到20%。圖2中組織晶粒大小相對1圖來說比較均勻，且更加細(xì)小，尺寸分布在10-30m的晶粒占視場中70%，平均晶粒直徑為25m。3圖中的組織晶粒大小介于1圖與2圖之間，平均晶粒尺寸為29m，組織也不是很均勻，出現(xiàn)混晶現(xiàn)象，最大晶粒尺寸達(dá)到48m。熱鍛過程中大圓表層溫度高, 變形程度大, 熱

8、鍛后爬升齒輪表層溫度下降較快, 晶粒生長時(shí)間比較短, 不易出現(xiàn)過分長大的晶粒, 因此40CrNiMo鋼爬升齒輪表層晶粒比較均勻。在鍛件加熱過程中大圓芯部應(yīng)變相對低于表面的應(yīng)變, 動態(tài)再結(jié)晶過程中晶界的遷移容易導(dǎo)致固溶碳原子留在晶粒邊界處, 造成固溶碳碳原子的集中和不均勻性。加之熱鍛后冷卻過程厚度方向存在溫差,齒輪軸心部溫度下降較慢, 在表層晶粒停止生長后, 在心部由于固溶碳原子及滲碳體的分布不均勻,部分碳含量較小的區(qū)域晶粒會繼續(xù)長大, 而部分區(qū)域晶粒由于固溶碳及滲碳體的的阻礙作用很難長大, 形成1#大圓芯部試樣與3#小圓芯部試樣晶粒的混晶現(xiàn)象。不同組織的硬度分析 為了進(jìn)一步探究鍛后組織對鍛件質(zhì)

9、量的影響，通過顯微鏡找取三種不同類型試樣中的金相組織進(jìn)行硬度測量，每種試樣的同種組織部位都選擇3個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測定，然后取平均值，見表4.1所示。 表4.1 不同組織形貌的硬度值（HV） 鐵素體+珠光體 過渡層 深層回火索氏體 1# 163.0161.7170.4184.0185.6190.8222.8238.8237.72# 188.1196.9191.6226.1226.1230.2278.4258.2255.53# 189.9198.7195.8221.1230.2226.7246.4240.1241.6 鐵素體+珠光體 壓痕過渡區(qū)壓痕深層回火珠光體壓痕自由鍛工藝采用鐓粗與拔長結(jié)合，在鐓粗過程中產(chǎn)生大量的位錯(cuò)，使得鍛件內(nèi)部的纖維交錯(cuò)、位錯(cuò)塞積更加嚴(yán)重，使得變形難以進(jìn)行，變形抗力顯著升高，鍛件表層的應(yīng)力、應(yīng)變場相對芯部與小圓中部更加復(fù)雜，使得位錯(cuò)更多，硬度值也最高。 第四部分 全文總結(jié)鍛件中由于偏析組織的存在，導(dǎo)致鍛件抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度較低，特別是沖擊韌性的下降。鍛后熱處理調(diào)質(zhì)完后有回火索氏體組織存在于黑色偏析帶中，且表層組織晶粒細(xì)小均勻，芯部組織晶粒粗細(xì)不均，出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。鍛件表層的應(yīng)力、應(yīng)變場相對芯部與小圓中部更加復(fù)雜，硬度值也最高。制定更好的工藝使得鍛件組織