CN110218949A - 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法 - Google Patents

利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110218949A
CN110218949A CN201910630615.5A CN201910630615A CN110218949A CN 110218949 A CN110218949 A CN 110218949A CN 201910630615 A CN201910630615 A CN 201910630615A CN 110218949 A CN110218949 A CN 110218949A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
grain size
carburizing
low
mild steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201910630615.5A
Other languages
English (en)
Inventor
田勇
王斌
安小雪
何艳萍
王昊杰
贾涛
王丙兴
王昭东
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Northeastern University China
Original Assignee
Northeastern University China
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Northeastern University China filed Critical Northeastern University China
Priority to CN201910630615.5A priority Critical patent/CN110218949A/zh
Publication of CN110218949A publication Critical patent/CN110218949A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C8/00—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals
    • C23C8/06—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases
    • C23C8/08—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using gases only one element being applied
    • C23C8/20—Carburising
    • C23C8/22—Carburising of ferrous surfaces

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)

Abstract

本发明属于低碳钢或低碳合金钢渗碳热处理技术领域，特别涉及一种利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法。所述方法是选取碳含量小于0.25％的低碳钢或低碳合金钢材料，开展合金成分设计，在冶炼过程中添加在冶炼过程中添加Nb、或Ti、或Nb和V的组合、或Ti和V的组合、或Nb与Ti及V的组合微合金元素，以提高低碳钢或低碳合金钢的渗碳温度，从而进一步提高渗碳速率，缩短渗碳工艺周期，减少能源消耗。

Description

利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法
技术领域
本发明涉及低碳钢或低碳合金钢渗碳热处理技术领域，特别涉及一种利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法。
背景技术
渗碳是指使碳原子渗入到钢表面层的过程。也是使低碳钢(含碳量小于0.25％)的工件具有高碳钢的表面层，再经过淬火和低温回火，使工件的表面层具有高硬度和耐磨性，而同时工件的中心部分仍保持着低碳钢的韧性和塑性。
高温渗碳具有环保、高效、低成本等特点，是渗碳技术发展的重要方向之一。提高渗碳温度可以大幅度增大渗碳过程中活性碳原子的扩散速率，减少扩散时间，提高生产效率，节约能源消耗和生产成本。研究表明，当渗碳层深度一定时，渗碳温度越高渗碳时间也越短。据估算，在930℃的齿轮表面渗碳达到1mm的渗碳层深度时需6h，而在1050℃渗碳时仅需要2h。因此，出于环保、节能、生产效率等需要，采用高温渗碳将成为渗碳技术的未来发展方向。
但与此同时，渗碳温度提高到一定范围后会造成奥氏体晶粒过分长大，不可避免地会出现晶粒粗化现象。奥氏体晶粒度和奥氏体化温度密切相关，温度越高，奥氏体晶粒越粗大，渗碳结束淬火后得到的马氏体也会粗大。而粗大马氏体组织会导致零件在实际使用时，强度下降，塑性变差，容易变形和出现开裂，材料的疲劳性能明显降低，零件的服役寿命显著下降。因此，如何解决高温渗碳过程中奥氏体晶粒粗化长大的问题是高温渗碳技术发展的关键。
现有专利提到通过Nb、Al微合金化，可以提高奥氏体晶粒的粗化温度(即在相同温度下可细化奥氏体晶粒)，从而使低碳合金钢的渗碳温度提高到1050℃。但由于钢中存在较高含量的Al2O3，易降低低碳合金钢的各项抗疲劳性能，同时钢水冶炼时因Al2O3的存在而带来浇注困难的问题。
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的目的是提供一种利用微合金化提高渗碳温度的方法，通过在低碳钢或低碳合金钢中添加微合金元素，以提高低碳钢或低碳合金钢的渗碳温度从而提高渗碳速度，以解决传统渗碳热处理过程中渗碳温度低、工艺周期长和能源消耗量大等问题。
(二)技术方案
一方面，本申请提供一种利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其方法是：
选取碳含量小于0.25％的低碳钢或低碳合金钢材料，开展合金成分设计，在冶炼过程中添加Nb、或Ti、或Nb和V的组合、或Ti和V的组合、或Nb与Ti及V的组合微合金元素，以提高低碳钢或低碳合金钢的渗碳温度。
优选地，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，Nb的含量为0.02～0.06％。
优选地，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，Ti的含量为0.01～0.05％。
优选地，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，V的含量为0.01～0.06％。
优选地，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，Nb的含量为0.02～0.06％、Ti的含量为0.01～0.05％、V的含量为0.01～0.06％。
优选地，所述低碳合金钢材料中含有Mo元素。
另一方面，本申请还提供一种低碳钢的表面渗碳方法，其包括：
S1:选取碳含量小于0.25％的低碳钢或低碳合金钢材料，开展合金成分设计，在冶炼过程中添加Nb、Ti、Nb和V的组合、Ti和V的组合、或Nb与Ti及V的组合微合金元素，使低碳钢内部实现微合金化；
S2:对微合金化的低碳钢，测量其在不同温度和保温时间条件下的奥氏体晶粒尺寸，并计算晶粒度等级，在保证奥氏体晶粒尺寸无明显粗化的前提下确定渗碳温度上限值；
S3:在确定渗碳温度上限值的温度范围内进行表面渗碳。
优选地，步骤S2中，步骤S2中，无明显粗化是指根据GB/T6394-2002 《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别，当晶粒度等级为8级以上时，确定为奥氏体晶粒尺寸无明显粗化。
本发明方案的原理为：
本发明充分考虑了微合金第二相粒子固溶和析出的热动力学条件，微合金Nb、Ti、V均为强碳氮化物形成元素，可与钢基体材料中的C、 N结合形成Nb(C，N)，Ti(C，N)，(Nb，Ti)(C，N)，V(C，N)等细小弥散的碳氮化物析出相，这些弥散析出相具有一定高温稳定性，需要较高的温度和较长的时间才能充分回溶到钢基体材料中。当材料成分中同时含有Mo等元素时，还可以形成更加复杂的弥散析出相，如(Nb，Mo)(C，N)和(Ti，Mo)(C，N)相，具有更好的细晶效果。纳米微合金碳氮化物在高温未完全固溶的条件下对奥氏体晶界长大具有钉扎作用，可起到抑制晶粒粗化的效果，从而保证高温晶体粒度的前提下提高渗碳温度。
(三)有益效果
本发明的有益效果是：
本发明针对低碳的渗碳钢材料，采用微合金化的手段，通过添加微合金元素(Nb、Ti、Nb和V的组合、Ti和V的组合、或Nb与Ti及V 的组合)并控制含量，利用微合金碳氮化物的钉扎作用，在高温渗碳过程中抑制奥氏体晶粒粗化长大。
本发明可以在传统工艺条件的基础上，在保证晶粒尺寸不粗化的前提下提高渗碳温度10～100℃，同时相应地减少扩散时间；通过加快碳扩散速率来缩短渗碳热处理工艺的周期，大幅降低能源消耗，节约生产成本，且普遍适用于生产渗碳轴承钢和渗碳齿轮钢材料。实验表明渗碳温度每提高10℃可提高生产效率5％～20％。
钒及钒与Ti或/和Nb的任意组合，不仅均可提高低碳钢或低碳合金钢的渗碳温度以增加渗碳速率，同时在通过钒或Ti和Nb的合金属性对钢材其他性质进行优化调整时，具有多种组合形式和更广的使用灵活度，以满足特定的钢材设计要求。
综上所述，在传统渗碳轴承钢和渗碳齿轮钢的成分体系下，进行微合金化设计，可以在高温条件下阻碍奥氏体晶粒粗化长大，实现高温渗碳，提高生产效率，降低开发成本，达到节能减排绿色化生产的目的。
附图说明
图1为实施例1中实验钢在1050℃条件下保温4小时的组织形貌。
图2为实施例1中实验钢在1100℃条件下保温4小时的组织形貌。
图3为实施例2中实验钢在960℃条件下保温8小时的组织形貌。
图4为实施例2中实验钢在1050℃条件下保温8小时的组织形貌。
图5为实施例3中实验钢在1000℃条件下保温8小时的组织形貌。
图6为实施例3中实验钢在1200℃条件下保温2小时的组织形貌。
图7为采用真空低压的渗碳脉冲工艺(与渗碳温度的相关性)。
图8为实施例4中实验钢在1050℃条件下保温4小时的组织形貌。
图9为实施例4中实验钢在1200℃条件下保温2小时的组织形貌。
图10为实施例5的实验钢在1000℃条件下保温4小时的组织形貌。
图11为实施例5的实验钢在1150℃条件下保温2小时的组织形貌。
具体实施方式
下面列举具体实施案例对本发明进行说明，下列实施过程只用于对本发明做进一步说明，并非对本发明保护范围的限制，其他根据本发明做出的一些非本质性的改动和调节仍为本发明范畴。
实施例1
采用18CrNiMo7-6渗碳钢生产的工件广泛应用于风电、港口减速器及高速机车等行业。18CrNiMo7-6实验钢的主要化学成：0.17％C， 0.18％Si，0.60％Mn，1.50％Cr，1.48％Ni，0.30％Mo。将此化学成分的 18CrNiMo7-6钢进行微合金化设计，添加Nb，使合金中Nb含量为 0.06％。
随后对微合金化后的18CrNiMo7-6钢试样进行晶粒度测定。将实验钢试样置于真空炉中，随炉升温至保温温度，保温一定时间后，出炉油淬。淬火后的试样进行金相制备，腐蚀后得到晶界明显的组织，进行晶粒度测定。
实验条件：保温温度分别为900℃、950℃、1000℃、1050℃、1100℃、 1150℃；保温时间分别为0.5h、1h、2h和4h，共进行24次实验。
晶界腐蚀方法：饱和苦味酸溶液加热到67℃，加入少量发膏，搅拌溶解后，将抛光后试样浸入腐蚀2-3分钟，然后用水冲洗，喷酒精吹干后观察。
晶粒度测试标准：根据GB/T6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别。
图1为实验钢在1050℃条件下保温4小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是14.16μm，晶粒度等级9级。图2为实验钢在1100℃条件下保温4小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是56.15μm，晶粒度等级5级，已经发生明显粗化。因此，将渗碳温度确定在1050℃以下。
对实验钢采用真空低压渗碳的工艺，采用多段脉冲方式渗碳，渗碳温度分别为950℃、1050℃。在达到相同渗层深度和渗层质量的条件下，渗碳时间分别是4h和1.6h。随着渗碳温度的提高，渗碳时间明显缩短，渗碳时间提高100℃约可使生产效率提高60％。
实施例2
20CrMn渗碳钢广泛应用在高速、高负荷而无强冲击负荷下工作的齿轮轴、齿轮、水泵转子、离合器、小轴、心轴及螺栓等结构件上。实验钢的主要化学成：0.18％C，0.20％Si，1.05％Mn，1.17％Cr。将此化学成分的20CrMn钢进行微合金化设计，添加Ti，使合金中Ti含量为0.06％，便得到目前我国市场占有率最高的20CrMnTi渗碳钢。
随后对20CrMnTi钢试样进行晶粒度测定。将实验钢试样置于真空炉中，随炉升温至保温温度，保温一定时间后，出炉油淬。淬火后的试样进行金相制备，腐蚀后得到晶界明显的组织，进行晶粒度测定。
实验条件：保温温度分别为900℃、930℃、960℃、1000℃、1050℃、 1100℃；保温时间分别为1h、2h、4h和8h，共进行24次实验。
晶界腐蚀方法：饱和苦味酸溶液加热到65℃，加入少量发膏，搅拌溶解后，将抛光后试样浸入腐蚀2-3分钟，然后用水冲洗，喷酒精吹干后观察。
晶粒度测试标准：根据GB/T6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别。
图3为实验钢在960℃条件下保温8小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是19.79μm，晶粒度等级8级。图4为实验钢在1050℃条件下保温8 小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是55.17μm，晶粒度等级5级，已经发生明显粗化。因此，将渗碳温度确定在960℃及以下。
实施例3
17Cr2Ni2Mo钢为德国ZF公司开发的Cr-Ni-Mo系齿轮钢的国产化牌号，广泛用于制作齿轮、锥齿轮等传动件、减速器零件、蝶形轮、摩擦件等。实验钢的主要化学成：0.18％C，0.22％Si，0.55％Mn，1.65％Cr， 1.70％Ni，0.28％Mo。将此化学成分的17Cr2Ni2Mo钢进行微合金化设计，添加Nb和V的组合微合金元素，使合金中Nb含量为0.06％，V含量为 0.10％。
随后对微合金化后的17Cr2Ni2Mo钢试样进行晶粒度测定。将实验钢试样置于真空炉中，随炉升温至保温温度，保温一定时间后，出炉油淬。淬火后的试样进行金相制备，腐蚀后得到晶界明显的组织，进行晶粒度测定。
实验条件：保温温度分别为900℃、940℃、1000℃、1100℃、1200℃；保温时间分别为1h、2h、4h和8h，共进行20次实验。
晶界腐蚀方法：饱和苦味酸溶液加热到67℃，加入少量发膏，搅拌溶解后，将抛光后试样浸入腐蚀2-3分钟，然后用水冲洗，喷酒精吹干后观察。
晶粒度测试标准：根据GB/T6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别。
图5为实验钢在1000℃条件下保温8小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是19.98μm，晶粒度等级8级。图6为实验钢在1200℃条件下保温2小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是106.2μm，晶粒度等级3.2级，已经发生明显粗化。因此，将渗碳温度确定在1000℃以下。
对实验钢采用真空低压渗碳的工艺，采用多段脉冲方式渗碳，渗碳温度分别为930℃、950℃、980℃。渗碳脉冲工艺如图7所示，在达到相同渗层深度和渗层质量的条件下，渗碳时间分别是6.26h、5.15h和3.33h。随着渗碳温度的提高，渗碳时间明显缩短，渗碳时间每提高10℃约可使生产效率提高14％～17％。
实施例4
20CrMnMo钢渗碳淬火后具有较高的抗弯强度和耐磨性能，常用于制造高硬度、高强度、高韧性的较大重要渗碳件，如曲轴、凸轮轴、连杆、齿轮轴、齿轮、销轴等。实验钢的主要化学成：0.23％C，0.18％Si，1.20％Mn，1.35％Cr，0.26％Mo。将此化学成分的20CrMnMo钢进行微合金化设计，添加0.06％Nb、0.03％V和0.015％Ti。
随后对微合金化后的20CrMnMo钢试样进行晶粒度测定。将实验钢试样置于真空炉中，随炉升温至保温温度，保温一定时间后，出炉油淬。淬火后的试样进行金相制备，腐蚀后得到晶界明显的组织，进行晶粒度测定。
实验条件：保温温度分别为950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1200℃；保温时间分别为1h、2h、4h和8h，共进行20次实验。
晶界腐蚀方法：饱和苦味酸溶液加热到68℃，加入少量发膏，搅拌溶解后，将抛光后试样浸入腐蚀1-2分钟，然后用水冲洗，喷酒精吹干后观察。
晶粒度测试标准：根据GB/T6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别。
图8为实验钢在1050℃条件下保温4小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是13.3μm，晶粒度等级9级。图9为实验钢在1200℃条件下保温 2小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是93.6μm，晶粒度等级3.5级，已经发生明显粗化。因此，将渗碳温度确定在1050℃以下。
对实验钢采用真空低压渗碳的工艺，采用多段脉冲方式渗碳，渗碳温度分别为1000℃、1050℃。在达到相同渗层深度和渗层质量的条件下，渗碳时间分别是3.6h和1.5h。随着渗碳温度的提高，渗碳时间明显缩短，渗碳时间提高50℃约可使生产效率提高58.3％。
实施例5
采用12Cr2Ni4A渗碳钢生产的工件广泛应用于高负荷、交变应力下的各种齿轮、蜗轮、蜗杆、主轴等机械结构件。12Cr2Ni4A实验钢的主要化学成：0.12％C，0.25％Si，0.4％Mn，1.6％Cr，3.8％Ni。将此化学成分的12Cr2Ni4A钢进行微合金化设计，添加Ti和V，使合金中V含量为0.03％和Ti含量为0.02％。
随后对微合金化后的12Cr2Ni4A钢试样进行晶粒度测定。将实验钢试样置于真空炉中，随炉升温至保温温度，保温一定时间后，出炉油淬。淬火后的试样进行金相制备，腐蚀后得到晶界明显的组织，进行晶粒度测定。
实验条件：保温温度分别为900、930℃、950℃、1000℃、1050℃、 1150℃；保温时间分别为1h、2h和4h，共进行18次实验。
晶界腐蚀方法：饱和苦味酸溶液加热到70℃，加入少量发膏，搅拌溶解后，将抛光后试样浸入腐蚀2-3分钟，然后用水冲洗，喷酒精吹干后观察。
晶粒度测试标准：根据GB/T6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别。
图10为实验钢在1000℃条件下保温4小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是12.6μm，晶粒度等级9.7级。图11为实验钢在1150℃条件下保温2小时的组织形貌，平均晶粒尺寸大小是86.2μm，晶粒度等级4.2级，已经发生明显粗化。因此，将渗碳温度确定在1000℃以下。
对实验钢采用真空低压渗碳的工艺，采用多段脉冲方式渗碳，渗碳温度分别为930℃、950℃、980℃。渗碳脉冲工艺如图7所示，在达到相同渗层深度和渗层质量的条件下，渗碳时间分别是6.26h、5.15h和3.33h。随着渗碳温度的提高，渗碳时间明显缩短，渗碳时间每提高10℃约可使生产效率提高14％～17％。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。另外，上述各实施例中的技术特征，在进行特征组合且不矛盾的情况下的任意组合，也应包含在本发明中。

Claims (8)

1.一种利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其特征在于，所述方法是：选取碳含量小于0.25％的低碳钢或低碳合金钢材料，开展合金成分设计，在冶炼过程中添加在冶炼过程中添加Nb、或Ti、或Nb和V的组合、或Ti和V的组合、或Nb与Ti及V的组合微合金元素，以提高低碳钢或低碳合金钢的渗碳温度。
2.根据权利要求1所述的利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其特征在于，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，Nb的含量为0.02～0.06％。
3.根据权利要求1所述的利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其特征在于，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，Ti的含量为0.01～0.05％。
4.根据权利要求1所述的利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其特征在于，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，V的含量为0.01～0.06％。
5.根据权利要求1所述的利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其特征在于，使添加微合金元素后的低碳钢或低碳合金钢中，Nb的含量为0.02～0.06％、Ti的含量为0.01～0.05％、V的含量为0.01～0.06％。
6.根据权利要求1所述的利用复合微合金化提高渗碳温度的方法，其特征在于，所述低碳合金钢材料中含有Mo元素。
7.一种低碳钢的表面渗碳方法，其特征在于，包括：
S1:选取碳含量小于0.25％的低碳钢或低碳合金钢材料，开展合金成分设计，在冶炼过程中添加Nb、Ti、Nb和V的组合、Ti和V的组合、或Nb与Ti及V的组合微合金元素，使低碳钢内部实现微合金化；
S2:对微合金化的低碳钢，测量其在不同温度和保温时间条件下的奥氏体晶粒尺寸，并计算晶粒度等级，在保证奥氏体晶粒尺寸无明显粗化的前提下确定渗碳温度上限值；
S3:在确定渗碳温度上限值的温度范围内进行表面渗碳。
8.根据权利要求7所述的表面渗碳方法，其特征在于，步骤S2中，无明显粗化是指根据GB/T6394-2002《金属平均晶粒度测定方法》，使用截点法测算晶粒度，得到平均晶粒大小和级别，当晶粒度等级为8级以上时，确定为奥氏体晶粒尺寸无明显粗化。
CN201910630615.5A 2019-07-12 2019-07-12 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法 Pending CN110218949A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910630615.5A CN110218949A (zh) 2019-07-12 2019-07-12 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910630615.5A CN110218949A (zh) 2019-07-12 2019-07-12 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN110218949A true CN110218949A (zh) 2019-09-10

Family

ID=67813363

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910630615.5A Pending CN110218949A (zh) 2019-07-12 2019-07-12 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110218949A (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113416899A (zh) * 2021-06-24 2021-09-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb、B微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢

Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000160288A (ja) * 1998-11-26 2000-06-13 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 浸炭用鋼及び浸炭処理鋼
CN100404721C (zh) * 2006-06-22 2008-07-23 钢铁研究总院 一种重载荷齿轮用钢
CN101275204A (zh) * 2008-03-26 2008-10-01 莱芜钢铁股份有限公司 一种Cr-Mn-Ti齿轮钢及其制备方法
CN101289731A (zh) * 2008-05-09 2008-10-22 莱芜钢铁股份有限公司 CrMnTi系窄淬透性带齿轮钢及其制造方法
CN101319294A (zh) * 2008-07-22 2008-12-10 钢铁研究总院 一种细晶粒渗碳齿轮用钢及其制造方法
CN102131945A (zh) * 2009-01-16 2011-07-20 新日本制铁株式会社 表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法
CN102317490A (zh) * 2009-03-30 2012-01-11 新日本制铁株式会社 渗碳钢部件
CN102459678A (zh) * 2009-05-27 2012-05-16 住友金属工业株式会社 渗碳部件及其制造方法
CN102803539A (zh) * 2010-12-08 2012-11-28 新日本制铁株式会社 面疲劳强度优异的气体渗碳钢部件、气体渗碳用钢材以及气体渗碳钢部件的制造方法
CN102978562A (zh) * 2012-11-02 2013-03-20 浙江吉利汽车研究院有限公司杭州分公司 低碳合金钢渗碳工艺
CN103361559A (zh) * 2013-07-18 2013-10-23 首钢总公司 一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢
CN104884660A (zh) * 2012-12-28 2015-09-02 新日铁住金株式会社 渗碳用钢
CN104894353A (zh) * 2015-04-29 2015-09-09 首钢总公司 一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法
CN105121687A (zh) * 2013-04-18 2015-12-02 新日铁住金株式会社 表面硬化用钢材和表面硬化钢部件
CN108866439A (zh) * 2018-07-16 2018-11-23 东北大学 一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢
CN109763078A (zh) * 2018-05-28 2019-05-17 宝钢特钢长材有限公司 一种耐热合金渗碳钢及其制备方法

Patent Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000160288A (ja) * 1998-11-26 2000-06-13 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 浸炭用鋼及び浸炭処理鋼
CN100404721C (zh) * 2006-06-22 2008-07-23 钢铁研究总院 一种重载荷齿轮用钢
CN101275204A (zh) * 2008-03-26 2008-10-01 莱芜钢铁股份有限公司 一种Cr-Mn-Ti齿轮钢及其制备方法
CN101289731A (zh) * 2008-05-09 2008-10-22 莱芜钢铁股份有限公司 CrMnTi系窄淬透性带齿轮钢及其制造方法
CN101319294A (zh) * 2008-07-22 2008-12-10 钢铁研究总院 一种细晶粒渗碳齿轮用钢及其制造方法
CN102131945A (zh) * 2009-01-16 2011-07-20 新日本制铁株式会社 表面硬化钢、渗碳部件及表面硬化钢的制造方法
CN102317490A (zh) * 2009-03-30 2012-01-11 新日本制铁株式会社 渗碳钢部件
CN102459678A (zh) * 2009-05-27 2012-05-16 住友金属工业株式会社 渗碳部件及其制造方法
CN102803539A (zh) * 2010-12-08 2012-11-28 新日本制铁株式会社 面疲劳强度优异的气体渗碳钢部件、气体渗碳用钢材以及气体渗碳钢部件的制造方法
CN102978562A (zh) * 2012-11-02 2013-03-20 浙江吉利汽车研究院有限公司杭州分公司 低碳合金钢渗碳工艺
CN104884660A (zh) * 2012-12-28 2015-09-02 新日铁住金株式会社 渗碳用钢
CN105121687A (zh) * 2013-04-18 2015-12-02 新日铁住金株式会社 表面硬化用钢材和表面硬化钢部件
CN103361559A (zh) * 2013-07-18 2013-10-23 首钢总公司 一种Nb、Ti复合微合金化高温渗碳齿轮钢
CN104894353A (zh) * 2015-04-29 2015-09-09 首钢总公司 一种含Nb高温渗碳齿轮钢的轧制方法
CN109763078A (zh) * 2018-05-28 2019-05-17 宝钢特钢长材有限公司 一种耐热合金渗碳钢及其制备方法
CN108866439A (zh) * 2018-07-16 2018-11-23 东北大学 一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113416899A (zh) * 2021-06-24 2021-09-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb、B微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢
CN113416899B (zh) * 2021-06-24 2022-04-19 马鞍山钢铁股份有限公司 一种Nb、B微合金化齿轮钢及其制备方法、热处理方法、渗碳处理方法和渗碳齿轮钢

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104630634B (zh) 冷锻性优异的渗碳用钢及其制造方法
CN105899697B (zh) 渗碳钢部件的制造方法和渗碳钢部件
CN100510146C (zh) 具有优异耐氢脆性的弹簧钢以及由该钢获得的钢丝和弹簧
Asi et al. The relationship between case depth and bending fatigue strength of gas carburized SAE 8620 steel
RU2425171C2 (ru) Ковкая сталь
CN102066586B (zh) 渗碳部件的制造方法及钢部件
JPH0426752A (ja) 転がり軸受
CN100389229C (zh) 一种工件渗前冷变形的硼-铬-稀***渗工艺
CN108559922B (zh) 一种隧道掘进机滚刀刀圈合金材料及其制备方法
CN100455698C (zh) 耐磨性优良的表面碳氮化不锈钢部件和其制造方法
CN101970704A (zh) 滚动部件及其制造方法
CN108866439A (zh) 一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢
CN101880833A (zh) 一种采用稀土微合金化的不锈轴承钢及其制备方法
Wang et al. Effects of boronizing treatment on corrosion resistance of 65Mn steel in two acid mediums
CN110205565A (zh) 一种弥散纳米强化690钢及其制造方法
CN110218949A (zh) 利用微合金化提高渗碳温度的方法和低碳钢的表面渗碳方法
CN101880851B (zh) 一种合金铸铁低温表面催化渗氮的新方法
CN107761048A (zh) N‑C‑V‑Mo‑RE多元共渗强化钢材料表面的方法
CN109881122A (zh) 高耐磨耐蚀大耕深旋耕刀材料及其制备方法
CN107299294A (zh) 具有优异的耐腐蚀性的高强度弹簧钢
US20090035602A1 (en) High-strength steel with excellent unsusceptibility to hydrogen embrittlement
US11952668B2 (en) Carburized part and method for manufacturing same
US4432812A (en) Drive train gear of lower bainite alloy steel
CN114959553A (zh) 一种提高金属表面碳化性能的热处理方法
KR20150074645A (ko) 고탄소침탄강 소재 및 이를 이용한 기어 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20190910

RJ01 Rejection of invention patent application after publication