基于φ500mm大圓坯連鑄連軋生產(chǎn)22CrMoH汽車橋齒鋼的工藝,通過對(duì)鑄坯低倍組織及高倍金相組織、軋后帶狀組織系統(tǒng)分析,開展了齒輪鋼大圓坯鑄態(tài)組織及軋制遺傳性研究。研究發(fā)現(xiàn),22CrMoH齒輪鋼連鑄大圓坯近表面細(xì)晶區(qū)、柱狀晶區(qū)、中心等軸晶區(qū)的枝晶尺寸存在明顯差異;自表面至芯部二次枝晶間距逐漸增加,退火狀態(tài)下枝晶主干位置以鐵素體為主,枝晶間以珠光體為主;軋后帶狀組織形態(tài)主要受鑄態(tài)組織二次枝晶間距和軋制變形的影響;軋后退火態(tài)鐵素體帶寬自表面至芯部呈現(xiàn)增加趨勢(shì)。 

【文章來源】：連鑄. 2020,(04)

【文章頁(yè)數(shù)】：4 頁(yè)

【部分圖文】：

連鑄圓坯低倍鑄態(tài)組織形貌

取鑄坯表面細(xì)晶區(qū)20mm×20mm橫向樣品，經(jīng)精磨、拋光后使用硝酸酒精進(jìn)行腐蝕，腐蝕后組織形貌如圖2所示。結(jié)合圖1和圖2組織尺寸、形態(tài)、分布分析認(rèn)為，圖1中表面細(xì)晶區(qū)顯示的黑色網(wǎng)狀組織為圖2中呈現(xiàn)的白色鐵素體網(wǎng)。該網(wǎng)狀為鋼液經(jīng)過勻晶轉(zhuǎn)變、包晶反應(yīng)[6-8]等過程形成的原始凝固奧氏體晶粒的晶界。3.2 鋼坯金相組織分析

對(duì)鑄坯近表面細(xì)晶區(qū)、柱狀晶區(qū)、中心等軸晶區(qū)分別取30mm×30mm橫向樣品，并按930℃加熱、保溫時(shí)間約30min后隨爐冷卻的退火工藝進(jìn)行退火。退火后樣品使用苦味酸進(jìn)行腐蝕，酸液溫度為70℃，腐蝕時(shí)間為20min。腐蝕后鑄坯近表面細(xì)晶區(qū)、柱狀晶區(qū)、中心等軸晶的枝晶形貌如圖3所示。由圖3可以看出，近表面細(xì)晶區(qū)一次枝晶、二次枝晶均較細(xì)，主枝晶生長(zhǎng)方向各異，二次枝晶間距約80μm；柱狀晶區(qū)主枝晶均沿著“徑向”向芯部生長(zhǎng)，一次枝晶、二次枝晶均較粗，二次枝晶間距約300μm；中心等軸晶區(qū)域二次枝晶間距約500μm；根據(jù)二次枝晶間距經(jīng)驗(yàn)公式[9-10]，二次枝晶間距與冷卻速度成正比。結(jié)晶首先從結(jié)晶器壁處開始，在結(jié)晶器壁極大的過冷度、非均勻形核的條件下，產(chǎn)生大量晶核，并同時(shí)向各個(gè)方向生長(zhǎng)，相鄰晶核很快彼此相遇，不能繼續(xù)生長(zhǎng)，形成近表面細(xì)晶區(qū)。隨著凝固的繼續(xù)進(jìn)行，過冷度逐漸降低，溫度梯度變得平緩，不具備形成新晶核條件，但固液界面處某些小晶粒得到繼續(xù)長(zhǎng)大，由于垂直于結(jié)晶器壁方向散熱最快，因而晶體沿其相反方向擇優(yōu)生產(chǎn)成柱狀晶。隨著柱狀晶的發(fā)展，經(jīng)過散熱，芯部未凝固鋼液溫度已將至熔點(diǎn)以下，在加上液態(tài)鋼液中夾雜物等因素，為非均勻形核創(chuàng)造了條件，于是在整個(gè)剩余液體中同時(shí)形核，又由于垂直于結(jié)晶器壁方向散熱速度的優(yōu)勢(shì)不再明顯，散熱已失去方向性，晶核在液體中可以自由生長(zhǎng)，在各個(gè)方向上的長(zhǎng)大速度差異不大，因此形成等軸晶。鋼坯退火后近表面細(xì)晶區(qū)、柱狀晶區(qū)、中心等軸晶區(qū)的金相組織如圖4所示。結(jié)合圖3和圖4可以看出，圖3中一次枝晶、二次枝晶主干白色相為鐵素體相，枝晶間黑色和灰色組織為珠光體組織。上述組織差異主要是由于凝固過程中隨著凝固進(jìn)行，溶質(zhì)元素在固相中的溶解度較低，溶質(zhì)元素向液相析出，導(dǎo)致先凝固的枝晶干溶質(zhì)元素低，后凝固的枝晶間區(qū)域溶質(zhì)元素高，鐵素體在低合金區(qū)域易形成，珠光體在高合金區(qū)域易形成。

【參考文獻(xiàn)】：
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博士論文
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本文編號(hào)：3419408