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铌在工程用微合金化钢-线棒材和表层渗碳产品中的应用


铌在工程用微合金化钢-线棒材和表层渗碳产品中的应用
Toshimitsu Kimura and Yutaka Kurebayashi Daido Steel, Research & Development 2-30 Daido-Cho, Minami-ku, Nagoya, Aichi, Japan 457-8545

摘要: 微合金化技术,

在20世纪60到70年代期间促进了扁平轧材(板材、带材和管线)的生产, 大约从80年代后,被应用于“长条产品”例如棒材、型材、锻件和盘条。在80年代,采用含铌 棒线材的主要原因是在生产中可以省掉必须的淬火回火工艺,即调质处理,而所制造的热处理 钢件在性能上不会有任何的改变。由于采用微合金化钢能够明显地降低生产成本和节能,因此, 在汽车工业中它们已经代替传统的热处理钢来生产连接杆、吊架挂钩构件和紧固件等等。另一 方面,合金元素铌对热处理零件的机械性能的作用也已经有了清晰的解释,并且一些新的钢种 已经开发出来,例如抗张强度具有1500MPa高强度紧固件用纲和弹簧钢已按设计应力1200MPa 进行应用。 此外,铌的沉淀析出物在加热过程中强烈阻碍晶粒长大的能力已被应用于开发表面 渗碳钢来制造传动装置和CVJ轴,其工艺是在冷锻成型后进行高温渗碳处理。新的钢种在制造 过程中已经成功取消了软化处理(如球化退火与光亮常化处理)。

1 引言
微合金化处理能够在锻造条件下生产高强度部件,因不需进行再加热及调质处理,而没有 后续成本消耗,故微合金化钢的应用领域已经被大大地扩展。尽管铌是一个在微合金化处理非 热处理钢方面占有显明优势的元素,但现在也被用于改善热处理钢的性能。 在最近二十年内, 用于汽车结构钢件的强度水平已经应汽车工业的强烈要求而显著地提高。 图1分别地总结了紧固件、弹簧和表面硬化零件的热处理钢在疲劳极限和韧性方面的变化。之所 以每一个品种在改善机械性能上都取得进展而没有增加制造总成本,是因为不仅改善了合金设 计而且革新了生产流程,例如喷丸处理技术应用于制造渗碳齿轮高温固化及热喷丸应用到弹簧 的生产。 应该强调是铌添加到须经热处理材钢种中,这与防止热处理时的晶粒粗化和随着制造构件 强度水平的提高而导致的脆性有关。 本论文回顾了铌添加到作为锻件、紧固件和弹簧的工程用钢中的实际例子。在渗碳钢中, 由于加工和加热处理过程太复杂以至难于把铌应用到这种钢中。 所以,有关开发作为渗碳齿轮 和轴用钢的研究结果可详细描述如下:含铌钢在轧制后不需球化退火就具有优异的冷成形性,

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即使在冷成型后也可以不进行常化处理。在渗碳过程中亦具有很高的抵抗晶粒长大的能力。

图1:构件的上疲劳极限强度和韧性的平衡在过去20年间的变化。

2 锻钢
在许多低合金高强度钢(HSLA)中,铌被认为是关键的合金元素,也是最为有效晶粒细化 剂,同时对热轧的产品,也是弥散强化元素[1]。铌的这种良好作用在70年代开始时就马上被应 用到热锻钢中。 Hull等[2]述评了含铌锻钢的发展历史和铌在最为常见的锻制中碳钢棒材的物理 冶金学。

2.1 热锻件
49MnVS3钢(0.50%C-0.25%Si-0.70%Mn-0.040%S-0.10%V)在70年代中期被开发,在汽车 工业中采用闭模锻造[3]。通过0.08%Nb微合金化,在高温加工条件下,虽然其强度可以达到要 求,但是韧性不足限制了这种应用。为了改善韧性,开发了一种0.38%C -1.00%Mn -0.07%V -0.03%Nb的钢,在锻造状态下作为汽车零件使用而不必改善其可靠性[4]。 Bucher[5]比较了AISI 1141和按AISI 1141标准的加铌改进型钢,取样于锻造联结杆,含铌钢 组织结构细化使硬度提高到97HRB,对比标准钢种为92HRB,并且韧性得到了改善而适用制造

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连接杆。AISI 1141加铌改进型钢也被用来生产焊接叉轴或万向联接轴[6]。 一家法国钢铁公司开发了多种微合金锻钢, 其中包括具有抗张强度水平超过 1000 MPa 的高 强度钢。这些钢种的基本成份是 0.45%C - 0.30%Si - 1.50%Mn - 0.12%V - 0.04%Nb,在空冷过程 中通过平衡控制贝氏体形成和钒沉淀析出可获得稳定的抗张强度。 铌钢的轧制在于控制奥氏体 晶粒尺寸,并保持钢淬透性的稳定。这些钢种应用于在汽车工业中制造悬挂臂和防摇杆。

2.2 将来预期的控制锻造钢
Sampei等[7]认为添加铌的中碳钢(0.25~0.45%C)棒材在控制轧制以后可获得良好的强度 -韧性匹配,工艺为114mm方坯加热到1373K,然后轧制成22mm圆钢,终轧温度为1073K。对含 铌钢而言,粗轧的终轧温度被选择为能够抑制奥氏体的再结晶,使晶粒细化,得到优良的机械 性能。 如果这些控制轧制技术能被用于锻造加工,可以预料在锻件中也能得到良好的机械性能。 Hulka[2]提出控制锻造的思想,已经在 1975 年由 Pawelski 等[8]作了明确的解释说明,精锻温度 控制在 950-1100K 范围,含铌钢(0.32%C-1.47Mn)的强度和韧性的匹配优于普通的钢。当然, 中温锻造产生高的负荷会缩短成形锻模的寿命,低的生产率限制了控制锻造技术的应用。 最近有关晶粒细化技术的研究已经表明当晶粒细化到小于1?m 时,钢的机械性能可以被显 著地改善[9]。因为含铌钢在温锻温度变形可以很容易实现晶粒细化,因此,将来铌钢的控制锻 造会是一种很有效的实用技术。

3 紧固件用钢
作为高强度紧固件用的棒线材,其抗张强度超过800MPa,要求具有良好的可冷成型、好的 机械性能(抗张强度、屈服强度、疲劳强度和韧性)和当抗张强度达到1200MPa时,具有良好 的抵抗延迟断裂的能力。高强度紧固件用钢的主要发展阶段钢可以总结如下,采用微合金线棒 材制造非热处理紧固件,对需要热处理材钢种以减少合金元素含量来防止高强度紧固件的延迟 断裂。

3.1 采用微合金线棒材生产非热处理螺栓
在1980年,Gondo,等[10]开发一种钢丝用来生产冷镦螺栓,其强度水平达到700MPa而不 需进行球化退火、淬火或回火。钢的化学成份为0.10%C-1.5%Mn,添加少量的Nb、V和Ti,在 控轧控冷条件下,获得适当的铁素体和珠光体组织。 Heritier等[11]报道说由0.2%C-1.2%Mn-20~50ppmB钢种制造级别为8.8螺栓已实现真正的

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工业化生产。由于硼的加入使钢具有高的淬透性,从终轧制温度开始冷却期间低碳的贝氏体开 始形成。 他们发现低碳贝氏体的铁素体具有高的应变硬化指数, 表明0.12%C-1.65%Mn-0.08%Nb25~50ppm B成份的钢具有高的拉丝比, 可以生产强度水平在1000~1200MPa范围的线棒材。 添 加铌来强化钢是利用了铌的晶粒细化和中间相沉淀析出的强化作用。 一种铁素体-珠光体带有少量沉淀析出粒子的钢种以及晶粒细化元素已经设计出来以满足 级别为8.8紧固件的技术要求[12]。其化学成份见表I。在加工中,采用低温加热板坯和低的终轧 温度以获得极细晶粒。为促进合金元素弥散析出,轧后进行了控制冷却。冷却速率对热轧试样 硬度的影响如图2所示。开发的钢在硬度上比原来的钢(0.14%C-0.25%Si-1.45%Mn-0.1%Cr)高 30~45HV,这归因于钒和铌碳氮化物细化晶粒和弥散硬化的综合效应。 表I 试验钢的化学成份(wt%) 钢种 Base Steel V Al-N Nb V-Nb-Al-N C 0.14 0.14 0.14 0.14 0.14 Si 0.26 0.25 0.25 0.26 0.24 Mn 1.43 1.44 1.46 1.44 1.47 P 0.011 0.010 0.011 0.010 0.010 S 0.003 0.003 0.003 0.003 0.003 Cr 0.10 0.11 0.10 0.10 0.10 V 0.10 0.10 Nb 0.02 0.02 sol.-Al 0.033 0.032 N 0.001 0.001 0.012 0.001 0.013

图2:冷却速率对热加工试样硬度的影响

线材硬度的增加有时会降低锻模的寿命,但这所导致的成本上升会被因取消了淬火-回火工 艺导致的成本下降所抵消。时效处理工艺可以使较低强度的冷成型紧固件的强度得到提高。 Boratto等[13]设计了一种铌钛微合金化钢0.09%C -0.2%Si -1.9%Mn -0.6%Cr -0.04%Nb -0.03%Ti, 并且生产的盘条具有针状铁素体组织,在轧制状态下,其抗张强度在900MPa左右。 他们的研

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究证实在523K低温时效,既能增加强度又能提高冷镦紧固件的延性,以满足强度分级为10.9全 部技术要求。

3.2 铌在紧固件用高强度淬火回火钢中的应用
一般而言, 级别 10.9 的紧固件的生产采用铬钼钢, 象日本工业标准的 SCM435 (与 SAE4137 相当),在冷镦以后,采用淬火回火工艺生产。因为,这些钢种的硬度在轧制后太高而不能直 接冲拨和冷镦成紧固件,所以必须采用退火处理来降低轧制线材的硬度。 新的钢种 0.25%C-0.05%Si-1.0%Mn-0.3%Cr-0.05%Ti-0.025%Nb-20ppmB,被研制出来而且 以轧制状态交货,在冷镦时不需进行软化处理[14]。甚至在轧制状态这种钢的变形抗力都是小 到足以进行冷成型,这是由于减少了强化钢基的合金元素 C、Si 和 Cr 的含量水平所至。添加合 金元素硼和铌分别是为了弥补淬透性的下降和得到细化的晶粒。 当紧固件的抗张强度超过1200MPa时,一般的淬火-回火合金钢都有在服役环境中易受到氢 攻击的弱点而导致延迟断裂。为了减少对延迟断裂的敏感性,有人建议减少杂质在原奥氏体晶 界含量、加上细化奥氏体晶粒以及改变碳化物沉淀粒子在晶界析出的形态。一种能抵抗延迟断 裂,抗张强度为1500MPa的钢,推荐的化学成份为:0.35%C -0.20%Si -0.35%Mn -0.010%P0.010%S -1.25%Cr -0.40%Mo -0.02%Nb 。 对 日 本 工 业 标 准 SCM435 钢 ( 0.35%C -0.85%Mn -0.020%P -0.015%S - l.0%Cr -0.20%Mo)的化学成份进行修改,即减少P、S和Mn的含量并增加 Cr和Mo含量,同时添加Nb,结果表明可以显著改善延迟断裂阻力[15]。.

4 弹簧钢

图3:通常使用的强化螺旋弹簧设计应力的变化

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随着设计应力增加,高强度调质处理弹簧钢要求具有合乎需要的抗张强度、屈服强度、疲 劳强度、抗下垂性和腐蚀疲劳强度以及延迟断裂阻力。 图 3 显示了日本汽车工业中螺旋弹簧设 计应力的变化。 在 1990 初,为减轻客车的重量,必需采用轻质弹簧,在那时高合金弹簧钢被 研制开发出来以承受设计应力提高而伴随着采用薄板卷所带来的冲击。 而近期弹簧钢研究领域 的发展方向已经重新回到减少合金元素的含量上来, 大多数相当于 1200MPa 设计应力的弹簧钢 皆是如此。

4.1 螺旋弹簧钢
在1981年进行了添加钒和铌到日本工业标准SUP7钢(相当于SAE9260钢)以改进抗下垂性 的尝试[16]。可观察到含钒和铌钢的抗下垂性能优于SUP7钢,这归因于钒的固溶强化作用、由 钒和铌的碳化物析出所产生的弥散强化以及晶粒细化的综合作用。 这些研究工作的结果使得螺 旋弹簧的设计应力由900MPa提高到l000MPa。 1990 年以后,为了节省自然资源,并且要与新的汽车排放物管理条例相适应,而特别地提 高了减少车辆重量的要求, 采用 0.4%C -2.5%Si -0.8%Mn -2.0%Ni -0.85%Cr -0.4%Mo -0.2%V 钢, 螺旋弹簧的设计应力成功地提高到 1300MPa,同时也实现了减轻重量 20%以上[17]。然而,由 于该钢的成本太高,其合金成份比普通的弹簧钢含有更多的 Ni、Mo 和 V,因此,该钢已经很 少被使用。 与此相反,一种能满足设计应力1200MPa的新钢种已经被开发研制出来,并且正在逐渐地 扩 大 其 商 业 性 生 产 规 模 [18] 。 钢 的 典 型 成 份 为 0.4%C -1.8%Si -0.5%Ni -1.1%Cr -0.15%V -0.025%Nb -0.0015%B。 减少碳含量是为了增加腐蚀疲劳寿命,硅保留在较高的水平是为了保 证具有良好的抗下垂性,添加镍是为了阻止麻点腐蚀,而铌以及硼的加入是为了晶粒细化和强 化原奥氏体晶界。

4.2 板簧
与其他弹簧一样,同样也希望板簧在减薄规格后仍能具有高的稳定性。Ohmori[19]采用形 变热处理工艺研究了这个课题。采用的工艺是,板坯在1123~1023K热轧,压缩变形量达50~ 70%, 随后进行快速淬火。 采用该工艺生产日本工业标准- SUP10 (相当于50CrV4) 锥形板簧钢, 研究结果表明钢板的强度-韧性匹配良好,其疲劳强度高于采用常规调质工艺生产的SUP10钢的 疲劳强度。性能的改善归因于马氏体板条得到细化以及碳化物在基体中的形态得以改善。 对常规的大规模生产设备布局而言,无论如何都需要花费比较长的时间才能将轧制的钢板 输送到淬火槽。因此,在传递期间,轧制的板簧将会发生回复而且内部残余应变将会减少,这会

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影响到组织结构的改善。Ohmori等[20]指出铌添加到弹簧钢中将会延长轧后的回复时间。 Pawelski,等也注意到加入0.03~0.06%Nb到50CrV4弹簧钢中,热变形后,奥氏体再结晶的孕育 期被延迟[21]。 在一板簧生产线中,当铌和钛加入到50CrV4钢中,并采用热轧后立即淬火和在553K回火工 艺,铌的这些有益的作用已经显示出来[22]。与通常抗张强度为1700MPa的调质处理50CrV4钢 相比较,含铌钢可获得2000MPa的抗张强度以及提高疲劳强度20%而不会导致韧性下降。

5 表面渗碳钢
经表面硬化处理的汽车零部件,比如传动装置以及等速万向节轴,是通过专门的工艺生产 并需经过热处理,在大载荷环境下使用。由于这个缘故,渗碳钢必须满足以下三个主要的性能 要求。第一,好的可成形性,例如易成型性以及可加工性;第二,(涉及到硬化工艺,比如简 易渗碳)要求较好的淬透性以及淬火后产生较小的尺寸和形状变形;第三,渗碳后具有良好的 机械性能,例如弯曲疲劳强度,在齿根或油洞周围部分有较好的耐反复冲击性能,并且在齿面 有较好的抗点蚀性能。 轧态棒材 传统工序 渗碳处理 轧态棒材 新采用的工序 光亮常化处理 渗碳处理 回火处理 球化退火 回火处理 浸镀 冷锻 热锻 常化处理 机械加工

图 4:典型的表面硬化零件加工工艺过程 为了满足这些性能要求, 合金设计和加工工艺必须按生产成本最低化的原则进行优化处理, 图4显示了渗碳齿轮典型的制造工艺,渗碳钢棒材经过热锻、常化处理、机加工成齿轮,然后再 进行渗碳和回火处理,再经过磨光或喷丸处理加工成所需的形状。从降低总成本的观点来看, 其结果是冷锻工艺已经逐渐取代热锻工艺,从而取消了高成本的滚齿加工工艺。

5.1 适应渗碳齿轮生产工艺变化的措施
通常情况下,对冷锻而言,典型的渗碳钢棒材在轧态时的硬度太高,因此,轧后必需进行 球化退火处理。此外,冷锻零件中的残余应力是高温渗碳时导致晶粒粗化或晶粒异常长大的驱

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动力。 在真空中进行光亮常化处理也是必要的,这样可以避免损害冷锻零件表面质量。总之, 最终的结果是采用冷锻工艺在降低成本上的优势会被新增加的热处理费用所抵销。 我们的目标是开发一种既具有足够的可冷锻性而又不必进行球化退火处理,同时在渗碳又 能阻碍晶粒粗化而无须进行光亮常化处理的表面渗碳钢。 为了实现这个目标,合金元素对棒材 热轧态硬度和冷变形试样的晶粒长大行为的影响相关的基本实验研究工作业已完成[23,24]。 在这研究项目以前,我们已经成功开发了可冷成形的碳-硼钢,用新钢种代替热锻按日本工 业标准S48C和S53C钢的要求(相当于SAE1048和1053)制造CVJ零件[25]。在这个研究中,添 加少量的B代替过高的Si、Mn和Cr来提高钢的淬透性,这一合金设计已被用于生产可冷锻的渗 碳钢。

5.2 改善冷成形性
减少零件冷成型的变形阻力是提高成型磨具耐用性的最为有效的途径。 图5显示了日本工业 标准SCM4200和SCr420(相当于4118和5120)钢试样的硬度与在室温真应变为1变形时变形阻 力的关系,试样取至热轧态和球化退火态棒材。 可清楚地看到随试样硬度的增加, 变形阻力增大。 一般而言,具有良好冷成形性的硬度应该小于80 HRB,然而,在轧态条件下,很难获得这样低 的硬度,甚至在控制轧制条件下也是难以达到的。 研究测定了合金元素对热轧棒材硬度的影响。 试验材料的化学成份见表II。试样的基本成 份为0.20%C -0.07%Si -0.50%Mn -1.0%Cr。32mn直径钢棒在1200K进行常化处理以模拟热轧条 件。 Si和Mn尤其是C导致钢硬度的增加,相反地,B对硬度没有明显的。同样,降低C、Si和 Mn的含量,添加B来弥补淬透性的下降的合金设计被认为是适合于冷锻钢。

图5:钢中冷成型性与硬度之间的关系

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表II 试验钢的化学成份范围(wt%) 钢种 无B B C 0.20 0.10-0.25 Si 0.20 0.01-0.30 Mn 0.80 0.25-1.25 Cr 1.15 0.25-1.25 B 0.0015-0.0030 Others S:0.015,P:0.012

5.3 在渗碳期间防止晶粒粗化
对渗碳钢来说最有效的防止晶粒长大方法是利用碳化物、氮化物和碳氮化物沉淀析出,就 铝-镇静钢来说细小的氮化铝(AlN)粒子可抑制晶粒的迁移。 然而,对以期适用于冷锻添加硼的渗碳钢来讲,因为钢中固溶的B在AlN析出之前已与氮结 合, 故AlN沉淀析出不能被用来钉扎晶界。 这些BN沉淀析出导致减轻了硼对淬透性的影响。 因 此,Ti具有比硼同氮更大的亲合力,增加Ti以固定N形成较为粗大的沉淀物TiN。 最终,在含硼 钢中,少量的AlN粒子和粗大的TiN粒子两者都不能被考虑作为候选的粒子用来防止晶粒长大。 选择了日本工业标准SCr420钢、含硼钢和添加0.05%Nb的硼钢经过70%冷轧变形,再加热 到不同的温度保温1.8小时, 来研究有关冷压成型和再加热过程中晶粒长大行为的基本规律。 图 6和7分别地显示了平均晶粒度和粗化晶粒的面积分数同加热温度的关系,后者被定义为晶粒尺 寸大于晶粒度2级(按美国材料试验学会标准评级)。各钢种加热的温度范围为1173-1273K的光 学的金相显微照片见图8。同上述所描述的一样,仅仅添加硼不能抑制晶粒粗化行为反而有恶化 作用,相反地,含铌硼钢比普通的渗碳钢呈现出更细的晶粒。 图9阐明了在粗晶粒面积分数高达5%时铌含量和晶粒粗化温度之间关系。可以清楚看到晶 粒粗化温度随铌含量增加而上升,甚至在1273K,只要0.05%的铌就足够保持细晶。实际上,铌 的加入量应该根据不同渗碳层要求所确定的渗碳温度和时间来决定。

图6:加热到不同温度下试样的晶粒粗化行为

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图7:加热钢中粗晶粒的面积分数

图8:试样加热到不同温度下的光学显微照片

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图9:铌含量对阻碍晶粒粗化的影响

5.4 试验钢的综合评价
试验钢典型的化学成分为0.2%C- 0.10%Si- 0.50%Mn- 1.0/2.0%Cr- 0.0015%B- 0.05%Nb。为 了降低钢热轧态的硬度,降低了C、Si和Mn含量水平。通过控制硼的加入量和铬的含量水平来 调整钢的淬透性,通过加入铌来防止渗碳时的晶粒粗化。 二吨方坯经过热轧, 其中一些轧后采用球化处理退火处理。 图10显示了含1.5%Cr的试验钢 和普通的SCI420钢的硬度。试验钢轧制状态的硬度为77HRB,几乎同球化处理SCr420钢的硬度 75HRB一样。这表明所开发的试验钢不需进行球化退火就能用于冷锻。进一步而言,试验钢若 经过球化处理处理,其硬度低于68HRB,这意味着新研制的钢可以采用冷锻工艺生产形状更为 复杂的零件。采用压缩试验在室温下评价了试验钢的冷成形性,热轧的试验钢呈现出与球化处 理的SCr420钢相同的加工硬化率和优良的防止龟裂起始临界应变量。

图10:试验钢和普通的渗碳钢(SCI-420)在轧制状态和球化处理状态下的硬度

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图11显示了经过冷锻70%变形然后加热到不同的温度保温1.8小时条件下试验钢和SCI-420 钢的晶粒粗化行为。正如所期,试验钢在12731K时,呈现出比SCI- 420钢更细小的晶粒。然后, 采用25mm直径和130毫米长度的试样在1103K进行渗碳处理并淬入4l3K油浴中来研究钢的渗碳 性能。试验钢的表面硬度为750HV,其微观组织结构为回火马氏体相,没有屈氏体。 渗碳试样的疲劳性能见表III。采用带缺口的旋转弯曲疲劳试样,应力强度因子为1.84,工 艺是在1103K渗碳3小时后油淬,433K回火。由于喷丸处理已成为改善渗碳零件部分疲劳强度常 规手段,因此,一部分试样以0.7mm 弧高强度进行了喷丸硬化处理。在任何试样表面状态条件 下,开发的含铌试验钢的疲劳强度与普通的SCr420钢相当。

图11: 经过冷锻70%变形然后加热到不同的温度保温1.8小时条件下试验钢和SCI-420钢的晶粒粗 化行为

表III:开发的含铌钢与SCI-420钢机械性能的比较 旋转弯曲疲劳强度 渗碳状态 热喷丸状态 500MPa 820MPa 510MPa 810MPa 出现点蚀的循环周次 渗碳状态 2.3-9.0×107 1.5-8.3×108

SCr420 开发的钢

使用齿辊试验机来评价钢的抗点蚀性能。这一测试是采用一个26毫米直径试样同一个130 毫米直径圆盘以接触应力2.94GPa接触旋转,滑动比为40%。自动变速箱用油被用作为润滑剂, 油温为353K,含铌钢获得与普通的钢相同的抗点蚀性能。 试样渗碳处理后,采用圆弧缺口10mm 夏比冲击试样测定和比较冲击韧性。如图12所示, 试验钢的冲击功优于NiCrMo钢,例如日本工业标准SNCM420钢(SAE4320)。 目前, 开发的加铌硼钢和含铌SCM420钢[26], 后者比前者具有更高的淬透性, 正以每月500

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吨用量用于制造冷锻汽车零件。

图12:含铌试验钢和普通渗碳钢在渗碳以后的冲击性能

6 总结
迄今,通过添加铌而产生组织结构细化和弥散析出硬化已经应用于开发作为锻件和紧固件 用“非热处理”钢,这些零件以前是用调质钢种产生。同时,铌沉淀析出物强烈阻碍晶粒粗化 的作用在“热处理”钢中也得到广泛应用。作为高强度紧固件、弹簧和表面硬化零件用的新的 含铌热处理钢种的开发有利于提高汽车部件的强度和有助于节约生产成本和能源。

参考文献参考
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