一种4330缸体锻件的制造及检测方法

摘要

本发明涉及一种4330缸体锻件的制造及检测方法，属于金属锻造技术领域；包括步骤1：原材料冶炼：所述的原材料冶炼是指把废钢或生铁中的金属提取出来得到原材料钢锭；步骤2：锻造：所述的锻造是利用锻压机械对步骤1中得到的原材料钢锭进行锻压后使其成形的工艺；锻造比（8‑15）：1，锻造时毛坯高度应与设备空间相适应,并选择合适的锻锤吨位,保证锻件中心有良好的压实效果，镦粗2次以上；步骤3：热处理：步骤4：将锻件按工艺尺寸锯切；步骤5：在位于缸体中心孔处取横向冲击试样，并对该试样进行检验与分析。本发明改善了钢锭的铸态树枝晶组织，减少了含有枝间偏析材料的粒状组织的含量，制备的4330钢的冲击功明显提高，并且稳定性高。

说明书

技术领域

本发明涉及一种4330缸体锻件的制造及检测方法，属于金属锻造技术领域。

背景技术

4330钢是高强度钢的产品，它是在原来的镍铬钼系钢的基础上，经过钒微合金化发展起来的中碳低合金超高强度钢。目前主要用来制造汽轮机、压裂泵等重要零部件，并己在石油机械用钢中得到广泛应用。但是随着超深油、气井的日益增多，对石油机械用钢的综合性能要求不断增大，所以对4330锻件综合性能的要求也越来越高。4330缸体锻件经过低温冲击检验后，发现检验结果不稳定，部分锻件的冲击试验数据远低于技术标准要求。材料形成沿晶断裂的原因一般与过热、过烧、晶界微量有害杂质元素偏聚、二类回火脆性等因素有关。热处理是锻件生产过程中不可缺少的关键工序，合理正确的热处理可以赋予锻件优良的综合力学性能，保证产品在服役条件下的安全可靠性。

钢坯在锻造时要有足够的锻造比，充分压实压透内部金属打碎钢种的树枝晶组织和非金属夹杂物，并且改善其分布形态。增强锻件内部金属的致密度，减少锻件的内部缺陷；在热处理时控制处理温度，改变锻件用钢的晶粒大小、组织形态、第二相大小及分布，提高锻件经过调质处理后的塑韧性和冷脆抗力。本发明所生产的缸体锻件如图52所示。

现有技术中，由于枝晶成分偏析等问题，不仅使材料形成粗细不均匀的组织，也会形成强韧性较低的粒状组织，会出现4330钢的冲击功不稳定的情况。

发明内容

为了解决上述技术问题，本发明提供一种4330缸体锻件的制造及检测方法，其具体技术方案如下：

包括如下步骤：

步骤1：原材料冶炼：所述的原材料冶炼是指把废钢或生铁中的金属提取出来得到原材料钢锭；

步骤2：锻造：所述的锻造是利用锻压机械对步骤1中得到的原材料钢锭进行锻压后使其成形的工艺；锻造比为（8-15）:1，锻造时毛坯高度应与设备空间相适应,并选择合适的锻锤吨位,保证锻件中心有良好的压实效果,镦粗2次以上；

步骤3：热处理：

所述的热处理是指将步骤2得到的锻造后的锻件在固态下，通过加热、保温和冷却的手段改变锻件内部组织结构，以满足工件的加工和使用要求的加工方法；所述的热处理为先进行一次退火处理和/或一次正火处理，然后采用淬火和回火处理；得到锻件；

步骤4：将锻件按工艺尺寸锯切；所述锯切面积为0.174*3=0.522平方米；

步骤5：在位于缸体中心孔、边孔或T/2处取横向冲击试样，并对该试样进行检验与分析。

进一步的，所述锻造比为9.0:1，锻造温度为800-1200℃，锻造后采用空气冷却。

进一步的，步骤2中所述的锻造包括如下步骤：

步骤:2.1：冒口压把；

步骤2.2：在漏盘内将锻件镦粗至高度为650毫米；直径为1000毫米；再通过宽度为800毫米的上下平砧按程序进行1次以上拔长；每拔长一次锻件水平旋转90度；

步骤2.3：将锻件压成八边形，对锻件进行倒角；所述倒角为100毫米；

步骤2.4：剁切锻件冒口，切除锻件底部；

步骤2.5：将锻件压至工艺尺寸；

步骤2.6：对锻件进行冲孔；

步骤2.7：对锻件进行修整。

进一步的，步骤2.2中所述的镦粗和拔长工艺具体包括：

步骤2.2.1：将高度为1100毫米的锻件下压至高度为870毫米；再拔长至1170毫米；

步骤2.2.2：将高度为1170毫米的锻件下压至930毫米，在拔长至940毫米；

步骤2.2.3：将高度为940毫米的锻件下压至750毫米，再拔长至1030毫米；

步骤2.2.4：将高度为1030毫米的锻件下压至820毫米，再拔长至860毫米；

步骤2.2.5：将高度为860毫米的锻件下压至680毫米，再拔长至920毫米；

步骤2.2.6：将高度为780毫米的锻件下压至620毫米再拔长至820毫米；

步骤2.2.7：将高度为710毫米的锻件下压至650毫米。

进一步的，所述下压方向与第一次拔长下压方向成45°夹角；

进一步的，所述热处理过程还包括预备热处理，所述预备热处理包括对钢材进行880℃保温淬火或880℃保温风冷正火，然后进行730℃回火；

进一步的，所述淬火处理中锻件心部的淬火冷却速度低于锻件其他部位的淬火速度，避开粒状组织的形成温度区间。

进一步的，淬火液在缸体锻件内孔快速流动，锻件离开淬火液的温度不高于50℃。

进一步的，步骤5中所述的检验过程包括对所述试样进行力学性能检验，金相检验，所述分析过程包括对所述试样进行SEM组织分析。

本发明的有益效果是：防止材料沿晶断裂，进而提高缸体锻件的冲击功。

1、调整与改善缸体锻件在锻造过程中所形成的过热与粗大组织，降低大型锻件内部化学成分与金相组织的不均匀的现象，提高缸体锻件的冲击功。

2、改善钢锭的铸态树枝晶组织，确保了铸态树枝晶组织能被破碎揉均；提高了淬火液的流动速度，减少了含有枝间偏析材料的粒状组织的含量。

综上所述，本发明提供了一种提高4330锻件冲击功的生产方法，明显提高了锻件的冲击性能和稳定性。

附图说明

图1是本发明的1号试样组织50×的示意图，

图2是本发明的1号试样组织100×的示意图，

图3是本发明的1号试样组织500×的示意图，

图4是本发明的1号试样晶粒形貌100×的示意图，

图5是本发明的2号试样组织 50×的示意图，

图6是本发明的2号试样组织100×的示意图，

图7是本发明的2号试样组织500×的示意图，

图8是本发明的2号试样组织500×的示意图，

图9是本发明的2号试样晶粒形貌100×的示意图，

图10是本发明的5号试样组织50×的示意图，

图11是本发明的5号试样组织100×的示意图，

图12是本发明的5号试样组织500×的示意图，

图13是本发明的5号试样组织500×的示意图，

图14是本发明的5号试样晶粒100×的示意图，

图15是本发明的6号试样组织50×的示意图，

图16是本发明的6号试样组织100×的示意图，

图17是本发明的6号试样组织500×的示意图，

图18是本发明的6号试样组织500×的示意图，

图19是本发明的6号试样晶粒100×的示意图，

图20是本发明的1-1号2000×的示意图，

图21是本发明的2-1号2000×的示意图，

图22是本发明的1-2号4000×的示意图，

图23是本发明的2-2号4000×的示意图，

图24是本发明的1-3号4000×的示意图，

图25是本发明的2-3号4000×的示意图，

图26是本发明的1-4号4000×的示意图，

图27是本发明的2-4号4000×的示意图，

图28是本发明的6-1号2000×的示意图，

图29是5-1号2000×的示意图，

图30是6-2号4000×的示意图，

图31是 5-2号4000×的示意图，

图32是 5-2号4000×的示意图，

图33是5-3号4000×的示意图，

图34是6-4号4000×的示意图，

图35是5-4号4000×的示意图，

图36是6-5号4000×的示意图，

图37是1-5号8000×的示意图，

图38是1-1号200×的示意图，

图39是2-1号200×的示意图，

图40是1-3号1000×的示意图，

图41是2-3号1000×的示意图，

图42是1-4b号2000×的示意图，

图43是2-4b号2000×的示意图，

图44是1-4b号5000×的示意图，

图45是2-5b号5000×的示意图，

图46是1-5h号2000×的示意图，

图47是2-6h号2000×的示意图，

图48是1-6h号5000×的示意图，

图49是2-7h号5000×的示意图，

图50是1号试样微区成分分析的折线图，

图51是2号试样微区成分分析的折线图，

图52是本发明中缸体锻件的剖视图。

具体实施方式

现在结合附图对本发明作进一步详细的说明。这些附图均为简化的示意图，仅以示意方式说明本发明的基本结构，因此其仅显示与本发明有关的构成。

包括如下步骤：

步骤1：原材料冶炼：原材料冶炼是指把废钢或生铁中的金属提取出来得到原材料钢锭；

步骤2：锻造：锻造是利用锻压机械对步骤1中得到的原材料钢锭进行锻压后使其成形的工艺；锻造比为（8-15）:1，锻造时毛坯高度应与设备空间相适应,并选择合适的锻锤吨位,保证锻件中心有良好的压实效果,锻造时不能多件长条连段，镦粗2次以上；锻造比为9.0:1，锻造温度为800-1200℃，锻造后采用空气冷却。锻造设备采用35MN油压机。

步骤:2.1：冒口压把；

步骤2.2：在漏盘内将锻件镦粗至高度为650毫米；直径为1000毫米；再通过宽度为800毫米的上下平砧按程序进行1次以上拔长；每拔长一次锻件水平旋转90度；

步骤2.2中的镦粗和拔长工艺具体包括：

步骤2.2.1：将高度为1100毫米的锻件下压至高度为870毫米；再拔长至1170毫米；

步骤2.2.2：将高度为1170毫米的锻件下压至930毫米，在拔长至940毫米；

步骤2.2.3：将高度为940毫米的锻件下压至750毫米，再拔长至1030毫米；

步骤2.2.4：将高度为1030毫米的锻件下压至820毫米，再拔长至860毫米；

步骤2.2.5：将高度为860毫米的锻件下压至680毫米，再拔长至920毫米；

步骤2.2.6：将高度为780毫米的锻件下压至620毫米再拔长至820毫米；

步骤2.2.7：将高度为710毫米的锻件下压至650毫米。

步骤2.3：将锻件压成八边形，对锻件进行倒角；倒角为100毫米；

步骤2.4：剁切锻件冒口，切除锻件底部；

步骤2.5：将锻件压至工艺尺寸；

步骤2.6：对锻件进行冲孔；

步骤2.7：对锻件进行修整。

步骤3：热处理：

热处理是指将步骤2得到的锻造后的锻件在固态下，通过加热、保温和冷却的手段改变锻件内部组织结构，以满足工件的加工和使用要求的加工方法；的热处理为先进行一次退火处理和/或一次正火处理，然后采用淬火和回火处理；得到锻件；热处理过程还包括预备热处理，预备热处理包括对钢材进行880℃保温淬火或880℃保温风冷正火，然后进行730℃回火；淬火处理中锻件心部的淬火冷却速度低于锻件其他部位的淬火速度，避开粒状组织的形成温度区间。淬火液在缸体锻件内孔快速流动，锻件离开淬火液的温度不高于50℃。

步骤4：将锻件按工艺尺寸锯切；锯切面积为0.174*3=0.522平方米；

步骤5：在位于缸体中心孔、边孔或T/2处取横向冲击试样，并对该试样进行检验与分析。检验过程包括对试样进行力学性能检验，金相检验，分析过程包括对试样进行SEM组织分析。

性能测试：

对四只锻件在中心孔部位采用同样方法取样，如图1所示：每只锻件取一个试样，分别编号为1号、2号、3号和4号。其中，1号锻件为用本发明的技术方案生产的锻件，2号、3号、4号为用原先的技术手段生产的锻件，四个试样的力学性能检验结果如表1所示。由表1可知，除部分低温冲击试验结果不满足标准值外，常规拉仲性能均符合要求。其中，1号和4号试样的低温冲击远高于标准要求，而2号和3号低于标准值较多。

试样编号及力学性能检验结果见表1：

表1

金相检验结果见表2，显微组织分别见图1～图19。由金相组织照片可知，1号试样枝晶组织比较轻微，2试样号枝晶较明显且成条带分布，见图1、图5。6号试样枝晶虽然较5号试样明显，但6号试样枝晶呈细小网状，不像5号枝晶呈带状分布，见图10、图15。晶粒尺寸方面，1号、6号试样的晶粒略细于2号、5号试样。

表2 金相检验报告

表2 金相检验报告

第一次SEM组织分析对比见图20-图37。1号、6号试样的组织明显细于2号、5号试样，其中，1号、6号为合格组织，2号、5号为不合格组织，

第二次SEM组织分析为对比见图38～图49，1号试样枝晶密度较大，2号试样枝晶密度较较小，见图38、图39。1号试样的组织均为为回火索+粒状贝氏体+粒状组织，组织相对2号试样而言略为细小；2号试样的组织均为为回火索+粒状组织+粒状贝氏体。两块试样的白区组织比灰区细，粒状组织偏多，见图44、图45和图48、图49；其中，1号为合格试样组织，2号为不合格试样组织。

如表3所示：1号、2号试样的白区和亮区的微区成分经SEM无标样半定量分析，分析结果见表3，微区成分的分布曲线见图50、图51。由表3和图50、图51可知，1号试样灰、白区的成分偏析不明显，2号试样存在明显的成分偏析。

表3 白区和亮区的微区成分

结果分析：力学性能检验4个试样中，1号和6号试样冲击功合格，2号和5号试样冲击功低于技术要求，但5号试样的冲击功与技术要求相差不大。

综上，4330钢材料经过不同的热处理时，所获得的锻件的冲击功不同，当枝晶组织的形貌对冲击性能的影响较明显，枝晶明显程度小、枝晶条带轻微和枝晶网细小对冲击性能的影响程度小，反之则大；同一材料经不同的热处理分别获得以粒状组织为主和粒状贝氏体为主的试样，两种组织的冲击功分别是43.6J和77.5J。其中粒状组织的裂纹形成功稍大，但裂纹扩展功最小，粒状贝氏体的裂纹形成功稍小，但裂纹扩展功比粒状组织大4倍之多。由此可见，用本发明提供的方法和参数制备的4330钢的冲击功明显提高，并且稳定性高。

以上述依据本发明的理想实施例为启示，通过上述的说明内容，相关工作人员完全可以在不偏离本项发明技术思想的范围内，进行多样的变更以及修改。本项发明的技术性范围并不局限于说明书上的内容，必须要根据权利要求范围来确定其技术性范围。