16MnCr5齿轮钢钢冲压固溶
16MnCr5齿轮钢 永钢是首批符合国家工信部《钢铁行业规范条件》的企业之一，年产钢能力900万吨，主要产品有热轧带肋钢筋、热轧光圆钢筋等建筑钢材;冷镦钢、上等中高碳钢、焊丝钢、胎圈帘线钢、弹簧钢、轴承钢、工具钢、桥梁缆索用钢等优特钢线材;上等碳素结构钢、合金结构钢、磨球钢、轴承钢、齿轮钢、管坯钢、锅炉用钢、工具钢、模具钢等特钢圆棒;航空、船用、石油、核电、风电用优异精密模锻件;以及卷钉、普钉等金属制品。产品市场范围，覆盖亚洲、欧洲、美洲、非洲、澳洲等全球100多个国家和地区。建筑钢材，广泛应用于高铁、路桥、房产、景观建筑等行业。优钢、特钢产品，广泛应用于机械制造、汽车、船舶、风电、核电等领域。在发展过程中，永钢获得了"国内守合同重信用企业"、"国内诚信守法乡镇企业"、"国内钢铁工业先进集体"、"国内模范职工之家"、"中国优良民营企业"、"社会责任优良企业"、"国内推动绿色发展示范基地"等荣誉。
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16MnCr5齿轮钢
材料名称：齿轮钢 16MnCr5
16MnCr5齿轮钢特性及适用范围：
16MnCr5齿轮钢是从德国引进的钢种，相当于我国15CrMn钢，但力学性能要优于15CrMn钢，有较好的淬透性和切削性，对较大截面零件，热处理后能得到较高表面硬度和耐磨性，低温冲击韧度也较高。16MnCr5齿轮钢经渗碳淬火后使用，主要用于制造齿轮、蜗轮、密封轴套等零部件。
16MnCr5齿轮钢化学成份：
碳 C ：0.14～0.19
硅 Si：≤0.40
锰 Mn：1.00～1.30
硫 S ：0.010～0.035
磷 P ：≤0.035
铬 Cr：0.80～1.10
16MnCr5齿轮钢力学性能：
抗拉强度 σb (MPa)：1373
条件屈服强度 σ0.2 (MPa)：1187
伸长率 δ5 (％)：13
断面收缩率 ψ (％)：57
冲击韧性值 αku (J/cm2)：72
硬度 ：≤297HB
试样尺寸：某试料
16MnCr5齿轮钢热处理规范及金相组织：
热处理规范：
900℃油淬+870℃油淬,200℃回火。 金相组织：回火马氏体。
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16MnCr5齿轮钢 上海{标题}圆钢直销规格全 2.2 碳浓度的影响 缓冷裂纹与渗碳时的碳势有关。 在渗碳初期，由于工件表面穷碳，接受活性碳原子的能力很强，渗碳速度较快，此时炉内碳势较低，需要向炉内通过大量的渗剂，以维持炉内的碳势，具体还与装炉量有关，此时如果不能及时补充渗剂，可能造成渗碳时间过长，碳浓度分布曲线下凹等缺陷，但也不能过强，否则可能出现大量网状碳化物而无法消除。 当工件表面含碳量不断升高，碳势不断建立的情况下，应逐步减少渗剂的加入，渗碳进入扩散阶段，如果此时仍保持大剂量的渗剂，就要形成表面网状碳化物，使渗层的强度下降，脆性增加，尤其是抗拉强度的下降，对防止出现缓冷裂纹相当不利。 2.3 渗碳时间的影响 当渗碳温度、碳势确定以后，渗碳时间主要取决于有效硬化层深度，渗碳时间越长，硬化层越深，反之越浅。对于17NiCrMo6钢硬化层在10-15μm的工件，如果扩散期控制不好，时间过短，有可能造成渗层碳浓度分布曲线过陡，在以后的缓冷过程中，形成缓冷裂纹。 2.4 缓冷速度的影响 缓冷一般是在冷却井中进行的，其冷却速度应比空冷更加缓慢，以便尽可能得到较平衡的组织。如果由于某种原因，使缓冷速度相当于空冷速度，结果就要出现缓冷裂纹。分析结果也表明，当渗碳层表面的含碳量达到共析成分以上时，渗层的淬透性不完全相同，在特定的缓冷速度下，发生不均匀相变，中间层的马氏体比容较大，使表面受拉应力，由于表层有恶化，承受不了大的拉力而开裂。 3 防止缓冷裂纹措施 通过上述分析可知，产生缓冷裂纹的条件一是渗层中存在着大量的块状及网状碳化物，使之性能恶化；二是渗层中发生不均匀相变。预防措施是：首先要避免渗层中产生大量网状碳化物。对于17CrNiMo6这种含Cr、Mo强碳化物形成元素的钢，渗碳时碳势不能过高，尤其是到了扩散期，一定要把碳势降到0.9%C左右，并保持一定的时间，防止产生碳化物。另外，要避免中间层产生马氏体。缓冷效果比较好时，一般组织比较平衡，没有不均匀相变，但由于冷却井内比较潮湿，水分较大，使冷却速度提高而产生裂纹。如果冬天环境温度比较低，工件装炉量少，虽然是在冷却井中，冷却速度仍很快，也容易产生缓冷裂纹
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16MnCr5齿轮钢 随着电子欠缺程度下降，金属原子半径随之减小，碳和金属元素的原子半径比rc/rm增加，合金C化物由间隙相向间隙化合物变化，C化物的稳定性减弱，其相应熔化温度和在A中溶解温度降低，其生成自由能的值减小，相应的硬度值下降。具有面心立方点阵的VC碳化物，稳定性高，约在900~950℃温度开始溶解，在1100℃以上开始大量溶解（溶解终结温度为1413℃）[17]；它在500~700℃回火过程中析出，不易聚集长大，能作为钢中强化相。中等碳化物形成元素W 、Mo形成的M2C和MC 碳化物具有密排和简单六方点阵，它们的稳定性较差些，亦具较高的硬度、熔点和溶解温度，仍可作为在500~650℃范围使用钢的强化相。M23C6(如Cr23C6等)具有复杂立方点阵，稳定性更差，结合强度较弱，熔点和溶解温度较低（在1090℃溶入A中），只有在少数耐热钢中经综合合金化后才有较高稳定性（如（CrFeMoW）23C6,可作为强化相。具有复杂六方结构的M7C3(如Cr7C3、 Fe4Cr3C3或Fe2Cr5C3)的稳定性更差，它和Fe3C类碳化物一样很易溶解和析出，具有较大的聚集长大速度，一般不能作为高温强化相[17]。我们仍从Fe-Cr-C三元相图可以简便了解H13钢中的合金碳化物相。按Fe-Cr-C系700℃[18~20]和870℃[9]三元等温截面的相图,对含0.4%C钢中,随Cr量增加会出现（FeCr）3C（M3C）和（CrFe）7C3(M7C3)型合金碳化物。注意在870℃图上,只有含Cr量大于11%才会出现M23C6）。另外根据Fe-Cr-C三元系在5%Cr时的垂直截面,对含0.40%C的钢在退火状态下为α相（约固溶1%Cr）和（CrFe）7C3合金C化物。当加热至791℃以上形成奥氏体A和进入（α+A+M7C3）三相区,在795℃左右进入（A+M7C3）两相区,约在970℃时,（CrFe）7C3消失,进入单相A区。当基体含C量﹤0.33%时,在793℃左右才存在（M7C3+M23C6和A）的三相区,在796℃进入（A+M7C3）区（0.30%C时），以后一直保持到液相。钢中残留的M7C3有阻止A晶粒长大的作用。Nilson提出，对1.5%C-13%Cr的成分合金，欠稳定（CrFe）23C6不形成[20]。当然,单以Fe-Cr-C三元系分析会有一些偏差,要考虑加入合金元素的影响。
