亞溫淬火對(duì)40Cr鋼組織與力學(xué)性能的影響

本文研究了不同淬火溫度對(duì)12cr2mo1鋼力學(xué)性能的影響規(guī)律。結(jié)果表明,12cr2mo1鋼在910~930℃溫度區(qū)間進(jìn)行淬火,其顯微組織為均勻的貝氏體回火組織,能夠獲得良好的力學(xué)性能。溫度過低容易形成未溶鐵素體,溫度過高容易造成原奧氏體晶粒長大,均會(huì)導(dǎo)致其力學(xué)性能下降。

研究了淬火工藝對(duì)9sicr鋼力學(xué)性能的影響,并分析了9sicr鋼的顯微組織。結(jié)果表明:9sicr鋼經(jīng)常規(guī)熱處理后沖擊韌度不足。經(jīng)860℃×30min淬火+200℃×9min鹽浴等溫淬火后,9sicr鋼的硬度與常規(guī)淬火的硬度相當(dāng);再經(jīng)180℃×2h回火處理后,沖擊韌度比常規(guī)淬火的提高了49.5%,鋼的綜合力學(xué)性能得到改善。

利用金相顯微鏡、x射線衍射等方法研究了0.15c-1.46si-1.56mn-0.06nb冷軋trip鋼板等溫淬火溫度對(duì)組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明,試驗(yàn)鋼最佳的臨界熱處理工藝:在840℃兩相區(qū)保溫180s,再快速冷卻到420℃并在該溫度保溫240s,進(jìn)行貝氏體等溫轉(zhuǎn)變處理。采用這種熱處理工藝,試驗(yàn)鋼的微觀組織為鐵素體+貝氏體+殘留奧氏體,其中鐵素體占72%,貝氏體占20%,殘留奧氏體占8%,可獲得較佳的相變誘發(fā)塑性和較好的強(qiáng)韌性配合,其強(qiáng)塑積可達(dá)到2.5×104mpa.%,提高或降低貝氏體等溫淬火溫度都會(huì)降低強(qiáng)塑積。結(jié)果還表明,在840℃,適當(dāng)?shù)难娱L熱處理時(shí)間可以提高殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)及殘留奧氏體的碳含量,有助于提高材料的強(qiáng)塑積。

利用金相顯微鏡和x射線衍射方法研究了0.11c-1.23si-1.65mn冷軋trip鋼等溫淬火溫度對(duì)組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明,實(shí)驗(yàn)鋼在840℃×180s退火+420℃×240s等溫處理后可得到6.55%的殘余奧氏體,此時(shí)可獲得較佳的相變誘發(fā)塑性和較好的強(qiáng)韌性配合,其強(qiáng)塑積可達(dá)到2.28×104mpa.%,提高或降低等溫溫度都會(huì)降低強(qiáng)塑積。在840℃退火,適當(dāng)延長退火時(shí)間,可提高殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)及碳含量,有助于提高材料的綜合性能。

研究了等溫淬火溫度對(duì)含碳化物的等溫淬火球墨鑄鐵(carbidicaustemperedductileiron,簡稱cadi)的組織、硬度和沖擊韌性的影響。試驗(yàn)結(jié)果表明:等溫淬火后的組織為貝氏體、殘余奧氏體和碳化物。在等溫溫度范圍內(nèi)(230～290℃),硬度隨著等溫淬火溫度的升高呈現(xiàn)逐漸下降的趨勢,而沖擊韌性則逐漸升高;顯微組織中的貝氏體針逐漸變粗。

研究了900~1050℃不同淬火溫度,高碳中鉻鋼的組織特征及力學(xué)性能。結(jié)果表明,隨著淬火溫度的升高,鋼中碳化物逐漸溶解,1000℃時(shí),基本全部溶入基體中;組織中殘余奧氏體含量隨淬火溫度的提高而增加,1050℃時(shí)達(dá)到最大為23.6%;鋼的硬度和沖擊韌度先升高后降低,950℃時(shí)硬度達(dá)到最高為60.5hrc,1000℃時(shí)沖擊韌度達(dá)到最大為20j·cm-2。鋼在靜磨料磨損條件下,表現(xiàn)為切削磨損,主要受硬度和碳化物的影響,900℃淬火后,鋼的耐磨性最好。

研究了900~1050℃不同淬火溫度,高碳中鉻鋼的組織特征及力學(xué)性能。結(jié)果表明,隨著淬火溫度的升高,鋼中碳化物逐漸溶解,1000℃時(shí),基本全部溶入基體中;組織中殘余奧氏體含量隨淬火溫度的提高而增加,1050℃時(shí)達(dá)到最大為23.6%;鋼的硬度和沖擊韌度先升高后降低,950℃時(shí)硬度達(dá)到最高為60.5hrc,1000℃時(shí)沖擊韌度達(dá)到最大為20j·cm-2。鋼在靜磨料磨損條件下,表現(xiàn)為切削磨損,主要受硬度和碳化物的影響,900℃淬火后,鋼的耐磨性最好。

等溫淬火對(duì)60si2crva組織和力學(xué)性能的影響 摘要：用模擬熱處理爐對(duì)60si2crva鋼試樣進(jìn)行了低溫等溫轉(zhuǎn)變處理，來 探索獲得低溫貝氏體組織的熱處理工藝。將試樣加熱到1000℃保溫20min奧氏 體化，然后快速冷卻到稍高于ms溫度保溫不同時(shí)間。采用光學(xué)顯微鏡對(duì)處理后 的60si2crva鋼的組織進(jìn)行了研究。此外，還進(jìn)行了硬度和室溫拉伸性能的定 量測定。 關(guān)鍵詞：等溫淬火；低溫貝氏體 1.前言 鋼中2%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）的si含量可產(chǎn)生一種獨(dú)特的微觀組織，即由貝氏體鐵 素體、富碳的殘余奧氏體以及一些馬氏體組成的無碳化物貝氏體組織。因?yàn)閟i 可以抑制了脆性滲碳體的析出，使韌性有了很大改善。但是，當(dāng)殘留奧氏體的含 量超過由ｔ0曲線（成分相同的鐵素體和奧氏體具有相等自由能時(shí)的溫度一成分 曲線）給出的值時(shí)，無擴(kuò)散生長被阻止，產(chǎn)生大量的未轉(zhuǎn)變的奧氏體，這種奧氏 體在應(yīng)

分析了含ni-cu-mo低合金的adi在不同溫度下鹽浴等溫淬火時(shí)的組織和力學(xué)性能,試驗(yàn)結(jié)果表明:(1)淬火溫度從400℃降到340℃,針狀鐵素體和高c奧氏體不斷細(xì)化,針狀鐵素體體積分?jǐn)?shù)越來越高,高c奧氏體量越來越低;(2)隨著等溫淬火溫度降低,抗拉強(qiáng)度和伸長率不斷升高,均在360℃時(shí)達(dá)到最高,分別為1071.3mpa和8.14％,達(dá)到了抗拉強(qiáng)度＞1000mpa、伸長率＞8％的2個(gè)性能要求;(3)石墨球的不均勻分布是造成材料伸長率波動(dòng)的主要原因,石墨球分布均勻,基體組織呈韌性斷裂,材料的伸長率高;而石墨分布不均勻,基體組織則呈脆性斷裂,材料伸長率就低.

通過om、sem、ebsd等手段,對(duì)20crmntih實(shí)驗(yàn)鋼在不同淬火溫度后的組織和力學(xué)性能進(jìn)行分析。結(jié)果表明：隨淬火溫度升高,實(shí)驗(yàn)鋼原奧氏體晶粒、馬氏體塊和馬氏體束均增大,強(qiáng)度有所下降但拉伸塑性基本不變。按照hall-petchφ則,各個(gè)組織參數(shù)均對(duì)拉伸強(qiáng)度有控制作用,其中晶粒貢獻(xiàn)最大。拉伸斷裂方式為韌性斷裂,斷口均由韌窩組成,并伴隨有二次裂紋的產(chǎn)生。

通過sem、室溫拉伸試驗(yàn)分析了20crni2mo鋼經(jīng)900～1200℃淬火＋200℃回火后的顯微組織及力學(xué)性能。結(jié)果表明：隨淬火溫度的升高,20crni2mo鋼原奧氏體晶粒尺寸增加,強(qiáng)度和硬度降低,塑性有所增加。不同淬火溫度下,馬氏體板條間均會(huì)形成一層很薄的殘留奧氏體薄膜,而且隨淬火溫度的提高,薄膜的分岔和彌散分布特征更加明顯。拉伸斷裂方式為韌性斷裂,且放射區(qū)韌窩尺寸隨淬火溫度升高而增大。

選用不含nb鋼和含nb(質(zhì)量分?jǐn)?shù),0.021％)鋼作為試驗(yàn)材料,采用掃描電子顯微鏡(sem)、透射電子顯微鏡(tem)、布氏硬度測試、沖擊和拉伸等試驗(yàn)手段研究試驗(yàn)鋼軋制后在不同溫度加熱淬火+回火及850℃在線淬火+不同溫度回火兩種熱處理工藝下的組織和綜合性能.結(jié)果表明:再加熱淬火+回火工藝下,含nb鋼隨淬火溫度的提高,強(qiáng)度和韌性都有所提高,在950℃淬火+200℃回火處理下綜合性能最佳,其強(qiáng)度為1843mpa,硬度值為567hbw,-20℃下的沖擊吸收能量為31j,符合nm500的標(biāo)準(zhǔn);在線淬火+回火工藝下隨著回火溫度的提高,試驗(yàn)鋼的綜合性能降低,但含nb鋼的性能都高于相同條件下的不含nb鋼.含nb鋼在850℃在線淬火+200℃回火處理下綜合性能最佳,其強(qiáng)度為1818mpa,硬度值為562hbw,-20℃下的沖擊吸收能量為30j,同樣達(dá)到了nm500的標(biāo)準(zhǔn).

研究了25mnsimova鋼的零保溫淬火工藝,并對(duì)顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行了分析。結(jié)果表明硬度、強(qiáng)度和耐磨性均隨淬火溫度的升高而增加,在940℃淬火時(shí)達(dá)到最大峰值,超過940℃以后,隨著淬火溫度的升高而降低;在940℃淬火后的顯微組織為細(xì)小的板條馬氏體,碳、釩元素存在濃度起伏;在150n、300r/min、1200s的試驗(yàn)條件下,940、970℃淬火后的試樣磨損質(zhì)量損失最少,具有最佳的抗磨損性能。

以低合金高強(qiáng)度鋼為研究對(duì)象,運(yùn)用掃描電鏡及顯微硬度儀研究了等溫淬火及回火對(duì)組織及硬度的影響。結(jié)果表明：隨著等溫時(shí)間的延長,低合金高強(qiáng)度鋼的抗拉強(qiáng)度及硬度略有降低,塑韌性略有增加。試驗(yàn)用鋼經(jīng)過回火后,塑性增加,抗拉強(qiáng)度及硬度略有降低。

研究了25mnsimova鋼的零保溫淬火工藝,并對(duì)顯微組織和力學(xué)性能進(jìn)行了分析。結(jié)果表明硬度、強(qiáng)度和耐磨性均隨淬火溫度的升高而增加,在940℃淬火時(shí)達(dá)到最大峰值,超過940℃以后,隨著淬火溫度的升高而降低;在940℃淬火后的顯微組織為細(xì)小的板條馬氏體,碳、釩元素存在濃度起伏;在150n、300r/min、1200s的試驗(yàn)條件下,940、970℃淬火后的試樣磨損質(zhì)量損失最少,具有最佳的抗磨損性能。

利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、面掃描能譜分析和力學(xué)性能測試研究了鑄態(tài)組織對(duì)等溫淬火后奧貝球鐵組織和力學(xué)性能的影響.結(jié)果表明:鐵素體型的球墨鑄鐵(鐵素體含量約95％)經(jīng)等溫淬火后貝氏體組織更加細(xì)小致密,分布均勻,故其綜合性能較高,抗拉強(qiáng)度1152mpa、伸長率12.3％、硬度339hbw.

**資訊http://www.***.***

在實(shí)驗(yàn)室條件下研究了冷拔與水淬火工藝對(duì)予應(yīng)力鋼絲力學(xué)性能的影響。研究表明碳素鋼予應(yīng)力鋼絲采用水淬火取代鉛浴進(jìn)行索氏體化處理是可行的。確定了能使使鋼絲力學(xué)性能達(dá)到現(xiàn)行標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定要求的冷拔與水淬火工藝。

探討了淬火工藝對(duì)雙金屬帶鋸條齒部和背部材料的微觀組織與力學(xué)性能、實(shí)際鋸切壽命及斷口形貌特征的影響，結(jié)果表明：淬火工藝對(duì)金屬帶鋸條背部與齒部材料的組織與力學(xué)性能有影響，尤其對(duì)背部材料的影響較明顯，降低淬火冷卻速率，使背部材料塑性以及抗疲勞性能有一定的下降，這主要是由于淬火后孿晶馬氏體量有所增加，回火后，使孿晶馬氏體發(fā)生退化產(chǎn)生脆性片狀碳化物，進(jìn)一步增加回火脆性。

在不同溫度下對(duì)冷軋中錳鋼（fe-0.1c-5mn）進(jìn)行退火試驗(yàn),研究了其力學(xué)性能的變化,通過單軸拉伸試驗(yàn)獲得了不同熱處理?xiàng)l件下的力學(xué)性能。研究結(jié)果表明：退火溫度從550℃升高至800℃,冷軋中錳鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先降低后升高;斷后伸長率和均勻伸長率以及強(qiáng)塑積則先升高后降低,在650℃時(shí)達(dá)到最大值。在650℃退火后產(chǎn)生較多的逆轉(zhuǎn)變奧氏體,在形變過程中產(chǎn)生持續(xù)trip效應(yīng),冷軋中錳鋼獲得了較高的強(qiáng)度以及良好的塑性,強(qiáng)塑積可以達(dá)到31gpa%。

在不同溫度下對(duì)冷軋中錳鋼（fe-0.1c-5mn）進(jìn)行退火試驗(yàn),研究了其力學(xué)性能的變化,通過單軸拉伸試驗(yàn)獲得了不同熱處理?xiàng)l件下的力學(xué)性能。研究結(jié)果表明：退火溫度從550℃升高至800℃,冷軋中錳鋼的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度先降低后升高;斷后伸長率和均勻伸長率以及強(qiáng)塑積則先升高后降低,在650℃時(shí)達(dá)到最大值。在650℃退火后產(chǎn)生較多的逆轉(zhuǎn)變奧氏體,在形變過程中產(chǎn)生持續(xù)trip效應(yīng),冷軋中錳鋼獲得了較高的強(qiáng)度以及良好的塑性,強(qiáng)塑積可以達(dá)到31gpa%。

研究了900℃均熱+500℃鉛浴54s空冷處理對(duì)70鋼(0.67%～0.75%c)φ5.5mm熱軋鋼絲經(jīng)38.9%壓縮率拉拔的冷拔鋼絲組織和性能的影響。結(jié)果表明,500℃鉛浴等溫處理,該鋼過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的孕育和轉(zhuǎn)變時(shí)間最短,該鋼絲抗拉強(qiáng)度提高了21.4%,伸長率提高9.5%,為隨后通過細(xì)拉工藝進(jìn)一步提高鋼絲的綜合力學(xué)性能建立了基礎(chǔ)。