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对含钒42CrMo钢进行了870℃油淬和540~650℃回火,采用扫描电子显微镜、电子背散射衍射和透射电子显微镜检测了钢的-40℃冲击韧性、显微组织、应力、位错密度和晶粒取向差。结果显示:随着回火温度的升高,钢的-40℃冲击吸收能量从26 J提高到了118 J,回火索氏体中的碳化物从条状转变为球状;较高温度回火的钢比较低温度回火的钢具有更多的大角度晶界、较小的应力和较低的位错密度;回火索氏体中的条状、针状碳化物主要为Fe3C,球状碳化物主要为M7C3和VC,弥散分布的球状碳化物有利于改善钢的低温冲击韧性。 相似文献
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对含0.13%C、0.15%Si、1.06%Mn、0.84%Cu、3.09%Ni、0.51%Cr、0.61%Mo、0.02%Ni、0.05%V(质量分数)的高强高韧钢进行了860℃水淬,随后460~580℃回火。检测了钢的显微组织和力学性能,并采用Modified Williamson-Hall(MWH)方法计算了钢中位错密度。结果表明:随着回火温度的升高,钢中马氏体发生分解和回复,位错密度降低,从而室温抗拉强度降低、塑性提高;纳米富铜相和NbC的析出导致回火后钢的屈服强度高于淬火态;460和500℃回火的钢中M23C6碳化物的析出导致晶界断裂强度和低温冲击韧性降低,而更高温度回火的钢中分布于马氏体板条界的条状M23C6碳化物减少,由于组织回复造成的软化作用其低温冲击韧性明显改善;580℃回火的钢具有良好的力学性能,其屈服强度为1 066.5 MPa,断后伸长率为18.8%,-40℃纵向冲击吸收能量为105 J。 相似文献
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采用低碳+Nb、Ti、B、Cr、Mo、Ni成分体系,利用SEM、TEM等研究不同回火温度下试验钢的组织和力学性能变化。结果表明:220 ℃回火,马氏体发生分解,马氏体板条束变粗,束内板条逐渐合并,残留奥氏体逐渐分解,位错密度大幅度下降,淬火带来的内应力得到释放,试验钢具有最佳的综合力学性能。300 ℃回火,碳化物在奥氏体晶界或回火马氏体板条间大量聚集、长大,降低了晶界、板条间的结合力,出现了回火脆性。 相似文献
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研究了正火后回火温度对无碳化物贝氏体钢无缝钢管组织和性能的影响。试验结果表明,930 ℃正火后在600 ℃以下回火时,随回火温度的提高,试验材料的抗拉强度有降低的趋势,但降幅不大,强度在973~1012 MPa变化。试验材料的冲击吸收能量在300 ℃达到最大值,为72 J;400 ℃回火时,冲击吸收能量出现最低值,出现无碳化物贝氏体钢的回火脆性;回火温度超过400 ℃时,冲击吸收能量上升;300~350 ℃回火时,伸长率和断面收缩率最高。在400 ℃以下回火时,试验材料的组织由无碳化物贝氏体、块状铁素体和残留奥氏体组成;超过400 ℃回火时,组织为粒状贝氏体及块状铁素体。无碳化物贝氏体钢无缝钢管930 ℃正火,300 ℃回火时具有较佳的综合力学性能。 相似文献
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通过SEM、TEM、-20 ℃夏比V型冲击试验等分析手段研究了回火温度对工程机械用超高强钢微观组织及回火脆性的影响,并结合断口特征及微观组织分析裂纹扩展路径。结果表明,试验钢在200~500 ℃回火时,随着回火温度的升高,马氏体分解后形成的碳化物的析出位置从马氏体板条内逐步过渡到原始奥氏体晶界和马氏体板条界,其形状由针状变为粒状,并不断粗化。回火温度为200 ℃和500 ℃时,冲击试样断口的不稳定断裂区为韧性断裂。300 ℃回火时,出现了回火脆性,其冲击试样断口的不稳定断裂区为准解理断裂,裂纹扩展路径相对平直。微观组织分析发现,在原始奥氏体晶界及马氏体板条界析出大量的针状碳化物,这些碳化物提供了裂纹形核位置,促进了裂纹扩展,导致了回火脆性的产生。 相似文献
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研究了回火温度对Aermet100超高强度钢断裂韧度、冲击功、显微组织和断口形貌的影响。结果表明,Aermet100超高强度钢在高密度位错马氏体基体的影响下保持在一个很高的韧性水平。随着回火温度的升高,逆转变奥氏体含量增加,从而提高了材料的韧性。 相似文献
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研究了回火温度对Aermet100超高强度钢断裂韧度、冲击功、显微组织和断口形貌的影响。结果表明,Aermet100超高强度钢在高密度位错马氏体基体的影响下保持在一个很高的韧性水平。随着回火温度的升高,逆转变奥氏体含量增加,从而提高了材料的韧性。 相似文献
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回火温度对42CrMo钢冲击韧性的影响 总被引:3,自引:0,他引:3
以核电站环形起重机用42CrMo耐热钢为研究对象,分析了显做组织中碳化物形貌和分布随回火温度的变化及其对冲击韧性的影响.结果表明,42CrMo钢经水淬后在500—650℃区间回火,显微组织均为回火索氏体.随回火温度上升,-12℃冲击功先增加后减小;经500和530℃回火后,片状碳化物不均匀分布于原马氏体板条界上,冲击功分别为26和44 J;600℃回火后碳化物呈颗粒状弥散分布,冲击功达到峰值104 J;600℃以上回火,颗粒状碳化物明显粗化,冲击功下降.碳化物的形貌和分布是影响42CrMo钢冲击性能的关键因素. 相似文献
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研究了920 ℃水淬+不同温度回火后1100 MPa级高强钢的显微组织和力学性能。结果表明:回火温度为250 ℃时,所得到的力学性能最佳,抗拉强度、屈服强度、硬度、断后伸长率和冲击吸收能量分别为1423 MPa、1220 MPa、446 HV5、14.2%和56 J。随回火温度的升高,抗拉强度、屈服强度、硬度值整体呈现下降的趋势,冲击吸收能量先减小后增加。回火温度为150 ℃时,组织为回火马氏体和ε碳化物,析出的ε碳化物呈细长杆状。回火温度上升到250 ℃之后,马氏体板条稍有粗化,ε碳化物长大。随回火温度继续升高,板条马氏体逐渐转变为等轴铁素体,ε碳化物也会转变为渗碳体并逐渐球化粗化。 相似文献
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研究了回火温度对耐火钢组织和性能的影响。结果表明,回火温度低于500℃时,耐火钢的晶粒尺寸变化不大,当回火温度高于500℃以后,耐火钢中晶粒尺寸开始快速增大。当回火温度达到700℃时,耐火钢中的晶粒粗大明显,尺寸达到7.13μm。随回火温度的升高,铁素体的面积分数变化不大,始终维持在85%左右;M-A的面积分数则不断减小。回火处理可以明显改善耐火钢的高温强度,使其在高温下屈服强度不降低太多。 相似文献
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通过冲击、拉伸试验、光学显微镜和扫描电镜,研究了钻杆接头用37CrMnMo钢在不同回火温度下的显微组织形貌及强度和冲击性能的影响的变化规律。结果表明,37CrMnMo钢经水淬后于500~640 ℃回火后得到回火索氏体,随回火温度的上升其抗拉强度与屈服强度由平缓降低变为陡降趋势。500 ℃的回火组织中碳化物呈现层片状分布,冲击吸收能量为30.94 J;600 ℃回火后碳化物呈均匀弥散分布,冲击吸收能量为117.49 J;经过640 ℃回火后,显微组织中碳化物粗化,直接导致冲击吸收能量下降。故37CrMnMo钢试样在870 ℃淬火后于不同温度回火,碳化物的形貌对其强韧性起着关键作用。 相似文献
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利用TEM和SEM研究了回火时间(10、20、40和120 min)对不同V含量(0、0.08%、0.14%,质量分数)Fe-Cr-Ni-Mo高强钢碳化物转变和力学性能的影响。结果表明,淬火态0V钢在马氏体板条间析出了少量的M7C3型碳化物,而含V钢中无碳化物析出,因此淬火态0V钢的强度最高(2060 MPa)。回火处理过程中,短时间(20 min)回火时,0V钢仅在板条间析出了M3C型碳化物,随着回火时间延长,M3C型碳化物逐渐转变为M23C6,这2种碳化物尺寸均较粗大(150~300 nm),对合金钢强度的贡献相对较弱,导致0V钢的强度逐渐下降,由回火20 min时的1197 MPa下降到回火120 min后的1088 MPa。加入V后,合金钢经短时间(20 min)回火后不仅在晶界析出M3C,还在晶内析出了数量较多的M2C,且尺寸细小(不大于80 nm),随着回火时间的延长,M3C逐渐分解并形成了数量较多的M6C和更稳定的MC,对合金钢的沉淀强化效果较强,且对塑韧性的影响相对较小。因此随着回火时间的延长,含V钢的强度基本保持不变,而塑韧性呈现增加的趋势,获得了良好的强韧性配合。 相似文献
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观察并研究了250 ~ 600℃区间回火对超高强贝氏体钢组织与力学性能的影响.结果表明:随回火温度升高,抗拉强度不断降低,屈服强度先升高后降低,伸长率和冲击功则呈先升高后降低然后再升高变化规律.250 ~ 350℃回火,残留奥氏体分解速率缓慢,抑制了板条合并粗化,组织为板条贝氏体+稳定膜状残留奥氏体,析出相粒子尺寸细小,具有良好的强度和塑韧性.特别是在350℃回火时,板条内部有ε碳化物析出,以及位错移动所形成的位错胞状亚结构细化了晶粒,使其具有最佳强韧配合.450℃回火,残留奥氏体大量分解导致组织内部出现链状分布的渗碳体,引起回火脆性.600℃回火,残留奥氏体几乎全部分解,部分区域发生再结晶,塑性和韧性提高而强度明显降低,析出物明显粗化.力学性能的非单调变化归因于钢在回火过程中,既包括板条贝氏体和位错亚结构的回复、再结晶软化过程,也包括残留奥氏体分解与析出相的强化机制. 相似文献