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将表面渗碳处理的SAE8620轴承钢在855℃奥氏体化后,在225℃盐浴中进行等温淬火处理,再在225℃下进行回火处理,研究了等温淬火时间(7,21 h)对试验钢显微组织、物相组成、硬度和接触疲劳性能的影响。结果表明:等温淬火7 h时试验钢表层组织为贝氏体铁素体、残余奥氏体、马氏体和碳化物,等温淬火21 h后表层组织中的马氏体消失,贝氏体板条平均宽度增加,针状贝氏体铁素体含量增加,残余奥氏体含量减少;与等温淬火21 h相比等温淬火7 h试验钢的表层硬度更大,接触疲劳寿命也更长,这主要与其表层残余奥氏体含量更高、贝氏体板条平均宽度更小、表层硬度更大,可以更好地抵抗塑性变形有关。 相似文献
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为了进一步提高掘进机盘形滚刀的使用寿命,更充分地发挥基体钢(6Cr4W2Mo2V 钢)的性能,在经过充分锻造、无链状沿晶界分布的粗大碳化物的基体钢上,研究贝氏体-马氏体复相热处理对6Cr4W2Mo2V 钢的相变过程,显微组织和力学性能的影响。结果表明:在M_s 温度附近等温处理可获得贝氏体-马氏体复相组织。适量的先析贝氏体或马氏体,分割了过冷奥氏体晶粒,细化了随后转变马氏体或贝氏体的领域尺寸和条片大小,减小了有效晶粒和单位破断长度(unit crack path),从而使强度与韧性潜力得到更好发挥,是基体钢强韧化热处理的新工艺。 相似文献
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研究了GCr15轴承钢在不同温度奥氏体化后,以不同等温淬火温度和等温时间获得的不同比例的马氏体+下贝氏体(M+Bl)复相组织,探讨了碳化物对其强韧性的影响。试验结果表明,随着奥氏体化温度的提高,残余碳化物逐渐细小、均匀、弥散,随着等温时间延长,下贝氏体针由孤立单针状向草丛、并排或堆状发展;当下贝氏体量为50%~60%时,其抗弯强度和挠度均比常规淬火高,挠度提高尤为显著。 相似文献
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通过电镜观察,仔细研究某钢贝氏体组织与性能,结果表明,320℃等温组织是下贝氏体和马氏体及少量粒状贝氏体,回火后获得良好力学性能。 相似文献
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通过电镜观察,仔细研究某钢贝氏体组织与性能,结果表明,320℃等温组织是下贝氏体和马氏体及少量粒状贝氏体,回火后获得良好力学性能。 相似文献
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热输入对1 000 MPa级工程机械用钢接头组织性能的影响 总被引:4,自引:0,他引:4
采用三种热输入进行1 000 MPa级控轧控冷(Thermo mechanical control process, TMCP)高强钢的熔化极气体保护焊,利用金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜研究热输入对焊接接头组织和力学性能的影响。研究结果表明,三种热输入焊缝金属组织主要由板条马氏体和板条贝氏体为主、并含有少量残余奥氏体和粒状贝氏体;焊接热影响区粗晶区组织以板条马氏体和贝氏体为主,并含有少量粒状贝氏体。随着热输入的增加,焊缝组织中贝氏体板条粗化,马氏体板条减少,而粒状贝氏体逐渐增多,部分膜状残余奥氏体向块状转变;焊缝金属冲击韧度和硬度、接头强度逐渐降低,而接头热影响区冲击韧度先增后降;当热输入为15 kJ/cm时焊接接头强韧性匹配最佳。 相似文献
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采用盐浴炉对硅-锰系Q&P(quenching and partitioning)钢进行了Q&P工艺处理,研究了分配时间对热处理后试验钢显微组织、力学性能、残余奥氏体含量及残余奥氏体中碳含量的影响。结果表明:试验钢的显微组织为板条马氏体和残余奥氏体,残余奥氏体以两种形态分布在不同位置,一种是以薄膜状分布在马氏体板条间,另一种是以块状分布在原奥氏体晶界处;在300℃的分配温度下进行较长时间保温能取得较好的强塑积,随着分配时间的延长,试验Q&P钢的残余奥氏体含量及残余奥氏体中的碳含量均不断增加,分配时间为1 200 s时所得试验钢的强塑积最高,可达37 300 MPa.%以上。 相似文献
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对低碳硅锰钢进行了水淬和随后的两相区退火与贝氏体区等温处理,利用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜对热处理后试验钢的显微组织进行了观察,采用X射线衍射仪测定了钢中残余奥氏体含量,通过拉伸试验测试了钢的力学性能。结果表明:两相区退火冷却后试验钢的显微组织为铁素体与马氏体,随着两相区退火温度的升高和保温时间的延长,铁素体含量减少,马氏体含量增多,其中铁素体大部分为长条状;经贝氏体区等温处理后,显微组织中的残余奥氏体大部分以板条状存在于贝氏体板条界,极少量以块状存在于先共析铁素体内,其含量随着退火温度的升高和保温时间的延长先增加后降低,在780℃保温5 min时达到最大值;试验钢抗拉强度和屈服强度均随着退火温度升高和保温时间延长单调上升,伸长率在780℃等温5 min时达到最大值。 相似文献
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In this paper, a bainite/martensite (B/M) dual-phase ductile iron was fabricated by combining alloying and a controlled cooling heat-treatment. The microstructure, the mechanical properties and the wear performance were investigated and discussed. The ductile iron containing 3.2–3.8 wt.% carbon was alloyed with 2.5–3.0 wt.% manganese and 2.5–3.0 wt.% silicon. In general, manganese is no more than 0.7 wt.% and silicon <2.5 wt.% in commercial grade lower-bainite ductile irons. So, manganese contained in the ductile iron in this work is several times higher, and silicon slightly higher. In order to control the phase transition in the ductile iron during the heat-treatment, its continuous cooling transformation (CCT) curve was determined. The controlled cooling heat-treatment process was determined according to the CCT curve, which included three stages. The first stage was water quenching of the sample rapidly from the austenization temperature to a temperature below 350°C in a few minutes. The second stage was heat preservation of the sample from the spraying end temperature to 200°C in 2 h. The last stage was air cooling of the sample from 200°C to RT. According to the analysis using the scanning electron microscope (SEM) and the X-ray diffraction (XRD), the matrix of the ductile iron had a microstructure of bainite, martensite and a little retained austenite. The hardness and impact toughness of the heat-treated ductile iron were HRC 51.5 and 21.7 J/cm2, respectively. The high values of the hardness and toughness were attributed to (1) the refined structure, (2) the presence of B/M dual-phase and (3) the presence of retained austenite. The impact abrasive wear resistance of the B/M ductile iron was observed to be comparable with that of a high chrome cast iron, and twice that of Mn13 steel. 相似文献