高硅貝氏體鋼組織與性能及V微合金化影響的研究.pdf

1、無碳化物貝氏體組織是由板條狀貝氏體和分布在貝氏體板條間和內(nèi)部的薄膜狀殘余奧氏體兩相組成的混合組織。與傳統(tǒng)貝氏體和馬氏體組織相比，無碳化物貝氏體可以實現(xiàn)高強度與高塑性的有機結合而成為研究的熱點。近年來開發(fā)貝氏體鋼的處理工藝以獲得無碳化物貝氏體或無碳化物貝氏體/馬氏體復相組織的研究越來越多，但要獲得無碳化物貝氏體組織工藝較復雜，生產(chǎn)和應用受到一定的限制。因此，對貝氏體鋼進行基礎性研究，為其生產(chǎn)和實際應用提供理論參考，促進其向高性能、低成本、

2、易加工方向發(fā)展，具有非常重要的意義。
　　在上述背景下，本文以兩種高硅貝氏體鋼0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr和0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V為研究對象，利用等溫淬火和連續(xù)冷卻（空冷、風冷）方式處理高硅貝氏體鋼，通過光學顯微鏡和掃描電鏡以及激光共聚焦顯微鏡和透射電鏡觀察、X射線衍射、沖擊和拉伸以及顯微硬度測定和磨粒磨損實驗等測試手段及技術，系統(tǒng)地研究了兩種高硅貝氏體鋼在等溫處理和連續(xù)冷卻處

3、理條件下獲得無碳化物貝氏體或無碳化物貝氏體/馬氏體復相組織的組織演變過程和規(guī)律以及性能演變過程和規(guī)律，討論了等溫溫度和等溫時間對無碳化物貝氏體組織、組織中殘余奧氏體的形態(tài)和分布及其對力學性能和耐磨性能的影響、V微合金化和不同冷卻方式對組織和性能的影響、連續(xù)冷卻處理后回火對高硅貝氏體鋼組織和性能的影響。研究結果表明:
　　1.0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr鋼在不同溫度等溫處理后，顯微組織原則上由其間分布有殘余奧氏體的

4、貝氏體和馬氏體組成，貝氏體的含量、殘余奧氏體的含量和貝氏體束尺寸隨等溫溫度升高而增加，但殘余奧氏體中的含碳量隨等溫溫度變化不明顯;等溫溫度較低(280℃)時顯微組織為貝氏體/馬氏體的混合組織，310℃等溫120min后在貝氏體內(nèi)部有類似于馬氏體自回火的ε-碳化物析出，等溫溫度超過310℃時，等溫處理后即可獲得完全的貝氏體組織。
　　2.等溫處理的0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr鋼的硬度、強度和韌性均隨等溫溫度升高而降

5、低，但延伸率明顯增加;硬度、強度隨時間變化不明顯，但當?shù)葴貢r間超過30min時，延伸率和韌性明顯增加，磨損率隨著等溫時間先降低后增大，在等溫30min后最低;0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr鋼獲得最佳的強韌性配合和耐磨性的等溫處理工藝為:310℃等溫30min，此處理后該鋼的硬度為41HRC、Rm=1580MPa、R0.2=1140MPa、A=15.6％、aKV=47J/cm2，磨損率為10.5mg/M。
　　3.0

6、.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V鋼在不同溫度等溫處理后，顯微組織為貝氏體/馬氏體混合組織;隨等溫溫度升高，貝氏體板條束尺寸明顯增大，殘余奧氏體的量增加，但其含碳量變化不明顯;280℃等溫后空冷，馬氏體發(fā)生自回火，析出ε-碳化物;當?shù)葴販囟葹?10℃及以上時，顯微組織為完全貝氏體組織;等溫時間對組織的影響不大，只是殘余奧氏體的量隨等溫時間的延長先升高后降低，在等溫30min后有最大值。
　　4.等溫處理的0.

7、33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V鋼的硬度、強度和韌性均隨等溫溫度升高而降低，只有延伸率反而升高;隨等溫時間的延長，延伸率和韌性都得到改善，而硬度和強度變化不大，磨損率隨著等溫時間先降低后增大，在310℃等溫30min后磨損率最低，耐磨性最好。對于該鋼獲得最佳強韌性配合及良好耐磨性的工藝條件也為310℃等溫30min，此處理后該鋼的硬度為45HRC、Rm=1610MPa、R0.2=1100MPa、A=15.4％、aK

8、V=53J/cm2，磨損率10.15mg/M。
　　5.0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr鋼和0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V鋼均在310℃等溫30min處理后性能最佳，且V微合金化鋼更佳，這是因為:相同工藝參數(shù)處理后，無釩鋼為以貝氏體為主的組織，而V微合金化鋼為貝氏體/馬氏體組織，并有少量碳化物析出，V微合金化明顯細化貝氏體鐵素體，增加穩(wěn)定的殘余奧氏體的量。
　　6.奧氏體化后空冷的0

9、.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr鋼的組織為由鐵素體、珠光體、貝氏體組成的、沒有碳化物析出的混合組織，低、中溫回火處理后組織變化不大;空冷未回火組織中殘余奧氏體量較高，回火過程中發(fā)生分解，量降低;空冷未回火試樣的硬度、強度不高，延伸率和韌性較低，低、中溫回火后硬度、強度和韌性均降低，只有延伸率明顯增加，回火溫度升高對性能影響不大;空冷未回火試樣磨損率最低，耐磨性最好，回火降低耐磨性，磨損機理為顯微切削。
　　7.奧氏體化

10、后空冷的0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V鋼的組織為由鐵素體、殘余奧氏體很少的貝氏體和馬氏體組成的、沒有碳化物析出的混合組織，硬度、強度和延伸率均較高，但韌性較低;低、中溫回火過程中貝氏體鐵素體繼續(xù)生長，回火后硬度和韌性有不同程度的增加，抗拉強度和延伸率明顯降低，屈服強度先降低后增加，回火溫度對性能影響不大;空冷未回火試樣的磨損率最高，耐磨性最差，回火后硬度和韌性增加，磨損率降低，耐磨性得到改善。
　　8.

11、在空冷條件下，V的加入提高了高硅貝氏體鋼的淬透性，細化了原奧氏體晶粒，經(jīng)相同工藝參數(shù)熱處理時，V微合金化鋼直接進入貝氏體轉變區(qū)，不發(fā)生鐵素體和珠光體轉變，更容易獲得貝氏體組織;V微合金化鋼的硬度、強度和韌性均高于無釩鋼，延伸率相差不大;V微合金化鋼的磨損率均低于無釩鋼。
　　9.奧氏體化后風冷的0.35C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr鋼的組織為由鐵素體、殘余奧氏體很少的貝氏體和孿晶馬氏體組成的混合組織，硬度≥44HRC，強度

12、≥1500MPa，延伸率≥12％，韌性≥35J/cm2，強韌性配合良好;低溫回火后組織變化不大，硬度和屈服強度進一步增加，抗拉強度稍有降低，塑性（延伸率）和韌性變化不明顯;中溫回火后貝氏體邊界變得不清晰，有類似于馬氏體自回火的ε-碳化物和合金碳化物析出。風冷和風冷并回火后試樣磨損率幾乎相同，耐磨性相差不大，磨損機理為顯微切削。920℃奧氏體化后風冷并250℃回火后該鋼具有良好的強韌性配合，同時具有較好的耐磨性。
　　10.奧氏體化

13、后風冷的0.33C-1.6Si-1.6Mn-0.8Cr-0.13V鋼的組織為由分布很少殘余奧氏體的下貝氏體和馬氏體組成的混合組織，硬度≥50HRC，強度≥1500MPa，延伸率≥15％，韌性≥50J/cm2，強韌性配合良好;低溫回火后組織變化不大，中溫回火后貝氏體邊界變得不清晰，有ε-碳化物析出，回火后硬度和強度進一步增加，韌性變化不明顯，延伸率明顯降低。由于各種工藝處理后該鋼的硬度和韌性相近，強度和塑性對磨損率沒有影響，磨損率幾乎相同

14、，耐磨性相當，磨損機理均為顯微切削。
　　11.V微合金化提高了高硅貝氏體鋼的淬透性，細化了原奧氏體晶粒，因此風冷后V微合金化鋼的硬度、強度、塑性和韌性均高于無釩鋼，并具有更低的磨損率和更好的耐磨性;無釩鋼在920℃保溫30min奧氏體化后風冷并250℃回火1h處理能實現(xiàn)良好的強韌性配合，并可以滿足耐磨鋼的使用條件，而V微合金化鋼在920℃保溫30min風冷未回火即可實現(xiàn)良好的強韌性配合，并滿足耐磨鋼的使用條件;可見:釩微合金化可