冶金专业外文翻译----铬-钼-_V钢的回火脆性

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1、 铬 -钼 - V 钢的回火脆性 可逆回火脆性（ RTB） 在 500-650 温度范围内回火或缓慢冷却的钢 的脆性，它 被认为是造成在前奥氏体 晶粒边界 形成杂质（ P，锑，锡，砷） 1-4的原因 。 然而 ，有资料显示 5，不仅 有 这些进程，而且 有 其他进程 ，像 在 500-600 淬火钢 有助于 回火脆性在发生。 在这项工作的关注 是 淬火铬钼合金，以防止在钒和磷的含量 RTB的钢回火脆化。 热 件 1（ 0.35的 V， 0.015 P）重四十一吨是伪造的，以一个 550毫米的大小 , 15毫米厚的板材被切断他们。另外，在一个 100公斤 的 感应炉加热熔化 。 钒 被 添加到在

2、一个重达 16公斤 的 铸块 中 ， 它被锻造、 轧制 成 10 毫米厚的 金属板 。在所有的 10-15毫米厚加热板 放在 油 中 980 （ 1小时）淬火。从板淬火 和 在 100-760 回火 10小时 后 制备样品 。 经过淬火和低温回火，所有加热 件呈现 一个典型的马氏体结构，但在高（超过 600摄氏度）的温度回火 后得到 回火索氏体结构。 在 实验室加热 的 奥氏体晶粒尺寸较小（ 8-9级 ） 比商业热（ 4级）， 它们的 结构部件具有更大的分散性和均匀性的。 脆 性是从 Tso 和 Ttemper变 化中来 确定 ， Ttemper是淬火钢 的 回火温度 ， Tso是韧 -脆转变

3、温度，它具有 最完整的脆化特征。 Tso的 确定 是通过 5527.5 毫米的切口 1毫米深（根半径 0.25毫米）冲击试验样品。Tso被认为是 在 断裂 50 纤维 下 的 测试温度 。 拉伸强度 通过 5个直径 为 3毫米 的 样品确定的为 20 。 图 1显示了热 件 1 回火温度与力学性能的变化。这种热 铸块 的力学性能在 100-600 回火后 几乎不变。当回火温度 从 600-760度提高 时， 强度特性急剧下降，而韧性增加。 更改影响 回火 钢的稳定的情况下钒浓度 ，因为不含 钒 的 钢的强度 会 下 降 至 约 500 。 热 件 1开始 时 回火温度大约 300 ， Tso的

4、增加达到 500-600度 的 最高值。如同淬火条件对 峰值 相比增加了 100 。回火温度进一步提高 ， Tso 会下降 ，这与削弱开始相吻合。 对于热 件 2-7的 Tso和 Ttemper变化的总体特点是相同的， 尽管 在较低温 达到 峰巅 。 这类钢 在是 Tso 90 条件 冷却， 低于热 1大概 - 70 10 。在 730 后的 Tso 锻炼价值 与热 2-7（ -110至 -130 ）实际上是相同。 它的峰高 和 立场取决于钒钢的内容。当钒浓度变化从 0到 0.55的高峰上升 60 ，同时转移 100 。比较热 件 1 和 3， 6，在史前的冶金 学上有区别的 ，但相同钒 含量

5、 （ 0.3） 是相同的 ，人们可以看到，在 Tso峰地区的增长几乎是 与 淬火条件相同。 在 0.005和 0.022的磷的热处理后的测试 中 ，磷 对 Tso没有 什么 影响。 在 回火 期间的 钢的力学性能改变显然取决于精细结构的变化。图 3显示了在热淬火 Tso显微条件后，在 600 回火，对应于对强度特性 极值 边缘与 Tso高峰在 760 的回火 之后 ，强度和 Tso达到 最低的。 淬火后的结构由 带有位错的 板条马氏 体 组成 。在板条彼此 间 略有 错误导向 ，平均宽度 0.3 和长度 5 ，并归为 5 5 。板条充满均匀分布的密度位错 011cm-2。硬质合金阶段没有观察到

6、淬火钢。 在 600 回火 10 小时的后混乱阵列的整体性质和晶体的碎片将被保留。木板条的平均大小（宽度和长度） 它 的平均规模保持不变。唯一的变化是明显的 沉淀 分散的碳化物阶段。粒子的大小是 150 至 200 A， 平均密度 为 1015cm-2。这些沉淀在混乱通过板条马氏体 空间 分布。 带长条形 直径 为 250A 和 2103A 的较大沉淀物位于 深的晶体 的边界附近（板条马氏体）。这种类型的技术被作为 MTCa电石鉴定。 在 760 回火后急剧变化的钢的结构： 位错是不规则的 。大部分分布在整 提 失调，改建 后 更适合 了 ， 与位错 领域相吻合。单元格的平均规模为 0.5 。

7、该阶段碳化物形态的也有 变化。微细分散的大小圆形 的 沉淀 250 A 的位错在位于网络的连接处。随着他们有更大的圆形沉淀 2103 A 位于边界的十字路口。 析出的碳化物回火后的存在也证实了热物理化学相分析 热件 1。当回火温度由原来 300-600度的渗碳体碳化物的数量逐渐减少， M7C3增加。强有力的碳化物含量形成 的残留增加元素：铬，钼，和 钒 .，这个过程在 500-600度是特别 活跃 。这很可能是 VC和 MO2C膜类型不理化分析检测 ， 在高度分散的碳化物阶段也有更多的热力学稳定相 6。 因此，氢脆回火过程中铬钼钒钢，作为对 Tso与 Ttemper出现明显的高峰表现，从我们的

8、实验结果。它的峰值并没有关联的磷在钢存在，但与钒的浓度各不相同，在碳化物的形成，与继承发展脱位阵列的温度范围内位置。 Tso达到高峰时的温度在 Fe3C的变换更稳 ，与 M7C3类似的现象已在铬钢观察 5。 脆化可能是由于 体积 和边界的影响。在铬钼钒钢 的的 情况 二次硬化，体现在在 Ttemper = 300 - 500 性能 的增强可能与这些相关的影响 有关 。据了解， 7，随着晶粒尺寸不变（或板条马氏体 晶粒 常量大小） Tso通过 Tso= y+ C与 低屈服强度 y（ 0.2相关的关系）同期相 联系， 其中 C和 为常数。热 件 1Tso呈线性关系中的屈服强度 为 o.2 大的 变

9、化范围，并只有在 400-600 度， 特殊的 碳化物开始制定 改变 ，有偏离线性 的 关系。当然，这些过程 首先 影响边界地区，那里的条件是为硬质合金阶段 准备， 由于晶体结构的几何缺陷有利合金 相 的形成。可以设想， Tso峰 值 是由于在边界条件的变化。这个假设是证实了电子显微镜分析结果：在矩阵（位错密度，碎片大小条件）引起材料的 8， 9实力的增强，保持不变直至 Ttemper = 600 。这也证实了结构进行检查和对回火温度与屈服强度的变化。因此，如果发生任何更改的边界，增加脆化，那么， Tso同 Ttemper变化将有虚线的形式。 所有解释 RTB1， 2， 10的理论 都是建立在

10、 对边界的影响起主导作用基础上 的 。然而，前奥氏体晶粒边界损害并非我们的典型调查（热 件 1 纹 裂 在 淬火 、 回火 后显现出来 ），没有磷的影响，这显然是对钼的存在钢铁 中 的 解释。 由此可见，由实验数据 C Mo V 钢回火过程中的 脆性 主要 受 碳化物形成的影响，更加准确地重建碳化物和的这些 过 程影响因素。 这 原种影响的理 可以概括介绍如下 ， 随回火温度 的增加 渗碳 体 开始凝聚，在 250-350开始沉淀 。更有效地遏制电石， 在钢中容纳更多的 碳化物 成形元素比铁中 350 左右开始 的特殊碳化物的原子核钢 的成形 ，尤其是 M7C3 8。沉淀 物 均匀分布在整个体

11、积的位错 位置 ，低角度的板条马氏体的界限，高角度的板条殖民地边界，他们加强了矩阵和削弱（脆化）边界。 在二次硬化温度 时， 很可能 最大程度的 削弱 碳化物与基体或与 沉淀、 连贯的最大密度 的边界， i.e.。如 元素钒，促进碳化物细化，从而增加二次硬化 8，增加脆 化 。 在沉淀 和聚结硬质合金阶段，出现了混乱的 位错 的同时，边界变得更加完善和矩阵被削弱。这两种效应导致韧性 、 脆性转变温度下降，这是 从实际 观察 的结构 。 结论 1。 15Kh3MFA类型的钢都容易脆化，在给定的回火温度 下 达到高峰。在高峰期（ Tso）的上限， 在 正值温度下材料开始削弱。 2。该峰的高度和回火

12、温度也相应增加时，几乎线性钒浓度从 0提高到 0.55，但他们是在 0.005-0.022的磷浓度限制 下表现出来的 。 3。回火钢的脆性取决于在碳化物相变（从渗碳特殊碳化物），保留的位错优先发生 在 碎片的 边界 。 文献引用 1.L. M. Utevskii, Temper Brittleness of Steels in Russian, Metallurgizdat, Moscow (1961),p. 138. 2. P. B. Mikhailov-Mikheev, Thermal Embrittlement of Steels in Russian, Mashgiz, Moscow-

13、Leningrad (1956), p. 56. 3. J. Hollomon, Trans. ASM, 36, 473 (1946). 4. E. Houdremont, Special Steels Russian translation, Vol. I, Metallurgiya, Moscow (1966),p. 455. 5. V. A. Korablev, Yu. I. Ustinovshchikov, and I. G. Khatskelevich, Embrittlement of chromium steels with formation of special carbides, Metalloved. Term. Obrab. Met., No. I,16 (1975). 6. A. P. Gulyaev, I. K. Kupalova, and V. A. Landa, Method and results of phase analysis of hlgh-speed steels, Zavod. Lab., No. 3, 298 (1965).