【摘 要】
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无碳化物贝氏体钢和淬火-配分钢的显微组织均为贝氏体铁素体（板条马氏体）+残余奥氏体的复相组织,成为第三代先进高强钢的备选钢种,尤其是后者具有更高的强塑性优势。本研究以开发1600 MPa以上的先进高强高塑性钢为目标,设计了34SiMn2CrNiMo和39SiMn2CrNiMo两种中碳合金钢,首先通过热膨胀模拟实验分析了Q&P处理过程中的相变行为,然后通过对不同工艺等温淬火及Q&P处理样品的组织表征
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无碳化物贝氏体钢和淬火-配分钢的显微组织均为贝氏体铁素体（板条马氏体）+残余奥氏体的复相组织,成为第三代先进高强钢的备选钢种,尤其是后者具有更高的强塑性优势。本研究以开发1600 MPa以上的先进高强高塑性钢为目标,设计了34SiMn2CrNiMo和39SiMn2CrNiMo两种中碳合金钢,首先通过热膨胀模拟实验分析了Q&P处理过程中的相变行为,然后通过对不同工艺等温淬火及Q&P处理样品的组织表征和性能测试,分析了实验钢的组织转变规律和组织-性能关系,建立成分-工艺-组织-性能关系,取得的结果如下:（1）34SiMn2CrNiMo钢的过冷奥氏体在Ms温度以上等温处理时,由于驱动力不足导致相变不完全性,无碳化物贝氏体转变量较少,最终组织中存在大量的二次马氏体和少量残余奥氏体,实验钢强度高塑性差,综合力学性能不佳。34SiMn2CrNiMo钢在Ms温度以下等温处理时,一次马氏体的存在会促进贝氏体等温转变,在等温过程中残余奥氏体富碳使其稳定性提高,最终组织为一次马氏体、无碳化物贝氏体、残余奥氏体和少量二次马氏体。34SiMn2CrNiMo钢在300℃等温淬火6 h处理后综合力学性能最佳,组织中残留奥氏体含量10.6%,抗拉强度为1494 MPa,延伸率为18.9%,强塑积为28.2 GPa%。（2）淬火中止温度决定实验钢Q&P处理组织中的相比例,对力学性能有很大影响。残余奥氏体含量随淬火中止温度的升高都呈现先增加后下降的趋势,与理论预测趋势一致,但奥氏体含量要稍低于理论预测。34SiMn2CrNiMo钢淬火中止温度为170～180℃时,39SiMn2CrNiMo钢淬火中止温度为120℃时,其综合力学性能最佳。（3）配分时间和配分温度对实验钢Q&P处理组织和性能也有很大的影响。34SiMn2CrNiMo钢淬火到180℃后在400℃配分时,随着配分时间延长,残余奥氏体含量先增加后减小在10 min时达到最大值;在450℃配分时,随着配分时间延长,残余奥氏体含量不断下降,残奥中碳含量也逐步下降。39SiMn2CrNiMo钢淬火到120℃后在400℃配分时,随着配分时间的延长,在最初10min内,屈服强度上升、抗拉强度下降,残余奥氏体含量保持稳定。延伸率都会随着配分时间延长有不同程度的下降。（4）34SiMn2CrNiMo钢的最佳热处理工艺为:900℃奥氏体化后空冷到170℃,再于空气炉中缓慢加热到400℃配分,升温和配分时间总和为1h。此时,实验钢组织中残留奥氏体含量21.7%,抗拉强度为1607MPa,延伸率为24.9%,强塑积为40GPa%。或者900℃奥氏体化后空冷到180℃,然后在盐浴炉中加热到400℃保温5min。此时,实验钢组织中残留奥氏体含量18.9%,抗拉强度为1722 MPa,延伸率为21.9%,强塑积为37.7 GPa%。（5）39SiMn2CrNiMo钢的最佳热处理工艺为:在900℃奥氏体化后空冷到120℃,再在空气炉中缓慢加热到400℃,升温和保温时间总和为1 h。此时实验钢的组织中残留奥氏体含量24.3%,抗拉强度为1692 MPa,延伸率为23.0%,强塑积为38.9 GPa%。900℃奥氏体化后空冷到120℃,然后再在盐浴炉中加热到400℃保温5 min。此时实验钢中组织中残留奥氏体含量22.2%,抗拉强度为1800 MPa,延伸率为22.3%,强塑积为40.1 GPa%。
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