奧氏體化溫度對V微合金中碳鋼淬透性與力學(xué)性能的影響

孫東云，陳 晨，張福成，*，楊志南，秦羽滿

(1.燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料制備技術(shù)與科學(xué)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北 秦皇島 066004；2.燕山大學(xué) 國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北 秦皇島 066004)

0 引言

所謂調(diào)質(zhì)鋼，一般為含碳量在0.3%～0.6%，經(jīng)淬火和高溫回火(500～650 ℃)后得到組織為回火索氏體的中碳鋼。由于調(diào)質(zhì)鋼具有良好的強(qiáng)塑性及韌性配合，并且其經(jīng)過高溫回火后，鋼中應(yīng)力完全消除，鋼的氫脆破壞傾向性小，缺口敏感性較低，脆性破壞抗力較大，因此被廣泛應(yīng)用于制造要求有良好綜合力學(xué)性能的各種機(jī)器零件中，是結(jié)構(gòu)鋼中使用最廣泛的一類鋼[1-2]。目前市場所用的高淬透性合金調(diào)質(zhì)鋼多為鉻鎳鋼，主要應(yīng)用于制造大截面、重載荷的重要部件，如汽輪機(jī)主軸、鍛壓機(jī)曲軸等[3]。但是，對于尺寸特別巨大的零部件而言，鉻鎳鋼的淬透性仍然無法滿足要求。鋼中影響淬透性的因素有很多，淬透性主要取決于鋼的臨界冷卻速度，而臨界冷卻速度主要取決于過冷奧氏體的穩(wěn)定性。除合金元素鈷之外，絕大多數(shù)的合金元素固溶于奧氏體中都會使C曲線右移，降低臨界冷卻速度，從而提高淬透性[4]。合金化處理有利于鋼的淬透性，但是，大量添加合金元素也會造成生產(chǎn)成本的提高。因此，對調(diào)質(zhì)鋼進(jìn)行微合金化處理來提高淬透性成為了材料科學(xué)工作者的重要研究內(nèi)容[5-6]。釩在微合金鋼中的固溶溫度低且溶解度大[7-8]，是微合金化技術(shù)中強(qiáng)化效果最明顯的元素之一。研究表明，在鋼中添加0.10%的釩，其強(qiáng)度增加約為200 MPa[9]。并且，當(dāng)釩以固溶態(tài)存在于奧氏體中，可以顯著提高鋼的淬透性。40CrNiMoV調(diào)質(zhì)鋼為本課題組為生產(chǎn)大型風(fēng)電機(jī)組偏航軸承研發(fā)的鋼種，前期研究表明，鋼中加入微量V元素后，固溶的V原子吸附于晶界，填充了缺陷位置，降低了晶界能，從而降低了鐵素體的形核率和長大速率，使奧氏體穩(wěn)定性增加，從而提高鋼的淬透性。此鋼中0.056%的有效V含量獲得的淬透系數(shù)高達(dá)1.649，淬透性影響因子更是達(dá)到9.64，是通常條件下的5.73倍，表現(xiàn)出一種超淬透性效果[10]。

40CrNiMoV鋼的超淬透性效果已經(jīng)得到初步研究，并且其不同溫度回火工藝下的性能也進(jìn)行了初步測試[11]，但不同奧氏體化溫度對40CrNiMoV鋼淬透性、組織和常規(guī)力學(xué)性能的影響還未得到充分研究。因此，本文以40CrNiMoV鋼為試驗(yàn)鋼，研究了奧氏體化溫度與淬透性、組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系，試圖找出最佳的淬透性與強(qiáng)韌性配合熱處理方案，為實(shí)際生產(chǎn)提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

本研究所用試驗(yàn)鋼為40CrNiMoV鋼，其具體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.42C，0.40Si，0.75Mn，0.83Cr，1.53Ni，0.14Mo，0.069Al，0.077V， 0.002 1N，0.007P，0.002S。鋼經(jīng)常規(guī)轉(zhuǎn)爐進(jìn)行冶煉并澆鑄成純凈鋼坯，之后經(jīng)熱塑性加工、退火和熱碾環(huán)成軸承套圈，本試驗(yàn)用鋼取自實(shí)際軸承套圈部分。利用DIL 402型膨脹儀測量相變點(diǎn)，切線法得到Ac1、Ac3相變點(diǎn)，利用DIL 805型膨脹儀測定試驗(yàn)鋼的Ms點(diǎn)，相變點(diǎn)溫度如表1所示。末端淬火試驗(yàn)采用直徑25 mm、長100 mm的圓柱試樣，依據(jù)GB/T 225—2006/ISO 642:1999對試驗(yàn)鋼的淬透性進(jìn)行測試。奧氏體化溫度分別選取800 ℃、860 ℃、900 ℃、950 ℃和1 000 ℃，保溫30 min。測量距離淬火端1.5 mm、3 mm、5 mm、7 mm、9 mm、11 mm、13 mm、15 mm前8個測量點(diǎn)和以后間距為5 mm的洛氏硬度值。常規(guī)力學(xué)性能測試采用MR-10型熱處理模擬爐進(jìn)行奧氏體化和控制冷卻處理，之后利用箱式電阻爐進(jìn)行高溫回火。試樣的冷卻過程模擬5 MW級風(fēng)電偏航變槳軸承表層以下12.5 mm處的冷速[11]，具體熱處理工藝為加熱至不同奧氏體化溫度(800 ℃、860 ℃、900 ℃、950 ℃和1 000 ℃)并保溫30 min，之后采用0.7 ℃/s的冷速進(jìn)行冷卻，最后對試驗(yàn)鋼進(jìn)行630 ℃×1 h的回火處理。

表1 試驗(yàn)鋼的相變點(diǎn)Tab.1 The phase transition points of the test steel℃

利用HRS-150型數(shù)顯洛氏硬度計測定試驗(yàn)鋼控制冷卻并回火后的硬度值，每種試樣測試9個點(diǎn)，除去最大值和最小值后取平均值。依據(jù)GB/T 228.1—2010，利用MTS液壓伺服拉伸試驗(yàn)機(jī)測試回火后圓柱形試樣的拉伸性能，拉伸試樣的平行段標(biāo)距為25 mm，直徑5 mm，拉伸應(yīng)變速率為0.002 s-1?；鼗鸷笤嚇拥某豒型缺口沖擊試驗(yàn)在ZBC2302-D擺錘式試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣規(guī)格為10 mm×10 mm×55 mm。將回火前后的試樣經(jīng)砂紙打磨和拋光后，用4%的硝酸酒精腐蝕得到微觀組織。利用加入少量海鷗牌洗頭膏的過飽和苦味酸溶液對不同奧氏體化溫度熱處理試樣的原始奧氏體晶粒的晶界進(jìn)行腐蝕，利用Axio Vert A1型金相顯微鏡觀察晶界，采用Image pro-plus圖像分析軟件進(jìn)行奧氏體晶粒的尺寸統(tǒng)計。利用Rigaku D/max-2500/PC型X射線衍射儀上對回火后試樣組織中的殘余奧氏體的含量進(jìn)行測定，利用SU-5000型熱場發(fā)射掃描電子顯微鏡對組織和沖擊試樣的斷口進(jìn)行觀察，利用TEM-2010型透射電子顯微鏡觀察兩種鋼的精細(xì)組織，對析出物進(jìn)行能譜分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化溫度對淬透性的影響

圖1為不同奧氏體化溫度下的淬透性曲線。從圖中可以看出，在各個奧氏體化溫度下，試驗(yàn)鋼的水冷端的硬度最高，隨著離水冷端距離的增加，試驗(yàn)鋼的硬度降低。

圖1 試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度下的淬透性曲線
Fig.1 Hardenability curves of the test steel at different austenitizing temperatures

對比不同奧氏體化溫度的淬透性曲線可以發(fā)現(xiàn)，奧氏體化溫度為800 ℃時，由于溫度較低，奧氏體的均勻性比較差，奧氏體的穩(wěn)定性不夠，導(dǎo)致水冷端硬度略低，整體淬透性明顯偏低。隨著奧氏體化溫度的不斷升高，硬度分布曲線逐漸平緩，端淬試樣末端的硬度值不斷增加。即隨著奧氏體化溫度的升高，試驗(yàn)鋼的淬透性逐漸提高。

鋼的淬透性通常用心部獲得50%馬氏體時的臨界直徑來表征，淬火成馬氏體組織的深度越大，則鋼種的淬透性越高[12]。對于含碳量為0.1%～0.7%的鋼，50%馬氏體硬度與碳含量之間滿足如下關(guān)系式[13]：

HRC50=23+50[C]，

(1)

其中，HRC50表示鋼中獲得50%馬氏體的硬度值，HRC；[C]表示鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。由式(1)可得40CrNiMoV鋼中的半馬氏體硬度為42.5 HRC，奧氏體化溫度為800 ℃時，淬透性曲線中硬度值所對應(yīng)的端淬距離為60 mm。一般情況下，根據(jù)末端淬火試樣至冷卻端距離與理想臨界直徑的關(guān)系可得到其理想臨界直徑[14]。然而，由于40CrNiMoV鋼的淬透性很高，當(dāng)奧氏體化溫度為860 ℃、900 ℃、950 ℃和1 000 ℃時，在端淬試樣長度(85 mm)范圍內(nèi)，其硬度都高于半馬氏體硬度。因此，從淬透性曲線中難以直接通過半馬氏體硬度所對應(yīng)的端淬距離得出理想臨界直徑的具體數(shù)值，進(jìn)行不同溫度下淬透性的比較。因此，利用M.A.Grossman[14]給出的淬透性計算公式進(jìn)行各奧氏體化溫度下的理想臨界直徑DI的計算：

DI=25.4·DIC·FSi·FCr·FNi·FMo·FMn·FV，

(2)

其中，

(3)

式中，Nr為ASTM標(biāo)準(zhǔn)下的晶粒度級數(shù)；F為元素影響因子，[C]表示鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。各元素的影響因子為[10,15]

FSi=0.7[Si]+1，

(4)

FCr2.25[Cr]+1，

(5)

FNi=0.42[Ni]+1，

(6)

FMo=2.96[Mo]+1，

(7)

FMn=3.5[Mn]+1，

(8)

FV=9.64[V]+1，

(9)

由式(4)～(9)得到各合金元素對淬透性的影響，其中，V對淬透性的影響最大。并且，由式(2)和(3)可以看出，當(dāng)合金元素含量一定時，影響試驗(yàn)鋼淬透性的因素主要為晶粒等級，即晶粒尺寸越大，晶粒等級越小，淬透性越大。

將經(jīng)過不同奧氏體化溫度保溫后的試樣進(jìn)行晶界腐蝕，得到原始奧氏體晶粒形貌如圖2所示，統(tǒng)計得到的奧氏體晶粒尺寸和晶粒度級數(shù)見表2。

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化處理后的原始奧氏體晶粒形貌
Fig.2 Original austenite grain morphology of the test steel at different austenitizing temperatures

可以看出，奧氏體化溫度由800 ℃升高至900 ℃，晶粒尺寸緩慢長大。這可能是由于奧氏體化溫度在900 ℃以下時，試驗(yàn)鋼中析出的V(C,N)細(xì)小第二相粒子(圖3)在晶界和晶內(nèi)起到釘扎的作用，抑制了奧氏體晶粒的長大，從而使奧氏體晶粒得到細(xì)化。當(dāng)奧氏體化溫度超過900 ℃后，V在鋼中以固溶態(tài)存在，第二相對奧氏體晶界的釘扎作用減弱， 使得部分有利取向的奧氏體晶粒開始異常長大，奧氏體晶粒的長大速度明顯加快，晶粒在900 ℃時開始粗化，由19.02 μm迅速增加至42.61 μm。由此可以確定該試驗(yàn)鋼奧氏體晶粒粗化臨界溫度大約為900 ℃。由此而言，隨著奧氏體化溫度的升高，試驗(yàn)鋼的晶粒尺寸不斷長大甚至粗化，是引起其淬透性隨溫度上升不斷提高的原因之一。

表2 試驗(yàn)鋼的不同奧氏體化溫度原始奧氏體晶粒尺寸及級數(shù)Tab.2 Original austenite grain size and grade of the test steel at different austenitizing temperatures

圖3 試驗(yàn)鋼在800 ℃奧氏體化時的析出相V(C,N)粒子形貌及能譜分析結(jié)果
Fig.3 V(C,N) morphology and energy spectrum analysis results of the test steel at austenitizing temperature of 800 ℃

此外，如前所述，V在鋼中以固溶態(tài)存在時，能提高鋼的淬透性；當(dāng)V以碳氮化物的形式存在時，會消耗鋼中固溶的V和C，細(xì)化晶粒，從而降低鋼的淬透性。因此，試驗(yàn)鋼的淬透性與V的固溶含量也存在直接關(guān)系。利用未溶VC的理想化學(xué)配比及V在奧氏體中的固溶度積公式[16-17]可以計算出不同奧氏體化溫度下固溶的V和C的含量。計算公式為

lg([V]γ·[C]γ)=6.72-9 500/T，

(10)

VVC/CVC=4.24，

(11)

其中，[C]和[V]分別表示C和V元素處于固溶狀態(tài)的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，T為絕對溫度。表3為試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度下C和V的固溶量。

由表3可見，隨著奧氏體化溫度的升高，奧氏體中V和C的固溶量增加，當(dāng)奧氏體化溫度高于900 ℃時， C和V在奧氏體中達(dá)到全固溶狀態(tài)。因此，當(dāng)奧氏體化溫度在800～900 ℃時，V的固溶量也是影響試驗(yàn)鋼淬透性的重要因素。

表3 試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度下C和V的固溶量Tab.3 Solution content of V and C of the test steel at different austenitizing temperatures

因此，綜合考慮不同奧氏體化溫度下固溶V含量、固溶C含量及晶粒尺寸對理想臨界直徑(即淬透性)的影響，由式(2)計算所得試驗(yàn)鋼各奧氏體化溫度下的臨界直徑值如表4所示。試驗(yàn)鋼晶粒尺寸、V固溶含量以及理想臨界直徑隨奧氏體化溫度的變化曲線如圖4所示。在較低奧氏體化溫度下，淬透性與V固溶量的增大及晶粒尺寸的略微增加的共同作用有關(guān)；當(dāng)奧氏體化溫度高于900 ℃時，V和C元素都以固溶態(tài)存在于奧氏體中，奧氏體組織已經(jīng)達(dá)到均勻化，此時，影響試驗(yàn)鋼淬透性的因素主要為原始奧氏體晶粒尺寸。奧氏體晶粒尺寸越大，奧氏體的穩(wěn)定性越高，在冷卻過程中越不容易發(fā)生轉(zhuǎn)變。同時，奧氏體晶粒粗大，晶界總面積減少，使鐵素體形核率減小，CCT曲線右移，降低了鋼的臨界冷卻速率，從而提高淬透性。

表4 試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度下的理想臨界直徑Tab.4 Ideal critical diameter of test steel at different austenitizing temperatures

圖4 試驗(yàn)鋼晶粒尺寸、V固溶含量以及理想臨界直徑隨奧氏體化溫度的變化曲線
Fig.4 Grain size, solution content of V and ideal critical diameter of the test steel as a function of austenizing temperatures

2.2 奧氏體化溫度對微觀組織的影響

為了進(jìn)一步探究不同奧氏體化溫度處理下顯微組織的差異，對控制冷卻試樣回火前后的微觀組織進(jìn)行觀察，并對組織中各相的比例進(jìn)行統(tǒng)計，圖5中藍(lán)色顆粒物為上貝氏體，棕色區(qū)域?yàn)轳R氏體。圖5和圖6中的M1為針狀馬氏體，M2為板條狀馬氏體。奧氏體化溫度為800 ℃時，由于奧氏體化溫度低，試驗(yàn)鋼的奧氏體穩(wěn)定性不夠，淬透性低，冷卻速度較慢，組織中出現(xiàn)了少量的分布不均勻的塊狀鐵素體。另外，在該奧氏體化溫度下，在鋼中生成了體積分?jǐn)?shù)約為75%的上貝氏體及少量的馬氏體，其貝氏體鐵素體呈長條狀，島狀滲碳體顆粒呈島狀或條狀沿鐵素體板條界平行排列分布(圖5(a)和圖6(a))。奧氏體溫度為860 ℃時，由于淬透性大幅提高，試驗(yàn)鋼中幾乎沒有發(fā)現(xiàn)塊狀鐵素體，其組織為體積分?jǐn)?shù)約為90 %馬氏體和少量顆粒狀的上貝氏體的混合組織(圖5(b)和圖6(b))。奧氏體化溫度升高至900 ℃時，試驗(yàn)鋼的淬透性進(jìn)一步提高，組織中幾乎為100%的針狀馬氏體組織(圖5(c)和圖6(c))。奧氏體化溫度由900 ℃升高至1 000 ℃時，試驗(yàn)鋼中針狀馬氏體的體積分?jǐn)?shù)逐漸減少，板條狀馬氏體的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加。奧氏體化溫度為950 ℃時，針狀馬氏體的體積分?jǐn)?shù)減少至約60%(圖5(d)和圖6(d))。當(dāng)奧氏體化溫度達(dá)到1 000 ℃時，組織幾乎為100%的不同取向的板條狀馬氏體組織(圖5(e)和圖6(e))。馬氏體的形態(tài)與奧氏體化溫度有著極大關(guān)系，這是因?yàn)殡S著奧氏體化溫度的提高，奧氏體晶粒長大及晶粒內(nèi)缺陷減少，馬氏體形成時的切變阻力減小，從而使Ms點(diǎn)升高。因此，引起滑移所需的臨界應(yīng)力低于引起孿生所需要的臨界應(yīng)力，從而會得到更多的含高密度位錯的板條馬氏體[18](圖5(c)～(e)和圖6(c)～(e))。

圖7為試驗(yàn)鋼經(jīng)630 ℃回火后的XRD圖譜，結(jié)果顯示，試驗(yàn)鋼經(jīng)本文所示工藝調(diào)質(zhì)處理后，組織中幾乎沒有殘余奧氏體(<3%)。從圖8中回火組織的掃描照片可以看出，試驗(yàn)鋼經(jīng)過630 ℃回火后，馬氏體分解，得到由多邊形的等軸鐵素體和分布于其上的粒狀碳化物組成的回火索氏體組織。由于試驗(yàn)鋼中含有的Cr、Mo、V等合金元素能夠減緩和推遲馬氏體的分解過程，提高回火穩(wěn)定性，故回火索氏體中碳化物的分布遺傳了淬火馬氏體的位向關(guān)系[19]。隨著奧氏體化溫度的升高，回火組織中的碳化物形態(tài)和分布都發(fā)生了明顯的變化。奧氏體化溫度較低時，試驗(yàn)鋼組織中只有局部區(qū)域存在均勻細(xì)小的回火索氏體組織，而在其他區(qū)域則為尺寸粗大且分布不均勻的組織(圖8(a))。奧氏體化溫度高于860 ℃時，碳化物的尺寸和分布都趨于均勻(圖8(b)和8(c))。隨奧氏體化溫度的進(jìn)一步升高，組織中小顆粒碳化物溶解，大顆粒逐漸碎化、聚集和粗化，部分短桿狀碳化物沿原馬氏體的中脊和邊沿處呈長條狀分布(圖8(d)和8(e))。

圖5 試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度慢冷后的金相組織圖片
Fig.5 OM images of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling

圖6 試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度慢冷后的掃描組織圖片
Fig.6 SEM images of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling

圖7 試驗(yàn)鋼不同奧氏體化溫度慢冷并回火后試樣XRD分析結(jié)果
Fig.7 XRD patterns of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling and tempered at 630 ℃

2.3 奧氏體化溫度對力學(xué)性能的影響

圖9和表5所示為不同奧氏體化溫度淬火并回火后的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果，隨奧氏體化溫度的升高，強(qiáng)度和硬度先急劇升高后降低，延伸率先急劇降低后升高再小幅降低。隨奧氏體化溫度的提高，奧氏體中的碳元素和合金元素均勻化，加之V固溶含量增大，使奧氏體穩(wěn)定性增加，從而使鋼的淬透性提高(圖1)，在控制冷卻時獲得馬氏體的能力增強(qiáng)(圖4)，高溫回火后獲得索氏體中碳化物更加均勻彌散(圖8)。這種組織狀態(tài)使試驗(yàn)鋼在奧氏體化溫度為800～900 ℃下的硬度和強(qiáng)度急劇升高(圖9)。奧氏體化溫度大于900 ℃時，晶粒長大并粗化(圖2)。Hall-Petch公式[15]

σs=σi+kd-1/2

(12)

可表示屈服強(qiáng)度與晶粒尺寸之間的關(guān)系，其中，d為晶粒尺寸，k為比例常數(shù)。粗大晶粒的晶界前塞積的位錯數(shù)目多，應(yīng)力集中大，易于開動相鄰晶粒的位錯源，利于滑移的傳遞，這種粗大的晶粒尺寸效應(yīng)導(dǎo)致試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度有所降低。在淬透性、晶粒尺寸的變化以及回火后索氏體中碳化物彌散強(qiáng)化的綜合作用下，奧氏體化溫度為900 ℃時強(qiáng)度和硬度達(dá)到最大值。并且，奧氏體化溫度為900 ℃時，抗拉強(qiáng)度為1 200 MPa，延伸率為13.6%，有最好的強(qiáng)塑性配合。

圖8 試驗(yàn)鋼不同奧氏體化溫度慢冷并630 ℃回火后的掃描組織圖片
Fig.8 SEM images of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling and tempered at 630 ℃

對于韌性而言，在較低的奧氏體化溫度(800 ℃和860 ℃)下，由于軟相鐵素體相和上貝氏體相的存在(圖4(a)和圖4(b))，可以對沖擊裂紋擴(kuò)展起到一定的阻礙作用。因此，這兩個奧氏體化溫度下，試驗(yàn)鋼的沖擊韌性相對較高(圖9(b))。隨奧氏體化溫度的升高，一方面慢冷組織中無軟相的存在，另一方面奧氏體晶粒粗大(圖2(c)～圖2(e))，造成淬火后的馬氏體組織長大，使回火后得到粗大的回火索氏體組織。并且，回火索氏體組織中的長條狀碳化物受力時容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，形成微裂紋，導(dǎo)致沖擊韌性呈降低趨勢(圖9(b))。

圖9 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化慢冷并630 ℃回火后的力學(xué)性能
Fig.9 Mechanical properties of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling and tempered at 630 ℃

表5 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化慢冷及630 ℃回火后的力學(xué)性能Tab.5 Mechanical properties of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling and tempered at 630 ℃

圖10給出了回火后試樣的沖擊斷口形貌，可以看出，試驗(yàn)鋼在不同奧氏體化溫度控制冷卻并回火后的斷裂方式為剪切或準(zhǔn)解理斷裂。奧氏體化溫度為800～900 ℃時為典型的剪切斷裂方式，隨著奧氏體化溫度的升高，斷口中的韌窩變大，切應(yīng)力作用下形成了漣波花樣，并且其進(jìn)一步平滑化形成的黑色延伸區(qū)增多(圖10(a)～ 10(c))。奧氏體化溫度為950～1 000 ℃時，試樣的斷口中出現(xiàn)了一些小的呈河流狀的解理面，并且在包圍解理面的撕裂棱上布滿細(xì)小韌窩，為準(zhǔn)解理斷裂(圖10(d)和10(e))。因此，試驗(yàn)鋼宏觀上表現(xiàn)為隨奧氏體化溫度升高，沖擊韌性降低。

3 結(jié)論

1) 隨奧氏體化溫度的升高，在原奧氏體晶粒尺寸和固溶V含量的共同作用下，試驗(yàn)鋼的淬透性增大。并且，在較低的奧氏體化化溫度時，試驗(yàn)鋼的淬透性主要與V的固溶分?jǐn)?shù)有關(guān)，奧氏體化溫度為900 ℃時，奧氏體晶粒粗化，溫度高于900 ℃時，淬透性主要與奧氏體晶粒尺寸有關(guān)。

2) 隨奧氏體化溫度的升高，慢冷后的試樣組織中馬氏體含量增多。并且，奧氏體化溫度低于900 ℃時，隨溫度升高，針狀馬氏體逐漸增多；高于900 ℃時，隨溫度升高，板條馬氏體逐漸增多。

3) 在800～1 000 ℃范圍內(nèi)，隨奧氏體化溫度的升高，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和硬度先急劇升高后基本保持穩(wěn)定，沖擊韌性隨溫度的升高則呈降低趨勢。

4) 試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃奧氏體化并慢冷處理，以及630 ℃回火處理1 h后，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 200 MPa，沖擊韌性達(dá)到116 J·cm-2，獲得最佳的強(qiáng)塑韌性配合。

圖10 試驗(yàn)鋼經(jīng)不同溫度奧氏體化后慢冷及630 ℃回火后的沖擊斷口形貌
Fig.10 Impact fracture morphology of the test steel at different austenizing temperatures followed by slow cooling and tempered at 630 ℃