殘余奧氏體和逆轉(zhuǎn)奧氏體

1、精彩文檔精彩文檔殘余奧氏體和逆轉(zhuǎn)奧氏體東北特鋼集團大連特殊鋼絲有限公司鋼絲徐效謙內(nèi)容摘要：對于高強度和超高強度鋼，目前普遍認同的標準是以抗拉強度1370MPa作為中等強度和咼強度的界限，而超咼強度鋼是指抗拉強度$1620MPa的合金鋼。本文介紹了咼強度鋼和超咼強度鋼強韌化研究的最新成果，重點推介韌化相的概念、理論和應(yīng)用實例。殘余奧氏體和逆轉(zhuǎn)奧氏體組織是兩種最有實用價值的韌化相，逆轉(zhuǎn)奧氏體是由馬氏體逆轉(zhuǎn)變形成的，尺寸十分細小、均勻、連續(xù)地彌散于馬氏體基體中，可在不降低強度的情況下，改善鋼的塑性、韌性和焊接性能，其韌化效果遠優(yōu)于殘余奧氏體。而促成奧氏體逆轉(zhuǎn)變啟動的工藝措施通常有：多次回火、調(diào)節(jié)處理

2、低溫時效，或雙重時效處理。關(guān)鍵詞：韌化相、殘余奧氏體、逆轉(zhuǎn)奧氏體、沉淀硬化不銹鋼、超馬氏體不銹鋼目前，利用沉淀硬化效應(yīng)已經(jīng)開發(fā)了包括沉淀硬不銹鋼和超馬氏體不銹鋼在內(nèi)的一大批咼強度和超咼強度鋼，但這類鋼有一個共同特點：要么是韌性不足、沖擊韌性較低；要么是塑性變形能力不足、加工成形有一定難度，只能用于制作形狀相對簡單的零部件；要么是有脆化傾向、氫脆敏感性或應(yīng)力敏感性較強，裂紋擴展速度較快等。近年來，參照金屬材料強韌性研究成果，越來越多的人注意到：適當控制鋼中的韌化相，可以有效地改善咼強度和超咼強度鋼的塑性和韌性，而奧氏體組織是最有實用價值的韌化相。奧氏體的種類在室溫條件下，奧氏體有以下幾種：穩(wěn)定奧

3、氏體(stableausteniteA)通過添加大量擴大奧氏體區(qū)合金元素，使奧氏體組織保持到室溫的奧氏體不銹鋼和咼錳鋼。過冷奧氏體(undercooledausteniteA)O在共析溫度以下，處于亞穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體，一旦條件具備就會發(fā)生分解轉(zhuǎn)變，最終可能轉(zhuǎn)變成珠光體(P)、貝氏體(B)、馬氏體(M)或混合組織。殘余奧氏體(retainedausteniteA)R淬火時未能轉(zhuǎn)變成馬氏體，而保留到室溫的奧氏體，被稱為殘余奧氏。在淬火過程中，隨著馬氏體的形成，引起體積膨脹，處于馬氏體片間的奧氏體切變阻力增大，難以再轉(zhuǎn)變成馬氏體。此外，在馬氏體中脊附近存在著孿晶，殘留奧氏體承受著來自不同方向和不同晶

4、團的壓應(yīng)力，奧氏體中位錯密度顯著升咼，切變阻力增大，也難以完成馬氏體轉(zhuǎn)變。因此，殘余奧氏體通常存在于馬氏體片間和馬氏體中脊附近。逆轉(zhuǎn)奧氏體(reverseausteniteA)n沉淀硬化不銹鋼和超馬氏體不銹鋼已經(jīng)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織后，在特定時效或回火溫度范圍內(nèi)，會產(chǎn)生馬氏體逆轉(zhuǎn)變，形成逆轉(zhuǎn)奧氏體。從定義描述中可以看出：在沉淀硬化不銹鋼和超馬氏體不銹鋼，或咼強度和超咼強度鋼成品中不可能存在穩(wěn)定奧氏體和過冷奧氏體組織，可用作韌化相的只有殘余奧氏體和逆轉(zhuǎn)奧氏體組織。殘余奧氏體1、2殘余奧氏體是所有可淬火硬化鋼中普遍存在的一種顯微組織，是過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體過程中因體積膨脹，受空間限制，致使部分奧氏體

5、殘留下來。殘余奧氏體與過冷奧氏體的共同點是：都具有面心立方的晶格結(jié)構(gòu)；當繼續(xù)深冷時，都會陸續(xù)轉(zhuǎn)化成為馬氏體。殘余奧氏體與過冷奧氏體的主要區(qū)別有：因為Y-Fe比a-Fe能溶解更多的C,所以殘余奧氏體的碳含量高于鋼的平均碳含量；殘余奧氏體中儲存能量較高，不穩(wěn)定、相對于逆轉(zhuǎn)奧氏體更容易轉(zhuǎn)變；殘余奧氏體受脅迫，第2類(在晶?；騺喚Х秶鷥?nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力)和第3類內(nèi)應(yīng)力(存在于一個原子集團范圍內(nèi)處于平衡的內(nèi)應(yīng)力)較大、位錯密度較高；殘余奧氏體晶粒為等軸晶，被馬氏體分割，形貌各異，有薄膜狀、片狀、顆粒狀和塊狀等。鋼中殘余奧氏體優(yōu)缺點參半：鋼中存在適量(5-15%)殘余奧氏體，能緩沖工件的淬火應(yīng)力，減輕變形

6、開裂傾向，提高鋼的沖擊韌性、降低鋼的脆性轉(zhuǎn)點；對于在交變應(yīng)力或在沖擊應(yīng)力下工作的工件，鋼中的殘余奧氏體可以吸收形變能，起減振和提高疲勞壽命作用，是有實用價值的韌化相之一。缺點是由于殘余奧氏體較軟，鋼中存在過量的量殘余奧氏體勢必降低鋼件的淬火硬度、強度、耐磨性能和疲勞強度；殘余奧氏體是不穩(wěn)定相，在室溫下長期存放或使用會逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，使工件體積膨脹或內(nèi)應(yīng)力增加，引起工件加工變形甚至開裂。因此對尺寸精度、強度、硬度、耐磨性能要求較高的工件；形狀復(fù)雜，需要機加工、精磨、拋光成形的零部件，不宜選用殘余奧氏體作為韌化相。建議采用深冷處理，使殘余奧氏體全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。淬火后鋼中殘余奧氏體的數(shù)量主要取決

7、于化學成分。一般說來，增加鋼中降低MS點的元素的含量，就會增加殘余奧氏體量的含量，碳素鋼中碳含量和淬火溫度對Ar量的影響見圖1。實踐證明，R淬火后超馬氏體不銹鋼顯微組織中留有5-15%的細小彌散狀殘余奧氏體，可使鋼獲得最佳的強韌性配合，對于Fe-Cr-Ni-Mo和Fe-Cr-Ni-Co-Mo系鋼，可用A.R.I(殘余奧氏體保留指數(shù))來預(yù)測淬火后鋼中殘余奧氏體含量，A.R.I從19提高到22時，鋼的抗拉強度隨殘余奧氏體量同步增長，升到22時Ar約為10%,可獲得最佳強韌性，再繼續(xù)提高A.R.I抗拉強度開始下降，如圖2。近年來利用R這個經(jīng)驗公式，已經(jīng)研制出一批A.R.I接近22的具有高強度和高韌性

8、的超馬氏體鋼。經(jīng)適當熱處理后，超馬氏體鋼的抗拉強度(R)最高可達到2160MPa，同時還具有良好的塑性，斷面收縮率Z=50%,m伸長率A=1015%。A.R.I=Ni%0.8(Cr%)0.6(Mo%)0.3(Co%)O57008009001C0011001200癢捷溫度.11.28%C水淬O57008009001C0011001200癢捷溫度.11.28%C水淬20.89%C油淬30.89%C水淬帶運ECL40.40%C油淬50.40%C水淬圖1碳鋼淬火溫度對A量的影響2圖2成分對殘余奧氏體含量和R的影響15Rm殘余奧氏體量還與淬火溫度密切相關(guān)，從圖1可以看出：碳素鋼的A量隨淬火溫度升高呈先升

9、R后降的變化趨勢，所有可淬火鋼都具有類似特性，僅是峰值溫度范圍有所不同。延長保溫時間的作用與提高淬火溫度作用相同，但作用弱得多。奧氏體的穩(wěn)定性對殘余奧氏體量也有重要影響，等溫淬火過程中冷卻速度較慢或在冷卻過程停留都會引起奧氏體穩(wěn)定性提高，而使馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生遲滯的現(xiàn)象，稱為奧氏體的熱穩(wěn)定化(又稱為陳化)。連續(xù)淬火時，殘余奧氏體的轉(zhuǎn)變原則只取決于最終冷卻溫度，而與冷卻速度無關(guān)，但大型零部件的冷卻速度減慢時熱穩(wěn)定性明顯增強。關(guān)于熱穩(wěn)定化產(chǎn)生的原因，共識是與C和N原子運動有關(guān)，只有C和N總量超過0.01%的鋼才會產(chǎn)生熱穩(wěn)定化，隨C和N量增加穩(wěn)定化效應(yīng)增強；強碳化物形成元素，如Cr、Mo、V的存在也使穩(wěn)

10、定化效應(yīng)增強；非碳化物形成元素，如Ni和Si對穩(wěn)定化效應(yīng)基本無影響。熱穩(wěn)定化理論解釋為：在適當溫度下C和N向點陣缺陷處和位錯線上偏聚形成“柯氏氣團”或碳、氮化合物，釘扎位錯，使馬氏體轉(zhuǎn)變的切變阻力增大，需要附加動力(如增加過冷度)才能使馬氏體轉(zhuǎn)變繼續(xù)下去。熱穩(wěn)定化現(xiàn)象有一個上限，常用MC表示。鋼在MC點以上等溫停留并不產(chǎn)生熱穩(wěn)定化，只有在CCMC點以下等溫停留或緩慢冷卻才會引起熱穩(wěn)定化。實際生產(chǎn)中可以靈活運用殘余奧氏體的這些轉(zhuǎn)變特性，來調(diào)節(jié)鋼中的亠量，獲得最佳強韌性配合。例如高速工具鋼，一次淬火后亠量很高，硬度不RR足，采用在高于MC點的溫度(560C)下回火，一方面使馬氏體內(nèi)應(yīng)力得以釋放，另

11、一方面使處于C點陣缺陷處或位錯線上的C和N得以解脫，再冷卻時部分殘余奧氏體繼續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，在Ar量下R降的同時，鋼的硬度提高。因此多次回火處理又稱為“催化處理”。同理，沉淀硬度不銹鋼和超馬氏體不銹鋼也可采用多重時效處理找到最佳強韌性配合。3.逆轉(zhuǎn)奧氏體逆轉(zhuǎn)奧氏體是瑞典人最初發(fā)表的有關(guān)Ni4鋼的專利中給出的定義，指Cr-Ni-Mo系馬氏體不銹鋼在回火過程中，由馬氏體直接切變生成的奧氏體，這種奧氏體在室溫下，甚至更低的溫度下都可以穩(wěn)定存在，為了與殘余奧氏體區(qū)別開來，根據(jù)其形成特點，稱之為逆轉(zhuǎn)奧氏體。與殘余奧氏體相比，逆轉(zhuǎn)奧氏體的特點是：逆轉(zhuǎn)奧氏體是馬氏體鋼在Ms點之上、Ac1點之下回火或時效處理

12、過程中，由馬氏體逆轉(zhuǎn)變形成的，是非擴散型轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。但因轉(zhuǎn)變溫度較高，組織中合金元素有一定的擴散能力，化學均勻性較好，內(nèi)應(yīng)力已得到釋放；轉(zhuǎn)變過程中鋼的體積收縮，組織中不像殘留奧氏體中存在著高密度的位錯和孿晶。如在Ac1點以上回火，獲得的是穩(wěn)定奧氏體就不能稱為逆轉(zhuǎn)奧氏體了。逆轉(zhuǎn)奧氏體是由馬氏體直接切變生成的，尺寸十分細小、均勻、連續(xù)地彌散于馬氏體基體中，可在不降低強度的情況下，改善鋼的塑性、韌性和焊接性能。而殘留奧氏體為等軸晶，被馬氏體分割，以薄膜狀、片狀、顆粒狀和塊狀存在于馬氏體板條間，其韌化效果遠不如逆轉(zhuǎn)奧氏體。逆轉(zhuǎn)奧氏體形成溫度較高，組織中C、Ni、Mn等穩(wěn)定奧氏體的元素聚集量較高，熱穩(wěn)性很

13、高，有人用低溫磁稱法測定逆轉(zhuǎn)奧氏體的穩(wěn)定性，結(jié)果表明：含逆轉(zhuǎn)奧氏體的試樣冷卻到一196C后再回到室溫時，逆轉(zhuǎn)奧氏體的含量僅減少1.5%。逆轉(zhuǎn)奧氏體的機械穩(wěn)定性一般，冷加工時，逆轉(zhuǎn)奧氏體很容易轉(zhuǎn)變?yōu)樾巫凂R氏體。逆轉(zhuǎn)奧氏體的形成是有條件的，同樣經(jīng)歷形核和長大的過程：當回火溫度升至AS點時，馬氏體開始轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，基體部分應(yīng)力得到釋放?；鼗饻囟壤^續(xù)升高，C和N原子有能力從基體擴散出來，形成碳化物，聚集在原馬氏體板條邊緣，逆轉(zhuǎn)奧氏體的晶核在板條間形成，而Ni原子因動力不足仍停留在板條中。當回火溫度升至稍高于AS點時，逆轉(zhuǎn)奧氏體相的核心就通過切變方式在高Ni區(qū)直接生成逆轉(zhuǎn)奧氏體，并沿板條界面和原奧氏

14、體晶界縱向長大成極細的條索狀。AS點表示馬氏體開始轉(zhuǎn)變成逆轉(zhuǎn)奧氏體的溫度，與之對應(yīng)的Af點表示馬氏體轉(zhuǎn)變成逆轉(zhuǎn)奧氏體的終止溫度oAs點均高于Ms，因鋼種不同兩者差距有很大差別,Fe-Ni30合金的比高420C左右，數(shù)值最大。沉淀硬化不銹鋼和超馬氏體不銹鋼的差距均在350C400C之間。另有一類合金，如Cu-AI-Ni、Au-Cd、Cu-AI-Mn和Cu-Zn-AI等被稱之為熱彈性形變合金，A與M的差均距在100CSS以內(nèi)，MA轉(zhuǎn)變是雙向的，經(jīng)多次反復(fù)，也不影響轉(zhuǎn)變速率，該類合金俗稱為記憶合金，基本特n征是：在相變的全過程中，新相和母相始終保持共格關(guān)系，相變是完全可逆的2。3.1低溫用鋼(9Ni

15、)中逆轉(zhuǎn)奧氏體的形態(tài)及其對鋼的低溫沖擊韌性的影響3北京科技大學冶金工程院楊躍輝等，選用低溫用鋼9Ni，研究逆轉(zhuǎn)奧氏體形成過程、顯微組織形貌、分布和取向，以及其對鋼的低溫沖擊韌性的影響，對我們認識和理解的逆轉(zhuǎn)奧氏體韌化機理很有幫助，現(xiàn)簡要介紹如下：9Ni鋼是一種在深冷環(huán)境下使用的低溫用鋼(簡稱LNG用鋼)，在世界范圍內(nèi)被廣泛用于制作液化天然氣(Liquidnaturegas)儲罐，對鋼的低溫韌性要求極為嚴格。目前，普遍認為回火過程中形成的逆轉(zhuǎn)奧氏體對鋼的低溫韌性有重要影響。試驗用鋼的化學成分為0.036%C、0.1%Si、0.70%Mn、0.0068%P、0.005%S、9.02%Ni、0.09

16、6%Mo，鋼的Ac=650C、Ac=730C。試樣從15mm厚熱軋鋼板上13截取，首先進行800CX1h水淬火處理。淬火后的試樣分成兩批，一批直接進行570CX1h回火，水冷處理，簡稱QT狀態(tài)，作為性能對比試樣；另一批試樣分別在兩相區(qū)選定650CX1h水冷、670CX1h水冷和700CX1h水冷進行調(diào)節(jié)處理，然后再在570CX1h進行回火處理。采用掃描電鏡(SEM)測得9Ni鋼金相圖片如圖3。a570CX1h水冷；b650CX1h水冷；c670CX1h水冷；d700CX1h水冷。（暗區(qū)為板條狀馬氏體，明亮區(qū)為逆轉(zhuǎn)奧氏體與淬火馬氏體的混合物）圖3不同狀態(tài)9Ni鋼的掃描電鏡（SEM）圖片）從圖3可

17、以看出：淬火-回火后的9Ni鋼的基體組織為板條馬氏體，但在基體上分布著數(shù)量不等的明亮區(qū)，經(jīng)分析這些明亮區(qū)由逆轉(zhuǎn)奧氏體和水冷過程中生成的二次馬氏體兩部分組成，在掃描電鏡下難以將它們準確分開。二次馬氏體試樣，浸蝕后只能部分地保留下來，其遺留物分布不均勻，存在位置也比較散亂。而逆轉(zhuǎn)奧氏體的分布比較規(guī)則，主要分布在原奧氏體晶界，板條束界和板條之間。圖3a是QT狀態(tài)鋼，明亮區(qū)A呈斷續(xù)塊狀，多分布于馬氏體板條束界上，很少位于板條之間；n衍射檢測結(jié)果表明逆轉(zhuǎn)奧氏體含量約為4.47%。經(jīng)650C兩相區(qū)處理的鋼，板條之間分布著大量的條索狀明亮區(qū)，逆轉(zhuǎn)奧氏體含量約為10.15%（如圖3b）。經(jīng)670C兩相區(qū)處理的

18、鋼，明亮區(qū)分布沒有多大變化，多存在于板條之間，但此時逆轉(zhuǎn)奧氏體含量降到5.88%（如圖3c）。兩相區(qū)處理溫度升到700C后，組織為規(guī)則排列的不同取向馬氏體板條，逆轉(zhuǎn)奧氏體含量僅剩下2.34%。鋼中奧氏體含量先升后降的趨勢與逆轉(zhuǎn)奧氏的形成機制有關(guān),一般認為鋼中C和Ni的分布是不均勻的,低溫時效時，C和Ni受擴散能力限制，無法在基體中聚集、促進奧氏體形成。當溫度超過代點時，隨C和Ni擴散能力增強、逆轉(zhuǎn)奧氏體開始形成、含量逐漸增加、穩(wěn)定性逐漸加強，冷卻后奧氏體含量達到最高水平。但溫度高于Aci點時，C和Ni擴散加劇，向奧氏體聚積的趨勢反而減弱，奧氏體穩(wěn)定性開始下降，冷卻過程又轉(zhuǎn)變馬氏體，鋼中奧氏體含

19、量反而比較少。為觀察逆轉(zhuǎn)奧氏體在基體上的分布狀況，采用電子背散射衍射技術(shù)（EBSD），對不同熱處理狀態(tài)鋼的顯微組織形貌、分布和取向進行檢測，掃描步長0.5um，檢測結(jié)果如圖4。圖4中淺（紅）色點狀物為逆轉(zhuǎn)奧氏體，其變化規(guī)律與圖3顯示的結(jié)果完全一致。與QT狀態(tài)鋼相比，經(jīng)650C兩相區(qū)調(diào)節(jié)處理的鋼，逆轉(zhuǎn)奧氏體的量明顯增多，隨著調(diào)節(jié)上升至溫度670C和700C，其含量又有所下降。從分布狀態(tài)看，QT狀態(tài)鋼逆轉(zhuǎn)奧氏體的絕大多數(shù)沿原奧氏體晶界和板條束界分布，如圖4a。經(jīng)兩相區(qū)調(diào)節(jié)處理后，逆轉(zhuǎn)奧氏體不但在晶界形成，也存在于晶內(nèi)部分區(qū)域（如圖4b）。圖中晶粒內(nèi)部淺（紅）色和深（藍）色細線分別代表取向差為101

20、5。和5-10的小角度板條束界，晶內(nèi)逆轉(zhuǎn)奧氏體多分布其上。說明經(jīng)兩相區(qū)調(diào)節(jié)處理的鋼，在晶內(nèi)板條界上也生成了逆轉(zhuǎn)奧氏體，其分布變得更加彌散和均勻。這就是逆轉(zhuǎn)奧氏體的韌化效果優(yōu)于殘余奧氏體的原因。a570CX1h水冷；b650CX1h水冷；c670CX1h水冷；d700CX1h水冷。圖4不同狀態(tài)9Ni鋼中逆轉(zhuǎn)奧氏體分布和取向圖根據(jù)圖4對逆轉(zhuǎn)奧氏體分布進行統(tǒng)計分析，計算出分布于晶內(nèi)的逆轉(zhuǎn)奧氏體在所有逆轉(zhuǎn)奧氏體中所占比例；與在T96C條件下測定的試樣沖擊功A匯總一起，列入表1中。KV表19Ni鋼中A的分布和取向、含量與沖擊值的實測數(shù)量匯總表n試樣熱處理工藝制度A形成位置統(tǒng)計結(jié)果A體積比n（室溫）A(-

21、196C)KVJ晶內(nèi)晶界總數(shù)晶內(nèi)/總數(shù)800CX1h水冷+570CX1h回火(QT)131201339.8%4.47127800CX1h水冷+570CX0.5h回火(QT)4.47800CX1h水冷+650CX1h水冷+570CX1h回火12215828043.6%10.15177800CX1h水冷+670CX1h水冷+570CX1h回火5515621126.1%5.88147800CX1h水冷+700CX1h水冷+570CX1h回火33558837.5%2.3415.5800CX1h水冷+700CX1h水冷+570CX0.5h回火3.48從對圖3和圖4的所作的分析和表1提供的數(shù)據(jù)中可以看出:

22、兩相區(qū)調(diào)節(jié)處理的溫度均高于殘留奧氏體的Mc點，調(diào)節(jié)處理相當于對9Ni鋼中少量殘留奧氏體起了“催化作用”促使其在水冷過程中轉(zhuǎn)化為二次馬氏體。在隨后570CX1h回火過程中，逆轉(zhuǎn)奧氏體可直接在原殘余奧氏體晶界形核，提高了馬氏體逆轉(zhuǎn)變效率，促進逆轉(zhuǎn)奧氏體形成。調(diào)節(jié)處理的溫度較高，C、NixMn等奧氏體形成元素能夠以較快速度向奧氏體中擴散，這部分奧氏體在隨后水冷過程中大多數(shù)會重新轉(zhuǎn)變?yōu)槎务R氏體。二次馬氏體的溶質(zhì)原子濃度高于原始馬氏體。在回火過程中，富集于二次馬氏體中的C、Ni、Mn等原子，只需經(jīng)過短距離擴散就能偏聚到逆轉(zhuǎn)奧氏體中，有利于逆轉(zhuǎn)奧氏體的長大oQT狀態(tài)的鋼直接進行回火處理，由于溫度較低，只

23、有C尚有一定的擴散能力，并且擴散距離較長，逆轉(zhuǎn)奧氏體形核與長大必然相對緩慢。650C兩相區(qū)調(diào)節(jié)處理后，鋼的A量最高，沖擊功也隨之升到最高值。提高調(diào)節(jié)處理溫度n后，A量不升反降，沖擊功也隨之起伏下降。n兩相區(qū)調(diào)節(jié)溫度對室溫逆轉(zhuǎn)奧氏體含量有顯著影響，該文選用650C、670C和700C三個調(diào)節(jié)溫度尚不全面，至少應(yīng)再增加600C和630C兩個溫度，保溫時間再加上2h、3h和4h三個區(qū)段，從中篩選出的工藝就可以認為是最佳調(diào)節(jié)處理工藝了。該文將調(diào)節(jié)處理和時效處理分開進行，調(diào)節(jié)處理主要解決鋼的韌化問題，時效處理主要解決鋼的硬化問題。時效處理因沉淀硬化相不同選用溫度也不同，9Ni鋼選用570CX1h時效，析

24、出相可能是R相(見1.4節(jié)中表1-10和圖1-36)o時效時間也是一項重要的工藝參數(shù)，本文作者曾補充安排了800CX1h水冷+570CX0.5h回火(QT)和800CX1h水冷+700CX1h水冷+570CX0.5h回火兩項試驗，用來查明時效時間對逆轉(zhuǎn)奧氏體含量的影響，結(jié)果是：經(jīng)700CX1h調(diào)節(jié)處理的鋼，將570C回火時間縮短0.5h，測得室溫逆奧氏體含量增加到3.48%，較1h回火試樣上升了1.14%，說明延長回火時間0.5h，導致1.14%的逆奧氏體再次轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。而QT狀態(tài)鋼的逆奧氏體含量沒有變化。也說明高溫調(diào)節(jié)處理使得逆轉(zhuǎn)奧氏體穩(wěn)定性有所下降?；鼗鸹驎r效處理時，室溫逆轉(zhuǎn)奧氏體含量取

25、決于兩項工藝因素：高溫調(diào)節(jié)處理時逆轉(zhuǎn)奧氏體轉(zhuǎn)變量和冷卻過程中逆轉(zhuǎn)奧氏體的穩(wěn)定性。逆轉(zhuǎn)奧氏體與殘余奧氏體一樣，其室溫含量隨著回火溫度的升高出現(xiàn)先增后減的趨勢，不同鋼種逆轉(zhuǎn)奧氏體含量隨溫度變化曲線如圖58。圖5圖502Ni18Co7Mo5Ti鋼時效溫度對室溫逆轉(zhuǎn)奧氏體含量的影響4圖603Cr13Ni5Mo焊縫時效溫度對室溫逆轉(zhuǎn)奧氏體含量的影響502Ni18Co7Mo5Ti馬氏體時效鋼中的逆轉(zhuǎn)奧氏體4圖5中02Ni18Co7Mo5Ti鋼屬于18Ni(250級)型馬氏體時效鋼，鋼鐵研究總院朱靜等對該類鋼中逆轉(zhuǎn)奧氏體的轉(zhuǎn)變過程進行了研究，發(fā)現(xiàn)在AS點以上進行時效處理，鋼中在析出沉淀硬化相的同時，還析出逆

26、轉(zhuǎn)奧氏體。盡管在不同時效狀態(tài)下，逆轉(zhuǎn)奧氏體的析出量、形態(tài)、大小和分布有所差別，但對鋼獲得高強度、高韌性均有良好作用，使鋼的沖壓成形性能明顯改善。李靜等用膨脹法測得18Ni的相變點：Ms=220C、M=60C、A=585C、A=760C。fSf試樣為0.050.06mm帶材，首先經(jīng)860CX1h,空冷固溶處理，然后分別在480C、520C、560C和640C下進行時效處理，保溫3h后空冷。測定不同熱處理狀態(tài)鋼的顯微組織，逆轉(zhuǎn)奧氏體的含量和鋼最終熱處理后的力學性能，結(jié)論如下：860CX1h，空冷固溶處理后，鋼的顯微組織全部為板條狀馬氏體。時效空冷后的顯微組織為一次馬氏體、逆轉(zhuǎn)奧氏體和二次馬氏體相間

27、排列，逆轉(zhuǎn)奧氏體中混夾著少量沉淀硬化相，所有逆轉(zhuǎn)奧氏體都沿著馬氏體(111)方向拉長。逆轉(zhuǎn)奧氏體含量隨溫度變化規(guī)律如圖5,640CX3h時效后空冷的逆轉(zhuǎn)奧氏體含量最高。640CX3h時效后空冷的鋼具有最好的深沖成形性能，從顯微組織分析，經(jīng)640CX3h時效鋼的高溫基體組織為一次馬氏體和逆轉(zhuǎn)奧氏體，幾乎各占50%；逆轉(zhuǎn)奧氏體有的環(huán)抱馬氏體，有的處于板條狀馬氏體內(nèi)部，呈短細的棒條狀，彌散分布?？绽浜蟠蟛糠帜孓D(zhuǎn)奧氏體分解為二次馬氏體，鋼的基體組織為一次馬氏體(M)+逆轉(zhuǎn)奧氏體(A)+二次馬氏體(M)。此時一次馬氏n體中的位錯密度明顯降低、逆轉(zhuǎn)奧氏體中基本無精細結(jié)構(gòu)，鋼的非比例延伸強度(785MPa)

28、雖稍低于固溶狀態(tài)，但伸長率上升到最高水平，鋼的成形性有根本性改善。沉淀硬化相是鋼的重要組成部分，480CX3h時效處理時主要析出相是Nio和Miji，隨著時效溫度上升，逐漸析出少量。相(BA)和拉維斯(Laves)相，雖能進一步提高鋼強度，但對鋼的塑性和韌性有一定的不利影響。相在620C開始回溶，片狀的Laves相在680C開始析出，深沖用鋼選擇在630640C過時效處理可獲得理想的強韌性配合。用JSEM-200型透射電鏡觀察不同溫度時效后鋼的顯微組織結(jié)構(gòu)、形貌、大小和分布發(fā)現(xiàn)：經(jīng)480CX3h，空冷時效的鋼，在直徑約1|im的單晶選區(qū)內(nèi)，同時出現(xiàn)四種取向的逆轉(zhuǎn)奧氏體。所有逆轉(zhuǎn)奧氏體和沉淀硬化

29、相的尺寸均為直徑W10nm、長度W70nm棒狀(已考慮空間投影)，也就是說，包括沿位錯線析出的逆轉(zhuǎn)奧氏體在內(nèi)，它的大小、粗細也不會超過上述尺寸。鋼中逆轉(zhuǎn)奧氏體是沿馬氏體基體螺旋位錯線的111方向析出，馬氏體與奧氏體之間的取向完全符合K-S關(guān)系，即無擴散的切變轉(zhuǎn)換模式。經(jīng)560CX3h，空冷時效的鋼，從電子衍射花樣圖上看，一條條黑帶為逆轉(zhuǎn)奧氏體，在三個奧氏體斑組成的三角形斑中，奧氏體斑點“脫離”開馬氏體斑點，但馬氏體的011)斑點與奧氏體的(111)斑點基本還在一條直線上，奧氏體與馬氏體之間取向與K-S關(guān)系有一些偏離，但仍保持基本一致。經(jīng)860CX1h空冷+640CX3h空冷的鋼，顯微組織經(jīng)歷了

30、從ATM7、MZTA、ATMnn的相轉(zhuǎn)變過程，這種相轉(zhuǎn)變是靠切變完成的，互為可逆。640CX3h空冷時效的鋼中馬氏體與奧氏體之間的取向基本符合N-W(西山)關(guān)系。480C時效的鋼A與M的取向符合K-S關(guān)系，560C時效后A與M的取向開始偏離K-Snn關(guān)系，640C時效后A與即的取向符合N-W關(guān)系；M與M有取向復(fù)原現(xiàn)象，這些現(xiàn)象都是切變機n制的基本特征從而證明了MTATM是切變的論斷深入研究發(fā)現(xiàn):從體心立方的一次馬氏體(M)n轉(zhuǎn)變成面心立方的逆轉(zhuǎn)奧氏體(A)是經(jīng)過兩次切變才完成的：首先由體心立方點陣T密排六方點陣nT面心立方點陣，密排六方點陣可以看成是逆轉(zhuǎn)奧氏體的中間相。局部地區(qū)的兩次切變是要支

31、付相變能的，所以才有代點，只有回火或時效溫度高于As點時馬氏體的逆轉(zhuǎn)變才能啟動。據(jù)觀察：逆轉(zhuǎn)奧氏體是在位錯區(qū)形核，沿馬氏體基體螺旋位錯線的111方向析出，其形核過程可以看成是馬氏體相變的逆轉(zhuǎn)變。逆轉(zhuǎn)奧氏體的長大基本分兩種途徑：一種是在原奧氏體晶界或馬氏體板條邊界的殘余奧氏體基礎(chǔ)上長大。此種逆轉(zhuǎn)奧氏體集結(jié)生成較大的塊狀，是不希望出現(xiàn)的。要消除這種逆轉(zhuǎn)奧氏體，必須首先設(shè)法消除殘余奧氏體，使其全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。或者調(diào)整鋼的化學成分，改變Ms點，避免殘余奧氏體的析出。另一種是采用適當?shù)恼{(diào)節(jié)處理工藝，使奧氏體化元素C、Ni、Mn等通過短程遷移或擴散，產(chǎn)生適度偏聚，促使逆轉(zhuǎn)奧氏體長大。此時逆轉(zhuǎn)奧氏體形態(tài)為

32、短細的棒條狀，直徑不超過10nm,長度不超過70nm,呈螺旋分布，才能在不降低鋼的強度的條件下改善鋼的沖擊韌性。由于時效過程中經(jīng)歷了MTA、ATM的轉(zhuǎn)變，促使鋼的晶粒細化，nn甚至對鋼強度和韌性同時起好的作用。03Cr13Ni5Mo(HS13/5L)熔敷金屬中的逆轉(zhuǎn)奧氏體5圖6中的03Cr13Ni5Mo(HS13/5L)是三峽電站水輪機轉(zhuǎn)輪用焊接材料，焊縫的斷裂韌性往往受焊接工藝影響出現(xiàn)大幅度下降，如何通過熱處理恢復(fù)鋼的斷裂韌性成為至關(guān)重要的問題。哈爾濱焊接研究所李小宇等為此開展了專題研究，探討熱處理時產(chǎn)生的逆轉(zhuǎn)奧氏體對熔敷金屬塑、韌性恢復(fù)所起的作用。試驗用試板為03S13Ni5M。型鑄鋼，選

33、用化學成分相同的焊絲(HS13/5L),采用多層多道次焊接，焊接工藝如表2。表2HS13/5L焊絲氣體保護焊焊接工藝焊絲直徑mm電源極性焊接電流A電弧電壓V焊接速度mm/min保護氣體氣體流量L/min1.2直流反接2402602830250Ar+5%C0c20從焊縫處提取熔敷金屬試樣，試樣在500C、530C、560C、590C、620C、650C和680C七個溫度下進行時效處理，保溫12h后隨爐冷卻，低于100C時出爐空冷。用X射線衍射法測定逆轉(zhuǎn)奧氏體含量，然后進行沖擊試驗和硬度試驗。測定逆轉(zhuǎn)奧氏體含量與斷裂韌性的對應(yīng)關(guān)系如圖6,發(fā)現(xiàn)熔敷金屬中逆轉(zhuǎn)奧氏體含量與時效溫度之間同樣存在著先升后降

34、的對應(yīng)關(guān)系，斷裂韌性和逆轉(zhuǎn)奧氏體含量之間同樣存在同步變化的關(guān)系，經(jīng)620CX12h時效處理的試樣，奧氏體含量達到最大值25.51%，此時沖擊吸收功A也達到最大值73J。時效溫度提高到680C時，奧氏體含量降到0,沖KV擊吸收功A僅剩下42J。硬度檢測結(jié)果表明：熔敷金屬硬度與逆轉(zhuǎn)奧氏體含量成反比，500C時效KV后逆轉(zhuǎn)奧氏體含量為3.12%，硬度為314HB;然后硬度平穩(wěn)下降，620C時效后降到最低點265HB,然后又平穩(wěn)上升，680C時效后又回升到295HB。ZG02Cr13Ni4Mo超馬氏體不銹鋼鑄件中的逆轉(zhuǎn)奧氏體6圖7中ZG02Cr13Ni4M。為超馬氏體不銹鋼鑄件，美國ASTM標準對應(yīng)牌

35、號為CA6NM。因其具有優(yōu)異的鑄造和焊接性能，良好的強韌性及耐腐蝕性能，被廣泛地應(yīng)用于水輪機組件、核電站壓力容器及海上鉆井平臺構(gòu)件中。沈陽金屬材料研究所王培等，研究了該類鋼在低加熱速率下回火的顯微組織轉(zhuǎn)變過程，得出了不盡相同的結(jié)論，簡要介紹如下：（1）試樣的化學成分和顯微組織試樣取自生產(chǎn)水輪機葉片現(xiàn)場，隨爐澆注的試樣塊尺寸為200mmX100mmX100mm。試樣塊在1100C保溫10h,完成均勻化處理，再經(jīng)1050C保溫2h，空冷正火XRD（X射線衍射儀）測量結(jié)果表明正火鋼的顯微組織為100%鐵素體。用光譜法測定化學成分如表3。表3ZG02Cr13Ni4Mo試樣及ASTM標準中CA6NM的化

36、學成分牌號質(zhì)量分數(shù)，%CSiMnPSCrNiMoCA6NM0.061.001.000.040.0311.514.03.504.500.401.00ZG02Cr13Ni4Mo0.0150.410.440.0240.00711.844.400.43（2）鋼的相變點的測定將樣塊加工成3mmX10mm的試樣，以0.05C/s的加熱速率加熱到1000C,保溫15min,完全奧氏體化后，再以100C/s的速度快速冷到室溫。使用Formast-D熱膨脹儀測定相變點Af、Ms和Mf，同時查出該鋼的Aci和Aq。在低加熱速率（0.05C/s）條件下固溶處理的ZG06Cr13Ni4Mo鋼，各相變點從低到高的排列次

37、序為：M=135C、M=318C、A=578C、Ac=688C、Ac=740C、fSS13A=807C。f經(jīng)固溶處理的試樣，采用同樣低加熱速率進行620C、640C和660C回火處理，保溫15min后，以100C/s的速度快速冷到室溫（一次回火），測定其Ms點分別為170C、190C、225C。說明經(jīng)回火處理鋼中析出逆轉(zhuǎn)奧氏體，低溫回火逆轉(zhuǎn)奧氏體穩(wěn)定性較高溫（1050C）形成的奧氏體穩(wěn)定性好，所以Ms點明顯降低（與318C相比）；620C次回火后Ms點最低，其逆轉(zhuǎn)奧氏體含量最高，約為5.4%，見圖7。（3）回火工藝方案對經(jīng)固溶處理的試樣，分別進行兩次回火處理。第一次回火以0.05C/s的速率將

38、鋼分別加熱到590C、600C、620C、640C、660C、680C和700C，保溫15min后，以100C/s的速度快速冷到室溫。第二次回火以同樣的低速率將經(jīng)過一次回火處理的鋼加熱到600C，保溫15min后空冷到室溫。分別將測定兩次回火試樣的顯微組織、維氏硬度、逆轉(zhuǎn)奧氏體含量和顯微組織中Ni含量。A2Cfioon回鞭溫度弋A2Cfioon回鞭溫度弋600szaB6068a笫咬姻止擷腹，V圖7ZG02Cr13Ni4Mo圖7ZG02Cr13Ni4Mo次回火逆轉(zhuǎn)奧氏圖8ZG02Cr13Ni4Mo鑄鋼逆轉(zhuǎn)奧氏體體含量和顯微硬度與回火溫度的關(guān)系6含量與第一次回火溫度的對應(yīng)關(guān)系6（4）第一次回火試樣

39、測量結(jié)果回火后試樣中逆轉(zhuǎn)奧氏體含量與回火溫度和顯微硬度的對應(yīng)關(guān)系如圖7。檢測結(jié)果表明：一次回火獲得的逆轉(zhuǎn)奧氏含量隨著回火溫度的升高先升后降。600C及其以下溫度回火，鋼中生成的逆轉(zhuǎn)奧氏在冷卻過程中穩(wěn)定性良好，能完整地保留至室溫（即鋼中未發(fā)現(xiàn)二次馬氏體），620CX15min回火獲得的逆轉(zhuǎn)奧氏體含量最大（約為5.4%）0但600C以上回火得到的高溫逆轉(zhuǎn)奧氏體，在隨后冷卻過程中有部分或全部重新轉(zhuǎn)變成二次馬氏體，即逆轉(zhuǎn)奧氏在達到最大量之前已經(jīng)開始失穩(wěn)。圖7中顯微硬度變化曲線和逆轉(zhuǎn)奧氏體變化曲線顯示：在590C和660C回火得到的奧氏體含量基本相同（分別為2%和1.9%）,因為后者顯微組織中存在新生成

40、的未回火馬氏體而使其硬度明顯高于前者（兩者顯微硬度分別為HV277和HV313）。類似現(xiàn)象也存在于600C和620C回火試樣之間，620C回火試樣中逆轉(zhuǎn)奧氏體含量遠高于600C回火試樣中逆轉(zhuǎn)奧氏體含量（分別為5.4%和2.3%）,但由于620C回火試樣顯微組織中的未回火馬氏體部分抵消了逆轉(zhuǎn)奧氏體的軟化作用使兩者的顯微硬度基本相同（分別為HV274和HV271）。使用TEM（透射電鏡）觀察，發(fā)現(xiàn)經(jīng)620CX15min次回火的試樣，逆轉(zhuǎn)奧氏體呈長條狀分布，長約102103nm,寬約100nm,未見有高密度位錯?；w馬氏體與逆轉(zhuǎn)奧氏體之間具有：（011）M（111）、100#110晶體學取向關(guān)系，即

41、西山（NW）關(guān)系。進一步使用EDX（能量分析譜儀）M對5處逆轉(zhuǎn)奧氏體和鄰近馬氏體中的Ni含量進行測定，顯示馬氏體中Ni含量略低于合金中平均含量（4.40%），逆轉(zhuǎn)奧氏體中Ni含量略高于合金中平均含量（如表4），證實了逆轉(zhuǎn)奧氏體中富集了大量的奧氏體化元素是其在冷卻過程中穩(wěn)定存在的原因。論文作者認為：回火過程中的逆轉(zhuǎn)奧氏體優(yōu)先在馬氏體板條束間和原奧氏體晶界處形核長大，是因這些區(qū)域存在高密度缺陷，為其形核提供了能量，同時為相變時奧氏體化元素擴散提供了快速通道。而逆轉(zhuǎn)奧氏體與馬氏體之間的晶體學關(guān)系，只是為降低逆轉(zhuǎn)奧氏體形核時的界面能而形成的，不是切變型相變的結(jié)果。表4EDX測定逆轉(zhuǎn)奧氏體和鄰近馬氏體中

42、的Ni含量（質(zhì)量分數(shù)，）位置逆轉(zhuǎn)奧氏體中馬氏體中15.413.9925.484.2037.754.1647.644.3658.244.49（5）第二次回火試樣測量結(jié)果總的看來，一次回火得到的逆轉(zhuǎn)奧氏體量比較低，620CX15min，水冷一次回火后，即使獲得的逆轉(zhuǎn)奧氏體含量最高，也不過是5.4%。而且其顯微組織中含有一定量的新生馬氏體。但作為實用材料一旦含有未回火馬氏體，將會使材料的塑性和韌性惡化。隨時有斷裂的可能，因此必須進行二次回火處理。二次回火的目的是：使新生馬氏體內(nèi)應(yīng)力得到釋放，轉(zhuǎn)變成回火馬氏體；同時促使新生馬氏體盡可能多地轉(zhuǎn)變?yōu)槟孓D(zhuǎn)奧氏體，并保證隨后冷卻過程中不會產(chǎn)生二次馬氏體。因ZG

43、02Cr13Ni4Mo鋼的As點為578C，600C以上逆轉(zhuǎn)奧氏體失穩(wěn)，所以將二次回火溫度定為600C，其加熱速率仍維持在0.05C/s，保溫15min后空冷到室溫。如溫度和時間選擇得當，最終回火處理可以做到同時析出沉淀硬化相和韌化相，使鋼獲得最佳強韌化配比。二次回火后的逆轉(zhuǎn)奧氏體含量與一次回火溫度的關(guān)系如圖8。比較圖7和圖8不難看出：620C660C次回火+600C二次回火的工藝制度可以顯著提高逆轉(zhuǎn)奧氏體含量。主要原因是一次回火時產(chǎn)生的彌散分布的未回火馬氏體，增加了二次回火時逆轉(zhuǎn)奧氏體的形核位置。4.實現(xiàn)奧氏體逆轉(zhuǎn)變的工藝措施通過對不同鋼種逆轉(zhuǎn)奧氏體形成過程的分析，我們對逆轉(zhuǎn)奧氏體的形成條件

44、逐漸有了較清晰的認識：(1)鋼中必須有適量的奧氏體形成元素，通過常規(guī)淬火能獲得馬氏體組織。從馬氏體逆轉(zhuǎn)變成奧氏體必須經(jīng)歷二次切變，需要一定的應(yīng)變能，應(yīng)變能提供有兩個途徑：冷加工應(yīng)力和加熱溫度，其中加熱溫度是主要來源。所以A的形成條件是加熱到A點以上，冷加工對nS其形成有促進作用。通過回火或時效處理要獲得一定量的奧氏體，鋼中必須含有足量奧氏體形成元素，這些元素在回火或時效過程中要能從馬氏體中脫溶，遷移、擴散、聚集到奧氏體中；同時能保證在隨后冷卻中繼續(xù)以單質(zhì)形式固溶在奧氏體中，使奧氏體穩(wěn)定到室溫以下。顯然C元素不具備這種功能，因為C擴散能力強，回火初期最早從馬氏中脫溶，向晶界、相界、位錯或馬氏體板

45、條間聚集，為逆轉(zhuǎn)奧氏體早期形核、長大做出貢獻。但C活性強，隨著溫度提高，很快形成各種碳化物從鋼中析出，失去了穩(wěn)定奧氏體的作用。碳素鋼回火時，隨著回火溫度提高依次轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體、回火托氏體、回火索氏體和珠光體，但不會形成逆轉(zhuǎn)奧氏體，只能依賴殘余奧氏體完成韌化功能。除C外，鋼中常用奧氏體元素還有N、Mn、Ni和Cu等，盡管N的穩(wěn)定性優(yōu)于C,但鋼中N含量一般小于0.01%,對逆轉(zhuǎn)奧氏體的形成起不了多大促進作用，只剩下Mn、Ni和Cu了。Mn也是碳化物和氮化物形成元素，目前尚未見Mn促進逆轉(zhuǎn)奧氏體生成的報導。從理論上分析只剩下Ni和Cu了。Ni和Cu均是非碳化物和氮化物形成元素，在回火或時效過程中除

46、少量以金屬間化合物的形式析出外，絕大多數(shù)以單質(zhì)形式固溶在奧氏體中，尤其是Ni，對逆轉(zhuǎn)奧氏體穩(wěn)定到室溫之下起到不可或缺的作用。按合金元素的特性分析，C。應(yīng)該是除Ni之外，最能促進逆轉(zhuǎn)奧氏體形成的元素，可能因為價格原因，實用事例少見報導。金屬鉆在422C以下具有密排六方晶格(),422C以上轉(zhuǎn)變成面心立方晶格(a)。C。在鐵基不銹鋼和鎳基特種合金中均有很高的固溶度，與Ni相似，是擴大和穩(wěn)定奧化體區(qū)的元素，但C。降低Ms點作用不明顯，因此，提高鋼中Co含量不會產(chǎn)生殘余奧氏體量增加、馬氏體轉(zhuǎn)變率下降的現(xiàn)象。C。具有抑制C析出，促進W、M。、Al、Ti、Nb等析出的功能。如前所述，C在A形成和長大初期起

47、決定性作用，抑制C析出等于促進A形成和長大；在中高溫階段，nn抑制C析出可以延緩C2C的形成，提高鋼的抗晶間腐蝕性能。W、M。、Al、Ti、Nb等元素都是金屬236間化合物的形成元素，促進W、M。、Al、Ti、Nb析出等于促進沉淀硬化相形成，對提高鋼的強度和硬度十分有利。Co的相變自由能低、晶體位錯能低3(500C時13.5X10-7j/cm2)，在中、低溫下原子擴散能力比Ni要強得多，在A形成初期可以比Ni更早更多地富集到A晶核周圍，促使A長成。nnn目前,逆轉(zhuǎn)奧氏體主要用在特殊用途的高合金鋼中,這類鋼除高強高韌性以外,往往還有不銹、耐高溫或低溫、抗蠕變、具有特定的彈性性能等要求，鋼中C通常均控制低碳或超低碳水平，主要依靠金屬間化合物強化、依靠逆轉(zhuǎn)奧氏體韌化。在回火或時效過程中不產(chǎn)生回火托氏體、回火索氏體和珠光體轉(zhuǎn)變。如前所述，馬氏體