奧氏體化溫度對fe-088c-135si-113cr-043mn鋼相變鼻溫和組織結(jié)構(gòu)的影響

奧氏體化溫度對fe-088c-135si-113cr-043mn鋼相變鼻溫和組織結(jié)構(gòu)的影響

鋼中的貝氏體有各種微觀形狀。研究不同形狀的微貝氏體的成因?qū)斫庳愂象w的本質(zhì)非常重要。近年來,Bhadeshia等人提出的稱為“低溫貝氏體”的組織受到學(xué)術(shù)界關(guān)注。所謂“低溫貝氏體”是高碳含硅鋼于1000℃高溫奧氏體化后在稍高M(jìn)s點溫度等溫形成的貝氏體組織,具有由一組貝氏體鐵素體條平行排布成束且貝氏體鐵素體條間被殘余奧氏體薄膜相隔的顯微組織形態(tài)。該種組織可以賦予鋼高的強(qiáng)度與韌性組合。在解釋“低溫貝氏體”形成本質(zhì)時,Bhadeshia等依據(jù)“低溫貝氏體”的形成溫度接近Ms的事實,認(rèn)為“低溫貝氏體”以馬氏體樣切變機(jī)制形成。鋼中的貝氏體是否以馬氏體樣切變形成是學(xué)術(shù)界正在爭議的熱點問題。“低溫貝氏體”作為一個接近馬氏體相變的相變產(chǎn)物,所展現(xiàn)的相變特征,恰提供了一個有助于對比切變相變的窗口,相關(guān)研究對于認(rèn)清貝氏體相變過程出現(xiàn)的所謂“切變”特征具有積極作用。應(yīng)該注意到,“低溫貝氏體”在1000℃高溫奧氏體化條件下形成。奧氏體化溫度條件對母相奧氏體組織結(jié)構(gòu)狀態(tài),如晶粒大小、晶體結(jié)構(gòu)的均勻性以及合金元素分布均勻性等產(chǎn)生重要影響,即不同溫度奧氏體化為中溫等溫貝氏體相變提供了不同的母相組織結(jié)構(gòu)環(huán)境。這種環(huán)境對“低溫貝氏體”形成特征的影響值得研究。本文選擇一種高碳含硅鋼,考查不同溫度奧氏體化條件下貝氏體相變組織結(jié)構(gòu)特征的變化,揭示母相組織結(jié)構(gòu)狀態(tài)對低溫貝氏體形成的影響規(guī)律。1熱處理試驗與分析采用ZG-25型中頻感應(yīng)真空爐冶煉的試驗用鋼為Fe-0.88C-1.35Si-1.03Cr-0.43Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)。該鋼的化學(xué)成分與Bhadeshia等研究所用的高碳含硅鋼的成分相近。鋼錠在氬氣保護(hù)下于1200℃保溫24h成分均勻化退火。利用Formastor-Digit2型膨脹儀測定試樣在不同熱處理條件下的相變點。測得試驗用鋼的Acm為830℃,880℃奧氏體條件下的Ms為220℃。本文重點研究880與900℃(相當(dāng)于接近Acm的低溫奧氏體化)、950℃(相當(dāng)于較高溫奧氏體化)及980與1000℃(相當(dāng)于高溫奧氏體化)奧氏體化并在240℃等溫處理的情況。熱處理試樣經(jīng)機(jī)械打磨與拋光后在5%的硝酸酒精溶液里浸蝕。運(yùn)用德國CarlZissAxioScopeA1型光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相組織觀察。利用Jade5分析軟件進(jìn)行X射線衍射結(jié)果分析。使用日本電子JEM-2100型透射電鏡進(jìn)行試樣的精細(xì)結(jié)構(gòu)觀察分析。2試驗結(jié)果與討論2.1體溫及顯微組織首先分析對應(yīng)相變孕育期最短的鼻溫(記為tS)位置隨奧氏體溫度的變化。圖1顯示,隨著奧氏體化溫度的升高,tS總體下降,特別在稍高于Acm的區(qū)域下降幅度最大,而隨著遠(yuǎn)離Acm,下降幅度趨于平緩。奧氏體化溫度從880℃提高到1000℃,變化范圍僅120℃,而對應(yīng)tS卻從280℃下降至250℃,下降幅度達(dá)到30℃,下降程度相當(dāng)明顯。圖2顯示了奧氏體化溫度對中溫相變孕育期(記為τs)的影響,隨著奧氏體化溫度的升高,相變孕育期縮短。試驗測得880℃奧氏體化試樣τs對應(yīng)的孕育期為339s,而1000℃奧氏體化試樣τs對應(yīng)的孕育期則為180s,兩者差距達(dá)到159s,相變孕育期縮短幅度非常明顯。圖3顯示了不同溫度奧氏體化退火試樣的顯微組織。本文通過對試樣化學(xué)腐蝕時間的控制而突顯母相奧氏體的晶界。由圖3看出,隨著奧氏體化溫度的升高,母相晶粒變大,即母相中存在的晶界面積比重減小。眾所周知,隨著奧氏體化溫度的升高,母相所含的晶界面積比重不僅減少,而且母相晶體中所含諸如位錯等晶體缺陷數(shù)量也減少,母相晶體中合金元素(包括碳)的分布均勻性及含量也相應(yīng)提高。從固態(tài)相變非均勻形核角度,進(jìn)行奧氏體→貝氏體轉(zhuǎn)變時,有利于新相形核的區(qū)域大為減少,貝氏體相變受到抑制,需要更大的化學(xué)驅(qū)動力ΔGV條件方使相變發(fā)生。2.2等溫處理試樣中衍射峰的狀態(tài)圖4顯示不同溫度奧氏體化處理試樣的X射線衍射譜線(XRD)。經(jīng)過計算機(jī)檢索分析發(fā)現(xiàn),不同試樣組織均主要含有α和γ兩相。γ相顯然為殘留奧氏體。α相對應(yīng)的組織可能有2種:貝氏體鐵素體和馬氏體。為判斷試樣中的α相所對應(yīng)的組織,本文選擇退火試樣作為參比對象進(jìn)行討論。圖5顯示了不同溫度奧氏體化退火試樣XRD圖譜。重點觀察退火試樣XRD圖譜中表征鐵素體組織的(200)α衍射峰狀態(tài)可知,(200)α衍射峰的峰形及2θ角度位置,隨著奧氏體化溫度的變化幾乎不變,均為尖銳峰形,2θ均在65°。比較圖4與圖5中對應(yīng)不同溫度奧氏體化試樣XRD圖譜的(200)α衍射峰的形態(tài)發(fā)現(xiàn),奧氏體化后等溫處理試樣(200)α衍射峰的峰高不僅降低,而且衍射峰的尖銳程度也降低,即漫散化。圖6顯示了奧氏體化后等溫處理試樣(200)α衍射峰的精細(xì)測試結(jié)果。分析圖6可看出,對應(yīng)不同奧氏體化溫度的試樣,(200)α衍射峰的位置也有較大變化。表1給出了不同溫度奧氏體化后等溫處理試樣與對應(yīng)溫度奧氏體化退火試樣的(200)α衍射峰對應(yīng)2θ的相差值。表1所示2θ角度數(shù)據(jù)采用模擬拋物線法。確定由表1數(shù)據(jù)可知,對于奧氏體化后等溫處理試樣,880℃奧氏體化試樣(200)α衍射峰的位置最偏離65°,而隨著奧氏體化溫度的升高,(200)α衍射峰的位置接近65°,1000℃奧氏體化試樣已到64.940。由于X射線衍射峰形態(tài)的相對變化反映著物相間組織結(jié)構(gòu)狀態(tài)的不同,因而本文認(rèn)為,不同溫度奧氏體化后等溫處理試樣中α相的組織結(jié)構(gòu)狀態(tài)比鐵素體復(fù)雜,特別是低溫奧氏體化后等溫處理試樣中α相的組織結(jié)構(gòu)狀態(tài)比高溫奧氏體化試樣更復(fù)雜。2.3束狀貝氏體的顯微組織形態(tài)特征觀察圖7所示不同溫度奧氏體化后等溫處理試樣的金相組織形態(tài)可以看出,組織中均存在2種襯度特征的針狀組織,一種是較均勻分布且獨立存在的黑針;另一種是襯度較淺且呈現(xiàn)平行排列成束的細(xì)針組織。比較圖7所示金相組織發(fā)現(xiàn),由平行排列的細(xì)針構(gòu)成的束狀組織,其形態(tài)隨著奧氏體化溫度的升高也發(fā)生變化。首先,束狀組織的數(shù)量占視場范圍的比重增大,即表示束狀組織的形成量增大。另外,通過構(gòu)成束的細(xì)針數(shù)目的增加以及構(gòu)成束的每一細(xì)針長度的增大致使束狀組織本身的尺寸增大;再者,組成束的針的長/徑比增大,尤其徑向尺寸越來越小,即低溫奧氏體化后等溫形成的束的針形似細(xì)棒,而高溫奧氏體化后等溫形成的束的針確像細(xì)針。束狀組織的顯微形態(tài)特征明顯不同于馬氏體針,應(yīng)該為240℃等溫形成的貝氏體組織,本文稱為束狀貝氏體。圖8(a)較為清晰地顯示了等溫處理形成的束狀貝氏體(圖中箭頭指示處)的典型顯微組織形態(tài)特征。束狀貝氏體由一組平行的細(xì)針組成,細(xì)針之間存在間隔。雖然圖中顯示細(xì)針之間的間隔很小,但高倍顯微觀察能夠分辨。圖8(b)顯示出了980℃奧氏體化后退火形成的珠光體的顯微組織形態(tài)特征。由圖8(b)明顯看出,珠光體中鐵素體與碳化物層片間以曲折的邊界分開,鐵素體或碳化物層片形似條帶,且似彎曲變形的條帶。顯然,圖8(a)顯示的束狀貝氏體的顯微組織特征明顯不同于珠光體。2.4電子顯微鏡觀察圖9顯示了TEM觀察到的直接淬火試樣中馬氏體(圖中箭頭指示)的形貌像。馬氏體條的寬度尺寸較大,其亞結(jié)構(gòu)為大量精細(xì)的孿晶。圖10(a)所示條狀物(箭頭指示物)的組織形態(tài)明顯不同于圖9所示的孿晶馬氏體,其明顯特征是由一組亞條構(gòu)成,且亞條內(nèi)部不顯示有精細(xì)孿晶特征。圖10(b)為對應(yīng)圖10(a)所示條狀物的選區(qū)衍射譜。電子衍射譜的分析證明,圖10(a)所示條狀物的亞條具有α相晶格。電子顯微形貌觀察并結(jié)合電子衍射譜分析結(jié)果表明,在條狀物的亞條之間與亞條內(nèi)部不存在碳化物相。這表明圖10(a)顯示的條狀物由單相α相構(gòu)成。仔細(xì)觀測條狀物亞條的形貌態(tài)發(fā)現(xiàn)確定,亞條一般具有較尖銳端部和100nm左右寬度的干部(圖10(a)中L1標(biāo)示處)兩部分。鑒于圖10(a)所示的組織為880℃奧氏體化后等溫處理所得,可以認(rèn)為圖10(a)所示的條狀物為貝氏體鐵素體條,其的存在形態(tài)表示了低溫奧氏體化后等溫貝氏體相變產(chǎn)物的精細(xì)組織結(jié)構(gòu)特征。圖10(a)視場顯示的貝氏體條明顯分成相對獨立存在的3部分(圖中A,B,C)。3部分之間的間距僅在幾十個納米范圍(圖10(a)中L2標(biāo)示處)。一般光學(xué)顯微鏡的分辨率極限在200nm,由此可以判定,電子顯微鏡呈現(xiàn)的如圖10(a)顯示的A,B與C3部分構(gòu)成的貝氏體鐵素體條在光學(xué)顯微鏡觀察下呈現(xiàn)由三個“針”平行構(gòu)成的“束”。仔細(xì)觀察發(fā)現(xiàn)圖10(a)顯示的A,B,C3部分的端部結(jié)構(gòu)是一致的,即端部邊界均具有“凸起”結(jié)構(gòu)特征。所謂凸起就是貝氏體鐵素體亞條邊界局部凸出長大,形成與主體有一定分離的狀態(tài)(圖11(a))。圖11(b)表示臺階擴(kuò)散生長機(jī)制所描述的貝氏體鐵素體條的邊界結(jié)構(gòu)示意圖。“臺階”在形態(tài)上表征貝氏體鐵素體條邊界不平齊呈現(xiàn)高低錯落狀態(tài)。貝氏體鐵素體條依臺階階面的側(cè)向滑移而生長,但不會形成凸出于主體的局部,貝氏體鐵素體條的整體形貌仍然保持。依此,圖10(a)顯示的低溫奧氏體化(880℃)后240℃等溫形成的貝氏體組織結(jié)構(gòu)特征,不能用簡單地通過臺階擴(kuò)散生長機(jī)制解釋。圖12顯示了980℃高溫奧氏體化等溫形成的貝氏體條的組織形態(tài)。與圖10(a)顯示的低溫奧氏體化后等溫形成的貝氏體條相比,具有相近的形態(tài),也由一組亞條平行排列構(gòu)成,只是亞條的寬度及亞條的間距更小。這種形態(tài)的貝氏體在光學(xué)顯微鏡觀察下更似細(xì)“針”。圖13顯示了1000℃高溫奧氏體化后等溫處理試樣中觀察到的貝氏體條的形貌像。與圖10(a)及圖12顯示的貝氏體亞條形態(tài)進(jìn)行綜合比較可以看出,高溫奧氏體化后等溫形成的貝氏體亞條的端部邊界不具有所謂的局部凸出特征,端部邊界較為平齊,呈現(xiàn)具有較小傾角的楔形結(jié)構(gòu)。圖13左上角區(qū)域顯示了箭頭指示部分的放大像。楔形結(jié)構(gòu)的斜角很小(測量結(jié)果僅有幾度),而楔形結(jié)構(gòu)傾斜面的長度尺寸達(dá)到幾百納米以上。圖14表示了兩種貝氏體亞條端部邊界可能的向前推移模型,圖14(a)為整體推移方式,圖14(b)為楔形推移方式。顯然,在邊界起始寬度H與推移距離L相同的情況下,楔形方式可以帶來較小的應(yīng)變能。本文試驗的等溫溫度僅為240℃且保溫時間只有20min,由此認(rèn)為合金元素,特別是碳元素難于長程擴(kuò)散而大量的固溶于貝氏體鐵素體晶格中,因此,貝氏體亞條的生長應(yīng)該伴隨產(chǎn)生較大的源自于合金元素,特別是碳元素固溶的應(yīng)變能。貝氏體亞條采取楔形生長方式進(jìn)行生長,也從另一個方面反映了其生長伴生體系相變應(yīng)變能的增高。這是否意味著貝氏體條向前推移采用馬氏體樣的切變方式呢?如果貝氏體條采用馬氏體樣的切變方式向前推移,為松弛相變應(yīng)變能,類似馬氏體生長,貝氏體條生長端部存在協(xié)調(diào)變體結(jié)構(gòu)。然而通過旋轉(zhuǎn)試樣仔細(xì)觀察貝氏體條的結(jié)構(gòu)形態(tài)變化,并結(jié)合電子衍射能譜分析,沒有發(fā)現(xiàn)類似馬氏體相變產(chǎn)生的協(xié)調(diào)變體結(jié)構(gòu)。圖15顯示了圖13中的貝氏體亞條端部位向改變后的放大像。很明顯,貝氏體亞條的端部仍具有楔形結(jié)構(gòu)。這種結(jié)構(gòu)形態(tài)的貝氏體亞條不能簡單的認(rèn)為是馬氏體樣切變相變的結(jié)果。貝氏體體的形成具有相變應(yīng)變能高的特點,是否為馬氏體樣切變相變引起有待深入研究。圖10(a)與圖13顯示的貝氏體組織較為突出的精細(xì)結(jié)構(gòu)差別在于貝氏體亞條端部邊界的結(jié)構(gòu)不同,前者具有凸起結(jié)構(gòu),而后者為邊界較為平齊的楔形結(jié)構(gòu)。因為圖10(a)與圖13顯示的貝氏體組織是在不同溫度奧氏體化后于相同的等溫條件(240℃)下等溫20min形成的,由此推知,貝氏體亞條端部邊界所形成的結(jié)構(gòu)差異恰反映了母相結(jié)構(gòu)狀態(tài)對貝氏體相變的影響。根據(jù)前述的分析,不同溫度的奧氏體化條件使得貝氏體相變發(fā)生的實際溫度區(qū)域改變。由此,易于理解,即使奧氏體化后相同條件等溫處理,貝氏體相變產(chǎn)物的組織結(jié)構(gòu)形態(tài)可以有所不同。另外,低溫奧氏體化(如880℃)相比高溫奧氏體化(如1000℃)狀態(tài)下,母相奧氏體的晶格尺寸較小,即含有的晶界面積比重較大且晶格的不均勻性也較高(含有的位錯等晶體缺陷較多),一方面有利于貝氏體相變形核的區(qū)域增多,另一方面提供形核的區(qū)域尺寸也較大,貝氏體可以在較多地點并以較大初始形核尺寸形成。然而母相的不均勻區(qū)(位錯缺陷區(qū)等)作為障礙區(qū)阻止邊界繼續(xù)向前推移,而處于非障礙區(qū)的邊界向前推移而凸出,而致貝氏體亞條端部邊界出現(xiàn)凸起結(jié)構(gòu)。3持續(xù)溫溫時間的影響針對Fe-0.88C-1.35Si-1.03Cr-0.43Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)鋼,研究了奧氏體化溫度條件對其中溫相變等溫變化特征以及中溫相變產(chǎn)物