有多种因素影响马氏体相变动力学,包括:化学成分、应力、塑性应变、温度等<1,2>·在Fe -C合金钢和碳素钢中,tms随奥氏体含碳量增加而降低·除Co,Al以外,所有的合金元素 都降低tms和马氏体结束温度tmf,但效果不如碳显著<3>·外力对tms也有影响,当所 施外力小于材料的屈服应力时,tmsσ=tms+0·046σ·式中,tmsσ为施加外力后 的马氏体点;σ为外力,MPa·很明显,tms有随外力绝对值增加而略为增加的趋势·t′m sσ为马氏体被“弹性”应力诱发的最高温度<4,5>·当外力大于材料的屈服极限并在相变前 产生塑性变形时,塑性应变会提供更多的形核位置,且这些位置易于被激活·在高于tms点对奥 氏体进行塑性变形能产生通常的马氏体转变,马氏体转变量随变形量增加,即形变诱发马氏体相变效应(PlasticStrain Induced Transformationeffect,PSITR effect)·但当温度升高到某一温度tmd(形变马氏体点),塑性变形不能使奥氏体转变成 马氏体·如果在tmd点以上对奥氏体产生大量的变形,因机械稳定化作用,可使随后的马氏体转 变变得困难,tms点降低,转变量减少<2>·从奥氏体到马氏体的转变动力可表达为化学驱动 力和机械驱动力·一般来说,外力会加速相变动力学,尤其在高的相变温度范围,化学驱动力相对 较弱<6>·本文利用热膨胀仪对AISI4340钢在不同的温度下进行奥氏体化,然后快速冷 却,得到马氏体组织·研究了马氏体相变动力学的变化·1马氏体相变实验材料的化学成分为w( C)0·39%,w(Mn)0·65%,w(Ni)1·60%,w(Cr)0·67%,w( Mo)0·15%,w(Al)0·03%,w(N)0·01%,余者Fe·实验设备为热膨胀仪·实验试样取自2mm厚的热轧钢板,经切割、抛光加工成1 mm×3 mm×10mm膨胀试样·热膨胀实验过程如图1所示·图1热膨胀实验过程Fig.1 Testing process of thermal dilatation为研究AGS对马氏体相变动力学的影响,应用不同的奥氏体化温度,得到不 同的AGS·所有的试样都以10℃/s的加热速率加热到相应的奥氏体化温度·试样的奥氏体化温度分别为900,950,1000,1 050,1 100和1 150℃,保温10min,然后用氮气以100℃/s的速率冷却到室温,得到马氏体组织·实验在热膨胀仪上进行,其界面与计算机相连,方便结果数据处理,可得到2 Pa的真空度,并使用氮气以防止试样表面产生氧化反应·如上的冷却速率足以防止在奥氏体化温度 和tms之间其他相变产生<7>·图2为试样的部分膨胀曲线,为观察方便,有些曲线已沿纵坐标轴向移动·奥氏体冷却直线段与曲线段的交点为tms点·图2膨胀曲线局部Fig.2Part of dilatometric curves recorded duringmartensite transformation of the tested steel用过饱和的苦味酸浸蚀试样,显示出原奥氏体晶界·AGS通常也用ASTM晶粒号数(ASTMgrain size number)表示,这两者之间有确定的转换关系<2,3>·奥氏体化温度与AGS和ASTM晶粒号数之间的关系如图3所示·图3 AGS和ASTM晶粒号数随奥氏体化温度变化Fig.3 Austenitizing temperature variation of AGSand of ASTM grain size number为了展示C,N化合物的析出,使用了碳复型方法·用管式炉将15 mm×15 mm×2 mm试样分别加热到1 050℃和1 100℃保温10 min,迅速用水冷却到室温·在加热和保温过程中,用氩气做保护气体,防止试样脱碳和氧化·在20 V电压下,用硝酸酒精溶液浸蚀将碳模与基体分离,用工业酒精、蒸馏水漂洗后用铜网收集·使用TEM与EDS对复型试样的粒子进行形貌、衍射分析·结果如图4和图5所示·图4 AlN粒子Fig.4 Large AlN particle(a)—粒子形貌;(b)—相应的SAD衍射花样;(c)—EDS·图5 TiC粒子Fig.5 TiC particle(a)—粒子形貌;(b)—相应的SAD衍射花样;(c)—EDS·2结果和讨论2.1奥氏体晶粒度图3展示出AGS随奥氏体化温度变化规律·显然,在1 050和1 100℃之间晶粒有明显的粗化,1 050℃这个温度通常称为“晶粒粗化温度”·它与钢中的Al及N的含量有关<2>·当奥氏体温度较低时细小的AlN粒子钉轧了奥氏体晶粒边界,延迟了奥氏体晶粒长大·在高于1 100℃时,AGS比低温段奥氏体化温度时的要更大·这是由于高温段AlN已溶入奥氏体晶粒或 已分解,失去阻止奥氏体晶粒长大作用的缘故·图4和图5为碳复型试样TEM试样照片·从图4中可看到尺寸约为450nm的AlN析出物,表明在1 050℃时AlN还没有完全溶解·另一个试样奥氏体化温度为1 100℃,有TiC粒子,但没有AlN析出,如图5所示·这说明当奥氏体化温度为1 100℃时,AlN已完全分解,而TiC等熔点较高的粒子仍然存在·因此,当温度高于1 100℃时,AlN析出相分解,对阻碍AGS长大起主要作用的阻力消失,导致AGS迅速长大· 2.2马氏体转变温度tms随奥氏体化温度的变化规律如图6所示·冷却曲线由膨胀实验获得, 从冷却曲线可找到相应的tms点·从图6可看到如下变化规律:当奥氏体化温度从900℃增加到1000℃时,随AGS的增长,tms迅速从312℃增加到340℃;当奥氏体化温度为1 050℃时,tms降到316℃;在奥氏体化温度为1 050~1 150℃范围tms从316℃增加到349℃·图6 tms(℃)随AGS(μm)和ASTM晶粒号数的变化Fig.6 Variation oftmswith AGS and ASTMgrain size number这里不妨将奥氏体化温度范围分成两个部分:Ⅰ.900~1 000℃;Ⅱ.1 050~1 150℃·Al+N=AlN的反应为可逆式的·在温度较高时,部分AlN将回到溶解状态<2> ·在温度Ⅰ范围内,AlN随温度升高(>900℃)溶解度增大;而其粒子分散在奥氏体晶粒边 界上<7,8>,为马氏体形成提供核心,所以tms随AGS迅速增加·在温度Ⅱ范围内,当奥氏体化温度为1050℃时,如图4所示,仍能观察到AlN析出相·只是此时AlN大部分已溶解到奥氏体中,使接下来冷却过程中马氏体形核位置骤减如图5所示·在奥氏体化温度为1 100℃时,AlN已完全分解,图中只能看到TiC粒子·在此温度范围内,随温度升高,tms仍然单调增加·其原因主要是晶粒度增加和其他碳、氮化合物影响造成的·晶粒度从1 050℃的54·1μm增加到1 150℃的162·0μm,变化范围很大·而温度Ⅰ范围内晶粒度为20·4~34·3μm,变 化相对较小,对马氏体的动力学影响不大·关于晶粒度对马氏体动力学的影响,一般来说,对扩散 型相变,钢的原始组织越细小,单位体积内晶界面积越大,奥氏体分解时形核率越高<7>·奥氏 体晶粒度主要通过影响tms点影响马氏体转变动力学,tms温度随AGS增加而明显升高·其 原因为马氏体相变为切变型转变,当AGS增加时,切变阻力减小,tms温度增高·这与tms 在Fe-Ni,Fe-Ni-C合金和普碳钢中随AGS的变化规律基本一致<2>·另外,在温 度Ⅱ范围,TiC等溶解温度较高的C,N化合物在晶粒边界析出·随奥氏体化温度升高,AGS 增大,在随后的冷却过程中晶界析出物越弥散分布,tms点有升高趋势·可以认为TiC等C, N化合物与AlN的作用相似,只是他们的作用温度范围不同·3结论(1)应用热膨胀仪测量AISI4340钢在不同奥氏体化温度保温10min后冷却得到马氏体转变膨胀曲线,找到开始转变温度tms·AGS随奥氏体化温度的增加而增加·AGS的粗化温度大约为1 050℃·在低于1 050℃,AGS随温度增加较缓;在高于1 050℃时,因AlN阻止晶粒粗化的作用消失,晶粒迅速粗化·(2)随晶粒度不同,tms有很大变化·在奥氏体化温度为900~1 000℃时,随奥氏体晶粒度增加,tms从312℃迅速增加到340℃;而1 050℃时tms降到316℃;1 050~1 150℃时,tms随晶粒度长大而增加到349℃·tms在1 000~1 050℃之间奥氏体化后的变化规律应由进一步的实验确定·(3)造成这种现象的原因有两个重要 方面·首先是奥氏体晶粒度随奥氏体化温度升高而增加;随奥氏体晶粒度的增加,马氏体的形核阻 力减小·其次是在奥氏体化温度高于900℃时,AlN等C,N化合物在奥氏体晶界弥散析出·在随后的冷却过程中,这些弥散颗粒成为马氏体的核心·当温度高于1050℃时,AlN完全溶入奥氏体或分解,而其他的如TiC等溶解温度较高的化合物开始溶解并在冷却过程中在晶界析出,起到与AlN粒子类似的作用·AISI 4340钢马氏体相变的研究@赵洪壮$东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室!辽宁沈阳110004
@Young-kook LEE$Department of Metallurgical Engineering,Yonsei University,Seoul 120-749,Korea.
@刘相华$东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室!辽宁沈阳110004
@王国栋$东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室!辽宁沈阳110004采用膨胀法对AISI 4340钢在900~1 150℃几种不同温度下进行奥氏体化,以
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