結(jié)合熱力學(xué)計算、X射線衍射、掃描電鏡和顯微硬度測試,分析了0.3C-9Mn-3Al（mass%）熱軋淬火鋼臨界退火過程中的微觀組織演變。結(jié)果表明:熱軋淬火態(tài)顯微組織呈現(xiàn)明顯的帶狀偏析特征,殘留奧氏體含量(V_γR)為35.0 vol%,形態(tài)以帶狀和條塊為主,其間分布著細(xì)針或板條狀馬氏體;當(dāng)退火溫度為650℃時,細(xì)小滲碳體顆粒從原馬氏體內(nèi)析出并長大,而后不斷溶解,板條奧氏體從馬氏體界處形核長大,V_γR逐漸增加至65.9 vol%（90 min）;退火溫度為700℃時,粒狀和板條奧氏體分別從臨界鐵素體和馬氏體界處形核長大,V_γR增至65.2 vol%（10 min）后趨于穩(wěn)定;退火溫度為750℃時,V_γR在初期（10 min）時即達(dá)到峰值（68.6 vol%）,而后在60.4 vol%～65.1 vol%之間波動,奧氏體存在帶狀、條塊、板條和顆粒等多種形態(tài),保溫時間超過60 min,逆轉(zhuǎn)變粒狀與板條奧氏體趨于合并,晶粒明顯粗化和均勻化,初始奧氏體（富錳偏析帶）因C、Mn擴(kuò)散導(dǎo)致初始奧氏體的穩(wěn)定性下降,在淬... 

【文章來源】：材料熱處理學(xué)報. 2020,41(07)北大核心

【文章頁數(shù)】：10 頁

【部分圖文】：

熱軋淬火態(tài)實驗鋼的(a)SEM形貌;(b～c)局域放大圖

圖1 熱軋淬火態(tài)實驗鋼的(a)SEM形貌;(b～c)局域放大圖圖2為A650實驗鋼SEM照片。如圖2所示,在650 ℃保溫時,偏析帶和奧氏體形態(tài)未觀察到明顯變化。保溫5 min時,帶狀和條塊奧氏體之間析出大量細(xì)小彌散顆粒,最大尺寸低于200 nm。保溫10 min時,存在大量白色點狀顆粒;隨著保溫時間繼續(xù)增加(20～60 min),點狀顆粒逐漸合并長大為細(xì)棒或球粒狀,尺寸增至200 nm左右;進(jìn)一步保溫至90 min,白色顆粒數(shù)量顯著減少但仍然存在。大量研究結(jié)果表明,熱軋和冷軋中錳鋼兩相區(qū)保溫過程中碳化物的析出可能是不可避免的[26-32]。保溫初期C、Mn原子受高密度位錯釘扎,碳化物析出被抑制[33];隨著時間延長,位錯密度因回復(fù)快速回落,C、Mn原子擴(kuò)散速率增大,馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和M3C型碳化物(即滲碳體),粒狀滲碳體不斷長大并逐漸溶解,因富含合金元素而可能成為奧氏體逆轉(zhuǎn)變核心[28]。

圖3為A700實驗鋼SEM形貌。如圖3所示,在700 ℃下保溫,偏析帶組織仍然存在,但未觀察圖2中的大量白色顆粒。保溫5 min時,條塊奧氏體晶界明銳且呈碎塊狀,其間可見極少量顆粒,疑似未完全溶解滲碳體;保溫10～20 min時在條塊奧氏體之間的凹陷處可觀測到少量細(xì)小顆粒,可能為滲碳體或者鐵素體/馬氏體逆轉(zhuǎn)變生成的粒狀奧氏體;保溫30～60 min時,細(xì)小奧氏體顆粒數(shù)量逐漸長大;直至保溫時間增至90 min時,仍可觀測到顆粒狀奧氏體,板條奧氏體寬度逐漸增加,晶粒尺寸未見明顯變化。龔敏等[31]認(rèn)為,當(dāng)臨界退火溫度較高時,析出的滲碳體在較短時間(10 min)內(nèi)就迅速溶解到基體中,此后因滲碳體富含C和Mn等元素,容易成為奧氏體逆轉(zhuǎn)變的形核核心。前期工作表明,對5Mn熱軋淬火實驗鋼進(jìn)行臨界退火,可以獲得板條和顆粒兩種奧氏體形態(tài)[24]。由此可見,本文實驗鋼中奧氏體可能具有遺傳自鑄態(tài)偏析組織的帶狀和條塊、淬火馬氏體逆轉(zhuǎn)變形成的粒狀和板條等多種奧氏體形態(tài)。圖4為A750實驗鋼SEM形貌。如圖4所示,偏析帶組織仍然存在,其余主要相包括殘留奧氏體體(粒狀、條塊和板條)和臨界鐵素體(長條凹陷)。在750 ℃保溫時間5～30 min,粒狀奧氏體仍存在;延長保溫時間,板條寬度略有增加;當(dāng)保溫時間為60 min時,未見明顯粒狀晶粒,板條狀奧氏體彼此搭接成片;當(dāng)保溫為90 min時,如圖4(f)中插圖,偏析帶出現(xiàn)表面浮凸,可能初始粗大奧氏體晶粒在冷卻過程轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體所致。由此推測,750 ℃保溫處理,原子擴(kuò)散速率大大增加,淬火態(tài)馬氏體可能直接轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體和臨界鐵素體;但保溫時間過長,初始奧氏體晶粒因尺寸較大和C、Mn原子擴(kuò)散到其它部位而穩(wěn)定性降低,在隨后水淬過程中再次轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

【參考文獻(xiàn)】：
期刊論文
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