奥氏体化温度对Fe-17Mn-0.05C钢组织和拉伸性能的影(精)
收稿日期:２０１６－０３－０７
基金项目:辽宁省教育厅科学技术研究项目(Ｌ２０１５０１６８).
作者简介:李一兴(１９９０－)?男?安徽合肥人?东北大学博士研究生?陈礼清(１９６５－)?男?安徽安庆人?东北大学教授?博士生导师.
第３８卷第８期２０１７年８月
东北大学学报(自然科学版)ＪｏｕｒｎａｌｏｆＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ(ＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅ)
Ｖｏｌ.３８?Ｎｏ.８Ａｕｇ.２０１７
一
ｄｏｉ:１０.１２０６８/ｊ.ｉｓｓｎ.１００５－３０２６.２０１７.０８.００５
奥氏体化温度对Ｆｅ－１７Ｍｎ－０.０５Ｃ
钢组织和拉伸性能的影响
李一兴?陈礼清
(东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室?辽宁沈阳一１１０８１９)
摘一一一要:对一种热轧态高锰减振结构钢进行不同温度的热处理?研究了奥氏体化温度对其组织和拉伸性能的影响.结果表明:在６００?条件下?逆转变得到的全奥氏体组织只发生回复过程?冷却时ε马氏体含量比热轧态高?此时的拉伸强度和加工硬化率也较大.当奥氏体化温度为８００?或更高时?奥氏体发生完全静态再结晶.原始奥氏体晶粒尺寸和ε马氏体含量随着温度的升高而增加?但钢的力学性能随之变差.在１２００?下奥氏体化处理后?组织中ε马氏体板条十分细碎?在拉伸时由于奥氏体晶粒尺寸太大?实验钢发生了沿晶断裂.关一键一词:高锰钢?奥氏体化温度?ε马氏体?拉伸性能?加工硬化
中图分类号:ＴＧ１４２ １一一一文献标志码:Ａ一一一文章编号:１００５－３０２６(２０１７)０８－１０８４－０４
ＥｆｆｅｃｔｏｆＡｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｏｎｔｈｅＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＦｅ￣１７Ｍｎ￣０ ０５ＣＳｔｅｅｌ
ＬＩＸｉｎｇ?ＣＨＥＮＬｉ￣ｑｉｎｇ
(ＳｔａｔｅＫｅｙＬａｂｏｒａｔｏｒｙｏｆＲｏｌｌｉｎｇａｎｄＡｕｔｏｍａｔｉｏｎ?ＮｏｒｔｈｅａｓｔｅｒｎＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙ?Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１０８１９?Ｃｈｉｎａ.Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｉｎｇａｕｔｈｏｒ:ＣＨＥＮＬｉ￣ｑｉｎｇ?Ｅ￣ｍａｉｌ:ｌｑｃｈｅｎ＠ｍａｉｌ.ｎｅｕ.ｅｄｕ.ｃｎ)
Ａｂｓｔｒａｃｔ:Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ(ｔＡ)ｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｆｏｒａｈｏｔ￣ｒｏｌｌｅｄｈｉｇｈ￣ＭｎｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｔｅｅｌｗｉｔｈｅｘｃｅｌｌｅｎｔｄａｍｐｉｎｇｃａｐａｃｉｔｙａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔｗｉｔｈｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔＡｈａｓｂｅｅｎｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ.ＴｈｅｒｅｓｕｌｔｓｓｈｏｗｔｈａｔｗｈｅｎｔｈｅｔＡｉｓｕｐｔｏ６００??ｔｈｅｏｎｌｙｒｅｃｏｖｅｒｙｏｃｃｕｒｓｉｎｔｈｅｒｅｖｅｒｓｅｄａｕｓｔｅｎｉｔｅ?ａｎｄｔｈｅε￣ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｍｏｕｎｔ?ｔｅｎｓｉｌｅｓｔｒｅｓｓａｎｄｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇｒａｔｅｏｆｔｈｅｔｒｅａｔｅｄｓｔｅｅｌａｒｅｈｉｇｈｅｒｔｈａｎｔｈｏｓｅｏｆｔｈｅｒｏｌｌｉｎｇｓｔａｔｅｏｎｅ.ＷｈｅｎｔｈｅｔＡｉｓｏｖｅｒ８００??ｔｈｅｃｏｍｐｌｅｔｅｌｙｓｔａｔｉｃｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅｃａｎｂｅｏｂｓｅｒｖｅｄ.Ｍｏｒｅｏｖｅｒ?ｔｈｅａｕｓｔｅｎｉｔｅｓｉｚｅａｎｄε￣ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅａｍｏｕｎｔｏｆｔｈｅｓｔｅｅｌｉｎｃｒｅａｓｅｗｉｔｈｔｈｅｔＡ?ｗｈｉｃｈｒｅｓｕｌｔｓｉｎｔｈｅｄｅｔｅｒｉｏｒａｔｉｏｎｏｆｉｔｓｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ.Ｆｕｒｔｈｅｒｍｏｒｅ?ａｆｔｅｒｔｒｅａｔｅｄａｔｔＡ＝１２００??ｔｈｅε￣ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｐｌａｔｅｂｅｃｏｍｅｓｖｅｒｙｔｈｉｎ?ａｎｄｔｈｅｆｒａｃｔｕｒｅａｌｏｎｇｇｒａｉｎｂｏｕｎｄａｒｙｉｓａｌｓｏｏｂｓｅｒｖｅｄｄｕｒｉｎｇｔｅｎｓｉｌｅｔｅｓｔｏｗｉｎｇｔｏｔｈｅｏｖｅｒ￣ｓｉｚｅｄａｕｓｔｅｎｉｔｅｇｒａｉｎｓ.
Ｋｅｙｗｏｒｄｓ:ｈｉｇｈ￣Ｍｎｓｔｅｅｌ?ａｕｓｔｅｎｉｔｉｚｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ?ε￣ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ?ｔｅｎｓｉｌｅｐｒｏｐｅｒｔｙ?ｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇ
一一２０世纪９０年代以来?Ｇｒ?ｓｓｅｌ等对Ｆｅ－(１５
－３０Ｍｎ)－３Ａｌ－３Ｓｉ高锰钢开展了大量研究[１－２]?结果表明?根据主要加工硬化机制的不同?这类钢种可分为具有相变诱发塑性的ＴＲＩＰ(ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ￣ｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ)钢和孪晶诱发塑性的ＴＷＩＰ(ｔｗｉｎｎｉｎｇ￣ｉｎｄｕｃｅｄｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ)钢.高锰ＴＲＩＰ/ＴＷＩＰ钢具有较高的强度和延伸率二较低的屈强比二良好的低温韧性?以及能够吸收撞击能
量等特点.
在室温下?高锰钢通常以单相奥氏体或奥氏体＋马氏体组织存在[１].其中?面心立方结构奥氏体相低温韧性好二无磁性?且耐腐蚀性相对较高?密排六方结构ε马氏体相硬度高二强度大二无磁性?且具有阻尼和形状记忆特性?体心立方结构α?马氏体相强度高二韧性好?但塑性较差.在室温下以ε马氏体组织为主的高锰ＴＲＩＰ钢不仅能够
依靠变形过程中发生的ε?α?和γ?ε等诱导相
变过程提高加工硬化率?推迟颈缩过程?使钢具有
较好的力学性能[３]?还能通过其奥氏体和ε马氏体组织中大量层错和界面的往复运动?使钢在受
到振动时的振动能快速转化为热能耗散?达到减
振降噪的效果[４]?这种结构/功能一体化的材料在汽车二建筑和机械制造等领域有十分广阔的应用前景.本文重点考察奥氏体化温度对热轧态Ｆｅ－１７Ｍｎ－０ ０５Ｃ高锰ＴＲＩＰ钢组织和拉伸性能的影响?这对于弄清ε马氏体的相变机制?进一步设计具有优越力学性能的新一代减振结构钢具有重要的指导作用.
１一实验材料和方法
实验所用高锰钢采用２０ｋｇ真空感应炉熔
炼?具体化学成分(质量分数?％)为Ｃ０ ０５?Ｍｎ１６ ６８?余量为Ｆｅ(以下称１７Ｍｎ钢).首先将切除头尾的铸锭在９５０~１１５０?下锻造成尺寸为５０ｍｍ?１００ｍｍ?１８０ｍｍ的锻坯?随后在电阻炉中将锻坯加热到１２００?并保温２ｈ后在实验用?４５０双辊热轧机上分两阶段热轧成４ｍｍ厚热轧板.第一阶段轧制温度为９８０~１１５０??压下率为８５ ６％?第二阶段轧制温度为７００~８５０??压下率为４４ ４％.两阶段间冷却方式为空冷?终轧后采用超快冷设备迅速喷水冷却至室温.热轧后的钢板用锯床切成长方形小块后放入充有氮气的管式炉中?分别在６００?８００?１０００?１２００?下保温１ｈ后再水淬至室温.
用线切割方法截取热处理后的钢板进行组织
观察二ＸＲＤ相分析和力学性能测试.先用砂纸将
显微组织观察试样表面磨光?再用电解抛光法进
行精抛(电解液是体积比分别为１３?２?１的酒精二高
氯酸和水溶液)?最后用１ ２％的偏重亚硫酸钾水
溶液进行腐蚀后在Ｓｕｐｅｒａ５５型扫描电镜下进行组
织观察.ＸＲＤ试样经过电解抛光后?在Ｄ/ｍａｘ?２４００型Ｘ射线衍射仪上进行物相分析.根据国标ＧＢ/Ｔ２２８ ２００２?金属薄板(带)拉伸试验方法?加工试样?标距长度为５０ｍｍ.拉伸性能测试在Ｉｎｓｔｒｏｎ５９６９型拉伸试验机上进行?变形过程中采用机械引伸计进行全程监控?变形速度为３ｍｍ/ｍｉｎ.２一结果与讨论
２ １一热轧及热处理组织
一一图１是热轧态１７Ｍｎ钢显微组织扫描照片?由于在再结晶区和未再结晶区进行两阶段轧制?其奥氏体晶粒沿轧向被拉长.在奥氏体内部有很多细小的条状ε马氏体?取向沿轧向成一定的角度分布?ε马氏体板条之间凹下的部分为残余奥氏体
.
图１一热轧态１７Ｍｎ钢的扫描组织
Ｆｉｇ １一ＳＥＭｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｏｆｈｏｔ￣ｒｏｌｌｅｄ１７Ｍｎｓｔｅｅｌ
高锰ＴＲＩＰ钢层错能较低?钢中的热诱导ε马氏体以{１１１}γ密排面上隔一个原子面而重叠的堆垛层错为晶坯?并依靠冷却时ε马氏体和奥氏体的化学自由能差来克服相变应变能和界面能从而长大[５].由于ε马氏体在奥氏体{１１１}γ晶面族中的不同晶面产生相变?相变结束后在奥氏体中一般呈几个特定的方向分布[６].实验钢经不同温度热处理后的扫描组织见图２?图３为热轧及不同温度处理后的ＸＲＤ物相分析结果?根据ε马氏体的(１０１１)和奥氏体(２００)强峰可以定性分析不同温度热处理后的物相含量变化.在６００?下处理时(图２ａ)?ε马氏体已经可以完全转变为奥氏体[７].较低的奥氏体化温度使奥氏体只发生回复过程?晶粒也维持热轧时的变形状态.由于在变形奥氏体中存在着沿轧向呈一定角度分布的变形带?这些变形带促进了ε马氏体的形核?最终冷却所得到的ε马氏体也主要与轧向呈恒定的夹角分布[８－９].回复过程使奥氏体内部位错密度降低?减小了堆垛层错界面不全位错的移动阻力[１０]?因此ε马氏体板条宽度增大?含量也增多.当奥氏体化温度为８００?时(图２ｂ)?奥氏体晶粒完全再结晶为等轴晶.由于奥氏体内部缺陷较６００?奥氏体化处理时大幅降低?ε马氏体开始沿着几个特定方向较为均匀地分布并大多贯穿整个奥氏体晶粒?板条宽度和含量也大幅增加.当奥氏体化温度继续升高到１０００?(图２ｃ)和１２００?(图２ｄ)时?由于原子扩散加快?奥氏体晶界更容易向低界面能的大晶粒发展?奥氏体晶粒逐渐变大.较大的奥氏体晶粒一方面会降低奥氏体在同一温度下的层错能?提高ε马氏体的开始转变温度Ｍｓ[１１]?另
５８０１
第８期一一一李一兴等:奥氏体化温度对Ｆｅ－１７Ｍｎ－０ ０５Ｃ钢组织和拉伸性能的影响
一一
一一
一方面由于热诱导ε马氏体一般在奥氏体晶界终止?大尺寸的奥氏体可以促进ε马氏体长大?因此?在发生完全再结晶的温度范围内?ε马氏体含量随着奥氏体化温度的提高而增加.但在１２００?奥氏体化处理时奥氏体晶粒迅速长大?在冷却时形核率较高?ε马氏体未得到充分长大即碰撞到了其他取向的马氏体?故ε马氏体较８００?和
１０００?下处理时更细碎.
２ ２一热轧及热处理后的力学性能
不同温度热处理后?１７Ｍｎ钢的工程应力－
应变和加工硬化曲线如图４和图５所示.由于实验钢奥氏体在第二阶段热轧时只发生动态回复?在冷却前是拉长的变形组织?热轧态实验钢在拉伸变形时加工硬化率较高?最终的强度也较大.经
６００?奥氏体化处理时?回复过程对变形奥氏体的软化作用使ε马氏体含量增加?变形时相变过程也更容易发生.
一一在保留的加工硬化和变形诱导相变的共同影响下?１７Ｍｎ钢的屈服强度和加工硬化率都得到提高.但奥氏体发生回复后?钢中ε
马氏体沿图２一不同温度处理后１７Ｍｎ钢的扫描组织
Ｆｉｇ ２一ＳＥＭｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｏｆ１７Ｍｎｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ
(ａ) ６００??(ｂ) ８００??(ｃ) １０００??(ｄ) １２００
?.
图３一热轧和不同温度处理后１７Ｍｎ钢的ＸＲＤ图谱Ｆｉｇ ３一ＸＲＤｐａｔｔｅｒｎｓｏｆ１７Ｍｎｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｈｏｔ￣ｒｏｌｌｉｎｇａｎｄ
ｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ
轧向的取向性减弱?拉伸变形时ε马氏体变体的相互碰撞?使裂纹更容易萌发?钢的延伸率因此降低.在８００?下?再结晶消除了热轧时奥氏体的加工硬化?钢中ε马氏体含量大幅提高.此时?细小的原始奥氏体晶粒和大量ε马氏体向α?马氏体相变的过程不仅提高了钢的强度而且保证实验钢在拉伸过程中的持续延伸[７].虽然与８００?相比?在１０００?奥氏体化处理后ε马氏体含量稍有提高?但其原始奥氏体晶粒尺寸显著增大?细晶强化作用显著减弱?实验钢的强度和延伸率都降低.在
１２００?下奥氏体化处理的试样的断口形貌见图
６?由于奥氏体晶粒十分粗大?变形过程中裂纹容易在晶界萌生并迅速扩展?从而发生沿晶断裂?钢的力学性能也因此变得很差.
另外?除１２００?热处理后的试样外?１７Ｍｎ钢的应力－应变曲线都呈现出 锯齿 状.这是由于在变形过程中?Ｃ－Ｍｎ原子团与位错相互作用
６８０１东北大学学报(自然科学版)一一一第３８卷
一一
形成 柯式气团 ?阻碍了位错的运动[１２].这种动态应变时效过程对于提高实验钢的加工硬化率和力学性能也有一定的贡献
.
图４一热轧和不同温度处理后１７Ｍｎ钢的工程应力－
应变曲线
Ｆｉｇ ４一Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓｔｒａｉｎ－ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇｓｔｒｅｓｓｃｕｒｖｅｓｏｆ
１７Ｍｎｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｈｏｔ￣ｒｏｌｌｉｎｇａｎｄｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔ
ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ
图５一热轧和不同温度处理后１７Ｍｎ钢的加工硬化曲线Ｆｉｇ ５一Ｗｏｒｋｈａｒｄｅｎｉｎｇｒａｔｅｃｕｒｖｅｓｏｆ１７Ｍｎｓｔｅｅｌ
ａｆｔｅｒｈｏｔ￣ｒｏｌｌｉｎｇａｎｄｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔｄｉｆｆｅｒｅｎｔ
ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ
图６一１２００?下处理后１７Ｍｎ钢的微观断口形貌Ｆｉｇ ６一Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｉｃｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙｏｆｔｈｅｔｅｎｓｉｌｅｆｒａｃｔｕｒｅ
ｓｕｒｆａｃｅｏｆ１７Ｍｎｓｔｅｅｌａｆｔｅｒｈｅａｔｔｒｅａｔｍｅｎｔａｔ１２００?
３一结一一论
１)将热轧态的１７Ｍｎ钢在６００?下奥氏体
化处理后?钢中奥氏体只发生回复过程?ε马氏体与轧向呈一定的夹角分布.奥氏体化温度从
８００?开始?奥氏体发生完全的静态再结晶?奥氏体晶粒尺寸增大?淬火后组织中以ε马氏体为主.
２)在６００?下奥氏体化处理的１７Ｍｎ钢的抗拉强度(９４６ＭＰａ)最大?加工硬化率也较高?
８００?奥氏体化处理时?实验钢延伸率达到了４４ ７％.温度继续提高时?钢的强度和延伸率都下降.其中?在１２００?下处理后?１７Ｍｎ钢会发生脆性断裂?强度和延伸率都很低.参考文献:
[１]一Ｇｒ?ｓｓｅｌＯ?ＦｒｏｍｍｅｙｅｒＧ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｐｈａｓｅ
ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｔｗｉｎｎｉｎｇｏｎｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＦｅ￣Ｍｎ￣Ｓｉ￣Ａｌｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ?１９９８?１４(１２):１２１３－１２１７.
[２]一ＫｒｕｇｅｒＬ?Ｇｒ?ｓｓｅｌＯ?ＦｒｏｍｍｅｙｅｒＧ.ＨｉｇｈｓｔｒｅｎｇｔｈＦｅ￣Ｍｎ￣
(Ａｌ?Ｓｉ)ＴＲＩＰ/ＴＷＩＰｓｔｅｅｌｓｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ￣ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ￣ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ[Ｊ].ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＰｌａｓｔｉｃｉｔｙ?２０００?１６(１０/１１):１３９１－１４０９.
[３]一ＴｏｍｏｔａＹ?ＳｔｒｕｍＭ?ＭｏｒｒｉｓＪＷ.Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌｄｅｐｅｎｄｅｎｃｅ
ｏｆＦｅ￣ｈｉｇｈＭｎｔｅｎｓｉｌｅｂｅｈａｖｉｏｒ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ:Ａ?１９８６?１７(３):５３７－５４７.
[４]一ＢａｉｋＳＨ?ＫｉｍＪＣ?ＨａｎＤＷ?ｅｔａｌ.Ｆｅ￣Ｍｎｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃａｌｌｏｙｓ
ｆｏｒｃｏｎｔｒｏｌｏｆｎｏｉｓｅａｎｄｖｉｂｒａｔｉｏｎｉｎｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ:Ａ?２００６?４３８/４３９/４４０(２５):１１０１－１１０５.
[５]一ＯｌｓｏｎＧＢ?ＣｏｈｅｎＭ.Ａｇｅｎｅｒａｌｍｅｃｈａｎｉｓｍｏｆｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃ
ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎ:ｐａｒｔＩ.ＧｅｎｅｒａｌｃｏｎｃｅｐｔｓａｎｄｔｈｅＦＣＣ(ＨＣＰｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｊ].ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ:Ａ?１９７６?７(１２):１８９７－１９０４.
[６]一ＮｉｓｈｉｙａｍａＺ.Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ[Ｍ].Ａｍｓｔｅｒｄａｍ:
Ｅｌｓｅｖｉｅｒ?２０１２.
[７]一ＳｅｏｌＪＢ?ＪｕｎｇＪＥ?ＪａｎｇＹＷ?ｅｔａｌ.Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅｏｆｃａｒｂｏｎ
ｃｏｎｔｅｎｔｏｎｔｈｅｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ?ｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎａｎｄｍｅｃｈａｎｉｃａｌｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓｉｎａｕｓｔｅｎｉｔｅ/ε￣ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅｄｕａｌ￣ｐｈａｓｅＦｅ￣Ｍｎ￣Ｃｓｔｅｅｌｓ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ?２０１３?６１(２):５５８－５７８.
[８]一ＷａｎｇＨＺ?ＹａｎｇＰ?ＭａｏＷＭ?ｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｈｏｔ
ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅｏｎｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎｈｉｇｈｍａｎｇａｎｅｓｅｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＪｏｕｒｎａｌｏｆＡｌｌｏｙｓａｎｄＣｏｍｐｏｕｎｄｓ?２０１３?５５８:２６－３３.
[９]一ＭｉｙａｍｏｔｏＧ?ＩｗａｔａＮ?ＴａｋａｙａｍａＮ?ｅｔａｌ.Ｑｕａｎｔｉｔａｔｉｖｅ
ａｎａｌｙｓｉｓｏｆｖａｒｉａｎｔｓｅｌｅｃｔｉｏｎｉｎａｕｓｆｏｒｍｅｄｌａｔｈｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ[Ｊ].ＡｃｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ?２０１２?６０(３):１１３９－１１４８.
[１０]ＴｓｕｚａｋｉＫ?ＦｕｋａｓａｋｕＳ?ＴｏｍｏｔａＹ?ｅｔａｌ.Ｅｆｆｅｃｔｏｆｐｒｉｏｒ
ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅｏｎｔｈｅγ?εｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎＦｅ￣Ｍｎａｌｌｏｙｓ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ?ＪＩＭ?１９９１?３２(３):２２２－２２８.
[１１]ＴａｋａｋｉＳ?ＮａｋａｔｓｕＨ?ＴｏｋｕｎａｇａＹ.Ｅｆｆｅｃｔｓｏｆａｕｓｔｅｎｉｔｅｇｒａｉｎ
ｓｉｚｅｏｎεｍａｒｔｅｎｓｉｔｉｃｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎｉｎＦｅ￣１５ｍａｓｓ％Ｍｎａｌｌｏｙ[Ｊ].ＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ?ＪＩＭ?１９９３?３４(６):４８９－４９５.
[１２]ＣｈｅｎＬ?ＫｉｍＨＳ?ＫｉｍＳＫ?ｅｔａｌ.Ｌｏｃａｌｉｚｅｄｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎｄｕｅ
ｔｏＰｏｒｔｅｖｉｎ￣ＬｅＣｈａｔｅｌｉｅｒｅｆｆｅｃｔｉｎ１８Ｍｎ￣０ ６ＣＴＷＩＰａｕｓｔｅｎｉｔｉｃｓｔｅｅｌ[Ｊ].ＩＳＩＪＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ?２００７?４７(１２):１８０４－１８１２.
７
８０１第８期一一一李一兴等:奥氏体化温度对Ｆｅ－１７Ｍｎ－０ ０５Ｃ钢组织和拉伸性能的影响
奥氏体
奥氏体（Austenite）是钢铁的一种层片状的显微组织，[1]通常是?-Fe中固溶少量碳的无磁性固溶体，也称为沃斯田铁或?-Fe。奥氏体的名称是来自英国的冶金学家罗伯茨·奥斯汀（William Chandler Roberts-Austen）。 奥氏体塑性很好，强度较低，具有一定韧性，不具有铁磁性。奥氏体因为是面心立方，四面体间隙较大，可以容纳更多的碳。[2] 组成成分 编辑 奥氏体一般由等轴状的多边形晶粒组成，晶粒内有孪晶。在加热转变刚刚结束时的奥氏体晶粒比较细小，晶粒边界呈不规则的弧形。经过一段时间加热或保温，晶粒将长大，晶粒边界可趋向平直化。铁碳相图中奥氏体是高温相，存在于临界点A1温度以上，是珠光体逆共析转变而成。当钢中加入足够多的扩大奥氏体相区的化学元素时，Ni、Mn等，则可使奥氏体稳定在室温，如奥氏体钢。[2] 晶体结构 编辑 奥氏体为面心立方结构，碳氮等间隙原子均位于奥氏体晶胞八面体间隙中心，及面心立方晶胞的中心和棱边的中点。假如每一个八面体的中心各容纳一个碳原子，则碳的最大溶解度应为50%（摩尔分数），相当于质量分数约20%。实际上碳在奥氏体中的最大溶解度为 2.11%（质量分数），这是由于?-Fe的八面体间隙的半径仅为0.052nm，比碳原子的半径 0.086nm小。碳原子溶入将使八面体发生较大的膨胀，产生畸变，溶入越多，畸变越大， 晶格将不稳定，因此不是所有的八面体间隙中心都能溶入一个碳原子，溶解度是有限的。碳原子溶入奥氏体中，使奥氏体晶格点阵发生均匀对等的膨胀，点阵常数随着碳含量的增加而增大。大多数合金元素如Mn.Cr.Ni.Co.Si等，在?-Fe中取代Fe原子的位置而形成置换固溶体。替换原子在奥氏体中的溶解度各不相同，有的可无限溶解，有的溶解度甚微。少数元素，如硼仅存在于浸提缺陷处，如晶界、位错等。[3] 主要性能
临界温度
临界温度 钢加热和（或）冷却时，发生相转变的温度。对合金钢而言，重要的有： （1）Ac1 钢加热时，开始形成奥氏体的温度。 （2）Ac3 亚共析钢加热时，所有铁素体都转变为奥氏体的温度。 （3）Ac4 低碳亚共析钢加热时，奥氏体开始转变为δ相的温度。 （4）Accm 过共析钢加热时，所有渗碳体和碳化物完全溶入奥氏体的温度。 （5）Arl 钢高温奥氏体化后冷却时，奥氏体分解为铁素体和珠光体的温度。 （6）Ar3 亚共析钢高温奥氏体化后冷却时，铁素体开始析出的温度。 （7）Ar4 钢在高温形成的δ相在冷却时，开始转变为奥氏体的温度。 （8）Arcm 过共析钢高温完全奥氏体化后冷却时，渗碳体或碳化物开始析出的温度。 （9）A1也写做Ae1，是在平衡状态下，奥氏体、铁素体、渗碳体或碳化物共存的温度，也就是一般所说的下临界点。 （10）A3 也写做Ae3，是亚共析钢在平衡状态下，奥氏体和铁素体共存的最高温度，也就是说亚共析钢的上临界点。 （11）A4 也写做Ae4，是在平衡状态下，δ相和奥氏体共存的最低温度。 （12）Acm 也写做Aecm，是过共析钢在平衡状态下，奥氏体和渗碳体或碳化物共存的最高温度，也就是过共析钢的上临界点。 （13）Mb 马氏体爆发形成温度，以Mb表示（Mb≤ MS）。当奥氏体过冷至MS点以下时，瞬间爆发式形成大量马氏体，并伴有响声，同时释放相变潜热，使温度回升。 （14）Md 马氏体机械强化稳定化临界温度。 （15）MＦ马氏体相变强化临界温度。 （16）Mf 有的文献以Mf表示奥氏体转变为马氏体的终了温度。 （17）MG 奥氏体发生热稳定化的一个临界温度。 （18）MS 钢奥氏体化后冷却时，其中奥氏体开始转变为马氏体的温度，符号中的“S”是“始”字汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MH和英文书籍中的MS。 （19）MＺ奥氏体转变为马氏体的终了温度，符号中的“Z”是“终”字的汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MＫ和英文书籍中的Mf。 注：AC1、AC3、AC4和ACCｍ随加热速度而定，加热越快，其越高；Ar1、Ar3、Ar4和Arcm则随冷却速度的加快而降低，当冷却速度超过一定值（临界冷却速度）时，它们将完全消失。一般情况下，Ac1＞A1＞Ar1，Ac3＞A3＞Ar3，Ac4＞A4＞Ar4，Accm＞Acm＞Arcm。
奥氏体不锈钢的热处理工艺
奥氏体不锈钢的热处理工艺 依据化学成分、热处理目的的不同,奥氏体不锈钢常采用的热处理方式有固溶化处理、稳定化退火处理、消除应力处理以及敏化处理等。 1 固溶化处理 奥氏体不锈钢固溶化处理就是将钢加热到过剩相充分溶解到固溶体中的某一温度,保持一定时间之后快速冷却的工艺方法。奥氏体不锈钢固溶化热处理的目的是要把在以前各加工工序中产生或析出的合金碳化物,如(FeCr)23C6等以及σ相重新溶解到奥氏体中,获取单一的奥氏体组织(有的可能存在少量的δ铁素体),以保证材料有良好的机械性能和耐腐蚀性能,充分地消除应力和冷作硬化现象。固溶化处理适合任何成分和牌号的奥氏体不锈钢。 2 稳定化退火 稳定化退火是对含稳定化元素钛或铌的奥氏体不锈钢采用的热处理方法。采用这种方法的目的是利用钛、铌与碳的强结合特性,稳定碳,使其尽量不与铬结合,最终达到稳定铬的目的,提高铬在奥氏体中的稳定性,避免从晶界析出,确保材料的耐腐蚀性。 奥氏体不锈钢稳定化处理的冷却方式和冷却速度对稳定化效果没有多大影响,所以,为了防止形状复杂工件的变形或为保证工件的应力最小,可采用较小的冷却速度,如空冷或炉冷。 3 消除应力处理 确定奥氏体不锈钢消除应力处理工艺方法,应根据材质类型、使用环境、消除应力目的及工件形状尺寸等情况,注意掌握一些原则。 去除加工过程中产生的应力或去除加工后的残留应力。可采用固溶化处理加热温度并快冷,I类、II类奥氏体不锈钢可采用较缓慢的冷却入式。为保证工件最终尺寸的稳定性。可采用低的加热温度和缓慢的冷却速度。为消除很大的残留应力。消除在工作环境中可能产生新应力的工件的残余应力或为消除大截面焊接件的焊接应力,应采用因溶化加热温度,III 类奥氏体不锈钢必须快冷。这种情况最好选用I类或II类奥氏体不锈钢,加热后缓慢冷却,消除应力的效果更好。为消除只能采用局部加热方式工件的残留应力。应采取低温度加热并缓慢冷却的方式。 4 敏化处理 敏化处理实际上不属于奥氏体不锈钢或其制品在生产制造过程中应该采用的热处理方法。而是作为在检验奥氏体不锈钢抗晶间腐蚀能力进行试验时所采用的一个程序。 敏化处理实质上是使奥氏体不锈钢对晶间腐蚀更敏感化的处理。对—些特殊使用场合,为更严格地考核材料的抗晶间腐蚀能力,在某些标准中,对奥氏体尽锈钠的敏化制度规定得更为苛刻,依据工件将来使用的温度及材料的含碳里以及是否含钳元素等因素而采用不同的敏化制度。有的还对敏化处理的升、降温速度加以控制。所以,在判定奥氏体不锈钢晶间腐蚀倾向性大小时,应注意采用的敏化制度。 5 奥氏体不锈钢的冷加工强化及去应力处理 奥氏体不锈钢不能用热处理方法强化,但可以通过冷加工变形得以强化(冷作硬化、形变强化),会使强度提高、塑性下降。奥氏体不锈钢或制品(弹簧,螺栓等)经冷加工变形强化后,存在较大的加工应力,这种应力的存在导致在应力腐蚀环境中使用时,增加了应力腐蚀的敏
钢的相变温度
（1）Ac1 钢加热时，开始形成奥氏体的温度。 （2）Ac3 亚共析钢加热时，所有铁素体都转变为奥氏体的温度。 （3）Ac4 低碳亚共析钢加热时，奥氏体开始转变为δ相的温度。 （4）Accm 过共析钢加热时，所有渗碳体和碳化物完全溶入奥氏体的温度。（5）Arl 钢高温奥氏体化后冷却时，奥氏体分解为铁素体和珠光体的温度。（6）Ar3 亚共析钢高温奥氏体化后冷却时，铁素体开始析出的温度。 （7）Ar4 钢在高温形成的δ（铁素体区）相在冷却时，开始转变为奥氏体的温度。 （8）Arcm 过共析钢高温完全奥氏体化后冷却时，渗碳体或碳化物开始析出的温度。 （9）A1 也写做Ae1，是在平衡状态下，奥氏体、铁素体、渗碳体或碳化物共存的温度，也就是一般所说的下临界点。 （10）A3 也写做Ae3，是亚共析钢在平衡状态下，奥氏体和铁素体共存的最高温度，也就是说亚共析钢的上临界点。 （11）A4 也写做Ae4，是在平衡状态下，δ相和奥氏体共存的最低温度。（12）Acm 也写做Aecm，是过共析钢在平衡状态下，奥氏体和渗碳体或碳化物共存的最高温度，也就是过共析钢的上临界点。 （13）Mb 马氏体爆发形成温度，以Mb表示（Mb≤ MS）。当奥氏体过冷至MS 点以下时，瞬间爆发式形成大量马氏体，并伴有响声，同时释放相变潜热，使温度回升。 （14）Md 马氏体机械强化稳定化临界温度。 （15）MＦ马氏体相变强化临界温度。 （16）Mf 有的文献以Mf表示奥氏体转变为马氏体的终了温度。 （17）MG 奥氏体发生热稳定化的一个临界温度。 （18）MS 钢奥氏体化后冷却时，其中奥氏体开始转变为马氏体的温度，符号中的“S”是“始”字汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MH和英文书籍中的MS。 （19）MＺ奥氏体转变为马氏体的终了温度，符号中的“Z”是“终”字的汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MＫ和英文书籍中的Mf。
钢的各种临界点(临界温度)
钢的各种临界点（临界温度） 临界温度钢加热和（或）冷却时，发生相转变的温度。对合金钢而言，重要的有： （1）A0（230°C水平线）渗碳体的磁性转变温度 （2）Ac1 钢加热时，开始形成奥氏体的温度。 （3）A2（770°C水平线）铁素体的磁性转变温度 （4）Ac3 亚共析钢加热时，所有铁素体都转变为奥氏体的温度。 （5）Ac4 低碳亚共析钢加热时，奥氏体开始转变为δ相的温度。 （6）Accm 过共析钢加热时，所有渗碳体和碳化物完全溶入奥氏体的温度。 （7）Arl 钢高温奥氏体化后冷却时，奥氏体分解为铁素体和珠光体的温度。 （8）Ar3 亚共析钢高温奥氏体化后冷却时，铁素体开始析出的温度。 （9）Ar4 钢在高温形成的δ相在冷却时，开始转变为奥氏体的温度。 （10）Arcm 过共析钢高温完全奥氏体化后冷却时，渗碳体或碳化物开始析出的温度。（11）A1也写做Ae1，是在平衡状态下，奥氏体、铁素体、渗碳体或碳化物共存的温度，也就是一般所说的下临界点。 （12）A3 也写做Ae3，是亚共析钢在平衡状态下，奥氏体和铁素体共存的最高温度，也就是说亚共析钢的上临界点。 （13）A4 也写做Ae4，是在平衡状态下，δ相和奥氏体共存的最低温度。 （14）Acm 也写做Aecm，是过共析钢在平衡状态下，奥氏体和渗碳体或碳化物共存的最高温度，也就是过共析钢的上临界点。 （15）Mb 马氏体爆发形成温度，以Mb表示（Mb≤ Ms）。当奥氏体过冷至Ms点以下时，瞬间爆发式形成大量马氏体，并伴有响声，同时释放相变潜热，使温度回升。 （16）Md 马氏体机械强化稳定化临界温度。 （17）MＦ马氏体相变强化临界温度。 （18）Mf 有的文献以Mf表示奥氏体转变为马氏体的终了温度。 （19）MG 奥氏体发生热稳定化的一个临界温度。 （20）Ms 钢奥氏体化后冷却时，其中奥氏体开始转变为马氏体的温度，符号中的“S”是“始”字汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MH和英文书籍中的Ms。 （21）MＺ奥氏体转变为马氏体的终了温度，符号中的“Z”是“终”字的汉语拼音第一个字母，也就是俄文书籍中的MＫ和英文书籍中的Mf。 注：Ac1、Ac3、Ac4和Accｍ随加热速度而定，加热越快，其越高；Ar1、Ar3、Ar4和Arcm 则随冷却速度的加快而降低，当冷却速度超过一定值（临界冷却速度）时，它们将完全消失。一般情况下，Ac1＞A1＞Ar1，Ac3＞A3＞Ar3，Ac4＞A4＞Ar4，Accm＞Acm＞Arcm。
奥氏体化
奥氏体化？将钢件加热至临界点以上温度，使之转变为奥氏体，并获得均匀奥氏体组织 奥氏体的形成过程包含点阵重构和原子的扩散 奥氏体的性能：在钢的各种组织中，以奥氏体的密度最高，比体积最小，线膨胀系数最大，导热性能最差。故奥氏体钢在加热时应降低加热速度 各种临界转变温度的物理意义 Ac1：加热时珠光体转变为奥氏体的温度 Ac3：加热时先共析铁素体全部转变为奥氏体的终了温度 Accm：加热时二次渗碳体全部溶入奥氏体的终了温度 Ar1：冷却时奥氏体转变为珠光体的温度 Ar3：冷却时奥氏体开始析出先共析铁素体的温度 Arcm：冷却时奥氏体开始析出二次渗碳体的温度 奥氏体化过程要经历四个阶段： 1. 奥氏体晶核的形成 2. 奥氏体晶核的长大 3. 渗碳体的溶解 4. 奥氏体成分的均匀化珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均 匀必须有两个必要而充分条件：一是温度条件，要在Ac1以上加热，二是时间条件，要求在Ac1以上温度保持足够时间。 四、影响奥氏体形成速度的因素： 一）加热温度 (二)钢的碳含量’钢中含碳量越高，奥氏体的形成速度越快 (三)钢的原始组织\原始组织越细，A形成越快 钢中合金元素对奥氏体形成的影响主要有两方面： 一方面是合金影响碳在奥氏体中的扩散系数； 另一方面是合金元素加入改变碳化物的稳定性。 连续加热时奥氏体的形成与等温形成过程相比特点。 一、转变在一个温度范围内完成 二、转变速度随加热速度增加而增加 三、奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大 四、奥氏体起始晶粒大小随加热速度增大而细化 奥氏体晶粒度的概念有以下三种起始晶粒度本质晶粒度实际晶粒度 起始晶粒度: 奥氏体转变刚刚完成，即奥氏体晶粒边界刚刚相互接触时的奥氏体晶粒大小 实际晶粒度:钢在某一具体的加热条件下实际获得的奥氏体晶粒的大小称为实际晶粒度。 本质晶粒度: 根据GB/T6394-2002，即在930±10 ℃保温3~8h后所测得的奥氏体晶粒大小称为本质晶粒度。 A晶粒具有正常长大倾向的钢称为本质粗晶粒钢 A晶粒具有异常长大倾向的钢称为本质细晶粒钢 影响A晶粒长大的因素
奥氏体
奥氏体：奥氏体A或合金元素在γ-Fe中的固溶体。奥氏体晶粒一般为等轴状多边形，在奥氏体晶粒内有孪晶。奥氏体为面心立方结构，碳原子位于奥氏体晶胞八面体的中心，即面心立方晶胞的中心或棱边的中点。碳原子在奥氏体中的分布也是不均匀的，存在浓度起伏。奥氏体的晶格常数随着含碳量的增加而增加，这是碳原子溶入使晶格膨胀的缘故。当奥氏体中含有合金元素时，大多数合金元素如Mn,Cr,Ni,Co,Si等，在γ-Fe中取代铁原子的位置而形成置换固溶体。 奥氏体的特点：1,A是最密排的点阵结构，致密度高，故A的质量体积最小。转变成M形式时，体积膨胀2,点阵滑移系多，故A的塑性好，屈服强度低，易于加工变 形3,A是高温相，在室温下不稳定，但在钢中加入足够多的扩大γ-Fe相区 的化学元素，则可使A稳定在室温4。A具有顺磁性5,A的导热性差，线膨 胀系数最大，故可用来制造热膨胀灵敏的仪表元件。 奥氏体形成过程：奥氏体的形成是扩散性相变。分为四个阶段，即1，奥氏体形核，2，晶核向铁素体和渗碳体两个方向长大3，剩余碳化物溶解4，奥氏体成分 均匀化。奥氏体晶核是通过扩散机制形成的。 奥氏体的形成速度取决于形核率N和长大速度vg。温度越高，晶粒越细。 影响A形成速度的因素：一切影响A形核率和增大素的的因素都影响奥氏体的形成速度。 1.，加热温度：（1）奥氏体形成速度随着加热温度升高而迅速增大。转变孕 育期变短，相应的转变终了时间也变短。（2）随着奥氏体形成温度升高，形 核率增大速度高于长大速度的增长速率。因此奥氏体形成温度愈高，起始晶 粒度愈小(3)随着奥氏体形成温度升高，奥氏体相界面向铁素体的推移速度与 向渗碳体的推移速度之比增大。当奥氏体将铁素体全部溶解时，剩下的渗碳 体量增多。 2,钢中含碳量和原始组织的影响：(1)钢中含碳量愈高，奥氏体形成速度愈快 (2.)钢的原始组织愈细，奥氏体形成速度愈快。 3,合金元素的影响：(1)对扩散系数的影响。强碳化物形成元素，降低碳在奥 氏体中的扩散系数，因而减慢奥氏体的形成速度。非碳化物形成元素等增 加碳在奥氏体中的扩散系数，因而加速奥氏体的形成。(2)合金元素改变临 界点。（3）合金元素影响珠光体的片层间距，改变碳在奥氏体中的溶解度。 （4）合金元素在奥氏体中分布不均匀，扩散系数仅仅为碳的千分之一， 合金钢的奥氏体的均匀化需要更长的时间。 连续加热时奥氏体的形成特征：1相变是在一个温度范围内完成的。钢在连续加热时，奥氏体在一个温度范围内完成。加热速度愈大，各阶段转变温度范围均向高温推移， 扩大。2，奥氏体成分不均匀性随加热速度增大而增大。在快速加热情况下，碳 化物来不及充分溶解，碳和合金元素的原子来不及充分扩散，因而造成奥氏体 中碳，合金元素浓度分布很不均匀。3，奥氏体起始晶粒随着加热速度增大而细 化。快速加热时，相变过热度大，奥氏体形核率急剧增大，同时，加热时间又 短，因而奥氏体晶粒来不及长大，晶粒较细，甚至获得超细化的奥氏体晶粒。奥氏体晶粒长大：奥氏体终了化时，晶粒较细，随着加热温度进一步升高，时间继续延长，奥氏体晶粒将长大。每一个加热温度都有一个晶粒长大期，奥氏体晶粒 长大到一定大小后，长大趋势减缓直至停止长大。温度愈高，奥氏体晶 粒长大的愈大。无论加热温度，还是保温时间，奥氏体晶粒长大到一定 程度后则不再长大 钉扎作用：用铝脱氧的钢及含有Nb,V,Ti等元素的钢，钢中存在AIN，NbC,Vc,TiC等相微粒，这些相硬度很高，难以变形，存在于晶界上时，阻止奥氏体晶界移动，对晶界起