大型低碳合金钢锻件亚温淬火工艺参数的确定
～综述～
钢热处理的新工艺3
徐祖耀
上海交通大学材料科学与工程学院,上海200030
摘 要:钢经热处理后保存残余奥氏体可以改善钢件的塑性和韧性。在20世纪,我们在热处理中应用奥氏体热稳定化,有效地减小淬火(高速钢回火)时钢件的畸变。本文介绍Speer等近年来发展的钢热处理新工艺—淬火和分配(Q&P)处理,即含Si或A l的Q2P钢经淬火至M s-M f间一定的温度(QT)后,再在一定温度(PT,在淬火温度或者高于M s)停留,使碳由马氏体扩散(分配)至残余奥氏体,使其稳定化,增加最后淬至室温的奥氏体含量,改善钢件的强、韧混合性质。示例说明,钢经Q2P处理后显示良好的力学性质。实验表明,Q2P热力学模型“限制条件碳准平衡”(CPE,CCE)的限制假设条件常不存在。认为:在Q2P处理,尤其在较高温度、作较长时间分配处理时,宜以稳态平衡为理论基准,并计算各类可能相变的△G值,以预测可能发生的相变,包括碳化物的析出,γ→α,以及M(α)→γ。碳原子可能按扩散动力学在马氏体和奥氏体两相间分配。以Q2P处理为基础,本文作者提出淬火-分配-回火(Q2P2T)工艺,钢件局域的渗碳,以及高强度钢经碳分配等热处理新工艺。
关键词:钢热处理;奥氏体稳定化;淬火与分配;热力学;动力学
中图分类号:TG156.31 文献标识码:A 文章编号:100821690(2007)01200012011
New Processes for Steel Hea t Trea t m en t3
T.Y.H su(Xu Zuyao)33
(School of Materials Science and Engineering,Shanghai J iao T ong University,Shanghai 200030) Abstract:The retenti on of austenite after heat treat m ent may i m p r ove the ductility and t oughness of steel parts.I n 20th century,we app lied the ther mal stabilizati on of austenite in order t o reduce the defor mati on during quenching for steel parts(during te mpering for high s peed steel).This article intr oduces the ne w p r ocess(quenching and partiti o2 ning p r ocess)f or steel heat treat m ent devel oped by J.S peer et al,i.e,quenching at a te mperature bet w eenM s-M f, foll o wed by partiti oning treat m ent either at initial quenching te mperature or above M s,designed t o enrich the re main2 ing untransfor med austenite with carbon,escap ing fr om the martensite,thereby stabilizing retained austenite for Q2P steel containing Si and(or)A l,increasing the a mount of retaining austenite after last quenching at r oom te mperature and i m p r oving the combinati on of strength and t oughness of steel parts.So me exa mp les are taken t o illustrate that steels show g ood mechanical p r operties after treated with Q2P p r ocess.Ex peri m ents have shown that the assu med con2 strained conditi ons f or ther modyna m ical model of constrained carbon equilibriu m(CPE,CEE)often not exist during the partiti oning.It is suggested that orthoequilibriu m should be a theoretical base for partiti oning,es pecially at higher partiti oning te mperature for l onger ti m e.The△G values for different p r obable transfor mati ons should be calculated in order t o p redict the transf or mati ons which may occur,including the p reci p itati on of carbides,γ→αand M(α)→γ, during the partiti oning.Extent of carbon partiti on bet w een martensite and austenite may p r oceed according t o diffu2 si on kinetics.Based on the Q&P p r ocess,ne w heat treat m ent p r ocesses,such as quenching2partiti oning2te mpering (Q2P2T),l ocal carburizati on of steel parts as well as partiti oning treat m ent f or high strength steel are suggested Key words:steel heat treat m ent;stabilizati on of austenite;quenching and partiti oning;ther modyna m ics;kinetics
3I nvited p lenary lecture f or The9th Nati onal Congress on Heat Treat m ent,2007.33Seni orme mber(Seni or acade m i2 cian)of the Chinese Acade my of Sciences
收稿日期:2007201219
32007年第九次全国热处理大会特邀大会报告稿,作者E2mail:zyxu@https://www.wendangku.net/doc/af2045918.html,
1 绪言
马氏体钢的传统热处理工艺为淬火和回火。淬火形成强度较高的马氏体,回火则消除应力,自马氏体内析出碳化物以及残余奥氏体分解。以往的工作注意到:利用残余奥氏体来增加淬火钢中的塑性,如以奥氏体热稳定化(ther mal stabilizati on)原理[1,2]来减少钢件淬火时的畸变,如工具钢的无畸变淬火[3～5],以奥氏体在回火时稳定化的原理[6～10],减少高速钢在回火时的变畸等(或利用催化原理缩短回火时间)[9～12]。虽然一些工作已揭示:淬火过程中,在马氏体条间的残余奥氏体会增碳(碳由马氏体条向条间奥氏体分配[13])和含Si钢中贝氏体相变时碳会向奥氏体扩散,形成所谓无碳化物贝氏体[14];但一般由于淬火温度较低,以及回火时显著呈现其他相变,如碳化物析出,对碳由马氏体向残余奥氏体分配以稳定奥氏体未给予重视。受下例工作的启示:含Mn-Si的T R I P钢(相变诱发塑性钢)[15]的开发和含较高Si的钢经空冷形成贝氏体组织(无碳化物贝氏体,含贝氏体、铁素体及富碳奥氏体)[16],美国柯州矿校S peer[17]等将中碳高硅钢(0.35C21.3Mn20.74 Si)进行淬火后,再在M s-M f间一定温度等温,使碳由马氏体分配至残余奥氏体,以稳定残余奥氏体,提高钢的塑性和韧性,并提出其热力学分析[18]和动力学预测[19,20],称为马氏体型钢热处理的新工艺—“Q2P”工艺(quenching and partiti oning p r ocess,淬火与分配工艺)。和淬火-回火的传统工艺不同,Q2P新工艺为稳定残余奥氏体,应用钢中含Si,A l(甚至P)元素,以阻碍Fe3C的析出,使碳自马氏体分配到奥氏体,奥氏体因富碳,在再次冷却时不会转变为马氏体,为高强度钢兼具韧性提供新的有效工艺。本文介绍这种新工艺及其应用,对原作者提出该工艺的热力学和动力学加以评述,并按本文作者设想,对Q2P工艺加以扩展,提供参考和评议。
2 淬火-分配(Q2P)工艺概述
钢先经淬火至M s-M f间一定的温度,形成一定数量的马氏体和残余奥氏体,再在M s-M f间或在M s以上一定的温度停留,使碳由马氏体向奥氏体分配,形成富碳残余奥氏体。含Si,A l钢的淬火-分配工艺如图1[17,21]所示,其中,C i、Cγ和C m分别表示原始合金、奥氏体和马氏体的碳含量,QT和PT 分别表示淬火温度和碳分配温度。Mn2Si T R I P钢经奥氏体化后先在(α+γ)两相区保温,形成一定数量的铁素体和奥氏体(后经贝氏体相变),Q2P处理也可在(α+γ)两相区处理后进行,为在名称上将两者加以区分,称前者(图1)为均匀奥氏体的Q2P处理,后者称为(α+γ)的Q2P处理,QT=PT的称为一步(1-step)处理,QT≠PT的(一般PT>QT)为两步(2-step)处理。经Q2P处理后,钢的强韧性比TR I P钢、双相钢(DP)和一般淬火后的马氏体型(M)钢优越,如图2所示。0.19C21.59Mn21.63Si钢经Q2P处理(淬至240℃后经400℃分配30s),和经820℃两相区退火、形成25%的铁素体后应变硬化率n值的比较,如图3所示。图3中n
i
由下式计算所得:
n i=
ε
p
σ
dσ
dε
(1)
其中n i为增加的加工硬化指数,ε
P
为真范性应变,σ为应力。图3显示,经Q2P处理后n i值随应变呈正
值变化,符合T R I P钢应具备的性能。
图1 均匀奥氏体经淬火-分配(Q2P)处理
示意图(C i、Cγ和C m分别表示原始合金、奥氏体和马氏体
内的碳含量,Q T和PT分别表示淬火温度和碳分配温度) Fig.1Sche matic quenching and partiti oning(Q&P)heat treat m ent p r ocess fr om homogenous austenite(C i、Gγand C m re2 p resent the carbon content of the initial all oy,austenite and mar2 tensite res pectively,and QT and PT are the quenching and parti2 ti oning te mperatures,res pectively)
一些钢经Q2P处理后增高了残余奥氏体组织的量,如Fe-0.6C-0.95Mn-1.96Si钢经M s-M f 间(190℃)停留120s后再冷却至室温,其残余奥氏体含量>6%,而直接淬火的<2%[24],表示在M s -M f停留期间碳自马氏体分配至奥氏体使之富碳而稳定[23]。残余奥氏体量随Q2P处理中的保温温度和时间而改变。如用Q2P处理工艺对0.35C-1.3Mn-0.74Si钢(M s约为347℃)的实验[17],经一步处理(QT=PT)的结果如图4,经两步处理(PT =425℃>QT=300℃)的结果如图5所示[17]。图4中第一个峰值表示经碳分配使残余奥氏体量(和直接淬火作比较)升高。淬火温度QT较高时,马氏体量较少,由于碳的扩散率高,分配温度(PT)对碳
图2 TR I P 钢、双相钢(D P )、马氏体型(M )钢和Q 2P 钢板的总断后伸长率及其抗拉强度的对照 Fig .2Total el ongati on versus ulti m ate tensile strength f or
TR I P 、dual phase (DP )、martensite (M )and Q&P sheet steel p r oducts
.
图3 0.19C 21.59M n 21.63S i 钢经中间(双相区)退火、
相继经水淬或Q 2P 处理(中间处理后的铁素体量均为25%)后的加工硬化指数n 值
Fig .3I nstantaneous n values versus p lastic strain for a 0.19C 21.59M n 21.63Si steel,after intercritical annealing (dual 2phase ),f oll owed by water 2quenching,or after a Q&P heat trat 2ment (a mount of intercritical ferrite =25%for both conditi ons )
扩散的影响不大。但较低温度保温时,会由马氏体
析出碳化物(先为过渡型ε2碳化物,后析出渗碳体Fe 3C ),使奥氏体量减少,在较高分配温度下,奥氏体会分解(形成贝氏体或无碳化物贝氏体),即发生γ→α,使奥氏体量减少,或发生α→γ,使奥氏体含量增高。图4中出现第一个峰后,随分配时间的延长,由于析出渗碳体或奥氏体分解,奥氏体量减少后,经奥氏体富碳,奥氏体量又出现第二个峰值,随后又减小直至零值。图5中,QT =250℃时,奥氏体量(fr )较少(<2.5%),fr 随分配时间的变化测量不
准。当QT 为300℃时,可见fr 呈峰值后随分配时间的延长,由于上述的原因,fr 逐渐减少,直至零值(奥氏体含碳量不足以稳定至室温,在以后冷却至室温的过程中全转变为马氏体)。以后
Gerde mann [24,25]
也得到了类似的结果。
0.35C 21.3Mn 20.74Si 钢经Q 2P 处理后,其残余
奥氏体中的碳浓度如表1[17]
所示,可见碳分配使奥氏体显著增碳。表中理论预测的碳浓度(最大含量)因淬火温度的降低(马氏体量增大)而增高,比实验值低得多,原作者并未陈述计算和实验详情,仅指出其结果可能由于受成分梯度和碳化物析出等过程的影响所致
。
图4 0.35C 21.3M n 20.74S i 钢经一步(Q T =PT )
Q 2P 处理(920℃奥氏体化510s,冷至S n 2B i 盐浴)分
配温度和时间对残余奥氏体量的影响
Fig .4Effects of partiti oning temperature and ti m e on the amount of retained austenite,fr,in 0.35C 21.3Mn 20.74Si steel p r ocessed by the single step (QT =PT )treat m ent (920℃aus 2tenitizing f or 510s,foll owed by quenching in Sn 2B i salt bath )
Speer 等工作[21]
显示:0.19C 21.46Mn 21.96A l 钢(M s 约为473℃)经805℃两相区退火后,如含50%
奥氏体,其含碳浓度约为0.38%;再经淬火至284℃,奥氏体含量约为15%,又经300～450℃间分配处理,然后水淬至室温,其分配时间对在室温时的奥氏体含量的关系如图6所示,分配处理(时间和温度)
对残余奥氏体内的碳浓度的影响如图7所示
。
图5 0.35C 21.3Mn 20.74S i 钢经两步Q 2P 处理(Q T =260℃,
300℃,PT =425℃)分配时间对残余奥氏体量的影响Fig .5Effect of parti oning ti m e on the a mount of retained austenite,fr,in 0.35C 21.3M n 20.74Si steel p r ocessed by the t w o 2step treat m ent .(QT =260℃and 300℃,PT =425℃)
表1 0.35C 21.3M n 20.74S i 钢经Q 2P 处理后残余奥
氏体内的碳浓度C
γTable1Carbon concentrati on in retained austenite of 0.35C 21.30M n 20.74Si steel treated by Q&P p r ocess
处理工艺
一步处理(QT =PT )
两步Q 2P 处理
(PT =425℃)QT
260℃300℃320℃260℃300℃C γ测量值0.96～
1.600.97～1.491.23～1.581.50～1.521.47～1.52C γ预测值
0.91
0.59
0.47
0.91
0.
59
图6 0.19C 21.46M n 21.96A l 钢经Q 2P 处理,其分配时间对在室温时的残余奥氏体含量的影响
Fig .6Effect of partiti oning ti m e on final austenite fracti on in a 0.19C 21.46M n 21.96A l steel treated by Q&P p r ocess
.
图7 0.19C 21.46M n 21.96A l 钢经Q 2P 处理,其分
配温度和时间对残余奥氏体碳浓度的影响
Fig .7Effect of partiti oning te mperature and ti m e on carbon concentrati on of retained austenite in a 0.19C 21.46Mn 21.96A l
steel treated by Q&P p r ocess .
淬火温度(QT )决定马氏体含量,在较高的QT,形成较少量的马氏体,Q 2P 处理后,使稳定奥氏体的碳分配量不够,则奥氏体含碳量较低,冷却后残余奥氏体量较少;过低的QT,使淬火后残余奥氏体量较少,Q 2P 处理后,残余奥氏体含碳量可能较高,但最终的残余奥氏体量不高。一定成分的Q 2P 钢会有一定的淬火温度,呈现最大量的残余奥氏体(经分配后,其M s 在室温附近)。在不发生其它相变过程条件下,分配过程遵照碳扩散动力学进行;但分配时间较长、尤其在较高温度下,难免发生其他相变过
程,如上述碳化物的析出,以及γ→
α扩散型贝氏体相变及等温马氏体相变,甚至α→
γ逆相变等,影响奥氏体的含量和碳浓度。
相变诱发塑性(TR I P )钢经淬火2分配(Q 2P )处理后,具有相当塑性的同时,其强度较一般处理(双相区退火和贝氏体相变)显著提高。如0.19C 21.59Mn 21.63Si 钢经820℃-180s 及400℃-10s 一般处理后,0.2%屈服强度为503MPa,抗拉强度为1072MPa,均匀断后伸长率15.8%,总断后伸长率19.6%,残余奥氏体含量为7.1%;820℃-180s 及400℃-100s 后,屈服强度为493MPa,抗拉强度为905MPa,均匀断后伸长率24.8%,总断后伸长率29.4%,残余奥氏体含量为11.4%;而经820℃-180s 及一步Q 2P 处理200℃-10s 后,屈服强度达740MPa,抗拉强度达1424MPa,均匀断后伸长率8.5%,总断后伸长率10.9%;经950℃完全奥氏体化后,再经两步Q 2P 处理:220℃-3s 及350℃-10s,其屈服强度达1201MPa,抗拉强度达1483MPa,均匀断后伸长率4.7%,总断后伸长率
9.0%,残余奥氏体含量为2.6%;经220℃-3s及450℃-10s两步Q2P处理后,屈服强度为1247MPa,抗拉强度为1366MPa,均匀断后伸长率2.6%,总断后伸长率7.9%,残余奥氏体含量为2.9%;经820℃-180s两相区退火,再经两步Q2P 处理,200℃-10s及400℃-10s的,0.2%屈服强度为781MPa,抗拉强度为1179MPa,均匀断后伸长率9.9%,总断后伸长率12.8%,残余奥氏体含量为8.4%,奥氏体含碳浓度1.2%;经820℃-180s, 260℃210s及400℃-30s的,屈服强度为687MPa,抗拉强度为1088MPa,均匀断后伸长率13.9%,总断后伸长率18.8%,残余奥氏体含量为9.6%,奥氏体含碳浓度1.4%[22]。又如戎咏华和王晓东[26]揭示:0.19C21.5Mn21.5Si20.044Nb20.14Mo钢经780℃2 70s及425℃-70s一般TR I P钢处理后,得屈服强度为550MPa,抗拉强度为1020MPa,总断后伸长率约20%和n=0.22;而0.2C21.45Mn21.53Si钢经Q2 P处理:QT=200℃,PT=480℃-10s,水淬后得: R P0.2=740MPa,Rm=1050MPa,A=24%。钢经Q2 P处理后获得较好的强塑性结合在2006年韩国举行的先进结构钢国际会议上又经印证[27,28]。都显示Q2P处理的优越性在于马氏体提供强化,和残余奥氏体提供韧化(不详细计及碳化物析出的作用),正如图2所示。
Q2P处理用钢成分设计和TR I P钢有相同之处,即须含抑制渗碳体形成的元素:Si,A l(或P)。Si被认为在渗碳体中的溶解度很小,因此在碳化物生长的过程中扩散脱离[29],并有实验证明钢在回火时Si 被排斥到邻近的铁素体[30]。Si被认为在ε2碳化物中有较高的溶解度,因此它能够稳定ε2碳化物[31],但这尚待实验证明。A l被认为其有和Si相似的、能延迟钢回火的作用,但它对碳化物形成影响的研究较少。文献[25]形象地列出Si对渗碳体和过渡碳化物形成的影响,如图8所示。碳化物析出影响奥氏体的稳定性,参考该图还可以选择获得最大量残余奥氏体的最低分配温度。高强度钢中宜避免出现脆性组织渗碳体,因此须含适量的Si或(和)A l[32]。
3 淬火-分配(Q2P)工艺的热力学和动力学介评
Fe-C合金经淬火后呈现马氏体和残余奥氏体的混合组织,为趋向平衡状态,会分解成为一定成分和一定量的铁素体和渗碳体,在正常平衡条件下,体系呈最低的自由能态。Hutgren[33]对Fe-X-C
提
图8 S i对碳化物形成动力学的影响示意图
Fig.8Sche matic C2curves indicating the effect of Si all oy2 ing on carbide p reci p itati on kinetics
出的“准平衡”(Paraequilibriu m)态,指相变时每相中Fe/X原子比保持不变,仅碳原子作长程扩散(完成成分改变,使每相中碳势相等),而替代原子只作短程扩散,完成相界面移动,呈限制条件(Fe/X原子比保持不变)下自由能最低的平衡态。Speer等[18]设碳自马氏体向奥氏体分配完成的全过程中,马氏体-残余奥氏体的相界面保持不变(相界面上的Fe 或者X原子不作短程扩散),因此碳分配后的亚平衡态比上述准平衡态又多了一个限制条件。他们提出碳分配的热力学模型开始称为碳分配达到“限制条件准平衡”(Constrained Paraequilibrium)态,简称CPE,但相变中准平衡态有其严格定义(各组元在铁素体相和奥氏体相中的化学势相等,只是过程中替代原子不作长程扩散,仅碳原子作长程扩散达到的亚稳态),经与H illert和Agren[34,35]讨论后,改称为“限制条件碳准平衡”(Constrained Carbon Paraequi2 libriu m)态,简称CCE[36,37]。稳态平衡条件下,Fe2C 中,α和γ相在一定温度下的自由能-成分图如图9,由两相公切线可得该温度下两组元在α和γ相中的相等化学势,和两平衡相的浓度Xα
EQ
和Xγ
EQ
。对CCE,α和γ相内碳的化学势相等(活度相等),但每相中的Fe(及替代元素)原子保持不变,α和γ相内Fe的化学势不相等。如图10中Ⅰ和Ⅱ的两种例子(还有无数可能的α和γ相成分符合CCE,包括稳态平衡时的α和γ相)。
根据“限制条件碳准平衡”(Constrained Carbon Paraequilibrium)态的特征,在α和γ相内碳的化学势相等,Fe及合金元素质量守恒(Fe及替代元素在
图9
α和γ相稳态平衡时,由G i bb s 自由能-成分图公切线显示的组元在每相中的化学势和平衡相成分
Fig .9Sche matic Gibbs free energy VS .compositi on diagra m showing the common tangent constructi on rep resenting orthoequi 2libriu m bet w een ferrite and austenite
.
图10 G i bb s 自由能-成分图显示符合C EE 、即碳在α和γ相内的化学势相等,两个可能的α和γ相成分
Fig .10Sche matic Gibbs free energy VS .compositi on dia 2gra m showing t w o possible ferrite and austenite compositi ons sa 2tisfying the CPE (CCE )require ment that the che m ical potential of carbon is equal in the t w o phase .
每相中的原子数量不变,仅碳在两相中分配),由(1)合金成分、(2)一定淬火温度下,形成的马氏体的量和奥氏体量,一般可由Magee -Koistinen -Mar 2burger 公式
[38]
求得:
f
α
i
=1-exp [-1.10×-2
(M s -T q )]
(2)
(2)式中f α
i 为马氏体的摩尔分数,T q 为淬火温度
(本文的QT ),并由碳在α和γ相内的活度相等时,
对Fe 2C 合金须满足:
x γc =x α
c ?exp
76,789-43.8T -(169,105-120.4T )x γ
c RT
)(3)
上式中x y
c 和x α
c 分别表示碳在γ和α相内的摩尔分数,T 为温度,R 为气体常数。在碳分配前,奥氏体
(γ)和马氏体(α)的成分是相同的,即钢的碳含量
X c ,设原始淬火后(分配前)奥氏体的摩尔分数为f γ
i ,马氏体的摩尔分数为f α
i ,经分配后奥氏体的摩尔
分数和成分分别为f γCCE 和X γ
CCCE ,则按质量守恒,对铁,应有:
f αCCE (1-X γCCEX )=f γ
i (1-X C )
(4)虽然在分配中假定马氏体/奥氏体相界面不动,但碳原子在两相间的运动,必定会产生每相中原子
的调整,即摩尔分数的改变,设f γCCE ≠f γ
i ,忽略因碳的再分配使每个相的密度和点阵常数有所改变,并由此引起的弹性应变;对碳,由质量守恒,应有:
f αCCE X αCCCE +f γCCE X γ
CCCE =X C
(5)而
f αCCE +f γ
CCE =1
(6)
达到限制条件碳平衡(CCE )时,(3)式中X γ
C 即为X γ
CCCE ,X α
C 即为X α
CCCE 。由(3)至(6)式可求得我们
所需的4个未知数:分配终点时马氏体的碳浓度X αCCCE 及其摩尔分数f α
CCE ,和残余奥氏体的碳浓度
X γ
CCCE 及其摩尔分数f γ
CCE 。对含合金元素的钢,(3)
式应考虑合金元素对碳活度(或活度系数)的影响。对Fe -0.25C (wt%)和Fe -0.5C (wt%)合金淬火后(含一定量马氏体)经一定温度分配,温度对α和γ相最终成分的影响,分别如图11和图12所示。其中,由图12可见,Fe -0.5C (wt%)合金经淬火得75%摩尔分数的马氏体(25%残余奥氏体),再经400℃分配,在CCE 条件下,可得0.733摩尔分数的
残余奥氏体(0.267摩尔分数的铁素体),奥氏体的含碳量可达1.97%(wt%),铁素体的含碳量仅0.0015%(wt%),可见分配对奥氏体的增碳以及由此提高其稳定性具有重大作用。CCE 相成分受原始合金成分、原始相分数及分配温度的影响。一定原始条件下,CCE 铁素体内碳浓度随分配温度的增高而增加,CCE 奥氏体内的碳浓度随分配温度的增高,略呈降低。计算结果仅供参考;具体数据未必符合实际情况,但大体情况可归纳为:经Q 2P 处理后奥氏体分数较高于稳态平衡的,其含碳量应较低于稳态平衡的;一定淬火温度下,含碳量较高的钢中,分配后相内含碳量较高。
由计算所得X γ
CCCE ,可估算分配后残余奥氏体的M s,再由Koistinen -Marburger 公式计算分配后淬火至室温的残余奥氏体量,从而可得最终的残余奥氏体量。图13[24,25]
显示Fe -0.6C -0.95Mn -1.96Si (wt%)钢计算所得:经Q 2P 处理后残余奥氏体体积分数(γi 表示原始淬火后奥氏体体积分数,粗线表示最终在室温的体积分数γf ),原始淬火后及最终淬火后马氏体的体积分数(M i ,M fq ),以及奥氏体内碳含量(C%)。对Fe -0.19C -1.59Mn -1.63Si (wt%)
图11 Fe 20.25C (w t%)合金原始马氏体分数及分配温度对CC E 铁素体和奥氏体成分的影响
Fig .11Constrained carbon paraequilibriu m calculati ons for an Fe 20.2C (wt%)all oy,showing the dependence of CCE ferrite and austenite compositi ons on initial martensite fracti on (molar basis
)and partiti oning te mperature .
图12 Fe 20.5C (w t%)合金原始马氏体分数及分配温度对CC E 铁素体和奥氏体成分的影响
Fig .12Constrained carbon paraequilibriu m calculati ons for an Fe 20.5C (wt%)all oy,showing the dependence of CCE ferrite and austenite compositi ons on initial martensite fracti on (molar basis )and partiti oning te mperature .
钢也得到类似的结果[20]
。作者们认为以此来预测
获得最大量残余奥氏体的淬火温度。图14表示Fe 20.6C 20.95Mn 21.96Si (wt%)钢经淬火至140～210℃区间,再经500℃分配10s 后的奥氏体体积分数计算预测值和实验值的比较,可见出现最大量残余奥氏体的淬火温度略有差异,并测量所得的奥氏体量较低,作者认为可能由于发生其它过程使奥氏体内含碳量降低,减低其稳定性所致。
CCE 热力学模型的前提是Q 2P 过程中碳化物析出完全被抑制,并设限制条件:分配过程中相界面不移动,即不发生铁原子长程迁动的相变。但事实上,Q 2P 过程有碳化物析出,如0.6C -0.95Mn 21.96Si (wt%)钢奥氏体化后淬火至190℃停留120s,再淬火至室温后,发现在马氏体内已有碳化物析出;这钢经淬火至190℃,再在400℃作碳分配处理后,在马氏体条间形成较厚的残余奥氏体层,但经190℃淬火,再在250℃分配后,由于形成ε-碳化物,得到
较薄的残余奥氏体层
[25]
。
图4和图5[17]
所示的情况,和Fe -0.6C -0.95Mn
-1.96Si (wt%)钢相类似[24,25]
,显示Q 2P 过程中还可能出现其它相变。对Fe 2C 二元系,当不计碳化物析出时,淬火后马氏体内碳的化学势恒高于残余奥氏体内碳的化学势。经碳分配达到“限制条件碳准
平衡”(CCE )后,碳在两相中的化学势相等(μα
c =μγ
c ),但铁在两相中的化学势不一定相等,或(μα
Fe <μγ
Fe ),如图15(a );或者(μα
Fe >μγ
Fe ),如图15(b );或CCE 两相中的含碳量低于稳态平衡相中的含碳量,CCE 下α相的含量(分数)低于稳态平衡α相的含
量,即△G γ→α
<0,α相的含量将增加,即γ
α相界面向γ相迁动;或CCE 两相中的含碳量高于稳态平衡相中的含碳量,CCE 下α相的含量(分数)高于稳态平衡α相的含量,即△G γ→
α
>0,γ
α相界面将向α相迁动,即α相将转变为γ相,按本文作者对贝氏
体相变的定义
[39]
,当γ→
α时存在Fe 原子的长程扩
图13 Fe20.6C20.95M n21.96S i(w t%)钢经Q2P处理后残余奥氏体体积分数及其含碳量及马氏体的体积分数(粗线表示最终残余奥氏体体积分数)。C%:奥氏体内碳含量, M i:原始淬火后马氏体的体积分数,γi:原始淬火后奥氏体体积分数,M fq:最终淬火形成马氏体的体积分数,γ
f
:最终的残余奥氏体体积分数。
Fig.13Predicted volu me fracti on and carbon content of re2 tained austenite and volume fracti on of martensite,after Q&P treate ment for an Fe20.6C20.95Mn21.96Si steel(The s olid line gives the final austenite fracti on at r oom te mperature);C%:car2 bon content in austenite;M i:volu me fracti on of martensite after inital quench;γi:volu me fracti on of austenite after initial quench;M fq:martensite fracti on after final quench t o r oom te m2 pertare;γf:final austenite fracti on.
散迁动,即呈贝氏体相变。最近钟宁等[40]对0.2C2 1.45Mn21.53Si钢经900℃-180s奥氏体化,淬火至250℃,再在480℃经分配6s或80s,两者的SE M显微图象显著改变,TE M显微组织显示γ α相界面由分配6s时的平直界面改变为弯曲,X射线衍射显示残余奥氏体量由4%减至极少量,γ α相界面在比较长时间分配等温过程中确实迁动,即出现铁原子的扩散迁动(不考虑合金元素的迁动)。Speer等[41]对这个实验结果表示认可,认为这对Q2 P处理后显微组织的预测更趋复杂化。
为预测Q2P处理后马氏体(α)和残余奥氏体(γ)的碳浓度及它们的分数(以杠杆原则测定),尤其经高温、长时间的分配处理的,宜以参考稳态平衡(对Fe-C,以图9)为准。为预测在分配处理温度下的相变,则须分别计算:△G M→α+Fe3C,△G M→α+ε(η),△Gγ→α+Fe3C,△Gγ→α+ε(η),△Gγ→α+γ′及△G M→γ,其中M及α分别指马氏体和铁素体。
参考马氏体回火图14 Fe20.6C20.95M n21.96S i(w t%)钢经淬火至140～210℃后,再经500℃分配10s、残余奥氏体体积分数预测值和实验值的比较
Fig.14Comparis on of the calculated maxi m u m volu me frac2 ti on of retained austenite achievable by full partiti oning over the quench te mperature range140～210℃and the final volu me fracti on of austenite measured after partiti oning10s at500℃foll owing this quenching te mperature range in an Fe20.6C2 0.95Mn21.96Si steel.
热力学[42,43]及奥氏体中温相变热力学[44],期望能研制出钢经Q2P处理的热力学软件,如能综合上述过程的动力学模拟,由此预测钢经Q2P处理后存在的相以及各相的成分和相对量,该软件当更具价值。
由于碳的扩散率高,一般在较高分配温度(高于M s),如400℃下,碳约在1s时间内就完成由马氏体分配至奥氏体,约10s时间在富碳的残余奥氏体内均匀化,如Rizz o和Ed monds等[19,25]对0.19C21.59Mn21. 63Si钢(900℃奥氏体化,淬至293℃,形成68%马氏体)经400℃分配处理,假定马氏体片厚0.3μm,片间残余奥氏体厚约0.14μm,碳以垂直于γ α相界面方向向奥氏体分配,假定相界面上碳势平衡[45],以D I CTRA软件[46]作计算,结果如图16所示。
当分配处理时间较短,单纯考虑碳的分配动力学,其情况较为简单。
4 淬火-分配-回火(Q2P2T)工
艺及其他工艺
本文作者将新工艺Q2P处理加以推广,提出淬火-分配-回火工艺及其他热处理新工艺,应用于钢件的生产。发展高强度钢是目前一项较迫切的任务,利用碳分配使奥氏体稳定,以提高塑性和韧性,
图15 自由能-成分图以公切线法表示Fe -C 合金中两相内碳的化学势相等、但铁的化学势不等(a )两相成分(碳浓度)
低于平衡态,铁在α相的化学势低于γ相的;(b )两相碳浓度高于平衡态,铁在γ相化学势低于α相的
Fig .15Sche matic tangent intercep ts showing ferrite and austenite compositi ons having equal che m ical potentials for carbon,but unequal f or ir on .Note that in (a )the phase compositi ons are dep leted in carbon relative t o equilibriu m and the chem ical potential of ir on is l ower in ferrite than in austenite,while in (b )the phases are carbon enriched relative t o equililbriun,and the che m ical potential of ir on is l ower in austenite than in ferrite
.
图16 0.19C 21.59M n 21.63S i (w t%)钢经400℃分配处理0.0001,0.001,0.01,0.1,1和10s 后,马氏体片
(a )和邻近奥氏体片(b )半片宽度中心(左首O 点)至相界面(右首)不同垂直距离(×10-8
m )的碳浓度
(w t%×10-4(a )或×10-3
(b ))计算结果。
Fig .16Calculated results of the carbon concentrati on p r ofiles in wt%(in (a )×10-4,in (b )×10-3
)nor mal t o the p lanar interface
for (a )a martensite p late and (b )an adjacent austenite p late 2shaped regi on,for ti m es of 0.0001,0.0001,0.01,0.1,1and 10s,in
Fe 20.19C 21.59Mn 21.63Si (wt%)steel partiti oned at 400℃.(Both figures rep resent a half 2p late which in meters (×10-8
),with
centre on the left and interface on the right .)
按传统的回火工艺,还可以利用碳化物(而不是Fe 3C )的弥散析出为强化作进一步贡献。在上述对Q 2P 处理的文献报道中,也发现在分配过程中存在ε2碳化物的析出。作者设想,有意识地在Q 2P 钢的成分中加入一些复杂的碳化物形成元素(Q 2P 钢内必具阻碍Fe 3C 形成的元素Si,A l ),并有意识地在
△G M →ε=0及(或)△G M →k
=0温度以下保温(可选择为淬火温度或分配温度),暂称为淬火-分配-回火工艺,建议试行。
分配工艺可用于钢件表面或特殊部位(使该部位在淬火时不发生相转变)略为增碳,提高该部位
的强度,代替渗碳;如创造条件较大程度增碳使奥氏
体呈稳定化时就呈现韧化效应;钢件淬火后需提高韧性的,均可加入分配工艺,以有效地改善韧性;这些新工艺值得在钢热处理生产中试用。
5 结语
钢经热处理后保存残余奥氏体可以改善塑性和韧性。以往仅以奥氏体的热稳定化减小淬火(高速钢在回火)时的畸变。由T R I P 钢热处理中,碳由铁素体向奥氏体分配,和无碳化物贝氏体形成的事实,近年国际上发展的钢热处理新工艺———淬火和分配(Q&P )处理:含Si 或A l 的Q 2P 钢经淬火至M s -M f 间一定的温度后,在一定温度(在淬火温度或者高于M s )停留,使碳由马氏体分配至残余奥氏体使其稳
定,以提高钢件的强、韧混合性质,为高强度钢件的生产作出重要贡献。应用Q2P处理,较一般的热处理,提高了钢中最终的残余奥氏体量。残余奥氏体最终的含量及其含碳量决定于淬火温度和分配温度及时间。Speer等提出的Q2P热力学模型“限制条件碳准平衡”(CCE)有其限制前提:不发生γ/α相界面迁动及不析出碳化物和不产生其他相变。但现实情况,尤其在较高的温度下停留较长的时间时,这些限制条件可能失效。本文作者建议在分配温度下宜用γ-α两相稳态平衡为热力学基准,并计算各种相变的△G 值来预测相变的可能性。在较高的温度(如高于M s)下碳较迅速的分配,动力学较单纯,长时间分配使情况变为复杂。由Q2P处理扩展,提出淬火后经碳分配及ε-碳化物沉淀(回火)处理,称为淬火-分配-回火(Q2P2T)工艺,以提高钢的强度;淬火时保护某一部位(如表面)使其呈奥氏体态,在淬火后经碳少量分配以作为增碳,再淬火以提高强度;以及对高强度钢为增加韧性进行一次碳分配等新的热处理工艺。
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