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低碳马氏体不锈钢淬火和分配处理中硅的作用

日期:2019-05-20 11:57

1、前言 

                            

201不锈钢板304不锈钢板厂家无锡鑫晟荣不锈钢2019年5月20日讯  由于与其它不锈钢相比,马氏体不锈钢的强度更大、磨损性能更好,所以马氏体不锈钢广泛用于制造轻微腐蚀环境中使用的机器部件。然而,其韧性和延性不足,不适用于结构用途。虽然可利用回火条件来控制马氏体不锈钢的机械性能,但是由于强度和延性之间的折中关系,要通过传统的回火来同时改进强度和延性很困难。

 

另一方面,大家都知道汽车行业使用的高强度低合金钢(H S L A),由于相变诱发塑性(TRIP)效应,这种钢的残余奥氏体可在不损失高强度的情况下增加韧性和延性。利用形成无碳化物的贝氏体的奥氏体淬火和分配(Q&P)处理来使大量的残余奥氏体在基体内弥散。最近作者根据该技术发展证明也可把淬火和分配(Q&P)处理用于低碳马氏体不锈钢(12Cr-0.12C-0.26Si-0.87Mn*钢)(*除非另有说明,否则本文中钢的化学成分均以质量百分比表示)。对钢进行淬火和分配(Q&P)处理后,获得了10%以上的残余奥氏体,显著地改进了其强度-延性平衡。

 

然而,对马氏体不锈钢,特别是这种马氏体不锈钢进行淬火和分配(Q&P)处理时,还有一些现象没有搞清楚。其中之一就是分配处理过程中的碳化物析出的动力学。在对低合金TRIP钢进行传统的淬火和分配(Q&P)处理时,为了不降低残余奥氏体的稳定性,必须要加入大量的硅(>1.0%)来抑制渗碳体析出,而以往研究中所使用的淬火和分配(Q&P)处理的马氏体不锈钢中硅的含量较低(0.26%)。这样,本文作者得出这样的结论,即就马氏体不锈钢而论,通过淬火和分配(Q&P)处理来形成残余奥氏体时并不一定需要硅。然而,由于渗碳体(M3C)会像在低合金钢中一样在12Cr钢中均匀形成,所以添加硅可能会对碳化物析出的动力学和马氏体不锈钢中的残余奥氏体量产生一些影响。为了开发马氏体不锈钢用的淬火和分配(Q&P)处理工艺,必须要定量评估硅的添加是否对碳化物析出动力学和奥氏体稳定性产生影响。

 

本研究的目的是利用不同硅含量的4 1 0钢来澄清硅在低碳奥氏体不锈钢的淬火和分配(Q&P)处理中的作用。本文根据残余奥氏体的稳定性和碳化物析出的行为探讨了利用淬火和分配(Q&P)处理造成的显微组织变化。此外,为了弄清楚低碳马氏体不锈钢中残余奥氏体的作用,我们通过进行拉伸试验检查了机械性能。

 

2、试验程序

 

本研究采用的是硅含量不同的三种马氏体不锈钢(410型)。这些钢的化学成分见表1所示。钢水在真空感应炉内冶炼,浇注成钢锭,在1473K轧制成16mm的厚板。从厚板切取的试样进行热处理,见图1所示。试样首先在1273K进行3.6ks的奥氏体化处理,然后淬火到Ms和Mf温度(淬火处理)间的“淬火中断温度(QT)”。在淬火中断温度(QT)保温0.06ks后,对试样进行加热,在723K保温0.06 ks~100 ks(分配处理),然后水淬到室温。在考虑硅含量的情况下,选择出各个试样形成残余奥氏体量最大的最佳淬火中断温度(QT),见下述。利用安装有温度控制系统的热膨胀测试仪检查了分配处理过程中的Ms和Mf温度和相变率,在试验中,测量Ms和Mf时使用的是φ5×4mm的圆形试件,测量相变率采用的是4mm×4mm×10mm的条形试件。利用光学显微镜(OM),带有场发射扫描电子显微镜的电子背散射衍射图形分析(EBSD/FESEM)和透射电子显微镜(TEM)检查了淬火和分配(Q&P)处理试样的显微组织。为了进行光学显微镜分析,对试样进行了机械抛光,然后在加入几滴盐酸的3%苦味酸中进行浸蚀。在室温条件下将进行EBSD和TEM检测用的箔片在10% 高氯酸和90%乙酸溶液中进行了电射流抛光。利用TSL取向成像显微技术(OMI)系统分析了通过EBSP获得的数据。利用公式(1)和(2)根据测量值I和标准值(12r-0.12C铁素体钢)Is间的饱和磁化比推算了残余奥氏体的体积分数f:

 

f [vol%] = (1 –I/IS )×100……………(1)

 

IS = 2.14 – 0.030([%Cr] + 1.8[%Si]+0.9[%Mn] + 3.6[%C])…………………(2)

 

还利用X射线衍射法测量了试样的晶格参数,在进行测量时,采用的薄板试样尺寸为10mm×10mm×1mm。

 

在3。3×10-3 mm/s的应变速率的情况下,使用Instron型试验机对尺寸为3mm×6mm×1mm的板形试样进行了拉伸试验,评估了淬火和分配(Q&P)处理试样的机械性能。

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3、结果和讨论

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3.1 淬火中断温度的优化

 

 

为了通过淬火和分配(Q&P)处理使残余奥氏体量达到最大,在分配处理后应使未产生相变的奥氏体中的碳浓度增大,来把Ms温度降至室温以下。12Cr-C钢的Ms温度是以以前研究中获得的碳含量参数的函数表示,另外,在本研究中利用膨胀测定法发现添加硅的影响为(-8 K/%Si)。这样,就获得了12Cr-Si-C钢用的,给出Ms温度的经验公式:

 

Ms [K] = 652 - 510 (%C) - 8 (%Si)…(3)

 

假定在分配处理过程中保持限制碳含量平衡(CCE)的话,那么根据公式(3),为了把Ms温度降低到室温,估计12Cr钢中的碳浓度必须富集约0.7%左右。由于本研究所用试样的碳含量约为0.12%左右,所以要使碳含量达到0.7%,需要富集6倍,这样,必须在分段淬火后把未产生相变的奥氏体的体积分数降低到17 vol%左右。可利用热膨胀曲线来确定淬火中断温度。例如图2显示了0.2Si钢的热膨胀曲线,给出了冷却过程中的马氏体相变。在这种情况下,确定淬火中断温度是在513 K。同样,还确定了所有试样的淬火中断温度。它们的曲线是根据硅含量和Ms及Mf温度绘制的,见图3。最佳淬火中断温度随硅含量的增加而降低,但是硅的添加量变化1%仅使温度发生8K的变化。

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3。2 利用淬火和分配处理获得的显微组织

 

 

在图3中给出的最佳淬火中断温度(QT)进行中断淬火后,在723 K的温度对所有试样进行了分配处理。为了在适当的处理时间(0。6 ks)内使奥氏体量达到最大,在以前的研究中确定了12Cr钢的分配温度。图4所示为淬火和分配(Q&P)处理试样中残余奥氏体随分配处理时间变化而变化的体积分数。虽然在直接淬火到室温(淬火状态)的试样中不存在残余奥氏体,但是残余奥氏体的体积分数随分配处理时间的增加而显著增加,并达到最大,然后在进行长时间处理后下降。清楚表明添加硅促进了残余奥氏体的形成。

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然而,即使是1Si钢,在任何情况下残余奥氏体的量也达不到17vol%的理想分数。另一方面,当硅含量增加时,达到最大体积分数的时间也趋于向长边移动。这说明,添加硅有助于增加残余奥氏体的稳定性。因此,在进行100 ks的长时间处理后,1Si钢中的残余奥氏体在10 vol%以上,但在0Si钢和0。2Si钢中的残余奥氏体不到5 vol %。

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图5所示为0.6 ks分配处理试样的取向成像图,在该图中,残余奥氏体的体积分数达到最大值。图5(a)、(c)和(e)中显示出有马氏体(bcc相)和残余奥氏体(fcc相),而图5(b)、(d)和(f)中仅显示有残余奥氏体。

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粗线(黑白)和虚线(白)分别标明原奥氏体晶界和原退火孪晶界。经确认在横穿退火孪晶界附近的残余奥氏体晶粒间有孪晶关系存在。在该图可看出,所有试样呈现类似的,由板条束和相似取向的板条束(packet and blocks)组成的板条马氏体结构,在所有试样中,结构的尺寸和形态的差异很小。而且,发现有非常小的残余奥氏体均匀地分布弥散在马氏体基体内和存在于板条束(block)、子板条束(sub-block)块或板条(lath)边界处。残余奥氏体晶粒的尺寸并不均匀,但每个试样中都有大量晶粒很难观察到。虽然随着硅含量的增加,这些晶粒的宽度会稍有增加,但它们的宽度约为1。5μm或更窄。我们还注意到利用OIM系统所获得的所有试样的残余奥氏体的体积分数要比利用饱和磁化测得的体积分数要小(图4)。这可能是由于在抛光后四周晶粒施加的约束的消除,试样表面上部分残余奥氏体转化为马氏体所致。

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3。3 在分配处理过程中残余奥氏体内的富碳

 

 

如图4和图5所示,尽管钢的Mf温度比室温要高,但在进行淬火和分配(Q&P)处理后形成大量的残余奥氏体。该结果说明,在分配处理过程中残余奥氏体内已发生碳的富集。为了通过试验展示碳的富集,在图6中按照分配处理时间绘制了晶格参数的曲线。由于奥氏体的晶格是通过间隙元素扩大的,所以碳的富集造成奥氏体相晶格参数的扩大。因此,有人根据图6所示的晶格参数的变化间接暗示残余奥氏体中的碳浓度在分配处理的初期快速增大,在约几百秒左右达到最大值,然后由于碳化物析出再次下降(见下面所述)。还要指出的是添加硅显著地阻止了残余奥氏体内碳浓度的降低,特别是1Si钢更是如此。碳浓度的变化与奥氏体体积分数的变化相当一致。

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在讨论硅对残余奥氏体量的影响前,必须要澄清奥氏体内的碳富集机理。在假定限制条件碳平衡(CCE)的理想淬火和分配(Q&P)处理时,碳富集是在马氏体相和奥氏体相的化学势相同前,碳原子简单地从马氏体相向未相变的奥氏体扩散造成的。然而,绝大多数淬火和分配(Q&P)处理的低合金TRIP钢在分配处理过程中从未相变的奥氏体相变成铁素体或贝氏体,碳富集是由转变相的喷射造成的,当奥氏体中的碳浓度达到T0成分,碳富集停止。这说明限制条件碳平衡(CCE)崩溃。另一方面,正如见证的12Cr-0.12C-0.26Si钢那样,因为大量的铬明显地抑制了分配处理过程中的相转变,所以马氏体不锈钢中实现了近CCE条件。为了证实本研究中所用试样的这种趋势,利用膨胀法对分配处理过程中的相变行为进行了评估。图7所示为随时间变化而变化的热膨胀(黑线)和温度(灰线)。以0.33 K/s的冷却速度将试样淬火到各自的淬火温度(QT),然后加热到723K的分配温度,保温时间:1.8 ks。如果在分配处理过程中试样造成贝氏体相变,就会在处理温度出现明显的体积膨胀;但是,在试样上测量的膨胀很小。根据膨胀比计算的相变分数表明0.2Si和1Si钢中有0.5~0.8 vol%的奥氏体转变为铁素体,而0Si钢在0.6 ks的保温时间(大致为峰值条件)中,约1.1 vol%的奥氏体转变为铁素体,比0.2Si和1Si钢稍多一些。在分配处理过程中,硅对延迟相变有影响。无论在何种情况,都可认为马氏体不锈钢的相变分数很小,以致于在723 K进行分配处理时几乎不发生贝氏体相变。这说明,在本研究中几乎达到了淬火和分配(Q&P)处理的理想条件,这与容易地造成贝氏体相变的低合金钢不同。

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3.4 分配处理过程中碳化物的析出和硅对碳化物析出的影响

 

 

为了使未相变的奥氏体中的碳富集,要抑制低合金TRIP钢中的碳析出,添加硅或铝是必不可少的。与此相反,我们以前报道过,由于铬延迟奥氏体中的碳化物反应动力学,马氏体不锈钢不需要添加硅。然而,事实是添加硅会明显地延缓分配处理后期的碳浓度降低,见图6所示,这样一来,添加硅可能会对马氏体不锈钢及低合金TRIP钢的碳化物析出产生抑制作用。图8和图9所示分别为保温时间为0.6 ks的,分配处理的0Si钢和1Si钢的TEM图像。发现在每种钢的残余奥氏体/马氏体界面有小型碳化物存在。应该是这种析出造成奥氏体中的溶解碳的消耗,使在淬火和分配(Q&P)处理后残余奥氏体溶解碳的降低。选择区域衍射(SAD)图形表明这些碳化物颗粒为M3C型碳化物,换句话来说,是渗碳体。而且还证明,随着硅含量增加,其尺寸变得更小,其体积分数下降。换句话说,添加硅延缓了析出。另外,就分配处理时间为0.6 ks的0Si钢而论,在马氏体基体中出现了M7C3型碳化物,大家知道在高铬钢中,这种类型的碳化物是在下阶段的回火中形成的,见图10所示。作为评估时效过程中碳化物析出率的试验方法之一,人们通常使用的是差分扫描量热(DSC)分析。图11所示为淬火状态的0Si钢和1Si钢在加热速率为0.25 K/s的连续加热处理过程中的差分扫描量热(DSC)分析曲线。

 

作为参考,同时给出了低合金马氏体(Fe-0.15C-0Si-0.99Mn)的结果。众所周知,碳钢在573K回火(阶段3)时渗碳体析出。我们发现在差分扫描量热(DSC)分析曲线中峰值明显对应渗碳体析出(见箭头所指),但是不同钢的峰值温度不同。虽然0Si钢的峰值温度与低合金钢几乎相同,但是1Si钢的峰值温度高得多,最多高70 K。另外,根据热生成量估算,1Si钢的析出量(0.075J/g)要比0Si钢的析出量(0.21 J/g)小三倍。这说明12Cr钢在回火过程中添加的硅抑制了渗碳体的析出。但是还要指出,这里检测到的行为并不适用于奥氏体的析出,而是适用于马氏体的析出。由于残余奥氏体量与残余奥氏体中的碳浓度相对应,奥氏体的析出率,特别是在晶界的析出率的重要性更大。尽管如此,大量数据表明12Cr钢与低合金碳钢类似,在高温时硅有抑制渗碳体析出的特性。

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3.5 淬火和分配(Q&P)处理的含硅马氏体不锈钢的机械性能

 

 

为了评估添加硅的低碳马氏体不锈钢中残余奥氏体量增加的作用,我们对淬火和分配(Q&P)处理的试样进行拉伸试验。所有淬火和分配(Q&P)处理钢的抗拉强度和总延伸率见图12所示。为了进行比较,图中还加入了传统淬火和回火(Q&T)的数据。表2列出了各个试样热处理条件和奥氏体的体积分数。它清楚表明,与传统淬火和回火(Q&T)处理的钢相比,淬火和分配(Q&P)处理钢改善了强度-延性平衡。特别是硅的添加对淬火和分配(Q&P)处理钢的抗拉强度有明显的影响;1Si钢的强度-延性平衡要比其它钢要好得多。根据这些结果,我们认为,添加硅来增加残余奥氏体和增进其稳定性对改进淬火和分配(Q&P)处理12Cr马氏体不锈钢的机械性能非常有效。

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4、结论

 

(1)淬火和分配(Q&P)处理对12Cr低碳马氏体不锈钢内形成残余奥氏体有效。由于高温时奥氏体的相变明显地受到铬的抑制,所以,在分配处理过程中似乎形成了近理想的限制碳平衡。

 

(2)当在马氏体不锈钢中添加最多1 mass%的硅时,会在分配处理过程中明显地延缓渗碳体的析出。结果,残余奥氏体显著降低,另外,还提高了残余奥氏体的热稳定性。

 

(3)与传统的淬火和回火钢相比,淬火和分配处理的马氏体不锈钢的强度-延性得到了改进。当硅含量提高时,残余奥氏体量增加,进一步改进了机械性能。

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