低碳钢部分奥氏体化后在淬火和分配热处理过程中的微观组织演变

1、低碳钢局部奥氏体化后在淬火和分配热处理过程中的微观组织演变低碳钢局部奥氏体化后在淬火和配分热处理过程中的微观组织演变通过对含铝质量分数为1.1%的一种低碳钢进行热处理,研究了淬火和配分过 程.局部奥oC热处理过程为在900氏体化随后快速冷却至125-175oC温度范围内 进行淬火,紧接着在250oC和350oC条件下进行不同时间的等温淬火配分过程. 通过光学和电子显微镜,电子背散射衍射装置 EBSD,磁化强度测量,和X射线衍 射装置观察到不同阶段回火后形成的由双相铁素体,剩余奥氏体,贝氏体和马氏体 形成的多相微观结构.当配分温度为 350oC保温100秒试样中得到数量相当多的残 余奥氏体.实验

2、结果解释的建立基于马氏体回火,贝氏体转变,和碳从马氏体到奥 氏体分配动力学计算的概念之上.1引言相变诱导塑性TRIP钢通常由临界区退火快冷至贝氏体转变区得到铁素体,贝 氏体和剩余奥氏体微观结构的热力学过程被生产出来.在贝氏体转变过程中,碳化 由于碳被保存下来,在室温下物的形成受到抑制,是由于合金元素如硅铝的影响；奥氏体富含碳.保存的业稳奥氏体被认为是有益的,由于相变诱导塑性现象在 变形过程中能对材料成型性和能量吸收提供重要的助力.1,2最近,Speer等人在含相当数量残留奥氏体微观结构的多相钢开展中提出了一种新奇的热处理的概念,所谓的“淬火和配分Q,P过程.Q,P过程由第一步淬火淬火工艺温度低

3、于马氏体起始相变M温度,但是高于马氏体转变终了温度sM,以形成马氏体和奥氏体的混合物,和随后的等温热处理分配工艺,分配f在同一温度一步热处理或者更高的温度两步热处理为了将碳从过饱和马氏 体转移到奥氏体.在此热处理过程中,合金元素如硅和铝再分配过程中被用来预防 碳化物的析出,由于碳化物的析出意味着碳的沉淀,也意味着奥氏体稳定化不复存 在.结合先前的局部奥氏体和该热处理,得到由铁素体,碳耗尽的马氏体和富碳残3,4余奥氏体组成的显微组织.此微结构可导致机械性能的一个有趣的组合,良好的成形性,由于剩余奥氏体 TRIP效应作用的结果,而强度比以前的 TRIP 钢的高,由于存在马氏体,而不是贝氏体.充分的

4、Q,P热处理工艺设计要求了解所有能影响材料最终微观结构的现象.大多数致力于Q,P热处理过程的研究都始于完全奥氏体化5,6.局部奥氏体化的使用很少.因此,热处理始于局部奥氏体化下 的Q,P进程中现象影响微观结构的实验证据是不充足的.在这项工作中,Q,P进程将含铝质量分数为1.1%的低碳钢,通过局部奥氏体化,然后淬火至125?, 150?,或者175?并且分配温度为250?,或者350?下保温不同时间.化学成分类似于特定 TRIP钢化学成分的钢的使用将帮助评价这种化学成分是否适合应用到 Q,P工艺中,微观结构 通过光学电子显微镜,磁力测量,和 X射线衍射仪进行分析.结果说明微观结构变 化伴随着整个

5、工艺过程,但是集中在剩余奥氏体上.2实验过程在这项工作中使用的材料的化学成分示于表 1.接收的商业材料是由铁素体, 贝氏体和剩余奥氏体多相微观结构组成的 1.2毫米厚的薄钢板.除去镀锌层后,膨 胀法测定试样尺寸为1 X 5X 10立方毫米的试样被加工出来.DT1000高分辨率膨胀计AdamelLhomargySAS鲁瓦西昂布里,法国被应用到热处理试样上.施加于试 样的热日程表被显示在图1.试样以5?/s的速度加热,至900?保温10分钟,使之 局部奥氏体化,然后以100?/s的速度冷却至125?,150?,175?得到局部马氏体化的 微观组织.淬火至室温前试样被重新加热至250枫350?并保温

6、不同的时间.为了选择适宜的淬火温度,局部奥氏体化后对应于剩余双相奥氏体的Ms点是由膨胀计从直接淬火处理测量得到图2,从而导致M=260?还观察到一个新相的形成.上 述S将在下面的第三局部进行说明,这种新的相位被确定为外延铁素体.表1所研究的钢的化学成分质量白分数C Mn Si Al P0.19 1.61 0.35 1.10 0.097 将试样按通常的方法研磨和抛光.由 De等人在蚀刻过程中提出的建议被 应用到通过光学显微镜观察的样品当中.该蚀刻过程由在5%£硝基酚溶液中用几滴盐酸20秒的第一蚀刻,接着通过在10嘟业硫酸氢钠水溶液8秒进行第二蚀 刻的一个两步骤的过程.标本用 5%肖酸洒

7、精溶液蚀刻后再用在15千伏运行下的 JEOL*JSM-6500期发射枪扫描电子显微镜FEG-SEM进行分析.与的,使用氧化物抛光溶液OPS的悬浮液最终抛光0.5毫米.对于一些选定 的标本进行金相电子背散射衍射EBSD脸查.最后的样品准备步骤是电解抛光,电 解液组成为78毫升高氯酸,90毫升蒸僻水,730毫升乙醇,100ml 丁基乙二醇混 合而成,在在40V的电压下的电解抛光10秒.将试样通过连接到一个诺瓦 600Nanolab双束聚焦离子束显微镜FEI公司,希尔斯伯勒,OR如有FEG-SEMS筒 的取向成像显微镜进行分析.在以下条件下进行分析:20千伏的加速电压,工作距离为7毫米,70度的倾斜

8、角,和50nm步长.在EBSDM量中进行样品横截面的测量,在垂直于所述薄片法线方向的平面内进行,通过HKL件津仪器,Abingdon,UK很供通道5的软件技术进行方位数据测量.用于磁测量的边长为1.0毫米的立方体试样使用放电加工机从膨胀测定试样上 加工出来.经尼克尔样品技术和国际标准协会校准的A7307振动样品磁强计(LakeShore Cryotonics,Westerville,OH)被用在实验中.用这种设备,测定在室温下所施加的磁场从2.0到-2.0T逐步变化的磁化曲线.饱和磁化强度值是通过拟合实验 获得的磁化曲8 线的饱和度的方法来得到.根据公式M, , satf,1, 1 M , ,

9、 satf每个试样的剩余奥氏体的体积分数,决定于含残f余奥氏体试样的饱和磁化强 度值My8 sat( y )和无奥氏体试样的Msat(f)的比值.系数6是通过如下关系得到 的,Msat1-ff, , , ,2 Msat ,9 f 0是无奥氏体试样中存在的渗碳体的体积分数,Msat a是铁素体的饱和磁化强,度10,11Msat 0是渗碳体的饱和磁化强度,无奥氏体试样是是含奥氏体试样在 600视火一小时后得到的.为了确定奥氏体的平均碳含量,X射线衍射实验在配有一台BrukerVANTECB置敏感检测器的Bruker型D8-超前衍射仪(布鲁克AXS Karlsruhe,德国),上进行.在实验中,钻

10、Ka辐射被使用;2 9范围从30至135 度,将利用含有(111) , (200) , (220) , (311)的奥氏体进行反射,使用0.05度的 步长进行扫描.奥12 氏体晶格参数aT确实定使用科恩的方法,由每个奥氏体反射的峰值位置确定.奥13氏体的碳浓度Xc使用以下关系而获得a,0.3556 , 0.00453x , 0.000095x , 0.00056x ,cMnAl3 其中 Xc, XMrffi X是碳,铤和铝在奥氏体中的质量浓度白分比.硅和磷的影分别是Al响等式2中不考虑.虽然与碳含量的影响相比,置换元素对晶格参数的影响是小的,但这一点可以由式3看出.这一计算结果说明,碳含量在奥

11、氏体中的平'£B 岳mQ£ewoEramct图2从临界条件下以100?/s的冷却速度直接淬火得到的试样的膨胀曲线3结,光学显微镜图3为试样淬火至175?分配温度为350?保温3秒和1000秒的光学显微镜显微 照片.这些显微照片在这里用来描述不同淬火和分配温度条件下常见的微观结构细 节.7根据De等人的研究工作他们研究中通过揭示白色岛状物完全不同于铁素体 相来鉴定在TRIP和双相微观结构中的剩余奥氏体,然而正如先前的研究分析,应 用这种成果于该材料中从金相学来区分马氏体和奥氏体是行不通的.在目前情形 下,剩余奥氏体和未回火马氏体被观察到为浅色的岛屿分布在铁素体基体上,

12、而回 火马氏体和贝氏体那么是深颜色,由于显微组织更细,并在某些情况下,能观察到析 出碳化物的存在.从这些图中可以看出,配分时间为3秒的试样中的未回火马氏体和剩余奥氏体混合物的量比配分时间为1000秒的试样中未回火马氏体和剩余奥氏体的混合物的量多；另一方面,配分时间为1000秒的试样中回火马氏体和贝氏体的 含量更多.这个观测结果与发生的事实相符,随分配时间延长,常规马氏体回火过 程中会发生诸如马氏体中碳化物析出和奥氏体分解成贝氏体.这个观测结果将在接 下来的3- B局部进行分析.在图3(a)和(b)中,铁素体是能活楚地观察到的白色 基质,但是更为详尽的观察显示,铁素体区域内有非常好的边界将其分割

13、成完好的 更为细小的铁素体晶粒.当进行第一次快冷临界热处理时,对应于靠近奥氏体/马氏体晶粒的铁素15,16体区域中的铁素体从现有铁素体处生长(所谓的外延铁素体)关于该材 料中外14 延铁素体形成详细的特性描述在别处也可以找到.此外,外延铁素体更为 详尽的形成细节将在接下来的3 - B,3 - C局部呈现.光学显微镜中的观察结果显示了每个 Q&涤件下存在丁试样中的微观结构.然而,光学显微镜不提供微观细节小丁几微米的,因此,扫描电子显微镜已被用丁这 些目的.图3经淬火至175?,配分时间为350?,配分时间为3s(a)和1000s(b)的Q&P 热处理工艺后的微观组织,电子扫描显微

14、镜外延铁素体,也可以通过扫描电子显微镜区分.作为一个例子,图4所示为由FEG-SE晰观察到的试样淬火至125?, 350?保温10秒回火后的显微结构.由于不 同的地形,外延铁素体明显和双相铁素体区分开来.这意味着双相铁素体和外延铁 素体对5%肖酸乙醇腐蚀液蚀刻时具有不同的响应.这些不同是由丁每种铁素体中 置换合金元素有特定的组成,由于在有奥氏体的准平衡条件下,当快速冷却时,夕卜 延15,17铁素已经长大,而合金元素的分配在两相区退火期间可以在到达一定 程度.从扫描电子显微镜观察,配分温度为 250?,各个淬火加热温度条件下观察到的 微a)和(b)所示为试样淬火至125?,配分观结构没有实质性的

15、差异.特别地,图 5(温度为250?保温3秒和100秒的显微结构.这些图片的比照说明,配分温度在250?,保温时间在100秒内没有得到任何实质性的回火马氏体组织.然而在此温度(250?)下,配分时间为1000秒,在试样中能看到碳化物的析出,正如图 5(c)和图 5(d)所示,其中试样被淬火至125?.在350?下发生的回火现象马氏体特征与 250?时马氏体特征不同,此外350?条 件下碳从马氏体到奥氏体分配速度比 250?下碳的分配快.这些过程中动力学变化 由试样配分温度为350?条件下的微观结构特征来反映.在这方面,图 6(a)所示为 试样在125摄氏度淬火,350?配分,保温时间为10秒的

16、显微结构,可以观察到铁 素体基体上片状的未回火马氏体和回火马氏体组织.在图6(b)中示出一片状回火马氏体的放大图,可以看到析出的碳化物.这两个数据提供证据说明,配分温度在 350?,保温时间10秒,有足够的时间来启动微结构的回火.在150? 175?#火之后可观察到类似的行为.在350?配分1000s后,在所有的试样中均可观察到贝氏体.所得的贝氏体组 织,如图7所示,通过由最终淬火过程中形成的残留奥氏体或马氏体的膜别离而形 成贝氏体铁素体板.图7(a)显示了淬火至150?C,试样在350?配分1000秒后高分 数贝氏体的显微结构.图7(b)为绘制在图7(a)中的方形区域的放大显微照片,示 出在

17、贝氏体中剩余奥氏体的分解细节.图 7(c)和(d)分别示出了淬火至125?和 175?,配分温度350?,保温时间1000秒后的试样中贝氏体的存在状态.在所有观 察到的情况中,贝氏体铁素体板远离内部的渗碳体颗粒,这是上部贝氏体的特征.图4由FEG-SE晰观察到的试样淬火至125?, 350?保温10秒回火后的显微结构.a中正方形区域的放大图为图b.EF为外延铁素体,IF为双相铁素体,TM 为回火马氏体,RA/Uha剩余奥氏体或未回火马氏体图5试样淬火至125?,配分温度为250?,配分时间为3sa , 100sb, 1000sc和d条件下的FEG,SEhfi微照片.;中正方形区域的放大图示丁图

18、,中,表示含碳化物析出的片状回火马氏体图6 a中正方形区域被放大在b中,展示了含碳化物析出的片状回火马氏体.图7配分温度为350?,保温时间为1000s条件下试样的FEG-SE唯微照片：(a) 试样淬火至150?条件下的微观组织,(b)为对应丁图(a)正方形区域中的贝氏体详 图,(c)试样淬火至125?条件下的贝氏体图片,(d)试样淬火至150?条件下的贝氏 体图.(UB是上贝氏体,TM是回火马氏体,RA/U泓剩余奥氏体或未回火马氏体)C电子背散射衍射为了支持一些提到的显微结构特征,对淬火至150?,配分温度为350?,保温时间分别为10s和100s的试样进行的EBS协析.图8(a)表示试样淬

19、火至150?,在350?配分,保温10s条件下的电子扫描显微 镜图像,图8(b)表示的是与图(a)对应的EBSLfi描图像.特别地,图8(b)是结合 带的比照(BC)的映射和颜色编码的相图,其中蓝色对应丁体心立方晶格,红色对应 丁面心立方晶格,深色区域对应丁一个非常低的BC最可能说明是马氏体.观察到等轴形貌的剩余奥氏体非常接近马氏体,铁素体的边界附近.类似的的数字组合被显示在图 9中,其中试样淬火到150?,配分在350?,保 温时间为1000秒.在这种情况下,观察到薄膜状形态的奥氏体由铁素体所包围. 在形态和尺寸上类似此微结构如图 7所示被鉴定为贝氏体.配分时间10秒条件 下,未观察到奥氏体

20、的形态,上一节中 3-A, 3-B微观解释更加说明了这一点.图9(a)中的箭头表示存在的外延铁素体.图 10(a)表示在图9所示根底上组合 BC和取向图像分析的微结构图.很显然,外延铁素体与周围的铁素体晶粒有共同 取向.此外,沿图10的(a)所示的黑色直线所指的点到原点进行取向差分析,点 1 为分析的起始点.所得的取向差曲线如图10(b)所示.分析了到达双相铁素体和外延铁素体之间的边界时,两个相邻的铁素体晶粒问 的取向差不显示显著变化.这个观察证实由双相铁素体在没有成核的情况下生长形 成外延铁素体.图8试样淬火至150?,配分温度350?,配分时间10s条件下的EBS协析图:(a)二次电子扫描

21、图像分析;(b)是在(a)根底上结合带的比照(BC)和颜色编码的 相图.其中蓝色对应体心立方晶格,红色表示面心立方晶格,较深的区域对应一个 非常低的BC最有可能是马氏体.图9试样淬火至150?, 350?配分1000s条件下的EBS所析图:(a)二次电子扫 描图像分析(b;)其中蓝色对应体心立方晶格,红色表示是在 (a)根底上结合带的比照(BC)和颜 色编码的相图.面心立方晶格,较深的区域对应一个非常低的BC最有可能是马氏体.(hl图10结合带的比照(BC)和定向图象技术的微观组织分析图,(b)为沿图(a)所 示线的取向差测量图DX射线衍射和磁测量在Q,P工艺所需的目标之一是获得具有足够的体积

22、分数和足够碳富集的剩余奥 氏体多相微观结构.因此,描述剩余奥氏体的体积分数和碳含量在本次研究有无与伦比的重要性.di g 1浇-* »心七 wi：W m riK4 KDDQ«.-EH.t£:*tg'USE6?14«-Ji'Lf fiwtfFIW,1# 弋工*1 m 匚1C!«0IC3&T|if Illjl Ti -iiw *fe|图11配分温度为250?的Q&FB处理工艺条件下剩余奥氏体的体积分数(a)和 剩余奥氏体中的碳含量(b);(c)和(d)分别为配分温度为350?条件下的试样中剩余 奥氏体体积分数和剩余奥

23、氏体的碳含量.水平实线代表直接淬火试样的相应测量值 阴影区域表示该测量的估计误差.图11(a)和(b)分别表示出了试样中剩余奥氏体(由磁化方法测量)的体积分数和 剩余奥氏体中碳含量(由X射线衍射)与配分时间的关系,其中试样的配分温度为 250?.水平实线代表样品直接淬火时相应的测量值.所有的淬火温度和配分时间下 测得的剩余奥氏体的体积分数相当接近丁试样直接淬火测定的值,为 0.03和0.06 之间的数值.含碳量测量值也接近丁直接淬火试样得到的值,且随着配分时间增 加,该值近似保持包定.在配分时间为1000秒的情况下该值仅有稍微减少的倾向.用相同的方法测得的试样在热处理配分温度为350?下的的结

24、果表示丁图11(c)和(d)中.在这种情况下,每个淬火温度下观察到的一些常见的趋势为：配分时间 为3秒和10秒条件下,所测得的试样中剩余奥氏体的体积分数和奥氏体中碳含量与试样直接淬火所得的值相近,配分时间为 10秒的试样与配分时间为3秒的试样 相比,剩余奥氏体的体积分数有些微的下降；(2)配分时间为10秒的试样中奥氏体 体积分数有了大幅提升,而试样中的碳含量没有变化 ；(3)配分时间为1000秒的试 样中奥氏体体积分数下降,奥氏体中碳含量有了明显增加.4分析讨论,业温区冷却900?局部奥氏体化后使用MTDAT削家物理实验室,英国Teddington)计算测 得残留铁素体的体积分数为0.34.然

25、而,实验发现铁素体的量为 0.74?0.05 ,这比 从该计算预期的量大了几乎2倍.这个重要的差异源于外延铁素体的形成.在配分步骤前,热处理冷却步骤中外延铁素体的形成对接下来的微观结构有重 要的影响.如在图12中示意性表示的,如在图12中示意性表示的,外延的铁素体 的形成以至于在所述第一冷却步骤中引入了剩余奥氏体碳梯度,导致更多的碳富集 靠近奥氏体边界区域,内部的奥氏体晶粒含碳量减少.其结果是,在所述淬火温度 马氏体形成将更有可能发生在奥氏体晶粒内,而靠近边界的奥氏体未转化.此形态 可以在图5(d)中观察到,其中,看起往返火马氏体位于以前的奥氏体晶粒的中 心.这样的马氏体在Q,P工艺中的第一淬

26、火过程和配分步骤中形成,而周围的奥氏 体保持未转化.第二步淬火后,周围的奥氏体要么转化为(未回火)马氏体要么保存下来,在这两种情况下通过扫描显微镜观察都呈现出光滑的外表.这种形态的一个 后果是,在配分步骤之前,马氏体和奥氏体的初始碳含量为不相等,奥氏体中的碳 含量比马氏体中的碳含量高.因此,配分过程中,碳从马氏体向奥氏体配分结束比 两相中碳含量相同的情况上演的更早.此外,奥氏体的这个额外的碳富集有利于这 一阶段的稳定.然而,在所述淬火温度下,过量的外延铁素体将降低马氏体的形成数量至钢的 强度方面不能满足要求.因此,为了保证马氏体形成前奥氏体足够的体积分数,淬 灭步骤中限制外延铁素体的形成,显得

27、很重要.分配步骤前,淬火温度确定马氏体和奥氏体的数量.由丁实验Ms点是的,经淬火温度为125?和1757W火之后形成的马氏体的量可通过使用Koistinen和马伯格18方程估计.表II显示了相计算出的体积分数.这些计算说明,淬火至 175?条件下,用丁进一步碳分配的可利用奥氏体的体积分数值是有限的,低丁 0.10, 然而150?和125裕火条件下得到的数值更低.这是由丁外延铁素体在冷却过程中 形成所造成的结果. rriBrterajnx lr; TsfoHratisn图12 Q&P过程不同时期碳排放轮廓和形态图(A是奥氏体,IF是双线铁素体,EF是外延铁素体,M是马氏体表2每个淬火温度

28、下马氏体和奥氏体体积分数估计值淬火骤冷温度(?)马氏体体积分数 奥氏体体积分数125 0.20 0.06150 0.18 0.08175 0.16 0.10,配分温度250?1920,21在先前的研究中,本文作者基丁限制碳平衡假设已经模拟了从马 氏体到奥氏体中碳的分配动力学,在这项工作中也考虑了合金的研究.这些计算已被用在这里,解释不同的分配温度和时间下观察到的试验的结果.特别是,对应于淬火温度为125?和175?,配分温度在250?的计算结果说明配分大约105秒之后碳 分配和奥氏体中碳均匀化完成.因此,配分时间为 3, 10, 100秒之后,碳并没有 大量扩散,得不到额外的碳富集,因此,剩余

29、奥氏体体积分数增加.这与实验结果 一致.鉴于此,通过实验,剩余奥氏体的体积分数和碳含量与那些直接淬火试样中 剩余奥氏体的体积分数和碳含量相近,在这些材料中,奥氏体中碳的富集是由于外 延铁素体的形成.外延铁素体的形成对剩余奥氏体起主导作用.如图5所示,在配分温度250?,配分时间1000秒的条件下,试样中能观察到 碳化物的析出.碳化物析出对材料的微观结构特性是不利的,由于它减少了被分配 到奥氏体中的碳的量.在配分时间1000秒条件下,碳化物析出解释了试样中奥氏 体的无碳富集和恒体积分数.特别地,试样在125?和150?#火,配分时间1000 秒条件下,这种碳化物的析出可能造成试样奥氏体中的碳含量

30、降低图11的b.正如表二所见,不同淬火温度导致在配分步骤中可用于碳分配的奥氏体的数量 稍微不同.然而,除了剩余奥氏体中碳含量些微不同外,假设把允许的误差带考虑 进去的话,差异就不明显了.两者在不同淬火温度下形成的微观结构没有明显差 别.,配分温度350?当配分温度为350?时,奥氏体体积分数和奥氏体中的碳含量显示出不受淬火温 度支配的复杂变化.350?条件下,碳配分动力学计算列于参考文献 19中,说明等 温处理100秒后碳从马氏体向奥氏体中分配进入最后阶段,而过程的完成包括碳在 奥氏体中的均匀化,那么在保温1000秒之后.配分时间为3秒和10秒缺乏以得到相 当的富碳奥氏体,也没有足够长的时间,

31、来进一步稳定这个相.因此,该模拟结果 可以证实配分时间为3秒和10秒条件下,试样中碳含量和奥氏体体积分数类似于 直接淬火的试样.与之相符的是配分时间为100秒时观察到的奥氏体体积分数增加.而且,碳分配过程的初始阶段,从相对富碳马氏体到奥氏体分配,在奥氏体中靠近奥氏体/马氏体界面产生陡碳梯度,该界面被解释为碳化物的形成创造了可能的位置.这种考虑解释了 125?淬火,350?配分10秒条件下,试样中观察到马氏体中碳化物的析出靠近铁素体边界图4b.分配时间1000秒后,所有的试样都出现奥氏体的体积分数的降低和残留奥氏体中的碳含量显著增加.表现出这种行为的原因是贝氏体中奥氏体分解图5.贝氏体形成通过贝

32、氏体铁素体片连续成核和无扩散增长,不久以后,过量的碳分配向 周围22,23的奥氏体.每个贝氏体铁素体板持续生长,直到它被剩余奥氏体的强 度阻止.然后渗碳体从贝氏体铁素体板和富碳奥氏体之间析出.然而,由于该钢与 相当量的铝进行合金化,贝氏体铁素体板之间的碳化物的析出可能被抑制.因此, 从贝氏体铁素体排出的碳富集到剩余奥氏体中,导致额外的碳富集于该相中,这解 释了配分1000秒后,实验中试样碳含量明显增加.此外,该进程涉及奥氏体体积 分数的降低,由于局部奥氏体转变为贝氏体铁素体片.为了理解该温度下贝氏体的形成,贝氏体起始转变温度Bs和马氏体转变考虑,2425外延铁素体形成之前的剩余奥氏体对应,该值

33、已经通过 Bhadeshia 提出的程序计算出来.该程序计算中包括的 C, Si , Al和Mn的影响.这一计算结 果是BS=360?这意味着配分温度为350?在内贝氏体形成温度范围内,因此,如果 成核的条件有利的话,在分配过程中它的形成将有可能.26 经过Bhadeshia开展的用来计算贝氏体温育时间的热力学方法,建立在Russell27 的方法之上,已经被用来估计 250?和350?下贝氏体的温育时间,上述考 虑到马氏体转变之前奥氏体的化学组成.形成贝氏体的温育时间由下式给出P,t,GQ , , mln, , C 4 zRTT其中,t是温育时间;T代表温度；R是气体常数；Gm为成核可用驱动

34、力,以铁 素体和奥氏体中碳活动函数计算;C, P和Z是常数,适宜的C, P和Z值可以在参 考文献26中找到.根据此计算,贝氏体在 250?条件下的温育时间为1330S,这解 释了在28 该温度下250?在Ms点以下,但是贝氏体在 Ms以下等温形成,试样中没 有贝氏体配分.另一方面,350?下计算出的贝氏体的温育时间只有 20秒.试样在 配分时间为1000秒的条件下,观察到成核时间与贝氏体明显的形核和生长相匹 配.配分时间在1000秒的试样中未观察到贝氏体.当配分温度为350?,整个微观结构演变类似于该实验中所使用的每个淬火温 度.正如配分温度为250?条件下所观察到的.因此,这说明对于每个淬火温度尽 管配分步骤中可利用的奥氏体些微不同,当淬火温度变化约为50?时,对最终的显微组织结构没有明显影响.D附加注释应用局部奥氏体化的.&啾处理工艺,通过利用大量的铁素体0.74已经形成 了一些微观结构.这限制了该过程在形成新的显微结构中的有效性.经过这些热处理组织中出现马氏体,