低碳钢的淬火和配分过程中所获得的显微组织

------------------------------------------------------------------------低碳钢的淬火和配分过程中所获得的显微组织低碳钢的淬火和配分过程中所获得的显微组织M.J.Santofimia,L.Zhao,R.Petrov,J.Sietsma摘要：“淬火和配分”是改进多相钢机械性能的一种新的热处理工艺。在这项工艺中，经淬火和配分后部分奥氏体化，配分温度等于淬火温度，这种工艺已经被应用到低碳钢中。用光学显微镜使用明场和微分干涉对比，电子背散射衍射，X射线衍射和磁性测量对由此产生的多相微观结构进行研究。这些技术已经能完整的识别显微组分：部分奥氏体化过程中出现的铁素体，在冷却过程中形成的取向附生铁素体，马氏体和残余奥氏体。结果的分析表明取向附生铁素体与残余奥氏体显著相关，然而与从马氏体到奥氏体碳分配关联较小。关键词：钢、微观结构、取向附生铁素体配分1.介绍表1-根据MTDATA研究钢的总体化学组成和在900℃下部分奥氏体化后奥氏体的组合物（wt％）CMnSiAlP总体化学组成0.191.610.351.100.09900℃下奥氏体化后0.271.870.350.870.06相变诱发塑性（TRIP）被广泛用于新钢种的设计与优化强度和成形性。传统的TRIP钢通常是通过一个步骤获得，这个步骤包括由一个两相区退火的工序接着通过淬火至贝氏体相变区，以获得铁素体，贝氏体和残余奥氏体的微观结构。在贝氏体相变中，碳化物的形成受合金元素如硅和铝抑制，因此奥氏体富含碳。奥氏体富集足够的碳增加其在室温下的热稳定性。富含碳的残余奥氏体被认为是有益的，因为在钢变形过程中的相变诱发塑性（TRIP）现象显著提高钢的成形性和能量吸收性。作为一种替代传统的热-机械工艺相变诱发塑性(TRIP)辅助钢，一种叫做淬火和配分（Q＆P）的新热处理工艺最近被提出[1，2]来发展钢的多相微观结构。这种工艺的淬火的温度低于马氏体起始温度(Ms)但高于马氏体结束温度(Mf)，形成一个确定量的马氏体（淬火工序），其次是一个等温处理来完成碳的配分，从马氏体到奥氏体中没有碳化物析出（配分步骤）。经过这两个步骤后，钢淬火至室温，然后残余的富碳奥氏体有望在室温保存。通过Q＆P工艺获得的微结构相比传统的TRIP钢可以产生有趣的力学性能[3,4]，包括良好的成型性能和较高的强度。Q＆P工艺的要求表明，合金​​化学成分类似于传统的TRIP钢适合这个新的热处理工艺。在应用这种新的热处理工艺中设计适当的合金应考虑到微观结构中避免碳化物析出这一必要条件。尽管微结构的形成，以及该方法的研究，广泛用于TRIP钢[5,6]，但对Q＆P处理后的钢仍然缺乏准确微观结构特征的信息。复杂残余奥氏体和马氏体，以及铁素体和在某些情况下贝氏体，使理解通过经典的刻蚀技术得到的显微组织不能直接适用于Q＆P结构。更准确的描述微观结构对于更好的理解组织形成及有效控制的该材料的最终性能是必不可少的。因此，目前的工作目标是用各种观测技术调查低碳TRIP辅助钢经过Q＆P热处理后各种显微组分和相关的观测与热处理的参数。2.实验表1显示的是所研究的合金是一种有传统TRIP辅助钢典型化学成分的低碳钢。铝已被认为足以防止配分步骤中碳化物的析出，因为它对于抑制马氏体钢[7]马氏体回火和在TRIP钢[8]中贝氏体形成过程中生成渗碳体有很好的效果。作为接收的材料是1.2mm密集片与由铁素体，贝氏体，马氏体和残余奥氏体组成的多相微观结构。除去镀锌层后1×5×10mm3的膨胀测定样品被加工。该样品进行热处理后用AdamelLhomargyDT1000高分辨率处理膨胀计测量，如图1所示。将样品以5℃/s的速度加热，在900℃下部分奥氏体化10分钟，然后以100℃/s的速度分别冷却至125℃，150℃或175℃得到局部马氏体转变。在900℃部分奥氏体化后使用热力学数据库（特别是MTDATA[9]）计算残余铁素体的体积分数等于0.34。用MTDATA预算出奥氏体的化学组成，如表1所示。在淬火至室温前将样品在配分温度下恒温加热不同时间。为了选择合适的温度的恒温配分处理，Ms温度与部分奥氏体化后​​残余的两相区奥氏体的化学成分相关，由直接淬火膨胀仪测量，测得Ms=260℃。将样品按通常的磨光和抛光技术和两种不同的腐蚀溶液用来揭示的微观结构：（1）LePera[10]蚀刻（7-12S），它由4％苦味酸酒精侵蚀溶液和1％碳酸氢钠水溶液中的等量混合而成，和（b）一种由De等人建议的彩色蚀刻过程[11]（该腐蚀过程将被全文称为德的彩色蚀刻），它有两个步骤，第一次蚀刻在5％苦味酸酒精侵蚀溶液和几滴盐酸进行20秒，随后的第二蚀刻在10％氢氧化钠水溶液进行8秒。显微组织由亮场光学显微镜（LOM）分析和使用微分干涉对比（DIC），这增强折射差异的对比样品的成分指数。为了获得这些材料中的显微结构的详细照片，一个样品（在175℃淬火和配分100s）最后用1μm的金刚石研磨膏抛光，这是电子背散射衍射（EBSD）检查的步骤的光金相学准备。最后样品制备步骤是用包括78ml高氯酸90ml蒸馏水，730ml乙醇和100ml丁基乙二醇的电解质在40V下电解抛光15s[6]。样品的两个选定区域由连接到有LaB6灯丝FEIXL30扫描电镜的取向成像显微镜（OIM）进行分析，用下面的条件进行的：25千伏的加速电压，10mm的工作距离，倾斜角75°，0.08μm六边形网格扫描和步长。为了获得扫描速度和精度的最佳测量组合，4×4像素合并使用。电子背散射衍射测量进行在一个水平样品垂直的法线方向上的中间厚度处。方位数据进行后处理与TSLOIM®4.6分析软件。后处理过程的第一个步骤包括置信指数（CI）标准化为5°的最小晶粒公差角度和最小的2个像素的晶粒尺寸。选择这些参数是为了图1-Q＆P处理钢的计划能够识别小奥氏体区。接着是相邻相的相关步骤，其中一个置信指数高于0.1被用作下行滤波标准。这样的步骤会降低可能的错误的像素指数，但也略有低估残余奥氏体相的体积分数。图像质量（IQ）的分布因子被用来区分BCC铁素体和马氏体区域。经过电子背散射衍射分析，样品只是用OPS悬浮非常轻微的打磨，消除了出现在扫描样品表面的碳沉积层。后来，样品进行了德的彩色蚀刻过程。随后，由电子背散射衍射观察的相同区域被LOM在明场和DIC的条件下进行分析。已知[12]磁性测量比X-射线衍射更可靠和更灵敏的检测残余奥氏体体积分数，因为X-射线衍射对样品中纹理的存在非常敏感。因此，残余奥氏体的体积分数一直由这项工作中磁化强度的测量来确定。本着这一目的，使用电排机系列（EDM）从的膨胀测定样品加工尺寸为1.5×1.5×1.0mm3样品。湖岸7307振动样品磁强计（VSM），校准标准NIST镍样品，用于进行实验。有了这个设备，通过逐步改变所施加的磁场，从2.0T到-2.0T，测量得到在室温下的磁化曲线。饱和磁化强度值是通过拟合的实验的饱和部分得到的磁化曲线。残余奥氏体体积分数fγ是由在含有奥氏体样品MSat(c)和不含奥氏体样品MSat(f)饱和磁化强度值比较而确定，根据：通过关系[12]中得到的系数β：是无奥氏体样品中渗碳体存在体积分数，是铁素体饱和磁化强度[13]并且为渗碳体的饱和磁化强度[14,15]。无奥氏体样品是由一种含奥氏体样品600℃下退火1小时获得。为确定奥氏体中的平均碳含量，X-射线衍射测量在配有BrukerVantec位置敏感探测器（PSD）的BrukerD8型-超前衍射仪上进行。CoKα放射源被使用并且2θ从30°至135°，包含（111），（200），（220）和（311）奥氏体的反射，使用一0.05°步长扫描奥氏体。用科恩的方法[16]从每个奥氏体反射的峰值位置确定的奥氏体晶格参数aγ。使用下面的公式获得的奥氏体的碳浓度Xc：以上的,和分别是碳，锰和铝的百分比含量并且是在奥氏体晶格参数，单位是nm。3.结果3.1光学显微镜样品，包括直接淬火样品的分析表明，所有的微观结构由铁素体，马氏体（形成于双相奥氏体第一次或第二次淬火过程中）和热处理的双相步骤中残余的奥氏体。为了说明这一事实，直接淬火样品和样品在175℃下配分100秒，两个样品都用LePera和德的彩色蚀刻，光学显微照片如图2所示。可以发现他们微观结构之间相似，本节的重点是研究在所有的样品中观察到的一些共同特征，使用在175℃下配分100s的样品作为参照。图2c显示用LePera腐蚀铁素体成暗色，而马氏体和奥氏体都保持白色，并且不能彼此区分。贝氏体尚未在微观结构中观察到。铁素体和成分的剩余部分之间的强烈的色彩对比，使该蚀刻非常适合于图像分析。使用这种技术测得图2c微观组织中铁素体的体积分数为0.74±0.05，在其他样品中也发现相似的大小。仔细观察靠近马氏体/奥氏体界面的铁素体存在的不同蚀刻，这将在下一节讨论。德的彩色蚀刻应用到所研究的样品（图2d）揭示了铁素体基体为浅灰色。里面的几个​​铁素体晶粒，明确界定了黑色晶界，不同的浅灰色区域显示，由非常薄的边界分隔。对应于上述浅灰色的区域更靠近奥氏体/马氏体晶粒，并相应的在LePera腐蚀的铁素体相中观察到暗界界。另一方面，根据De等人所报告的数据[11]，德的彩色蚀刻能分辨出在TRIP和DP显微组织的残余奥氏体，残余奥氏体的白色岛屿与铁素体相明显不同，而马氏体观察为深灰色颗粒。可以根据这个识别标准，测量（图3）中的所有样品的奥氏体体积分数。在室温下和不在配分的温度测量奥氏体体积分数的是重要的。为了对结果做出足够的解释，必须记住配分后进行最后淬火时，低碳奥氏体区域转换成马氏体。因此，可以合理地假设配分温度下奥氏体存在于微观结构的体积分数会比由室温测量的实验结果更高。同样，在奥氏体中的碳含量在配分温度会比在室温获得的实验结果稍低。图3显示，在配分时间下奥氏体体积分数没有显著的变化。与磁性测量结果的比较，图3显示这两种技术之间的显著差异：金相测量的残余奥氏体体积分数比实际的高。鉴于目前研究微观结构的争议，进一步的分析与电子背散射衍射是在为了确认这些蚀刻画。3.2。电子背散射衍射图4显示在175℃下配分100秒的试件的选定区域在光学和电子背散射衍射显微镜微观结构。这表示允许明确的识别先前由化学蚀刻透露每一个微观组成部分。图4a和4b显示德的彩色蚀刻样品LOM与DIC图像。图4c是由电子背散射衍射图获得的彩色相图，其中大角度晶界是黑线，小角度晶界是白线，灰色部分代表bcc晶格，白色部分代表fcc晶格。图4d显示的是组合图像质量（IQ）和由电子背散射衍射获得的彩色相图，其中黑色区域对应于一个非常低的IQ中，最有可能表示是马氏体。分析表明，图4a和4d德的彩色蚀刻中的白色孤岛显然和铁素体基体不同，对应于马氏体或奥氏体晶粒之一。这可以通过的图4a和4d的比较加以阐明，其中圆圈中的两个颗粒都可以在德的彩色蚀刻浅色中观察到，但是由电子背散射衍射被明确确定为奥氏体和马氏体晶粒。这方面的证据表明，德的彩色蚀刻不适合评价该材料的残余奥氏体的量，并解释上述图3金相测量所观察到的残余奥氏体过高。图。2-蚀刻（一）LePera蚀刻直接淬火样品，（二）德的彩色蚀刻的光学显微照片和样品在175℃分割为100秒（三）LePera蚀刻，及（d）德的彩色蚀刻图3利用光学显微镜（以上粗线）和MAGNETI测量（以下粗线）为不同的配分温度随配分时间的残余奥氏体体积分数的函数。水平细线表示直接淬火样品中的磁测量，而阴影部分表示该测量的估计误差。图。4-微观结构在175℃下为配分100秒的样品的面积。（a）LOM（德的彩色蚀刻）（b）DIC（德的彩色蚀刻），（c）由EBSD获得的彩色代码的相位图和（d）组合图像质量（IQ）地图和由电子背散射衍射得到的彩色编码的相位图。彩色代码，圆圈和箭头在文本的解释。在另一方面，有人提到，德的彩色蚀刻和LePera蚀刻呈现几个铁素体晶粒显示由非常薄的边界分开不同蚀刻区域。图4a和4b中的箭头分别指出LOM和DIC图像中这种被发现的例子，后者的技术对于揭示这些细晶粒边界的例子是特别有用的。然而，电子背散射衍射显微镜（图4c和4d）未在样品表面的相同指示的位置上的任何晶粒边界检测到低于选定的晶粒公差角度（5°）。这些观察结果证实，这是更靠近奥氏体和/或马氏体晶粒的不同彩色铁素体的区域已经由先图。5-在残余奥氏体的碳含量为时间分割为不同的配分温度的函数。水平实线表示测量的直接淬火样品中，而阴影部分表示该测量的估计误差。前存在的没有形核的双相铁素体晶粒生长形成，从而导致所谓的取向附生铁素体[18，19]。通过LOM和DIC（LePera和德的彩色蚀刻剂）中观察到的不同彩色的对比度是由这两个成分的铁素体之间的合金元素的分布的差异造成的，因为取向附生铁素体在准平衡条件下与奥氏体一起生长[18,20]。3.3。X射线衍射和磁性测量电子背散射衍射显微镜只揭示了整个样品的一小片面积，这使得残余奥氏体的体积分数的量化不是很准确。此外，由于0.08μm有限空间分辨率，被“锁定”在马氏体板条内的部分残余奥氏体也不会被电子背散射衍射技术检测到。因此，被用来计算样品的残余奥氏体的量，这在统计学上更具有代表性。如图3所示，研究了不同的配分温度下随配分时间，用磁化强度的测量方法来确定残余奥氏体的体积分数的演化。用直接淬火样品（0.05±0.01）得到的相应的体积分数与该体积分数进行比较。残余奥氏体的体积分数的变化都很小，主要可以归因于测量的统计变化，根据所呈现的误差线。其结果，每次施加热处理后残余奥氏体的量可以被认为是类似的值。可能的话，在125℃下配分为100s，在150℃下10s和在175℃下为3s的样品会观察到有轻微的朝体积分数较高值的倾向，这将作进一步的讨论。图5显示由X-射线衍射测量残余奥氏体中的碳含量。分割为3s，10s和100s后奥氏体中的碳含量保持近似恒定（1.02~1.12％）。可以观察到在125℃下配分100s，在150℃下配分10s，并在175℃下配分3s后，局部最大值与观察到的体积分数稍高值一致，正如在前面的段落。1000秒的配分后，发现含碳量低于1.04%的奥氏体中碳会减少。这些变化将在以下部分中讨论。4.讨论使用MTDATA计算900℃部分奥氏体化后铁素体剩余量体积分数等于0.34。然而，铁素体实验测量值（0.74）比预期计算值的两倍还高。这个重要的差异源于形成取向附生铁素体。这种铁素体引起奥氏体额外碳的富集，在室温下可以获得残余奥氏体是有趣的。然而，取向附生铁素体也会导致减少Q＆P处理的配分步骤中奥氏体的体积分数。目前观察证据表明在淬火工序中的冷却速率对Q＆P过程是非常重要。即使冷却过程中以100℃/秒的速度淬火也会导致奥氏体体积分数减少，因此，控制好淬火速度是非常重要的。样品中发现铁素体的总含量比在900℃下的平衡比例要高，这表明可用于配分步骤的奥氏体碳含量比在表1中给出的值高得多。考虑马氏体转变前样品中一个简单的碳相平衡的（体积分数为0.74的铁素体和为0.26奥氏体）导致了在奥氏体配分步骤前的碳含量约等于0.71％。在最终的微观结构中，碳含量由残余奥氏体，第一次和第二次淬火过程中形成的马氏体组成.虽然还没有发现重要的碳化物，但并不能完全排除他们的存在，这将在下面解释。直接淬火样品中残余奥氏体的体积分数和碳含量可以归因于取向附生铁素体的形成过程中在奥氏体中引入碳梯度。由于经Q＆P处理过样品的残余奥氏体的体积百分数和碳含量均类似于直接淬火样品的情况下，在这项研究中可以认为所有热处理后残余奥氏体的主要原因是形成取向附生铁素体。另一方面，观察到在125℃下配分100s，经过在150℃下10s和在175℃下3s后，残余奥氏体的体积分数和碳含量稍有增加。可能的原因是由在较高的配分温度下马氏体到奥氏体的碳分配更快。与传统的马氏体回火有关的其它过程，如碳偏析或者形成马氏体碳化物，可用于减少奥氏体在配分步骤中碳的富集量。此外，随着配分时间残余奥氏体的体积分数变化很小，这可以确认，如果第一次淬火过程中诱发的马氏体形成的内应力是放松的，那么这并不影响在随后淬火至室温过程中马氏体的形成。在所研究的所有配分温度下经过1000s的配分后，图5中残余奥氏体的碳含量有轻微的降低，这可能是由于奥氏体中碳化物析出引起的。为避免渗碳体析出，合金元素Al被广泛使用，但铝在碳化物反应特别是在过渡碳化物作为的ε碳化物的详细作用，一直研究较少[21,22]。但是，在奥氏体中观察到的碳损耗不足以对最终淬火后的残余奥氏体体积分数产生实质性的变化。可能是由于在相同时间间隔下奥氏体的体积分数没有发生重大改变，即使经过1000s后奥氏体也不会分解。最后，为控制Q＆P热处理后的微观结构，必须考虑以上解释的特征。一方面，它可以应用在高于配分温度的温度，以便加速从马氏体至奥氏体的碳分配和获得奥氏体有效的碳富集。然而，在这种情况下，必须要考虑到在较高温度下增加碳化物的析出和其他相如贝氏体形成的危险。另一方面，在淬火工序中形成的取向附生铁素体可证明的Q＆P过程中适当控制冷却速率的重要性。5.结论联合使用电子背散射衍射和光学显微镜已经被认为是一个强大的工具，可以完整的识别存在于所研究钢中的金相组织：双相铁素体（部分奥氏体化中形成），取向附生铁素体（在第一次淬火工序形成），马氏体和残余奥氏体。在100℃/s的冷却速度形成取向附生铁素体表明在Q＆P工艺中充分控制淬火速率的重要性。残余奥氏体的体积分数和碳含量的定量表征表明，配分的时间长短在所选定的温度下（125℃，150℃和175℃）对微结构的影响很小，以及所有样品中奥氏体残余的主要原因是取向附生铁素体形成过程中碳的富集。但是，在某些温度和时间（特别是在125℃下配分为100s的样品，在150℃下10s，并在175℃下3s）也已经观察到奥氏体中碳的稍微富集和体积分数的增加，这由于在较高的温度下配分，从马氏体到奥氏体有更快的碳分配。奥氏体经1000s的配分后碳含量降低，这可能是由于微观结构中的碳化物析出导致。参考文献[1]SpeerJG,StreicherAM,MatlockDK,RizzoFC,KraussG.Quenchingandpartitioning:afundamentallynewprocesstocreatehighstrengthTRIPsheetmicrostructures.In:DammEB,MerwinM,editors.AusteniteFormationandDecomposition.Warrendale,PA:TMS/ISS;2003,p.505–22.[2]SpeerJG,RizzoFC,MatlockDK,EdmondsDV.The“quenchingandpartitioning”process:backgroundandrecentprogress.MaterRes2005;8:417–23.[3]SpeerJG,EdmondsDV,RizzoFC,MatlockDK.Partitioningofcarbonfromsupersaturatedplatesofferrite,withapplicationtosteelprocessingandfundamentalsofthebainitetransformation.CurrOpinSolidStateMaterSci2004;8:219–37.[4]EdmondsDV,HeK,RizzoFC,ClarkeAMS,MatlockDK,SpeerJG.Microstructuralfeaturesofanewmartensiticsteelheattreatment:quenchingandpartitioning.1stInt.Conf.onSuperHighStrengthSteels,Rome;2005.p.1–20.[5]GiraultE,JacquesP,HarletPh,MolsK,VanHumbeeckJ,AernoudtE,DelannayF.MetallographicmethodsforrevealingthemultiphasemicrostructureofTRIP-assistedsteels.MaterCharact1998;40:111–8.[6]PetrovR,KestensL,WasilkowskaA,HoubaertY.MicrostructureandtextureofalightlydeformedTRIP-assistedsteelcharacterizedbymeansoftheEBSDtechnique.MaterSciEngA2007;A447:285–97.[7]AlltenAG.Discussionon“Theeffectofsilicononthekineticsoftempering”byWSOwen.TransASM1954;46:828–9.[8]DeMeyerM,VanderschuerenD,DeCoomanBC.TheinfluenceofthesubstitutionofSibyAlonthepropertiesofcoldrolledC–Mn–SiTRIPstreels.ISIJInt1999;39:813–22.[9]MTDATA,thermodynamicsoftwarebytheNationalPhysicalLaboratory.Teddington,Middlesex,U.K.;1989.[10]LePeraFS.Improvedetchingtechniqueforthedeterminationofpercentmartensiteinhigh-strengthdual-phasesteels.Metallography1979;12:263–8.[11]DeAK,SpeerJG,MatlockDK.Colortint-etchingformultiphasesteels.AdvMaterProcesses2003:27–30.[12]ZhaoL,VanDijkNH,BrückE,SietsmaJ,VanderZwaagS.MagneticandX-raydiffractionmeasurementsforthedeterminationofretainedausteniteinTRIPsteels.MaterSciEngA2001;313A:145–52.[13]CahnJW,HaasenP.Physicalmetallurgy.Amsterdam:Elsevier;1983.p.2558.[14]BozorthRM.Ferromagnetism.NewYork:D.VanNostradCompanyInc;1961.p.367.[15]SchwererFC,SpanglerCE,KellyJF.Temperaturedependenceofthemagneticcoercivityofpearlite.Ac