。1154 北京科技大学学报 第32卷 0.246,印证了徐祖耀1叨关于低碳马氏体相变过程 程碳原子容易偏聚于位错塞积处，随回火温度提 中存在碳扩散的现象.经250℃低温回火30mn 高和回火时间延续，在位错缠结处析出碳氮化物， 后，残余奥氏体中碳的质量分数上升为1.02%，说 这种弥散、细小的碳化物能更有效地钉扎位错，使 明回火过程不仅包含前述的残余奥氏体分解（由回 屈服强度进一步提高，延塑性降低，这是强化 火后残余奥氏体量减少判定，也包含碳从马氏体 过程. 向奥氏体分配散)的过程. 对于本实验钢而言，随回火温度的升高，伴随的 回复现象变得剧烈，板条马氏体逐渐向平衡态演化， 3讨论 板条边界通过合并和相互吞噬变宽，位错缺陷也逐 通过S田M和EM阻织观察以及XRD残余奥 渐消失对抗拉强度的软化现象较显著.回火过程 氏体的测定得知，实验钢由淬火态马氏体经低温、中 的回复和析出对力学性能的贡献是矛盾的，两者同 温和高温回火过程的组织演变过程主要为板条马氏 时作用导致宏观力学性能变化趋势的非单调性，屈 体和位错亚结构的回复、再结晶软化及残余奥氏体 服强度先升高、后降低塑性和韧性呈现先升高、后 分解过程 降低而后再度升高的复杂趋势.总之，回火后屈服 回火过程因温度的差异，一般表现不同的物 强度的变化趋势归因于回火过程残余奥氏体分解与 理现象.究其本质而言，可以简单归纳为两个方 马氏体中过饱和碳的脱溶及析出第2相的强化机制 面：在成分的分配上，包含因热激活引起的原子长 的综合作用 程扩散和局部浓度梯度引起的迁移（即短程扩散） 在250℃以下温度低温回火时，回复效果不明 以及因溶解度的差异表现出的在过饱和固溶体中 显，此时以残余奥氏体的分解和析出强化为主.图7 第2相粒子的析出行为：在晶体空间点阵的重新 为250℃回火后板条马氏体内析出的碳化物照片. 构建上，表现为较大弹性畸变能的释放，伴随的现 由明场相和暗场相，并结合选区衍射斑点显示R= 象为回复和再结晶.一方面，回复过程中位错通过 R夹角为60：则(h峰1)=(110，(hk)= 迁移，重新组合或消失，使位错密度降低，同时产 (100,表明板条内的碳化物为六方结构，即为e碳 生某些亚结构的改变这是软化的过程；另一方 化物，而非正交系结构的脆性相FSC这对延韧性 面，由于位错为原子扩散提供了快速通道，回火过 十分有利. 100 0.1m 0.1um 图7250℃C回火后板条马氏体内析出的碳化物形貌。()明场：()暗场：(9)选区衍射斑及标定 Fg7 Mophobgiesofe-carbde precpim ted in th manensite during tempering at250C:(a)bright fiek b)dak feW(9S1Dp阳tem and index 在350℃以下回火，塑性和韧性较淬火态高，是 出粒子明显粗化.本实验钢添加了质量分数大于 由于回火消除了部分淬火过程造成的残余应力，改 1%的S可抑制或减缓ε碳化物向F9C转化，但随 善了组织均匀性：屈服强度升高是由于残余奥氏体 回火温度的升高，ε碳化物析出粒子会逐渐粗化. 分解为马氏体和ε碳化物的析出强化与回复软化综 本文研究发现，细小的ε碳化物不会明显降低延韧 合作用仍然表现为强化作用所致，但由于残余奥氏 性，而粗大的e碳化物是本实验钢产生第1类回火 体的减少，屈强比升高，抗拉强度依然降低. 脆性的直接原因. 在400℃中温回火后，延韧性明显下降，出现回 利用碳膜萃取法制备试样，在高分辨透射电镜 火脆性现象.图8示出了400℃回火后板条马氏体 下对淬火态和600℃回火后第2相粒子进行观察和 内析出的e碳化物形貌.与250℃回火时相比，析 能谱分析，析出粒子的形貌见图9(a)~(c),北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 0.24%, 印证了徐祖耀 [ 17] 关于低碳马氏体相变过程 中存在碳扩散的现象 .经 250 ℃低温回火 30 min 后 ,残余奥氏体中碳的质量分数上升为 1.02%, 说 明回火过程不仅包含前述的残余奥氏体分解 (由回 火后残余奥氏体量减少判定 ), 也包含碳从马氏体 向奥氏体分配(扩散)的过程. 3 讨论 通过 SEM和 TEM组织观察以及 XRD残余奥 氏体的测定得知 ,实验钢由淬火态马氏体经低温、中 温和高温回火过程的组织演变过程主要为板条马氏 体和位错亚结构的回复 、再结晶软化及残余奥氏体 分解过程. 回火过程因温度的差异, 一般表现不同的物 理现象 .究其本质而言 , 可以简单归纳为两个方 面 :在成分的分配上 , 包含因热激活引起的原子长 程扩散和局部浓度梯度引起的迁移 (即短程扩散 ) 以及因溶解度的差异表现出的在过饱和固溶体中 第 2相粒子的析出行为;在晶体空间点阵的重新 构建上 ,表现为较大弹性畸变能的释放 , 伴随的现 象为回复和再结晶.一方面 ,回复过程中位错通过 迁移 ,重新组合或消失 , 使位错密度降低 , 同时产 生某些亚结构的改变, 这是软化的过程 ;另一方 面 , 由于位错为原子扩散提供了快速通道 , 回火过 程碳原子容易偏聚于位错塞积处, 随回火温度提 高和回火时间延续 , 在位错缠结处析出碳氮化物 , 这种弥散 、细小的碳化物能更有效地钉扎位错 , 使 屈服强度进 一步提 高 , 延塑 性降低 , 这 是强 化 过程. 对于本实验钢而言 ,随回火温度的升高 ,伴随的 回复现象变得剧烈 ,板条马氏体逐渐向平衡态演化, 板条边界通过合并和相互吞噬变宽 , 位错缺陷也逐 渐消失,对抗拉强度的软化现象较显著 .回火过程 的回复和析出对力学性能的贡献是矛盾的, 两者同 时作用导致宏观力学性能变化趋势的非单调性, 屈 服强度先升高 、后降低, 塑性和韧性呈现先升高、后 降低而后再度升高的复杂趋势.总之, 回火后屈服 强度的变化趋势归因于回火过程残余奥氏体分解与 马氏体中过饱和碳的脱溶及析出第 2相的强化机制 的综合作用. 在 250 ℃以下温度低温回火时, 回复效果不明 显, 此时以残余奥氏体的分解和析出强化为主.图 7 为 250 ℃回火后板条马氏体内析出的碳化物照片. 由明场相和暗场相 ,并结合选区衍射斑点显示 R1 = R2 , 夹角为 60°, 则 (h1 k1 l1 )=(1 1 - 0), (h2 k2 l2 )= (100),表明板条内的碳化物为六方结构 ,即为 ε碳 化物 ,而非正交系结构的脆性相 Fe3 C, 这对延韧性 十分有利 . 图 7 250℃回火后板条马氏体内析出的 ε碳化物形貌.(a)明场;(b)暗场;(c)选区衍射斑及标定 Fig.7 Morphologiesofε-carbideprecipitatedinlathmartensiteduringtemperingat250℃:(a)brightfield;(b)dark field;(c)SADpatternandindex 在 350 ℃以下回火 ,塑性和韧性较淬火态高 ,是 由于回火消除了部分淬火过程造成的残余应力 ,改 善了组织均匀性 ;屈服强度升高是由于残余奥氏体 分解为马氏体和 ε碳化物的析出强化与回复软化综 合作用仍然表现为强化作用所致, 但由于残余奥氏 体的减少,屈强比升高 ,抗拉强度依然降低 . 在 400 ℃中温回火后, 延韧性明显下降 ,出现回 火脆性现象 .图 8示出了 400 ℃回火后板条马氏体 内析出的 ε碳化物形貌 .与 250 ℃回火时相比, 析 出粒子明显粗化.本实验钢添加了质量分数大于 1%的 Si,可抑制或减缓 ε碳化物向 Fe3 C转化,但随 回火温度的升高 , ε碳化物析出粒子会逐渐粗化. 本文研究发现 ,细小的 ε碳化物不会明显降低延韧 性,而粗大的 ε碳化物是本实验钢产生第 1类回火 脆性的直接原因. 利用碳膜萃取法制备试样 ,在高分辨透射电镜 下对淬火态和 600℃回火后第 2相粒子进行观察和 能 谱分析 , 析出粒子的形貌见图 9 (a)～ (c), · 1154·