第6期 张坤等：9Ni钢中逆转变奥氏体的稳定性 ·653· 00m 500nm 图2QLT处理后逆转变奥氏体的形貌.(a)明场像：(b)暗场像：()A区电子衍射 Fig.2 Morphology of reversed austenite in the QLT-treated sample:(a)bright field:(b)dark field:(c)selected-area electron diffraction of posi- tion A 可以看出：液氮保温前后，QT样品中C含量变化很 小，说明几乎没有逆转变奥氏体发生了转变，这与X 射线衍射的测试结果相同；QLT处理的样品中C的 质量分数从液氮保温之前的0.88%升高至液氮保 温之后的1.11%，这是由于部分逆转变奥氏体发生 图3测试位置的示意图 了马氏体相变，使奥氏体体积分数减少，马氏体中过 Fig.3 Illustration of tested spots 饱和的碳元素向奥氏体中扩散从而使后者的碳含量 5承受压应力.相对于未变形的位置3，位置1（图4 升高，逆转变奥氏体更加稳定.钢中奥氏体稳定元 (b))和5（图4(k))中逆转变奥氏体含量明显减 素C、Mn和Ni等的含量是一定的，QLT处理后的逆 少：同时，对比位置1和5可以看出，位置5的小角 转变奥氏体含量增多，必然会在某种程度上导致单 度晶界明显多于位置1. 位体积内的稳定化元素含量降低，从而降低逆转变 承受压应力的位置4的小角度晶界的数量要多 奥氏体的稳定性，这也与Leem等在对Fe-l3%Cr一 于承受拉应力的位置2，位置4的逆转变奥氏体的 7%Ni-3%Si的研究中的发现类似@.逆转变奥氏 总量也小于未变形的位置3的逆转变奥氏体.这些 体含量的增加必然会导致稳定性的降低，在两相区 变化趋势和现象将在2.4节的讨论中进行分析和 必然对应着含量和稳定性两者综合起来的最佳温 论述 度.在本文中可以看到，QLT处理的样品中有部分 2.3热稳定性 逆转变奥氏体在低温处理后发生了转变，但是其在 利用X射线衍射(XRD)测量淬火至室温以及 低温下稳定存在的奥氏体的数量还是要高于QT处 淬火后放入液氮中浸泡的样品中逆转变奥氏体的体 理的样品 积分数，以此来表征逆转变奥氏体的热稳定性，结果 2.4讨论 如图5所示.QT处理后的样品中逆转变奥氏体的 从图4的电子背散射衍射测试结果可以看出， 含量在液氮保温前后变化很小：而QLT处理的样 承受拉应力最大的位置1和承受压应力最大的位置 品，液氮保温前后约有17%的逆转变奥氏体发生马 5中的逆转变奥氏体的体积分数量要低于未受力的 氏体相变，这部分不稳定的逆转变奥氏体将恶化 位置3的逆转变奥氏体的体积分数，特别值得关注 9Ni钢的低温韧性网 的是位置1中的小角度晶界的比例小于位置5中的 对液氯保温前后QT和QLT处理试样中逆转变 小角度晶界的比例，同样的现象也出现在位置2和 奥氏体中C含量进行了计算，计算公式如下回： 位置4中.推测原因为：(1)拉伸变形有利于逆转变 w=（a,-3.547)）/0.046. (1) 奥氏体转变为马氏体，因为马氏体相变是一个体积 式中：w为奥氏体中碳的质量分数：a,为奥氏体的 膨胀的过程1-切，新生成的马氏体与奥氏体为大角 点阵常数，由X射线衍射测定.结果如图6所示 度界面，降低了小角度晶界所占的比例：压缩变形相第 6 期 张 坤等: 9Ni 钢中逆转变奥氏体的稳定性 图 2 QLT 处理后逆转变奥氏体的形貌． ( a) 明场像; ( b) 暗场像; ( c) A 区电子衍射 Fig． 2 Morphology of reversed austenite in the QLT-treated sample: ( a) bright field; ( b) dark field; ( c) selected-area electron diffraction of posi￾tion A 图 3 测试位置的示意图 Fig． 3 Illustration of tested spots 5 承受压应力． 相对于未变形的位置 3，位置 1( 图 4 ( b) ) 和 5 ( 图 4 ( k) ) 中逆转变奥氏体含量明显减 少; 同时，对比位置 1 和 5 可以看出，位置 5 的小角 度晶界明显多于位置 1． 承受压应力的位置 4 的小角度晶界的数量要多 于承受拉应力的位置 2，位置 4 的逆转变奥氏体的 总量也小于未变形的位置 3 的逆转变奥氏体． 这些 变化趋势和现象将在 2. 4 节的讨论中进行分析和 论述． 2. 3 热稳定性 利用 X 射线衍射( XRD) 测量淬火至室温以及 淬火后放入液氮中浸泡的样品中逆转变奥氏体的体 积分数，以此来表征逆转变奥氏体的热稳定性，结果 如图 5 所示． QT 处理后的样品中逆转变奥氏体的 含量在液氮保温前后变化很小; 而 QLT 处理的样 品，液氮保温前后约有 17% 的逆转变奥氏体发生马 氏体相变，这部分不稳定的逆转变奥氏体将恶化 9Ni 钢的低温韧性［8］． 对液氮保温前后 QT 和 QLT 处理试样中逆转变 奥氏体中 C 含量进行了计算，计算公式如下［9］: ω = ( aγ － 3. 547) /0. 046． ( 1) 式中: ω 为奥氏体中碳的质量分数; aγ为奥氏体的 点阵常数，由 X 射线衍射测定． 结果如图 6 所示． 可以看出: 液氮保温前后，QT 样品中 C 含量变化很 小，说明几乎没有逆转变奥氏体发生了转变，这与 X 射线衍射的测试结果相同; QLT 处理的样品中 C 的 质量分数从液氮保温之前的 0. 88% 升高至液氮保 温之后的 1. 11% ，这是由于部分逆转变奥氏体发生 了马氏体相变，使奥氏体体积分数减少，马氏体中过 饱和的碳元素向奥氏体中扩散从而使后者的碳含量 升高，逆转变奥氏体更加稳定． 钢中奥氏体稳定元 素 C、Mn 和 Ni 等的含量是一定的，QLT 处理后的逆 转变奥氏体含量增多，必然会在某种程度上导致单 位体积内的稳定化元素含量降低，从而降低逆转变 奥氏体的稳定性，这也与 Leem 等在对 Fe--13% Cr-- 7% Ni--3% Si 的研究中的发现类似［10］． 逆转变奥氏 体含量的增加必然会导致稳定性的降低，在两相区 必然对应着含量和稳定性两者综合起来的最佳温 度． 在本文中可以看到，QLT 处理的样品中有部分 逆转变奥氏体在低温处理后发生了转变，但是其在 低温下稳定存在的奥氏体的数量还是要高于 QT 处 理的样品． 2. 4 讨论 从图 4 的电子背散射衍射测试结果可以看出， 承受拉应力最大的位置 1 和承受压应力最大的位置 5 中的逆转变奥氏体的体积分数量要低于未受力的 位置 3 的逆转变奥氏体的体积分数，特别值得关注 的是位置 1 中的小角度晶界的比例小于位置 5 中的 小角度晶界的比例，同样的现象也出现在位置 2 和 位置 4 中． 推测原因为: ( 1) 拉伸变形有利于逆转变 奥氏体转变为马氏体，因为马氏体相变是一个体积 膨胀的过程［11--12］，新生成的马氏体与奥氏体为大角 度界面，降低了小角度晶界所占的比例; 压缩变形相 ·653·