马氏体钢的淬火冷却速度与形成Ms点温度

超高强度马氏体钢由于具有高强度、良好的屈强比和耐磨性，广泛应用于汽车和机械行业。 马氏体钢的设计常常涉及马氏体转变起始温度（Ms点温度）和硬度的确定。

淬火冷却速度是马氏体形成的关键因素。 当阿内尔等人。 研究了淬火冷却速度对Fe-C合金马氏体转变的影响，他们指出，对于所有普碳钢和低合金钢，Ms点温度随着淬火冷却速度的增加而升高。 然而，当高秋治等人。 和宁宝群等人。 研究了淬火冷却速度对T91钢马氏体转变的影响，发现当淬火冷却速度较低时，Ms点温度随着冷却速度的增大而降低。 当郑等人。 研究了冷却速率对Cr-Mo钢的影响，他们认为马氏体钢的硬度随着冷却速率的增加而增加。 相反，强在研究中发现，当冷却速率超过形成完全马氏体钢的临界冷却速率时，进一步提高冷却速率会降低试验钢的硬度。

综上所述，淬火冷却速度对钢的马氏体转变点和力学性能有重要影响。 但对于不同淬火冷却速度对Ms点温度和硬度的影响仍存在一定争议。 因此，本文以超高强度马氏体钢为研究对象，通过测试其热膨胀曲线，研究比较其位错密度和有效晶粒尺寸，阐明试验钢Ms点温度和硬度的变化规律不同冷却速率下。 为马氏体钢淬火工艺的开发和优化提供数据和理论支持。

1 试验材料与方法

试验材料为15 mm厚热轧钢板，其化学成分（质量分数，%）为0.3C、1.5Mn、0.30Mo、0.07Ti、0.010P、0.002S，余量为Fe。 采用Gleeble-3500热模拟试验机完成全部热处理工艺。 使用的样本量如图 1 所示。

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本次试验中，根据曹延光在马氏体钢研究中提出的临界冷却速度估算公式选择冷却速度：

lgv=9.81-0.42C-2.81Mn-0.66Mo-0.0183Pa (1)

Pa=(1/Ta-0.000042lgta)-1-273 (2)

在公式：

v为获得马氏体组织的最小冷却速率（℃/h）；

Pa为奥氏体化参数；

Ta为奥氏体化温度（K）；

ta 为奥氏体化保温时间（h）。

由式（1）和式（2）可推算出试验钢转变为全马氏体组织的临界冷却速率为4℃/s。 因此，本文中所有样品的冷却速率均大于4℃/s。

将样品以10℃/s的加热速率加热至900℃，保温5min使其奥氏体化，然后以20、30、45和70℃/s的冷却速率连续冷却至200℃。 s，然后空气冷却至室温。 如图2(a)所示。 图2(b)显示了样品在冷却过程中的温度变化。 通过热膨胀试验，可以同时获得试验钢在不同冷却速率下的热膨胀曲线。

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热膨胀处理后样品的所有参数均从样品中部6 mm×6 mm部分观察测量。 研磨抛光后，用4%硝酸酒精溶液蚀刻，使用FEI Quanta 650 FEG热场发射扫描电子显微镜（SEM）和配备Nordlys F+电子背散射衍射（EBSD）观察其微观结构。使用扫描电子显微镜。 ）仪器对试验钢的有效晶粒尺寸进行测量和分析。 EBSD样品需要在体积比为6%的高氯酸酒精溶液中进行电解抛光。 首先将透射电镜样品机械减薄至0.05 mm，然后冲切出直径为φ3 mm的圆盘，减薄至0.025 mm。 随后进行电压为 4 keV 的电子束细化。 使用 Bruker D8 ADVANCA X 射线衍射仪 (XRD) 和测试设备 Co 靶分析样品中的位错密度。 管电流为40mA，管电压为35kV。 采用EV500-2A半自动维氏硬度计测量试验钢的硬度随冷却速度的变化。 负载重量为2公斤。 每个样品测量5个点并取平均值。

2 测试结果与讨论

2.1 马氏体转变起始温度​

试验钢在900℃奥氏体化并以不同冷却速率（20-70℃/s）冷却后的热膨胀曲线如图3所示，其中dL为相对膨胀量，马氏体转变为膨胀的过程， Ms点温度可以通过测量dL的拐点来确定。

采用切线法获得不同冷却速率下的Ms点温度，如图4所示。

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可以看出，在较高的冷却速率下，Ms点温度随着冷却速率的增加而降低。 因此，冷却速度的增加抑制马氏体相变。

研究表明，影响Ms点的可能因素有：

①基体中的化学成分；

②奥氏体晶粒度；

③淬火冷却速度；

④晶体缺陷；

⑤其他预转化的发生；

⑥压力和应变；

⑦ 磁化。

显然，本实验中，③~⑤是主要影响因素，将重点讨论。 一般来说，各种因素通过影响奥氏体强度来影响Ms点。 如果原始奥氏体强度高，相变阻力增大，马氏体相变就会受到抑制，导致Ms点温度降低； 反之，当母相奥氏体强度较低时，Ms点温度升高。 试验过程中，冷却速率越高，越容易引起原子错位，增加淬火空位密度。 高密度的淬火空位会增加位错密度。 研究发现，较快的冷却速度阻碍了基体中碳化物的析出，导致更多的元素固溶在基体中，晶格电阻增大。 同时，随着冷却速率的增加，马氏体形核速率增加，有效晶粒细化，这也增加了变形所需的能量，从而增加了马氏体转变阻力，这将在后续章节中讨论。

综上所述，淬火冷却速率的增加导致位错和空位之间的相互作用更加复杂，基体中固溶的合金元素更多，形核速率增加，最终导致相变所需的能量增加，马氏体相变更加困难，从而降低Ms点温度。

2.2 微观结构

2.2.1 组织形态

图5为不同冷却速率下试验钢的SEM照片。

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从图5可以看出，试验钢在不同冷却速率下均获得板条马氏体组织。 因此，可以确定试验钢的组织和力学性能的差异是由于不同冷却速率下产生的马氏体组织造成的，而不是由于不同冷却时产生的不同组织（贝氏体、铁素体等）带造成的。费率。 即将到来的影响。

2.2.2 有效晶粒尺寸

奥氏体体内一般有多个马氏体板条束（Packets）。 马氏体包由马氏体板条块（Blocks）组成，每个块由方向相同的马氏体板条（Lath）组成，如图6所示。其中，奥氏体、马氏体包和马氏体块的边界均较高-角晶界，而马氏体板条被小角度晶界分隔。 研究证明，马氏体块体是马氏体中具有大角度晶界的最小单元。 因此，马氏体的有效晶粒尺寸为马氏体块的平均尺寸。

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使用EBSD分析试验钢中马氏体块的分布。 结果如图7所示，其中黑线代表大于10°的大角度晶界。 采用截面法随机测量试验钢中200块马氏体块体的尺寸，结果如图8所示。

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可以看出，随着冷却速率的增加，试验钢的有效晶粒尺寸略有减小。 这是因为冷却速率的变化影响马氏体的形核速率。 马氏体形核理论仍存在争议，但普遍接受的观点是大多数马氏体相变是非均匀形核。 根据经典成核理论，成核速率可用公式（3）表示[6]：

I=N0wexp(-QkT) exp (-ΔG * kT) (3)

在公式：

I为成核率；

N0 是假设的潜在核数；

w是原子振荡频率；

Q是每个原子的活化能；

ΔG*为成核活化能；

k是玻尔兹曼常数；

T 是温度。

在马氏体转变过程中，w 和 Q 被视为常数。 ΔG*随着过冷度的增加呈指数下降，最终导致形核速率I增加。由于冷却温度的降低，过冷度随着冷却速率的增加而增加。 因此，增加冷却速率会增加形核速率并细化有效晶粒尺寸。

2.2.3 位错密度

板条马氏体因其位错密度较大，又称位错马氏体。 图9显示了试验钢马氏体中的位错形貌。

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可以看出，试验钢中存在大量分布不均匀的位错，它们相互缠绕，阻碍彼此的运动。 这也是马氏体钢具有较高硬度的主要原因。 为了更准确地测量样品中的位错密度，选择更大的面积（15 mm×15 mm）进行XRD测量，结果如图10所示。

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由于位错密度与衍射峰宽度有关，且不同冷却速率下试验钢的衍射峰宽度差异不明显，因此位错密度在同一数量级内。 通过详细的计算和处理，可以获得试验钢位错密度的详细值，如表1所示。随着冷却速度的增加，位错密度逐渐增大。 这是因为冷却速度的增加使样品内部产生较大的残余应力而没有来得及释放，导致晶格畸变更加严重，位错密度增加。

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2.3 硬度

图11显示了试验钢在不同冷却速率下的硬度。

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可以看出，随着冷却速度的增加，试验钢的硬度逐渐增加。 当合金成分和组织相同时，试验钢的硬度主要取决于马氏体含量和马氏体组织的硬度。 该测试中使用的冷却速率远大于生成完全马氏体结构的临界冷却速率。 冷却后显微组织中残余奥氏体含量很少，因此马氏体含量对硬度几乎没有影响。 马氏体组织的硬度与钢中的位错密度和有效晶粒尺寸有关。 强化增量可以用经验公式(4)和(5)表示：

σ d =αGbρ 12 (4)

σ g =kyd - 12 (5)

在公式：

σ d 为位错强化增量；

α是常数；

G为剪切模量；

b 是 Burgers 向量；

ρ为位错密度；

σ g 为细晶强化增量；

ky 是常数；

d是有效晶粒尺寸。

可见强化效果与位错密度的平方根成正比，与有效晶粒尺寸的平方根成反比。 因此，随着冷却速率的增加，位错密度的增加增加了位错强化。 同时，较高冷却速率下有效晶粒尺寸的减小带来更明显的晶粒细化强化效果。 这些因素都有助于增加试验钢的硬度。

3 结论

1)热膨胀试验中，试验钢以20～70℃/s的冷却速度发生马氏体转变。 随着冷却速度从20℃/s增加到70℃/s，奥氏体的强度和热稳定性增加。 性能得到改善，从而增加了马氏体相变的抗力，马氏体相变起始温度由328℃降低到307℃。

2）试验钢在远高于生成全马氏体组织的临界冷却速率的条件下冷却后，冷却速率的增加使误差密度增大，有效晶粒细化，从而提高了试验钢的硬度。

摘自《金属热处理》2022年7月