残余奥氏体和逆转奥氏体

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1、残余奥氏体和逆转奥氏体东北特钢集团大连特殊钢丝有限公司钢丝徐效谦内容摘要：对于高强度和超高强度钢，目前普遍认同的标准是以抗拉强度1370MPa作为中等强度和 高强度的界限，而超高强度钢是指抗拉强度N1620MPa的合金钢。本文介绍了高强度钢和超高强度 钢强韧化研究的最新成果，重点推介韧化相的概念、理论和应用实例。残余奥氏体和逆转奥氏体组 织是两种最有实用价值的韧化相，逆转奥氏体是由马氏体逆转变形成的，尺寸十分细小、均匀、连 续地弥散于马氏体基体中，可在不降低强度的情况下，改善钢的塑性、韧性和焊接性能，其韧化效 果远优于残余奥氏体。而促成奥氏体逆转变启动的工艺措施通常有：多次回火、调节处理+低温

2、时 效，或双重时效处理。关键词：韧化相、残余奥氏体、逆转奥氏体、沉淀硬化不锈钢、超马氏体不锈钢目前，利用沉淀硬化效应已经开发了包括沉淀硬不锈钢和超马氏体不锈钢在内的一大批高强度 和超高强度钢，但这类钢有一个共同特点：要么是韧性不足、冲击韧性较低；要么是塑性变形能力 不足、加工成形有一定难度，只能用于制作形状相对简单的零部件；要么是有脆化倾向、氢脆敏感 性或应力敏感性较强，裂纹扩展速度较快等。近年来，参照金属材料强韧性研究成果，越来越多的 人注意到：适当控制钢中的韧化相，可以有效地改善高强度和超高强度钢的塑性和韧性，而奥氏体 组织是最有实用价值的韧化相。1. 奥氏体的种类在室温条件下，奥氏体有以

3、下几种：稳定奥氏体(stable austenite A)通过添加大量扩大奥氏体区合金元素，使奥氏体组织保持到室温的奥氏体不锈钢和高锰钢。过冷奥氏体(undercooled austenite Ao)在共析温度以下，处于亚稳定状态的奥氏体，一旦条件具备就会发生分解转变，最终可能转变 成珠光体(P)、贝氏体(B)、马氏体(M)或混合组织。残余奥氏体(retained austenite Ar)淬火时未能转变成马氏体，而保留到室温的奥氏体，被称为残余奥氏。在淬火过程中，随着马 氏体的形成，引起体积膨胀，处于马氏体片间的奥氏体切变阻力增大，难以再转变成马氏体。此外， 在马氏体中脊附近存在着孪晶，残留

4、奥氏体承受着来自不同方向和不同晶团的压应力，奥氏体中位 错密度显著升高，切变阻力增大，也难以完成马氏体转变。因此，残余奥氏体通常存在于马氏体片 间和马氏体中脊附近。逆转奥氏体(reverse austenite A )沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢已经转变为马氏体组织后，在特定时效或回火温度范围内， 会产生马氏体逆转变，形成逆转奥氏体。从定义描述中可以看出：在沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢，或高强度和超高强度钢成品中 不可能存在稳定奥氏体和过冷奥氏体组织，可用作韧化相的只有残余奥氏体和逆转奥氏体组织。2. 残余奥氏体1、2残余奥氏体是所有可淬火硬化钢中普遍存在的一种显微组织，是过冷奥氏体转变为

5、马氏体过程 中因体积膨胀，受空间限制，致使部分奥氏体残留下来。残余奥氏体与过冷奥氏体的共同点是：都 具有面心立方的晶格结构；当继续深冷时，都会陆续转化成为马氏体。残余奥氏体与过冷奥氏体的主要区别有：（1）因为Y-Fe比a-Fe能溶解更多的C，所以残余奥氏体的碳含量高于钢的平均碳含量；（2）残余奥氏体中储存能量较高，不稳定、相对于逆转奥氏体更容易转变；（3）残余奥氏体受胁迫，第2类（在晶粒或亚晶范围内处于平衡的内应力）和第3类内应力（存 在于一个原子集团范围内处于平衡的内应力）较大、位错密度较高；（4）残余奥氏体晶粒为等轴晶，被马氏体分割，形貌各异，有薄膜状、片状、颗粒状和块状等。钢中残余奥氏体

6、优缺点参半：钢中存在适量（515%）残余奥氏体，能缓冲工件的淬火应力， 减轻变形开裂倾向，提高钢的冲击韧性、降低钢的脆性转点；对于在交变应力或在冲击应力下工作 的工件，钢中的残余奥氏体可以吸收形变能，起减振和提高疲劳寿命作用，是有实用价值的韧化相 之一。缺点是由于残余奥氏体较软，钢中存在过量的量残余奥氏体势必降低钢件的淬火硬度、强度、 耐磨性能和疲劳强度；残余奥氏体是不稳定相，在室温下长期存放或使用会逐渐转变为马氏体，使 工件体积膨胀或内应力增加，引起工件加工变形甚至开裂。因此对尺寸精度、强度、硬度、耐磨性 能要求较高的工件；形状复杂，需要机加工、精磨、抛光成形的零部件，不宜选用残余奥氏体作为

7、 韧化相。建议采用深冷处理，使残余奥氏体全部转变为马氏体。淬火后钢中残余奥氏体的数量主要取决于化学成分。一般说来，增加钢中降低点的元素的含 量，就会增加残余奥氏体量的含量，碳素钢中碳含量和淬火温度对Ar量的影响见图1。实践证明， 淬火后超马氏体不锈钢显微组织中留有5-15%的细小弥散状残余奥氏体，可使钢获得最佳的强韧性 配合，对于Fe-Cr-Ni-M。和Fe-Cr-Ni-Co-M。系钢，可用A.R.I （残余奥氏体保留指数）来预测淬火 后钢中残余奥氏体含量，ARI从19提高到22时，钢的抗拉强度随残余奥氏体量同步增长，升到 22时Ar约为10%,可获得最佳强韧性，再继续提高A.R.I抗拉强度开

8、始下降，如图2。近年来利用 这个经验公式，已经研制出一批A.R.I接近22的具有高强度和高韧性的超马氏体钢。经适当热处理 后，超马氏体钢的抗拉强度（R）最高可达到2160MPa，同时还具有良好的塑性，断面收缩率Z=50%, m伸长率A=1015%。A.R.I=Ni%+0.8 （Cr%）+0.6 （Mo%）+0.3 （Co%）11.28%C 水淬 20.89%C 油淬 30.89%C 水淬40.40%C 油淬 50.40%C 水淬图1碳钢淬火温度对Ar量的影响2图2成分对残余奥氏体含量和七的影响15残余奥氏体量还与淬火温度密切相关，从图1可以看出：碳素钢的A量随淬火温度升高呈先升 R后降的变化趋

9、势，所有可淬火钢都具有类似特性，仅是峰值温度范围有所不同。延长保温时间的作 用与提高淬火温度作用相同，但作用弱得多。奥氏体的稳定性对残余奥氏体量也有重要影响，等温淬火过程中冷却速度较慢或在冷却过程停 留都会引起奥氏体稳定性提高，而使马氏体转变产生迟滞的现象，称为奥氏体的热稳定化(又称为 陈化)。连续淬火时，残余奥氏体的转变原则只取决于最终冷却温度，而与冷却速度无关，但大型零 部件的冷却速度减慢时热稳定性明显增强。关于热稳定化产生的原因，共识是与C和N原子运动有 关，只有C和N总量超过0.01%的钢才会产生热稳定化，随C和N量增加稳定化效应增强；强碳化 物形成元素，如Cr、Mo、V的存在也使稳定

10、化效应增强；非碳化物形成元素，如Ni和Si对稳定化 效应基本无影响。热稳定化理论解释为：在适当温度下C和N向点阵缺陷处和位错线上偏聚形成“柯 氏气团”或碳、氮化合物，钉扎位错，使马氏体转变的切变阻力增大，需要附加动力(如增加过冷 度)才能使马氏体转变继续下去。热稳定化现象有一个上限，常用Mc表示。钢在Mc点以上等温停留并不产生热稳定化，只有在 Mc点以下等温停留或缓慢冷却才会引起热稳定化。实际生产中可以灵活运用残余奥氏体的这些转变 特性，来调节钢中的Ar量，获得最佳强韧性配合。例如高速工具钢，一次淬火后Ar量很高，硬度不 足，采用在高于Mc点的温度(560C)下回火，一方面使马氏体内应力得以释

11、放，另一方面使处于 点阵缺陷处或位错线上的C和N得以解脱，再冷却时部分残余奥氏体继续转变为马氏体，在A量下 R 降的同时，钢的硬度提高。因此多次回火处理又称为“催化处理”。同理，沉淀硬度不锈钢和超马氏 体不锈钢也可采用多重时效处理找到最佳强韧性配合。3.逆转奥氏体逆转奥氏体是瑞典人最初发表的有关Ni4钢的专利中给出的定义，指Cr-Ni-Mo系马氏体不锈 钢在回火过程中，由马氏体直接切变生成的奥氏体，这种奥氏体在室温下，甚至更低的温度下都可 以稳定存在，为了与残余奥氏体区别开来，根据其形成特点，称之为逆转奥氏体。与残余奥氏体相 比，逆转奥氏体的特点是：(1) 逆转奥氏体是马氏体钢在Ms点之上、A

12、c1点之下回火或时效处理过程中，由马氏体逆转变 形成的，是非扩散型转变产物。但因转变温度较高，组织中合金元素有一定的扩散能力，化学均匀 性较好，内应力已得到释放；转变过程中钢的体积收缩，组织中不像残留奥氏体中存在着高密度的 位错和孪晶。如在Ac1点以上回火，获得的是稳定奥氏体就不能称为逆转奥氏体了。(2) 逆转奥氏体是由马氏体直接切变生成的，尺寸十分细小、均匀、连续地弥散于马氏体基 体中，可在不降低强度的情况下，改善钢的塑性、韧性和焊接性能。而残留奥氏体为等轴晶，被马 氏体分割，以薄膜状、片状、颗粒状和块状存在于马氏体板条间，其韧化效果远不如逆转奥氏体。(3) 逆转奥氏体形成温度较高，组织中C

13、、Ni、Mn等稳定奥氏体的元素聚集量较高，热稳性 很高，有人用低温磁称法测定逆转奥氏体的稳定性，结果表明：含逆转奥氏体的试样冷却到一196C 后再回到室温时，逆转奥氏体的含量仅减少1.5%。(4) 逆转奥氏体的机械稳定性一般，冷加工时，逆转奥氏体很容易转变为形变马氏体。逆转奥氏体的形成是有条件的，同样经历形核和长大的过程：当回火温度升至As点时，马氏体 开始转变为回火马氏体，基体部分应力得到释放。回火温度继续升高，C和N原子有能力从基体扩 散出来，形成碳化物，聚集在原马氏体板条边缘，逆转奥氏体的晶核在板条间形成，而Ni原子因动 力不足仍停留在板条中。当回火温度升至稍高于as点时，逆转奥氏体相的

14、核心就通过切变方式在高 Ni区直接生成逆转奥氏体，并沿板条界面和原奥氏体晶界纵向长大成极细的条索状。(5) As点表示马氏体开始转变成逆转奥氏体的温度，与之对应的Af点表示马氏体转变成逆转 奥氏体的终止温度。As点均高于Ms，因钢种不同两者差距有很大差别,Fe-Ni30合金的气比吨高420C 左右，数值最大。沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢的差距均在350C400C之间。另有一类合金， 如Cu-Al-Ni、Au-Cd、Cu-Al-Mn和Cu-Zn-Al等被称之为热弹性形变合金，气与吨的差均距在100C 以内，M An转变是双向的，经多次反复，也不影响转变速率，该类合金俗称为记忆合金，基本特 征是

15、：在相变的全过程中，新相和母相始终保持共格关系，相变是完全可逆的2。3.1低温用钢(9Ni )中逆转奥氏体的形态及其对钢的低温冲击韧性的影响3北京科技大学冶金工程院杨跃辉等，选用低温用钢9Ni,研究逆转奥氏体形成过程、显微组织 形貌、分布和取向，以及其对钢的低温冲击韧性的影响，对我们认识和理解的逆转奥氏体韧化机理 很有帮助，现简要介绍如下：9Ni钢是一种在深冷环境下使用的低温用钢(简称LNG用钢)，在世界范围内被广泛用于制作液 化天然气(Liquid nature gas)储罐，对钢的低温韧性要求极为严格。目前，普遍认为回火过程中 形成的逆转奥氏体对钢的低温韧性有重要影响。试验用钢的化学成分为

16、0.036%C、0.1%Si、0.70%Mn、 0.0068%P、0.005%S、9.02%Ni、0.096%Mo，钢的 Ac1=650C、Ac3=730C。试样从 15mm 厚热轧钢板上 截取，首先进行800CX 1h水淬火处理。淬火后的试样分成两批，一批直接进行570CX 1h回火， 水冷处理，简称QT状态，作为性能对比试样；另一批试样分别在两相区选定650CX 1h水冷、670C X 1h水冷和700CX 1h水冷进行调节处理，然后再在570CX 1h进行回火处理。采用扫描电镜(SEM) 测得9Ni钢金相图片如图3。a570CX1h 水冷；b650CX1h 水冷；c670CX1h 水冷；

17、d700CX1h 水冷。（暗区为板条状马氏体，明亮区为逆转奥氏体与淬火马氏体的混合物） 图3不同状态9Ni钢的扫描电镜（SEM）图片）从图3可以看出：淬火-回火后的9Ni钢的基体组织为板条马氏体，但在基体上分布着数量不 等的明亮区，经分析这些明亮区由逆转奥氏体和水冷过程中生成的二次马氏体两部分组成，在扫描 电镜下难以将它们准确分开。二次马氏体试样，浸蚀后只能部分地保留下来，其遗留物分布不均匀， 存在位置也比较散乱。而逆转奥氏体的分布比较规则，主要分布在原奥氏体晶界，板条束界和板条 之间。图3a是QT状态钢，明亮区An呈断续块状，多分布于马氏体板条束界上，很少位于板条之间； 衍射检测结果表明逆转

18、奥氏体含量约为4.47%。经650C两相区处理的钢，板条之间分布着大量的条 索状明亮区，逆转奥氏体含量约为10.15% （如图3b）。经670C两相区处理的钢，明亮区分布没有 多大变化，多存在于板条之间，但此时逆转奥氏体含量降到5.88% （如图3c）。两相区处理温度升到 700C后，组织为规则排列的不同取向马氏体板条，逆转奥氏体含量仅剩下2.34%。钢中奥氏体含量 先升后降的趋势与逆转奥氏的形成机制有关，一般认为钢中C和Ni的分布是不均匀的，低温时效时， C和Ni受扩散能力限制，无法在基体中聚集、促进奥氏体形成。当温度超过As点时，随C和Ni扩 散能力增强、逆转奥氏体开始形成、含量逐渐增加、

19、稳定性逐渐加强，冷却后奥氏体含量达到最高 水平。但温度高于Ac1点时，C和Ni扩散加剧，向奥氏体聚积的趋势反而减弱，奥氏体稳定性开始 下降，冷却过程又转变马氏体，钢中奥氏体含量反而比较少。为观察逆转奥氏体在基体上的分布状况，采用电子背散射衍射技术（EBSD），对不同热处理状态 钢的显微组织形貌、分布和取向进行检测，扫描步长0.5 口 m，检测结果如图4。图4中浅（红）色点 状物为逆转奥氏体，其变化规律与图3显示的结果完全一致。与QT状态钢相比，经650C两相区调 节处理的钢，逆转奥氏体的量明显增多，随着调节上升至温度670C和700C，其含量又有所下降。从分布状态看，QT状态钢逆转奥氏体的绝大

20、多数沿原奥氏体晶界和板条束界分布，如图4a。经两相 区调节处理后，逆转奥氏体不但在晶界形成，也存在于晶内部分区域（如图4bzd）。图中晶粒内部 浅（红）色和深（蓝）色细线分别代表取向差为1015。和510。的小角度板条束界晶内逆转奥氏 体多分布其上。说明经两相区调节处理的钢，在晶内板条界上也生成了逆转奥氏体，其分布变得更 加弥散和均匀。这就是逆转奥氏体的韧化效果优于残余奥氏体的原因。a570CX1h 水冷；b650CX1h 水冷；c670CX1h 水冷；d700CX1h 水冷。图4不同状态9Ni钢中逆转奥氏体分布和取向图根据图4对逆转奥氏体分布进行统计分析，计算出分布于晶内的逆转奥氏体在所有逆

21、转奥氏体 中所占比例；与在-196C条件下测定的试样冲击功A汇总一起，列入表1中。KV表1 9Ni钢中An的分布和取向、含量与冲击值的实测数量汇总表试样热处理工艺制度A形成位置统计结果气体积比（室温）Akv(T96C)J晶内晶界总数晶内/总 数800CX 1h 水冷+570CX1h 回火(QT)131201339.8%4.47127800CX 1h 水冷+570CX0.5h 回火(QT)4.47800CX 1h 水冷+650CX 1h 水冷+570CX1h 回 火12215828043.6%10.15177800CX 1h 水冷+670CX 1h 水冷+570CX1h 回 火551562112

22、6.1%5.88147800CX 1h 水冷+700CX 1h 水冷+570CX1h 回 火33558837.5%2.3415.5800CX1h 水冷+700CX1h 水冷 +570CX0.5h 回火3.48从对图3和图4的所作的分析和表1提供的数据中可以看出:(1) 两相区调节处理的温度均高于残留奥氏体的MC点，调节处理相当于对9Ni钢中少量残留 奥氏体起了 “催化作用”，促使其在水冷过程中转化为二次马氏体。在随后570CX1h回火过程中， 逆转奥氏体可直接在原残余奥氏体晶界形核，提高了马氏体逆转变效率，促进逆转奥氏体形成。(2) 调节处理的温度较高，C、Ni、Mn等奥氏体形成元素能够以较快

23、速度向奥氏体中扩散，这 部分奥氏体在随后水冷过程中大多数会重新转变为二次马氏体。二次马氏体的溶质原子浓度高于原 始马氏体。在回火过程中，富集于二次马氏体中的C、Ni、Mn等原子，只需经过短距离扩散就能偏 聚到逆转奥氏体中，有利于逆转奥氏体的长大QT状态的钢直接进行回火处理，由于温度较低，只 有C尚有一定的扩散能力，并且扩散距离较长，逆转奥氏体形核与长大必然相对缓慢。(3) 650C两相区调节处理后，钢的气量最高，冲击功也随之升到最高值。提高调节处理温度 后，An量不升反降，冲击功也随之起伏下降。(4) 两相区调节温度对室温逆转奥氏体含量有显著影响，该文选用650C、670C和700C三个 调节

24、温度尚不全面，至少应再增加600C和630C两个温度，保温时间再加上2h、3h和4h三个区段， 从中筛选出的工艺就可以认为是最佳调节处理工艺了。(5) 该文将调节处理和时效处理分开进行，调节处理主要解决钢的韧化问题，时效处理主要解 决钢的硬化问题。时效处理因沉淀硬化相不同选用温度也不同，9Ni钢选用570CX 1h时效，析出 相可能是R相(见1.4节中表1-10和图1-36)。(6) 时效时间也是一项重要的工艺参数，本文作者曾补充安排了 800CX 1h水冷+570CX0.5h 回火(QT)和800CX 1h水冷+700CX 1h水冷+570CX0.5h回火两项试验，用来查明时效时间对逆转 奥

25、氏体含量的影响，结果是：经700CX 1h调节处理的钢，将570C回火时间缩短0.5h,测得室温 逆奥氏体含量增加到3.48%，较1h回火试样上升了 1.14%,说明延长回火时间0.5h，导致1.14%的 逆奥氏体再次转变为马氏体。而QT状态钢的逆奥氏体含量没有变化。也说明高温调节处理使得逆转 奥氏体稳定性有所下降。回火或时效处理时，室温逆转奥氏体含量取决于两项工艺因素：高温调节处理时逆转奥氏体转 变量和冷却过程中逆转奥氏体的稳定性。逆转奥氏体与残余奥氏体一样，其室温含量随着回火温度 的升高出现先增后减的趋势，不同钢种逆转奥氏体含量随温度变化曲线如图58。#梯余国物雄廿4M:酬图5 02Ni1

26、8Co7Mo5Ti钢时效温度对室温逆转奥氏体含量的影响4图6 03Cr13Ni5Mo焊缝时效温度对室温逆转奥氏体含量的影响53.2 02Ni18Co7Mo5Ti马氏体时效钢中的逆转奥氏体4图5中02Ni18Co7Mo5Ti钢属于18Ni (250级)型马氏体时效钢，钢铁研究总院朱静等对该类钢 中逆转奥氏体的转变过程进行了研究，发现在As点以上进行时效处理，钢中在析出沉淀硬化相的同 时，还析出逆转奥氏体。尽管在不同时效状态下，逆转奥氏体的析出量形态大小和分布有所差 别，但对钢获得高强度、高韧性均有良好作用，使钢的冲压成形性能明显改善。李静等用膨胀法测 得 18Ni 的相变点：Ms=220C、Mf

27、=60C、As=585C、Af=760C。试样为0.050.06mm带材，首先经860CX1h,空冷固溶处理，然后分别在480C、520C、560C 和640C下进行时效处理，保温3h后空冷。测定不同热处理状态钢的显微组织，逆转奥氏体的含 量和钢最终热处理后的力学性能，结论如下：(1) 860CX1h，空冷固溶处理后，钢的显微组织全部为板条状马氏体。时效空冷后的显微组 织为一次马氏体、逆转奥氏体和二次马氏体相间排列，逆转奥氏体中混夹着少量沉淀硬化相，所有 逆转奥氏体都沿着马氏体(111)方向拉长。逆转奥氏体含量随温度变化规律如图5, 640CX3h时 效后空冷的逆转奥氏体含量最高。(2) 64

28、0CX3h时效后空冷的钢具有最好的深冲成形性能，从显微组织分析，经640CX3h时 效钢的高温基体组织为一次马氏体和逆转奥氏体，几乎各占50%；逆转奥氏体有的环抱马氏体，有 的处于板条状马氏体内部，呈短细的棒条状，弥散分布。空冷后大部分逆转奥氏体分解为二次马氏 体，钢的基体组织为一次马氏体(M)+逆转奥氏体()+二次马氏体(M)。此时一次马氏 体中的位错密度明显降低、逆转奥氏体中基本无精细结构，钢的非比例延伸强度(785MPa)虽稍低 于固溶状态，但伸长率上升到最高水平，钢的成形性有根本性改善。(3) 沉淀硬化相是钢的重要组成部分，480CX3h时效处理时主要析出相是Ni3M。和Mi3Ti,

29、随着时效温度上升，逐渐析出少量。相(BA)和拉维斯(Laves)相，虽能进一步提高钢强度，但对钢的 塑性和韧性有一定的不利影响。相在620C开始回溶，片状的Laves相在680C开始析出，深冲用 钢选择在630640C过时效处理可获得理想的强韧性配合。用JSEM-200型透射电镜观察不同温度时效后钢的显微组织结构、形貌、大小和分布发现：(1) 经480CX3h，空冷时效的钢，在直径约1 口 m的单晶选区内，同时出现四种取向的逆转 奥氏体。所有逆转奥氏体和沉淀硬化相的尺寸均为直径W10nm、长度W70 nm棒状(已考虑空间投 影)，也就是说，包括沿位错线析出的逆转奥氏体在内，它的大小、粗细也不会

30、超过上述尺寸。钢中 逆转奥氏体是沿马氏体基体螺旋位错线的111方向析出，马氏体与奥氏体之间的取向完全符合K-S 关系，即无扩散的切变转换模式。(2) 经560CX3h，空冷时效的钢，从电子衍射花样图上看，一条条黑带为逆转奥氏体，在三 个奥氏体斑组成的三角形斑中，奥氏体斑点“脱离”开马氏体斑点，但马氏体的011)斑点与奥氏 体的(111)斑点基本还在一条直线上，奥氏体与马氏体之间取向与K-S关系有一些偏离，但仍保持 基本一致。(3) 经860CX1h空冷+640CX3h空冷的钢，显微组织经历了从ATM、ITTA, Af 的相转变过程，这种相转变是靠切变完成的，互为可逆 640CX3h空冷时效的钢

31、中马氏体与奥氏 体之间的取向基本符合N-W (西山)关系。(4) 480C时效的钢An与M的取向符合K-S关系，560C时效后与M的取向开始偏离K-S 关系，640C时效后An与M的取向符合N-W关系；M与M有取向复原现象，这些现象都是切变机 制的基本特征从而证明了MTAnTM是切变的论断深入研究发现:从体心立方的一次马氏体(M) 转变成面心立方的逆转奥氏体(A)是经过两次切变才完成的：首先由体心立方点阵T密排六方点阵n面心立方点阵，密排六方点阵可以看成是逆转奥氏体的中间相。局部地区的两次切变是要支付相 变能的，所以才有As点，只有回火或时效温度高于As点时马氏体的逆转变才能启动。(5) 据观

32、察：逆转奥氏体是在位错区形核，沿马氏体基体螺旋位错线的111方向析出，其 形核过程可以看成是马氏体相变的逆转变。逆转奥氏体的长大基本分两种途径：一种是在原奥氏体 晶界或马氏体板条边界的残余奥氏体基础上长大。此种逆转奥氏体集结生成较大的块状，是不希望 出现的。要消除这种逆转奥氏体，必须首先设法消除残余奥氏体，使其全部转变为马氏体。或者调 整钢的化学成分，改变Ms点，避免残余奥氏体的析出。另一种是采用适当的调节处理工艺，使奥氏 体化元素C、Ni、Mn等通过短程迁移或扩散，产生适度偏聚，促使逆转奥氏体长大。此时逆转奥氏 体形态为短细的棒条状，直径不超过10nm,长度不超过70nm,呈螺旋分布，才能在

33、不降低钢的强度 的条件下改善钢的冲击韧性。由于时效过程中经历了 MTAn、AnTM的转变，促使钢的晶粒细化， 甚至对钢强度和韧性同时起好的作用。3.3 03Cr13Ni5Mo (HS13/5L)熔敷金属中的逆转奥氏体5图6中的03Cr13Ni5Mo (HS13/5L)是三峡电站水轮机转轮用焊接材料，焊缝的断裂韧性往往受 焊接工艺影响出现大幅度下降，如何通过热处理恢复钢的断裂韧性成为至关重要的问题。哈尔滨焊 接研究所李小宇等为此开展了专题研究，探讨热处理时产生的逆转奥氏体对熔敷金属塑、韧性恢复 所起的作用。试验用试板为03Cr13Ni5M。型铸钢，选用化学成分相同的焊丝(HS13/5L)，采用多

34、层 多道次焊接，焊接工艺如表2。表2 HS13/5L焊丝气体保护焊焊接工艺焊丝直径mm电源极性焊接电流A电弧电压V焊接速度 mm/min保护气体气体流量L/min1.2直流反接2402602830250Ar+5%CO220从焊缝处提取熔敷金属试样，试样在500C、530C、560C、590C、620C、650C和680C七 个温度下进行时效处理，保温12h后随炉冷却，低于100C时出炉空冷。用X射线衍射法测定逆转 奥氏体含量，然后进行冲击试验和硬度试验。测定逆转奥氏体含量与断裂韧性的对应关系如图6, 发现熔敷金属中逆转奥氏体含量与时效温度之间同样存在着先升后降的对应关系，断裂韧性和逆转 奥氏体

35、含量之间同样存在同步变化的关系，经620CX12h时效处理的试样，奥氏体含量达到最大值 25.51%，此时冲击吸收功Akv也达到最大值73J。时效温度提高到680C时，奥氏体含量降到0,冲 击吸收功Akv仅剩下42J。硬度检测结果表明：熔敷金属硬度与逆转奥氏体含量成反比，500C时效 后逆转奥氏体含量为3.12%，硬度为314HB;然后硬度平稳下降，620C时效后降到最低点265HB, 然后又平稳上升，680C时效后又回升到295HB。3.4 ZG02Cr13Ni4Mo超马氏体不锈钢铸件中的逆转奥氏体6图7中ZG02Cr13Ni4Mo为超马氏体不锈钢铸件，美国ASTM标准对应牌号为CA6NM。

36、因其具有优 异的铸造和焊接性能，良好的强韧性及耐腐蚀性能，被广泛地应用于水轮机组件、核电站压力容器 精彩文档及海上钻井平台构件中。沈阳金属材料研究所王培等，研究了该类钢在低加热速率下回火的显微组 织转变过程，得出了不尽相同的结论，简要介绍如下：（1）试样的化学成分和显微组织试样取自生产水轮机叶片现场，随炉浇注的试样块尺寸为200mmX100mmX100mm。试样块在 1100C保温10h，完成均匀化处理，再经1050C保温2h,空冷正火XRD （X射线衍射仪）测量结果 表明正火钢的显微组织为100%铁素体。用光谱法测定化学成分如表3。表3 ZG02Cr13Ni4Mo试样及ASTM标准中CA6N

37、M的化学成分牌号质量分数.CSiMnPSCrNiMoCA6NM0.061.001.000.040.0311.5 14.03.504.500.40 1.00ZG02Cr13Ni4Mo0.0150.410.440.0240.00711.844.400.43（2）钢的相变点的测定将样块加工成3mmX10mm的试样，以0.05C/s的加热速率加热到1000C,保温15min,完全 奥氏体化后，再以100C/s的速度快速冷到室温。使用Formast-D热膨胀仪测定相变点气、Af、Ms 和Mf，同时查出该钢的Ac1和Ac3。在低加热速率（0.05C/s）条件下固溶处理的ZG06Cr13Ni4Mo 钢，各相

38、变点从低到高的排列次序为：Mf=135C、Ms=318C、As=578C、Ac1=688C、Ac3=740C、 A=807C。f经固溶处理的试样，采用同样低加热速率进行620C、640C和660C回火处理，保温15min后， 以100C/s的速度快速冷到室温（一次回火），测定其Ms点分别为170C、190C、225C。说明经 回火处理钢中析出逆转奥氏体，低温回火逆转奥氏体稳定性较高温（1050C）形成的奥氏体稳定性 好，所以Ms点明显降低（与318C相比）；620C-次回火后Ms点最低，其逆转奥氏体含量最高，约 为5.4%，见图7。（3）回火工艺方案对经固溶处理的试样，分别进行两次回火处理。第

39、一次回火以0.05C/s的速率将钢分别加热到 590C、600C、620C、640C、660C、680C和 700C，保温 15min 后，以 100C/s 的速度快速冷 到室温。第二次回火以同样的低速率将经过一次回火处理的钢加热到600C，保温15min后空冷到 室温。分别将测定两次回火试样的显微组织、维氏硬度、逆转奥氏体含量和显微组织中Ni含量。图7 ZG02Cr13Ni4Mo 一次回火逆转奥氏图8 ZG02Cr13Ni4M。铸钢逆转奥氏体体含量和显微硬度与回火温度的关系6含量与第一次回火温度的对应关系6（4）第一次回火试样测量结果回火后试样中逆转奥氏体含量与回火温度和显微硬度的对应关系如

40、图7。检测结果表明：一次 回火获得的逆转奥氏含量随着回火温度的升高先升后降 600C及其以下温度回火，钢中生成的逆转 奥氏在冷却过程中稳定性良好，能完整地保留至室温（即钢中未发现二次马氏体），620CX15min 回火获得的逆转奥氏体含量最大（约为5.4%）。但600C以上回火得到的高温逆转奥氏体，在随后冷 却过程中有部分或全部重新转变成二次马氏体，即逆转奥氏在达到最大量之前已经开始失稳。图7中显微硬度变化曲线和逆转奥氏体变化曲线显示：在590C和660C回火得到的奥氏体含 量基本相同（分别为2%和1.9%）,因为后者显微组织中存在新生成的未回火马氏体而使其硬度明显 高于前者（两者显微硬度分别

41、为HV277和HV313）。类似现象也存在于600C和620C回火试样之间， 620C回火试样中逆转奥氏体含量远高于600C回火试样中逆转奥氏体含量（分别为5.4%和2.3%）, 但由于620C回火试样显微组织中的未回火马氏体部分抵消了逆转奥氏体的软化作用使两者的显微 硬度基本相同（分别为HV274和HV271）。使用TEM （透射电镜）观察，发现经620CX15min-次回火的试样，逆转奥氏体呈长条状分布， 长约102103nm，宽约100nm,未见有高密度位错。基体马氏体与逆转奥氏体之间具有：（011）M （1i1）100110人晶体学取向关系，即西山（NW）关系。进一步使用EDX （能量

42、分析谱仪） 对5处逆转奥氏体和邻近马氏体中的Ni含量进行测定，显示马氏体中Ni含量略低于合金中平均含 量（4.40%），逆转奥氏体中Ni含量略高于合金中平均含量（如表4）,证实了逆转奥氏体中富集了 大量的奥氏体化元素是其在冷却过程中稳定存在的原因。论文作者认为：回火过程中的逆转奥氏体 优先在马氏体板条束间和原奥氏体晶界处形核长大，是因这些区域存在高密度缺陷，为其形核提供 了能量，同时为相变时奥氏体化元素扩散提供了快速通道。而逆转奥氏体与马氏体之间的晶体学关 系，只是为降低逆转奥氏体形核时的界面能而形成的，不是切变型相变的结果。表4 EDX测定逆转奥氏体和邻近马氏体中的Ni含量（质量分数，%）位

43、詈逆转奥氏体中马氏体中15.413.9925.484.2037.754.1647.644.3658.244.49（5）第二次回火试样测量结果总的看来，一次回火得到的逆转奥氏体量比较低，620CX15min，水冷一次回火后，即使获得 的逆转奥氏体含量最高，也不过是5.4%。而且其显微组织中含有一定量的新生马氏体。但作为实用 材料一旦含有未回火马氏体，将会使材料的塑性和韧性恶化。随时有断裂的可能，因此必须进行二 次回火处理。二次回火的目的是：使新生马氏体内应力得到释放，转变成回火马氏体；同时促使新 生马氏体尽可能多地转变为逆转奥氏体，并保证随后冷却过程中不会产生二次马氏体。因ZG02Cr13 Ni

44、4Mo钢的As点为578C, 600C以上逆转奥氏体失稳，所以将二次回火温度定为600C，其加热速 率仍维持在0.05C/S，保温15min后空冷到室温。如温度和时间选择得当，最终回火处理可以做到同时析出沉淀硬化相和韧化相，使钢获得最佳强韧化配比。二次回火后的逆转奥氏体含量与一次回 火温度的关系如图8。比较图7和图8不难看出：620C660C-次回火+600C二次回火的工艺制 度可以显著提高逆转奥氏体含量。主要原因是一次回火时产生的弥散分布的未回火马氏体，增加了 二次回火时逆转奥氏体的形核位置。4.实现奥氏体逆转变的工艺措施通过对不同钢种逆转奥氏体形成过程的分析，我们对逆转奥氏体的形成条件逐渐

45、有了较清晰的 认识：(1)钢中必须有适量的奥氏体形成元素，通过常规淬火能获得马氏体组织。从马氏体逆转变成奥氏体必须经历二次切变，需要一定的应变能，应变能提供有两个途径：冷 加工应力和加热温度，其中加热温度是主要来源。所以An的形成条件是加热到As点以上，冷加工对 其形成有促进作用。通过回火或时效处理要获得一定量的奥氏体，钢中必须含有足量奥氏体形成元素，这些元素在 回火或时效过程中要能从马氏体中脱溶，迁移、扩散、聚集到奥氏体中；同时能保证在随后冷却中 继续以单质形式固溶在奥氏体中，使奥氏体稳定到室温以下。显然C元素不具备这种功能，因为C 扩散能力强，回火初期最早从马氏中脱溶，向晶界、相界、位错或

46、马氏体板条间聚集，为逆转奥氏 体早期形核、长大做出贡献。但C活性强，随着温度提高，很快形成各种碳化物从钢中析出，失去 了稳定奥氏体的作用。碳素钢回火时，随着回火温度提高依次转变为回火马氏体、回火托氏体、回 火索氏体和珠光体，但不会形成逆转奥氏体，只能依赖残余奥氏体完成韧化功能。除C外，钢中常用奥氏体元素还有N、Mn、Ni和Cu等，尽管N的稳定性优于C,但钢中N含量 一般小于0.01%,对逆转奥氏体的形成起不了多大促进作用，只剩下Mn、Ni和Cu 了。Mn也是碳化 物和氮化物形成元素，目前尚未见Mn促进逆转奥氏体生成的报导。从理论上分析只剩下Ni和Cu 了。Ni和Cu均是非碳化物和氮化物形成元素

47、，在回火或时效过程中除少量以金属间化合物的形式 析出外，绝大多数以单质形式固溶在奥氏体中，尤其是Ni，对逆转奥氏体稳定到室温之下起到不可 或缺的作用。按合金元素的特性分析，Co应该是除Ni之外，最能促进逆转奥氏体形成的元素，可能因为价 格原因，实用事例少见报导。金属钻在422C以下具有密排六方晶格(e), 422C以上转变成面心 立方晶格(a)。Co在铁基不锈钢和镍基特种合金中均有很高的固溶度，与Ni相似，是扩大和稳 定奥化体区的元素，但Co降低Ms点作用不明显，因此，提高钢中Co含量不会产生残余奥氏体量增 加、马氏体转变率下降的现象。Co具有抑制C析出，促进W、Mo、Al、Ti、Nb等析出的

48、功能。如前 所述，C在An形成和长大初期起决定性作用，抑制C析出等于促进An形成和长大；在中高温阶段， 抑制C析出可以延缓C23C6的形成，提高钢的抗晶间腐蚀性能。W、Mo、Al、Ti、Nb等元素都是金属 间化合物的形成元素，促进W、Mo、Al、Ti、Nb析出等于促进沉淀硬化相形成，对提高钢的强度和 硬度十分有利。Co的相变自由能低、晶体位错能低3 (500C时13.5X10-7j/cm2)，在中、低温下原 子扩散能力比Ni要强得多，在An形成初期可以比Ni更早更多地富集到An晶核周围，促使An长成。目前，逆转奥氏体主要用在特殊用途的高合金钢中，这类钢除高强高韧性以外，往往还有不锈、 耐高温或

49、低温、抗蠕变、具有特定的弹性性能等要求，钢中C通常均控制低碳或超低碳水平，主要 精彩文档依靠金属间化合物强化、依靠逆转奥氏体韧化。在回火或时效过程中不产生回火托氏体、回火索氏 体和珠光体转变。（2）如前所述，马氏体逆转变必不可少的环节有：C、Mn、Ni等奥氏体形成元素从马氏体基体 中析出，奥氏体化元素向层错区或晶界、相界及其他高能区富集，局部区域显微组织产生相变（由 体心立方转变为密排六方）、逆转奥氏体形核、长大（由密排六方转变为面心立方）。而促成奥氏 体逆转变启动的工艺措施通常有：多次回火、调节处理+低温时效，或双重时效处理。逆转奥氏体 形成温区在AsAc1之间，一般说来随着温度上升，析出量

50、增大。但温度升高时，An中的固溶Ni含 量存在着先升后降的变化规律，而逆转奥氏体的稳定性与固溶Ni含量有严格的对应关系。要保证 A达到最大量的原则是：保证奥氏体形成元素只能在小范围内迁移、扩散，不能形成大范围内的扩n散。多次回火或双重时效中的第一次热处理，就其本质来说，目标均为调节逆转奥氏体总量，对于 含残余奥氏体的钢而言，调节目标是对Ar进行催化处理，使残余奥氏体继续分解为网；对无Ar的 钢，调节目标是使M尽可能多地转变为An，并在随后的冷却中使大部分An转变为M。为二次热 处理时MTAn转变创造条件。特殊钢的As点一般比Ac1点低100C140C,气点过去用的少，基 本采用实测数据；而Ac

51、1点比较容易查到，即使查不到也可以使用相应的经验公式进行估算。上述 经验数据为拟定新钢种的工艺试验方案提供了依据，通常一次热处理的最佳温度大约比 Ac1低 40C50C左右7。二次热处理的目标有三个方面：消除M造成的内应力，只要回火温度大于400C即可；调整沉 淀硬化相的组成、尺寸和分布，为此需根据钢的化学成分、沉淀硬化相的类型选择时效温度；促使 M进一步转化为逆转奥氏体，热处理温度必须大于As点，一般将温度控制在比As高20C30C处。（3）特殊钢的逆转奥氏体析出温度往往与沉淀硬化析出温度重叠，逆转奥氏体也常与多种沉淀 硬化相共存。所以逆转奥氏体与残余逆转奥氏体虽然同为韧化相，前者是混有沉淀

52、硬化相的“硬韧 化相”，后者是独立存在的“软韧化相”。（4）逆转奥氏体的析出是温度与时间交互作用的结果，高温选用短时间，低温选用长时间，往 往能得到等质等量的逆转奥氏体。如果兼顾马氏体的内应力消除、沉淀硬化的析出和细化，合理优 化回火或时效工艺，可能获得意想不到的强韧化效果。2013年3月12日参考资料1. 吉林大学罗光荣，残余奥氏体对钢的机械性能的影响J.金属热处理，1980 （7）, P1-6。2. 刘宗昌等编著，材料组织结构转变原理，冶金工业出版社，2006年9月第1版。3. 杨跃辉、蔡庆伍、武会宾、王华，两相区热处理过程中回转奥氏体的形成规律及其对9Ni钢低 温韧性的影响，金属学报,2

53、009年3月，P270274。4. 朱静、赵瑛伟、潘天喜、蔡其巩，18Ni（250级）马氏体时效钢中逆转变奥氏体的研究，钢铁， 1981 年 8 月，P4145。5. 李小宇、王亚、杜兵。颜怀水，逆转奥氏体对0Cr13Ni5Mo钢热处理恢复断裂韧性的作用，焊接 生产应用，2007年10期P4749。6. 王培、陆善平、李殿中、康秀红、李依依，低加热速率下ZG06Cr13Ni4Mo低碳马氏体不锈钢回火 过程的相变研究，金属学报,2008年6月，P68685。7. 徐效谦,钢的临界温度参考值，第4版，百度文库。EB/OL.第4版.2013-07-16.（编者说明：本文是沉淀硬化不锈钢和超马氏体不锈钢一文的第3段“超马氏体不锈钢”中的 第3.2.3节，由于原文篇幅较大（约15万字），只能分章节发表。）对于逆变奥氏体的产生机理还存在争议.在研究同类钢种时，文献2, 8认为逆变奥氏体以无扩 散的切变模式形成，其形状和尺寸决定其在随后冷却过程中稳定存在；文献9认为逆变奥氏体以扩散型相变模式形成，其中富集的奥氏体化元素使其在随后的冷却过程 中不发生马氏体转变.