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高铬铸铁在亚临界热处理过程中的相变和显微组织 的观察
摘要：在这项研究中，对铬的质量分数为18.23%的白口铸铁进行了一系列的亚临界热处理。在350℃和450℃的温度下，都没有观察到二次碳化物的析出，整体显微组织与铸态条件下相似。在550℃下，硬度值较毛坯铸件的硬度值略有增加，没有观察到任何二次碳化物形成的证据。在650℃和750℃下，珠光体—铁素体结构发生从大量到全部的转变。由于珠光体—铁素体形成的主导作用，二次碳化物析出的一些迹象，特别是经过长时间的热处理阶段，是不足以阻碍硬度的降低的。在850℃下，二次碳化物的析出和马氏体的形成导致高硬度值。
关键字：铸铁、高铬、二次碳化物、亚临界处理
简介
当要求材料具有耐特殊磨损、耐腐蚀、高振动吸收能力以及良好的重载荷传输应用能力时，高铬白口铸铁是一种行之有效的选择。这些特点主要与存在于微观结构中的不同相有关。Tabrett和Sare（参考文献1）通过广泛的审查解决了控制和修改这些材料的显微组织的所有重要问题。尤其是就显微组织与抗磨损性能的关系而言，读者应参考Tabrett和Sare（参考文献1）以及Dogan和他的同事（参考文献2-4）的研究。
这些合金的典型铸态组织由基本的奥氏体树枝晶和一种奥氏体/（通常称为基体或共晶合金）低共熔混合物组成。Maratray和Poulalion对高铬白口铸铁的显微组织进行了详细的检测（参考文献5）。
高铬白口铸铁可以受两种主要类型的热处理：a)不稳定（或临界）热处理（在800-1100℃下加热1-6小时；参考文献1-5）,目的是使高合金奥氏体基体在冷却过程中不稳定并转化为马氏体。它们还倾向于引起二次碳化物析出。b)亚临界热处理（在200-600℃下加热2-6小时；参考文献3-5），通常是在不稳定热处理后，目的是使二次碳化物进一步沉淀，并消除所有的残余奥氏体相。
尽管为了确定从在不稳定热处理到亚临界热处理过程中显微结构的作用机制而进行了广泛的实验工作，但只有很少的研究专注于亚临界热处理对高铬白口铸铁的直接影响。据报告（参考文献1-6），在这种处理中，高合金化的亚稳奥氏体基体可以分解成铁素体相和二次碳化物相的各种不同组合，同时主要的相几乎不受影响。
Wang（参考文献7）研究了16Cr-1Mo-1Cu 白口铸铁在853K（580℃）亚临界热处理期间不同的时间间隔下的性能。从第2小时到第10小时，可以观察到硬度大幅度增加，在接下来的6小时缓缓下降，超过16小时以后略有增加。这些硬度波动与不同的显微组织的性能有关。Wang等(参考文献8)研究了在亚临界热处理下15Cr-1Mo-1.5V白口铸铁中二次碳化物的析出和转变对硬度的影响。在833K（560℃）下加热导致两个硬度峰值，分别在10小时和14小时后。第一个峰值是由于马氏体相变和沉淀，第二个峰值与和碳化物的存在有关。
这项研究是对高铬白口铸铁的热处理（参考文献9-13）的广泛探讨的一部分，目的在于阐明它们对显微组织和材料性能的影响。最终的目标是开发一个包括所有可能的热处理的健全的数据库，充分而准确地描述其特征，从而为实际应用选择最佳的（显微组织、性能、成本）热处理方式。
以往的研究（参考文献9）探讨了不稳定热处理和亚临界热处理的顺序颠倒（D-S和S-D）对白口铸铁的显微组织的影响。与S-D相比，D-S导致较低的硬度值，因为与颠倒处理顺序后得到的马氏体二次碳化物相比，珠光体二次碳化物修改了初级碳化物。这项研究补充了关于合金（、、Si、C）的添加对热处理的铸态显微组织的影响的探讨（参考文献10）。在800-1100℃范围内的单纯不稳定热处理确定了得到最高硬度的最佳不稳定温度，与二次碳化物的化学计量和形态有关。
Karantzalis等人（参考文献9）在他们对亚临界热处理（600℃、13小时）的最初研究期间观察到硬度和韧性特性的组合。因此，本项研究的范围是进一步探讨单纯的亚临界处理对一种特定的高铬白口铸铁的显微组织和硬度的影响，从而减少不稳定-亚临界热处理组合的成本。
2 实验步骤
本实验中高铬白口铸铁的成分及其质量分数为：C2.35%，Cr18.23%，Mo0.46%，Si0.61%，Mn0.61%，P0.1128%，其余为Fe。这种材料是通过在感应炉中熔化相应的原材料来制备的，然后在膨润土砂模中铸造，控制温度范围在1440-1460℃。将试样切断，并分别在350℃、450℃、550℃、650℃、750℃、和850℃下进行亚临界热处理30, 60, 120, 180, 240, 360, 480, 600, 720, 840, 960,1080, 1200, 1800, 1920和2040分钟，随后空冷。尽管850℃被认为是不稳定温度，但它用来与亚临界热处理比较。
根据标准金相程序，试样被固定、打磨和抛光，然后用含有乙醇94%，盐酸5%，苦味酸1%的溶液进行化学腐蚀。硬度测试由便携式硬度计（Equotip牌，每平方厘米5个测量值）完成。组织观察用的仪器有：光学显微镜（徕卡4000DM型）和扫描电子显微镜。用Shimadzu HMV测试仪进行显微硬度测量。
结果与讨论
图一显示了不同热处理的硬度值，接下来试图将硬度与显微组织联系起来。
3.1 铸态合金
图二（a）呈现的是铸态合金的显微组织，可以观察到大亚稳态奥氏体枝晶包围在奥氏体/M7C3低共熔混合物中，这种形态与以前的实验结果一致（参考文献1-6,9-13）。在低共熔混合物中，可以分辨出在奥氏体/碳化物界面有一个包围着共晶碳化物的黑色层，这种黑色层的存在与接近一次碳化物的周围的薄马氏体层的形成有关。这种马氏体的形成机制被描述如下（参考文献1）：一次碳化物相的形成引起奥氏体相中合金化元素和碳的局部消耗，这种消耗使受影响的奥
图一 合金的不同热处理过程中硬度值与时间的关系
体区域的Ms点温度升高，因此后者在冷却时转化为马氏体。随后将看到，典型的奥氏体/M7C3共晶形态可能会产生混淆，并且在考虑相转变的情况下可能产生误导。共晶区的显微硬度测量值为56510，这个值将在后面作为比较的依据。图二（b）表示测试（共晶）区域的典型显微硬度痕迹。
3.2 350℃和450℃热处理
图三（a）和（b）分别表示在350℃下热处理120分钟和1800分钟后试样的显微组织。图四（a）和（b）分别表示在450℃下热处理120分钟和1800分钟后试样的显微组织。微观组织或多或少与铸态条件下一致：大奥氏体枝晶被一种奥氏体/初级M7C3低共熔混合物包围，用扫描电镜进一步观察证实了这一发现。图五（a）和（b）分别表示在450℃下热处理360分钟和1080分钟后合金的显微组织，既没有观察到二次碳化物析出，也没有观察到奥氏体枝晶转变。
就硬度而言，图一表示一般情况下硬度值与铸态条件下没有明显差异，但仍然可以观察到一定程度的硬度值波动，尤其是在处理时间为中短期的条件下。这可能归因于各种竞争现象，如：
- 内部应力的释放可能会导致硬度的降低，特别是在处理的早期阶段。
- 在铸造过程中回火马氏体的形成。就像所描述的铸态合金的形态，一种马氏体相的薄层包覆了共晶碳化物区域，在热处理过程中，这种马氏体实际经受了回火条件。这种回火方法可导致各种显微结构的改变，如形成亚稳碳化物，形成渗碳，回火马氏体等等。所形成相的性质和程度是时间、温度和组合参数的函数。尽管马氏体回火导致了硬度的降低，但在回火的第一阶段碳化物的形成可能会导致硬度的增加。此外，在回火时，残余奥氏体可能被分解并随后转变为贝氏体或者马氏体（后者在冷却后），这些转变都提高了硬度。与350℃相比，450℃时转化效率更高，这强化了分级淬火，随后贝氏体和/或淬火诱发马氏体形成。因此，450℃热处理的最终硬度高于350℃热处理。因此，可以推测在tgt;500分钟的扩散过程最有可能是由残余奥氏体的分解而不是分级淬火控制。应当指出的是，在铸态合金中马氏体的低形成率可能导致硬度值的低差异，同样导致450℃热处理后合金的硬度值稍高于350℃热处理后的合金。
因此，可以清楚的知道，用确切的机制来介绍硬度的波动是相当复杂的，因为要确定哪些测试在更高的深度是被需要的，哪些在目前的水平下已不被采纳。
图二（a）铸态合金的显微组织：可以观察到奥氏体晶粒和共晶M7C3型碳化物，也可以分辨出一个黑色的薄马氏体层包围着共晶碳化物相。（b）在低共熔混合物区域的典型显微硬度痕迹。
图三 350℃热处理后合金的显微组织：（a）120分钟后（b）1800分钟后。形态特征与铸态材料相似，包含奥氏体晶粒、共晶碳化物和薄马氏体层。
图四 450℃热处理后合金的显微组织：（a）120分钟后（b）1800分钟后。微观组织特征没有显著变化。
3.3 550℃热处理
图6（a）和（b）表示在550℃的温度下分别热处理120分钟和1800分钟后试样的显微组织。在短时间内，没有观察出很明显的变化。后者由 奥氏体晶粒和M7C3/奥氏体低共熔混合物组成。然而，经过1800分钟的热处理图6（b），显微组织有显著改变，发生了奥氏体向铁素体的大量转变。类珠光体结构也大量存在。在扫描式电子显微镜下（图7a，b）进一步观察550℃分别热处理360分钟和1080分钟的试样，并没能发现二次碳化物的沉淀。可以用更高的倍数进行同样的观察(图7 c,d)。至少在短、中、中长的热处理时间，硬度值(图1)较铸态没有显著的变化。长期热处理时观察到的硬度的轻微降低与伴随着相粗化现象的铁素体-珠光体状结构的形成有关。然而,应该注意到,这样的形态可能不是珠光体性质，但奥氏体/M7C3低共熔混合物从铸态材料的不同方向延续。事实上，显微硬度测试值55515并没有显著不同于较早提出的共晶值56510。因此，整体硬度的轻微下降可能是由于粗化现象。Wang（参考文献7）在560℃下延续热处理（gt;960分钟）观察到珠光体组织，不过，他同时也在同样的条件下通过投射电镜观察到二次碳化物的析出。根据目前的实验结果，没有观察到这样的沉淀，也没有条件进行投射电镜分析。Wang还在本次研究没有采用的热处理时间（300-900分钟）观察到马氏体的形成，因为马氏体的形成导致硬度的急剧增加。有可能还归因于不同的铬和碳含量的不同性能：试验合金的高铬和碳含量会导致较高的Ms点（参考文献14,15），此外，奥氏体稳定性的增强可能阻碍奥氏体相珠光体转变。
图五 扫描电镜下观察的450℃热处理 图六 550℃热处理后合金的显微组织
后合金的显微组织：（a ）369分钟后 （a）120分钟后：在形态特征上没有
（b）1080分钟后 没有明显证据表明 观察到较大变化，显微组织有奥氏体
二次碳化物形成。 枝晶、共晶M7C3和薄马氏体组成。
图7 扫描电镜下观察的450℃热处理后合金的显微组织：（a，c）360分钟后（b，d）1080分钟后。无明显证据表明二次碳化物的析出。
3.4 650-750℃热处理
先前的实验(参考文献 1 - 3、7、8)表明,在600摄氏度以上的处理会导致奥氏体转变成有珠光体和其他碳化物以及铁氧体的混合体,。这样的转变导致硬度下降。Gundlach和Parks(参考文献16)报告中的铁素体、珠光体和高铬奥氏体硬度值的分别是70 - 200HV,250 - 320HV和300 - 600HV。Asensioetal (参考文献17)报告中高碳高压珠光体和合金奥氏体分别是硬度值为240 - 450HV和350-400HV。考虑这些值,alpha; 珠光体的混合体的硬度值应该低于高合金奥氏体。,呈现在图1中的硬度值,似乎验证上述内容,作为亚临界处理(650和750 度)与在350,450和550度处理相比，导致了硬度降低。
先前的实验(参考文献 1 - 3、7、8)表明,在600摄氏度以上的处理会导致奥氏体转变成有珠光体和其他碳化物以及铁氧体的混合体,。这样的转变导致硬度下降。Gundlach和Parks(参考文献16)报告中的铁素体、珠光体和高铬奥氏体硬度值的分别是70 - 200HV,250 - 320HV和300 - 600HV。Asensioetal (参考文献17)报告中高碳高压珠光体和合金奥氏体分别是硬度值为240 - 450HV和350-400HV。考虑这些值,alpha; 珠光体的混合体的硬度值应该低于高合金奥氏体。,呈现在图1中的硬度值,似乎验证上述内容,作为亚临界处理(650和750 度)与在350,450和550度处理相比，导致了硬度降低。
图8(a)和(b)显示了在650 ℃下分别热处理2小时和30 小时后试样的显微组织,而图9(a)和(b)表示在750 ℃下分别热处理2小时和30小时试样的显微组织。在简短的处理时间内观察到(图8,9)奥氏体相部分被转化为铁素体和类珠光体结构,然而,延长处理时间的话,奥氏体的转变是完整的(图8 b,9 b)。然而,正如上面提到的,共析珠光体形态很容易使我们产生混淆。让我们误以为那是奥氏
图8 650℃热处理后合金的显微组织：（a）120分钟后:显微组织包括铁素体晶粒、残余奥氏体、珠光体结构和共晶碳化物。（b）1800分钟后：显微组织包括铁素体晶粒、共析形态（可能是珠光体）和共晶碳化物。
图9 750℃热处理后合金的显微组织。（a）120分钟后（b）1800分钟后。在这两种情况下，显微组织由铁素体晶粒、类共析形态（可能是珠光体）和共晶碳化物相组成。（c）在可能是珠光体区域内的显微硬度痕迹。
图10 扫描电镜下观察的650℃热处理后合金的显微组织。（a，b）360分钟后：无明显证据表明二次碳化物的
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