朱祖昌，楊弋濤，許 雯

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)，上海 201620； 2.上海大學(xué)，上海 200072；3.上海軌道交通檢測技術(shù)有限公司，上海 200434)

(2)分離型共析轉(zhuǎn)變DET的動力學(xué)

這些研究和sherby等的研究一樣未涉及動力學(xué)機理問題，1998年Verhoeven等[144]定量提出動力學(xué)模型，后來，Bhadeshia等[1,145]也應(yīng)用這一模型繼續(xù)作了說明。他們采用的圖如圖57所表示，奧氏體A和鐵素體F相中的共存相分別為(γ+θ)和(α+θ)。其中圖57(b)出現(xiàn)在相變界面附近的相應(yīng)碳濃度在 Fe-Fe3C 相圖上見圖58。

圖57 在分離式共析生長模式前沿A(γ+θ)/ F(α+θ)界面的示意圖(a)和其附近的碳濃度分布(b)Fig.57 The schematic of A(γ+θ)/ F(α+θ) interface growthing front during the formation of divorced eutectoid (a)and the concentration profile of carbon adjacent to the interface front (b)

圖58 部分 Fe-Fe3C 相圖Fig.58 The partial Fe-Fe3C phase diagram

分離式共析生長模式前沿A(γ+θ)/ F(α+θ)界面以V速度作推移，隨溫度降低引起的碳濃度的擴散通量按方程(12)變化：

(12)

式中λγ和λα≠0，發(fā)生共析分解的溫度為T，對應(yīng)的過冷度ΔT為(727-T)，以Fe-C相圖的低于727 ℃的外延線表示濃度改變，可以求出方程(12)中的各項，相圖上可以求出在外推至700 ℃的碳濃度值，如下所示：C1=Cαθ，C2=Cαγ，C3=Cγθ，和C4=Cγα，這樣就有：

λγ和λα表示A(γ+θ)/F(α+θ)交界面兩邊Fe3C粒子的間距，簡化為發(fā)生擴散長大的距離λ的1/2，λγ=λα=λ/2。碳在A(γ-Fe)和F(α-Fe)相中的擴散系數(shù)為Dγ和Dα，設(shè)定其比值R=Dα/Dγ≈100，將這些數(shù)值代入方程(12)就可以求得方程(13)：

(13)

方程(13)中分子括號內(nèi)的數(shù)據(jù)為0.0028和0.009，說明擴散進入鐵素體中的擴散通量大于奧氏體中的值0.009/0.0028=3.2，盡管F(α-Fe)中濃度不同(C2-C1)量比A(γ-Fe)中的濃度不同(C4-C3)小得很多，但是，鐵素體F(α-Fe)中C的擴散系數(shù)是更為重要的因素。由方程(13)可以導(dǎo)出方程(14)：

(14)

方程(14)表示DET前沿的移動速度V是過冷度ΔT和A(γ+θ)/ F(α+θ)交界面右邊奧氏體中Fe3C粒子的間距λ的函數(shù)，λ的值愈小則V值越大，ΔT愈大，V值同樣也增大。

另外，從實驗結(jié)果可以求得層片狀珠光體長大速率與發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變的溫度T1時的過冷度ΔT1(ΔT1=727-T1)關(guān)系為:

V=(0.00817)ΔT11.99

(15)

把這二者的圖畫在一起，以縱坐標(biāo)為長大速率V，橫坐標(biāo)表示過冷度ΔT或ΔT1，就可以得到圖59。方程(14)和(15)可用來預(yù)言發(fā)生DET的轉(zhuǎn)折過冷度，對λ為0.5、1.0和5.0 μm時發(fā)生DET模式→層片狀珠光體轉(zhuǎn)變模式的轉(zhuǎn)折過冷度ΔT分別大約為23、13和3 ℃。

圖59表明對共析分解前奧氏體基體A中存在細Fe3C粒子不同的間隙時對應(yīng)有一定的過冷度，低于相應(yīng)的過冷度，DET的長大模式比層片狀珠光體模式快。這可對應(yīng)于圖60所示的Fe3C在奧氏體中的間隙距離和轉(zhuǎn)折過冷度的關(guān)系曲線的形式表示。曲線上可以分別對應(yīng)出細Fe3C粒子不同的間隙5、1和0.5 μm時的轉(zhuǎn)析過冷度為3、13和23 ℃，相應(yīng)和圖59的結(jié)果相一致。實驗中還得出的ΔT=31 ℃時對應(yīng)的間隙距離為0.31 μm。在圖60上，當(dāng)ΔT=38 ℃對應(yīng)的Fe3C粒子間距僅約0.2 μm，這也與實驗結(jié)果吻合。圖59很明顯說明：在低的過冷度和奧氏體中細小的碳化物間隙距離條件下，DET組織出現(xiàn)的幾率增大。

上述分析說明了轉(zhuǎn)變的模式為在A(γ+θ)/F(α+θ)交界面前沿的層片狀珠光體對DET的長大方式的競爭。在大多數(shù)情況下，占優(yōu)勢的是長大過程而不是形核過程，例如，在低的過冷度下DET模式成為主要長大結(jié)果，而不是主要決定于在層片狀珠光體模式中形核(一般假設(shè)是α相的形核)。實際上，DET模式和層片狀長大模式與奧氏體中的Fe3C粒子核心間距是一種復(fù)雜的函數(shù)關(guān)系，因為方程(14)和(15)所表示的長大速度與合金元素含量有關(guān)，即與不同成分的鋼相關(guān)。

圖59 在奧氏體中碳化物粒子的一定間距(0.5、1和5 μm)下分離式共析生長模式前沿A(γ+θ)/ F(α+θ)界面的移動速度V和冷卻過冷度ΔT的關(guān)系Fig.59 The relationship between grothing speed V of A(γ+θ)/F(α+θ) interface in DET and degree of undercooling ΔT at some distances (0.5, 1.0 and 5.0 μm) of carbide particles in austenite

圖60 Fe-C合金中在A中碳化物的間隙距離和DET/層片狀珠光體轉(zhuǎn)折曲線過冷度之間的關(guān)系曲線Fig.60 The relationship curve between space of carbide in austenite and undercooling degree of transition line separating the divorced mode from the lamellar mode in a Fe-C alloy

(3)52100鋼中促進DET模式轉(zhuǎn)變的熱處理條件

Verhoeven在2000年發(fā)表文章[141]詳述在52100鋼中促進DET模式轉(zhuǎn)變的熱處理條件，即該鋼在這種DET模式的工藝條件下會自動地產(chǎn)生碳化物呈現(xiàn)球化的組織結(jié)構(gòu)。這能提供具有一定能效的52100鋼進行球化退火熱處理工藝過程的設(shè)計。自2000年以后，這方面的研究不斷增多，特別在近幾年，國內(nèi)外的學(xué)者發(fā)表了相當(dāng)多的研究論文[145-151]。

Verhoeren首先[141]指出圖61(a)為52100鋼在球化處理中出現(xiàn)的DET轉(zhuǎn)變組織。試樣為1100 ℃正火件，在807 ℃加熱30 min進行奧氏體化后以510 ℃/h速度緩慢爐冷并水淬幾秒(試樣上用接觸的熱電偶測溫和記錄冷卻速度)。該試樣采用Nital腐蝕處理得到的SEM組織為由水淬形成的暗色馬氏體基體組織上嵌入呈現(xiàn)黑色的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物DET，這種DET的形態(tài)為在被腐蝕呈現(xiàn)深黑色的鐵素體基體上充填著呈小白點球狀碳化物顆粒的共析轉(zhuǎn)變組織(我們在這里特別提出，請注意在淬火形成的馬氏體中存在著碳化物小粒，在下面指出的高倍組織中能觀察得更加明顯)。圖中可見這種組織出現(xiàn)在奧氏體/鐵素體生長前沿的向著奧氏體(這里為馬氏體)推進的尖端形狀部位(如圖中箭頭A所指出處)。因此DET中的球狀碳化物是處在奧氏體/鐵素體生長前沿(更加確切表示為A(γ+θ)/F(α+θ)生長前沿)的預(yù)先存在的碳化物小粒在向這種狀態(tài)奧氏體的推進過程中直接地形成的。講得更加明確一點，這種直接形成是以在預(yù)先存在的碳化物小粒上進行長大的方式來進行的。圖61(b)和61(c)表示過共析碳鋼(1.43% C、0.12% Mn、0.13% Si、0.01% Cr、0.025% P、0.010% S等)在850 ℃加熱10 min后進行水淬(加熱在800～850 ℃之間變化得到的組織無明顯差別)的SEM顯微組織[140]能作更好說明，其中的灰色為馬氏體基體組織，之間嵌入著呈現(xiàn)黑色的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物DET組織，圖中箭頭所指出的為出現(xiàn)在奧氏體/鐵素體生長前沿(更加確切表示為A(γ+θ)/ F(α+θ)生長前沿)的碳化物顆粒。

1998年Verhoeren[141]提出的DET模型(圖57)就明確說明，在A/F的轉(zhuǎn)變DET前沿界面向奧氏體推進過程中，從鐵素體中排出的C原子簡單沉積于預(yù)先存在奧氏體中的碳化物粒子上，使碳化物尺寸得到長大。還進一步提出，在850 ℃加熱30 min后這種奧氏體的平均含碳量大約為0.60%～0.70%，對應(yīng)的碳化物分數(shù)為6.6%～5.0%，隨著DET前沿向這種奧氏體推進時，碳化物尺寸增加，其體積分數(shù)粗略從6 %增加到15%，當(dāng)設(shè)想Fe基體和碳化物密度相同時，對應(yīng)的碳化物直徑大約增加35%。

上面前文已經(jīng)著重指出，在DET模式和珠光體模式之間存在競爭中，在稍微高的奧氏體化加熱溫度和比較緩慢的冷卻速度下，DET呈現(xiàn)優(yōu)先出現(xiàn)。已經(jīng)知道，隨加熱奧氏體化溫度從剛高于A1至略低于Acm變化時會出現(xiàn)由全球化組織向全層片珠光體組織的轉(zhuǎn)折。為此，擇優(yōu)的DET組織的出現(xiàn)是冷卻速率和奧氏體化加熱溫度的函數(shù)，并隨不同的鋼而變化。如Taleff等的研究指出在空冷低合金Al-Cr鋼試樣在1.5% C鋼超過840 ℃和1.8% C鋼超過870 ℃時會出現(xiàn)明顯量的層片珠光體組織。

圖61 52100鋼(a)和過共析碳鋼(b，c)球化處理中出現(xiàn)的DET轉(zhuǎn)變組織Fig.61 The DET microstructures occurred in 52100 steel (a) and hypereutectoid steel (b, c) during spheroidization

Verhoeren在其研究52100鋼熱處理條件的試驗中采用的52100鋼成分由芝加哥Speclro試驗室測量為(質(zhì)量分數(shù)，%)：1.03 C,0.30 Mn,0.23 Si,0.019 P,0.014 S,0.06 Ni,1.28 Cr,0.10 Cu，<0.01 Mo。正火溫度為1010 ℃和1100 ℃。起始組織為75 nm間距的層片狀珠光體基體+細的他型(allotriomorph)網(wǎng)狀滲碳體，硬度為42 HRC。在試樣上打孔并嵌鑲?cè)霟犭娕家詼y定溫度和冷卻速度。

試驗結(jié)果明確指出：當(dāng)奧氏體化加熱溫度冷卻的冷卻速度增加和奧氏體化加熱溫度提高，鋼的顯微組織發(fā)生由DET向?qū)悠楣怏w的轉(zhuǎn)折。對前面一項的有關(guān)冷卻速度的試驗中產(chǎn)生DET組織的奧氏體化加熱溫度和時間選定為795±10 ℃和30 min；選定的冷卻速度為爐冷和空冷，數(shù)值為‘370’(爐冷)、‘500’(爐冷)、‘810’、‘1980’和‘23900’ ℃/h(空冷)等(這些數(shù)值是作者測定的發(fā)布值。我們在這里特別提出，讀者不要以這些數(shù)字大小來理解冷卻速度，在本文中的這些數(shù)值上加‘單引號’表示)。得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度和冷卻速度之間的關(guān)系曲線表示于圖62。停滯溫度是取作在溫度-時間曲線上一次微商突然改變斜率的溫度。圖62表示冷卻速度小于‘500’℃/h(爐冷)時的停滯溫度是衡定為722 ℃，應(yīng)用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡分析得到的顯微組織為球狀珠光體組織。當(dāng)冷卻速度大于‘500’℃/h時，試樣的組織中開始出現(xiàn)層片狀珠光體，對應(yīng)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度出現(xiàn)降低。其中‘810’和‘1980’℃/h的兩個試樣經(jīng)過中間水淬20～30 s，得到馬氏體基體+球狀碳化物+層片狀珠光體組織。相應(yīng)‘810’℃/h試樣中得到非常少量的層片狀珠光體，停滯溫度大約為717 ℃；對應(yīng)‘1980’℃/h試樣中得到比較多量的層片狀珠光體，停滯溫度大約為703 ℃。冷卻速度為‘23900’℃/h(空冷)的試樣組織為不出現(xiàn)珠光體的球狀碳化物區(qū)域+層片狀珠光體重迭于球狀碳化物的區(qū)域，層片狀珠光體量進一步增加，試樣的硬度有所增加，同時停滯溫度出現(xiàn)進一步降低至688 ℃左右。冷卻速度‘1980’℃/h(經(jīng)過中間水淬20～30 s)和‘23900’℃/h下得到的組織表示于圖63(a)和圖63(b)。

另外，兩個慢冷試樣是爐冷至750 ℃，然后依程序控制的冷速至680 ℃(其冷卻速度約為10 ℃/h，如圖中所示)，測定的硬度為186 HB和192 HB左右；‘500’℃/h(爐冷)和‘23900’℃/h(空冷)試樣的硬度為206 HB和250 HB。

圖62 奧氏體化加熱溫度和時間為795±10 ℃和30 min，選定的冷卻速度為爐冷和空冷等得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度和冷卻速度之間的關(guān)系曲線Fig.62 The relationship curve between arrest temperatures for onset of the eutectoid transformation and cooling speeds in the case of austenitizing temperatures and time at 795±10 ℃ and 30 min as well as cooling speeds in the furnaces and in the air

圖63 ‘1980’℃/h冷卻速度下經(jīng)過中間水淬20～30 s(a)和‘23900’℃/h冷卻速度下(b)得到的組織Fig.63 Microstructures for the specimen of cooling speed at‘1980’℃/h and interrupt quenching for 20～30s (a) and cooling speed at‘23900’℃/h(b)

對后一項有關(guān)奧氏體化溫度提高試驗中的冷卻速度選定為爐冷(‘300～500’℃/h)，選定的奧氏體化加熱溫度為795、800、805、828、850、857和922 ℃等，850 ℃時加熱時間為5 h，其余的加熱時間均為30 min。試驗結(jié)果整理如圖64。對奧氏體化加熱溫度小于828 ℃試樣的SEM組織分析表明為沒有出現(xiàn)層片狀珠光體的全部球化DEP(鐵素體基體+粒狀碳化物)的顯微組織。對應(yīng)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度為接近于722 ℃。其中，795 ℃×30 min試樣的硬度大約為206 HB。在850 ℃和857 ℃加熱的試樣中出現(xiàn)少量層片狀珠光體組織，如圖65表示，其中850 ℃×5 h加熱試樣的層片出現(xiàn)比較粗化，但是硬度不出現(xiàn)大的變化，大約與857 ℃×30 min試樣相近，為212 HB左右。對應(yīng)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度出現(xiàn)降低，分別大約為717 ℃和715 ℃。

圖64 冷卻速度選定為爐冷(‘300～500’℃/h)，奧氏體化加熱溫度選定為795、800、805、828、850、857和922 ℃時得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度和冷卻速度之間的關(guān)系曲線Fig.64 The relationship curve between for arrest temperatures for onset of the eutectoid transformation and cooling speeds in the case of cooling speed at furnace cooling (‘300～500’℃/h) and the austenitizing temperatures at 795，800，805，828，850，857 and 922 ℃

當(dāng)在922 ℃加熱時按在750～680 ℃范圍以9 ℃/h速度的程序冷卻時，對應(yīng)的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度大約為713 ℃，層片狀珠光體組織數(shù)量增加，顯微組織與下面指出的922 ℃加熱30 min進行爐冷試樣(圖67)的相同。

(a)850 ℃×5 h；(b)857 ℃×30 min圖65 在比較高的奧氏體化溫度加熱的試樣中出現(xiàn)少量層片狀珠光體組織Fig.65 The microstructures occurring a little of lamellar pearlite for the specimens used elevated austenitizing temperature

在這里注意，795 ℃×30 min試樣在370 ℃/h爐冷下得到的DET顯微組織(SEM)表示于圖66中。由于原先試樣存在帶狀偏析(即存在密度高低的偏析)，DET顯微組織的均勻性和滲碳體顆粒大小存在不同(見圖66)，測定的高密度偏析區(qū)域和低密度偏析區(qū)域中的大碳化物顆粒與小碳化物顆粒直徑平均值對應(yīng)分別為0.55±0.05 μm與0.15±0.08 μm，和0.61±0.11 μm與0.22±0.10 μm。測定的0.15 μm和0.22 μm與Brown等和Cree等測得的0.13 μm和0.23 μm符合得相當(dāng)好。

圖66 795 ℃×30 min加熱試樣于低密度區(qū)(a)和高密度區(qū)(b)在爐冷(‘370’℃/h)下得到的DET顯微組織，SEMFig.66 The microstructure of DET of samples for furnace cooling at ‘370’℃/h and heating at 795 ℃×30 min within low density area (a) and high density area (b)

分析數(shù)值說明DET模式優(yōu)于出現(xiàn)層片狀珠光體模式的關(guān)鍵因素是在奧氏體基體中預(yù)先存在排列著的碳化物顆粒，顆粒的尺寸大約為0.2 μm。比較高的奧氏體化加熱溫度和比較長的時間影響對應(yīng)的顆粒尺寸，估計就會有影響。但是在795 ℃加熱時間的影響卻很小，原始文獻中圖2表示5 h和12 h的保持對試樣的硬度幾乎沒有影響。保持5 h的試樣顯微組織中，沒有出現(xiàn)層片珠光體；保持12 h的試樣出現(xiàn)少量相當(dāng)粗的層片珠光體區(qū)域，已經(jīng)不再出現(xiàn)明顯帶狀，接近層片珠光體區(qū)域的碳化物尺寸為0.95±0.15 μm與0.31±0.10 μm。

當(dāng)奧氏體化加熱溫度提高至850～860 ℃時，在球狀碳化物的基體上就會或多或少出現(xiàn)層片珠光體的“補釘”小區(qū)域(如圖65)，其中圖65(a)分析得到對應(yīng)大小碳化物平均直徑尺寸為0.86±0.09 μm和0.27±0.07 μm。奧氏體化加熱溫度提高至900 ℃進行爐冷時，層片珠光體分數(shù)明顯增大和存在非常明顯細帶狀分布，如圖67所示。

上述闡述小結(jié)如下， 52100鋼發(fā)生共析轉(zhuǎn)變中，在DET模式和珠光體模式轉(zhuǎn)變之間存在競爭。獲得分離型共析轉(zhuǎn)變DET的開始溫度大約為722 ℃，在低于722 ℃的溫度發(fā)生轉(zhuǎn)變將得到DET和層片狀珠光體的混合組織。52100鋼中促進DET模式轉(zhuǎn)變的熱處理條件為：1)奧氏體化加熱溫度為 ≤ 830 ℃，為在比臨界點A1稍微高一些的溫度進行；2)冷卻速度≤‘500’℃/ h(爐冷)，以緩慢的冷卻速度下進行冷卻。這時，按DET模式的轉(zhuǎn)變比層片珠光體模式的呈現(xiàn)優(yōu)先出現(xiàn)，這能為設(shè)計具有一定能效的球化退火熱處理工藝過程提供方便。同時，也能得到尺寸比較小的碳化物，有利于提高軸承零件的滾動疲勞壽命(注意，本文作者對這一部分內(nèi)容進行撰述說明時為了方便理解有比較大的修改)。

圖67 在922 ℃×30 min奧氏體化加熱進行爐冷試樣的SEM組織，右面上角為嵌入的光學(xué)顯微鏡組織Fig.67 The SEM microstructures of sample for furnace cooling and heating at 922 ℃× 30 min , the box on optical picture at upper right location

這一快速的球化處理的缺點是鋼中在晶界處的碳化物不產(chǎn)生顯著的球化，對原始的這種鋼即使采用正火過程的快冷，也只能使得這些碳化物的出現(xiàn)減少，但不能被消除。所以在現(xiàn)在研究分析得出的數(shù)據(jù)下，52100鋼最有能效的球化方法是在最高的奧氏體化溫度830 ℃加熱和迅速的進行正火冷卻以耗費比較少的時間，使鋼中晶界GB碳化物得到足夠的時間進行球化，然后以爐冷的速度(‘300～500’℃/h)冷卻至室溫。

(4)高碳鉻軸承鋼52100鋼中鉻的影響

我們在前面已經(jīng)介紹了SKF工程和研究中心物理冶金部門主任Beswick[21]對高碳軸承鋼中鉻的影響作了突出的工作。

高碳鉻軸承鋼的含鉻量在0.90%～2.05%，其中100Cr6鋼含1.35%～1.65%Cr，52100鋼含1.35%～1.60%Cr，GCr15鋼含1.40%～1.65%Cr。鉻對軸承鋼的淬透性，奧氏體的晶粒尺寸的控制，碳化物的顆粒大小，球化退火組織的均勻性和對脫碳的抗力都能起到重要的影響。Beswick對含鉻量不同的鋼(0%、0.64%和1.42%)進行研究，隨著含Cr增加，F(xiàn)/A轉(zhuǎn)變溫度變化已經(jīng)表示于圖43，其中三相(γ+α+Fe3C)區(qū)域擴大。這三種鋼在球化狀態(tài)下以其研究的慢速連續(xù)加熱至850 ℃和以研究的快速連續(xù)加熱至950 ℃過程中，對應(yīng)總加熱時間分別約450 s和160 s時，鋼的M3C球溶解情況出現(xiàn)不同，其奧氏體基體中C和Cr的含量和其相對應(yīng)奧氏體的Ms點不同變化的曲線表示于圖68和圖69中。圖中5～6個含碳量測定數(shù)值的誤差置信度為68%，Ms點按平均值確定，測定數(shù)值的離散小。不含Cr和低Cr鋼中的碳化物溶解要快些，相應(yīng)奧氏體中的含碳量較高一些，為此其相應(yīng)的Ms點較為低一些。很顯然，含Cr高(1.42%)鋼中的M3C球溶解慢些，相應(yīng)在一定時間時，其基體中含C和Cr的量低些，這樣其相對應(yīng)奧氏體的Ms點高些(但到一定時間時，鋼的奧氏體中的C、Cr含量提高了，相對應(yīng)的Ms會出現(xiàn)更低了，如含0.64% Cr的鉻鋼在≥150 s時的情況)。比較圖68和圖69，圖68表示試樣的加熱顯著滯后，對應(yīng)一定的時間，兩種加熱速度下鋼的含碳量具有明顯的不同。

圖68 三種鋼以研究的慢速連續(xù)加熱至850 ℃中，其奧氏體基體含C量和相對應(yīng)的Ms點變化的曲線Fig.68 The change curve of carbon contents in austenitic matrix and responsive Ms point for slow continuous heating to 850 ℃ in three steels

圖69 三種鋼以研究的快速連續(xù)加熱至950 ℃中，其奧氏體基體含C量和相對應(yīng)的Ms點變化的曲線Fig.69 The changement curve of carbon contents in austenitic matrix and responsive Ms point for fast continuous heating to 950 ℃ in three steels

圖70 在850 ℃(a)和950 ℃(b)進行等溫奧氏體轉(zhuǎn)變不同時間下基體碳含量提高的數(shù)值(誤差置信度為95%)Fig.70 Matrix carbon enrichment value after isothermal austenitization temperature at 850 ℃(a) and 950 ℃(b) for different time (error bars show 95% confidence limits)

圖70(a)和70(b)表示在850 ℃和950 ℃溫度進行等溫奧氏體轉(zhuǎn)變，采用不同等溫加熱時間下基體碳含量提高的數(shù)值(誤差置信度為95%)。圖中加入了Orlich研究的再計算數(shù)據(jù)，由公布的碳化物體積分數(shù)計算求得基體的碳含量，以點劃線表示；圖中還加入了Yajima等研究的數(shù)據(jù)點；圖69(a)也列入了Nunomura等的在850 ℃ 加熱30 min的數(shù)據(jù)。由該圖，如采用850 ℃ 加熱15～20 min工藝參數(shù)，可以求得奧氏體的基體碳含量為0.55%～0.6%，這一數(shù)據(jù)在確定加熱熱處理工藝時可以加以參考。

注意，在這里順便介紹Beswick[21]的基體組織中含碳量CA的測定方法。在高于Ac1的奧氏體化溫度加熱進行馬氏體淬火后測量試樣中的未溶解的碳化物體積分數(shù)VV(可以用金相測定碳化物的面積分數(shù)VA等價表示)，按以下計算公式來確定：

CA=Ct-(VV/0.1495)

(16)

式中：Ct為鋼的總含碳量，在完全球化退火含1% C的52100鋼中未溶碳化物的體積分數(shù)為14.95%(設(shè)定鐵素體的含碳量為0)。計算中的M3C和鐵素體基體的密度采用7.671和7.374 g/cc。如以前文獻報道，采用奧氏體晶粒尺寸的腐蝕劑為加入少量HCl和“Teepol”(界面活化濕潤劑)的苦味酸飽和溶液。