朱祖昌，楊弋濤，朱聞煒

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

(6)分離型共析轉(zhuǎn)變在鋼球化退火上的拓展性應(yīng)用

鋼進(jìn)行球化退火是一種老工藝，但是現(xiàn)在應(yīng)該賦于一些更新的概念，要提出拓展性的應(yīng)用。

鋼進(jìn)行塑性變形和球化退火熱處理工藝相結(jié)合，可以加速片層狀珠光體的球化速度。同時，采用分離型共析轉(zhuǎn)變DET(也稱離異共析轉(zhuǎn)變)容易獲得F(ɑ)+粒狀滲碳體θ的二相球化組織。這種結(jié)合的熱處理工藝方法在國外于上世紀(jì)80年代就得到一定程度的應(yīng)用[142]，國內(nèi)在2006年后積極開展這方面研究，其中北京科技大學(xué)的研究工作很突出。

李龍飛等[167 ]在2009年報導(dǎo)了共析碳鋼(Fe-0.80C-0.23Si-0.30Mn-0.01P-0.009S，質(zhì)量分?jǐn)?shù))基于離異共析轉(zhuǎn)變(DET)的組織細(xì)化研究工作，獲得平均晶粒尺寸<3 μm的鐵素體F(ɑ)和滲碳體Fe3C(θ)粒子尺寸<0.5 μm的超細(xì)化(ɑ+θ)復(fù)相組織。

陳偉等[173-176 ]、陳國安等[172 ]、黃青松等[171，177 ]和鄭成思等[178-179 ]先后報導(dǎo)了過共析碳鋼、共析碳鋼和亞共析中碳鋼進(jìn)行溫塑性變形并和分離型共析轉(zhuǎn)變DET結(jié)合的球化退火工藝，注重于獲得的顯微組織分析。分析中提出了一些新的看法和觀點(diǎn)。本文將綜合論述，以文獻(xiàn)[167]為主要部分內(nèi)容，一些新的看法和觀點(diǎn)參考其他文獻(xiàn)和國外的有關(guān)研究工作作重要補(bǔ)充。試驗用鋼的化學(xué)成分列于表21。

表21 試驗用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 21 The chemical composition of tested steels (mass fraction，%)

①共析碳鋼基于分離型共析轉(zhuǎn)變(DET)的組織細(xì)化和球化研究

這些材料基本上都是先經(jīng)過1100 ℃保溫1 h鍛造成φ13 mm圓棒(終鍛溫度為900 ℃或850 ℃等)，空冷正火，再機(jī)加工成φ6 mm×15 mm的試棒，然后在Gleeble 1500型熱模擬試驗機(jī)上進(jìn)行單軸壓縮變形的熱-機(jī)械處理。

圖96 共析碳鋼進(jìn)行熱-機(jī)械處理工藝示意圖Fig.96 The schematic of the thermo-mechanical treatment for eutectoid steel

在Zeiss-Supra 55型場發(fā)射FE-SEM上觀察測試和進(jìn)行EBSD分析。以上熱處理途徑實際上為一種熱-機(jī)械處理方法[142]，在以前已作過報導(dǎo)(可以參考本篇連載(十一))。

利用Thermol-calc軟件計算試驗用鋼的平衡共析轉(zhuǎn)變溫度A1=727 ℃。應(yīng)用熱膨脹法測得30 ℃/s下加熱轉(zhuǎn)變點(diǎn)Ac1為800 ℃。冷卻轉(zhuǎn)變點(diǎn)Ar1為595 ℃。這樣，650 ℃溫變形和750 ℃熱變形溫度分別在試驗鋼的Ar1～ A1之間和A1～ Ac1之間。

在第Ⅰ階段900 ℃奧氏體化加熱5 min的奧氏體在過冷至650 ℃溫變形時，發(fā)生動態(tài)(本文中均指在變形條件下發(fā)生的轉(zhuǎn)變，下同)相變，在原奧氏體晶粒界面上形成少量的先共析鐵素體F(ɑ)，這種動態(tài)先共析鐵素體相在SEM下呈現(xiàn)灰黑色；然后在A/F界面前沿發(fā)生動態(tài)珠光體相變，與一般的靜態(tài)(指在不變形條件下發(fā)生的轉(zhuǎn)變，下同)珠光體相變產(chǎn)物相比，其珠光體的團(tuán)徑明顯減小，珠光體片層取向呈現(xiàn)多樣化，片層中的θ片層厚度變薄，片層間距Δ變小，片層中的生長缺陷增加，同時已有部分Fe3C出現(xiàn)球化。繼續(xù)冷卻至600 ℃并保持10 s的淬火組織表示于圖97[167]，其組織為少量先共析鐵素體F(ɑ)+珠光體的混合組織。圖97(b)中黑色箭頭所指處為發(fā)生動態(tài)珠光體相變的區(qū)域，片層間距Δ大約為150 nm, 并出現(xiàn)滲碳體的球化；其余為在600 ℃保持10 s等溫形成的靜態(tài)相變粗珠光體組織，片層間距Δ大約為680 nm。

(a)低倍；(b)高倍圖97 共析碳鋼650 ℃溫變形后冷卻至600 ℃ 保持10 s的淬火顯微組織，SEM(a)lower magnification；(b) higher magnificationFig.97 SEM of eutectoid steel after quenched at 600 ℃ holding for 10 s followed the warm deforming at 650 ℃

注意，本共析鋼含碳量為0.80%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，略超過0.77%，在650 ℃溫變形相變初期：過冷奧氏體A發(fā)生動態(tài)相變時，首先是鐵素體F(ɑ)沿原A晶界的動態(tài)析出，這與亞共析鋼等溫相變時的先共析析出現(xiàn)象相同。

先析出的F(ɑ)與一側(cè)A晶粒γ1形成共格低能界面[171]，與另一側(cè)A晶粒γ2形成非共格界面。非共格界面遷移率高，F(xiàn)(ɑ)通過非共格界面遷移長入A晶粒γ2中，并向γ2排出C原子，C原子累計到一定程度，在相界面形成一層片狀θ(如圖98(a)箭頭所示或98(b)所示)。圖98(b)表示F(ɑ)和P珠光體中F具有相同位向(右上角為衍射斑點(diǎn))。隨著形變量增加，F(xiàn)/γ1的低能共格界面破壞。先共析F(ɑ)的兩側(cè)都有P形成，形變中先共析F(ɑ)沿原A晶界形核完成，同時由動態(tài)F(ɑ)相變轉(zhuǎn)變?yōu)閯討B(tài)P相變，隨形變量增加，沿殘留的過冷奧氏體與先共析F(ɑ)相的相界面，動態(tài)P從不同地點(diǎn)形核(形核率高于等溫相變時沿A晶界形核率，其形核后沿不同方向生長，直至整個試樣的過冷奧氏體晶粒全部分解完成)。真形變量ε=0.48時組織形態(tài)如圖99(a)、99(b)[171]所示，這時動態(tài)P轉(zhuǎn)變完成。其中一部分滲碳體發(fā)生溶斷、彎曲和扭折，大約12.8%滲碳體球化成滲碳體顆粒。

(a)SEM；(b)TEM圖98 共析碳鋼650 ℃溫變形，變形速率0.1 s-1和 ε=0.10時的顯微組織Fig.98 The microstructure of eutectoid steel after warm deforming at 650 ℃, strain rate of 0.1 s-1 and ε=0.10

繼續(xù)冷卻至600 ℃并保持10 s后，隨即加熱至750 ℃再奧氏體化加熱保持10 s(第Ⅱ階段)，即時淬火顯微組織見圖100[167]，得到馬氏體+超細(xì)珠光體P(Δ片間距<100 nm)+進(jìn)一步發(fā)生球化和未相變的奧氏體A轉(zhuǎn)變成的珠光體(Δ片間距較大一些)組織，其馬氏體+超細(xì)P的總體積分?jǐn)?shù)(即轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體A的量)約為50%。

(a)低倍；(b)高倍圖99 共析碳鋼650 ℃溫變形，變形速率0.1 s-1和 ε=0.48時的顯微組織(a)lower magnification；(b) higher magnificationFig.99 The microstructure of eutectoid steel after warm deforming at 650 ℃, strain rate of 0.1 s-1 and ε=0.48

圖100 共析碳鋼經(jīng)歷第Ⅰ階段后在750 ℃加熱 保持10 s的淬火顯微組織Fig.100 The quenching microstructure of eutectoid steel heated at 750 ℃ for 10 s afterⅠstage

圖101 共析碳鋼750 ℃熱變形，變形速率0.1 s-1 和ε=0.60時的淬火顯微組織Fig.101 The quenching microstructure of eutectoid steel after hot deforming at 750℃, strain rate of 0.1 s-1 and ε=0.60

相應(yīng)冷卻至室溫的F(ɑ)基體的EBSD分析見圖103，圖中大角度(錯配角>15°)，以黑線表示；小角度(錯配角為2°～15°)的以灰線表示。圖103(a)為ε=20%時，F(xiàn)(ɑ)基體中出現(xiàn)許多低角度晶；圖103(b)為ε=40%時，F(xiàn)(ɑ)基體中存在少量低角度晶界，DET組織出現(xiàn)；圖103(c)表示熱變形量20%和40%變形條件下得到的鐵素體基體的晶界錯配角所占的分?jǐn)?shù)。在圖上畫出了錯配角的點(diǎn)線和虛線分布。可以看出，變形量ε=20%時，得到的F(ɑ)基體中錯配角<10°的約50%；變形量ε=40%時，得到的F(ɑ)基體中小錯配角晶界總和<10%，錯配角接近50°的約20%?？梢?，變形量增加對得到的F(ɑ)基體中錯配角的影響很大。小角度晶界主要是通過位錯的動態(tài)回復(fù)與靜態(tài)回復(fù)過程形成的。

(a)20%；(b)40%；(c)60%圖102 共析碳鋼經(jīng)第Ⅱ階段750 ℃熱變形、變形速率為1 s-1和 不同形變量時，第Ⅲ階段緩冷(5 ℃/s)組織Fig.102 SEM of eutectoid steel after hot deforming at 750 ℃, strain rate of 0.1 s-1 and different strain content in Ⅱ stage and cold rate of 5 ℃/s in Ⅲ stage

(a)ε=20%；(b)ε=40%；(c)錯配角所占分?jǐn)?shù)圖103 共析碳鋼在圖101處理條件下得到的鐵素體基體的EBSD分析數(shù)據(jù)(a)ε=20%；(b)ε=40%；(c)the fraction of misorientation distributionFig.103 The EBSD analysis data of the ferrite matrix in eutectoid steel at the condition of Fig.101

圖104 過共析試驗鋼在650 ℃,變形速率0.1 s-1和 ε=0.11時的動態(tài)珠光體顯微組織，SEMFig.104 SEM of dynamic state pearlite for hypereutectoid steel after warm deforming at 650 ℃，strain rate 0.1 s-1 and ε=0.11

相關(guān)形變時增加的形變儲存能能使Fe-Fe3C相圖的共析點(diǎn)右移的問題，黃青松等[177]的解釋為：盡管準(zhǔn)確定量加以描述是很困難的，但是試驗觀察證實，形變儲存能的積累引起吉布斯自由能升高，提高奧氏體分解的驅(qū)動力，從而促進(jìn)相變過程。當(dāng)然，吉布斯自由能升高對滲碳體和鐵素體都是有利的。但是，試驗結(jié)果表明，在過冷奧氏體形變條件下，首先形成的是鐵素體，即有利于鐵素體的形成，這可能和鐵素體是BCC結(jié)構(gòu)有關(guān)(滲碳體是復(fù)雜結(jié)構(gòu)的化合物相[183-184])。圖105[177]是利用Thermol-calc軟件對具有不同外加能量(如形變儲存能等)的奧氏體對初始相計算得到的局部Fe-Fe3C相圖，外加能量對A3線的提高作用更加明顯，從而使共析點(diǎn)發(fā)生右移，即使共析含碳量提高。

圖105 應(yīng)用Thermol-calc軟件計算奧氏體外加能量對鋼共析點(diǎn) 含碳量影響的Fe-Fe3C相圖Fig.105 The calculated Fe-Fe3C phase diagram for the effect of additional energy to austenite on eutectoid temperature by using Thermol-calc software

該鋼隨著形變量的增大，在奧氏體A動態(tài)相變持續(xù)進(jìn)行同時，已形成的P經(jīng)歷變形，其中的片層滲碳體先發(fā)生彎折、溶斷和球化，高位錯密度的F(ɑ)基體發(fā)生動態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶。當(dāng)ε=0.92時，珠光體轉(zhuǎn)變完成，大部分片層狀θ發(fā)生球化，F(xiàn)(ɑ)基體發(fā)生等軸化，見圖106(a)；當(dāng)ε=1.61時，片層狀θ發(fā)生完全球化，F(xiàn)(ɑ)基體基本完成等軸化，見圖106(b)。TEM測定為：F(ɑ)基體完成等軸化，晶粒之間大部分為大角度晶界。陳偉等[173]測定了該鋼在這些條件下，F(xiàn)(ɑ)平均晶粒尺寸為0.61±0.19 μm，鐵素體晶界上Fe3C粒子和在F(ɑ)晶內(nèi)的Fe3C粒徑為 0.25±0.1 μm及0.07±0.03 μm，呈現(xiàn)Fe3C粒子的雙峰分布。

圖106 過共析試驗鋼在650 ℃,變形速率0.1 s-1, ε=0.92(a)和ε=1.61(b)時的顯微組織，SEMFig.106 SEM of hypereutectoid steel after warm deforming at 650 ℃，strain rate of 0.1 s-1，ε=0.92(a)and ε=1.61(b)

②變形過程中過飽和碳濃度的鐵素體出現(xiàn)和滲碳體的溶解鋼在溫、熱變形過程中隨形變量增大，形成的P經(jīng)歷變形，其中的片層滲碳體先發(fā)生彎折、溶斷、球化和鐵素體中高位錯密度的狀況是難以研究的，只有降低形變的溫度才能予以揭示。Hong等[180]和Languillaume等[182]對真應(yīng)變達(dá)到4.22和3.50的高冷拉珠光體鋼絲的研究是很突出的，雖然真應(yīng)變量ε很高，但能很好了解材料的形變特性。這時，材料具有罕見的應(yīng)變硬化行為、強(qiáng)度和足夠的韌性，應(yīng)用于工程上。圖107(a)表示P中鐵素體片層內(nèi)的局部應(yīng)變襯度區(qū)域(如箭頭所指)，具有相對高的位錯密度，個別位錯不能分辨出來[180]。圖107(b)表示在片層間距(interlamellar spacing)特別小(～10 nm)的區(qū)域的微衍射(microdiffraction)花樣偶而能得到的漫射暈圈。

圖107 珠光體中鐵素體片層內(nèi)的局部應(yīng)變襯度區(qū)域(如箭頭 所指)的TEM組織(a)和該區(qū)域的微衍射花樣(b)Fig.107 (a)TEM of local strain contrast region(as indicated by the arrow) in the ferrite lamellae of pearlite and (b)microdiffraction pattern in this zone

Hong等[180]在其研究工作中還報道應(yīng)用APFIM(Atom Probe Field Ion Microscopy)，3 DAP(Three- Demensional Atom Probe)裝置(對應(yīng)設(shè)備和測定方法可以參考原文)，對Fe-0.82C-0.50Mn-0.25Si wt%(或Fe-3.69C-0.49Mn-0.48Si at%)共析碳鋼棒φ1.65mm經(jīng)950 ℃×1800 s奧氏體化加熱，再560 ℃鉛浴中等溫轉(zhuǎn)變30 s后拉制成φ0.2 mm(相應(yīng)真應(yīng)變ε=4.22，對應(yīng)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為3600和3933 MPa)。相應(yīng)的組織是晶粒尺寸為2 ～ 5 nm的多晶體，在最小片層間距的區(qū)域能找到一些非晶滲碳體，但大多數(shù)滲碳體是呈晶體的。3 DAP分析結(jié)果能直接驗證在冷拉過程中滲碳體的溶解。鐵素體中的平均碳濃度在真應(yīng)變?yōu)?.22時接近2at%，局部微區(qū)的濃度在0.2at%～3at%范圍內(nèi)變化。碳在鐵素體中的分布不均勻，偏聚在位錯或位錯的堆垛區(qū)域。Hong等[180]還引用M?ssbauer和Languillaume等的HREM(high-resolution electron microscopy)研究工作，認(rèn)為在室溫高形變率下滲碳體出現(xiàn)溶解，大致能達(dá)到滲碳體的體積分?jǐn)?shù)為20%～50%，直接的例證就是上述的APFIM研究。共析碳鋼珠光體中平衡滲碳體分?jǐn)?shù)的50%被溶解能使鐵素體的碳濃度大約增加到2.7at%。為此，現(xiàn)在普遍提到的鐵素體中的過飽和碳濃度最高能達(dá)到3at%就不足為奇了。

這種過飽和碳濃度的鐵素體出現(xiàn)，可以明確在形變的滲碳體中含碳量是低于滲碳體的化學(xué)計量比的。原子探針分析數(shù)值表示真應(yīng)變ε=4.22時，滲碳體中的碳濃度接近于16at%。Languillaume等應(yīng)用EELS(Electron Energy Loss Spectroscopy)分析提出了直接的數(shù)據(jù)，Danoix等3 DAP研究提出數(shù)據(jù)為接近20at%。

圖108(a)和108(b)表示冷拉形變量為4.22，珠光體鋼絲經(jīng)過200 ℃時效1 h后的C和Si兩種元素在三維空間的3-DAP分布情況，位置距離以nm計量。C原子成簇聚集處為碳化物位置，Si原子偏聚分布于碳化物/鐵素體交界面處，當(dāng)掃過F(ɑ)/ Fe3C交界面對應(yīng)得到C、Si元素數(shù)量的變化曲線。

圖108 珠光體鋼絲(ε=4.22)經(jīng)過200 ℃時效1 h后C和Si元素的3-DAP元素分布位置圖(a)和掃過F(ɑ)/ Fe3C 交界面對應(yīng)的C、Si元素數(shù)量變化曲線(b)Fig.108 (a)3-DAP elemental distribution location maps of carbon and silicon in the pearlitic wire (ε=4.22) aged at 200 ℃ for 1 h, (b)the amount change curve of carbon and silicon elements when sweep over the F (ɑ) / Fe3C interface

圖109表示珠光體鋼絲(ε=4.22)經(jīng)過400 ℃時效1 h的3-DAP分析結(jié)果，Ne場離子像表示于圖109(a)中，圖109(b)為C和Si元素分布位置圖，圖109(c)為掃過F(ɑ)/ Fe3C交界面對應(yīng)的C、Si元素數(shù)量變化曲線。為此，3 DAP的測定是很直觀的。

(a)Ne場離子像；(b)C和Si元素分布位置圖；(c)掃過F(ɑ)/ Fe3C交界面對應(yīng)的C、Si元素數(shù)量變化曲線圖109 珠光體鋼絲(ε = 4.22)經(jīng)過400 ℃時效1 h的3-DAP分析結(jié)果(a)Ne field ion image；(b)elemental distribution location maps of carbon and silicon； (c)the amount change curve of carbon and silicon elements when sweep over the F(ɑ)/ Fe3C interfaceFig.109 3-DAP analysis results of the pearlitic wire (ε=4.22) aged at 400 ℃ for 1 h