滲碳體形態對高碳珠光體鋼組織及性能的影響

向嵩+向梓杰+沈濤

摘 要：為研究SWRS82B鋼不同條件下進行的大過冷工藝所形成的滲碳體形態對珠光體亞結構組織及性能的影響，制定相關熱處理工藝： 將試樣在880 ℃奧氏體化15 min后，以70，100，200 ℃/s的冷速過冷到300 ℃等溫3～15 s，之后升溫至珠光體區等溫1 min，最后快冷至室溫.通過SEM和TEM觀察，以及MTS拉伸試驗機得到的數據，結果表明，在過冷時間為3 s的前提下，隨著冷速的增長，滲碳體由完整片層狀發生不同程度的碎化.在200 ℃/s時，滲碳體已經大面積碎化，并發現大量的納米級滲碳體，抗拉強度表現為先降低后升高，伸長率持續升高.當冷卻速度為70 ℃/s時，隨著過冷時間的延長，抗拉強度和伸長率都表現為先降低后增大的特點.納米滲碳體隨著過冷時間的延長開始減少，到達15 s時，開始出現了貝氏體組織.

關鍵詞：大過冷；珠光體；滲碳體形態；納米級滲碳體；力學性能

中圖分類號：TG115.21 文獻標志碼：A

Effect of Cementite Morphology on Microstructure and Properties

of High Carbon Pearlite Steel

XIANG Song1，2，XIANG Zijie1，2，SHEN Tao1，2

（1.School of Materials and Metallurgy，Guizhou University，Guiyang 550025，China；

2.The Key Laboratory for Mechanical Behavior and Microstructure of Materials，Guiyang 550025，China）

Abstract：In order to study the effect of cementite morphology on the structure and properties of sub-structure of pearlite in SWRS82B steel，related heat treatment process was established：The sample was cooled to 300 ℃ at the cooling rate of 70，100，200 ℃/s and isothermal to 3～15 s after austenitized at 880 ℃ for 15 min.Then heated to isothermal at 550 ℃ for 1 min，the last was the rapid cooling to room temperature. The results of SEM and TEM observation and MTS tensile testing machine show that，when the supercooling time was 3 s，the cementite was fragmented by different degree from the whole lamellar with the increase of cooling rates. When the cooling rate was 200 ℃/s，the cementite was broken down in large area，and nanoscale cementite was found.The tensile strength decreased firstly and then increased，but the elongation increased continuously.When the cooling rate was 70 ℃/s，the tensile strength and elongation decreased with the increase of the supercooling time. The nanoscale cementite decrease with the extension of the supercooling time；while reached to 15 s，the low bainite began to appear.

Key words：supercooling；pearlite；cementite morphology；nanoscale cementites；mechanical properties

珠光體（P）作為鐵碳合金中最基本的5種組織之一[1]，亞結構為鐵素體與滲碳體片層相間排列，然而在經過不同處理后，珠光體形態會出現改變，滲碳體形態也會發生顯著變化.過共析鋼在熱軋后的冷卻過程中，沿奧氏體晶界容易析出先共析滲碳體，此時的滲碳體呈半連續或連續網狀[2]，這明顯增加零件的脆性，降低承受載荷的強度，韌性變差.在共析和過共析鋼中經常進行球化退火處理來軟化組織[3]，此時珠光體中的滲碳體形態已經由片層狀變為球狀顆粒，彌散分布在鐵素體基體上.而球化后的珠光體，不僅硬度較低，加工性能優越，同時也能夠減小工件變性和開裂傾向[4].在20世紀70年代，早期一些研究工作表明[5-7]，均勻的過冷奧氏體也可以轉變為非片狀珠光體，碳化物呈斷續的短片狀或近似球狀，這種直接由過冷奧氏體形成的非片狀珠光體被稱為退化珠光體.王斌等人[8]曾通過熱力學計算發現，當熱軋板坯的冷卻速率提高以后，可以增加奧氏體相變過冷度，并增大相變自由能，能夠實現滲碳體納米級析出.而納米級滲碳體可以起到析出強化作用，作為第5相可以明顯提高材料強度和韌性.因此，不同滲碳體形態能夠影響材料的各方面性能，通過改變滲碳體形態來改善材料綜合力學性能儼然已成為一種趨勢.本文作者對大過冷工藝的探索實驗發現，控制大過冷冷卻速度和過冷時間也會對珠光體顯微組織、滲碳體形態等造成影響.endprint

在前面提到文獻中，滲碳體形態通過多種熱處理工藝得到了改變，對力學性能造成了不同影響.本文采用動靜態膨脹儀熱處理代替傳統鉛浴工藝，通過精確控制大過冷冷卻速度來實現滲碳體碎化；在不改變等溫溫度情況下通過控制過冷時間，觀察珠光體亞結構組織變化及其對應力學性能，以此來探索最佳熱處理工藝，并了解滲碳體形態改變帶來的效應.

1 實驗材料及方法

本文采用實驗材料為SWRS82B鋼絲，樣品取自貴陽某公司生產現場，其化學成分如表 1 所示.

熱處理實驗通過DIL-805A/D動靜態膨脹儀完成.首先通過等溫實驗精確測量試樣TTT曲線，得到其“鼻尖”溫度為550 ℃，此時孕育期最短，轉變速度最快.試樣以10 ℃/s升溫至880 ℃奧氏體化10 min，然后分別以70，100，200 ℃/s冷卻至300 ℃等溫3 s（在100 ℃/s時等溫3，5，7，10，15 s），之后2 s升至550 ℃進行等溫，最后以100 ℃/s快冷至室溫，工藝曲線如圖1所示.熱處理后的樣品進行機械拋光，用4 %的硝酸酒精浸蝕，通過SEM觀察不同熱處理條件下的試樣顯微組織.再使用JEM-1200EX（120 kV）型透射電鏡（TEM）進一步來觀察試樣亞組織結構，原試樣尺寸為Φ4.0 mm×0.6 mm，手工減薄到50 μm后，在7 %高氯酸酒精溶液中進行雙噴電解減薄.試樣抗拉強度通過萬能拉伸試驗機測得，5組試樣測試后取平均值，試樣尺寸如圖2所示.

2 實驗結果

2.1 顯微組織

為了測定82B鋼珠光體轉變完成時間，通過膨脹儀控制冷卻速度，對試樣進行了1 min的等溫實驗，如圖3所示.由圖3可以看出，珠光體完成轉變實際所需時間約為13 s.82B鋼經不同冷速等溫后的微觀組織形貌如圖4所示.從圖像可以看到珠光體組織.但是在局部位置，滲碳體已經出現了不同程度的碎化.由圖4（a），（c），（e）可以看出，隨著冷卻速度的增加，滲碳體碎化程度也隨之升高.冷速為70 ℃/s時，滲碳體還基本保持著長片狀，但滲碳體已經出現彎曲，個別地方出現斷裂；當達到200 ℃/s時，珠光體已經不能保持片層結構，滲碳體已經呈現出短棒狀，甚至出現球狀.可以看到，鋼中的珠光體已經不再是我們熟悉的片層狀結構，而是發生了退化，片層被打破，生出短棒狀、橢圓狀、粒狀滲碳體.這種由過冷奧氏體直接形成的非片層結構的珠光體稱為退化珠光體.圖4（b），（d），（f）為對應冷速下的TEM圖，可以更清晰地看出滲碳體形態的變化，在200 ℃/s時，在鐵素體基體上分布著相對彌散的納米級滲碳體顆粒，顆粒尺寸約50 nm.可見，在超快冷速下的大過冷工藝實現了82B鋼珠光體中納米級滲碳體的析出.

圖5為冷速為70 ℃/s，過冷時間在5 s和7 s時的SEM圖，基本與過冷3 s時得到的組織一樣.從圖5（a），（b）可以看到，在局部位置碳化物仍然表現為片狀，但已經出現縮短.過冷時間在10 s時，如圖6（a）所示，滲碳體已經不再是片狀，而是在鐵素體基體中混亂分布，無法明確辨認是冷速太快造成還是過冷時間延長得到了其他組織.延長到15 s后，碳化物呈短棒狀或楔形，看似凌亂，但是仔細看能看出與鐵素體存在一定的角度關系，在這里暫定為下貝氏體碳化物（雖然下貝氏體（BL）特征不明顯，但是康沫狂教授[9]認為，這也屬于一種下貝氏體，并稱為復合下貝氏體）.

2.2 力學性能

在室溫下進行拉伸試驗，得到鋼的強度和斷后伸長率隨冷卻速度增加和過冷時間延長的變化情況，如圖7所示.圖7（a）為不同冷速得到的伸長率和抗拉強度曲線，可以看出，冷卻速度從70 ℃/s增加到100 ℃/s時，抗拉強度出現下降，從1 294 MPa下降到1 215.42 MPa.但冷卻速度增加到200 ℃/s以后，抗拉強度反而出現提高，變為1 249.93 MPa.而伸長率隨著冷速的升高，表現為逐漸上升的趨勢.

圖7（b）為70 ℃/s速度下進行不同過冷時間所得的伸長率和抗拉強度曲線.從圖中曲線能夠看出，在冷卻時間從3 s延長到7 s時，強度出現大幅降低，延長到10 s時，強度起伏已經很小.當過冷時間接著延長至15 s時，抗拉強度反而出現提高.而過冷時間對斷后伸長率的影響顯得比較復雜，過冷時間從3 s延長到7 s，伸長率降低，在延長至10～15 s，伸長率反而出現升高.過冷15 s的試樣在顯微硬度計上進行檢測，如表2所示，其原因可能是得到了下貝氏體組織所引起的強化效果.

3 分析討論

3.1 冷卻速度對滲碳體形態及力學性能的影響

通過JMatPro軟件進行模擬，以及實驗測得的SWRS82B線鋼的TTT曲線圖，如圖8所示.可以看到過冷到低溫進行短時間等溫可以得到完全的珠光體組織.

圖8 SWRS82B線鋼的TTT曲線

Fig.8 TTT curves of SWRS82B rod

當過冷時間為3 s，冷卻速度為70 ℃/s，雖然具有較大的過冷度，但碳原子擴散系數下降不明顯，再升溫到550 ℃時，在某些貧碳區域出現小的斷裂；到達100 ℃/s時，碳原子擴散系數進一步下降，使斷裂更加明顯，片層破化加劇，在圖4（d）中看得到細小的短棒狀滲碳體，極少能看到納米級滲碳體.在超快冷速（200 ℃/s）條件下，從880 ℃直接過冷到300 ℃時，過冷度較大，導致珠光體相變時相界面自由能差增加產生了加速效應.此外，碳原子的擴散系數隨著溫度的降低出現明顯下降，其擴散行為在超快速冷卻條件下也受到限制[10-11].與此同時，過冷度較大，形核驅動力增加，滿足臨界條件的核胚大量形成，但受溫度、碳原子擴散等影響，部分區域滿足不了連續長大的條件，滲碳體無法持續增長成片層狀，而是以納米顆粒的形式析出[12].如圖4（f）所示，從能量的角度而言，顆粒形態滲碳體代替片層狀結構析出，必然導致滲碳體表面能的增加.因此，這部分增加的能量通過超快速冷卻實現更大的過冷度，從而產生更大的自由能差，提供更多的動力進行彌補[13].endprint

鋼絲抗拉強度主要與珠光體的片層間距有關[14]，且符合Hall-Petch公式[15].珠光體片層間距主要由珠光體相變溫度來控制.在相變溫度相同的前提下，控制不同的冷卻速度所改變的滲碳體形態，對珠光體亞組織及力學性能不會產生太大的影響.因此，在控制變量為冷速后，隨冷速增加帶來的力學性能的變化從3個方面來分析：

一是由于冷卻速度的增加，導致了珠光體滲碳體片層結構被破壞.而片層狀滲碳體具有硬而脆的性質，在破壞了連續性以后，珠光體強度也出現了不同程度的降低.當冷速為100 ℃/s甚至200 ℃/s時，滲碳體開始呈出現短棒狀或球狀，不連續分布在鐵素體基體上，對位錯運動的阻礙作用變小，會使塑性提高.當碳化物顆粒越細小，硬度和強度就越高；碳化物顆粒越接近等軸狀，分布越均勻，韌性也越好.

二是試樣在880 ℃完全奧氏體化后直接進行的大過冷等溫工藝，會出現應力集中從而導致大量位錯的產生，如圖9（a）（b）所示.可以看到，鐵素體片中出現大量位錯（圓圈處），一部分位錯出現于滲碳體/鐵素體兩相界面，另一部分位錯發生纏結，這兩種位錯都能夠提高強度.圖9（c）為圖9（a）箭頭位置高分辨圖，可以清晰地看到位錯垂直排列，這是因為低溫下，位錯密度大能量高，位錯通過不斷運動及重新協調分布來釋放應變能，所以一部分位錯就會有序化形成位錯網或位錯墻.

三是超快冷速下（200 ℃/s）產生了彌散的作為第2相的納米級滲碳體.由于奧氏體化后超快速冷卻，大量位錯因高溫變形而保留下來.這些位錯的存在促進了納米級滲碳體的形核，這樣就形成了第2相強化效果，如圖10所示.當碳化物顆粒越細小，硬度和強度就越高；碳化物顆粒越接近等軸狀，分布越均勻，韌性越好.因此當冷卻速度達到200 ℃/s，除了滲碳體片的碎化所導致的塑性上升外，納米級滲碳體的出現也使強度得到了一定的提升，所以在100 ℃/s強度降低之后，200 ℃/s卻能夠出現提高.但是由于其未能大面積的出現，因此無法從根本上對力學性能進行改善.

綜上所述，基本可以解釋圖7（a）中隨冷卻速度變化出現的抗拉強度先減小再上升，伸長率持續增加的規律.

3.2 過冷時間對滲碳體形態及力學性能的影響

當冷卻速度為70 ℃/s不變，過冷時間在7 s以前，表現為片層間距隨過冷時間的延長而增大，珠光體形態無明顯差異，強度以及伸長率都隨著片層間距的增大而降低.同時，過冷時間延長，應力發生松弛，應變能下降，位錯密度不斷減小，當過冷時間延長至7 s，試樣微觀組織中幾乎已看不到位錯存在，位錯強化作用隨過冷時間增加而減弱.過冷時間從7 s增加到10 s時，由于碳原子擴散系數在較大過冷度下下降明顯，使碳在未轉變的奧氏體中過飽和，以致使滲碳體有可能在奧氏體位錯線和點缺陷處大量領先形核，形成大量滲碳體核心，隨后向各個方向以大致相同的速度長大；當長時間過冷時，周圍的過冷奧氏體中的碳濃度貧化到接近Fe-Fe3C相圖中的SE'線，滲碳體顆粒便停止長大，而在滲碳體顆粒周圍形成鐵素體[16].這種形核機制就使得珠光體中滲碳體顆粒呈球形或橢圓形，且不均勻地、紊亂地分布，在本文中稱其為退化珠光體.退化珠光體的強度及硬度都稍低于片狀珠光體，但是塑韌性卻有明顯提高，因此在圖7（b）中表現為10 s時抗拉強度持續下降，而伸長率出現了上升.等過冷時間進一步延長至15 s時，碳原子擴散距離增加，鐵原子和置換原子通過熱激活躍遷的方式，沿著界面位移，實現晶格改組[17]，產生下貝氏體具有很好的強韌性，對強度有所貢獻.在相變過程中，鐵素體與碳化物長大以相互競爭機制，且鐵素體長大速度遠高于碳化物，所以下貝氏體碳化物形態呈短棒狀、纖維狀、楔形等[18].如圖11所示，可以看出為下貝氏體組織，貝氏體同樣為片條狀，右側碳化物呈短棒狀或是楔形，左側（圓圈所示）與鐵素體長軸交角約60°.而下貝氏體作為強硬相，具有更高的強度，因此在后面的拉伸過程中抗拉強度突然提高.

當出現了其他第2相組織以后，在拉伸過程中可以通過雙相鋼斷裂機制進行解釋.如表2所示，由于P與BL帶來的強度值之間的差異，因此可以假定應變分配過程也將發生在P和BL之間.與BL相比，P傾向于早期塑性變形，并且有助于鋼的整體的應變硬化.在拉伸變形期間，裂紋形核在P-BL界面處，由于應變分配，軟相相比于硬相具有更高的應變，并且在相界面更容易發生變形.而珠光體作為軟相，有著更高的塑性，因此在變形過程中更不容易斷裂，表現為伸長率的上升.由于剛達到BL轉變點，轉變量極少，并未起到質的變化，但在力學性能方面仍有一定的提高.

圖12為過冷時間3～15 s時的應變硬化指數.

從圖中可以看出，過冷溫度一定時，隨過冷時間延長，試樣的應變硬化指數逐漸降低，但隨過冷時間進一步延長至10 s后，形變硬化指數反而增加了.在7 s前，導致其降低的原因是隨過冷時間的延長，團尺寸和片層間距都出現了增加，相界面減小，降低了鐵素體片與滲碳體片之間的交互作用，在力學性能上表現為強度和韌性同時出現不同程度的下降[19].當延長至10 s后，由于珠光體的退化，導致了滲碳體片的不均勻生長，反而提高了試樣的塑性，應變硬化指數增加.等到了15 s時，達到了下貝氏體的轉變點，在升溫到550 ℃過程中有少量下貝氏體生成，與珠光體之間存在應變分配效應，強韌性都有一定得提高，這也導致應變硬化指數進一步增加.

4 結 論

本文通過精確控制大過冷工藝參數，即不同冷卻速度和不同過冷時間，得到了不同形態滲碳體，通過SEM，TEM分析了亞組織結構，MTS拉伸試驗機獲得力學性能，并得出如下結論：

1）不同冷速對力學性能的影響表現為抗拉強度先下降后上升，伸長率持續上升.隨著冷卻速度增加，滲碳體碎化程度加深，在超快冷速下（200 ℃/s）實現了納米級滲碳體的析出，形成了第2相強化，強度和塑性都得到提升.但滲碳體納米化未能在鐵素體基體上大量生成，因此其強化效果有限.endprint

2）過冷時間在3～7 s之間，隨著過冷時間增加，珠光體團尺寸和層間距增加，同時位錯強化作用減弱，抗拉強度和伸長率出現下降.延長至10 s時，珠光體發生退化，滲碳體顆粒呈球形或橢圓形，不均勻地、紊亂地分布在鐵素體基體上，導致了強度持續降低，塑性開始上升.等到了15 s，組織中出現下貝氏體，形成了雙相強化作用，在塑性變形過程中表現出更高的塑性，強度也有一定提升.

參考文獻

[1] 于永泗，齊民，徐善國.機械工程材料[M].5版.大連：大連理工大學出版社，2013：51-52.

YU Yongsi，QI Min，XU Shanguo. Mechanical engineering materials[M]. 5th ed. Dalian：Dalian University of Technology Press，2013：51-52.（In Chinese）

[2] 宋維錫.金屬學[M].2版.北京：冶金工業出版社，1989：259-260.

SONG Weixi. Metallurgy[M]. 2nd ed. Beijing：Metallurgical Industry Press，1989：259-260.（In Chinese）

[3] 劉波，殷曉中，黃曉艷.金屬熱處理工藝常用術語解析[J].鑄造技術，2015（6）：1435-1440.

LIU Bo，YIN Xiaozhong，HUANG Xiaoyan. Analysis of Common Terminology in metal heat treatment[J]. Foundry Technology，2015（6）：1435-1440.（In Chinese）

[4] Andy.感應加熱表面淬火[J/OL].中國顯微圖像網 （2010-09-10）.http：//www.microimage.com.cn/xwjs/2010/0910/article_7115.html.

Andy. Induction heating surface hardening[J/OL].Microimage.com.cn（2010-09-10）. http：//www.microimage.com.cn/xwjs/2010/0910/article_7115.html.（In Chinese）

[5] OHMORI Y，HONEYCOMBE R W K. The isothermal transformation of plain carbon austenite[J]. ICSTIS Suppl Trans ISIJ，1971，11： 1160-1164.

[6] OHMORI Y，DAVENPORT A T，HONEYCOMBE R W K. Crystallography of pearlite[J].Transaction of the Iron and Steel Institute of Japan，1972，12（2）： 128-137.

[7] 大森靖也.鉄鋼の炭窒化物の相界面析出[J].日本金屬學會會報，1976，15（2）： 93-100.

OMORI Y. Interphase precipitation of carbonitride in steels[J]. The Japan Society of Metals，1976，15（2）： 93-100.（In Japanese）

[8] 王斌，劉振宇，周曉光，等.超快速冷卻條件下亞共析鋼中納米級滲碳體析出的相變驅動力計算[J].金屬學報，2013，49（1）： 26-34.

WANG Bin，LIU Zhenyu，ZHOU Xiaoguang，et al. Calculation of phase transformation driving force for precipitation of nanometer-sized cementite in hypo-eutectoid steel under ultra-fast cooling[J]. Acta Metall Sinica，2013，49（1）： 26-34.（In Chinese）

[9] 康沫狂.鋼中貝氏體形貌學探討[J].兵器材料科學與工程，1991（10）：1-7.

KANG Mokuang. Discussion on bainite morphology in steel[J].Ordnance Material Science and Engineering，1991（10）：1-7.（In Chinese）

[10]KAUFMAN L，RADCLIFFE S V，COHEN M. Decomposition of austenite by diffusional processe[M]. New York： Interscience，1962： 313.

[11]劉宗昌，任慧平.過冷奧氏體擴散型相變[M].北京：科學出版社，2007： 79.

LIU Zongchang，REN Huiping. Diffusion phase transformation of supercooled austenite[M]. Beijing： Science Press，2007： 79.（In Chinese）

[12]GHOSH S. Rate-controlling parameters in the coarsening kinetics ofcementite in Fe-0.6 C steels during tempering[J]. Scripta Materialia，2010，63（3）： 273-276.endprint

[13]WANG B，LIU Z，ZHOU X. Calculation of transformation driving force for the precipitation of nano-scaled cementites in the hypoeutectoid steels through ultra fast cooling[J]. Acta Metallurgica Sinica，2013，49（1）：26-34.

[14]ELWAZRI A M，WANJARA P，YUEA S. The efect of microstructural characteristics of pearlite on the mechanical properties of hypereutectoid steel[J]. Materials Science and Engineering A，2005（404）：91-98.

[15]PETCH N J. The fracture of metals[J]. Progress in Metal Physics，1954（5）：1-52.

[16]王連偉，李文卿，毛征東，等.控軋控冷16Mn鋼珠光體退化的研究[J].特殊鋼，1994（4）：6-10.

WANG Lianwei，LI Wenqin，MAO Zhengdong，et al. Study on pearlite degeneracy in control-rolled and control-cooled steel 16Mn[J]. Special Steel，1994（4）：6-10.（In Chinese）

[17]劉宗昌，王海燕，王玉峰，等.貝氏體碳化物的形貌及形成機制[J].材料熱處理學報，2008（29）：32-37.

LIU Zongchang，WANG Haiyan，WANG Yufeng，et al. Morphology and formation mechanism of bainitic carbide[J]. Transactons of Materials And Heat Treatment，2008（29）：32-37.（In Chinese）

[18]方鴻生，馮春，鄭燕康，等.下貝氏體中碳化物的析出[J].金屬學報，2007，43（6）：583-588.

FANG Hongsheng，FENG Chun，ZHENG Yankang，et al. Precipitation of the carbides in lower bainite[J]. Acta Metallurgica Sinica，2007，43（6）：583-588.（In Chinese）

[19]郭正洪.鋼中珠光體相變機制的研究進展[J].材料熱處理學報，2003，24（3）：1-7.

GUO Zhenghong. Research progress of mechanism of pearlitetransformation in steel[J]. Journal of Materials Heat treatment，2003，24（3）：1-7.（In Chinese）endprint