第一、二、三代軸承鋼及其熱處理技術的研究進展(十四)

朱祖昌，楊弋濤，朱聞煒

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

③過共析鋼的熱-機械處理中雙細化組織研究

(a)ε=0.11；(b)ε=0.22；(c)ε=0.50；(d)ε=0.92；(e)ε=1.20；(f)ε=1.61圖110 過共析鋼中珠光體團在650 ℃，變形速率0.1 s-1條件下，隨變形量ε增加的溫變形過程中組織演變分析，TEMFig.110 The analyses of microstructure evolution of equiaxial ferrite in pearlitic zone for hyper-eutectoid steel during warm deforming processing with increasing deformation ε at 650 ℃ and deformation rate of 0.1 s-1，TEM

圖111 共析鋼過冷奧氏體在650 ℃，變形速率變形量ε為 0.90(a)和1.60(b)的TEM組織Fig.111 The microstructures of undercooling austenite of eutectoid steel during warm deforming at 650 ℃,deformation rate of

這里要著重指出：這種超細的等軸狀鐵素體和彌散分布的細小滲碳體顆粒組成(ɑ+θ)復相組織的形成是基于溫變形熱-機械處理的DET模式發生轉變。

上述TEM分析也可以以圖112進行簡單描述：在溫變形初期，珠光體P中片層F與片層Fe3C協調變形，在Fe3C缺陷處局部熔斷的相鄰F中產生大量位錯，見圖112(a)；形變增加，F產生發生動態回復，晶內大量纏結位錯對消，重排形成亞晶界，加快片層Fe3C球化成顆粒較大的滲碳體顆粒，見圖112(b)；繼續變形中，亞晶合并發生粗化長大，另一方面由于Fe3C粒子的釘扎，亞晶通過轉動形成大角度晶界，F通過繼續動態再結晶過程，使F中位錯密度降低，滲碳體粒子在C過飽和的F內析出，見圖112(c)；后期，F完成等軸化，較多細小Fe3C粒子在F晶內同時析出，就形成細小等軸狀F晶粒和兩類大小分布不同Fe3C粒子的超細化復相組織，見圖112(d)。在這一過程中，鐵素體F的等軸化主要是通過亞晶的轉動，從而發生連續再結晶過程來完成。

圖112 過共析鋼中珠光體團在溫變形過程中鐵素體等軸化的組織演變示意圖(彎曲箭頭表示粒子的旋轉)Fig.112 The schematic of microstructure evolution of equiaxial ferrite in pearlitic zone for hyper-eutectoid steel during warm deforming processing (the curved arrows indicate rotation of subgrains)

如果在F晶內形成這種彌散分布的細小Fe3C顆粒出現Zener釘扎，使F基體在形變過程中難以通過大角度晶界遷移，實現不連續再結晶，那么，鐵素體F基體能保持更為細小的晶粒(對應著具有高的晶粒度)。

陳偉等還研究了Al加入的影響，除了上述指出的可以抑制網狀滲碳體形成和減小珠光體片層距離外，還能細化F的晶粒尺寸為0.44±0.05 μm (小于不含Al鋼的0.61±0.23 μm)，增加大角度晶界鐵素體分數值為62.3%(大于不含Al鋼的60.6%)，同時，分布在鐵素體晶界面與晶內的滲碳體Fe3C粒徑和粒子密度存在差別，分別為0.07±0.02 μm與0.14±0.14 μm、15.01×106mm-2與11.36×106mm-2(數字中前者均為含Al的鋼)。另外，Al的加入阻止Fe和C的擴散，形變激活能由314.95 kJ/mol提高到416.32 kJ/mol。這些數字說明，合金元素Al的加入將會阻止Fe3C球化和再析出，阻止Fe3C顆粒的粗大。為此，合金元素Al的加入會進一步細化得到的(α+θ)復相組織。

單珺等[170]在GCr15SiMo中加入0.43%～0.97%Al(質量分數,%)的無碳化物貝氏體軸承鋼進行球化退火工藝研究，優化出一種4周期循環退火工藝，經過6 h后得到具有碳化物基本球化完全，碳化物平均直徑 ≤ 0.55 μm，顆粒直徑小于1 μm的和球化率達到93%～99%的結果，比原來采用700 ℃等溫退火10 h工藝的效果好，從而能節約能源。比按美國金屬學會ASM推薦的連續球化退火或等溫球化退火耗時10～16 h的工藝，能提高生產效率。他們認為，合金元素Al的加入能提高鋼的A1臨界相變溫度，增加相應的相變過冷度(實測數值列于表22 中)，從而達到抑制網狀滲碳體形成和減小珠光體片層距離。但是，Al的最佳加入量為質量分數0.75%。

表22 不同Al含量提高鋼的A1臨界相變溫度實測數值[170]Table 22 The tested critical phase transformation temperatures forsteels with different contents of Al[170]

王寶奇等[183]在含Al超高碳鋼UHCs-1.6Al (1.6C-1.5Cr-1.6Al，質量分數，%)的等溫球化工藝的研究中也指出，Al的加入使得鋼中網狀碳化物的析出受到抑制。

④中碳亞共析鋼的熱-機械處理中雙細化組織研究

(a)ε=0.11；(b)ε=0.22；(c)ε=0.50；(d)ε=0.92；(e)ε=1.20；(f)ε =1.61圖113 中碳亞共析鋼過冷奧氏體在650 ℃，變形速率 0.1 s-1，變形量增加過程中的SEM組織變化Fig.113 The microstructure evolution of undercooling austenite of medium carbon hypo-eutectoid steel deformed at 650 ℃，deformation rate of 0.1 s-1 and with increasing strain content，SEM

(a)ε=0.36；(b)ε=0.69；(c)ε=1.05；(d)ε=1.44；(e)ε=1.61圖114 中碳亞共析鋼過冷奧氏體在700 ℃，變形速率 10 s-1，變形量增加過程中的SEM組織變化Fig.114 The microstructure evolution of undercooling austenite of medium carbon hypo-eutectoid steel deformed at 700 ℃，deformation rate of 10 s-1 and with increasing strain content，SEM

在ε=0.36時，試樣立即進行冰水淬火，基體組織仍為馬氏體，見圖14(a)；在ε=0.69時，鐵素體F發生動態轉變，析出在原奧氏體A晶界上，見圖14(b)；在ε=1.05時，鐵素體F向奧氏體A晶粒內部推進，并隨著變形方向被拉長，見圖14(c)；在ε=1.44時，組織中才出現片層狀珠光體團，見圖14(d)；在ε=1.61時，才僅僅形成了F+片層狀P團的組織，F晶粒的截徑為1.75±0.36 μm，是比較粗的，見圖14(e)。

在等溫球化過程中，片層狀珠光體P的球化可分為三步：1)片層狀珠光體P中的滲碳體片層的相變缺陷處先發生彎折、溶斷，使片層狀Fe3C分解為長短不勻的Fe3C小段；2)長寬比不同的Fe3C小段進一步球化成具有臨界長寬比呈均勻分布的組織(這時相應對應著在鐵素體基體中具有基本相近的碳濃度)；3)Fe3C小粒按Ostwald的熟化方式進行長大。在這一過程中，將涉及二種碳原子在鐵素體基體中的擴散機制，見圖115。對前一種機制，存在片/球長寬比的臨界值，北京科技大學工作中的球化動力學曲線以長寬比=3。

在關鍵的第二步中，長寬比不同的Fe3C小段兩端具有不同的曲率半徑，按照Gibbs-Thomsom效應，在曲率半徑小的Fe3C附近的F(ɑ)內的碳濃度，高于F(ɑ)中大曲率半徑處的碳濃度，這種碳濃度的不同引起碳原子的擴散從而實現滲碳體小段片的球化(圖115(a)的擴散機制)，直到出現具有臨界長寬比呈均勻分布的組織，在這時將不發生明顯的碳在鐵素體中的擴散了。但是這種通過相界面擴散球化的速度緩慢，一般要幾十甚至上百小時。如果對片層狀珠光體進行形變，形變增加的形變能量明顯促進片層狀珠光體P球化，與珠光體等溫球化相比，熱變形一般可使球化速度提高4個數量級左右。形變使鐵素體F(ɑ)中的位錯密度提高，能增加滲碳體的開始球化位置，同時促進Fe、C原子的擴散，成為快速擴散通道。

(a)斷板型擴散模式；(b)Ostward熟化模式圖115 碳原子在鐵素體基體中的兩種擴散機制(a)broken board diffusion mode； (b)Ostward modeFig.115 Two diffusion mechanisms of carbon atom in ferrite matrix

圖116 (a)650 ℃等溫退火25 h和(b)溫變形過程中滲碳體球化程度相似的組織形貌圖Fig.116 The similar SEM morphologies of spheroidization of cementitefor (a)isothermal annealing at 650 ℃ for 25 h and (b)warm deforming process

(a)ε=1.20； (b)ε=1.61圖117 中碳亞共析鋼過冷奧氏體在650 ℃，變形速率 0.1 s-1，溫變形時SEM組織Fig.117 SEM microstructure of medium carbon hypo-eutectoid steel during warm deforming processing at 650 ℃, deformation rate of 0.1 s-1

這種狀態的熱平衡態使體系的自由能下降，為碳濃度均勻化和析出超細Fe3C提供了驅動力。根據Gavrilguk，C原子與位錯交互作用所需的能量為0.5 eV，大于Fe3C中C原子與Fe原子的結合能，Fe3C溶解，形成C在F中的濃度梯度。在形變過程中產生數量眾多的空位及高密度位錯幫助下，主要導致F區內位錯密度提高，C和位錯形成Contrell氣團等，形成碳原子過飽和鐵素體F，其飽和的C原子分數最高可達3%(這在上面已經指出)。但是在原先共析F區存在著低的碳濃度區域，這樣就形成碳原子從高C區(原片層狀P區)擴散到低C區(原先共析F區)，即發生碳濃度均勻化。隨著溫變形過程的進行，變形量增加，在發生鐵素體細化和等軸化過程中的動態回復和再結晶時，使位錯密度急劇下降，造成碳原子在鐵素體F中固溶度下降。這時，Fe3C會以小顆粒形式析出，得到超細Fe3C顆粒在鐵素體F基體上分布的(細F+超細Fe3C)復相組織。

(未完待續)