第一、二、三代軸承鋼及其熱處理技術(shù)的研究進(jìn)展(十四)

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(cè)認(rèn)證(集團(tuán))有限公司，上海 200434)

③過共析鋼的熱-機(jī)械處理中雙細(xì)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(tuán)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(xì)的等軸狀鐵素體和彌散分布的細(xì)小滲碳體顆粒組成(ɑ+θ)復(fù)相組織的形成是基于溫變形熱-機(jī)械處理的DET模式發(fā)生轉(zhuǎn)變。

上述TEM分析也可以以圖112進(jìn)行簡(jiǎn)單描述：在溫變形初期，珠光體P中片層F與片層Fe3C協(xié)調(diào)變形，在Fe3C缺陷處局部熔斷的相鄰F中產(chǎn)生大量位錯(cuò)，見圖112(a)；形變?cè)黾?，F(xiàn)產(chǎn)生發(fā)生動(dòng)態(tài)回復(fù)，晶內(nèi)大量纏結(jié)位錯(cuò)對(duì)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(xù)變形中，亞晶合并發(fā)生粗化長(zhǎng)大，另一方面由于Fe3C粒子的釘扎，亞晶通過轉(zhuǎn)動(dòng)形成大角度晶界，F(xiàn)通過繼續(xù)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過程，使F中位錯(cuò)密度降低，滲碳體粒子在C過飽和的F內(nèi)析出，見圖112(c)；后期，F(xiàn)完成等軸化，較多細(xì)小Fe3C粒子在F晶內(nèi)同時(shí)析出，就形成細(xì)小等軸狀F晶粒和兩類大小分布不同F(xiàn)e3C粒子的超細(xì)化復(fù)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(zhuǎn)動(dòng)，從而發(fā)生連續(xù)再結(jié)晶過程來完成。

圖112 過共析鋼中珠光體團(tuán)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(zhuǎn))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(nèi)形成這種彌散分布的細(xì)小Fe3C顆粒出現(xiàn)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(shí)現(xiàn)不連續(xù)再結(jié)晶，那么，鐵素體F基體能保持更為細(xì)小的晶粒(對(duì)應(yīng)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(wǎng)狀滲碳體形成和減小珠光體片層距離外，還能細(xì)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?jǐn)?shù)值為62.3%(大于不含Al鋼的60.6%)，同時(shí)，分布在鐵素體晶界面與晶內(nèi)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(shù)字中前者均為含Al的鋼)。另外，Al的加入阻止Fe和C的擴(kuò)散，形變激活能由314.95 kJ/mol提高到416.32 kJ/mol。這些數(shù)字說明，合金元素Al的加入將會(huì)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(huì)進(jìn)一步細(xì)化得到的(α+θ)復(fù)相組織。

單珺等[170]在GCr15SiMo中加入0.43%～0.97%Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)的無(wú)碳化物貝氏體軸承鋼進(jìn)行球化退火工藝研究，優(yōu)化出一種4周期循環(huán)退火工藝，經(jīng)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(dá)到93%～99%的結(jié)果，比原來采用700 ℃等溫退火10 h工藝的效果好，從而能節(jié)約能源。比按美國(guó)金屬學(xué)會(huì)ASM推薦的連續(xù)球化退火或等溫球化退火耗時(shí)10～16 h的工藝，能提高生產(chǎn)效率。他們認(rèn)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(yīng)的相變過冷度(實(shí)測(cè)數(shù)值列于表22 中)，從而達(dá)到抑制網(wǎng)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(zhì)量分?jǐn)?shù)0.75%。

表22 不同Al含量提高鋼的A1臨界相變溫度實(shí)測(cè)數(shù)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(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)的等溫球化工藝的研究中也指出，Al的加入使得鋼中網(wǎng)狀碳化物的析出受到抑制。

④中碳亞共析鋼的熱-機(jī)械處理中雙細(xì)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(shí)，試樣立即進(jìn)行冰水淬火，基體組織仍為馬氏體，見圖14(a)；在ε=0.69時(shí)，鐵素體F發(fā)生動(dòng)態(tài)轉(zhuǎn)變，析出在原奧氏體A晶界上，見圖14(b)；在ε=1.05時(shí)，鐵素體F向奧氏體A晶粒內(nèi)部推進(jìn)，并隨著變形方向被拉長(zhǎng)，見圖14(c)；在ε=1.44時(shí)，組織中才出現(xiàn)片層狀珠光體團(tuán)，見圖14(d)；在ε=1.61時(shí)，才僅僅形成了F+片層狀P團(tuán)的組織，F(xiàn)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?nèi)毕萏幭劝l(fā)生彎折、溶斷，使片層狀Fe3C分解為長(zhǎng)短不勻的Fe3C小段；2)長(zhǎng)寬比不同的Fe3C小段進(jìn)一步球化成具有臨界長(zhǎng)寬比呈均勻分布的組織(這時(shí)相應(yīng)對(duì)應(yīng)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(jìn)行長(zhǎng)大。在這一過程中，將涉及二種碳原子在鐵素體基體中的擴(kuò)散機(jī)制，見圖115。對(duì)前一種機(jī)制，存在片/球長(zhǎng)寬比的臨界值，北京科技大學(xué)工作中的球化動(dòng)力學(xué)曲線以長(zhǎng)寬比=3。

在關(guān)鍵的第二步中，長(zhǎng)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(yīng)，在曲率半徑小的Fe3C附近的F(ɑ)內(nèi)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(kuò)散從而實(shí)現(xiàn)滲碳體小段片的球化(圖115(a)的擴(kuò)散機(jī)制)，直到出現(xiàn)具有臨界長(zhǎng)寬比呈均勻分布的組織，在這時(shí)將不發(fā)生明顯的碳在鐵素體中的擴(kuò)散了。但是這種通過相界面擴(kuò)散球化的速度緩慢，一般要幾十甚至上百小時(shí)。如果對(duì)片層狀珠光體進(jìn)行形變，形變?cè)黾拥男巫兡芰棵黠@促進(jìn)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(gè)數(shù)量級(jí)左右。形變使鐵素體F(ɑ)中的位錯(cuò)密度提高，能增加滲碳體的開始球化位置，同時(shí)促進(jìn)Fe、C原子的擴(kuò)散，成為快速擴(kuò)散通道。

(a)斷板型擴(kuò)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(kuò)散機(jī)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(shí)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(tài)的熱平衡態(tài)使體系的自由能下降，為碳濃度均勻化和析出超細(xì)Fe3C提供了驅(qū)動(dòng)力。根據(jù)Gavrilguk，C原子與位錯(cuò)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(jié)合能，F(xiàn)e3C溶解，形成C在F中的濃度梯度。在形變過程中產(chǎn)生數(shù)量眾多的空位及高密度位錯(cuò)幫助下，主要導(dǎo)致F區(qū)內(nèi)位錯(cuò)密度提高，C和位錯(cuò)形成Contrell氣團(tuán)等，形成碳原子過飽和鐵素體F，其飽和的C原子分?jǐn)?shù)最高可達(dá)3%(這在上面已經(jīng)指出)。但是在原先共析F區(qū)存在著低的碳濃度區(qū)域，這樣就形成碳原子從高C區(qū)(原片層狀P區(qū))擴(kuò)散到低C區(qū)(原先共析F區(qū))，即發(fā)生碳濃度均勻化。隨著溫變形過程的進(jìn)行，變形量增加，在發(fā)生鐵素體細(xì)化和等軸化過程中的動(dòng)態(tài)回復(fù)和再結(jié)晶時(shí)，使位錯(cuò)密度急劇下降，造成碳原子在鐵素體F中固溶度下降。這時(shí)，F(xiàn)e3C會(huì)以小顆粒形式析出，得到超細(xì)Fe3C顆粒在鐵素體F基體上分布的(細(xì)F+超細(xì)Fe3C)復(fù)相組織。

(未完待續(xù))