第一、二、三代軸承鋼及其熱處理技術的研究進展(九)

朱祖昌，楊弋濤，趙新娥

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

3.3.2.3奧氏體進行等溫轉變的Connert碳化物球化方法

1960年8月Connert[138]在德國鋼鐵冶金學會雜志“Stahl und Eisen”上發表題目為“新型短時熱處理過程的開發和操作有效性”論文。論述C100W1、100Cr6、120W4、120WV4等8種鋼的退火熱處理結果。

圖48 Connert 提倡的100Cr6鋼碳化物球化退火的工藝曲線Fig.48 The technology curve of carbide spheroidization anealling for 100Cr steel proposed by Connert

圖48上標記了100Cr6鋼在輥底式加熱連續式爐的不同區段(1～9)的控制爐溫(以水平直線表示)和退火件的加熱冷卻記錄曲線實測溫度。在爐區4再進行加熱，退火件溫度上升至780 ℃附近。并在爐區5的爐溫控制于780 ℃。然后在爐區段6、7和8區域內逐漸將爐溫降低至760、720和700 ℃。在進入區段9時，以比上述區段更快的冷速進行冷卻。在出口區域的總處理時間為12～14 h，出口區段速度為3.14～3.67 m/h，總爐長為44 m。

日本學者森靖之助[139]著文說明由德國學者Connert[138]提倡的應用奧氏體發生等溫轉變的100Cr6鋼(SUJ 2)碳化物球化的方法，其分析和敘述明確，使人易于理解。應用于高碳鉻軸承鋼時能縮短球化退火的時間，改進鋼的切削性能，可以獲得在細小鐵素體基體上均勻分布著球狀大小適切的合金碳化物的球化退火珠光體組織，在這種組織內不殘留網狀碳化物，不會出現層片狀珠光體或索氏體。獲得的這種組織在經過合理淬火回火熱處理后能夠得到優良的使用性能，并具有高的滾動疲勞壽命。顯然，這是一項極為重要的工程項目。

圖49 應用等溫轉變的球化退火工藝曲線示意圖Fig.49 The schmatic diagram of isothermal spheroidization annealing curve

圖49為所示的應用等溫轉變的球化退火工藝曲線示意圖，森靖之助將各處理階段的名稱和作用說明如下：

(a)1次加熱，使網狀碳化物在加熱過程中發生斷裂，珠光體基體發生溶解形成奧氏體，選用的溫度在Acm以下，一般選830 ℃附近比較好，加熱的時間保持1 h(原文圖中Acm表示有錯，本文作了修改)。

(b)第1冷卻，為了防止在冷卻過程中出現網狀碳化物和出現細密珠光體組織，應該采用盡可能快的迅速冷卻方式。

(c)中間冷卻，確定選用的溫度時設想與鋼發生TTT等溫轉變曲線聯系加以考慮。中間冷卻溫度過高時，均勻微細碳化物核心的數量會比較少，使隨后的球化過程不完全，并容易出現部分層片狀珠光體。通常，選用的溫度為650～670 ℃，時間為0.5～1 h。

(d)二次加熱，如果單依靠上述中間冷卻，在部分發生碳化物的球化外，還會出現細微的索氏體組織，從而使鋼的硬度偏高。為此，應該加熱到鋼的A1以上溫度進行處理，使碳化物繼續發生斷開球化和部分碳化物向奧氏體的溶解，并能殘留適量的碳化物球化核心，這是進行二次加熱的主要目的。

二次加熱溫度高，溶入碳化物會過多，使球化后得到的碳化物顆粒不一致，并會出現層片狀P珠光體。選用的溫度低，會使碳化物細小和碳化物數量多，從而造成構件的退火硬度偏高，也會使中間冷卻時存在的微細層片狀珠光體相對少發生固溶，而殘留下來。加熱溫度一般選在780 ℃附近，加熱時間為2 h。

(e)第2冷卻，為二次加熱溫度至等溫轉變溫度的冷卻，這一冷卻方式對鋼的等溫轉變影響不大，通常采用急冷較好。冷卻時間推薦為30 ～ 40 min。

(f)等溫轉變，適量殘留的碳化物球化核心在等溫轉變中由于受表面張力影響發生球化，同時在等溫轉變過程中也會生成碳化物球。等溫轉變的溫度選在Ac1和鋼的TTT曲線的鼻部溫度之間。溫度愈接近鼻部溫度，球化的碳化物顆粒比較細小，會使鋼的硬度偏高些。選用溫度高些時，則需要處理的時間會增長。

等溫轉變溫度通常選在720 ℃附近，時間約2 h，考慮爐內溫度不均一的影響，時間一般可選定為3 ～ 4 h。這樣使得在等溫轉變后獲得在鐵素體F基體上分布著0.5 μm大小的球狀碳化物的組織，硬度大約為90 HRB。這樣的組織經過合理的淬火和回火以后會使構件具有優良的滾動疲勞性能。

這一階段在工業實際應用上由于材料成分具有偏析等缺陷和爐內溫度不均一等因素，一般可以采用在(730～700 ℃)的溫度區間內以8 ℃/h左右的極慢冷卻速度進行冷卻。

(g)第3冷卻。從操作偏差上考慮和安全起見，于680 ℃進行慢冷，這一冷卻階段可以采用空冷。

從以上各階段對球狀碳化物形成的影響來分析，最主要階段為2次加熱和等溫轉變。其中的第1次加熱和中間冷卻在爐內溫度均一分布前提下，和在均勻細密珠光體原始組織條件以及偏差小的供給材料條件下可以加以省略。

森靖之助著重闡明2次加熱溫度和等溫轉變溫度的選定問題。

(1)確定2次加熱溫度

選用SUJ 2(100Cr6)熱軋鋼管小試樣，尺寸為20 mm×15 mm×10 mm，在程序控制的馬弗爐中進行試驗，采用熱處理工藝830 ℃×1 h進行1次加熱，650 ℃×0.5 h進行中間冷卻，2次加熱溫度設定為760、780、800和820 ℃，相應保持加熱時間為1、2、3、4、5和8 h，然后采用30 min時間的第2冷卻冷卻至720 ℃×3 h進行等溫轉變，轉變結束對應的退火硬度，顯微組織和球化退火的碳化物顆粒直徑表示于圖50(a)～(c)中。

在圖50(a)中，相應保持加熱時間為1 h時的硬度都比較高，以后隨著加熱時間增加都出現降低；采用的2次加熱溫度提高，對應的硬度出現降低。但是820 ℃加熱溫度下在3～4 h以后，硬度出現升高，這是因為碳化物溶入量多，球化不完全，并產生層片狀珠光體。800 ℃加熱溫度下在5 h以后，硬度也出現稍微升高。760 ℃加熱時由于相應的溫度比較低，退火后得到的硬度偏高一些。為此，2次加熱溫度和時間設定為780 ℃和2～4 h是相對合適的，處理得到的硬度為90 HRB。

圖50(b)的縱坐標為2次加熱溫度，橫坐標為保持加熱時間。圖中表示了2次加熱溫度和時間設定數值下得到的顯微組織中出現網狀碳化物、層片狀珠光體和得到的球狀碳化物粒度差的顯微組織的合格范圍，相對應在760和820 ℃加熱的在相應圖上表示的比較短的時間和比較長的時間均會出現不符合。這是由于在760 ℃加熱比較短的時間中碳化物發生斷裂和溶解不充分；在800和820 ℃加熱長時間中由于碳化物溶解比較多，殘留碳化物球化核心少而形成。可見設定溫度和時間工藝參數為780 ℃和1～8 h以及800 ℃和小于8 h是合適的。

圖50(c)中表示了2次加熱溫度和時間設定數值下得到的碳化物粒徑的變化情況，集中于0.5 μm附近處。當設定溫度比較低時，碳化物顆粒直徑細小，對應的硬度較高(如圖50(a)示)，并在760 ℃和820 ℃加熱條件下會出現球化不充分和碳化物顆粒直徑的不一致(如圖50(b)示)。綜合以上因素，2次加熱溫度設定為780 ℃或者800 ℃和加熱時間設定為2 h顯然是合適的。

圖50 2次加熱條件和球化退火硬度(a)、顯微組織(b)和碳化物粒徑(c)的關系Fig.50 The relationship between second heating parameters and annealing hardness (a), microstructures (b) as well as carbide diameters (c)

(2)確定等溫轉變溫度

選用SUJ 2熱軋鋼管的同樣試樣，在上述馬弗爐中進行試驗，于熱處理工藝830 ℃×1 h參數下進行1次加熱，650 ℃×0.5 h進行中間冷卻，2次加熱溫度為780 ℃和加熱時間為2 h，然后冷卻30 min至等溫轉變溫度，等溫轉變溫度設定為740、730、720和710 ℃，相應等溫時間為1、2、3、4、5和8 h，轉變結束對應的退火硬度、顯微組織和球化退火的碳化物顆粒直徑表示于圖51(a)～(c)中。

在圖51(a)中，相應等溫轉變時間為1 h時的硬度都比較高，轉變不充分；在740 ℃等溫轉變3 h以后，隨著等溫轉變溫度提高，對應的硬度相應出現下降。綜合顯微組織分析以等溫轉變2 h較好，而以硬度來考慮則可以確定3 h更加合適。

圖51(b)中3個圖的縱坐標為等溫轉變溫度，橫坐標為等溫轉變時間。該圖表示了相應等溫轉變和時間設定數值下形成網狀碳化物(上圖)、出現層片狀珠光體(中圖)和得到的球狀碳化物粒度差(下圖)的合格范圍。圖51(b)中的上圖表示對全部設定的等溫轉變溫度和時間均不會出現網狀碳化物；中圖表示740 ℃等溫轉變3 h之前出現層片狀珠光體，為不合格，其余都能符合要求；下圖表示710 ℃等溫轉變3 h之前出現索氏體組織和740 ℃等溫轉變1 h以及2 h出現碳化物粒度不均一，受到層片狀珠光體的影響。

圖51(c)表示等溫轉變條件和碳化物顆粒直徑的關系，710 ℃轉變得到的碳化物為0.4 μm，是比較細小的，其他的都在0.5 μm左右；同時，隨著等溫轉變提高碳化物顆粒直徑出現增大。綜合以上因素，等溫轉變溫度設定為720 ℃或者730 ℃和保持時間設定為3 h以上是合適的。

圖51 等溫轉變條件和球化退火硬度(a)、顯微組織(b)和碳化物粒徑(c)的關系Fig.51 The relationship between isothermal transformation parameters and annealing hardness (a), microstructures (b) as well as carbide diameters (c)

(3)2次加熱時的碳化物和等溫轉變后的碳化物之間的關系

在2次加熱時的碳化物除了溶解于奧氏體中的以外，一部分以殘留碳化物核心形式存在；這種情況將影響等溫轉變后存在的碳化物組織。

圖52(a)表示2次加熱溫度設定為760、780、800、820 ℃，相應保持加熱時間為1、2、3、4、5和8 h處理后進行水淬的組織中殘留的碳化物顆粒數變化。隨著2次加熱溫度的提高和保持加熱時間的延長，殘留存在的碳化物顆粒數減少；在8 h時碳化物顆粒數變化緩慢，近于達到平衡。2次加熱后經30 min冷卻(圖上表示為30 min)至720 ℃并在720 ℃進行保持時間為3 h的等溫轉變，轉變結束的碳化物顆粒數(對應碳化物之間距)變化示于圖52(b)。對比該圖52(a)和52(b)可以看出，除了820 ℃的情況外，碳化物顆粒數是有一定相關的。2次加熱后殘留存在的碳化物顆粒數作為核心在等溫轉變過程中吸收周圍奧氏體中的C、Cr原子而長大。另外，上述條件下，等溫轉變后的碳化物顆粒數都比2次加熱后殘留存在的碳化物顆粒數增加，說明在等溫轉變過程中生成了新的碳化物。

820 ℃的情況的例外是由于2次加熱溫度比較高，而且保持時間較長，碳化物溶入顯著，殘留碳化物核心量比較少，可見圖52(a)，在等溫轉變過程中，碳化物核心的生成不規則，并會部分出現層片狀珠光體形貌。

圖52 2次加熱后(a)和720 ℃×3 h等溫轉變后(b)碳化物間距之間的關系Fig.52 The relationship of spaces of carbides between after second heating treatment(a) and after isothermal transformation at 720 ℃×3 h(b)

圖53 可采用的一種軸承鋼的球化退火工藝曲線Fig.53 An applied technology curve of spheroidization annealing for bearing steel

日本學者森靖之助[139]對奧氏體發生等溫轉變的100Cr6鋼碳化物球化方法的部分一些說明在國內出現在“軸承鋼—在20世紀誕生并飛速發展的軸承鋼”[39]書中，但是因為不夠完整和稍有點差錯，會導致不容易理解和難以對生產實際進行指導應用。

敘述了上述因素后，能夠采用的一種軸承鋼的球化退火工藝曲線可以表示于圖53中，總處理時間約為9 h。

3.3.2.4分離型共析轉變DET(Divorced Eutectoid Transformation)及其應用

(1)分離型共析轉變DET的模式

鋼中共析鋼的共析轉變使奧氏體A轉變為11.22%滲碳體Fe3C和88.78%鐵素體F。共析轉變的模式分協同型和非協同型兩種[140]。協同模式下產物中的2個相在相變長大前沿長成耦合的成對層片狀珠光體P組織，是大家很熟悉的，簡化圖見圖54(a)，兩相比為7.91；非協同模式即稱為分離型共析轉變DET，上貝氏體和下貝氏體是兩種DET的例子，已有廣泛研究，現在講的是其第三種模式，未被廣泛認識，盡管已有文獻指出，如圖54(b)。圖中胞狀生長的相對比較平坦的奧氏體A(γ+θ)/ 鐵素體F(α+θ)邊界向(奧氏體A(γ)基體+細Fe3C粒子(θ)(在光鏡下θ可能看到或看不到))排列的右邊部位推進生長，得到(鐵素體F(α)基體+ 較粗Fe3C球粒θ)的左邊部位顯微組織。即沿這一奧氏體A(γ+θ)/ 鐵素體F(α+θ)邊界的推進是使奧氏體以分離型模式完成共析轉變，當轉變前沿界面推進時，預先在奧氏體中存在的細Fe3C粒子θ發生簡單的徑向長大(Verhoeven[141]提出細Fe3C粒子θ的徑向長大大約為35%)，同時完成基體晶體結構的轉變。這種場合，轉變產物的2相是在完全隔離狀態下完成整個轉變的。這種分離型共析轉變方式是在1984[142]、1994[143]和1996年[126]由sherby及其同事研究中提出的。在這里，按顯微組織上的類似而加以沿用。

圖54 鋼中共析轉變的模式分協同型(a)和非協同型(b)兩種的示意圖Fig.54 The schematic of two different types of eutectoid transformation for steels, cooperative mode (a) and non-cooperative mode (b)

分離型共析轉變DET(Divorced Eutectoid Transformation)中的Divorced Eutectoid通常會容易被翻譯為“離異共析轉變”，但是，現在講述的這種轉變方式與金屬學上大家普遍接受的“離異共析”概念不一樣，為此，我們在這里按其轉變特點將之譯為“分離型共析轉變”更加合適，以避免引起誤解。

52100鋼的奧氏體化溫度在相變臨界點A1～Acm之間進行退火發生合金滲碳體的不完全溶解，得到含細小M3C粒子的奧氏體A，然后通過慢冷按珠光體轉變模式或DET模式轉變為(鐵素體F(α)+合金滲碳體M3C(θ))的組織。其中按DET模式轉變的產物為在鐵素體F(α)基體上存在球狀M3C粒子(θ)的較軟化的組織。Luzginova等[121]也提出，按DET模式轉變與珠光體組織的不同在于它是非協同生長，在A相中出現細小密集分布的M3C粒子，這種粒子在奧氏體A(γ+θ)/ 鐵素體F(α+θ)轉變前沿通過時發生徑向長大，不依賴于和不需要新的M3C形核。一般在DET轉變方式進行時要求進行C的擴散。在冷卻過程中兩種轉變方式的出現很強烈的取決于A中合金滲碳體M3C粒子的間距，即取決于奧氏體化溫度和時間，也取決于冷速，其中較慢的冷速有利于奧氏體A按DET方式的轉變。

已有實驗指出，在鋼的稍微低于相變臨界點A1以下溫度，共析轉變也出現2種不同的模式，即通常的層片狀珠光體轉變模式和分離型divorced共析轉變模式DET。兩種模式依據它們各自的動力學方程進行轉變。后種模式出現在奧氏體基體A上存在幾個微米數量級別或小于這數量級間距的碳化物顆粒或核心的場合，共析轉變產物為由鐵素體相基體上分布著球狀碳化物相的兩相組成。這名稱是按sherby及其同事[126,142-143]在1984年和90年代中期所提出的術語命名。我們在這里和下文會指出，他們的工作是針對超高C鋼(1.5%～1.8% C)，得到鐵素體基體上具有細小Fe3C顆粒排列的組織，材料的處理溫度是高于A1的。已經有文獻指出，這種DET模式及其在上述的不均勻奧氏體狀態中具有比層片狀珠光體轉變更快的動力學特性。

這種轉變組織在1940年前就已經提出，但其研究在以前未予重視，在論及鋼的共析分解的教科書中也未予涉及。實驗進一步指出，DET模式與分離式共晶生長模式(divorced eutectic growth)不同，在DET共析分解中出現的一個滲碳體相周圍不形成另一個鐵素體相的輪廓殼層。在其顯微組織形態中向著奧氏體生長的相當平坦的奧氏體A(γ+θ)/鐵素體F(α+θ)轉變前沿不會因為滲碳體顆粒的存在而受到明顯影響。

綜上所述，在相變臨界點A1以上和以下的一段溫度范圍內都會發生DET模式的共析轉變。現在研究GCr15鋼球化退火中的DET模式轉變是主要指A1附近以及以下一段溫度范圍內發生的DET模式轉變，我們的研究注重點應該放在這里。

在1922年whiteley就報告了DET的轉變前沿奧氏體A(γ+θ)/ 鐵素體F(α+θ)邊界的顯微組織照片，如圖55(b)所示，他稱之為globular 珠光體，定義其中的滲碳體顆粒為globs。這是他對亞共析鋼Fe-0.2%C-0.52%Mn在低奧氏體化加熱溫度仔細奧氏體化以獲得奧氏體基體上出現少量殘留滲碳體粒子，如圖55(b)中的黑點，應用深腐蝕和結合滲碳體染色金相技術，在慢冷速率條件下得到的組織；當以高的冷速冷卻時就獲得層片狀珠光體。他指出用熱分析方法在普碳鋼中出現DET組織的溫度比出現珠光體轉變的溫度約高15 ℃，在含3.8%Cr的亞共析鋼中約高20 ℃。Bhadeshia[1]列出其顯微組織如圖55所表示，圖中存在DET組織和層片狀珠光體轉變組織，DET先于珠光體組織出現。

圖55 亞共析鋼Fe-0.2%C-0.52%Mn自奧氏體化溫度慢冷的分離型共析轉變組織舉例Fig.55 Examples of divorced eutectoid transformation in a Fe-0.2%C-0.52%Mn hypoeutectoid steel during slow cooling from the austenization temperature

在1940年Payson等提出仔細的研究一組合金含C量為0.33%～1.16%，在鉛浴中等溫試驗也出現球化，也能得到如圖55(b)的組織。他們也應用低溫奧氏體化處理，發現所有的層片狀珠光體溶解的奧氏體化處理后，在剛低于A1的溫度等溫得到DET組織，但在更低于A1的溫度下則出現層片狀珠光體P組織。

1996年Taleff等[126]研究過共析鋼的DET/珠光體組織發生轉折溫度受到奧氏體化溫度的影響得到類似如圖56表示的結果，這一結果是類似于1920年Honda和Saito的工作。結果表明：含碳量比較高的過共析鋼獲得球化結構組織可以采用高一些的奧氏體化溫度。很顯然，奧氏體化溫度越高，退火鋼得到珠光體組織的傾向越大；但是，退火溫度越來越接近A1的溫度時，則退火鋼得到球狀碳化物組織的傾向性就會越大。

DET在鋼中的出現也很早被前蘇聯學者論及，他們翻譯為granular pearlite，即用粒狀珠光體表示，類似于Payson 等的工作，在1938年由Gulyaev發表。1985年和1996年又有Parusov、Dolzhenkov等多篇報道提出通過控制DET來促進球化，這是有一定的創見性的。

圖56 過共析鋼的奧氏體化溫度對DET/珠光體組織發生轉折溫度的影響Fig.56 The effect of austenitizing temperature on the DET/pearlite transition in the hypereutectoid steels

上述的由不均勻狀態奧氏體相中直接形成球狀滲碳體粒子，這些粒子沿著胞狀的較為平坦的奧氏體A/鐵素體F(更確切表示為A(γ+θ)/F(α+θ))轉變前沿發生徑向生長(Verhoeven[141]提出細Fe3C粒子的徑向長大大約為35%)，不依賴于鐵素體F輪廓殼層包圍方式。對分離式DET模式出現在較低的過冷條件，珠光體模式則出現在較高的過冷條件下，轉變的過冷度取決于經受共析轉變的奧氏體中存在的Fe3C核心。這種特性的懂得對DET在鋼的球化過程中的作用是很重要的。

我們早在前幾年起每年通過全國熱處理學會舉辦的“金屬的基本組織及其轉變”的講座中就已經講述分離式共析生長模式(divorced eutectoid growth)的這種DET模式，并指出這種DET模式在某些鋼的工業球化過程中起著很重要的作用，所以應得到較好的研究。

一種簡單的動力學機制指出在A/F轉變反應前沿的長大速率大約與C擴散的通量的數值相一致，當Fe3C粒子間距于A中在1μm數量級時。

(未完待續)