加熱速率對鑄態60Si2Mn 鋼奧氏體化的影響

王瑞章，周登虎，江 雁，楊 凱，席 波，廖振成，黃貞益

（1.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 211500；2.安徽工業大學冶金工程學院，安徽 馬鞍山 243000）

0 引言

彈簧鋼是裝備制造業的關鍵基礎零件，廣泛應用于汽車、鐵路、電子電器等國民經濟的各個領域[1-2]。60Si2Mn 屬于Si-Mn 系合金彈簧鋼，具有較好的綜合力學性能，是我國用量最大、用途最廣的彈簧鋼。隨著工業的不斷發展，對彈簧鋼的抗拉強度、疲勞壽命及輕量化提出了新的要求。目前，關于提高彈簧鋼的性能的方法主要分為熱處理技術和合金化方法。如等溫淬火、亞溫淬火和分級淬火等熱處理技術[3-6]；為獲得更好的淬透性，同時又結合耐疲勞，耐高溫的需求，還需在其中加入V、Cr 和Mo 等微合金元素[7-8]。正確確定不同的熱處理工藝就需要準確了解60Si2Mn 鋼的奧氏體化過程。但是目前對于60Si2Mn 的研究主要集中在控軋控冷、夾雜物特性和裂紋研究方面[9-11]，沒有60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中的奧氏體化分析研究。研究60Si2Mn 鋼在不同加熱速度下的奧氏體轉變動力學特征為獲得較為細小均勻的奧氏體晶粒，細化珠光體球團，縮小珠光體片層間距，提高鋼的強韌性的后續熱處理工藝制定提供一系列的依據。

筆者在差分膨脹試驗的基礎上，通過對熱膨脹曲線的求導得到在連續加熱過程中的熱膨脹偏導曲線圖，進一步得出60Si2Mn 連鑄坯在連續加熱過程中的奧氏體轉變動力學曲線。并采用高溫金相顯微鏡和熱膨脹儀相結合的方式觀察了60Si2Mn 連鑄坯在連續加熱時的特征。

1 試驗材料與試驗方法

試驗材料選自某鋼廠生產的60Si2Mn 連鑄坯。該連鑄坯的主要化學成分如表1 所示。

表1 60Si2Mn 主要化學成分Table 1 Main chemical compositions of GCr15 bearing steel %

熱膨脹試驗方案：采用DIL 805 型熱膨脹相變儀對60Si2MnA 在連續加熱過程中的奧氏體轉變特征進行試驗研究，試樣尺寸為?4 mm×10 mm。將加工好的試樣以不同的加熱速度（0.2、1、3、10、50 ℃/s）從室溫連續加熱到1 200 ℃，使被測試樣實現從室溫組織連續轉變為奧氏體組織。當溫度達到設定的1 200 ℃后，立即將被測試樣以40 ℃/s 的速度快速冷卻到室溫。

原位觀察試驗方案：GCr15 鋼在連續加熱過程中的組織演變特征的原位觀察是在VL2000DXSVF17SP 型超高溫激光共聚焦顯微鏡上進行的，試樣尺寸為?7 mm×4 mm，下表面必須平行并需保證觀察面光潔、無劃痕和污漬。試樣與裝載試樣坩堝在試驗前需用丙酮或酒精經超聲波清洗并曬干處理。以約65 ℃/s 的速度將試樣從室溫連續加熱到1 200℃后保溫30 min，再以50 ℃/min 的冷速快速冷卻到室溫以保持高溫成分分布特征、晶粒大小特征和未溶的液析碳化物特征。在高溫金相觀察過程中，采樣頻率為5 幀/s。連續加熱過程中的組織演變特征存儲格式為視頻和圖像兩種格式。

2 試驗結果及分析

2.1 60Si2Mn 鋼的室溫組織結構特征

圖1 所示為60Si2Mn 鋼連鑄坯的光學顯微組織特征。組織存在白色塊狀相、呈網狀分布的黑色相和圓圈所示的粒狀相。該鋼中含碳、硅、錳的質量分數分別約為0.6%、2.0%、1.0%，在非平衡連鑄組織中將存在呈塊狀分布的鐵素體（F）、呈網狀分布的珠光體（P）、以及呈粒狀分布的合金滲碳體((Mn,Fe)3C)。由此可知，圖1 所示的呈網狀狀分布的組織為P，呈白色塊狀分布的組織為F，呈粒狀分布的組織為((Mn,Fe)3C)[12]。由于該鋼的鑄態組織為珠光體及極少的網狀滲碳體，并且碳含量接近共析成分，說明該鋼具有過共析組織特征，但過共析組織中呈網狀分布的二次滲碳體量很少。

2.2 連續加熱過程中的熱膨脹曲線特征

該鋼在連續加熱過程中將發生先共析鐵素體（F）與珠光體（P）轉變為A 和粒狀碳化物溶入到A 的固態相變過程，存在F+P 轉變為A 的開始溫度（Ac1）和結束溫度（Accm）以及碳化物的溶解溫度范圍。在連續加熱過程中所發生的上述轉變特征可由熱膨脹曲線加以進一步說明。

圖2 (a)為采用熱膨脹相變儀測定的表1 所示60Si2Mn 彈簧鋼的典型的熱膨脹曲線特征，加熱速率為3 ℃/s。圖2 (b)為圖2 (a)的微分曲線，通過該微分曲線可對該鋼在連續加熱過程中可能發生的相轉變及其所對應的溫度及相變速率做出準確界定。

由圖1(a)可知，該鋼具有過共析組織特征且鑄態組織中呈網狀分布的二次滲碳體含量很少。在連續加熱過程中，其轉變類似于共析鋼的P 轉變。由圖2 (a)、(b)可以看出，該鋼在連續加熱過程中的轉變大致可以分為三個階段。分別是：第一階段由F+P 轉變為A，溫度范圍約為780～840 ℃；第二階段為碳化物向A 中的溶解，溫度范圍約為840～890 ℃；第三階段為A 的成分均勻化，溫度約大于890 ℃。

圖1 60Si2Mn 鋼連鑄坯的顯微組織特征Fig.1 Microstructural characteristics of continuous casting billet of 60Si2Mn steel

由圖2 (a)可見，在圖示的3℃/s 加熱速率下，在約780～840 ℃范圍內，該鋼的熱膨脹曲線出現了明顯的拐點B 和C，說明有相變發生。參照該鋼的成分特征可知，在BC 段發生了F+P 向A 的轉變，此為該鋼連續加熱轉變的第I 階段，拐點B 和C 分別對應于P 轉變為A 的開始溫度和結束溫度。

圖2 60Si2Mn 鋼在3 ℃/s 加熱速率下的典型熱膨脹及膨脹率曲線Fig.2 Typical thermal expansion curve (a) and expansion rate curve (b) of 60Si2Mn steel (heating rate at 3 °C/s)

在60Si2Mn 鋼連續加熱轉變的第I 階段，隨溫度的升高，BC 段熱膨脹曲線顯著下降。由文獻[3]可知，對于P 組織、鐵素體（F）組織、馬氏體（M）組織、貝氏體組織（B）和A 組織等鋼的基本組織而言，A 組織的比容最小。也就是說，上述任何組織向A的轉變均會發生體積收縮，在膨脹量上表現為膨脹量的顯著降低。由圖2 (b)所示的微分曲線可以看出，在該階段所對應的溫度范圍內（Ts～Tf之間，Ts和Tf分別對應于圖2 (a)所示的B 點和C 點所對應的溫度），該鋼的膨脹率出現了明顯的降低。由圖2(b)所示的膨脹率與溫度時間的關系曲線可知，在F+P 轉變為A 過程中，在轉變開始階段的轉變速度隨溫度的提高而下降，在到達轉變峰值溫度的約800 ℃后，轉變速度又開始上升。F+P 轉變為A 為擴散型固態相變，為降低相變阻力，A 的形成為非均勻形核。在轉變開始階段，非均勻形核位置多，所以轉變速率快。隨著溫度的提高，已形核的A 將發生長大且成分比轉變開始時均勻，因而A 的形核率將降低。在膨脹率曲線上表現為隨溫度提高，膨脹率下降。

60Si2Mn 鋼中的F+P 轉變為A 之后，該鋼中的碳化物將隨著溫度的提高而逐漸溶入到A 中，屬于固態相變，具有固態相變特征，在圖2 (a)所示的膨脹量隨溫度變化曲線上應該出現拐點。圖2(a)所示膨脹量隨溫度在F+P 轉變為A 完成后未發生明顯變化可驗證這一點。但從圖2(b)所示的膨脹率隨溫度的變化曲線上則可清楚展現碳化物溶解所引起的膨脹率變化，在約840～ 844 ℃溫度范圍內，膨脹率曲線在P 轉變為A 完成之后先出現了顯著下降，預示著有固態相變發生，該鋼進入連續加熱轉變的第II 階段。由圖2(b)可知，此時碳化物開始向A 中快速溶解。之后，在約844～890 ℃溫度范圍內，隨溫度提高，碳化物溶解的速率逐漸提高，在膨脹率與溫度的關系曲線上表現為膨脹率隨溫度的升高而提高。碳化物向A 中的溶解是一個擴散控制的過程，隨著溫度的提高，擴散速度增大，有助于碳化物溶解。第二階段所發生的碳化物向A 中的溶解對位于圖2(b)中的Tf～Th溫度之間以及相應的圖2 (a)中的C 點和D 點所對應溫度之間。其中Tf表示F+P 轉變為A 的結束溫度以及碳化物開始快速溶入A 中的起始溫度，Th表示碳化物溶入A的終止溫度和奧氏體成分均勻化的開始溫度。

當溫度升高約890 ℃的時候，剩余的少量碳化物全部溶入A 中，該溫度對應于該鋼連續加熱固態相變的結束溫度Accm。在大約該溫度該鋼處于完全的A 狀態，進入連續轉變的第III 階段，奧氏體成分均勻化階段。該階段位于圖2 (a)中D 點所示溫度之后以及圖2 (b)中Th所對應的溫度。

綜上所述，60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中，隨著溫度的升高，依次發生F+P 轉變為A、碳化物溶入A 以及奧氏體的成分均勻化。在該鋼的連續加熱轉變的第I 階段和第II 階段，連續加熱組織分別由（F+P+A）及（A+(Mn,Fe)3C)）構成。隨著溫度提高，A 的轉變量增加，某一溫度下奧氏體的轉變量可用杠桿定律求解[13]。如圖3 (a)所示，其中c 點為由某一溫度作垂線并與膨脹量變化曲線的交點，a 點和b 點分別為由A 轉變開始點和連續加熱轉變結束點所做的膨脹量變化曲線的切線與上述垂線的交點，其中ac 段表示已經發生A 轉變的部分，bc 段表示未發生A 轉變的部分。

圖3 奧氏體轉變分數求解(a)及(b)以3 ℃/s 連續加熱時奧氏體轉變量及轉變速率Fig.3 (a) The numerical solution on the fraction of austenite transformed;(b) the austenite transformed fraction and theaustenite-formation rate under continuous heating at 3 oC/s

根據杠桿定律可知，A 轉變的體積分數可由式(1)求得：

由此得到圖3(b)所示的A 轉變量與溫度的關系曲線。A 于約790 ℃開始發生轉變，A 的轉變量隨溫度的提高而提高，當溫度達約850 ℃的時候，連續加熱組織幾乎由100%的奧氏體構成。該結果與圖2 (b)所示的結果是一致的。由圖3(b)還可以看出，從A 轉變開始約790 ℃到約805 ℃范圍內，A 的轉變量速率隨溫度的提高而快速提高，并在約805 ℃時達到最高轉變速率約8.1 vol.%/℃。之后，隨溫度的提高，A 的轉變速率隨溫度的提高而下降，當溫度提高到約850 ℃時，A 的轉變速率降至約0.1 vol.%/℃。該結果與圖2 所示的結果及A 轉變所具有的轉變速率特性是一致的，即A 轉變在開始轉變的初期轉變速率很大，而在轉變的后期，其轉變速率則很小。

圖4(a)～(d)分別給出了60Si2Mn 鋼試樣在以0.2、1、3、10 ℃/s 和50 ℃/s 的加熱速度連續加熱至1 200 ℃時的膨脹量變化與溫度的關系，膨脹率與溫度的關系、A 轉變量和轉變速率與溫度的關系。由圖4 (a)、(b)可以看出，當60Si2Mn 鋼以不同速度連續加熱至1 200 ℃過程中，在膨脹量變化隨溫度變化曲線上出現了與圖2 所示類似的3 個典型轉折，分別對應于F+P 向A 的轉變、碳化物向A 中的溶解、以及A 的成分均勻化的開始溫度。比較不同加熱速度下上述轉折所對應的溫度可以看出，隨連續加熱速度的增大，轉折點（相轉變開始溫度和結束溫度）向高溫推移，此種變化規律與加熱速度提高導致的相變過熱度提高有關。

圖4 不同連續加熱速度下的熱膨脹量曲線(a)、(b)；奧氏體轉變分數（c）、（d）Fig.4 Thermal expansion curves (a)，(b) and corresponding austenite transformation fractions (c)，(d) at different continuous heating rates

如前所述，對于本研究的鑄態60Si2Mn 鋼而言，室溫組織主要由F、P、和粒狀合金滲碳體構成。在連續加熱過程中，這些組織隨加熱溫度的提高而逐漸發生變化，最終全部轉變為A，分別對應于圖2 所示類似轉折。

圖4 (c)所示的A 轉變量隨溫度的變化曲線進一步說明，因連續加熱速度提高，發生A 轉變的過熱度提高，A 開始發生轉變（轉變量開始大于0）和結束轉變（轉變量100%）的溫度均提高到更高溫度。比較不同連續加熱速度下的A 轉變量與溫度的變化曲線可知，隨連續加熱速度的提高，曲線趨于平緩，即A 的轉變速率降低，該種變化趨勢可由圖4 (c)的微分曲線（A 轉變速率與溫度的關系曲線）得到進一步證明，如圖4 (d)所示。如前所述，60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中所發生的轉變是一個由擴散控制的固態相變，是一個形核和長大的過程。連續加熱速度的提高，使擴散難以跟上加熱速度，相變被推遲到更高溫度。與較低溫度相比，溫度的提高將導致A 形核所需的有效形核位置數降低，降低了A 的形核率，因而更高溫度下發生的A 轉變速率比在較低溫度下的低。

2.3 連續加熱過程中的奧氏體轉變動力學特征分析

由前述可知，60Si2Mn 鋼在由室溫連續加熱到1 200 ℃過程中，連續加熱組織轉變主要經歷了F+P 轉變為A、碳化物溶入A 以及A 的成分均勻化等三個階段。在該鋼的連續加熱奧氏體化過程中，加熱速率和溫度歷程對A 的轉變量及轉變速度有重要影響。加熱速率和溫度歷程對A 轉變特征的影響與轉變時間關系密切。

可把該鋼在連續加熱過程中所發生的轉變看成是無數多個等溫轉變累積的結果。根據Scheil 疊加法則，等溫轉變中的孕育期的長短與轉變溫度具有式(2)所示的形式[14-15]。

當時間Δt足夠小時，可將式(1)用微分形式進行表達，如式(3)所示。

式中，Δt和dt是溫度T時發生相變所需的時間；Ai和A(T)為該溫度下的相變孕育期。

在P 轉變為A 的相變過程中，相變孕育期與轉變溫度存在式(4)所示的關系：

設A 的轉變量分數為f，則A 轉變速率、A 轉變開始溫度、A 轉變結束溫度和加熱速率之間的關系可用式(5)來表示：

式中，C為加熱速率；T1為F+P 和A 的相平衡溫度，Ts為F+P 轉變為A 的開始溫度，Tf為F+P 轉變為A 的結束溫度。

圖5(a)為60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中轉變的第I 階段，即F+P 轉變為A 階段的加熱速度對A開始發生轉變時間的關系。隨加熱速度的提高，A開始發生轉變的時間縮短。如前所述，F+P 轉變為A 是一個由擴散控制的具有形核和長大特征的固態相變，加熱速度的提高將使轉變的過熱度提高，形核率增大，開始發生轉變的時間縮短。

根據圖4 所示的各加熱速度下60Si2Mn 鋼的膨脹量變化與溫度的關系曲線，按圖2(b)確定各加熱速度下的該鋼不同轉變階段的Ts、Tf、Th，并將各加熱速度下發生轉變的時間歷程考慮在內，得到如圖5(b)所示的60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中轉變時間-轉變溫度-轉變量（階段）（TTA）曲線，即60Si2Mn 鋼的連續加熱奧氏體轉變動力學曲線。由圖可見，隨加熱速度的提高，對于60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中所發生的3 個階段的相轉變而言，各階段開始發生轉變和結束轉變的溫度均提高，但各階段開始發生轉變和結束轉變的時間則減少。連續加熱速度的提高，提高了相轉變過熱度，提高了形核率，有利于轉變的進行，縮短了開始轉變和結束轉變的時間。在連續加熱A 轉變完成之后，即使后續沒有保溫過程，A 的成分均勻化就已經開始了。

圖5 加熱速度對60Si2Mn 鋼奧氏體轉變時間的影響(a)和(b)該鋼的連續加熱奧氏體轉變動力學曲線Fig.5 (a) Effect of heating rate on austenite transformation time of 60Si2Mn steel;and (b) the austenite transformation kinetics curve during continuous heating of 60Si2Mn steel

2.4 連續加熱過程中的組織演變特征分析

綜上所述，60Si2Mn 鋼在從室溫連續加熱到1 200 ℃過程中，將主要發生F+P 轉變為A、碳化物溶入A 以及A 的成分均勻化等三個階段的轉變。上述轉變特征可通過原位組織觀察來加以確證。而高溫金相顯微鏡就是進行這種原位組織觀察的儀器之一。作為一種原位組織觀察儀器，激光共聚焦顯微鏡已經成為研究金屬材料在連續加熱過程中的組織演變特征的重要工具。

基于此，筆者采用激光共聚焦顯微鏡對60Si2Mn連鑄鋼坯試樣在約65 ℃/min 速度連續加熱到1 200 ℃過程中的組織演變特征進行了原位觀察分析。分析結果對該連鑄坯連續加熱工藝的選擇提供了試驗依據。圖6 為?7 mm×4 mm 的60Si2Mn 鋼試樣在以約65 ℃/min 的速度連續加熱到1 200 ℃過程中的組織演變特征。

圖6 60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中的相變前組織特征（加熱速度約65 ℃/min）Fig.6 Microstructure characteristics of 60Si2Mn steel before the phase transformation during continuous heating (heating rate at～65 ℃/min)

圖6 為60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中相變以前的組織特征。當連續加熱至較低的約94 ℃溫度時，此時的溫度較低，紅外集光成像加熱的熱蝕作用小，無法顯示出被測試樣的組織特征。因此，僅能看見樣品制備所殘留的方向較一致的劃痕形貌。當連續加熱溫度提高到約643 ℃時，紅外激光成像加熱的熱蝕作用增大，在連續加熱組織的局部區域內隱約可見熱蝕組織的存在。因60Si2Mn 鋼原始組織中的粒狀滲碳體分布于P 的晶界，所以熱蝕組織中具有較深特征的晶界應有的粒狀滲碳體分布。由圖1 可知，該熱蝕組織應為P，隱約可見的痕跡為P的晶界。由圖還可以看出，隨加熱溫度提高，在熱蝕組織中出現了具有疏松特征的黑色顆粒狀組織。由于60Si2MnA 鋼中的碳和硅的含量較高，硅是石墨化元素。當將該鋼連續加熱到較高溫度后，組織中的滲碳體將通過石墨化分解析出石墨。石墨相疏松，當其暴露在氧化環境中將與氧化氣氛發生反應，從而造成鋼的氧化和脫碳比硅含量較低的相似成分的鋼嚴重，如后續所述。

隨著連續加熱溫度的逐漸提高，因熱蝕作用加強而使得60Si2Mn 鋼中的P 晶界越來越明顯，當連續加熱溫度提高到約873 ℃時，在整個視場中均可見P 晶界。該結果與圖5(b)所示的該鋼的連續加熱A 轉變動力學曲線所反映的A 轉變與轉變時間和轉變溫度的關系是一致的。由圖6 還可知，由于60Si2MnA 鋼中的Si 的質量分數約2%，Si 是石墨化元素，在該鋼的連續加熱過程中，P 中的Fe3C共析將部分分解為石墨顆粒，從而在熱蝕組織中存在黑色的點狀相。

由圖6 可知，60Si2Mn 鋼的連續加熱相變前的組織為粗大的P 及其上分布的粒狀滲碳體。加熱溫度提高到超過A 相變開始的約820 ℃時，鋼將發生P 向A 的轉變。該轉變是屬于相變重結晶，A 主要在已有的P 晶界等缺陷處非自發形核，在激光共聚焦熱蝕成像組織中可見相變重結晶形成的等軸晶粒，晶粒尺寸比原P 細小，如圖7 所示。

圖7 60 Si2 Mn 鋼在連續加熱過程中的奧氏體的形核與長大Fig.7 Austenite nucleation and growth in 60Si2Mn steel during continuous heating

由圖7 可見，當該鋼連續加熱到約900 ℃時，隨著溫度的提高，粗大的P 晶界越來越少，細小的等軸晶越來越多，預示著A 的轉變量越來越多。當連續加熱到約996 ℃的時候，組織已由100%的等軸晶所構成，說明A 轉變完成。在高于900 ℃時，奧氏體晶粒長大趨勢顯著加快，基體中某些晶粒細小的區域，在較高界能的驅動下，迅速合并成粗大晶粒，使晶界能有所降低[16]。由圖7 還可以看出，在連續加熱過程中，60Si2Mn 鋼的A 轉變是一個形核和長大交替進行的過程。

當連續加熱溫度超過約996 ℃之后，60Si2Mn鋼在完全奧氏體化后，之后進入A 的成分均勻化過程，即該鋼的連續加熱組織轉變進入第III 階段。由于此時的溫度很高，A 在進行成分均勻化的同時，其晶粒將發生長大，如圖8 所示。隨著連續加熱溫度的提高，A 晶粒尺寸越來越大，當連續加熱溫度達到約1 200 ℃時，A 晶粒尺寸大小形成不均，A 晶粒尺寸均勻性較差。如前所述，A 轉變是一個形核和長大交替進行的過程，先形核的A 在連續加熱進行過程中先進入長大過程，因而造成最終形成的A 晶粒尺寸存在不均勻性。又因為C 和Mn 是降低鋼加熱臨界點的元素，在相同的加熱溫度下，形成奧氏體的過熱度相應增大；鋼中含碳量增多，有利于原子的擴散，故奧氏體晶粒的長大趨勢也就較大。Mn 為弱碳化物形成元素，Si 溶于鐵素體中，阻礙奧氏體晶粒長大的作用很小。因此，原始60Si2Mn 鋼的組織和成分不均勻性越大，轉變完成進入長大后A 晶粒尺寸差別越大。

圖8 60Si2Mn 鋼在連續加熱過程中的奧氏體晶粒的長大Fig.8 Austenite grain growth of 60Si2Mn steel during continuous heating

3 結論

1) 鑄態60Si2Mn 鋼的室溫組織由F、P 和(Mn,Fe)3C 構成，該鋼的鑄態組織存在一定的不均勻性。

2) 在將鑄態GCr15 鋼以0.2～50 ℃/s 速度連續加熱到1 200 ℃過程中，主要發生了P 向A 的轉變、(Mn,Fe)3C 向A 中的溶解和A 的成分均勻化和晶粒長大等三個階段。

3) 在0.5～100 ℃/s 連續加熱速度范圍內，隨加熱速度的提高，鑄態60Si2Mn 鋼中的P 開始轉變為A、(Mn,Fe)3C 集中向A 溶解及A 的成分均勻化溫度提高。在連續加熱到A 完全轉變并進入A 成分均勻化之后，奧氏體晶粒開始發生明顯長大。提高鑄態60Si2Mn 鋼連續加熱速度將可使A 轉變在較高溫度下完成，對獲得較細小的A 晶粒和提高晶粒大小的均勻性有利。