朱祖昌，杨弋涛，赵新娥

(1.上海工程技术大学，上海 201620； 2.上海大学，上海 200072；3.上海轨道交通检测技术有限公司，上海 200434)

3.3.2.3奥氏体进行等温转变的Connert碳化物球化方法

1960年8月Connert[138]在德国钢铁冶金学会杂志“Stahl und Eisen”上发表题目为“新型短时热处理过程的开发和操作有效性”论文。论述C100W1、100Cr6、120W4、120WV4等8种钢的退火热处理结果。

图48 Connert 提倡的100Cr6钢碳化物球化退火的工艺曲线Fig.48 The technology curve of carbide spheroidization anealling for 100Cr steel proposed by Connert

图48上标记了100Cr6钢在辊底式加热连续式炉的不同区段(1～9)的控制炉温(以水平直线表示)和退火件的加热冷却记录曲线实测温度。在炉区4再进行加热，退火件温度上升至780 ℃附近。并在炉区5的炉温控制于780 ℃。然后在炉区段6、7和8区域内逐渐将炉温降低至760、720和700 ℃。在进入区段9时，以比上述区段更快的冷速进行冷却。在出口区域的总处理时间为12～14 h，出口区段速度为3.14～3.67 m/h，总炉长为44 m。

日本学者森靖之助[139]著文说明由德国学者Connert[138]提倡的应用奥氏体发生等温转变的100Cr6钢(SUJ 2)碳化物球化的方法，其分析和叙述明确，使人易于理解。应用于高碳铬轴承钢时能缩短球化退火的时间，改进钢的切削性能，可以获得在细小铁素体基体上均匀分布着球状大小适切的合金碳化物的球化退火珠光体组织，在这种组织内不残留网状碳化物，不会出现层片状珠光体或索氏体。获得的这种组织在经过合理淬火回火热处理后能够得到优良的使用性能，并具有高的滚动疲劳寿命。显然，这是一项极为重要的工程项目。

图49 应用等温转变的球化退火工艺曲线示意图Fig.49 The schmatic diagram of isothermal spheroidization annealing curve

图49为所示的应用等温转变的球化退火工艺曲线示意图，森靖之助将各处理阶段的名称和作用说明如下：

(a)1次加热，使网状碳化物在加热过程中发生断裂，珠光体基体发生溶解形成奥氏体，选用的温度在Acm以下，一般选830 ℃附近比较好，加热的时间保持1 h(原文图中Acm表示有错，本文作了修改)。

(b)第1冷却，为了防止在冷却过程中出现网状碳化物和出现细密珠光体组织，应该采用尽可能快的迅速冷却方式。

(c)中间冷却，确定选用的温度时设想与钢发生TTT等温转变曲线联系加以考虑。中间冷却温度过高时，均匀微细碳化物核心的数量会比较少，使随后的球化过程不完全，并容易出现部分层片状珠光体。通常，选用的温度为650～670 ℃，时间为0.5～1 h。

(d)二次加热，如果单依靠上述中间冷却，在部分发生碳化物的球化外，还会出现细微的索氏体组织，从而使钢的硬度偏高。为此，应该加热到钢的A1以上温度进行处理，使碳化物继续发生断开球化和部分碳化物向奥氏体的溶解，并能残留适量的碳化物球化核心，这是进行二次加热的主要目的。

二次加热温度高，溶入碳化物会过多，使球化后得到的碳化物颗粒不一致，并会出现层片状P珠光体。选用的温度低，会使碳化物细小和碳化物数量多，从而造成构件的退火硬度偏高，也会使中间冷却时存在的微细层片状珠光体相对少发生固溶，而残留下来。加热温度一般选在780 ℃附近，加热时间为2 h。

(e)第2冷却，为二次加热温度至等温转变温度的冷却，这一冷却方式对钢的等温转变影响不大，通常采用急冷较好。冷却时间推荐为30 ～ 40 min。

(f)等温转变，适量残留的碳化物球化核心在等温转变中由于受表面张力影响发生球化，同时在等温转变过程中也会生成碳化物球。等温转变的温度选在Ac1和钢的TTT曲线的鼻部温度之间。温度愈接近鼻部温度，球化的碳化物颗粒比较细小，会使钢的硬度偏高些。选用温度高些时，则需要处理的时间会增长。

等温转变温度通常选在720 ℃附近，时间约2 h，考虑炉内温度不均一的影响，时间一般可选定为3 ～ 4 h。这样使得在等温转变后获得在铁素体F基体上分布着0.5 μm大小的球状碳化物的组织，硬度大约为90 HRB。这样的组织经过合理的淬火和回火以后会使构件具有优良的滚动疲劳性能。

这一阶段在工业实际应用上由于材料成分具有偏析等缺陷和炉内温度不均一等因素，一般可以采用在(730～700 ℃)的温度区间内以8 ℃/h左右的极慢冷却速度进行冷却。

(g)第3冷却。从操作偏差上考虑和安全起见，于680 ℃进行慢冷，这一冷却阶段可以采用空冷。

从以上各阶段对球状碳化物形成的影响来分析，最主要阶段为2次加热和等温转变。其中的第1次加热和中间冷却在炉内温度均一分布前提下，和在均匀细密珠光体原始组织条件以及偏差小的供给材料条件下可以加以省略。

森靖之助着重阐明2次加热温度和等温转变温度的选定问题。

(1)确定2次加热温度

选用SUJ 2(100Cr6)热轧钢管小试样，尺寸为20 mm×15 mm×10 mm，在程序控制的马弗炉中进行试验，采用热处理工艺830 ℃×1 h进行1次加热，650 ℃×0.5 h进行中间冷却，2次加热温度设定为760、780、800和820 ℃，相应保持加热时间为1、2、3、4、5和8 h，然后采用30 min时间的第2冷却冷却至720 ℃×3 h进行等温转变，转变结束对应的退火硬度，显微组织和球化退火的碳化物颗粒直径表示于图50(a)～(c)中。

在图50(a)中，相应保持加热时间为1 h时的硬度都比较高，以后随着加热时间增加都出现降低；采用的2次加热温度提高，对应的硬度出现降低。但是820 ℃加热温度下在3～4 h以后，硬度出现升高，这是因为碳化物溶入量多，球化不完全，并产生层片状珠光体。800 ℃加热温度下在5 h以后，硬度也出现稍微升高。760 ℃加热时由于相应的温度比较低，退火后得到的硬度偏高一些。为此，2次加热温度和时间设定为780 ℃和2～4 h是相对合适的，处理得到的硬度为90 HRB。

图50(b)的纵坐标为2次加热温度，横坐标为保持加热时间。图中表示了2次加热温度和时间设定数值下得到的显微组织中出现网状碳化物、层片状珠光体和得到的球状碳化物粒度差的显微组织的合格范围，相对应在760和820 ℃加热的在相应图上表示的比较短的时间和比较长的时间均会出现不符合。这是由于在760 ℃加热比较短的时间中碳化物发生断裂和溶解不充分；在800和820 ℃加热长时间中由于碳化物溶解比较多，残留碳化物球化核心少而形成。可见设定温度和时间工艺参数为780 ℃和1～8 h以及800 ℃和小于8 h是合适的。

图50(c)中表示了2次加热温度和时间设定数值下得到的碳化物粒径的变化情况，集中于0.5 μm附近处。当设定温度比较低时，碳化物颗粒直径细小，对应的硬度较高(如图50(a)示)，并在760 ℃和820 ℃加热条件下会出现球化不充分和碳化物颗粒直径的不一致(如图50(b)示)。综合以上因素，2次加热温度设定为780 ℃或者800 ℃和加热时间设定为2 h显然是合适的。

图50 2次加热条件和球化退火硬度(a)、显微组织(b)和碳化物粒径(c)的关系Fig.50 The relationship between second heating parameters and annealing hardness (a), microstructures (b) as well as carbide diameters (c)

(2)确定等温转变温度

选用SUJ 2热轧钢管的同样试样，在上述马弗炉中进行试验，于热处理工艺830 ℃×1 h参数下进行1次加热，650 ℃×0.5 h进行中间冷却，2次加热温度为780 ℃和加热时间为2 h，然后冷却30 min至等温转变温度，等温转变温度设定为740、730、720和710 ℃，相应等温时间为1、2、3、4、5和8 h，转变结束对应的退火硬度、显微组织和球化退火的碳化物颗粒直径表示于图51(a)～(c)中。

在图51(a)中，相应等温转变时间为1 h时的硬度都比较高，转变不充分；在740 ℃等温转变3 h以后，随着等温转变温度提高，对应的硬度相应出现下降。综合显微组织分析以等温转变2 h较好，而以硬度来考虑则可以确定3 h更加合适。

图51(b)中3个图的纵坐标为等温转变温度，横坐标为等温转变时间。该图表示了相应等温转变和时间设定数值下形成网状碳化物(上图)、出现层片状珠光体(中图)和得到的球状碳化物粒度差(下图)的合格范围。图51(b)中的上图表示对全部设定的等温转变温度和时间均不会出现网状碳化物；中图表示740 ℃等温转变3 h之前出现层片状珠光体，为不合格，其余都能符合要求；下图表示710 ℃等温转变3 h之前出现索氏体组织和740 ℃等温转变1 h以及2 h出现碳化物粒度不均一，受到层片状珠光体的影响。

图51(c)表示等温转变条件和碳化物颗粒直径的关系，710 ℃转变得到的碳化物为0.4 μm，是比较细小的，其他的都在0.5 μm左右；同时，随着等温转变提高碳化物颗粒直径出现增大。综合以上因素，等温转变温度设定为720 ℃或者730 ℃和保持时间设定为3 h以上是合适的。

图51 等温转变条件和球化退火硬度(a)、显微组织(b)和碳化物粒径(c)的关系Fig.51 The relationship between isothermal transformation parameters and annealing hardness (a), microstructures (b) as well as carbide diameters (c)

(3)2次加热时的碳化物和等温转变后的碳化物之间的关系

在2次加热时的碳化物除了溶解于奥氏体中的以外，一部分以残留碳化物核心形式存在；这种情况将影响等温转变后存在的碳化物组织。

图52(a)表示2次加热温度设定为760、780、800、820 ℃，相应保持加热时间为1、2、3、4、5和8 h处理后进行水淬的组织中残留的碳化物颗粒数变化。随着2次加热温度的提高和保持加热时间的延长，残留存在的碳化物颗粒数减少；在8 h时碳化物颗粒数变化缓慢，近于达到平衡。2次加热后经30 min冷却(图上表示为30 min)至720 ℃并在720 ℃进行保持时间为3 h的等温转变，转变结束的碳化物颗粒数(对应碳化物之间距)变化示于图52(b)。对比该图52(a)和52(b)可以看出，除了820 ℃的情况外，碳化物颗粒数是有一定相关的。2次加热后残留存在的碳化物颗粒数作为核心在等温转变过程中吸收周围奥氏体中的C、Cr原子而长大。另外，上述条件下，等温转变后的碳化物颗粒数都比2次加热后残留存在的碳化物颗粒数增加，说明在等温转变过程中生成了新的碳化物。

820 ℃的情况的例外是由于2次加热温度比较高，而且保持时间较长，碳化物溶入显著，残留碳化物核心量比较少，可见图52(a)，在等温转变过程中，碳化物核心的生成不规则，并会部分出现层片状珠光体形貌。

图52 2次加热后(a)和720 ℃×3 h等温转变后(b)碳化物间距之间的关系Fig.52 The relationship of spaces of carbides between after second heating treatment(a) and after isothermal transformation at 720 ℃×3 h(b)

图53 可采用的一种轴承钢的球化退火工艺曲线Fig.53 An applied technology curve of spheroidization annealing for bearing steel

日本学者森靖之助[139]对奥氏体发生等温转变的100Cr6钢碳化物球化方法的部分一些说明在国内出现在“轴承钢—在20世纪诞生并飞速发展的轴承钢”[39]书中，但是因为不够完整和稍有点差错，会导致不容易理解和难以对生产实际进行指导应用。

叙述了上述因素后，能够采用的一种轴承钢的球化退火工艺曲线可以表示于图53中，总处理时间约为9 h。

3.3.2.4分离型共析转变DET(Divorced Eutectoid Transformation)及其应用

(1)分离型共析转变DET的模式

钢中共析钢的共析转变使奥氏体A转变为11.22%渗碳体Fe3C和88.78%铁素体F。共析转变的模式分协同型和非协同型两种[140]。协同模式下产物中的2个相在相变长大前沿长成耦合的成对层片状珠光体P组织，是大家很熟悉的，简化图见图54(a)，两相比为7.91；非协同模式即称为分离型共析转变DET，上贝氏体和下贝氏体是两种DET的例子，已有广泛研究，现在讲的是其第三种模式，未被广泛认识，尽管已有文献指出，如图54(b)。图中胞状生长的相对比较平坦的奥氏体A(γ+θ)/ 铁素体F(α+θ)边界向(奥氏体A(γ)基体+细Fe3C粒子(θ)(在光镜下θ可能看到或看不到))排列的右边部位推进生长，得到(铁素体F(α)基体+ 较粗Fe3C球粒θ)的左边部位显微组织。即沿这一奥氏体A(γ+θ)/ 铁素体F(α+θ)边界的推进是使奥氏体以分离型模式完成共析转变，当转变前沿界面推进时，预先在奥氏体中存在的细Fe3C粒子θ发生简单的径向长大(Verhoeven[141]提出细Fe3C粒子θ的径向长大大约为35%)，同时完成基体晶体结构的转变。这种场合，转变产物的2相是在完全隔离状态下完成整个转变的。这种分离型共析转变方式是在1984[142]、1994[143]和1996年[126]由sherby及其同事研究中提出的。在这里，按显微组织上的类似而加以沿用。

图54 钢中共析转变的模式分协同型(a)和非协同型(b)两种的示意图Fig.54 The schematic of two different types of eutectoid transformation for steels, cooperative mode (a) and non-cooperative mode (b)

分离型共析转变DET(Divorced Eutectoid Transformation)中的Divorced Eutectoid通常会容易被翻译为“离异共析转变”，但是，现在讲述的这种转变方式与金属学上大家普遍接受的“离异共析”概念不一样，为此，我们在这里按其转变特点将之译为“分离型共析转变”更加合适，以避免引起误解。

52100钢的奥氏体化温度在相变临界点A1～Acm之间进行退火发生合金渗碳体的不完全溶解，得到含细小M3C粒子的奥氏体A，然后通过慢冷按珠光体转变模式或DET模式转变为(铁素体F(α)+合金渗碳体M3C(θ))的组织。其中按DET模式转变的产物为在铁素体F(α)基体上存在球状M3C粒子(θ)的较软化的组织。Luzginova等[121]也提出，按DET模式转变与珠光体组织的不同在于它是非协同生长，在A相中出现细小密集分布的M3C粒子，这种粒子在奥氏体A(γ+θ)/ 铁素体F(α+θ)转变前沿通过时发生径向长大，不依赖于和不需要新的M3C形核。一般在DET转变方式进行时要求进行C的扩散。在冷却过程中两种转变方式的出现很强烈的取决于A中合金渗碳体M3C粒子的间距，即取决于奥氏体化温度和时间，也取决于冷速，其中较慢的冷速有利于奥氏体A按DET方式的转变。

已有实验指出，在钢的稍微低于相变临界点A1以下温度，共析转变也出现2种不同的模式，即通常的层片状珠光体转变模式和分离型divorced共析转变模式DET。两种模式依据它们各自的动力学方程进行转变。后种模式出现在奥氏体基体A上存在几个微米数量级别或小于这数量级间距的碳化物颗粒或核心的场合，共析转变产物为由铁素体相基体上分布着球状碳化物相的两相组成。这名称是按sherby及其同事[126,142-143]在1984年和90年代中期所提出的术语命名。我们在这里和下文会指出，他们的工作是针对超高C钢(1.5%～1.8% C)，得到铁素体基体上具有细小Fe3C颗粒排列的组织，材料的处理温度是高于A1的。已经有文献指出，这种DET模式及其在上述的不均匀奥氏体状态中具有比层片状珠光体转变更快的动力学特性。

这种转变组织在1940年前就已经提出，但其研究在以前未予重视，在论及钢的共析分解的教科书中也未予涉及。实验进一步指出，DET模式与分离式共晶生长模式(divorced eutectic growth)不同，在DET共析分解中出现的一个渗碳体相周围不形成另一个铁素体相的轮廓壳层。在其显微组织形态中向着奥氏体生长的相当平坦的奥氏体A(γ+θ)/铁素体F(α+θ)转变前沿不会因为渗碳体颗粒的存在而受到明显影响。

综上所述，在相变临界点A1以上和以下的一段温度范围内都会发生DET模式的共析转变。现在研究GCr15钢球化退火中的DET模式转变是主要指A1附近以及以下一段温度范围内发生的DET模式转变，我们的研究注重点应该放在这里。

在1922年whiteley就报告了DET的转变前沿奥氏体A(γ+θ)/ 铁素体F(α+θ)边界的显微组织照片，如图55(b)所示，他称之为globular 珠光体，定义其中的渗碳体颗粒为globs。这是他对亚共析钢Fe-0.2%C-0.52%Mn在低奥氏体化加热温度仔细奥氏体化以获得奥氏体基体上出现少量残留渗碳体粒子，如图55(b)中的黑点，应用深腐蚀和结合渗碳体染色金相技术，在慢冷速率条件下得到的组织；当以高的冷速冷却时就获得层片状珠光体。他指出用热分析方法在普碳钢中出现DET组织的温度比出现珠光体转变的温度约高15 ℃，在含3.8%Cr的亚共析钢中约高20 ℃。Bhadeshia[1]列出其显微组织如图55所表示，图中存在DET组织和层片状珠光体转变组织，DET先于珠光体组织出现。

图55 亚共析钢Fe-0.2%C-0.52%Mn自奥氏体化温度慢冷的分离型共析转变组织举例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等提出仔细的研究一组合金含C量为0.33%～1.16%，在铅浴中等温试验也出现球化，也能得到如图55(b)的组织。他们也应用低温奥氏体化处理，发现所有的层片状珠光体溶解的奥氏体化处理后，在刚低于A1的温度等温得到DET组织，但在更低于A1的温度下则出现层片状珠光体P组织。

1996年Taleff等[126]研究过共析钢的DET/珠光体组织发生转折温度受到奥氏体化温度的影响得到类似如图56表示的结果，这一结果是类似于1920年Honda和Saito的工作。结果表明：含碳量比较高的过共析钢获得球化结构组织可以采用高一些的奥氏体化温度。很显然，奥氏体化温度越高，退火钢得到珠光体组织的倾向越大；但是，退火温度越来越接近A1的温度时，则退火钢得到球状碳化物组织的倾向性就会越大。

DET在钢中的出现也很早被前苏联学者论及，他们翻译为granular pearlite，即用粒状珠光体表示，类似于Payson 等的工作，在1938年由Gulyaev发表。1985年和1996年又有Parusov、Dolzhenkov等多篇报道提出通过控制DET来促进球化，这是有一定的创见性的。

图56 过共析钢的奥氏体化温度对DET/珠光体组织发生转折温度的影响Fig.56 The effect of austenitizing temperature on the DET/pearlite transition in the hypereutectoid steels

上述的由不均匀状态奥氏体相中直接形成球状渗碳体粒子，这些粒子沿着胞状的较为平坦的奥氏体A/铁素体F(更确切表示为A(γ+θ)/F(α+θ))转变前沿发生径向生长(Verhoeven[141]提出细Fe3C粒子的径向长大大约为35%)，不依赖于铁素体F轮廓壳层包围方式。对分离式DET模式出现在较低的过冷条件，珠光体模式则出现在较高的过冷条件下，转变的过冷度取决于经受共析转变的奥氏体中存在的Fe3C核心。这种特性的懂得对DET在钢的球化过程中的作用是很重要的。

我们早在前几年起每年通过全国热处理学会举办的“金属的基本组织及其转变”的讲座中就已经讲述分离式共析生长模式(divorced eutectoid growth)的这种DET模式，并指出这种DET模式在某些钢的工业球化过程中起着很重要的作用，所以应得到较好的研究。

一种简单的动力学机制指出在A/F转变反应前沿的长大速率大约与C扩散的通量的数值相一致，当Fe3C粒子间距于A中在1μm数量级时。

(未完待续)