朱祖昌，杨弋涛，朱闻炜

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

(6)分离型共析转变在钢球化退火上的拓展性应用

钢进行球化退火是一种老工艺，但是现在应该赋于一些更新的概念，要提出拓展性的应用。

钢进行塑性变形和球化退火热处理工艺相结合，可以加速片层状珠光体的球化速度。同时，采用分离型共析转变DET(也称离异共析转变)容易获得F(ɑ)+粒状渗碳体θ的二相球化组织。这种结合的热处理工艺方法在国外于上世纪80年代就得到一定程度的应用[142]，国内在2006年后积极开展这方面研究，其中北京科技大学的研究工作很突出。

李龙飞等[167 ]在2009年报导了共析碳钢(Fe-0.80C-0.23Si-0.30Mn-0.01P-0.009S，质量分数)基于离异共析转变(DET)的组织细化研究工作，获得平均晶粒尺寸<3 μm的铁素体F(ɑ)和渗碳体Fe3C(θ)粒子尺寸<0.5 μm的超细化(ɑ+θ)复相组织。

陈伟等[173-176 ]、陈国安等[172 ]、黄青松等[171，177 ]和郑成思等[178-179 ]先后报导了过共析碳钢、共析碳钢和亚共析中碳钢进行温塑性变形并和分离型共析转变DET结合的球化退火工艺，注重于获得的显微组织分析。分析中提出了一些新的看法和观点。本文将综合论述，以文献[167]为主要部分内容，一些新的看法和观点参考其他文献和国外的有关研究工作作重要补充。试验用钢的化学成分列于表21。

表21 试验用钢的化学成分(质量分数，%)Table 21 The chemical composition of tested steels (mass fraction，%)

①共析碳钢基于分离型共析转变(DET)的组织细化和球化研究

这些材料基本上都是先经过1100 ℃保温1 h锻造成φ13 mm圆棒(终锻温度为900 ℃或850 ℃等)，空冷正火，再机加工成φ6 mm×15 mm的试棒，然后在Gleeble 1500型热模拟试验机上进行单轴压缩变形的热-机械处理。

图96 共析碳钢进行热-机械处理工艺示意图Fig.96 The schematic of the thermo-mechanical treatment for eutectoid steel

在Zeiss-Supra 55型场发射FE-SEM上观察测试和进行EBSD分析。以上热处理途径实际上为一种热-机械处理方法[142]，在以前已作过报导(可以参考本篇连载(十一))。

利用Thermol-calc软件计算试验用钢的平衡共析转变温度A1=727 ℃。应用热膨胀法测得30 ℃/s下加热转变点Ac1为800 ℃。冷却转变点Ar1为595 ℃。这样，650 ℃温变形和750 ℃热变形温度分别在试验钢的Ar1～ A1之间和A1～ Ac1之间。

在第Ⅰ阶段900 ℃奥氏体化加热5 min的奥氏体在过冷至650 ℃温变形时，发生动态(本文中均指在变形条件下发生的转变，下同)相变，在原奥氏体晶粒界面上形成少量的先共析铁素体F(ɑ)，这种动态先共析铁素体相在SEM下呈现灰黑色；然后在A/F界面前沿发生动态珠光体相变，与一般的静态(指在不变形条件下发生的转变，下同)珠光体相变产物相比，其珠光体的团径明显减小，珠光体片层取向呈现多样化，片层中的θ片层厚度变薄，片层间距Δ变小，片层中的生长缺陷增加，同时已有部分Fe3C出现球化。继续冷却至600 ℃并保持10 s的淬火组织表示于图97[167]，其组织为少量先共析铁素体F(ɑ)+珠光体的混合组织。图97(b)中黑色箭头所指处为发生动态珠光体相变的区域，片层间距Δ大约为150 nm, 并出现渗碳体的球化；其余为在600 ℃保持10 s等温形成的静态相变粗珠光体组织，片层间距Δ大约为680 nm。

(a)低倍；(b)高倍图97 共析碳钢650 ℃温变形后冷却至600 ℃ 保持10 s的淬火显微组织，SEM(a)lower magnification；(b) higher magnificationFig.97 SEM of eutectoid steel after quenched at 600 ℃ holding for 10 s followed the warm deforming at 650 ℃

注意，本共析钢含碳量为0.80%(质量分数)，略超过0.77%，在650 ℃温变形相变初期：过冷奥氏体A发生动态相变时，首先是铁素体F(ɑ)沿原A晶界的动态析出，这与亚共析钢等温相变时的先共析析出现象相同。

先析出的F(ɑ)与一侧A晶粒γ1形成共格低能界面[171]，与另一侧A晶粒γ2形成非共格界面。非共格界面迁移率高，F(ɑ)通过非共格界面迁移长入A晶粒γ2中，并向γ2排出C原子，C原子累计到一定程度，在相界面形成一层片状θ(如图98(a)箭头所示或98(b)所示)。图98(b)表示F(ɑ)和P珠光体中F具有相同位向(右上角为衍射斑点)。随着形变量增加，F/γ1的低能共格界面破坏。先共析F(ɑ)的两侧都有P形成，形变中先共析F(ɑ)沿原A晶界形核完成，同时由动态F(ɑ)相变转变为动态P相变，随形变量增加，沿残留的过冷奥氏体与先共析F(ɑ)相的相界面，动态P从不同地点形核(形核率高于等温相变时沿A晶界形核率，其形核后沿不同方向生长，直至整个试样的过冷奥氏体晶粒全部分解完成)。真形变量ε=0.48时组织形态如图99(a)、99(b)[171]所示，这时动态P转变完成。其中一部分渗碳体发生溶断、弯曲和扭折，大约12.8%渗碳体球化成渗碳体颗粒。

(a)SEM；(b)TEM图98 共析碳钢650 ℃温变形，变形速率0.1 s-1和 ε=0.10时的显微组织Fig.98 The microstructure of eutectoid steel after warm deforming at 650 ℃, strain rate of 0.1 s-1 and ε=0.10

继续冷却至600 ℃并保持10 s后，随即加热至750 ℃再奥氏体化加热保持10 s(第Ⅱ阶段)，即时淬火显微组织见图100[167]，得到马氏体+超细珠光体P(Δ片间距<100 nm)+进一步发生球化和未相变的奥氏体A转变成的珠光体(Δ片间距较大一些)组织，其马氏体+超细P的总体积分数(即转变为奥氏体A的量)约为50%。

(a)低倍；(b)高倍图99 共析碳钢650 ℃温变形，变形速率0.1 s-1和 ε=0.48时的显微组织(a)lower magnification；(b) higher magnificationFig.99 The microstructure of eutectoid steel after warm deforming at 650 ℃, strain rate of 0.1 s-1 and ε=0.48

图100 共析碳钢经历第Ⅰ阶段后在750 ℃加热 保持10 s的淬火显微组织Fig.100 The quenching microstructure of eutectoid steel heated at 750 ℃ for 10 s afterⅠstage

图101 共析碳钢750 ℃热变形，变形速率0.1 s-1 和ε=0.60时的淬火显微组织Fig.101 The quenching microstructure of eutectoid steel after hot deforming at 750℃, strain rate of 0.1 s-1 and ε=0.60

相应冷却至室温的F(ɑ)基体的EBSD分析见图103，图中大角度(错配角>15°)，以黑线表示；小角度(错配角为2°～15°)的以灰线表示。图103(a)为ε=20%时，F(ɑ)基体中出现许多低角度晶；图103(b)为ε=40%时，F(ɑ)基体中存在少量低角度晶界，DET组织出现；图103(c)表示热变形量20%和40%变形条件下得到的铁素体基体的晶界错配角所占的分数。在图上画出了错配角的点线和虚线分布。可以看出，变形量ε=20%时，得到的F(ɑ)基体中错配角<10°的约50%；变形量ε=40%时，得到的F(ɑ)基体中小错配角晶界总和<10%，错配角接近50°的约20%。可见，变形量增加对得到的F(ɑ)基体中错配角的影响很大。小角度晶界主要是通过位错的动态回复与静态回复过程形成的。

(a)20%；(b)40%；(c)60%图102 共析碳钢经第Ⅱ阶段750 ℃热变形、变形速率为1 s-1和 不同形变量时，第Ⅲ阶段缓冷(5 ℃/s)组织Fig.102 SEM of eutectoid steel after hot deforming at 750 ℃, strain rate of 0.1 s-1 and different strain content in Ⅱ stage and cold rate of 5 ℃/s in Ⅲ stage

(a)ε=20%；(b)ε=40%；(c)错配角所占分数图103 共析碳钢在图101处理条件下得到的铁素体基体的EBSD分析数据(a)ε=20%；(b)ε=40%；(c)the fraction of misorientation distributionFig.103 The EBSD analysis data of the ferrite matrix in eutectoid steel at the condition of Fig.101

图104 过共析试验钢在650 ℃,变形速率0.1 s-1和 ε=0.11时的动态珠光体显微组织，SEMFig.104 SEM of dynamic state pearlite for hypereutectoid steel after warm deforming at 650 ℃，strain rate 0.1 s-1 and ε=0.11

相关形变时增加的形变储存能能使Fe-Fe3C相图的共析点右移的问题，黄青松等[177]的解释为：尽管准确定量加以描述是很困难的，但是试验观察证实，形变储存能的积累引起吉布斯自由能升高，提高奥氏体分解的驱动力，从而促进相变过程。当然，吉布斯自由能升高对渗碳体和铁素体都是有利的。但是，试验结果表明，在过冷奥氏体形变条件下，首先形成的是铁素体，即有利于铁素体的形成，这可能和铁素体是BCC结构有关(渗碳体是复杂结构的化合物相[183-184])。图105[177]是利用Thermol-calc软件对具有不同外加能量(如形变储存能等)的奥氏体对初始相计算得到的局部Fe-Fe3C相图，外加能量对A3线的提高作用更加明显，从而使共析点发生右移，即使共析含碳量提高。

图105 应用Thermol-calc软件计算奥氏体外加能量对钢共析点 含碳量影响的Fe-Fe3C相图Fig.105 The calculated Fe-Fe3C phase diagram for the effect of additional energy to austenite on eutectoid temperature by using Thermol-calc software

该钢随着形变量的增大，在奥氏体A动态相变持续进行同时，已形成的P经历变形，其中的片层渗碳体先发生弯折、溶断和球化，高位错密度的F(ɑ)基体发生动态回复和再结晶。当ε=0.92时，珠光体转变完成，大部分片层状θ发生球化，F(ɑ)基体发生等轴化，见图106(a)；当ε=1.61时，片层状θ发生完全球化，F(ɑ)基体基本完成等轴化，见图106(b)。TEM测定为：F(ɑ)基体完成等轴化，晶粒之间大部分为大角度晶界。陈伟等[173]测定了该钢在这些条件下，F(ɑ)平均晶粒尺寸为0.61±0.19 μm，铁素体晶界上Fe3C粒子和在F(ɑ)晶内的Fe3C粒径为 0.25±0.1 μm及0.07±0.03 μm，呈现Fe3C粒子的双峰分布。

图106 过共析试验钢在650 ℃,变形速率0.1 s-1, ε=0.92(a)和ε=1.61(b)时的显微组织，SEMFig.106 SEM of hypereutectoid steel after warm deforming at 650 ℃，strain rate of 0.1 s-1，ε=0.92(a)and ε=1.61(b)

②变形过程中过饱和碳浓度的铁素体出现和渗碳体的溶解钢在温、热变形过程中随形变量增大，形成的P经历变形，其中的片层渗碳体先发生弯折、溶断、球化和铁素体中高位错密度的状况是难以研究的，只有降低形变的温度才能予以揭示。Hong等[180]和Languillaume等[182]对真应变达到4.22和3.50的高冷拉珠光体钢丝的研究是很突出的，虽然真应变量ε很高，但能很好了解材料的形变特性。这时，材料具有罕见的应变硬化行为、强度和足够的韧性，应用于工程上。图107(a)表示P中铁素体片层内的局部应变衬度区域(如箭头所指)，具有相对高的位错密度，个别位错不能分辨出来[180]。图107(b)表示在片层间距(interlamellar spacing)特别小(～10 nm)的区域的微衍射(microdiffraction)花样偶而能得到的漫射晕圈。

图107 珠光体中铁素体片层内的局部应变衬度区域(如箭头 所指)的TEM组织(a)和该区域的微衍射花样(b)Fig.107 (a)TEM of local strain contrast region(as indicated by the arrow) in the ferrite lamellae of pearlite and (b)microdiffraction pattern in this zone

Hong等[180]在其研究工作中还报道应用APFIM(Atom Probe Field Ion Microscopy)，3 DAP(Three- Demensional Atom Probe)装置(对应设备和测定方法可以参考原文)，对Fe-0.82C-0.50Mn-0.25Si wt%(或Fe-3.69C-0.49Mn-0.48Si at%)共析碳钢棒φ1.65mm经950 ℃×1800 s奥氏体化加热，再560 ℃铅浴中等温转变30 s后拉制成φ0.2 mm(相应真应变ε=4.22，对应屈服强度和抗拉强度分别为3600和3933 MPa)。相应的组织是晶粒尺寸为2 ～ 5 nm的多晶体，在最小片层间距的区域能找到一些非晶渗碳体，但大多数渗碳体是呈晶体的。3 DAP分析结果能直接验证在冷拉过程中渗碳体的溶解。铁素体中的平均碳浓度在真应变为4.22时接近2at%，局部微区的浓度在0.2at%～3at%范围内变化。碳在铁素体中的分布不均匀，偏聚在位错或位错的堆垛区域。Hong等[180]还引用Mössbauer和Languillaume等的HREM(high-resolution electron microscopy)研究工作，认为在室温高形变率下渗碳体出现溶解，大致能达到渗碳体的体积分数为20%～50%，直接的例证就是上述的APFIM研究。共析碳钢珠光体中平衡渗碳体分数的50%被溶解能使铁素体的碳浓度大约增加到2.7at%。为此，现在普遍提到的铁素体中的过饱和碳浓度最高能达到3at%就不足为奇了。

这种过饱和碳浓度的铁素体出现，可以明确在形变的渗碳体中含碳量是低于渗碳体的化学计量比的。原子探针分析数值表示真应变ε=4.22时，渗碳体中的碳浓度接近于16at%。Languillaume等应用EELS(Electron Energy Loss Spectroscopy)分析提出了直接的数据，Danoix等3 DAP研究提出数据为接近20at%。

图108(a)和108(b)表示冷拉形变量为4.22，珠光体钢丝经过200 ℃时效1 h后的C和Si两种元素在三维空间的3-DAP分布情况，位置距离以nm计量。C原子成簇聚集处为碳化物位置，Si原子偏聚分布于碳化物/铁素体交界面处，当扫过F(ɑ)/ Fe3C交界面对应得到C、Si元素数量的变化曲线。

图108 珠光体钢丝(ε=4.22)经过200 ℃时效1 h后C和Si元素的3-DAP元素分布位置图(a)和扫过F(ɑ)/ Fe3C 交界面对应的C、Si元素数量变化曲线(b)Fig.108 (a)3-DAP elemental distribution location maps of carbon and silicon in the pearlitic wire (ε=4.22) aged at 200 ℃ for 1 h, (b)the amount change curve of carbon and silicon elements when sweep over the F (ɑ) / Fe3C interface

图109表示珠光体钢丝(ε=4.22)经过400 ℃时效1 h的3-DAP分析结果，Ne场离子像表示于图109(a)中，图109(b)为C和Si元素分布位置图，图109(c)为扫过F(ɑ)/ Fe3C交界面对应的C、Si元素数量变化曲线。为此，3 DAP的测定是很直观的。

(a)Ne场离子像；(b)C和Si元素分布位置图；(c)扫过F(ɑ)/ Fe3C交界面对应的C、Si元素数量变化曲线图109 珠光体钢丝(ε = 4.22)经过400 ℃时效1 h的3-DAP分析结果(a)Ne field ion image；(b)elemental distribution location maps of carbon and silicon； (c)the amount change curve of carbon and silicon elements when sweep over the F(ɑ)/ Fe3C interfaceFig.109 3-DAP analysis results of the pearlitic wire (ε=4.22) aged at 400 ℃ for 1 h