朱祖昌，楊弋濤，許 雯

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

(2)分離型共析轉(zhuǎn)變DET的動(dòng)力學(xué)

這些研究和sherby等的研究一樣未涉及動(dòng)力學(xué)機(jī)理問題，1998年Verhoeven等[144]定量提出動(dòng)力學(xué)模型，后來，Bhadeshia等[1,145]也應(yīng)用這一模型繼續(xù)作了說明。他們采用的圖如圖57所表示，奧氏體A和鐵素體F相中的共存相分別為(γ+θ)和(α+θ)。其中圖57(b)出現(xiàn)在相變界面附近的相應(yīng)碳濃度在 Fe-Fe3C 相圖上見圖58。

圖57 在分離式共析生長模式前沿A(γ+θ)/ F(α+θ)界面的示意圖(a)和其附近的碳濃度分布(b)Fig.57 The schematic of A(γ+θ)/ F(α+θ) interface growthing front during the formation of divorced eutectoid (a)and the concentration profile of carbon adjacent to the interface front (b)

圖58 部分 Fe-Fe3C 相圖Fig.58 The partial Fe-Fe3C phase diagram

分離式共析生長模式前沿A(γ+θ)/ F(α+θ)界面以V速度作推移，隨溫度降低引起的碳濃度的擴(kuò)散通量按方程(12)變化：

(12)

式中λγ和λα≠0，發(fā)生共析分解的溫度為T，對(duì)應(yīng)的過冷度ΔT為(727-T)，以Fe-C相圖的低于727 ℃的外延線表示濃度改變，可以求出方程(12)中的各項(xiàng)，相圖上可以求出在外推至700 ℃的碳濃度值，如下所示：C1=Cαθ，C2=Cαγ，C3=Cγθ，和C4=Cγα，這樣就有：

λγ和λα表示A(γ+θ)/F(α+θ)交界面兩邊Fe3C粒子的間距，簡化為發(fā)生擴(kuò)散長大的距離λ的1/2，λγ=λα=λ/2。碳在A(γ-Fe)和F(α-Fe)相中的擴(kuò)散系數(shù)為Dγ和Dα，設(shè)定其比值R=Dα/Dγ≈100，將這些數(shù)值代入方程(12)就可以求得方程(13)：

(13)

方程(13)中分子括號(hào)內(nèi)的數(shù)據(jù)為0.0028和0.009，說明擴(kuò)散進(jìn)入鐵素體中的擴(kuò)散通量大于奧氏體中的值0.009/0.0028=3.2，盡管F(α-Fe)中濃度不同(C2-C1)量比A(γ-Fe)中的濃度不同(C4-C3)小得很多，但是，鐵素體F(α-Fe)中C的擴(kuò)散系數(shù)是更為重要的因素。由方程(13)可以導(dǎo)出方程(14)：

(14)

方程(14)表示DET前沿的移動(dòng)速度V是過冷度ΔT和A(γ+θ)/ F(α+θ)交界面右邊奧氏體中Fe3C粒子的間距λ的函數(shù)，λ的值愈小則V值越大，ΔT愈大，V值同樣也增大。

另外，從實(shí)驗(yàn)結(jié)果可以求得層片狀珠光體長大速率與發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變的溫度T1時(shí)的過冷度ΔT1(ΔT1=727-T1)關(guān)系為:

V=(0.00817)ΔT11.99

(15)

把這二者的圖畫在一起，以縱坐標(biāo)為長大速率V，橫坐標(biāo)表示過冷度ΔT或ΔT1，就可以得到圖59。方程(14)和(15)可用來預(yù)言發(fā)生DET的轉(zhuǎn)折過冷度，對(duì)λ為0.5、1.0和5.0 μm時(shí)發(fā)生DET模式→層片狀珠光體轉(zhuǎn)變模式的轉(zhuǎn)折過冷度ΔT分別大約為23、13和3 ℃。

圖59表明對(duì)共析分解前奧氏體基體A中存在細(xì)Fe3C粒子不同的間隙時(shí)對(duì)應(yīng)有一定的過冷度，低于相應(yīng)的過冷度，DET的長大模式比層片狀珠光體模式快。這可對(duì)應(yīng)于圖60所示的Fe3C在奧氏體中的間隙距離和轉(zhuǎn)折過冷度的關(guān)系曲線的形式表示。曲線上可以分別對(duì)應(yīng)出細(xì)Fe3C粒子不同的間隙5、1和0.5 μm時(shí)的轉(zhuǎn)析過冷度為3、13和23 ℃，相應(yīng)和圖59的結(jié)果相一致。實(shí)驗(yàn)中還得出的ΔT=31 ℃時(shí)對(duì)應(yīng)的間隙距離為0.31 μm。在圖60上，當(dāng)ΔT=38 ℃對(duì)應(yīng)的Fe3C粒子間距僅約0.2 μm，這也與實(shí)驗(yàn)結(jié)果吻合。圖59很明顯說明：在低的過冷度和奧氏體中細(xì)小的碳化物間隙距離條件下，DET組織出現(xiàn)的幾率增大。

上述分析說明了轉(zhuǎn)變的模式為在A(γ+θ)/F(α+θ)交界面前沿的層片狀珠光體對(duì)DET的長大方式的競爭。在大多數(shù)情況下，占優(yōu)勢的是長大過程而不是形核過程，例如，在低的過冷度下DET模式成為主要長大結(jié)果，而不是主要決定于在層片狀珠光體模式中形核(一般假設(shè)是α相的形核)。實(shí)際上，DET模式和層片狀長大模式與奧氏體中的Fe3C粒子核心間距是一種復(fù)雜的函數(shù)關(guān)系，因?yàn)榉匠?14)和(15)所表示的長大速度與合金元素含量有關(guān)，即與不同成分的鋼相關(guān)。

圖59 在奧氏體中碳化物粒子的一定間距(0.5、1和5 μm)下分離式共析生長模式前沿A(γ+θ)/ F(α+θ)界面的移動(dòng)速度V和冷卻過冷度ΔT的關(guān)系Fig.59 The relationship between grothing speed V of A(γ+θ)/F(α+θ) interface in DET and degree of undercooling ΔT at some distances (0.5, 1.0 and 5.0 μm) of carbide particles in austenite

圖60 Fe-C合金中在A中碳化物的間隙距離和DET/層片狀珠光體轉(zhuǎn)折曲線過冷度之間的關(guān)系曲線Fig.60 The relationship curve between space of carbide in austenite and undercooling degree of transition line separating the divorced mode from the lamellar mode in a Fe-C alloy

(3)52100鋼中促進(jìn)DET模式轉(zhuǎn)變的熱處理?xiàng)l件

Verhoeven在2000年發(fā)表文章[141]詳述在52100鋼中促進(jìn)DET模式轉(zhuǎn)變的熱處理?xiàng)l件，即該鋼在這種DET模式的工藝條件下會(huì)自動(dòng)地產(chǎn)生碳化物呈現(xiàn)球化的組織結(jié)構(gòu)。這能提供具有一定能效的52100鋼進(jìn)行球化退火熱處理工藝過程的設(shè)計(jì)。自2000年以后，這方面的研究不斷增多，特別在近幾年，國內(nèi)外的學(xué)者發(fā)表了相當(dāng)多的研究論文[145-151]。

Verhoeren首先[141]指出圖61(a)為52100鋼在球化處理中出現(xiàn)的DET轉(zhuǎn)變組織。試樣為1100 ℃正火件，在807 ℃加熱30 min進(jìn)行奧氏體化后以510 ℃/h速度緩慢爐冷并水淬幾秒(試樣上用接觸的熱電偶測溫和記錄冷卻速度)。該試樣采用Nital腐蝕處理得到的SEM組織為由水淬形成的暗色馬氏體基體組織上嵌入呈現(xiàn)黑色的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物DET，這種DET的形態(tài)為在被腐蝕呈現(xiàn)深黑色的鐵素體基體上充填著呈小白點(diǎn)球狀碳化物顆粒的共析轉(zhuǎn)變組織(我們?cè)谶@里特別提出，請(qǐng)注意在淬火形成的馬氏體中存在著碳化物小粒，在下面指出的高倍組織中能觀察得更加明顯)。圖中可見這種組織出現(xiàn)在奧氏體/鐵素體生長前沿的向著奧氏體(這里為馬氏體)推進(jìn)的尖端形狀部位(如圖中箭頭A所指出處)。因此DET中的球狀碳化物是處在奧氏體/鐵素體生長前沿(更加確切表示為A(γ+θ)/F(α+θ)生長前沿)的預(yù)先存在的碳化物小粒在向這種狀態(tài)奧氏體的推進(jìn)過程中直接地形成的。講得更加明確一點(diǎn)，這種直接形成是以在預(yù)先存在的碳化物小粒上進(jìn)行長大的方式來進(jìn)行的。圖61(b)和61(c)表示過共析碳鋼(1.43% C、0.12% Mn、0.13% Si、0.01% Cr、0.025% P、0.010% S等)在850 ℃加熱10 min后進(jìn)行水淬(加熱在800～850 ℃之間變化得到的組織無明顯差別)的SEM顯微組織[140]能作更好說明，其中的灰色為馬氏體基體組織，之間嵌入著呈現(xiàn)黑色的共析轉(zhuǎn)變產(chǎn)物DET組織，圖中箭頭所指出的為出現(xiàn)在奧氏體/鐵素體生長前沿(更加確切表示為A(γ+θ)/ F(α+θ)生長前沿)的碳化物顆粒。

1998年Verhoeren[141]提出的DET模型(圖57)就明確說明，在A/F的轉(zhuǎn)變DET前沿界面向奧氏體推進(jìn)過程中，從鐵素體中排出的C原子簡單沉積于預(yù)先存在奧氏體中的碳化物粒子上，使碳化物尺寸得到長大。還進(jìn)一步提出，在850 ℃加熱30 min后這種奧氏體的平均含碳量大約為0.60%～0.70%，對(duì)應(yīng)的碳化物分?jǐn)?shù)為6.6%～5.0%，隨著DET前沿向這種奧氏體推進(jìn)時(shí)，碳化物尺寸增加，其體積分?jǐn)?shù)粗略從6 %增加到15%，當(dāng)設(shè)想Fe基體和碳化物密度相同時(shí)，對(duì)應(yīng)的碳化物直徑大約增加35%。

上面前文已經(jīng)著重指出，在DET模式和珠光體模式之間存在競爭中，在稍微高的奧氏體化加熱溫度和比較緩慢的冷卻速度下，DET呈現(xiàn)優(yōu)先出現(xiàn)。已經(jīng)知道，隨加熱奧氏體化溫度從剛高于A1至略低于Acm變化時(shí)會(huì)出現(xiàn)由全球化組織向全層片珠光體組織的轉(zhuǎn)折。為此，擇優(yōu)的DET組織的出現(xiàn)是冷卻速率和奧氏體化加熱溫度的函數(shù)，并隨不同的鋼而變化。如Taleff等的研究指出在空冷低合金Al-Cr鋼試樣在1.5% C鋼超過840 ℃和1.8% C鋼超過870 ℃時(shí)會(huì)出現(xiàn)明顯量的層片珠光體組織。

圖61 52100鋼(a)和過共析碳鋼(b，c)球化處理中出現(xiàn)的DET轉(zhuǎn)變組織Fig.61 The DET microstructures occurred in 52100 steel (a) and hypereutectoid steel (b, c) during spheroidization

Verhoeren在其研究52100鋼熱處理?xiàng)l件的試驗(yàn)中采用的52100鋼成分由芝加哥Speclro試驗(yàn)室測量為(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)：1.03 C,0.30 Mn,0.23 Si,0.019 P,0.014 S,0.06 Ni,1.28 Cr,0.10 Cu，<0.01 Mo。正火溫度為1010 ℃和1100 ℃。起始組織為75 nm間距的層片狀珠光體基體+細(xì)的他型(allotriomorph)網(wǎng)狀滲碳體，硬度為42 HRC。在試樣上打孔并嵌鑲?cè)霟犭娕家詼y定溫度和冷卻速度。

試驗(yàn)結(jié)果明確指出：當(dāng)奧氏體化加熱溫度冷卻的冷卻速度增加和奧氏體化加熱溫度提高，鋼的顯微組織發(fā)生由DET向?qū)悠楣怏w的轉(zhuǎn)折。對(duì)前面一項(xiàng)的有關(guān)冷卻速度的試驗(yàn)中產(chǎn)生DET組織的奧氏體化加熱溫度和時(shí)間選定為795±10 ℃和30 min；選定的冷卻速度為爐冷和空冷，數(shù)值為‘370’(爐冷)、‘500’(爐冷)、‘810’、‘1980’和‘23900’ ℃/h(空冷)等(這些數(shù)值是作者測定的發(fā)布值。我們?cè)谶@里特別提出，讀者不要以這些數(shù)字大小來理解冷卻速度，在本文中的這些數(shù)值上加‘單引號(hào)’表示)。得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度和冷卻速度之間的關(guān)系曲線表示于圖62。停滯溫度是取作在溫度-時(shí)間曲線上一次微商突然改變斜率的溫度。圖62表示冷卻速度小于‘500’℃/h(爐冷)時(shí)的停滯溫度是衡定為722 ℃，應(yīng)用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡分析得到的顯微組織為球狀珠光體組織。當(dāng)冷卻速度大于‘500’℃/h時(shí)，試樣的組織中開始出現(xiàn)層片狀珠光體，對(duì)應(yīng)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度出現(xiàn)降低。其中‘810’和‘1980’℃/h的兩個(gè)試樣經(jīng)過中間水淬20～30 s，得到馬氏體基體+球狀碳化物+層片狀珠光體組織。相應(yīng)‘810’℃/h試樣中得到非常少量的層片狀珠光體，停滯溫度大約為717 ℃；對(duì)應(yīng)‘1980’℃/h試樣中得到比較多量的層片狀珠光體，停滯溫度大約為703 ℃。冷卻速度為‘23900’℃/h(空冷)的試樣組織為不出現(xiàn)珠光體的球狀碳化物區(qū)域+層片狀珠光體重迭于球狀碳化物的區(qū)域，層片狀珠光體量進(jìn)一步增加，試樣的硬度有所增加，同時(shí)停滯溫度出現(xiàn)進(jìn)一步降低至688 ℃左右。冷卻速度‘1980’℃/h(經(jīng)過中間水淬20～30 s)和‘23900’℃/h下得到的組織表示于圖63(a)和圖63(b)。

另外，兩個(gè)慢冷試樣是爐冷至750 ℃，然后依程序控制的冷速至680 ℃(其冷卻速度約為10 ℃/h，如圖中所示)，測定的硬度為186 HB和192 HB左右；‘500’℃/h(爐冷)和‘23900’℃/h(空冷)試樣的硬度為206 HB和250 HB。

圖62 奧氏體化加熱溫度和時(shí)間為795±10 ℃和30 min，選定的冷卻速度為爐冷和空冷等得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度和冷卻速度之間的關(guān)系曲線Fig.62 The relationship curve between arrest temperatures for onset of the eutectoid transformation and cooling speeds in the case of austenitizing temperatures and time at 795±10 ℃ and 30 min as well as cooling speeds in the furnaces and in the air

圖63 ‘1980’℃/h冷卻速度下經(jīng)過中間水淬20～30 s(a)和‘23900’℃/h冷卻速度下(b)得到的組織Fig.63 Microstructures for the specimen of cooling speed at‘1980’℃/h and interrupt quenching for 20～30s (a) and cooling speed at‘23900’℃/h(b)

對(duì)后一項(xiàng)有關(guān)奧氏體化溫度提高試驗(yàn)中的冷卻速度選定為爐冷(‘300～500’℃/h)，選定的奧氏體化加熱溫度為795、800、805、828、850、857和922 ℃等，850 ℃時(shí)加熱時(shí)間為5 h，其余的加熱時(shí)間均為30 min。試驗(yàn)結(jié)果整理如圖64。對(duì)奧氏體化加熱溫度小于828 ℃試樣的SEM組織分析表明為沒有出現(xiàn)層片狀珠光體的全部球化DEP(鐵素體基體+粒狀碳化物)的顯微組織。對(duì)應(yīng)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度為接近于722 ℃。其中，795 ℃×30 min試樣的硬度大約為206 HB。在850 ℃和857 ℃加熱的試樣中出現(xiàn)少量層片狀珠光體組織，如圖65表示，其中850 ℃×5 h加熱試樣的層片出現(xiàn)比較粗化，但是硬度不出現(xiàn)大的變化，大約與857 ℃×30 min試樣相近，為212 HB左右。對(duì)應(yīng)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度出現(xiàn)降低，分別大約為717 ℃和715 ℃。

圖64 冷卻速度選定為爐冷(‘300～500’℃/h)，奧氏體化加熱溫度選定為795、800、805、828、850、857和922 ℃時(shí)得到的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度和冷卻速度之間的關(guān)系曲線Fig.64 The relationship curve between for arrest temperatures for onset of the eutectoid transformation and cooling speeds in the case of cooling speed at furnace cooling (‘300～500’℃/h) and the austenitizing temperatures at 795，800，805，828，850，857 and 922 ℃

當(dāng)在922 ℃加熱時(shí)按在750～680 ℃范圍以9 ℃/h速度的程序冷卻時(shí)，對(duì)應(yīng)的共析轉(zhuǎn)變開始的停滯溫度大約為713 ℃，層片狀珠光體組織數(shù)量增加，顯微組織與下面指出的922 ℃加熱30 min進(jìn)行爐冷試樣(圖67)的相同。

(a)850 ℃×5 h；(b)857 ℃×30 min圖65 在比較高的奧氏體化溫度加熱的試樣中出現(xiàn)少量層片狀珠光體組織Fig.65 The microstructures occurring a little of lamellar pearlite for the specimens used elevated austenitizing temperature

在這里注意，795 ℃×30 min試樣在370 ℃/h爐冷下得到的DET顯微組織(SEM)表示于圖66中。由于原先試樣存在帶狀偏析(即存在密度高低的偏析)，DET顯微組織的均勻性和滲碳體顆粒大小存在不同(見圖66)，測定的高密度偏析區(qū)域和低密度偏析區(qū)域中的大碳化物顆粒與小碳化物顆粒直徑平均值對(duì)應(yīng)分別為0.55±0.05 μm與0.15±0.08 μm，和0.61±0.11 μm與0.22±0.10 μm。測定的0.15 μm和0.22 μm與Brown等和Cree等測得的0.13 μm和0.23 μm符合得相當(dāng)好。

圖66 795 ℃×30 min加熱試樣于低密度區(qū)(a)和高密度區(qū)(b)在爐冷(‘370’℃/h)下得到的DET顯微組織，SEMFig.66 The microstructure of DET of samples for furnace cooling at ‘370’℃/h and heating at 795 ℃×30 min within low density area (a) and high density area (b)

分析數(shù)值說明DET模式優(yōu)于出現(xiàn)層片狀珠光體模式的關(guān)鍵因素是在奧氏體基體中預(yù)先存在排列著的碳化物顆粒，顆粒的尺寸大約為0.2 μm。比較高的奧氏體化加熱溫度和比較長的時(shí)間影響對(duì)應(yīng)的顆粒尺寸，估計(jì)就會(huì)有影響。但是在795 ℃加熱時(shí)間的影響卻很小，原始文獻(xiàn)中圖2表示5 h和12 h的保持對(duì)試樣的硬度幾乎沒有影響。保持5 h的試樣顯微組織中，沒有出現(xiàn)層片珠光體；保持12 h的試樣出現(xiàn)少量相當(dāng)粗的層片珠光體區(qū)域，已經(jīng)不再出現(xiàn)明顯帶狀，接近層片珠光體區(qū)域的碳化物尺寸為0.95±0.15 μm與0.31±0.10 μm。

當(dāng)奧氏體化加熱溫度提高至850～860 ℃時(shí)，在球狀碳化物的基體上就會(huì)或多或少出現(xiàn)層片珠光體的“補(bǔ)釘”小區(qū)域(如圖65)，其中圖65(a)分析得到對(duì)應(yīng)大小碳化物平均直徑尺寸為0.86±0.09 μm和0.27±0.07 μm。奧氏體化加熱溫度提高至900 ℃進(jìn)行爐冷時(shí)，層片珠光體分?jǐn)?shù)明顯增大和存在非常明顯細(xì)帶狀分布，如圖67所示。

上述闡述小結(jié)如下， 52100鋼發(fā)生共析轉(zhuǎn)變中，在DET模式和珠光體模式轉(zhuǎn)變之間存在競爭。獲得分離型共析轉(zhuǎn)變DET的開始溫度大約為722 ℃，在低于722 ℃的溫度發(fā)生轉(zhuǎn)變將得到DET和層片狀珠光體的混合組織。52100鋼中促進(jìn)DET模式轉(zhuǎn)變的熱處理?xiàng)l件為：1)奧氏體化加熱溫度為 ≤ 830 ℃，為在比臨界點(diǎn)A1稍微高一些的溫度進(jìn)行；2)冷卻速度≤‘500’℃/ h(爐冷)，以緩慢的冷卻速度下進(jìn)行冷卻。這時(shí)，按DET模式的轉(zhuǎn)變比層片珠光體模式的呈現(xiàn)優(yōu)先出現(xiàn)，這能為設(shè)計(jì)具有一定能效的球化退火熱處理工藝過程提供方便。同時(shí)，也能得到尺寸比較小的碳化物，有利于提高軸承零件的滾動(dòng)疲勞壽命(注意，本文作者對(duì)這一部分內(nèi)容進(jìn)行撰述說明時(shí)為了方便理解有比較大的修改)。

圖67 在922 ℃×30 min奧氏體化加熱進(jìn)行爐冷試樣的SEM組織，右面上角為嵌入的光學(xué)顯微鏡組織Fig.67 The SEM microstructures of sample for furnace cooling and heating at 922 ℃× 30 min , the box on optical picture at upper right location

這一快速的球化處理的缺點(diǎn)是鋼中在晶界處的碳化物不產(chǎn)生顯著的球化，對(duì)原始的這種鋼即使采用正火過程的快冷，也只能使得這些碳化物的出現(xiàn)減少，但不能被消除。所以在現(xiàn)在研究分析得出的數(shù)據(jù)下，52100鋼最有能效的球化方法是在最高的奧氏體化溫度830 ℃加熱和迅速的進(jìn)行正火冷卻以耗費(fèi)比較少的時(shí)間，使鋼中晶界GB碳化物得到足夠的時(shí)間進(jìn)行球化，然后以爐冷的速度(‘300～500’℃/h)冷卻至室溫。

(4)高碳鉻軸承鋼52100鋼中鉻的影響

我們?cè)谇懊嬉呀?jīng)介紹了SKF工程和研究中心物理冶金部門主任Beswick[21]對(duì)高碳軸承鋼中鉻的影響作了突出的工作。

高碳鉻軸承鋼的含鉻量在0.90%～2.05%，其中100Cr6鋼含1.35%～1.65%Cr，52100鋼含1.35%～1.60%Cr，GCr15鋼含1.40%～1.65%Cr。鉻對(duì)軸承鋼的淬透性，奧氏體的晶粒尺寸的控制，碳化物的顆粒大小，球化退火組織的均勻性和對(duì)脫碳的抗力都能起到重要的影響。Beswick對(duì)含鉻量不同的鋼(0%、0.64%和1.42%)進(jìn)行研究，隨著含Cr增加，F(xiàn)/A轉(zhuǎn)變溫度變化已經(jīng)表示于圖43，其中三相(γ+α+Fe3C)區(qū)域擴(kuò)大。這三種鋼在球化狀態(tài)下以其研究的慢速連續(xù)加熱至850 ℃和以研究的快速連續(xù)加熱至950 ℃過程中，對(duì)應(yīng)總加熱時(shí)間分別約450 s和160 s時(shí)，鋼的M3C球溶解情況出現(xiàn)不同，其奧氏體基體中C和Cr的含量和其相對(duì)應(yīng)奧氏體的Ms點(diǎn)不同變化的曲線表示于圖68和圖69中。圖中5～6個(gè)含碳量測定數(shù)值的誤差置信度為68%，Ms點(diǎn)按平均值確定，測定數(shù)值的離散小。不含Cr和低Cr鋼中的碳化物溶解要快些，相應(yīng)奧氏體中的含碳量較高一些，為此其相應(yīng)的Ms點(diǎn)較為低一些。很顯然，含Cr高(1.42%)鋼中的M3C球溶解慢些，相應(yīng)在一定時(shí)間時(shí)，其基體中含C和Cr的量低些，這樣其相對(duì)應(yīng)奧氏體的Ms點(diǎn)高些(但到一定時(shí)間時(shí)，鋼的奧氏體中的C、Cr含量提高了，相對(duì)應(yīng)的Ms會(huì)出現(xiàn)更低了，如含0.64% Cr的鉻鋼在≥150 s時(shí)的情況)。比較圖68和圖69，圖68表示試樣的加熱顯著滯后，對(duì)應(yīng)一定的時(shí)間，兩種加熱速度下鋼的含碳量具有明顯的不同。

圖68 三種鋼以研究的慢速連續(xù)加熱至850 ℃中，其奧氏體基體含C量和相對(duì)應(yīng)的Ms點(diǎn)變化的曲線Fig.68 The change curve of carbon contents in austenitic matrix and responsive Ms point for slow continuous heating to 850 ℃ in three steels

圖69 三種鋼以研究的快速連續(xù)加熱至950 ℃中，其奧氏體基體含C量和相對(duì)應(yīng)的Ms點(diǎn)變化的曲線Fig.69 The changement curve of carbon contents in austenitic matrix and responsive Ms point for fast continuous heating to 950 ℃ in three steels

圖70 在850 ℃(a)和950 ℃(b)進(jìn)行等溫奧氏體轉(zhuǎn)變不同時(shí)間下基體碳含量提高的數(shù)值(誤差置信度為95%)Fig.70 Matrix carbon enrichment value after isothermal austenitization temperature at 850 ℃(a) and 950 ℃(b) for different time (error bars show 95% confidence limits)

圖70(a)和70(b)表示在850 ℃和950 ℃溫度進(jìn)行等溫奧氏體轉(zhuǎn)變，采用不同等溫加熱時(shí)間下基體碳含量提高的數(shù)值(誤差置信度為95%)。圖中加入了Orlich研究的再計(jì)算數(shù)據(jù)，由公布的碳化物體積分?jǐn)?shù)計(jì)算求得基體的碳含量，以點(diǎn)劃線表示；圖中還加入了Yajima等研究的數(shù)據(jù)點(diǎn)；圖69(a)也列入了Nunomura等的在850 ℃ 加熱30 min的數(shù)據(jù)。由該圖，如采用850 ℃ 加熱15～20 min工藝參數(shù)，可以求得奧氏體的基體碳含量為0.55%～0.6%，這一數(shù)據(jù)在確定加熱熱處理工藝時(shí)可以加以參考。

注意，在這里順便介紹Beswick[21]的基體組織中含碳量CA的測定方法。在高于Ac1的奧氏體化溫度加熱進(jìn)行馬氏體淬火后測量試樣中的未溶解的碳化物體積分?jǐn)?shù)VV(可以用金相測定碳化物的面積分?jǐn)?shù)VA等價(jià)表示)，按以下計(jì)算公式來確定：

CA=Ct-(VV/0.1495)

(16)

式中：Ct為鋼的總含碳量，在完全球化退火含1% C的52100鋼中未溶碳化物的體積分?jǐn)?shù)為14.95%(設(shè)定鐵素體的含碳量為0)。計(jì)算中的M3C和鐵素體基體的密度采用7.671和7.374 g/cc。如以前文獻(xiàn)報(bào)道，采用奧氏體晶粒尺寸的腐蝕劑為加入少量HCl和“Teepol”(界面活化濕潤劑)的苦味酸飽和溶液。