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周昌明

(四川锅护厂 金堂县  610401)

摘 要：采用连续切片方式制样，应用金相显微镜观察了19Mn6钢厚板焊接熔合区的裂纹形态及钢板不同厚度时的裂纹演变状况。用晶界侵蚀剂，对焊接熔合区进行侵蚀，进一步明确了裂纹在熔合区的真实位置及分布形态。分析了裂纹产生的原因，提出了预防措施。

主题词：焊接熔合区；未熔合；裂纹形态；晶界浸蚀剂

1  情况简介

某 220t锅筒规格为ф1600mm×110mm，L=13194mm。材质为19Mn6，δ=110mm。锅筒经环缝焊接后，进行超声波探伤，两条环缝距 内壁20～30mm焊缝处有许多裂纹。对两条环缝采用碳弧气刨清除缺陷，然后用手工焊返修，将两条环缝沿筒体整圆切除，重新下料加工坡口后焊接，再经超声 波探伤，在返修焊缝内仍发现许多裂纹。

2  焊接条件

图1为筒体环缝坡口示意图。筒体内壁用手工焊封底， 焊条用J507，ф5mm，电流150～200A。外壁采用埋弧自动焊，焊丝H08MnMoA，ф5mm，电弧电压34～36V，电流650～700A0 焊接速度为48～50cm/min。焊剂HJ350。焊前预热温度100～150℃。

筒体内壁焊缝返修采用碳弧气刨清除缺陷，并刨成如图1所示的返修坡口。根据环缝返修记录：预热及层间温度、焊条、电流等均在要求范围之内。焊接所用19Mn6钢板和焊条的化学成分及力学性能分别列入表1，2。由表可知，19Mn6钢及J507焊条材质符合标准。

图1  工艺规定坡口及反修坡口

3  宏微观检验

3.1 宏观检验

将 环缝接头样品沿焊缝横截面切片作宏观分析。试样经粗磨后，用20%硝酸水溶液作低倍侵蚀。以观察低倍组织寻找裂纹。若试面无异常则继续取样。如此反复进行 至发现缺陷为止。在检查中对整块大试样共切10片，每片厚度约20mm。经全面观察，发现有两个试样的熔合区存在缺陷，其中一试样在正反磨面同一部位熔合 区处有裂纹缺陷。正面缺陷位置如图2所示(图2略)，裂纹长约2.5mm，从宏观上看极似未熔合。而反面同一部位有一条灰白色夹渣。将反面细磨抛光后侵 蚀，沿母材(图中深色区)与焊缝熔合线界面处存在两条灰色夹渣。夹渣中间为一条细缝，总长约1.2mm，见图3。根据正反两面缺陷的连接与相似性，易将缺 陷判为未熔合。为准确判定缺陷性质，对缺陷处继续制样进行微观分析。

3.2 微观检验

在图3夹渣未溶合开裂处进行连续减薄磨面制样，并采用晶界侵蚀剂侵蚀试样，分析裂纹的具体部位及转变状态。晶界侵蚀剂成分为3g苦味酸十5m1(海鸥洗洁剂+0.5%亚硝酸钠)水溶液+100m1H20。侵蚀温度55～65℃，侵蚀时间约5min。

图3  熔合线上夹渣4%硝酸酒精溶液侵蚀  70× 图4  熔合线处裂纹及一次结晶组织  20×

图 4显示了焊缝的一次结晶组织。宏观显示的缺陷实质上是垂直穿过熔合线的裂纹。裂纹上部位于多次受重复热循环影响的焊缝内，裂纹下部伸入母材热影响区。将图 4磨面继续减薄约4mm厚制样，图5显示出裂纹呈Z形分布。裂纹中部垂直穿过熔合线;裂纹上端伸入焊缝与熔合线平行，尾部曲折延伸;裂纹下端伸入母材且平 行熔合线，尾部曲折延伸。图5用晶界侵蚀剂侵蚀后，显示出裂纹沿一次结晶组织分布的形态及真实熔合线，见图6。从图6还可见到焊缝内的裂纹沿焊接热循环弧 线扩展，尾部曲折伸入一次柱状晶组织中。证实了由4%硝酸酒精溶液显示的熔合线并非真实熔合线。将图5检查面继续磨薄，裂纹形态如图7所示。原裂纹的直端 熔合区部位已出现裂纹呈尖角交接状，且主裂纹已出现了次生裂纹长大现象。在300倍显微镜下观察，焊缝内裂纹也呈Z形，尾部明显穿晶具冷裂纹特征，见图 8。焊缝金相组织为铁素体+珠光体及部分粒状贝氏体，晶粒很细。

图5  裂纹呈Z型扩展  80× 图6  裂纹处真实熔合线  80×

4%硝酸酒精溶液侵蚀

图7  主裂纹上二次裂纹长大  80× 图8  焊缝内裂纹尾部穿晶扩展  300×

4%硝酸酒精溶液侵蚀                     4%硝酸酒精溶液侵蚀、

4  分析与讨论

4.1 熔合区裂纹与焊接工艺关系

通常碳当量是确定钢材可焊性的依据。根据国际焊接学会(IIW)所推荐计算公式：

Ceq=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+(Ni+Cu)/15

19Mn6 钢的Ceq=0.32%，属可焊性较好。一般只要按工艺正确施焊是不会产生裂纹的。但第一次焊接和返修焊接情况表明，首次焊接前筒体一侧坡口加工不好，当 然返修的坡口就更不符合标准，造成手工焊打底与自动焊交接处形成焊缝内凹过大，不易施焊。由上分析可知，在焊接热影响区内凹最大部位熔合线处产生了坡口方 向长约20mm的未熔合现象，且未熔合部位存在夹渣。

4.2 裂纹与热影响区内凹的关系

采用传统的4%硝 酸酒精溶液侵蚀显示的裂纹分布在焊接熔合区的熔合线上，但使用晶界侵蚀剂浸蚀，显示出裂纹是垂直穿越热影响区内凹最严重的熔合线部位，并展现了焊缝内的裂 纹是沿受焊接重复热循环弧线扩展的。由此可知，在厚板施焊时热影响区内凹部位易产生未熔合并发展为裂纹。这是因为焊道形状变化内凹区是一个热点，传热性能 差，高温下停留时间较长，且易形成应力集中，加之未熔合夹渣诱导了裂纹生成。焊接热影响区内凹的形成又主要与焊缝返修时碳弧气刨形成的坡口较窄有关，也与 熔池热传导不均匀有关。因而正确加工坡口与施焊是防止内凹严重的有效方法。

4.3 试样厚度不同时的裂纹形态变化

上 述分析及图片显示，同一条裂纹在焊接接头中不同厚度横截面上，裂纹的主要形态基本是相同的。图3显示的未熔合处随制样深度的增加显示出裂纹的形态为Z形， 且分别向焊缝和热影响区曲折延伸，并随裂纹的扩展在主裂纹上萌生二次裂纹及二次裂纹长大。根据裂纹处组织显示未发现淬硬组织，而且该部位由于受多次焊接热 循环作用致使晶粒细化。但当该部位有未熔合等缺陷存在时即使晶粒细化也不能阻止复杂的厚板焊接应力作用，使之向裂纹转变。

5  结论

220t锅筒环缝焊接时，由于焊接熔合区内凹较大处存在沿坡口方向较长的未熔合，从而严重地降低了该处的力学性能。且未熔合两端开口较宽并带有尖角形夹渣导致应力更加集中。在复杂的厚板焊接应力作用下使未熔合向裂纹转变，同时向焊缝和母材呈Z形穿晶扩展。

6  措施

(1)严格按工艺加工坡口，确保坡口各尺寸符合要求。

(2)严格执行焊接工艺，正确预热及层间保温。

采取措施后，所焊环缝均一次合格。

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蔡云卓,潘云昆

(昆明贵金属研究所,昆明650221)

摘　要:根据制备Au,Ag和Pd基钎料钎焊不同母材的焊缝金相样品的特点,提出了可以得到清晰的贵金属合金钎料焊缝显微组织的方法,并给出了实验结果。

关键词:贵金属;钎焊缝;金相

1　引言

钎 焊技术是当代焊接领域重要组成部分之一,由于贵金属合金钎料(银合金、金合金及钯合金系)钎焊母材广泛,接头强度高、塑性好、耐蚀性强、耐热冲击性优良, 因此诸如AuNi18,PdAgMn,PdNi,AgCuZn及AgCuZnCd等系合金在航空发动机制造工艺中获得了广泛的应用。在钎焊接头质量检验 中,钎焊接头金相检验占有重要地位,有关贵金属钎料接头金相侵蚀方法尚未见系统的报道。本文针对斯贝发动机用贵金属钎料合金钎焊接头的金相样品的制备特点 及其规律做一探讨。

钎焊件典型的焊缝结构如图所示。由图可看出,焊缝由五层不同结构组成,由于贵金属合金的耐蚀性与母材差异较大,欲显示出五层结构皆清晰的金相组织,在金相样品制备中,应注意如下特点。

焊缝结构示意图

(1)贵金属钎料合金,特别是金基钎料较母材(非贵金属材料)耐腐蚀得多。

(2)从组织稳定性角度看,焊缝中的钎料是铸图1　焊缝结构示意图态,而两种母材在钎焊高温作用下基本处于退火状态,组织较稳定,因而焊缝中钎料易于腐蚀而两侧退火层母材难以腐蚀。

(3)为了节省贵金属,通常焊件样品较小,不易固定,必须用特种夹具或镶样机固定焊件,使之易于夹持,对不耐压的脆性及超薄的焊件还要考虑采用冷镶法。此外,在磨抛过程中要尽量避免焊缝处出现倒角和浮雕。

(4)很难选择出一种同时适合并能清晰显示出三种材料的金相组织结构的侵蚀剂。

根据制备金、银、钯基钎料合金钎焊接头焊缝金相样品的试验,我们找到了可以得到清晰的贵金属合金钎料焊缝显微组织的方法。

2　实验方法

(1)选择四种钎料,其成分为Ag24Cu43Zn33,Pd20Ag5Mn75,Ag71Cu28Ni1和AuIn复合钎料。

(2)钎焊母材为无氧铜、不锈钢、镀金可伐合金。

(3)侵蚀剂及其配方。因试验用合金均为含贵金属、耐腐蚀和多组元的钎料,因此侵蚀剂应选择含强酸强碱的配比。通过对化学侵蚀法,电解侵蚀法和不同类型的侵蚀剂进行筛选,从中选出表1所列的几种侵蚀剂及其配方。

3　试验结果与讨论

(1)由试验钎料合金和不同母材组成的焊缝金相侵蚀剂的选择结果列于表2,由上述侵蚀方法制备的金相组织示于图1～图5。试验结果表明,采用本试验选择的化学侵蚀方法可以获得较清晰的钎焊接头金相组织。

       图1 Ag24Cu43Zn33 钎料焊缝　10 × 图2 Pd20Ag5Mn75 钎料焊缝　23 ×

      图3 Ag71Cu28Ni1 钎料焊缝　120 × 图4 In/ Au/ In 复合钎料焊缝　120 ×

图5 AuIn 钎料焊缝　20 ×

  (2)贵金属钎料合金较耐腐蚀,一般需采用强碱、强酸、强氧化剂侵蚀以显示钎料微观组织,而母材为非贵金属材料,不耐腐蚀,在强酸强碱作用下易氧化发黑; 此外,焊缝中钎料为铸态,组织不稳定,而母材为退火态,组织较稳定。综合这些特点,侵蚀剂的选择应能较快显示钎料的微观组织,而又不使母材被氧化,同时显 示出其微观组织。

(3)在电解侵蚀法中,由于钎焊接头处钎料及母材均同时浸入电解液(侵蚀剂)中电解,因母材为非贵金属,电极电位低,对钎料贵金属形成保护,而自身消耗,故得不到清晰的焊缝金相,一般不采用此种办法

(4)在制备由贵金属钎料钎焊接头的金相样品时,由于焊缝结构的复杂性,需根据焊件的具体情况选用不同的金相镶嵌粉或采用特种夹具。对于较软的合金抛光时,抛光盘的转速应采用慢速,必要时不用抛光膏,尽量使焊缝表面在未侵蚀前光洁平整。

4　结论

(1)为了获得清晰的含有Au,Pd和Ag等贵金属合金钎料焊缝金相组织,金相样品的制备应采用化学法侵蚀。

(2)为了避免非贵金属母材侵蚀过度(发黑),应选择弱侵蚀剂,并应严格控制侵蚀时间。

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许　昆

(昆明贵金属研究所　昆明650221)

马建文

(云南农业大学　昆明650201)

摘　要：　采用分步侵蚀法、热染法、硫化法显示贵金属复合材料和焊接材料的显微组织。

主题词：　贵金属；　复合材料；　焊接；　金相技术

　复合和焊接一般是将两种或两种以上的材料连接起来，由于各连接和被连接部分在成分和性质上都存在着差异，很难找到一种试剂能将各部分组织同时显示出来。不适当的方法往往只能显示某一部分，而其它部分得不到显示，甚至受到严重的污染。

作者用分步侵蚀法、热染法、硫化法显示复合材料及扩散层、焊接材料及焊缝组织。

1　试验与结果

1.1　试样制备

试 样为用银铜铟锡焊料钎焊铜及镀镍钢、金锡多层复合材料、铜与银铜锌的多层复合材料、银镍纤维复合材料。试样先经酚醛树脂加压热嵌镶，然后分别经200目、 300目、400目、600目金相砂纸湿磨光、再逐级用5m、2.5m、1.5m金刚石研磨膏抛光，制出无形变层、无划痕、无浮雕的金相表面。

1.2　试样侵蚀

经过抛光的试样用附表中的试剂进行组织显示。

银铜铟锡钎焊铜及镀镍钢---先用棉球蘸取试剂1，用擦试法擦试试样表面，然后将样品用清水洗净、放入试剂2中长时间浸泡直到组织显示出来为止。金锡多层复合材料　先将试样放入试剂3中侵蚀显示金层，然后取出洗净后放入试剂2中侵蚀以显示出锡层及扩散层。

铜与银铜锌多层复合材料---采用热染法显示组织，将样品放入160℃的烤箱中，保持3.5h。显示出扩散情况。

银镍纤维复合材料---将试样放在试剂4上方的气体中，让上升的硫化氢气体与之反应，增强银镍间的组织衬度。

以上组织显示结果详见图1～8。

          图1　钢(镀镍)/银铜铟锡/铜 图2　锡/金/锡/金/锡

              图3　锡/金/锡/金/锡 图4　银铜锌/铜/银铜锌(未侵蚀)

          图5　银铜锌/铜/银铜锌(氨水+双氧水侵蚀)            图6　银铜锌/铜/银铜锌(热染扩散层显示)

           图7　银镍纤维复合材料(未侵蚀)                    图8　银镍纤维复合材料(硫化衬度显示)

2　结果讨论

2.1　银铜铟锡焊料焊接镀镍钢及铜

试 样由焊料层、镍层、钢层、铜层、焊料与铜的融蚀层、焊料对镍的扩散层组成，各层间存在着成分上、组织上、物理性状上的差异。这样的样品是不可能用一种试剂 就将各部分组织同时腐蚀显示出来的，一般要用两种或两种以上的恰当试剂和方法进行组织显示。由于在样品中存在着不同的金属层，在侵蚀时形成了复杂的腐蚀电 池，当选择一种特定的试剂侵蚀希望的金属层时，一定要考虑其他各层金属是否会受到不良的影响，一般包括对其他金属层，扩散层、熔融层的过分侵蚀或起膜。有 时可借助电动序进行粗略的判断，因为电极电位是判断金属溶解成金属离子倾向性的热力学依据，负电性强的金属转入溶液的趋势大[5]。而更多的是用长期的实 践和经验积累来进行判断的。

本样品的侵蚀过程是先将样品放入试剂1中，由于钢的电极电位较低，首先被侵蚀，如果没有钢则先被侵蚀的应是铜。样品在试剂2中，此时铜和银铜铟锡焊料的电极电位均低于钢，并且其电位接近，他们被同时侵蚀出来，由于试剂作用较弱侵蚀时间相当长。在试剂2中加入微量H₂O₂可以加快反应速度，但控制不当容易使熔融层过蚀，从图1中可以清楚地看出侵蚀后的结果。

2.2　金/锡多层复合材料

金 和锡是很容易固溶的，锡的溶入使合金的熔点大幅度的下降。因此金/锡复合材料在复合时的扩散处理很容易实现。但是金相侵蚀不当扩散层就区别不出来。金层在 试剂3中的电位较低，它的组织被显示出来(图2)，但锡及扩散层是看不出来的，只有把样品经试剂2侵蚀后才显现出来(图3)。

以上是用分步侵蚀法制备的样品，其原则是在第1种试剂中侵蚀出来的组织，更换试剂侵蚀其他部分时它不受侵蚀和污染。

2.3　银铜锌/铜多层复合材料

干 涉膜金相技术显示焊缝、复合材料、双金属是最行之有效的方法。当膜表面和金属表面反射出来的光线有效光程差为半波长的某个奇数值时就能发生干涉，膜的厚度 应为1/4波长的某个奇数值之差[6]。获得膜最简单的方法是热染法，即加热样品使其表面发生氧化而形成金属氧化膜。不同的金属及相的光学性质不同，在氧 化时成膜的厚度也不同，在光作用下干涉出来的色彩也不同，从而实现了对金相组织的区分。热染法简单易行、颜色饱和度高，但对于组织不稳定或不易氧化的金属 材料不适合[7]。图5是用化学侵蚀的银铜锌/铜多层复合材料的组织，从中看不出复合后的扩散情况，相反化学侵蚀在复合界面上形成了一条黑沟。图6是该样 品热染后的结果，复合界面有过渡的扩散层。

2.4　银镍纤维复合材料

银和镍在固态下不固溶，他们之间有清晰的界面。但银镍之间的衬度较弱(见图7)，必须作提高衬度的处理。银很容易与硫化氢反应生成黑色的硫化银。本样品利用这一特性把样品置于硫化氢气体中，让银与之反应使衬度大大提高。图8黑色部分为银，白色部分为镍丝横截面。

3　结语

复 合材料及焊接材料都是由几种具有不同化学性质和物理性质的材料联结在一起，各部分有明显的差异。用一种试剂或通常的方法不能把所有的组织显示出来。用分步 侵蚀法、热染法、硫化法对贵金属复合材料和焊接材料的金相组织显示具有较好的效果。对其他类似材料的组织显示具有一定的借鉴作用。

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作者：孙  智  江  利  张晓光

摘 要： 为了改善矿用支护型钢的强韧性，研制了型钢控冷热处理生产线并且研究了控冷对普通碳钢组织和性能的影响。试验结果表明，通过调整控冷装置的运行参数 （p／v值）可有效地控制普通碳钢的力学性能。Q235和Q275钢的屈服强度经控冷后提高50％以上而其伸长率（δ5）分别保持在20％和16％。分析 了钢的控冷强化机制以及铁素体和魏氏组织铁素体对钢的性能的影响。

关键词：控冷；普通碳钢；组织；性能；魏氏体

1  前言

Q235 和Q275等普通碳素钢以其优异的性能价格比，在矿山工业和其它领域得到广泛应用。长期以来，普通碳钢主要以热轧状态使用。尽管在热轧状态下，普通碳钢具 有较高的塑韧性，但其强度却偏低，这似乎可以解释为什么许多这类钢构件常常失效的原因，这也限制了这类钢的更广泛的应用。因此，通过热处理提高这类钢的强 度，同时又保持其相对较高的塑性是很有必要的。

节能是当今热处理发展的一个重要趋势，其中控制冷却热处理是一种有效的节能热处理技术，得 到越来越多的重视，各国在理论和应用方面进行了大量的研究。中国矿业大学自1990年开始对矿用型钢的控冷热处理工艺、控冷对普通碳钢组织和性能的影响进 行系统研究，研制了型钢控冷热处理生产线，并用于U型钢和I字钢等矿山支护用钢［1］以及小直径可拉伸高强度锚杆［2］的强化处理，取得了较好效果。本文 主要研究控冷前后钢的组织和性能的变化，探讨普通碳钢控冷强化机制以及控冷过程中出现的魏氏组织等对钢的力学性能的影响。

2  试验方法

试验用钢的化学成分示于表1。

表1  试验钢的化学成分w（％）

钢号

C

Si

Mn

P

S

Q235

0.17

0.20

0.43

0.007

0.046

Q275

0.34

0.24

0.66

0.023

0.019

Q235 钢试样取自φ12mm的热轧圆钢，Q275钢为热轧U型钢和I字钢，试验用钢的长度约400mm～1200mm。在75kW井式炉中加热。加热后的型钢在 辊式输送机上通过控冷装置喷水冷却，冷却速度通过调整控冷装置的喷水孔的直径、数量、分布和喷水压力以及型钢的运行速度加以控制。为了使控冷后型钢的变形 满足使用要求，必须仔细调整控冷装置中的喷水孔的大小、数量和分布。当这些参数确定后，钢的冷却速度主要取决于喷水压力p和型钢通过喷水装置的速度v。试 验表明可以用p／v值来表征型钢的冷却速度，可以通过调节p或v来调节型钢的实际冷速，这给实际生产的控制提供了极大的便利。

拉伸和冲击试验分别在W-60万能材料试验机和JB-30B冲击试验机上进行。试样分别从控冷后的型钢上截取，冲击试样为标准梅氏冲击试样。

应用Newphot光学显微镜和S-250扫描电子显微镜观察和分析钢的微观组织和断口形态。

3  试验结果和讨论

3.1 显微组织

图 1和图2示出Q235和Q275钢控冷后的典型组织。控冷后两种钢中的珠光体的相对含量明显增加，珠光体和铁素体细化，显然，这与控冷时冷速较正火时冷速 大有关，而且，随冷速增大即p／v值增加，珠光体含量的增加和组织细化更加显著。珠光体的层片间距在控冷处理后显著降低，如图3所示。加热时适当地提高加 热温度和保温时间对控冷后组织的稳定是有利的，但加热温度过高或保温时间过长会导致奥氏体晶粒粗大，抵消控冷细化铁素体和珠光体的有利作用。另外，在控冷 Q275钢组织中有二次魏氏组织铁素体形成，这可能与钢的含碳量和一定的冷却速度有关，在Q235钢的控冷处理试验中未发现魏氏组织。文献［3］中指出， 魏氏组织的形成与加热温度关系不大，而取决于奥氏体化后的冷却速度。本试验中，图2a和2b的加热条件不同，但随后的冷却速度基本相同，都形成魏氏组织， 这表明在普通碳钢控冷中魏氏组织的形成与冷却速度有关系，而加热温度影响不大。从图2中还可看出，魏氏组织不仅在基体组织粗大时形成，在正常组织中也可形 成。Q235钢中未发现魏氏组织，可能试验条件下的冷却速度不适合该钢中魏氏组织的形成。随控冷速度进一步提高，钢中除铁素体和珠光体转变外，有部分贝氏 体和马氏体形成。在Q275钢中形成贝氏体和马氏体，钢的强度显著提高，韧性显著下降，不能提高钢的综合性能。而在Q235钢中，适量的贝氏体和马氏体的 形成，有利于钢的强度的提高，其韧性仍可满足使用要求，对钢的综合性能是有利的。

图1  Q235钢控冷后的显微组织×400
（a）920℃×12min，p／v＝10（b）920℃×12min，p／v＝12（c）880℃×12min，p／v＝12

图2  Q275钢控冷后的显微组织

（a）900℃×30min，p／v＝10（b）900℃×20min，p／v＝11（c）900℃×20min，p／v＝25

3.2 力学性能

控 冷处理前后的Q275和Q235钢的部分力学性能试验结果列于表2和表3。为了便于比较，它们的调质状态的力学性能也列于表中。试验结果显示，控冷处理后 钢的屈服强度和断裂强度明显增加而伸长率有所降低，其变化幅度受控于加热后的冷却速度即p／v值，适当地调整p／v值，可得到不同的强度和塑韧性的配合。

表2  Q275钢的室温力学性能

试样号

处理工艺

冷却
方式

p／v

σ_0.2／
MPa

σ_b／
MPa

δ₅
（％）

α_ku／
J^.cm^－2

1
2
3
4
5

900℃×30min
900℃×20min
900℃×20min
900℃×20min
热轧

控冷
控冷
控冷
调质
—

10
11
25
—
—

484
472
532
531
309

714
713
745
715
564

19
25
25
26
30

11
93
153
196
172

表3  Q235钢的室温力学性能

试样号

处理工艺

冷却方式

p／v

σ_0.2／
MPa

σ_b／
MPa

δ₅
（％）

6
7
8
9
10

920℃×12min
920℃×12min
880℃×7min
920℃×12min
热轧

控冷
控冷
控冷
调质
—

10
12
10
—
—

459
477
390
510
274

617
604
553
621
430

21
21
24
26
30

Q275 钢控冷后的屈服强度可提高50％，伸长率虽然降低但仍可达到16％以上，与该钢调质后的力学性能基本相当。尽管控冷后钢的冲击韧度降低比较明显，但在一定 程度上仍满足钢的使用要求［4］。试样1的冲击韧度偏低，这与钢中形成魏氏组织和组织粗大有关，将在后面讨论。经控冷处理Q235钢的屈服强度亦可提高 50％以上，尽管伸长率下降较大，但仍可保持在20％以上。另外，试验显示由于Q275钢在高温停留时间过长，导致其晶粒粗大，如同试样1相比（组织形态 与图2a相同），其力学性能尤其韧塑性显著降低；相反，适当延长Q235钢的加热温度和保温时间，使其奥氏体化更加充分，则有利于其力学性能的提高，如表 3中试样6和试样8的试验结果。
3.3 魏氏组织铁素体对钢控冷性能的影响
关于魏氏组织铁素体在钢中的作用众说不一。多数认为魏氏组织铁素体降低亚共析钢的塑韧性，尤其降低钢的冲击韧度，但也有许多相反的试验结果和观点，即只要保证钢的奥氏体晶粒度与其它条件相同，魏氏组织不仅不降低而且能够改善钢的冲击韧度和塑性。

图3  普通碳钢珠光体片间距的变化

（a）原始组织珠光体，（b）控冷处理组织珠光体

由 表2可见，试样1和试样2的硬度和强度几乎相同，但前者的伸长率和冲击韧度却比后者低得多，而且两者的断口特征明显不同。由图4可见，具有4～5级晶粒度 的粗大晶粒的试样1的冲击断口几乎全部为结晶状断口，其结晶区为典型的解理断裂，解理小平面大，具有完整的河流花样（见图4a）；而晶粒度约为6级的细小 晶粒的试样2的冲击断口结晶区只占断口表面的60％～70％，尽管其结晶区也属解理断裂，但其解理小平面小且其河流花样不完整（见图4b）。而相应的试样 的拉伸断口的形态却基本相同，均为韧窝状塑性断口，如图5所示。少许的差别是试样1的断口表面韧窝（图5a）略小于试样2（图5b）的。应该强调的是，在 两种工艺条件下获得的组织中都含有魏氏组织铁素体，不同的是两种工艺中的加热时间不同，导致其组织粗细不同。显然，造成试样1的塑性和韧性降低的因素是晶 粒粗大而非魏氏组织。也可以理解为试样2中的魏氏组织并没有影响钢的力学性能。因此可以说，钢中魏氏组织铁素体对钢的性能的影响取决于钢的晶粒大小。

图4  冲击试样断口电子显微形貌
（a）试样1，（b）试样2

图5  拉伸试样断口电子显微形貌
（a）试样1，（b）试样2

3.4  铁素体的含量和硬度对钢的性能的影响

Q235 钢在控冷过程中形成的铁素体的硬度随着组织中铁素体相对含量的降低而提高，这与位错强化有关。由于奥氏体化后钢在控冷过程中的实际冷速较高，铁素体中的位 错密度增加，导致铁素体硬化。另外，进一步增加冷速可形成贝氏体或马氏体，与这些组织转变相邻区域的铁素体可产生塑变硬化［8］。实测铁素体硬度结果表 明，在控冷处理过程中，铁素体的硬度随其含量的降低而增加，见图6，钢中铁素体含量为35％时的硬度比含量为80％时的硬度增加了70HV0.1。在试验 条件下，组织观察显示当控冷速度达到一定值后，钢中的珠光体量增加不再明显，且当珠光体量增加到一定程度后，其硬度值反而降低，此时，铁素体的硬化就成为 钢控冷强化的主要因素；进一步增加冷速，钢中形成贝氏体和马氏体，当贝氏体和马氏体转变量很小时，其主要强化因素依然为铁素体硬化。在亚共析钢中，钢的硬 度与铁素体和珠光体的含量之间一般遵从混合律的关系。依据实测的铁素体和珠光体的硬度及其相对含量，按照混合律计算的钢的硬度值与实测的钢的硬度值是非常 一致的，见图6，而用简单的铁素体和珠光体的硬度（不变的硬度值）按照混合律计算的钢的硬度则与实测值明显不符。由此亦可知铁素体的相对含量及其硬度的变 化在Q235钢控冷强化处理中的作用。在Q275钢中，为了保证钢的足够的韧塑性，铁素体量的变化范围较小，其硬化现象和作用表现的不明显。

图6  铁素体的硬度与其相对含量的关系

1.珠光体的硬度HV，2.铁素体的硬度HV，3.试样的实测硬度HRC，4.按混合律计算的计算HV

3.5  普通碳钢控冷强化机制

Q235 和Q275钢控冷后的强化主要源于控冷处理后钢中的珠光体量增加、珠光体和铁素体细化以及快冷导致的铁素体位错增加强化。在一定的冷速范围内，随着p／v 值的提高，钢中的珠光体量不断增加而珠光体片间距不断降低，因而钢的强度随之不断提高；而当冷速超过一定值后，钢中珠光体量的增加不再明显，此时铁素体的 硬化和组织细化成为普通碳钢快冷强化的主要因素。与一般处理不同的是，控冷强化处理的同时，经过调整控制冷却速度可以得到钢的强度和塑性的最佳配合即最佳 的综合力学性能，而不必再经过其它的处理措施。

4  结论

（1） 控冷处理可有效地提高普通碳钢的强度，其冲击韧度和伸长率可保持在较高范围以满足使用要求。普通碳钢的控冷强化机制是钢中珠光体量的增加、珠光体和铁素体的细化以及铁素体硬化。

（2） 通过调整控冷喷水装置的喷水压力和型钢的运行速度，即p／v值，可以很方便地获得型钢所需的力学性能。

（3） 在控制奥氏体晶粒的条件下，Q275钢在控冷过程中形成的魏氏组织铁素体并不降低钢的冲击韧度和拉伸塑性；在控冷过程下，魏氏组织的形成取决于控冷速度而与加热条件无关。

（4） Q235钢控冷过程中形成的铁素体的硬度随钢中铁素体量的降低和冷却速度的增加而提高。铁素体的硬化有助于钢的控冷强化。

（5） 适当提高加热温度和保温时间有利于Q235钢组织的稳定，增加珠光体的转变量，而长时间保温导致Q275钢组织粗大，使钢的塑韧性严重降低。

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王印培,陈　进,孙晓明

(华东理工大学化机研究所,上海200237)

陈积强

(上海市安装工程有限公司,上海200080)

摘　要: 珠光体球化反映到金相上,是一种不规则图像的变化,并且具有分形的特征,可望用分形几何的方法来进行描述。以Cr2Mo钢的珠光体球化为例,探讨用分形维 数来描述珠光体球化程度;用小岛法对15CrMo钢的珠光体球化图谱进行了测量。实验表明,珠光体球化从1级到6级,其相应的分形维数范围为 1.3156～1.9282。从电厂运行了105h的15CrMo钢管上取样,实测了该试样的珠光体球化等级,结果表明,以分形维数表示的球化程度与按图 谱评定的球化等级完全吻合。

关键词:分形金相;珠光体球化;Cr2Mo钢

1　引言

室 温下钢的组织及性能一般是相当稳定的,但在高温长期作用下,由于扩散过程的加剧,钢的组织将逐渐发生变化,这种变化会引起钢的性能改变。其中,低合金钢的 珠光体球化是钢在高温下长期服役后常见的组织变化之一。由于其对材料的力学性能尤其是高温力学性能影响较大,一直为工程界所关注。珠光体球化程度对材料力 学性能的影响已有许多研究,对一些具体钢号也得出了珠光体球化的不同程度所相应的性能。因此,工程上常以检验珠光体球化程度的办法来评估高温设备服役中的 安全性,并对珠光体球化程度进行分级,以便工程应用。然而,通常所使用的对珠光体球化的分级与评定方法是以金相观测与标准图谱进行比照,存在着某些不足。

珠光体球化反映到金相上,是一种不规则图像的变化,并且具有分形的特征,可望用分形几何的方法来进行描述。本文以Cr2Mo钢的珠光体球化为例,探讨用分形维数来描述珠光体球化程度。

2　分形维数测量

分 形维数是分形结构的一个重要参量,它能定量描述分形结构的不规则程度[1]。近年来,讨论分维测试方法的文章有很多。分维测试的方法也很多,如周界——— 面积关系方法、垂直剖面法、表面面积直接测量法、功率法、二次电子散射法等。基于在金相上观察的珠光体组织是具有一定面积的封闭图形的图形特点,可用小岛 法来测定它的分形维数。小岛法测试的原理和方法简介如下[2]。

对于一般规则图形如矩形、圆等的周长(P)和面积(A)之间有

P∝A^1/2      (1)

而不规则图形如云彩、夹杂物等的周长和面积有如下的关系

P^1/D∝A^1/2        (2)

式中　D———分形维数

则(1/D)lgP=C+(1/2)lgA

式中　C———常数

所以D=2(ΔlgP/ΔlgA)    (3)

由式(3)可见,分形维数D是几何图形不规则的度量,D值越大,表明图形的不规则程度越大,偏离规则图形越远。对于珠光体的金相图形,可在达到码尺要求的倍数下测量其周长和面积[3],按式(3)拟合测量值,得到实验的D值。

3　实验

实验选华东电业管理局中心试验所制定的15CrMo钢珠光体球化参考级别[4]为图形对象(见图1)。这是一组放大倍数为500倍的金相组织照片,按球化程度共分a,b,c,d,e和f六个等级。

利用小岛法对上面珠光体球化的六张金相图谱进行分维描述,测定它们各自的分形维数,然后再找出分形维数与珠光体球化等级之间的关系。图像处理和计算用OPTIMAS软件。实验结果见图2和表1。

以 表1中的球化等级为横座标,分形维数为纵座标,可得图2所示曲线。另外从某发电厂运行了105h的15CrMo钢过热器上取样,对其珠光体球化程度进行了 测量,选取的试样为<42mm×5mm的15CrMo钢管。图3是15CrMo钢过热器管在运行105h后,经取样得到的金相照片。其中白色部分为 铁素体,黑色部分为球化的珠光体。用小岛法测得该试样的珠光体分形维数D为1.6030。

(a)　未球化(第一级)                          (b)　倾向性球化(第二级)

(c)　轻度球化(第三级)                       (d)　中度球化(第四级)

(e)　完全球化(第五级)                       (f)　严重球化(第六级)

图1 15CrMo钢珠光体球化参考级别[2] 500×

表1　珠光体球化六个等级的分形维数

球化等级

1

2

3

4

5

6

D

1.9282

1.784

1.6144

1.6044

1.4144

1.3156

图2　珠光体球化分形维数与球化等级的关系 图3　运行105h后的15CrMo钢组织　500×

4　讨论

(1) 珠光体球化过程是钢中原来呈片层状的渗碳体,在高温的长期作用下,逐步转变成球状,球化后的碳化物继续增大自己的尺寸,使小直径的球状变成大直径的球状。 由珠光体球化机理可以看出,珠光体球化过程不是瞬间完成的,而是要经过一个珠光体中的碳化物分散、聚集、成球的过程。珠光体球化的过程如图4所示。由图4 可见,a图为钢的原始组织,由铁素体和片层状珠光体组成,在高温环境中运行一段时间后,片层状的珠光体中的碳化物会慢慢分散,如b图所示。随着时间的推 移,珠光体中分散的碳化物变成球状物,片层状的珠光体逐渐消失,如c图所示。然后小的球状物会慢慢变大,片层状珠光体明显消失,最终变成球化组织如d图所 示。由珠光体逐渐球化的过程来看,这些变化是彼此相似的,因而最终的球化组织具有自相似性。由此可见,珠光体球化金相组织具有分形几何的两大特征2不规则 性与自相似性。因此,珠光体球化金相组织具有分形特征,可以用分形维数来进行定量描

述[5]。

(a)　原始组织 (b)　珠光体分散

(c)　成球 (d)　球化组织

图4　珠光体球化过程示意图[4]

1.铁素体　2.片状珠光体　3.球状碳化物

(2) 用小岛法对珠光体球化六个等级的金相图谱进行分形维数测量的结果见图2。由结果可以看出,珠光体球化分形维数随着珠光体球化等级的升高而呈线性下降。图2 的实验结果反映这样一个物理意义,即分形维数本身是对一种图形不规则程度的描述,分形维数越大,图形越不规则。而珠光体在高温长期作用下的球化,从形状 讲,是一种由不规则图形向球形规则图形的变化,球化等级升高,实际上是指珠光体在形态上趋向于一种规则化的表现,故而,球化等级升高,分形维数就随之下 降。

(3)根据传统与标准图谱比照判别珠光体球化等级的方法,将图3与15CrMo钢珠光体球化a,b,c,d,e和f六个等级图谱相对 比,可以判别该试样为中度球化,评为球化d等级。利用分形维数判别的方法,该试样珠光体球化的分形维数为1.6030,与15CrMo钢珠光体球化d等级 金相图谱的分形维数1.6044相接近,亦可以判别该试样珠光体球化的等级为4级,属于中度球化。上面的实验实例表明,可用分形维数来描述珠光体球化程 度,并实现了测量参数的定量化。

5　结论

珠光体球化组织具有分形特征。并且可以用分形维数来定量描述。如果按照当前珠光体球化六个等级的划分标准,由分维实验得出的分维范围是1.3156≤D≤1.9282。珠光体球化是珠光体形态由极不规则向规则演变,故随着球化程度的提高,反映珠光体形态的分形维数是随之下降的。

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第一汽车集团公司 李振愚 黄春

[摘要] 以汽车、拖拉机模锻件的金相检验为基础，根据大量试验工作及国内模锻生产厂长期实践积累的经验和资料，制订了《钢质模锻件金相组织评级图与评定方法》国家标准，为指导生产检验，制订改进生产工艺提供了科学依据。

1  前言

模 锻件的生产一般要通过锻后热处理，使锻件获得不同的机械性能，热处理后的金相组织检验是控制锻件内在质量的重要手段之一。金相检验不仅能反映出锻件热处理 的结果，还能考察热处理工艺的合理性，为制订、改进工艺提供科学依据。为确定金相检验统一的、权威的客观尺度，制订了《钢质模锻件金相组织评级图及评定方 法》。本标准的制订主要是根据我国模锻生产厂家长期生产实践积累的经验和资料。

国内的模锻生产厂对锻件金相组织观察分析有多年历史，积累 了丰富的资料，一些厂已经制订了适用于工厂的金相组织评级的工厂标准。我们在一汽工厂标准的基础上，吸取了北内、洛拖、二汽、南汽等厂的经验经多次修改． 形成审定稿(1989年)和报批稿(1990年)，1991年12月经国家技术监督局审查批准、．标准号为GB/T13320-9l，于1992年10月 1日起实施。

2  标准的制订原则

2.l 制订标准的主导思想

制订金相组 织评级图及评定方法的主导思想就是：在保证标准的科学性的前提下，强调标准的实用性，注意与生产实际结合，使标准符合我国目前的模锻生产实际情况，因为只 有内容先进而又切实可行的金相检验际准；才能在提高锻件内在质量方面起到应有的促进作用，使标准的贯彻产生好的经济效益。

2.2 标准的适用范围

本标准是以汽车、拖拉机模锻件的金相检验为基础制订的。因为汽车拖拉机行业采用模锻件最多．而且也最育代表性．其代表性表现为：

    a. 锻件形状各异，拥有锻件分类表中各种类型的锻件；

    b. 成形方法多样．有锤模锻，平锻机模锻、摩擦乐力机模锻、锻压机模锻、辊锻、辊轧、挤压等，几乎包括了现代锻压成形的各种方法；

    c. 材料应用范围较广。汽车、拖拉机行业应用的材质，代表了整个机械制造行业；

    d. 汽车、拖拉机行业对模锻件的内在质量要求较高。有较长的金相组织系统检验史，积累了丰富的资料。

因此，以汽车、拖拉机行业模锻作为基础制订的标准除了主要适用于汽车、拖拉机行业外，对其他加工机械、矿山机械、施工机械等也有指导意义。

2.3  评级图的分组

按钢种、钢号和不同的热处理方式，将评级图分为四组：

    a. 中碳结构钢正火锻件评级图，主要用于35、40、45、50、55等中碳结构钢正火处理锻件的金相组织检验和级别评定。

    b. 低碳低合金结构钢(渗碳钢)正火锻件金相组织评级图。主要用于20CrMnTi、20MnTiB及其它组织相近的渗碳钢正火锻件的金相组织检验和级别的评定。

    c. 中碳结构钢调质锻件金相组织评级图。

    d. 中碳低合金结构钢调质锻件金相组织评级图。

2.4  锻件评级标准的分级原则

2.4.1  正火锻件评级标准的分级原则

锻件从锻造状态到完全正火状态其组织可分为：锻造状态、部分正火状态、不完全正火状态和完全正火状态几种类型，本着评定时容易判定，生产中应用方便的原则，每组标准划分为8个等级。并以20CrMnTi钢为低台金渗碳钢正火锻件作为评级图的依据。

2.4.2  调质锻件评级标准的分级原则

调 质锻件一般采用中碳和中碳低合金结构钢，在高温回火前的组织状态大致可分为：完全淬火状态、不完全淬火状态、半淬火状态和部分淬火状态，以及过冷组织和接 近正火状态等几种类型的组织。经过高温回火处理后的组织形态，取决于淬火后的组织形态，因而经调质处理的锻件组织，形态也可以分为相应的几种类型，遵照这 一原则，中碳和中碳低合金结构钢调质锻件金相组织评级图也是分为8个等级。

2.5  评级图的级别划分

四 组评级图分别划分为8个等级，l级组织最好，8级组织最差，两组正火评级图中1～4级为完全正火状态或基本正火状态组织，5～8级为不完全正火、半正火或 锻造状态组织，两组调质评级图中1～4级为淬火回火组织，5～8级为部分淬火，过冷状态或接近于正火组织，4级组织相当于淬火半马氏体回火组织；淬火状态 下半马氏体组织与钢中碳含量有直接关系。在显微镜下确定淬火状态钢锻件的半马氏体点时，可在同一试样截面上从边部到心部测定硬度分布情况，并绘出硬度分布 曲线，作对照参考。

图l  半马氏体硬度与含碳量的关系

在确定较大截面调质锻件的淬透深度时，4级组织一般可视为临界组织，较大截面锻件的过渡区或心部组织，一般为5～6级或7～8级，当热处理工艺不良或在生产中违反工艺操作规程时，小截面锻件也会出现5～8级组织。

2.6  不同级别的金相组织与性能的关系

用45钢加工成拉伸和冲击试样毛坯，经过不同工艺的淬火处理，获得整个截面较均匀的不同级别的金相组织，高温回火后，加工成标准试样进行试验，结果如图。

试验结果表明：不同级别的金相组织其硬度和拉伸强度、延伸率和断面收缩率差别不大，而屈服强度和冲击韧性随着组织级别的增大而明显降低。

图2  45钢金相组织级别与机械性能关系

注 图中O～7组试样经860℃淬火+600℃回火8组为锻造状态9组为正火状态各组直方图代表符号均同第4组所示。

碳化物的形态是对屈服强度σ和冲击韧性αk产生影响的主要因素。经调质处理后的粒状珠光体组织，其碳化物呈粒状分布，σ和αk均提高，未淬火组织即珠光体、索氏体等，经高温回火后其碳化物形态仍保持条片状组织σ和αk较低，但对硬度和抗拉强度以等影响不大。

在制订标准中，对汽车转向节臂进行了疲劳试验，结果表明：除硬度影响外，不同级别的金相组织，其疲劳性能也有明显的差别，其对应关系如下表：

3  评级图的应用

3.l 合格级别的确定

锻 件金相组织的合格级别，应由锻件生产厂根据锻件的技术条件决定或由锻件供需双方协商决定。在生产中贯彻和应用评级图时，必须根据本厂的实际情况，制订出相 应的锻件金相检验技术条件，其内容应包括锻件生产过程的简要工序，材料钢号、锻件的硬度要求、锻件简图、取样部位、边部和心部金相组织的合格级别，以及调 质件的淬硬层深度等。

合格级别的确定主要根据设计对锻件性能的要求，合理地选定试样截取部位和正确确定合格级别是非常重要的。在满足设计 要求的前提下，合格级别的确定还要适当考虑生产实际情况。第一汽车集团对近100种中型卡车锻件规定了具体检验标准，对这些锻件的金相组织合格等级，取样 部位等都作了规定，这些标准可供同行们参考。

3.2  金相组织的评定

各组评级图均分为8个等级，按1～8级评定，当被评定的组织介于两个级别之间时，可用半级来表示。

正火锻件的金相组织在金相显微镜下放大100倍观察，取其最差组织部位，分别按第一组评级图或第二组评级图评定组织级别边部组织是指锻件表面1～5mm范围内的组织．心部组织是指锻件截面中心附近的组织。

调 质锻件金相组织在金相显微镜下放大500倍观察，取其最差组织，分别按第三组或第四组评级图评定组织级别、边部金相组织对于碳素结构钢是指距锻件表面 1～3mm范围内的组织，合金钢边部组织为1～4mm，心部组织指锻件截面中心附近的组织。在评定金相组织级别时应主要掌握以下几点：

    a．在100倍显微镜下观察评定正火锻件金相组织时，主要看基体组织是否全部转变为正火状态的晶粒比较均匀的片状珠光体加铁素体组织，锻造状态的粗大晶粒和魏氏组织或粒状贝氏体消除程度如何，以及残留部分有多少，晶粒度的大小和均匀程度。

    b．在500倍显微镜下观察评定调质锻件金相组织级别时，主要看回火组织是由那些淬火组织转变形成的。小截面的锻件淬火后一般为针状马氏体、针状马氏体加 部分托氏体或贝氏体(合金钢)以及针状马氏体加部分托氏体(或贝氏体)加部分游离铁素体的回火转变组织。当淬火不良或锻件截面较大时，特别是在过渡区及心 部，可同时产生多相并存的金相组织，经高温回火后，这些组织的形态仍是有区别的，当在500倍显微镜下分辨不清时，可改用较高倍数观察分析定性，同时还要 看游离铁素体的含量多少、大小和分布形态。

4  对贯彻本标准的建议

4.1 确定进行系统金相检验的锻件清单并制订这些锻件的金相检验评级卡，规定出金相合格级别以及取样部位。

4.2制订金相检验制度应就检验周期、检验数量、检验程序以及有关部门的权力与责任等作出规定，对检验不合格的锻件处理也要作明确的规定。

4.3 及时总结经验，研究并向有关部门反馈金相检验中发现的问题。如原材料，热处理工艺是否合理。

第一汽车集团公司为了贯彻本标准，制订了一整套与国标相适应的企业标准以及锻件送检制度。这些企业标准和制度对保证国标的贯彻起到了很好的作用，使锻件内在质量得到了切实的保证，同时验证了锻件的热处理工艺。

《钢质模锻件金相组织评级图》国家标准被评为1993年度机械工业部科技进步三等奖。

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BW специализируется в научных исследованиях и разработках, и снабжаем самым высокотехнологичным карбидовым материалом для поставки режущих / фрезеровочных инструментов для почвы, воздушного пространства и электронной индустрии. В нашу основную продукцию входит твердый карбид / быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC картонорезальные машины, фрезы для гравирования, режущие пилы, фрезеры-расширители, фрезеры-расширители с резцом, дрели, резаки форм для шлицевого вала / звездочки роликовой цепи, и специальные нано инструменты. Пожалуйста, посетите сайт  www.tool-tool.com  для получения большей информации.

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郭东城(太原重型机械学院，太原030024)

张梁(太钢钢研所，太原030003)

摘 要：本文对低碳退火钢中的游离渗碳体的形成、形态及影响因素进了工艺试验和分析。

关键词：低碳退火钢；游离渗碳体

0  引言

对 于碳含量不大于0.15%的08Al、10等低碳退火钢，按其产品标准要求需检验游离渗碳体。国标《钢中显微组织检验法》中附有游离渗碳体标准评级图及其 说明。但是多年来，由于人们对低碳钢游离渗碳体概念有不同的理解，以及标准评级图所存在的问题等给正确的评定带来困难，致使金相检验人员难以统一认识。不 少人认为低碳钢的游离渗碳体就是三次渗碳体，即由铁素体析出者；有的人则认为，游离渗碳体并非只在低碳钢中存在，过共析钢中也有游离渗碳体，渗碳体呈自由 态者皆是。对极低碳钢(C≤0.02%)，其游离渗碳体就是三次渗碳体.而属亚共析的低碳退火钢(C的含量大于0.02%)的游离渗碳体主要是珠光体的转 变产物；但其中也含有三次渗碳体。因此我们认为如何正确理解低碳退火钢游离渗碳体这一概念，对正确执行标准，促进评级的统一性，提高产品质量有其重要意 义。本工作试图对低碳退火钢中的游离渗碳体的形成、形态及其影响因素，根据钢铁生产第一线情况作一些分析探讨。

1  试验内容

分 别观察化学成分为0.09%C、0.35%Mn、0.03%Al、0.03%Si、0.015%P、0.02%S；规格为5mm、3.2mm厚08Al冷 轧未退火板的组织，用以比较、推断作为冷轧坯料的热轧钢板(12mm厚)和热轧卷板((5mm厚)轧后冷却速度与珠光体数量。

将未退火的08A1冷却试样，在箱式电护中，分别在系列温度600，620，640，660，680，700，720℃加热并保温1小时、3小时，以50℃/小时冷却降温至300℃出护。而后，对所有试样进行了观察，以了解珠光体的球化过程及渗碳体形态变化。

观察对比了在煤气翠式炉内按两种大生产退火工艺(620℃/6小时和600℃/8小时〕处理的试样的渗碳体形态及其分布。

2  试验结果

1) 分别观察由12mm厚板坯冷轧为5mm厚和由5mm厚卷板坯冷轧为3.2mm厚的08Al未退火的显微组织。前者为铁素体-珠光体，如图1。后者除铁素体 -珠光体外，还有条状渗碳体，如图2。由此推知，卷板坯轧后冷速较慢或卷取温度较高，故有条状渗碳体沿铁素体晶界析出。而12mm板坯冷却较快，但它们的 珠光体数量大致相当。

            图1 铁素体-珠光体 500× 图2 铁索体-珠光体-条状渗碳体 1200×

2) 将OSAI试样在箱式电炉内，在600℃保温1小时退火后，金相观察结果，在珠光体组织内少教渗碳体片有分节断开向着点线状转变的趋势.将完全相同的 08A1试样在箱式电炉内，分别在620℃，640℃保温3小时退火后，金相观寮结果:点线状渗碳体的数量增多，并有部分渗碳体呈粒状同样的08A1试 样，装在同样的箱式电炉内将退火温度提高到660℃，680'C，分别保温3小时后，金相观察结果:片状渗碳体基本转变为点粒状，但仍保留珠光体岛的形貌 而同样的做法，将退火温度提高至720℃时渗碳体大部分呈垃状，其数量明显减小，珠光体岛的形貌基本消失如图3，图4。

图3  640，3小时，退火。500× 图4  720，3小时，退火。500×

3) 在煤气罩式炉中620℃保温6小时退火，珠光体基本球化且炉内上层试样中的渗碳体籁杖较中下层的试样粗大；而在600℃保温8小时退火仅上层试徉中的珠光 体球化，中下层试样中仍有珠光体片状组织.观寮结果表明，退火后08Al中的渗碳体分布与未退火的珠光体分布状态基本一致.珠光体呈带状分布，球化退火后 渗碳体呈条链状分布.

3  讨论

3.1 关于低碳退火钢中游离渗碳体的形成及形态

从 上面对各种系列温度进行热处理试样的金相观察，得出：珠光体的球化，不仅是片状共析渗碳体向粒伏珠光体的转变；并伴随着共析铁素体与先共析铁素体界限的消 失及其珠光体形貌的消失；与此同时.有时有极细小碳化物的析出、聚集、长大。从而粒状渗碳体便不受其共析体-珠光体的约束，而呈自由态游离于铁累体的基体 之中，见图5。再者，在缓冷的条件下，也会有三次渗碳体的析出，从对大量试样的观察分析看.标准评级图中所指的游离渗碳体，主要就是这种珠光体转变的产 物。

图5  游离渗碳体 500×

片 状珠光体中的片状渗碳体，在加热过程中之所以能自发的破裂、球化，解脱其共析铁素体的约束而呈自由态，是因为片状渗碳体的表面积大于同样体积的粒状渗碳 体。因此从能量的角度考虑，渗碳体的球化是一个自发的过程根据胶态平衡理论，第二相质点的溶解度与质点的曲率半径有关。曲率半径愈小、其溶解度愈高.片状 渗碳体的尖角处的溶解度高于平面处的溶解度。这就使得铁素体与渗碳体尖角处的碳浓度大于与平面接壤处的碳浓度，在铁素体内形成碳的浓度梯度。引起了碳的扩 散，扩散的结果破坏了界面上碳浓度的平衡.为了恢复平衡，渗碳体尖角处将进一步溶解，渗碳体平面将向外长大，如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的 粒状渗碳体。

在片状渗碳内的亚品界、位错高密度区等晶体缺陷都会引起渗碳体的断裂。例如亚晶界的存在将在渗碳件内产生一界面张力，从而使 片状渗碳体亚品界处出现沟槽，沟槽两侧将成为曲面与平面相比曲面具有较小的曲率半径，因此溶解度较高，曲面处的渗碳体将溶解.而使曲率半径增大.破坏了界 面张力的平衡.为恢梦平衡，沟槽进一步如深.如此循环进行，直至渗碳体片熔穿，断为两截，然后再通过尖角溶解，平面长大而逐渐球化并从而克服共析体—原来 的片状铁素体的约束.而自由地分布于铁素休的蓑体之中、成为游离渗碳体。

3.2 关于影响低碳钢游离渗碳体形态的主要因素

冷 轧坯料--热轧板的原始组织形态、冷轧变形量及退火工艺对游离渗碳体的形貌均有重要影响观察作为冷轧坯料的12mm厚热轧板冷轧成5mm厚时显微组织为铁 素体和珠光体.在610℃～630℃，6小时，正常退火后其游禽渗碳体呈细粒状，未观察到三次渗碳体析出；而以5mm厚热轧卷板冷轧成3.2mm时其显微 组织除铁素体一珠光体外还出现条状渗碳体。可以推想，这是热轧卷板的组织遗传，当热轧板卷在珠光体转变之前卷取，即卷取温度较高时.由于高温区缓冷碳的扩 散较为充分，渗碳体聚集而粗化。同时也因铁素体中碳的溶解度降低而析出三次渗碳体，退火后能清晰看到珠光体转变为粗粒状渗碳体明显特征。若热轧板卷曲的温 度低时，在未卷之前便产生了珠光体转变，就不会得到聚集的渗碳体正常退火后，珠光体便转变为细粒状渗碳体。

对ASE1080钢不同变形量试样进行退火，使之珠光体的球化率均达到95%时，所用的保温时间各不相同.从附表可清楚地看出，试变形量愈大，珠光休球化到相同程度所需的时间愈短。

按 现行大生产工艺在610～630℃保温6小时退火后，珠光体中的渗碳体基本都转变成点粒状渗碳体；加热温度达700～'720℃时由于碳化物的析出、聚 集、长大而呈粗粒状；当退火温度再高至800℃左右时，出现两种情况：1、冷却较快的珠光体呈细片状；2、冷却速度缓慢时除珠光体外还有条状渗碳体析出； 当退火温度560～600℃时片状珠光体球化不佳，仍有未转变的珠光体。

4  结论

1) 碳含量≤.0.15%低碳退火钢板中的游离渗碳体主要是珠光体转变产物，其中也会有三次渗碳体的存在；而极低碳钢中的游离渗碳体就是三次渗碳体。

2) 影响低碳退火钢游离渗碳体形态的主要是坯料的原始组织、退火工艺及变形量等因素。

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