高娜合金組織控制論文

1、GCr15軸承鋼組織控制引言軸承是機械設(shè)備中的重要零件之一，使用過程中承受極高的交變載荷、摩擦、腐蝕等，使用條件十分苛刻。因此對于軸承鋼而言，要求具有良好的強韌性配合及較高的接觸疲勞性能和耐磨性。GCr15 鋼作為軸承鋼的代表鋼種，由于其優(yōu)良的加工性能和使用性能，被廣泛應(yīng)用于制造各種軸承的滾珠、滾柱和套圈等，其使用態(tài)應(yīng)為隱晶回火馬氏體+細小滲碳體顆粒組織。為此該鋼在熱處理前要具有良好球化的珠光體組織。GCr15 的球化與其熱處理時的奧氏體化狀態(tài)緊密相連，奧氏體化溫度、滲碳體分布與形態(tài)都將影響實驗鋼的球化效果。一、 影響GCr15網(wǎng)狀碳化物的因素網(wǎng)狀碳化物級別升高1級，可使軸承壽命降低三分之一，

2、GCr15軸承經(jīng)淬、回火處理，約有7%的殘余碳化物存在，殘余碳化物的數(shù)量隨鋼的化學(xué)成分、碳化物顆粒的大小和形態(tài)不同而發(fā)生變化，馬氏體組織中含碳量為一定值時(一般為0.4%-0.5%)，碳化物平均粒度愈小則疲勞壽命愈高1，具體數(shù)據(jù)見表 1.1表1.1碳化物平均粒度與疲勞壽命的關(guān)系1.化學(xué)成分及成分偏析網(wǎng)狀碳化物是在過共析鋼中沿奧氏體晶粒邊界析出呈網(wǎng)絡(luò)狀分布的過剩二次碳化物，它與鋼的化學(xué)成分和偏析程度有關(guān)，高碳鉻軸承鋼中的碳化物不均勻性實質(zhì)上是鋼液在冷卻過程中宏觀和微觀偏析的結(jié)果。網(wǎng)狀碳化物是過剩的二次碳化物，因此鋼中含有碳化物形成元素的濃度愈高，過剩的二次碳化物數(shù)量就愈多，碳化物網(wǎng)狀組織也就愈嚴

3、重。鋼液結(jié)晶時，由于選分結(jié)晶，最先凝固的部分溶質(zhì)含量較低，溶質(zhì)集聚于母液，濃度逐漸增加，因而最后凝固的部分溶質(zhì)含量則很高。顯然在最終凝固結(jié)構(gòu)中溶質(zhì)濃度分布是不均勻的，這種成分不均勻的現(xiàn)象稱為偏析。如果分析晶粒的成分分布時，我們會發(fā)現(xiàn)鋼錠或鑄坯中心溶質(zhì)濃度較高;而在一個晶粒的晶界處溶質(zhì)的濃度較高。前者為宏觀偏析，后者為顯微偏析。1.1宏觀偏析鋼液在凝固過程中，由于選分結(jié)晶，使樹枝晶枝間的液體富集了溶質(zhì)元素，再加上凝固過程鋼液的流動將富集了溶質(zhì)元素的液體帶到未凝固區(qū)域，使得鑄坯橫截面上最終凝固部分的溶質(zhì)濃度遠高于原始濃度。引起鋼液流動的因素很多，像注流的注入、溫度差、密度差、鑄坯鼓肚變形、凝固收縮

4、、以及氣體、夾雜物的上浮等均能引起未凝固鋼液的流動，從而導(dǎo)致整體鑄坯內(nèi)部溶質(zhì)元素分布的不均勻性，即宏觀偏析。1.2顯微偏析圖1.1是一理想二元合金相圖，A、B兩元素在液相和固相都是無限溶解，取圖中助成分進行討論。圖1.1 鋼中偏析發(fā)展過程示意圖當(dāng)溫度t時，合金處于液態(tài)，成分是均勻的。當(dāng)溫度t時，結(jié)晶開始，有以下兩種情況:(1)在完全平衡條件下結(jié)晶(二元素在固、液相中相互充分擴散)當(dāng)溫度沿t、t1、t2變化時，液相成分則沿a、al、a2變化，固相成分則沿b、b1、b2變化。當(dāng)溫度降至tp時，液相消失，固相成分則變至bp。凝固后合金不存在偏析。(2)在不平衡條件下結(jié)晶(二元素在固相中不能充分擴散)

5、當(dāng)溫度沿t、t1、t2變化時，液相成分沿a、al、a2變化，固相則按凝固先后順序存在著b、b1、b2不同的化學(xué)成分。合金溫度降到tp時還不會完全凝固，要一直冷到tk溫度，合金才凝固完畢。圖中c、cl、c2、ck為從開始凝固起到某一結(jié)晶區(qū)間的結(jié)晶固相的平均成分。k即為凝固結(jié)束時固相的平均成分。固相中存在著b、b1、b2bp不同成分的差異，即合金的偏析。影響顯微偏析的因素:(l)冷卻速度。 (2)溶質(zhì)元素的偏析傾向。 (3)溶質(zhì)元素在固體金屬中的擴散速度。2. 原始組織加熱時由于奧氏體晶核大都萌生于珠光體中的鐵素體一碳化物相界面處，因此，界面較多的片狀珠光體原始組織在形成奧氏體的速度上高于粒狀珠光

6、體。如果鋼的成分相同，原始組織中碳化物分散度愈大，不僅相界面愈多，而且奧氏體中碳化物形核率和長大速度提高。所以原始組織愈細，奧氏體形成速度愈快，其轉(zhuǎn)變溫度愈低。當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時，碳化物的形狀通過溶解能力的不同而顯示的尤為突出。通常，粒狀珠光體原始組織與片狀珠光體相比，加熱過程中的碳化物溶解和奧氏體均勻化均較為緩慢。在相同加熱條件下，由于碳化物溶解所需時間與其表面積的平方成正比以及碳化物在奧氏體中的溶解度與其曲率半徑成反比，所以，片狀碳化物較粒狀碳化物溶解速度快，且碳化物分散度愈大，其溶解能力也隨之增大。與此相應(yīng)，奧氏體中碳及合金元素的平均間距的減小，奧氏體的成分均勻化速度也必然加快。表1.2列

7、出了幾種不同碳化物粒度原始組織的GCr15鋼，在相同加熱條件下奧氏體的碳、鉻等元素的平均濃度對比情況。表1.2 奧氏體的碳、鉻等元素的平均濃度對比情況由于二次碳化物的溶解通常是在奧氏體晶粒邊界附近首先開始的，即奧氏體的晶界在促進碳化物的溶解和成分均勻化等方面的作用是不容忽視的。因此，碳化物細化以及晶粒細化將使奧氏體中的碳與合金元素濃度梯度減小，從而有助于均勻化2。3. 加熱速度在連續(xù)加熱過程中，隨著加熱速度的提高，奧氏體開始轉(zhuǎn)變溫度和終了轉(zhuǎn)變溫度的范圍變寬，AC1臨界點相應(yīng)升高，。其中同時給出了GCr15鋼退火態(tài)和淬火態(tài)兩組原始組織的對比數(shù)據(jù)?？梢?，在相同加熱速度下，淬火態(tài)作為一種典型的非平衡

8、組織加熱時極易發(fā)生轉(zhuǎn)變，故其AC1點較低。在加熱速度較快的情況下，由于碳化物溶解的滯后性以及鉻元素對穩(wěn)定碳化物的作用和對擴散的影響，使殘留碳化物的溶解與奧氏體成分均勻化過程被推遲到更高的溫度下進行。不同加熱速度時原始組織中碳化物粒度大小與奧氏體的碳濃度不均勻性的關(guān)系，如表1.3所示。表1.3 GCr15鋼奧氏體中碳的不均勻性因碳化物溶解所引起的奧氏體中碳的不均勻性，隨加熱速度和碳化物顆粒大小的增加而增大。其中，在快速加熱與粗大原始組織的情況下尤為顯著。4. 高溫擴散GCr15在平衡狀態(tài)下冷卻到室溫的組織是珠光體和二次碳化物。但是，由于樹枝狀偏析的結(jié)果，鋼錠中樹枝晶之間會出現(xiàn)大量的大塊狀共晶碳化

9、物，具有嚴重樹枝狀偏析的鋼錠如果在加熱過程中僅僅使共晶碳化物溶解，而碳、鉻等碳化物形成元素沒有充分的擴散均勻，在高濃度帶中，更容易沿奧氏體晶界析出碳化物網(wǎng)狀。偏析元素在高溫下擴散過程隨著溫度升高而急劇地加速。所以，從提高擴散速度的角度考慮，高碳鉻軸承鋼錠的加熱溫度應(yīng)該盡量高。5 鋼材終軋溫度鋼材的終軋溫度對于GCr15碳化物網(wǎng)狀組織有十分明顯的影響。隨著終軋溫度的降低，軋后鋼材的晶粒更加細化，使得沿晶界析出的一定數(shù)量的碳化物分布在較大的晶界面上，所以比較細薄，與基體有較多的接觸面。這些碳化物網(wǎng)絡(luò)在隨后的球化退火過程中容易溶斷，從而得到較低的網(wǎng)狀級別。6. 軋后冷卻速度在析出過共析碳化物的溫度范

10、圍內(nèi)加速冷卻，阻止了過共析碳化物沿晶界析出，在軋后的組織中得到比較少而薄的碳化物網(wǎng)絡(luò)，退火后易被溶斷，從而得到較低的碳化物網(wǎng)狀級別。7. 球化退火工藝GCr15是過共析鋼，在軋后冷卻過程中，沿著奧氏體晶界析出過剩的二次碳化物。在球化退火過程中，沿奧氏體晶界分布的碳化物網(wǎng)絡(luò)在一些地方會“溶斷”，另一些地方會以“吞并”鄰近小質(zhì)點的方式聚集、長大、經(jīng)最終熱處理(淬火-回火)之后，呈現(xiàn)出細而薄的碳化物網(wǎng)狀組織。二、GCr15加熱及冷卻過程中的組織轉(zhuǎn)變1加熱過程中的組織轉(zhuǎn)變GCr15鋼室溫下的平衡組織為珠光體與碳化物(Fe，Cr)3 C。其A1相變點為一個溫度范圍，即當(dāng)加熱至AC1以上溫度時，所發(fā)生的珠

11、光體奧氏體轉(zhuǎn)變將在A1-A1溫度區(qū)間內(nèi)進行，直至珠光體全部消失。此后，隨著加熱溫度繼續(xù)升高，原始組織中的二次碳化物開始不斷溶于奧氏體中。顯然，上述珠光體中的碳化物和二次碳化物先后溶解的過程，不僅使奧氏體的C、Cr含量相應(yīng)增高，而且由于這些溶質(zhì)元素在其中的不均勻分布，還存在一個奧氏體晶粒成分的均勻化問題。加熱時魏氏體組織的形成過程通常以原始組織中片狀珠光體的轉(zhuǎn)變來描述，圖2.1為該轉(zhuǎn)變?nèi)^程的示意圖3。加熱時所發(fā)生的珠光體到奧氏體轉(zhuǎn)變主要由奧氏體的形核與成長、殘留碳化物的溶解以及奧氏體的均勻化三個過程組成。圖2.1 珠光體向奧氏體等溫轉(zhuǎn)變過程示意圖2.奧氏體的形核與長大奧氏體的形核優(yōu)先發(fā)生于鐵素

12、體和碳化物的兩相界面處，其主要原因在于:珠光體中的鐵素體與碳化物的兩相界面處，其碳原子濃度相對較大，有利于發(fā)生。當(dāng)奧氏體晶核在鐵素體與碳化物相界面產(chǎn)生之后，該晶核即開始通過所形成的兩個新的相界面(奧氏體一鐵素體界面，奧氏體一碳化物界面)分別向鐵素體和碳化物中推移而生長。3.過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變不同冷卻條件下的奧氏體轉(zhuǎn)變過程及其形成的組織對鋼的組織和性能起到?jīng)Q定性作用。根據(jù)冷卻方式不同，過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變可分為:連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變和急冷至A1以下不同溫度保溫時的等溫轉(zhuǎn)變4。圖2.2為GCr15經(jīng)1050奧氏體化后所測得的過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變圖，等溫轉(zhuǎn)變圖是由珠光體轉(zhuǎn)變C曲線和貝氏體轉(zhuǎn)變C曲線兩部分組成，過冷

13、奧氏體的等溫轉(zhuǎn)變可分為珠光體型高溫轉(zhuǎn)變和貝氏體型中溫轉(zhuǎn)變，而過冷MS點以下時，則屬于馬氏體型轉(zhuǎn)變。在1050高溫奧氏體化情況下，由于二次碳化物全部溶入奧氏體之后，碳與合金元素的含量已接近鋼的成分，此時珠光體區(qū)的最不穩(wěn)定溫度可提高至650。圖2.3為GCr15經(jīng)1050奧氏體化后所測得的過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖。 圖2.2 GCr15鋼的TTT圖 圖2.3 GCr15鋼的CCT圖(奧氏體化溫度1O50oC)當(dāng)GCr15鋼奧氏體化溫度為1050、二次碳化物全部固溶時，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖出現(xiàn)了二次碳化物開始析出曲線，即過冷奧氏體在發(fā)生珠光體或貝氏體轉(zhuǎn)變之前，將首先沿奧氏體晶界析出網(wǎng)狀碳化物。二次碳化物的

14、析出主要取決于冷卻速度，其析出的數(shù)量不僅與碳在奧氏體中的過飽和度有關(guān)，而且碳化物形成元素的擴散條件也具有一定影響。由于這些元素沿奧氏體晶界的擴散速度遠大于晶內(nèi)擴散，二次碳化物多沿晶界析出，從而形成斷續(xù)或連續(xù)的網(wǎng)絡(luò)狀，二次碳化物網(wǎng)的平均厚度決定于碳化物析出的數(shù)量與奧氏體晶粒表面積大小之比。通過GCr15鋼等溫轉(zhuǎn)變曲線估算，網(wǎng)狀碳化物析出的臨界冷卻速度約為12/s，所以，過冷奧氏體在冷卻過程中為避免網(wǎng)狀碳化物的析出，應(yīng)控制冷速不低于50-70/min。三、控軋控冷對網(wǎng)狀碳化物的影響高碳鉻軸承鋼在熱軋和隨后的冷卻過程中，由于碳在奧氏體中溶解度降低，過飽和的碳化物沿奧氏體晶界呈網(wǎng)狀析出，隨后的淬火不能

15、完全消除。通過控制軋制和控制冷卻工藝對消除GCr15的碳化物網(wǎng)狀組織有十分明顯的效果，并可獲得有利于快速球化退火的預(yù)組織，縮短球化退火時間。在此將介紹控軋控冷工藝參數(shù)對GCr15鋼碳化物網(wǎng)狀組織的影響。1終軋溫度對鋼材組織及網(wǎng)狀碳化物的影響5終軋溫度大于950，鋼材在冷床上進行空冷，切斷后進行堆冷，得到比較細的片狀的珠光體組織和嚴重的網(wǎng)狀碳化物。這是由于鋼坯在奧氏體完全再結(jié)晶區(qū)軋制后，使晶粒細化，奧氏體晶粒細化有利于碳化物析出地點增多、分散，但由于終軋溫度較高，鋼材返紅溫度達到了780，而從780再進行空冷一直到切斷這段時間內(nèi)，仍然是碳化物劇烈析出溫度，因而沿奧氏體晶粒間界析出二次滲碳體，在鋼

16、材的斷面上網(wǎng)狀碳化物級別仍比較高。終軋溫度850-900之間，得到非常細化的珠光體或變態(tài)珠光體組織和級別較低的網(wǎng)狀碳化物組織。這是由于鋼坯采用高溫再結(jié)晶型和未再結(jié)晶型控軋，當(dāng)鋼坯溫度達到未再結(jié)晶溫度時進行最后軋制，終軋溫度仍處于未再結(jié)晶區(qū)溫度，以致不在晶粒邊界析出二次碳化物，精軋增加了變形奧氏體晶粒內(nèi)的變形帶，這樣，碳化物不僅在奧氏體晶界上，同時也在奧氏體晶粒內(nèi)的變形帶部位析出，碳化物析出變得彌散，形成細化珠光體或退化珠光體，組織得到進一步改善。終軋溫度800以下，得到非常細化的變態(tài)珠光體組織和級別很低的網(wǎng)狀碳化物組織，碳化物呈點狀或條狀，多數(shù)形成半球狀或球狀的碳化物。當(dāng)鋼坯軋制到終軋前1-3

17、道，通過強制冷卻的辦法將軋件冷到奧氏體與碳化物兩相區(qū)溫度范圍再軋制，其目的是經(jīng)過兩相區(qū)變形使先析碳化物與未再結(jié)晶的奧氏體同時受到塑性變形，未再結(jié)晶的奧氏體經(jīng)變形，晶粒進一步被拉長，并且在晶粒內(nèi)增加變形帶和位錯密度，為細化珠光體球團尺寸、分散碳化物析出創(chuàng)造了條件。在奧氏體變形的同時，先析出的碳化物同樣受到塑性變形，在碳化物中形成大量位錯，為碳化物溶解、溶斷、擴散和沉積創(chuàng)造了有利條件，使先析出的碳化物網(wǎng)形成細小、分散小條狀的碳化物顆粒6。2.控制冷卻對網(wǎng)狀碳化物的影響2.1軋后不同冷卻速度得到的組織鋼材軋后空冷的組織為粗片狀珠光體和較厚的網(wǎng)狀碳化物見圖3.1。圖3.1 軋后空冷鋼材的金相組織(a)

18、AC microstructure，(b)network-carbide鋼坯軋后經(jīng)過水壓為6MPa水冷箱進行二次水冷。最終返紅溫度為630，控制冷卻鋼材的金相組織見圖3.2。控制冷卻鋼材邊部和R/2處組織為索氏體和球狀碳化物;心部組織為珠光體、索氏體、少量球狀碳化物。軋后控制冷卻的鋼材組織中，有球狀碳化物形成，這是由于軋后控制冷卻，加快了冷卻速度。圖3.2 控制冷卻鋼材金相組織圖(a)edge part;(b)R/2 part;(c) centre part2.2軋后開始冷卻溫度和冷卻速度對網(wǎng)狀碳化物的影響棒材軋后按照不同的冷卻速度進行冷卻，終冷溫度與水冷后得到的組織的對應(yīng)關(guān)系7見表3.1。表

19、3.1終冷溫度與水冷組織的對應(yīng)關(guān)系在900以上，開始冷卻溫度對網(wǎng)狀碳化物析出影響不太明顯。在700-750溫度范圍，網(wǎng)狀碳化物析出最為激烈8。如果從較高的軋后溫度快冷，就可以抑制在這一溫度區(qū)間的網(wǎng)狀碳化物析出。由于變形促使網(wǎng)狀碳化物析出溫度Arcm提高，經(jīng)快冷后使Arcm溫度降低，使網(wǎng)狀碳化物析出數(shù)量減少。同時由于奧氏體晶粒細化，使網(wǎng)狀碳化物析出分散、變薄。如果一次快速冷卻后返紅溫度正處在碳化物激烈析出的溫度區(qū)間，又沒有立即進行二次冷卻，使鋼材在這一溫度區(qū)間慢冷，則會得到粗大的較厚的網(wǎng)狀碳化物組織9。對軋后鋼材進行二次水冷，開始水冷溫度為850-870，經(jīng)過穿水冷卻后出水冷箱時鋼材表面溫度為4

20、00-60，最終返紅溫度為630-670，得到的網(wǎng)狀碳化物組織分散而且細小，基本未形成碳化物網(wǎng)。圖3.3 不同冷卻速度得到的網(wǎng)狀碳化物組織(a)6/s，(b) 4/s，(c) 1/s圖 3.3是在碳化物析出溫度范圍內(nèi)采用不同冷卻速度得到的網(wǎng)狀碳化物組織。平均冷卻速度與網(wǎng)狀碳化物級別的關(guān)系如圖3.4所示?？梢婋S著平均冷卻速度的增加，網(wǎng)狀碳化物級別不斷下降，按照 GB/T18254一2002標(biāo)準要求，網(wǎng)狀碳化物合格級別為2.5級(60mm)。為了得到組織合格的鋼材，軋后平均冷卻速度必須大于3/S，一般應(yīng)在5/S以上。圖3.4平均冷卻速度與網(wǎng)狀碳化物級別的關(guān)系2.3 軋后控制冷卻網(wǎng)狀碳化物的分布情況

21、GCr15棒材進行二次水冷后，從水冷后的棒材試樣中取6個試樣測量其沿橫斷面不同部位的網(wǎng)狀碳化物級別如圖3.5。圖3.5 不同部位的網(wǎng)狀碳化物級別從圖3.5可以看出，控制冷卻鋼材的心部和邊部網(wǎng)狀級別相差1級左右。4#控冷鋼材試樣整個截面網(wǎng)狀碳化物級別均為1.5級，是因為試樣終軋溫度為890，一次返紅溫度為670，最后返紅溫度為640。鋼材在900一700之間冷卻速度較快，抑制了碳化物析出，使控制冷卻鋼材在整個截面上網(wǎng)狀碳化物分布均勻并且級別較低;5#為連鑄材試樣，控制冷卻工藝與4#試樣相同，但心部網(wǎng)狀碳化物級別達到了4.0級，說明連鑄坯中心部位存在著嚴重的碳偏析，經(jīng)過控制冷卻也無法消除網(wǎng)狀碳化物

22、;6#試樣終軋溫度為950，經(jīng)一次水冷后返紅溫度為760，二次水冷后返紅溫度為680，由于在一次水冷到二次水冷溫度范圍內(nèi)停留一段時間，正處在碳化物析出溫度，過剩碳化物沿晶界析出量增加，晶界上的碳化物網(wǎng)變厚，使試樣整個截面的網(wǎng)狀碳化物都比較嚴重?？刂评鋮s的模鑄鋼材網(wǎng)狀級別不大于3.5級，空冷材的網(wǎng)狀碳化物級別均在3.5級以上，與空冷鋼材相比，控制冷卻鋼材的網(wǎng)狀碳化物有明顯改善。經(jīng)過24架連軋機軋制后進行控制冷卻，冷卻水壓力在 5MPa左右，終軋溫度在870，最后返紅溫度控制在630一640之間，就可以抑制網(wǎng)狀碳化物析出。四、球化退火工藝對GCr15鋼組織性能的影響101.球化退火工藝對球化組織的

23、影響圖4.1為經(jīng)過控軋控冷的GCrls試樣在不同溫度退火保溫Zh后的顯微組織。圖4.1退火保溫2h后的顯微組織(a)780，(b) 800，(c) 820從圖4.1可以看出，試樣在780退火，保溫Zh后的球化組織，對照GB/T18254-2002標(biāo)準，評為 <l.0級，這是由于加熱溫度過低，部分原始片狀珠光體未能完全溶于奧氏體，在冷卻過程中使部分碳化物沿原珠光體片的方向析出，在較低溫度下，已析出的碳化物來不及聚集長大，因而獲得具有軋材特點的細片狀珠光體和細粒狀混合物;試樣在800退火，得到的球化組織級別為1.5一2.0級。800是珠光體組織退火溫度的下限，原始片狀珠光體雖已溶解但奧氏體中

24、的化學(xué)成分極不均勻，冷卻過程中點狀碳化物在高溫停留時間短，來不及長大，表現(xiàn)為細小的粒狀和少量密集點狀堆積;試樣在820退火，得到的球化組織級別為2.5級。820為正常球化退火溫度，在該溫度下，原片狀珠光體溶斷成許多碳化物質(zhì)點，這些質(zhì)點或在奧氏體富碳區(qū)形成的碳化物晶核在隨后的緩慢冷卻過程中形成均勻分布的細粒狀和少量點狀，是比較理想的球化組織。圖4.2為經(jīng)控軋控冷GCr15試樣在不同加熱溫度退火保溫4h后的顯微組織。從圖4.2可看出，在780球化退火試樣球化組織級別仍然 <l.0級，說明在較低溫度下，碳化物只能部分溶解于奧氏體中，隨著時間的延長對球化組織影響不大;試樣在800退火，得到的球化

25、組織級別為2.0-2.5級，隨著保溫時間增加，碳化物有充分時間溶解，顆粒狀碳化物明顯增多，大部分呈球狀，分布比較均勻;試樣在820退火，得到的球化組織級別為3-4級，如果試樣在820繼續(xù)保溫，由于溫度較高，保溫時間較長，未溶的碳化物質(zhì)點作為冷卻過程中的再結(jié)晶核心容易發(fā)生長大，可能形成粗片狀珠光體和少量粗粒狀碳化物。圖4.2退火保溫4h后的顯微組織(a)780，(b) 800，(c) 820對不同退火工藝的組織可以清晰的觀察到碳化物的形貌特征，隨著溫度升高和保溫時間的延長，碳化物的形貌有了較大的改變，球狀碳化物越來越多，鏈狀碳化物越來越少，且多數(shù)呈短條狀，800退火時，碳化物多數(shù)己成球狀，只有一

26、小部分成鏈狀分布;820退火時碳化物基本上己看不到鏈狀，己經(jīng)完全轉(zhuǎn)變成為均勻分布的球狀碳化物。2.球化退火工藝對網(wǎng)狀碳化物的影響圖4.3為經(jīng)過780不同保溫時間球化退火的試樣進行淬火后的顯微組織。圖4.3試樣780球化退火+淬火后的顯微組織(a)2h，(b)4h，(e)6h由圖4.3可見，試樣經(jīng)過淬火顯微組織較均勻，能觀察到少量的網(wǎng)狀碳化物，同時帶狀碳化物也得到了很大程度的改善，隨著保溫時間的延長，網(wǎng)狀碳化物有變薄趨勢，碳化物顆粒在馬氏體基體上彌散分布，并仍存在部分塊狀碳化物。圖4.4 試樣800球化退火+淬火后的顯微組織(a)2h，(b)4h，(c)6h圖4.4為經(jīng)過800不同保溫時間球化退火的試樣進行淬火后的顯微組織。從圖中的組織可以看出，帶狀碳化物，網(wǎng)狀碳化物都得到了消除，在晶界處碳化物己成細小的顆粒狀，但大小不均勻，彌散分布在晶界處，馬氏體基體中也有粒狀碳化物顆粒。圖4.5為經(jīng)過820不同保溫時間球化退火的試樣進行淬火后的顯微組織。由以上分析可以看出，隨著退火溫度提高或保溫時間延長，使得被破碎的偏析碳化物大部分融入了基體中，在隨后的淬火奧氏體化過程中，進一步加快了偏析碳化物顆粒的溶解過程，淬火后晶界處的碳化物顆粒呈彌散分布，使得淬火組織中的偏析碳化物基本上得到了消除;但隨著退火溫度的繼續(xù)提高和保溫時間的增加，在馬氏體基體