加熱速率對(duì)鑄態(tài)60Si2Mn 鋼奧氏體化的影響

王瑞章，周登虎，江 雁，楊 凱，席 波，廖振成，黃貞益

（1.南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 211500；2.安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243000）

0 引言

彈簧鋼是裝備制造業(yè)的關(guān)鍵基礎(chǔ)零件，廣泛應(yīng)用于汽車、鐵路、電子電器等國(guó)民經(jīng)濟(jì)的各個(gè)領(lǐng)域[1-2]。60Si2Mn 屬于Si-Mn 系合金彈簧鋼，具有較好的綜合力學(xué)性能，是我國(guó)用量最大、用途最廣的彈簧鋼。隨著工業(yè)的不斷發(fā)展，對(duì)彈簧鋼的抗拉強(qiáng)度、疲勞壽命及輕量化提出了新的要求。目前，關(guān)于提高彈簧鋼的性能的方法主要分為熱處理技術(shù)和合金化方法。如等溫淬火、亞溫淬火和分級(jí)淬火等熱處理技術(shù)[3-6]；為獲得更好的淬透性，同時(shí)又結(jié)合耐疲勞，耐高溫的需求，還需在其中加入V、Cr 和Mo 等微合金元素[7-8]。正確確定不同的熱處理工藝就需要準(zhǔn)確了解60Si2Mn 鋼的奧氏體化過程。但是目前對(duì)于60Si2Mn 的研究主要集中在控軋控冷、夾雜物特性和裂紋研究方面[9-11]，沒有60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中的奧氏體化分析研究。研究60Si2Mn 鋼在不同加熱速度下的奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特征為獲得較為細(xì)小均勻的奧氏體晶粒，細(xì)化珠光體球團(tuán)，縮小珠光體片層間距，提高鋼的強(qiáng)韌性的后續(xù)熱處理工藝制定提供一系列的依據(jù)。

筆者在差分膨脹試驗(yàn)的基礎(chǔ)上，通過對(duì)熱膨脹曲線的求導(dǎo)得到在連續(xù)加熱過程中的熱膨脹偏導(dǎo)曲線圖，進(jìn)一步得出60Si2Mn 連鑄坯在連續(xù)加熱過程中的奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線。并采用高溫金相顯微鏡和熱膨脹儀相結(jié)合的方式觀察了60Si2Mn 連鑄坯在連續(xù)加熱時(shí)的特征。

1 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料選自某鋼廠生產(chǎn)的60Si2Mn 連鑄坯。該連鑄坯的主要化學(xué)成分如表1 所示。

表1 60Si2Mn 主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical compositions of GCr15 bearing steel %

熱膨脹試驗(yàn)方案：采用DIL 805 型熱膨脹相變儀對(duì)60Si2MnA 在連續(xù)加熱過程中的奧氏體轉(zhuǎn)變特征進(jìn)行試驗(yàn)研究，試樣尺寸為?4 mm×10 mm。將加工好的試樣以不同的加熱速度（0.2、1、3、10、50 ℃/s）從室溫連續(xù)加熱到1 200 ℃，使被測(cè)試樣實(shí)現(xiàn)從室溫組織連續(xù)轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。當(dāng)溫度達(dá)到設(shè)定的1 200 ℃后，立即將被測(cè)試樣以40 ℃/s 的速度快速冷卻到室溫。

原位觀察試驗(yàn)方案：GCr15 鋼在連續(xù)加熱過程中的組織演變特征的原位觀察是在VL2000DXSVF17SP 型超高溫激光共聚焦顯微鏡上進(jìn)行的，試樣尺寸為?7 mm×4 mm，下表面必須平行并需保證觀察面光潔、無劃痕和污漬。試樣與裝載試樣坩堝在試驗(yàn)前需用丙酮或酒精經(jīng)超聲波清洗并曬干處理。以約65 ℃/s 的速度將試樣從室溫連續(xù)加熱到1 200℃后保溫30 min，再以50 ℃/min 的冷速快速冷卻到室溫以保持高溫成分分布特征、晶粒大小特征和未溶的液析碳化物特征。在高溫金相觀察過程中，采樣頻率為5 幀/s。連續(xù)加熱過程中的組織演變特征存儲(chǔ)格式為視頻和圖像兩種格式。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 60Si2Mn 鋼的室溫組織結(jié)構(gòu)特征

圖1 所示為60Si2Mn 鋼連鑄坯的光學(xué)顯微組織特征。組織存在白色塊狀相、呈網(wǎng)狀分布的黑色相和圓圈所示的粒狀相。該鋼中含碳、硅、錳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別約為0.6%、2.0%、1.0%，在非平衡連鑄組織中將存在呈塊狀分布的鐵素體（F）、呈網(wǎng)狀分布的珠光體（P）、以及呈粒狀分布的合金滲碳體((Mn,Fe)3C)。由此可知，圖1 所示的呈網(wǎng)狀狀分布的組織為P，呈白色塊狀分布的組織為F，呈粒狀分布的組織為((Mn,Fe)3C)[12]。由于該鋼的鑄態(tài)組織為珠光體及極少的網(wǎng)狀滲碳體，并且碳含量接近共析成分，說明該鋼具有過共析組織特征，但過共析組織中呈網(wǎng)狀分布的二次滲碳體量很少。

2.2 連續(xù)加熱過程中的熱膨脹曲線特征

該鋼在連續(xù)加熱過程中將發(fā)生先共析鐵素體（F）與珠光體（P）轉(zhuǎn)變?yōu)锳 和粒狀碳化物溶入到A 的固態(tài)相變過程，存在F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 的開始溫度（Ac1）和結(jié)束溫度（Accm）以及碳化物的溶解溫度范圍。在連續(xù)加熱過程中所發(fā)生的上述轉(zhuǎn)變特征可由熱膨脹曲線加以進(jìn)一步說明。

圖2 (a)為采用熱膨脹相變儀測(cè)定的表1 所示60Si2Mn 彈簧鋼的典型的熱膨脹曲線特征，加熱速率為3 ℃/s。圖2 (b)為圖2 (a)的微分曲線，通過該微分曲線可對(duì)該鋼在連續(xù)加熱過程中可能發(fā)生的相轉(zhuǎn)變及其所對(duì)應(yīng)的溫度及相變速率做出準(zhǔn)確界定。

由圖1(a)可知，該鋼具有過共析組織特征且鑄態(tài)組織中呈網(wǎng)狀分布的二次滲碳體含量很少。在連續(xù)加熱過程中，其轉(zhuǎn)變類似于共析鋼的P 轉(zhuǎn)變。由圖2 (a)、(b)可以看出，該鋼在連續(xù)加熱過程中的轉(zhuǎn)變大致可以分為三個(gè)階段。分別是：第一階段由F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳，溫度范圍約為780～840 ℃；第二階段為碳化物向A 中的溶解，溫度范圍約為840～890 ℃；第三階段為A 的成分均勻化，溫度約大于890 ℃。

圖1 60Si2Mn 鋼連鑄坯的顯微組織特征Fig.1 Microstructural characteristics of continuous casting billet of 60Si2Mn steel

由圖2 (a)可見，在圖示的3℃/s 加熱速率下，在約780～840 ℃范圍內(nèi)，該鋼的熱膨脹曲線出現(xiàn)了明顯的拐點(diǎn)B 和C，說明有相變發(fā)生。參照該鋼的成分特征可知，在BC 段發(fā)生了F+P 向A 的轉(zhuǎn)變，此為該鋼連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變的第I 階段，拐點(diǎn)B 和C 分別對(duì)應(yīng)于P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 的開始溫度和結(jié)束溫度。

圖2 60Si2Mn 鋼在3 ℃/s 加熱速率下的典型熱膨脹及膨脹率曲線Fig.2 Typical thermal expansion curve (a) and expansion rate curve (b) of 60Si2Mn steel (heating rate at 3 °C/s)

在60Si2Mn 鋼連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變的第I 階段，隨溫度的升高，BC 段熱膨脹曲線顯著下降。由文獻(xiàn)[3]可知，對(duì)于P 組織、鐵素體（F）組織、馬氏體（M）組織、貝氏體組織（B）和A 組織等鋼的基本組織而言，A 組織的比容最小。也就是說，上述任何組織向A的轉(zhuǎn)變均會(huì)發(fā)生體積收縮，在膨脹量上表現(xiàn)為膨脹量的顯著降低。由圖2 (b)所示的微分曲線可以看出，在該階段所對(duì)應(yīng)的溫度范圍內(nèi)（Ts～Tf之間，Ts和Tf分別對(duì)應(yīng)于圖2 (a)所示的B 點(diǎn)和C 點(diǎn)所對(duì)應(yīng)的溫度），該鋼的膨脹率出現(xiàn)了明顯的降低。由圖2(b)所示的膨脹率與溫度時(shí)間的關(guān)系曲線可知，在F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 過程中，在轉(zhuǎn)變開始階段的轉(zhuǎn)變速度隨溫度的提高而下降，在到達(dá)轉(zhuǎn)變峰值溫度的約800 ℃后，轉(zhuǎn)變速度又開始上升。F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 為擴(kuò)散型固態(tài)相變，為降低相變阻力，A 的形成為非均勻形核。在轉(zhuǎn)變開始階段，非均勻形核位置多，所以轉(zhuǎn)變速率快。隨著溫度的提高，已形核的A 將發(fā)生長(zhǎng)大且成分比轉(zhuǎn)變開始時(shí)均勻，因而A 的形核率將降低。在膨脹率曲線上表現(xiàn)為隨溫度提高，膨脹率下降。

60Si2Mn 鋼中的F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 之后，該鋼中的碳化物將隨著溫度的提高而逐漸溶入到A 中，屬于固態(tài)相變，具有固態(tài)相變特征，在圖2 (a)所示的膨脹量隨溫度變化曲線上應(yīng)該出現(xiàn)拐點(diǎn)。圖2(a)所示膨脹量隨溫度在F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 完成后未發(fā)生明顯變化可驗(yàn)證這一點(diǎn)。但從圖2(b)所示的膨脹率隨溫度的變化曲線上則可清楚展現(xiàn)碳化物溶解所引起的膨脹率變化，在約840～ 844 ℃溫度范圍內(nèi)，膨脹率曲線在P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 完成之后先出現(xiàn)了顯著下降，預(yù)示著有固態(tài)相變發(fā)生，該鋼進(jìn)入連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變的第II 階段。由圖2(b)可知，此時(shí)碳化物開始向A 中快速溶解。之后，在約844～890 ℃溫度范圍內(nèi)，隨溫度提高，碳化物溶解的速率逐漸提高，在膨脹率與溫度的關(guān)系曲線上表現(xiàn)為膨脹率隨溫度的升高而提高。碳化物向A 中的溶解是一個(gè)擴(kuò)散控制的過程，隨著溫度的提高，擴(kuò)散速度增大，有助于碳化物溶解。第二階段所發(fā)生的碳化物向A 中的溶解對(duì)位于圖2(b)中的Tf～Th溫度之間以及相應(yīng)的圖2 (a)中的C 點(diǎn)和D 點(diǎn)所對(duì)應(yīng)溫度之間。其中Tf表示F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 的結(jié)束溫度以及碳化物開始快速溶入A 中的起始溫度，Th表示碳化物溶入A的終止溫度和奧氏體成分均勻化的開始溫度。

當(dāng)溫度升高約890 ℃的時(shí)候，剩余的少量碳化物全部溶入A 中，該溫度對(duì)應(yīng)于該鋼連續(xù)加熱固態(tài)相變的結(jié)束溫度Accm。在大約該溫度該鋼處于完全的A 狀態(tài)，進(jìn)入連續(xù)轉(zhuǎn)變的第III 階段，奧氏體成分均勻化階段。該階段位于圖2 (a)中D 點(diǎn)所示溫度之后以及圖2 (b)中Th所對(duì)應(yīng)的溫度。

綜上所述，60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中，隨著溫度的升高，依次發(fā)生F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳、碳化物溶入A 以及奧氏體的成分均勻化。在該鋼的連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變的第I 階段和第II 階段，連續(xù)加熱組織分別由（F+P+A）及（A+(Mn,Fe)3C)）構(gòu)成。隨著溫度提高，A 的轉(zhuǎn)變量增加，某一溫度下奧氏體的轉(zhuǎn)變量可用杠桿定律求解[13]。如圖3 (a)所示，其中c 點(diǎn)為由某一溫度作垂線并與膨脹量變化曲線的交點(diǎn)，a 點(diǎn)和b 點(diǎn)分別為由A 轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和連續(xù)加熱轉(zhuǎn)變結(jié)束點(diǎn)所做的膨脹量變化曲線的切線與上述垂線的交點(diǎn)，其中ac 段表示已經(jīng)發(fā)生A 轉(zhuǎn)變的部分，bc 段表示未發(fā)生A 轉(zhuǎn)變的部分。

圖3 奧氏體轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)求解(a)及(b)以3 ℃/s 連續(xù)加熱時(shí)奧氏體轉(zhuǎn)變量及轉(zhuǎn)變速率Fig.3 (a) The numerical solution on the fraction of austenite transformed;(b) the austenite transformed fraction and theaustenite-formation rate under continuous heating at 3 oC/s

根據(jù)杠桿定律可知，A 轉(zhuǎn)變的體積分?jǐn)?shù)可由式(1)求得：

由此得到圖3(b)所示的A 轉(zhuǎn)變量與溫度的關(guān)系曲線。A 于約790 ℃開始發(fā)生轉(zhuǎn)變，A 的轉(zhuǎn)變量隨溫度的提高而提高，當(dāng)溫度達(dá)約850 ℃的時(shí)候，連續(xù)加熱組織幾乎由100%的奧氏體構(gòu)成。該結(jié)果與圖2 (b)所示的結(jié)果是一致的。由圖3(b)還可以看出，從A 轉(zhuǎn)變開始約790 ℃到約805 ℃范圍內(nèi)，A 的轉(zhuǎn)變量速率隨溫度的提高而快速提高，并在約805 ℃時(shí)達(dá)到最高轉(zhuǎn)變速率約8.1 vol.%/℃。之后，隨溫度的提高，A 的轉(zhuǎn)變速率隨溫度的提高而下降，當(dāng)溫度提高到約850 ℃時(shí)，A 的轉(zhuǎn)變速率降至約0.1 vol.%/℃。該結(jié)果與圖2 所示的結(jié)果及A 轉(zhuǎn)變所具有的轉(zhuǎn)變速率特性是一致的，即A 轉(zhuǎn)變?cè)陂_始轉(zhuǎn)變的初期轉(zhuǎn)變速率很大，而在轉(zhuǎn)變的后期，其轉(zhuǎn)變速率則很小。

圖4(a)～(d)分別給出了60Si2Mn 鋼試樣在以0.2、1、3、10 ℃/s 和50 ℃/s 的加熱速度連續(xù)加熱至1 200 ℃時(shí)的膨脹量變化與溫度的關(guān)系，膨脹率與溫度的關(guān)系、A 轉(zhuǎn)變量和轉(zhuǎn)變速率與溫度的關(guān)系。由圖4 (a)、(b)可以看出，當(dāng)60Si2Mn 鋼以不同速度連續(xù)加熱至1 200 ℃過程中，在膨脹量變化隨溫度變化曲線上出現(xiàn)了與圖2 所示類似的3 個(gè)典型轉(zhuǎn)折，分別對(duì)應(yīng)于F+P 向A 的轉(zhuǎn)變、碳化物向A 中的溶解、以及A 的成分均勻化的開始溫度。比較不同加熱速度下上述轉(zhuǎn)折所對(duì)應(yīng)的溫度可以看出，隨連續(xù)加熱速度的增大，轉(zhuǎn)折點(diǎn)（相轉(zhuǎn)變開始溫度和結(jié)束溫度）向高溫推移，此種變化規(guī)律與加熱速度提高導(dǎo)致的相變過熱度提高有關(guān)。

圖4 不同連續(xù)加熱速度下的熱膨脹量曲線(a)、(b)；奧氏體轉(zhuǎn)變分?jǐn)?shù)（c）、（d）Fig.4 Thermal expansion curves (a)，(b) and corresponding austenite transformation fractions (c)，(d) at different continuous heating rates

如前所述，對(duì)于本研究的鑄態(tài)60Si2Mn 鋼而言，室溫組織主要由F、P、和粒狀合金滲碳體構(gòu)成。在連續(xù)加熱過程中，這些組織隨加熱溫度的提高而逐漸發(fā)生變化，最終全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳，分別對(duì)應(yīng)于圖2 所示類似轉(zhuǎn)折。

圖4 (c)所示的A 轉(zhuǎn)變量隨溫度的變化曲線進(jìn)一步說明，因連續(xù)加熱速度提高，發(fā)生A 轉(zhuǎn)變的過熱度提高，A 開始發(fā)生轉(zhuǎn)變（轉(zhuǎn)變量開始大于0）和結(jié)束轉(zhuǎn)變（轉(zhuǎn)變量100%）的溫度均提高到更高溫度。比較不同連續(xù)加熱速度下的A 轉(zhuǎn)變量與溫度的變化曲線可知，隨連續(xù)加熱速度的提高，曲線趨于平緩，即A 的轉(zhuǎn)變速率降低，該種變化趨勢(shì)可由圖4 (c)的微分曲線（A 轉(zhuǎn)變速率與溫度的關(guān)系曲線）得到進(jìn)一步證明，如圖4 (d)所示。如前所述，60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中所發(fā)生的轉(zhuǎn)變是一個(gè)由擴(kuò)散控制的固態(tài)相變，是一個(gè)形核和長(zhǎng)大的過程。連續(xù)加熱速度的提高，使擴(kuò)散難以跟上加熱速度，相變被推遲到更高溫度。與較低溫度相比，溫度的提高將導(dǎo)致A 形核所需的有效形核位置數(shù)降低，降低了A 的形核率，因而更高溫度下發(fā)生的A 轉(zhuǎn)變速率比在較低溫度下的低。

2.3 連續(xù)加熱過程中的奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)特征分析

由前述可知，60Si2Mn 鋼在由室溫連續(xù)加熱到1 200 ℃過程中，連續(xù)加熱組織轉(zhuǎn)變主要經(jīng)歷了F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳、碳化物溶入A 以及A 的成分均勻化等三個(gè)階段。在該鋼的連續(xù)加熱奧氏體化過程中，加熱速率和溫度歷程對(duì)A 的轉(zhuǎn)變量及轉(zhuǎn)變速度有重要影響。加熱速率和溫度歷程對(duì)A 轉(zhuǎn)變特征的影響與轉(zhuǎn)變時(shí)間關(guān)系密切。

可把該鋼在連續(xù)加熱過程中所發(fā)生的轉(zhuǎn)變看成是無數(shù)多個(gè)等溫轉(zhuǎn)變累積的結(jié)果。根據(jù)Scheil 疊加法則，等溫轉(zhuǎn)變中的孕育期的長(zhǎng)短與轉(zhuǎn)變溫度具有式(2)所示的形式[14-15]。

當(dāng)時(shí)間Δt足夠小時(shí)，可將式(1)用微分形式進(jìn)行表達(dá)，如式(3)所示。

式中，Δt和dt是溫度T時(shí)發(fā)生相變所需的時(shí)間；Ai和A(T)為該溫度下的相變?cè)杏凇?/p>

在P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 的相變過程中，相變?cè)杏谂c轉(zhuǎn)變溫度存在式(4)所示的關(guān)系：

設(shè)A 的轉(zhuǎn)變量分?jǐn)?shù)為f，則A 轉(zhuǎn)變速率、A 轉(zhuǎn)變開始溫度、A 轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度和加熱速率之間的關(guān)系可用式(5)來表示：

式中，C為加熱速率；T1為F+P 和A 的相平衡溫度，Ts為F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 的開始溫度，Tf為F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 的結(jié)束溫度。

圖5(a)為60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中轉(zhuǎn)變的第I 階段，即F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 階段的加熱速度對(duì)A開始發(fā)生轉(zhuǎn)變時(shí)間的關(guān)系。隨加熱速度的提高，A開始發(fā)生轉(zhuǎn)變的時(shí)間縮短。如前所述，F(xiàn)+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳 是一個(gè)由擴(kuò)散控制的具有形核和長(zhǎng)大特征的固態(tài)相變，加熱速度的提高將使轉(zhuǎn)變的過熱度提高，形核率增大，開始發(fā)生轉(zhuǎn)變的時(shí)間縮短。

根據(jù)圖4 所示的各加熱速度下60Si2Mn 鋼的膨脹量變化與溫度的關(guān)系曲線，按圖2(b)確定各加熱速度下的該鋼不同轉(zhuǎn)變階段的Ts、Tf、Th，并將各加熱速度下發(fā)生轉(zhuǎn)變的時(shí)間歷程考慮在內(nèi)，得到如圖5(b)所示的60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中轉(zhuǎn)變時(shí)間-轉(zhuǎn)變溫度-轉(zhuǎn)變量（階段）（TTA）曲線，即60Si2Mn 鋼的連續(xù)加熱奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線。由圖可見，隨加熱速度的提高，對(duì)于60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中所發(fā)生的3 個(gè)階段的相轉(zhuǎn)變而言，各階段開始發(fā)生轉(zhuǎn)變和結(jié)束轉(zhuǎn)變的溫度均提高，但各階段開始發(fā)生轉(zhuǎn)變和結(jié)束轉(zhuǎn)變的時(shí)間則減少。連續(xù)加熱速度的提高，提高了相轉(zhuǎn)變過熱度，提高了形核率，有利于轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，縮短了開始轉(zhuǎn)變和結(jié)束轉(zhuǎn)變的時(shí)間。在連續(xù)加熱A 轉(zhuǎn)變完成之后，即使后續(xù)沒有保溫過程，A 的成分均勻化就已經(jīng)開始了。

圖5 加熱速度對(duì)60Si2Mn 鋼奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)間的影響(a)和(b)該鋼的連續(xù)加熱奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線Fig.5 (a) Effect of heating rate on austenite transformation time of 60Si2Mn steel;and (b) the austenite transformation kinetics curve during continuous heating of 60Si2Mn steel

2.4 連續(xù)加熱過程中的組織演變特征分析

綜上所述，60Si2Mn 鋼在從室溫連續(xù)加熱到1 200 ℃過程中，將主要發(fā)生F+P 轉(zhuǎn)變?yōu)锳、碳化物溶入A 以及A 的成分均勻化等三個(gè)階段的轉(zhuǎn)變。上述轉(zhuǎn)變特征可通過原位組織觀察來加以確證。而高溫金相顯微鏡就是進(jìn)行這種原位組織觀察的儀器之一。作為一種原位組織觀察儀器，激光共聚焦顯微鏡已經(jīng)成為研究金屬材料在連續(xù)加熱過程中的組織演變特征的重要工具。

基于此，筆者采用激光共聚焦顯微鏡對(duì)60Si2Mn連鑄鋼坯試樣在約65 ℃/min 速度連續(xù)加熱到1 200 ℃過程中的組織演變特征進(jìn)行了原位觀察分析。分析結(jié)果對(duì)該連鑄坯連續(xù)加熱工藝的選擇提供了試驗(yàn)依據(jù)。圖6 為?7 mm×4 mm 的60Si2Mn 鋼試樣在以約65 ℃/min 的速度連續(xù)加熱到1 200 ℃過程中的組織演變特征。

圖6 60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中的相變前組織特征（加熱速度約65 ℃/min）Fig.6 Microstructure characteristics of 60Si2Mn steel before the phase transformation during continuous heating (heating rate at～65 ℃/min)

圖6 為60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中相變以前的組織特征。當(dāng)連續(xù)加熱至較低的約94 ℃溫度時(shí)，此時(shí)的溫度較低，紅外集光成像加熱的熱蝕作用小，無法顯示出被測(cè)試樣的組織特征。因此，僅能看見樣品制備所殘留的方向較一致的劃痕形貌。當(dāng)連續(xù)加熱溫度提高到約643 ℃時(shí)，紅外激光成像加熱的熱蝕作用增大，在連續(xù)加熱組織的局部區(qū)域內(nèi)隱約可見熱蝕組織的存在。因60Si2Mn 鋼原始組織中的粒狀滲碳體分布于P 的晶界，所以熱蝕組織中具有較深特征的晶界應(yīng)有的粒狀滲碳體分布。由圖1 可知，該熱蝕組織應(yīng)為P，隱約可見的痕跡為P的晶界。由圖還可以看出，隨加熱溫度提高，在熱蝕組織中出現(xiàn)了具有疏松特征的黑色顆粒狀組織。由于60Si2MnA 鋼中的碳和硅的含量較高，硅是石墨化元素。當(dāng)將該鋼連續(xù)加熱到較高溫度后，組織中的滲碳體將通過石墨化分解析出石墨。石墨相疏松，當(dāng)其暴露在氧化環(huán)境中將與氧化氣氛發(fā)生反應(yīng)，從而造成鋼的氧化和脫碳比硅含量較低的相似成分的鋼嚴(yán)重，如后續(xù)所述。

隨著連續(xù)加熱溫度的逐漸提高，因熱蝕作用加強(qiáng)而使得60Si2Mn 鋼中的P 晶界越來越明顯，當(dāng)連續(xù)加熱溫度提高到約873 ℃時(shí)，在整個(gè)視場(chǎng)中均可見P 晶界。該結(jié)果與圖5(b)所示的該鋼的連續(xù)加熱A 轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線所反映的A 轉(zhuǎn)變與轉(zhuǎn)變時(shí)間和轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系是一致的。由圖6 還可知，由于60Si2MnA 鋼中的Si 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約2%，Si 是石墨化元素，在該鋼的連續(xù)加熱過程中，P 中的Fe3C共析將部分分解為石墨顆粒，從而在熱蝕組織中存在黑色的點(diǎn)狀相。

由圖6 可知，60Si2Mn 鋼的連續(xù)加熱相變前的組織為粗大的P 及其上分布的粒狀滲碳體。加熱溫度提高到超過A 相變開始的約820 ℃時(shí)，鋼將發(fā)生P 向A 的轉(zhuǎn)變。該轉(zhuǎn)變是屬于相變重結(jié)晶，A 主要在已有的P 晶界等缺陷處非自發(fā)形核，在激光共聚焦熱蝕成像組織中可見相變重結(jié)晶形成的等軸晶粒，晶粒尺寸比原P 細(xì)小，如圖7 所示。

圖7 60 Si2 Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中的奧氏體的形核與長(zhǎng)大Fig.7 Austenite nucleation and growth in 60Si2Mn steel during continuous heating

由圖7 可見，當(dāng)該鋼連續(xù)加熱到約900 ℃時(shí)，隨著溫度的提高，粗大的P 晶界越來越少，細(xì)小的等軸晶越來越多，預(yù)示著A 的轉(zhuǎn)變量越來越多。當(dāng)連續(xù)加熱到約996 ℃的時(shí)候，組織已由100%的等軸晶所構(gòu)成，說明A 轉(zhuǎn)變完成。在高于900 ℃時(shí)，奧氏體晶粒長(zhǎng)大趨勢(shì)顯著加快，基體中某些晶粒細(xì)小的區(qū)域，在較高界能的驅(qū)動(dòng)下，迅速合并成粗大晶粒，使晶界能有所降低[16]。由圖7 還可以看出，在連續(xù)加熱過程中，60Si2Mn 鋼的A 轉(zhuǎn)變是一個(gè)形核和長(zhǎng)大交替進(jìn)行的過程。

當(dāng)連續(xù)加熱溫度超過約996 ℃之后，60Si2Mn鋼在完全奧氏體化后，之后進(jìn)入A 的成分均勻化過程，即該鋼的連續(xù)加熱組織轉(zhuǎn)變進(jìn)入第III 階段。由于此時(shí)的溫度很高，A 在進(jìn)行成分均勻化的同時(shí)，其晶粒將發(fā)生長(zhǎng)大，如圖8 所示。隨著連續(xù)加熱溫度的提高，A 晶粒尺寸越來越大，當(dāng)連續(xù)加熱溫度達(dá)到約1 200 ℃時(shí)，A 晶粒尺寸大小形成不均，A 晶粒尺寸均勻性較差。如前所述，A 轉(zhuǎn)變是一個(gè)形核和長(zhǎng)大交替進(jìn)行的過程，先形核的A 在連續(xù)加熱進(jìn)行過程中先進(jìn)入長(zhǎng)大過程，因而造成最終形成的A 晶粒尺寸存在不均勻性。又因?yàn)镃 和Mn 是降低鋼加熱臨界點(diǎn)的元素，在相同的加熱溫度下，形成奧氏體的過熱度相應(yīng)增大；鋼中含碳量增多，有利于原子的擴(kuò)散，故奧氏體晶粒的長(zhǎng)大趨勢(shì)也就較大。Mn 為弱碳化物形成元素，Si 溶于鐵素體中，阻礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大的作用很小。因此，原始60Si2Mn 鋼的組織和成分不均勻性越大，轉(zhuǎn)變完成進(jìn)入長(zhǎng)大后A 晶粒尺寸差別越大。

圖8 60Si2Mn 鋼在連續(xù)加熱過程中的奧氏體晶粒的長(zhǎng)大Fig.8 Austenite grain growth of 60Si2Mn steel during continuous heating

3 結(jié)論

1) 鑄態(tài)60Si2Mn 鋼的室溫組織由F、P 和(Mn,Fe)3C 構(gòu)成，該鋼的鑄態(tài)組織存在一定的不均勻性。

2) 在將鑄態(tài)GCr15 鋼以0.2～50 ℃/s 速度連續(xù)加熱到1 200 ℃過程中，主要發(fā)生了P 向A 的轉(zhuǎn)變、(Mn,Fe)3C 向A 中的溶解和A 的成分均勻化和晶粒長(zhǎng)大等三個(gè)階段。

3) 在0.5～100 ℃/s 連續(xù)加熱速度范圍內(nèi)，隨加熱速度的提高，鑄態(tài)60Si2Mn 鋼中的P 開始轉(zhuǎn)變?yōu)锳、(Mn,Fe)3C 集中向A 溶解及A 的成分均勻化溫度提高。在連續(xù)加熱到A 完全轉(zhuǎn)變并進(jìn)入A 成分均勻化之后，奧氏體晶粒開始發(fā)生明顯長(zhǎng)大。提高鑄態(tài)60Si2Mn 鋼連續(xù)加熱速度將可使A 轉(zhuǎn)變?cè)谳^高溫度下完成，對(duì)獲得較細(xì)小的A 晶粒和提高晶粒大小的均勻性有利。