含铝高速钢中奥氏体非均匀长大的机制

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.1991.05.005 第13卷第5(1)期 北京科技大学学报 Vol,13 No.5(I) 1991年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sept.1991 含铝高速钢中奥氏体非均匀长大的机制 陈景榕·陶润之· 捕要：M2A1和M2高速钢经一次和二次谇火后，奥氏体品粒和未溶碳化物的定量研究表 明，在高温/比值相同的条件下，由于谇火前原始组织的差别，可发生正常（均匀）和异常（非均 匀)两类长大。根据异常粗品形成初期的组织观察，提出了“连续~非连续”再结晶模式和 “合并一推移”式的生长机制。提出了减经或消除M2A1钢混晶的工艺原则。 关键词：高递钢，晶粒长大，混晶，奥氏体 Mechanism of Hetogenious Growth of Austenitic Grain in High Speed Steel Containing Al Chen Jingrong'Tao Runzhi ABSTRACT:The quantitative analysis on austenitic grain size and undisolved carbide of M2Al and M2 high speed steels undergone once and twice quenching indicated that two types of growth,i.e.the normal (homogenious)and abnormal (hetogenious)growth happened upon the same condition of r/f ratio at high temperature depending on initial structure before quenching.A "continious-disco- tinious"recrystallization model and a "merge-migration"growth mechanism had been proposed based on the structure abservations in the beginning of abnormal coasening.Therefore the technical priciples for reducing or eliminating the mixed grain tendency of M2Al steel was provided. KEY WORDS:high speed steel,grain growth,mixed grain,austenite M2AI钢长期来存在着所谓“混晶”问题。在碳化物不均度和退火操作皆符合常规的情 况下，谇火加热时发生个别、局部异常的粗晶，断口上出现宏观的萘状班点，甚至全面粗 化，形成萘状断口。可以说，M2A1是一种萘状断口倾向敏感的钢种。 1990-09-03收杭 ·材料科学与I程系(Department of Materials Science and Engincering) 426

勤 卷第 扒 瑚 北 京 科 技 大 学 学 报 。 。 年 。 月 比 、 ‘ 曰 ， ， 叫 一 一一 一一 一一一一 飞 一 一 —一 — 一 一 一一‘ ，一 一 月‘ 一 一一 一 ， 一 一 ‘ ‘ 一 一 ， ，， 一 ‘ ‘ 一 含铝高速钢中奥氏体非均匀长大的机制 陈景榕 ’ 陶润之一 摘 要 和 高速钢经 一次和二次淬火后 ，奥氏体晶拉和未溶碳化物的定 量研究表 明 ， 在高温下 比值相 同的条件下 ， 由于淬火前原始组织的差 别 ， 可发生正常 均 匀 和异常 非均 匀 两类长大 。 根据异常粗晶形成初期的组织观察 ， 提出 了 “ 连续 一 非连续” 再 结 晶 模 式 和 “ 合并一推移 ， 式的生长机制 。 提 出 了减轻或消除 钢混晶的工 艺原 则 。 关键词 高速钢 ， 晶粒长大 ， 混晶 ，奥氏体 ” 九夕 夕 “ 之 ， 。 五 。 “ 一 ， “ 一 扭 ， 切 五 ， 一 ， ， 钢长期来存在着所谓 “ 混晶 ” 问题 。 在碳化物不均 度和退火操作皆符合常规 的 情 况下 ， 淬火加 热时发生 个别 、 局部异常的粗 晶 ， 断 口上 出现 宏观 的蔡状斑点 ， 甚 至 全 面 粗 化 ， 形 成蔡状断 口 。 可以说 ， 是一种蔡状断 口倾向敏感 的钢 种 。 一 一 收稿 材料科学与工程 系 ， 喀 DOI ：10．13374／j ．issn1001—53x．1991．05．005

高速钢的紫状断口，即特定原始条件（如原始为马氏体组织）下淬火加热时晶粒异常长 大的机制，至今存在两种观点。苏联学派1)认为，它是奥氏体再结晶的产物，可称为畸变 能（位错储存能）驱动，或再结晶学说。以kula E等在50年代的研究为先导，另一种意见 【)认为，它是特定的碳化物变化过程（析出和溶解）中晶粒生长的一种特殊现象，.可称为表 面能驱动，或碳化物（障碍）学说。 1实验内容和方法 1.1研究用的材料 研究用钢的成分见表1。两种M2Al(I、I)和通用高速钢皆取自生产供料的中60mm锻 材，经1150℃加热改锻成12mm×12mm的棒料，再经870℃×2h→<30℃h冷却-→740℃保 温4h-→炉冷到550℃→出炉箱冷退火处理备用。 表1钢的化学成分，wt为 Table 1 The chemical composition of the steels,wt% 钢 种 公 Mo Cr D Al M2AI (I) 1.10 6,10 4.88 4,03 1.84 1.00 M2AI (I) 1.20 6.08 4.48 4.75 1.86 1,10 M2 0.84 6.57 4.72 4.05 1.82 1.2一次和二次淬火晶粒大小和未溶碳化物尺寸、数量的测定 上述退火棒料制成10mm×10mm×15mm试样，在高温盐浴炉中进行淬火加热。一次淬 火在1150~1240℃间选5个温度，加热时间为2mi。二次淬火先经1180℃淬火，再按上述 方案进行第二次淬火。为防止冷却时碳化物的析出，一律水冷。 晶粒大小的测定，先用光学显微镜在浸蚀磨面上随机拍摄照片，经手工描出晶粒组织 (去掉未溶碳化物)，再用Q900仪测定晶粒的截面积，以晶粒截面的等面积圆半径的平均 值(R)表示晶粒大小。 未溶碳化物的测定，采用电解浸蚀显示碳化物，SEM放大5000倍拍照，再经适当放大、 着色之后用Q900仪定量测定。尺寸分组间隔为0.05μm。求出等面积圆的平均半径(r)和面 积分数(f)。r、f和R测定的相对误差皆取<0,6%。 1,3退火工艺参数对淬火晶粒组织的作用 M2Al(I)试样，预先经1050℃，2m1n,空冷处理，使其接近锻、轧状态，并使各试样 a-基体的冷作状态均一化。在820-1050℃间选4个温度进行退火，保温时间为2~12h(冷 却工艺与1,1所述相同)。退火后一律经盐溶1225℃、4min加热，油冷。按常规制样观察 奥氏体晶粒组织。 配合退火工艺的研究，还测定了8种试样加热时的临界点。18AVR-夏型膨胀仪，800℃ 以上加热速度为4℃/min,全过程的真空度为0.1333Pa。 427

高速钢的蔡状断 口 ， 即特定原始条件 如原始为马 氏体组织 下淬火加 热时晶粒异常长 大 的机制 ， 至今存 在两种观点 。 苏联学派 〔 ‘ ’ 认 为 ， 它 是奥 氏体 再结 晶的产物 ， 可 称 为 畸 变 能 位错储存能 驱动 ， 或再结 晶学说 。 以 等 在 年代 的研 究为 先导 ， 另 一种 意见 〔 ’ 认为 ， 它是特定 的碳化物变化过程 析出和 溶解 中晶粒生长 的一种特 殊现象 ， 、 可称为表 面能驱动 ， 或碳 化物 障碍 学说 。 实验 内容和方法 。 研 究用 的材 料 研 究用钢 的成分 见 表 。 两种 、 和通 用 高速 钢 皆取 自生 产供料 的 帆 锻 材 ， 经 ℃ 加 热 改锻 成 的棒料 ， 再经 ℃ 冷 却 保 温 炉冷到 ℃ 出炉 箱冷退 火处理备 用 。 表 钢的 化学成分 ， 叭 ， 乡石 钢 种 。 通 。 。 。 。 。 一 过 。 。 。 。 。 。 。 一 一 次 和二次淬火 晶粒 大 小 和未溶碳化 物尺 寸 、 数量的 洲定 上述退火棒料 制成 火 试 样 ， 在高 温盐浴炉 中进行淬火加 热 。 一次淬 火在 。 ℃ 间 选 个温 度 ， 加 热时间为 。 二 次淬火 先经 。 ℃ 淬火 ， 再按上述 方案进行第二次淬火 。 为防 止冷却 时碳 化物 的析出 ， 一律水 冷 。 晶粒大小 的测定 ， 先用光学显微镜 在浸 蚀磨面上随机拍摄照片 ， 经手工描 出 晶 粒 组 织 去掉未溶碳 化物 ， 再用 仪 测定晶粒的截面 积 ， 以 晶粒截面 的等面 积圆 半 径 的 平 均 值 表示 晶粒大 小 。 未溶碳化物的测定 ， 采 用电解浸蚀显示碳 化物 ， 放 大 。 倍拍照 ， 再经适 当放大 、 着色之后用 。 仪定量 侧定 。 尺寸分组间隔 为。 卜 。 求 出等面积圆 的平均半径 和面 积分 数 。 尸 、 和 测定 的相对误差皆 取 。 退 火 工艺参教对 淬火 晶校组织的作用 试 样 ， 预先经 亡 ， ， 空冷处理 ， 使其接近锻 、 轧状态 ， 并使各试样 一 基体的冷作状态均一化 。 在 一 ℃ 间选 个温度进 行退火 ， 保温时间为 一 冷 却工艺与 。 所述相 同 。 退 火后 一律经盐 溶 ℃ 、 加 热 ， 油冷 。 按 常规制样观察 奥 氏体 晶粒组织 。 配 合退火工艺 的研 究 ， 还测定 了 种试 样加 热时 的临 界点 。 一 型膨胀仪 ， ℃ 以上 加 热速 度为 ， 全 过程 的真空 度为

2实验结果 2.1淬火温度与r/f及R的关系 图1示出1150一1240℃淬火后磨面晶粒等面积圆的平均半径R及未溶碳化物的尺寸-数 量比r/f。一次淬火R随温度提高呈单调、连续上升的特征；二次淬火则在1180℃(M2A1) 和1200℃(M2)发生急剧长大。组织观察表明，伴生严重的混晶。但到更高温度时R反而有 所下降，混晶程度也有所减弱。·/f值与淬火工艺（一次、二次）无明显关系，如图1中折线所 示，都呈连续、单调上升的特征。两种淬火工艺的”/f值差别也不大。 2,2临界点Ac1的测定结果（表2) 表2加热时的临界点（℃） Table 2 The critical point in heating(C) 钢 种 A。1(下) A。1(上) 参考值· M2Al (I) 845 924 835-885 M2AI (I) 855 923 835-885 M2 838 886 850-880,837~863 ·本栏数据引自通用性技术资料。 两种M2A1钢的a-y转变点皆高于M2,也高于现有技术资料中给出的M2AI的Ac1值， 尤以Ac1(上)（即a→y转变完成的温度）为明显。 2,3奥氏体晶粒组织的概貌 图2示出经不同温度和时间退火的M2A1(I)钢1225℃加热奥氏体晶粒组织的概貌。此 图分为4个区。以880~890℃为界，高温区形成均匀的10级左右细晶。880℃以下，基本上 是混晶组织，但又依其特点再分为3个区。水平影线区和垂直影线区虽然都呈混晶状态，但 细微组织有很大的区别。垂宜影线区，即退火温度过低时，粗大和细小晶粒的内部都是“正 常”的，即白亮的。3,1节将讨论的也是此类“正常”的混品。水平影线区，即接近Ac1(下)、 时间不长的退火，形成图3所示的组织，可称为亚结构混晶。细晶中有亚结构（亚晶界)， 粗大晶粒是白亮的。网形影线区是一种特殊情况，获得细小、均匀的晶粒，但内部都有亚结 构（参见图4）。大量的组织观察表明，亚结构细晶是很不稳定的。通过仔细的搜素，在 本区试样中往往可找到个别的白亮（粗）晶粒或粗大的白亮集团。延长奥氏体化时间易导致 白亮晶粒的形成，进而发展成为亚结构混晶组织。 值得指出，870一880℃是一个敏感的退火温度区。锻后空冷、870℃退火的试样经淬火 后获得均匀、细小的正常晶粒（见3.1，一次淬火）多而在1050℃正火875℃退火则不能消 除混晶倾向。 428

实 验 结 果 。 淬火沮度与 ， 及 的关 系 图 示 出 一 ℃ 淬火后磨面 晶粒等面 积圆 的平均 半径 及未溶碳 化物 的尺寸 一 数 量 比 犷 ， 。 一次淬火 随温度提 高呈单调 、 连续上升 的特征 二 次淬火 则在 ℃ 和 ℃ 发生 急剧 长大 。 组织 观 察表 明 ， 伴生 严重 的混 晶 。 但 到更高温度时左反 而 有 所下降 ， 混 晶程 度也 有所减弱 。 值与淬火 工艺 一次 、 二次 无 明显关系 ，如图 中折 线所 示 ， 都呈连续 、 单调上升的特征 。 两种淬火工艺的 值差别也不大 。 。 临界点 。 ，的侧 定结 果 表 表 加热时的临界点 ℃ ℃ 钢 种 下 。 一 上 参 考 值 ’ 一 召已只甘 吕勺﹃︺巴 · 本栏数据引 自通 用性技 术资料 。 两种 钢 的。 一 夕转 变点 皆高于 ， 也高于现有技术 资料 中给 出的 的 。 值 尤 以 。 ， 上 即 夕转 变完成 的温 度 为 明显 。 奥 氏体晶 粒 组织 的概 貌 图 示 出经不 同温 度和时 间退火 的 钢 ℃ 加 热奥 氏体 晶粒组织 的概 貌 。 此 图分 为 个区 。 以 一 ℃ 为 界 ， 高温区形成均匀 的 级左右 细 晶 。 ℃ 以下 ， 基 本上 是混 晶组织 ， 但 又依其特点 再分 为 个区 。 水平影 线 区和垂直影线 区虽 然都呈混 晶状态 ， 但 细微组织 有很大的区别 。 垂直影线 区 ， 即退火温度过低时 ， 粗大和细 小 晶粒的内部都 是 “ 正 常 ” 的 ， 即 白 亮 的 。 。 节将讨 论 的也是此类 “ 正 常 ” 的混 晶 。 水平影线区 ， 即接近 。 下 、 时 间不长 的退火 ， 形 成 图 所示 的组织 ， 可称为亚结 构混 晶 。 细 晶中有亚结 构 亚 晶界 ， 粗大 晶粒是 白亮的 。 网 形 影线 区是一种特 殊情况 ， 获得细小 、 均匀 的 晶粒 ， 但 内部都有亚结 构 参见 图 。 大量 的组织 观察 表明 ， 亚结构细 晶是很不 稳定 的 。 通 过 仔 细 的搜索 ， 在 本 区试 样中往往 可找 到 个别 的白亮 粗 晶粒或粗 大 的白亮集 团 。 延 一 民奥 氏体化时间易导致 白亮 晶粒的形 成 ， 进 而发 展 成为亚结构混 晶组织 。 值得指 出 ， 一 ℃ 是一个敏感 的退 火 温度区 。 锻后空冷 、 ℃ 退火 的 试样经淬火 后获得 均匀 、 细小 的正 常晶粒 见 ， 一次伴火 而 在 。 ℃ 正火 ℃ 退火 则不 能消 除 混 晶倾向

8 1000 M2AL (1) 10 1225r,4m1n.0,0 960 10 920 12 Ac(U) 13 单oo0nceQ 880 ooo Twice Q 840 HAc1(L ●aM2A1(I) 800 二1xed,non subsir 8821i 68 10 2 11601180120012201240 Time/n Quenching Cemperature/C 图11150~1240℃淬火后的晶粒尺寸和碳 图2820~1050℃、2~12h退火后，再经 化物尺寸-数量！比 1225℃，4min加热碎火，晶粒纽织的概貌 Fig.1 Austanitic grain size and sizc- Fig.2 Grain structure after820~l050℃， guantity ratio of carbide after 2~12 h annearling and1225℃，4min 1150~1240℃quenching heating for quenching 2,4异常粗晶形成初期的某些组织特征 (1)白亮晶粒在亚结构细晶中的形成一定的工艺条件下，可观察到由亚结构细晶中形 成白亮晶粒及其迅速长大时的情形，如图4、5所示。图4表明，白亮品粒起源于亚晶的合 图8亚结构混品的典型金相组织 Fig.3 Typical morphology of mixed grain with substructure 并。如果把亚结构和白亮晶粒两形态的变化看作是一种转变，则图4就是此过程的“形核” 阶段。图5是在同一试样中找到的一个长大了的白亮晶粒，注意到它晶界的某些区段具有向 外（向细小群体）弓出的特征。 429

了一 — ‘ 个 尸祠。任。自。 艺哈巴明成自。 是 注阳 气 〕 容 日 八。 行丫 州 之瓦‘ 洛 昙洲 〕 日 自 口 主 。 ℃ 图 。 一 钧 ℃ 淬 火 后 的晶粒 尺 寸 和 碳 化 物尺 寸 一 数 量 比 ℃ 工印 匕 图 一 ℃ 、 退 火 后 ， 再经 ℃ ， 加 热淬 火 ， 晶粒 组 织 的概 貌 ℃ ， ℃ ， 异 常粗 晶形 成 初 期 的某 些 组 织特 征 白亮 晶粒 在亚 结 构细 晶中的形 成 一定 的工艺 条 件下 ， 可观察到 由亚 结 构细 晶中形 成 白亮 晶粒及 其迅速 长大时 的情形 ， 如 图 、 所示 。 图 表 明 ， 白亮 晶粒起源于亚 晶的合 撕豁奎巍 一 共热默象礁才食瑰彝奎疑餐蒸爵摊麒妙巍巍群麒黔拿 图 亚 结构 混 晶 的典型金 相组 织 并 。 如 果把亚结 构和 白亮晶粒两形 态 的变化看 作是一种转 变 ， 则图 就是此 过程 的 “ 形核 ” 阶 段 。 图 是在 同一试 样中找 到 的一 个长大 了 的白亮 晶粒 ， 注意 到它 晶 界的某些 区段 具 有 向 外 一 向细 小群体 弓 出的特 征

图4亚结构细品中亚：品开始合并时的情形 图5粗大白亮晶粒在亚结构鈿晶中的形成 Fig.4 The begining of the merge of Fig.5 The formation of a light grain subgrains in substructure fine grains (2)粗大白亮晶粒的异常现象亚结构细晶群中的粗大白亮晶粒有着某些在晶粒正常长 大中极为少见的组织现象。在图8中可看到一端断开的晶界。图6示出自行封闭的岛状小晶 粒。通过逐层（每层2一5μm)磨制和观察得知，断开晶界的空间形态是残缺、断开的曲面 岛状品界则是一个封闭于粗大晶粒中的细长晶粒之截面。白亮粗晶不但表现出极大的扩张速 度，而且常具有显著的非等轴形态，显出晶粒合并所产生的外形特征。这从图8中可清楚地 看出。 Twice Q QM2A1(1) 。N2A1(II) 5M2 Mixed 0 WISV 10 Uaifermed 11 Orice 9M2A1(1) 12 o i2A(I 13 2 14 0 5 时细 图6粗大品粒中的岛状（封闭）小品粒 图7一次和二次淬火后R和(：)的类系 Fig.6 Islanded (closed)grain in thc Fig.7 Relationship between and /f coarse grain after once and twice quenching 3讨 论 3.1异常长大的驱动力问题 对表面能驱动的晶粒长大，Zener8提出，当存在均匀分布的第二相微粒(r、f)时， 430

图 亚 结构 细 晶 中亚 晶开 始 合并 时 的情 形 图 粗 大 白亮 晶粒在亚 结构 细 晶 中的形 成 粗 大 白亮 晶粒 的异 常现 象 亚 结 构细 晶群 中的粗 大 白亮 晶粒 有着某些 在晶粒 正 常长 大 中极 为少见 的组织 现象 。 在图 中可看 到 一端断 开 的 晶 界 。 图 示 出 自行封 闭 的岛状小 晶 粒 。 通 过逐 层 每 层 一 磨 制和观察得知 ， 断 开 晶界 的空 间形态 是残 缺 、 断 开 的 曲面 岛状 晶界则是一 个封 闭于粗大 晶粒 中的细 一 长晶粒之 截面 。 白亮粗 晶不但 表现 出极 大 的扩张 速 度 ， 而 且常具有显著的非 等轴形 态 ， 显 出晶粒合并所产生 的外形特 征 。 这从 图 中可 清楚地 看 出 。 囚 口 工 乏 工 丁 、 、 ，、 ，、 ‘ 、 、 曰勺福的哎艺自门曰。 飞 … 、 、 ‘ 舞受丘 夺 了 耐痴 图 粗 大 晶粒 中的岛状 封 闭 小 晶 粒 讨 图 一次 和二 次 淬火后 双和 ， 的 关 系 刁了 ， 论 异常长大 的驳动力问题 对 表面 能 驱 动 的晶粒长大 ， 亡 ，提 出 ， 当存在均匀分布的第二 相微 粒 尹 、 了 时

弯曲晶界迁移的驱动力(20/R。)和撒粒障碍物的拖曳力在下述条件下达到平衡： 瓦。=4” 3 f 式中F,为晶界曲率半径的平均值，一般认为其值近似等于截线长度（平均值D,又称“平均直 径”)即D≌R。‘8)。本文对基体晶粒和第二相微粒皆采用磨面截取图形的等面积圆半径 (R、r)。 两种高速钢经一次、二次淬火，R和F/f的关系如图7所示。由图可见，一次淬火时， 二者存在着较显著的相关性，并相当接近Zener关系式（回归处理结果，R=-0.05+ 1.25r/f,相关系数0.67)。二次淬火则呈现显著的不连续、非线性特征。r/f<2.5μm时， R保持不变；略高于2.5μm时，R急剧上升，数据分散度和同一试样内晶粒的不均度皆达到 最大，继续提高比值时，R呈现下降趋势，试样中混晶程度也逐渐减小。 特定r/f时发生异常长大，和Gladman5)对本质细晶钢的二次再结晶的观察结果也极 为相似。但是，高速钢中的异常长大却不能用二次再结晶的微粒机制来解释，因为正常和 非正常两种长大发生在相同的阻力（与”/于相关）变化条件之下。 前述一系列组织特征表明，粗大（白亮)晶粒在亚结构细晶中的形成和扩张都不能用表 面能驱动的生长模式来解释。因为它不是界面的迁移（吞食），而是界面的消失（合并）； 推进的前沿并不必然弓向粗大晶粒，有些是弓向细小晶粒。 由上可见，高速钢因退火不足发生混晶时，异常长大的驱动力不是晶界表面能。这一见 解显然有利于再结晶导致粗化的理论。 3,2异常粗晶形成的连续再结晶机制 异常粗晶形成初期的动作，带有显著的形变金属回复~再结晶特征。图3所示的亚结构 尺寸及形貌，约相当于文献C9)示出的1180℃，5%形变、动态回复的组织。M2A1钢Ac1相 变完成的温度为930℃左右。退火温度不足时，未发生重结晶的a相中保存的晶体缺陷在淬火 加热时遗留给奥氏体，随即发生多边形化，形成亚晶。当亚晶界被碳化物钉札时，这一回复 状态是相当稳定的，但碳化物随温度继续上升而不断溶解。可以想像，包括钉札在亚晶界上 的那些最细小的碳化物（应以M2C。为主）应首先消失，其体积效应导致在基体中产生新的位 错和大量的空位。位错的非保守运动可促成晶块的协调转动和亚晶界的消失，亚晶合并。这 一连续再结晶过程首先扩及一个初生晶粒，形成“白亮”的再结晶奥氏体晶粒。 3.3白亮晶粒的合并 断开或我缺的晶界、外形的非等轴形态及封闭在大晶粒内部的细长晶粒等现象，表明相 邻的初生再结晶晶粒也可通过合并机制而扩张。可以设想，当相邻两白亮晶粒处于晶体学有 利的位向关系时，上述亚晶合并机制也可以起作用，促使品粒发生协调转动，界面消失，晶 粒合并。 3,4界面推移式的再结晶生长 生长中的白亮晶粒界面某些区段向亚结构细晶弓出，其弧线可划过若午个初生晶粒 431

弯曲晶界迁移 的驱动力 ， 。 和微粒障碍物的拖曳力在下述条件下达到平衡 豆 兰 二二 式中瓦 为晶 界曲率半径 的平均值 ， 一般 认 为其值近似等于截线长度 平 均值 ， 又称 “ 平均直 径 ” 即 丝 。 〔 “ ’ 。 本文对基体晶粒和 第二相微粒 皆采 用磨面截取 图 形 的 等 面 积 圆半 径 、 。 两种高速钢经一次 、 二 次淬火 ， 和 的关系如 图 所示 。 由图 可见 ， 一次淬火时 ， 二者存在着较显著 的相 关 性 ， 并 相 当 接 近 关 系 式 回 归处 理结 果 ， 二 一 。 。 ， ， 相 关系数 。 二次淬火则呈现显著 的不连续 、 非线性特征 。 『 卜 时 ， 保持不变 略 高于 卜 时 ， 急剧上 升 ， 数据分散 度和 同一试 样 内晶粒 的不均 度皆 达 到 最 大 继续提高 比值 时 ， 呈现下降趋势 ， 试 样中混 晶程 度也逐渐减 小 。 特定 时发生 异 常长大 ， 和 仁“ ’ 对本 质细 晶钢 的二 次再结 晶 的观 察结果也极 为相似 。 但是 ， 高速 钢中的 异常长大 却不能 用二次再结 晶 的微粒机 制来 解释 ， 因 为 正 常 和 非 正 常两种长大发生在相 同的阻 力 与 犷 相 关 变化条 件之 下 。 前述 一系 列组织特 征表明 ， 粗大 白亮 晶粒在亚 结构细晶 中的形成和扩张 都不能 用表 面能驱动 的生长模 式来解释 。 因为它 不是 界面 的迁移 吞食 ， 而 是界面 的消 失 合并 推进 的前沿并不必然 弓向粗大 晶粒 ， 有些 是 弓 向细小晶 粒 。 由上可见 ， 高速 钢因退火 不足发生混 晶 时 ， 异常长大 的驱 动 力不是 晶界 表面能 。 这一见 解 显然有利于再结晶导致粗 化 的理论 。 异 常粗 晶形成的连续再结 昌机制 异常粗晶形成初期 的动作 ， 带有显著 的形 变金属 回 复 一 再结 晶特征 。 图 所示 的亚结 构 尺 寸及形貌 ， 约相 当于文 献〔幻示 出 的 ℃ ， 形 变 、 动态回 复 的组织 。 钢 。 相 变完成 的温度为 ℃左右 。 退火温度不足 时 ， 未发生 重结 晶 的 。 相中保 存 的 晶体缺陷在淬火 加 热时遗留给奥 氏体 ， 随即 发生多边形化 ， 形成亚 晶 。 当亚 晶界被碳化物钉 札时 ， 这一回 复 状 态是相 当稳定 的 ， 但碳 化物随温度继续上 升而 不断溶解 。 可以想像 ， 包括钉札在亚 晶界上 的那些最细小的碳化物 应以 。 为主 应首先消失 ， 其体积效应导致 在基 体 中产生新 的位 错和大量 的空位 。 位错 的非保守运动可促成晶块 的协调转动和亚 晶界的消失 ， 亚 晶合并 。 这 一连续再结 晶过程首 先扩及 一个初生 晶粒 ， 形成 “ 白亮 ” 的再结 晶奥 氏体 晶粒 。 白亮昌位的合并 断开 或残 缺的晶界 、 外形 的非等轴形态及封闭在大 晶粒内部的细长晶粒等现象 ， 表 明相 邻的初生再结 晶晶粒也可通过合并机 制而扩张 。 可以设 想 ， 当相 邻两 白亮晶粒处于 晶体学有 利 的位向关系 时 ， 上述 亚 晶合并机 制也可以起作用 ， 促使晶粒发生协调转动 ， 界面消失 ， 晶 粒合并 。 界面推 移式的再结 昌 生长 生长中的 白亮晶粒界面某些 区段 向亚结构 细 晶 弓 出 ， 其弧线可划 过若 午 个 初 生 晶粒

(图5)。这表明，再结晶品粒的扩张并不排除界面推移（非连续再结晶）的长大方式。 3.5减轻和消除M2A1钢混晶领向的工艺原则 上述合并一推移式的生长机制，虽然与迄今有关萘状断口形成机制的再结晶学说各种论 点1)不尽相同，却仍然允许使用再结晶的基本规律来解释奥氏体化最终组织的成因。基 本因素是再结晶起始温度、“形核率”和扩张速度。实际情况可因退火前组织、退火温度和 诈火加热工艺的不同而使三者形成各种各样的配合，出现一些特殊现象。例如，原始态为马 氏体时，淬火后应形成混晶或全面粗化。但我国热轧高速钢钻头一直采用轧后直接谇火，并 获得均匀的细晶，可用“形核率”的增大给以圆满解释〔8)。实验中白亮混晶和亚结构混晶 的存在是再结晶过程在全部体积中是否进行完全的表现。由于连续再结晶受细小碳化物溶解 的控制，所以在相同的原始条件下混晶发生在一个特定的碳化物”/f值（图7）·。混晶程 度在更高加热温度下减弱，平均晶粒尺寸减小，则是再结晶“形核”和长大两速率之比变化 的结果。 对M2A钢材生产而言，减轻和消除混晶倾向，较为妥善的办法是消除再结晶驱动源，即 最大限度地减少淬火前（供料态）α相中的晶体缺陷，并使退火索氏体中的碳化物保持适当 的粒度。正确选定锻、轧材的退火温度、缓冷，以减少退火态α相的冷作硬化是首要的、易 行的方法。适当提高停锻（轧)温度，将铝含量控制在下限，也是有效的。提高祖度的补充 退火，则可作为对已有混晶倾向钢材的有效的补数措施。 4结 论 (1)高速钢淬火加热时混晶组织的形成，不是通常的由表面能驱动的晶粒长大，而是一 种再结晶行为的结果。 (2)根据异常长大粗晶的形成和扩张过程中的组织观察，提出混晶形成的“连续一非连 续”再结晶模式和“合并一推移”式的生长机制；指出了碳化物溶解对上述过程的关键性作 用。 (3)M2A1钢混晶倾向大的基本原因在于铝强烈地提高钢的Ac1点，尤其是Ac1(上)，使 完全重结晶的退火温度上升到930℃以上。当退火温度接近Ac1(上)时，可减轻或消除M2A1 钢材的混晶倾向。 参考文献 1下y1eBA。Ⅱ.，MHTOM1963,(9):22 2赵克已，荒尾洁.铁钢，1977,68(1)：80 3 Zener C.AIMME,1949,15:175 4胡赓祥等。金学属。上海：上海科学技术出版社，1980：327 5 Gladman T,et al.JISI,1967,6:653 6王径文，姚忠凯.金属科学与工艺，1988,73)：14 7阎殿然，谷南驹。河北工学院学报，1985，(1)：179 8陈景榕等。热轧钻头的晶粒长大问题，第三届全国热处理会议资料，杭州：1979 432

图 。 这 表明 ， 再结晶晶粒 的扩张并不排除 界面推移 非连续再结晶 的长大方式 。 。 减轻 和消除 钢混 晶倾向的工艺 原列 上述 合并一推移式的生长机 制 ， 虽 然与迄今有关蔡状断 口形成机 制的再结晶学说各种论 点 “ ’ ，不尽相 同 ， 却仍 然允许使用再结晶的基本规律来解释奥 氏体化最终组织 的 成 因 。 基 本因素是再结晶起始温度 、 “ 形核率 ” 和扩张速 度 。 实际情况可因 退火前组织 、 退火温 度和 淬火加 热工艺 的不 同而 使三者形成各种各样的配合 ， 出现一些特殊现象 。 例如 ， 原始 态 为马 氏体时 ， 淬火后应形成混 晶或全面粗化 。 但我 国热轧高速钢钻头一直采 用轧后直接淬火 ， 并 获得均匀 的细 晶 ， 可用 “ 形核率 ” 的增 大给 以圆满解释 〔 ’ 。 实验 中 白 亮 混晶和亚结构混 晶 的存在是再结 晶过程在全部体积中是否进行完全 的表现 。 由于连续再结晶受细小碳化物溶解 的控制 ， 所以 在相 同 的原始条 件下混晶发生在一个特定 的碳化物 值 图 。 混 晶 程 度在更高加热温度下减弱 ， 平均 晶粒尺寸减小 ， 则是再结 晶 “ 形核 ” 和长大两速率之 比变化 的结果 。 对 钢材生产而言 ， 减轻和消除混 晶倾向 ， 较为妥善 的办法是消除再结 晶驱 动源 ， 即 最 大限 度地减少淬火前 供料态 相中的晶体缺陷 ， 并使退火索 氏体中的碳化物保持适当 的粒度 。 正确选定锻 、 轧材 的退火 温度 、 缓冷 ， 以减少退火态 。 相 的冷作硬化是首要 的 、 易 行的方法 。 适 当提高停锻 轧 温度 ， 将铝含量控制在下限 ， 也是有效 的 。 提高温 度的年疏 退火 ， 则可作为对已有混 晶倾向钢材 的有效 的补救措施 。 结 论 高速 钢淬火加热时混 晶组织的形 成 ， 不是通常的 由表面能驱动 的 晶粒长大 ， 而 是一 种再结晶行为的结果 。 、 根据异常长大粗 晶 的形 成和扩张 过程 中的组织观察 ， 提出混 晶形成 的 ，’ 连续一非连 续 ” 再结晶模式和 “ 合并一推移 ” 式的生长机 制 指 出了碳 化物溶解对上述 过程 的关键性作 用 ‘ 、 钢混晶倾向大的基本原因在于铝强烈地提高钢的 。 点 ， 尤 其是 。 上 ，使 完全重结 晶 的退火温度上 升 到 ℃ 以上 。 当退火温度接近 。 上 时 ， 可减轻或消除 钢材 的混 晶倾 向 。 今 考 文 献 二 且 。 。 ， ， ， 赵克 已 ， 荒尾洁 铁 七 钢 ， ， 。 ， ， 胡赓祥等 金学属 上 海 上海科 学技术出版社 ， ， 。 ， ， 王径文 ， 姚忠凯 金属科学与工艺 ， ， 狡肋 阎 殿然 ， 谷南驹 河北工学院学报 ， ， 陈景榕等 热轧钻头 的晶粒长大 问题 ， 第三届全 国热处 理会议资料 ， 杭 州