细小弥散碳化物与回火马氏体脆性

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.1989.01.006 第11卷笔1期 北京科技大学学报 Vol.11 No.I 1989年1月 Journal of University of Scierce aad Technolugy Beijing Jan 1989 细小弥散碳化物与回火马氏体脆性 付 明裘尧健 许庆芳 (金相教研室) (化学分析中心) 摘要：本文利用透射电下显微镜及物理化学相分析技术研究了中碳位一忙钢中叫 火马氏体脆性(TME)的微观肌制，者重探讨了回火过程中析出的碳化物对TME的作用。 结果发现，对立F40Si2Mn2钢中TME产生的回火温度区间，存在有由m碳化物向渗碳体 的转变，析出了细小弥散的颗粒状渗碳体。这种对应现象在40Si2M2Mo钢中也得到证实， 40Si2Mn2Mo钢的TME产生的回火温度和弥散渗碳体的析出温度都要高于40Si?Mn2钢， 由此得出：在问火过程中大量细小陈散渗碳体的折出是中碳硅一锰倒中TME产生的·个亚 要原因。 关藏词：回火，热处理，碳化物，相转变 Fine Dispersive Carbide and Tempered Martensite Embrittlement Fu Ming Qiu Yaojian Xu Qingfang ABSTRACT:The materials investigated were a 40Si2Mn2Mo stecl and two kind of 40Si2Mn2Mo steels with different molybdenum content.By means of TME and physicchemical phase analysis techniquc,it has been found that there exists a transition from e-carbide to cementite in the lempering temperature range corresponding to TME in 10Si2Mn2 steel.Nevertheless,the ccmentite precipitated at this stage of tempering is not platelets as generally observed in other stecls,but is fine dispersive particles.The correspondence between the fine dispersive carbide and TME is confirmed in 40Si2Mn2Mo steels.It has been concluded that a large amount of fine dispersive cementite precipitaling during tempering is a primary factor for TME in medium carbon Si-Mn steels. KEY WORDS:tempered martensite embrittlement,carbide,hear treatmeai 1987-12-24收 28

第 卷第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 一 。 少 一 ， 。 手 ， 只 月 一 细小弥散碳化物与回火马氏体脆性 付 明 裘尧健 金 相 教研 室 许庆芳 化学分 析中心 摘 要 本 文 利川透 时电 显 微 镜 及 物 理 化 学 相分 析技术研 究 了 中碳 硅 一 锰 钢 中 回 火 马 氏体 脆性 的 微 观 机制 ， 者重探 讨 回 火 过 程 中析出的 碳 化 物对 丁 的 作 川 。 结果 发现 ， 对 议 几 钢 中 产生 的 回 火 温 度区间 ， 存在有由 伪 碳 化 物 向渗碳 体 的转变 ， 析出 了细 小 弥 散的 颖拉状 渗碳 体 。 这 种对 应现 象在 。 钢 中 也得 到 证 实 。 。 钢的 产生 的回火 温 度和 弥 散渗碳 体的 析出温 度都要 高于 润 。 由此 得 出 在回 火 过 程 中大 量细 小 弥 散渗 碳 体的 析出是 中碳 硅 一 锰 钢 中 产生 的 个重 要 原 因 。 关跳 词 回火 ， 热处 理 ， 碳化 物 ， 相 转变 月 卜 产 ，夕 ‘ 夕 夕 、 一 〔 一 入 ， 」 。 一 一 通 · 。 、 ， 川 。， 【 ， 几 一， · · 认 ， 、 · 入 一 一 一 入 、 · 一 、 一 〕 。 、 。 一 。 。 鱿 、 入 。 、 、， 一 入 、 、 、 ， ， ， 。 ‘ 一 。 ‘ 一飞 一 收 稿 洲 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1989．01．006

近年来对TME机制的讨论主要集中在以下3种观点：(1)晶界碳化物薄膜机制1,21。 它苦重强调沿晶界析出的渗碳体薄膜对TME的作用；(2)残余奥氏体分解机制【3,41。它认 为马氏体板条间的残余奥氏体薄膜在回火过程中发生不稳定分解形成碳化物是导致TME的 根本原因；(3)杂质元素偏聚与碳化物析出共同作用机制6-1。它强调TME是由杂质元素 在原奥氏体品界的偏聚以及碳化物在晶界的析出两方面引起的，二者缺一不可。可以看出， 这几种主要观点都强调了碳化物对TME的产生起着极其重要的作用。 本文研究的是中碳硅-锰钢中的TME。文献〔8)最早报道在40Si2Mn2钢中发现有360°C 脆性，并在脆性的沿晶断裂表面上检测到了杂质元素磷的偏聚，因此推剥该360°C跪性可能 与磷在原奥氏体晶界上的富集有关，同时还发现向40Si2Mn2钢中加入钼能使360°C跪性消 除或大大减弱。但后来的工作(]表明磷不是导致360°C脆性的本质原因，因为在高纯的 40Si2I2钢中也发现有TME,且其断裂方式为穿晶断裂；钼只是使显示TME的冲击试验 温度降低了，并没有从根本上消除360°C脆性。这些工作比较全面地了解了中碳硅-锰钢中 TME的表现行为，但尚未细致探讨过TME产生的机制。本文旨在对中碳硅-锰钢中TME的 产生机制作一些有益的探索。 1试验材料及试验方法 试验材料为1炉40Si2Mn2钢，2炉不同钼含量的40Si2Mn2Mo钢。3炉钢均采用真空 感应炉熔炼，并经电渣重熔(3070渣)。试验用材料的化学成分如表1所示。 表1钢的化学成份，wt% Table 1 Composition of steels,wt% 炉号 钢 种 9 Mn Mo 14* 40Si2Mn2 0.36 1,91 1,88 0,02 0.054 0.004 17推 40Si2Mn2Mo 0.33 1,96 2.03 0.63 0.050 0.006 18# 40Si2Mn2Mo 0.36 1.84 1,93 0.97 0.049 0.005 钢锭经锻造成型材，通过正火、退火后粗加工成所需试样，再作淬火、回火、热处理， 最后进行磨加工。奥氏体化温度为950°C,保温30mn,在盐浴炉中进行，油冷淬火。回火 处理有两种：一种为在不同的回火温度下保温2，在井式风扇炉中进行，出炉空冷；另一种 为固定的回火温度(320°C),不同的保温时间，在硝盐炉中进行，出炉空冷。 冲击试验在国产HB-30冲击试验机上进行，冲击试样均为标准梅氏试样。低温冲击采 用液氮十异戌烷冷却，高温冲击采用热水加热。 利用透射电子显微镜(EM-400T和H-800)分析了碳化物。电解萃取碳化物的电解液 X7.5%KC1+0.5%柠檬酸水溶液，电流密度10mA/cm2,电解时间为45~60s。碳化物中合 金元素的百分含量及马氏体中的固溶含碳量的分析借助于物理化学相分析技术【)。淬火试 样的长度变化规律是用光学膨张仪(DP-43),加热速率为4°Cmin。 29

近年来对 机制 的讨论 主要集 中在以下 种观点 晶界碳化物薄膜机制 仁” “ 。 它 公重 强调 沿 晶界析 出的渗碳体 薄膜 对 的 作用 残余 奥氏体 分解机制 汇“ ’ 。 它 认 为 马 氏体板条 间的残 余 奥 氏体薄膜 在回火 过程 中发生不稳 定分解形成碳化物 是 导致 的 根 本原 因 杂 质元素偏 聚 与碳化物 析 出共 同 作用机制 〔 一 了 。 它 强调 是 由杂质元 素 在 原 奥 氏 体 晶界的 偏 聚 以及 碳 化物在 晶 界 的析 出两方 面引起的 ， 二 者缺一不 可 。 可 以看 出 ， 这几 种主要 观点都强调 了碳化物对 的产生起着极 其重要 的作用 。 本 文研究 的是 中碳 硅 一 锰 钢 中的 。 文 献 〔 〕最早 报道在 钢 中发 现有 脆性 ， 并在脆性的沿 晶断 裂表 面上检测到 了杂 质元 素磷的偏聚 ， 因此推 测该 “ 脆 性可 就 与磷 在原奥氏体晶界上 的富集 有关 ， 同时 还 发现向 钢 中加 入铂能使 脆 性稍 除 或 大大减 弱 。 但后来 的工作 ‘ “ ’ 表明磷不是导致 。 。 脆性的本 质 原 因 ， 因为在 高 纯 酌 论 钢 中也 发现有 ， 且其断 裂方式为穿 晶断 裂 铂只 是 使显示 的 冲击试验 温度降低 了 ， 并没有从根 本上 消除 。 ” 脆性 。 这些 工 作 比较全 面地 了解 了 中 碳 硅 一 锰 钢 冲 的表现行 为 ， 但 尚未 细致探 讨过 产生 的机制 。 本文 旨在对 中碳 硅 一 锰 钢中 的 产生机制 作一些有益的 探索 。 试 验材料及试验方法 试 验 材料 为 炉 钢 ， 炉不 司铂 含量 的 钢 。 炉 钢均 采 用真空 感 应 炉熔炼 ， 并经 电渣 重熔 。 渣 。 试 验 用 材料 的化 学成分如 表 所 示 。 表 钢 的化 学成 份 ， ， 一一 一一 一 一 一 。 。 。 。 。 。 。 以一八 炉 号 钢 种 儿 ︸门︸ 书 林 。 匀 解 五 。 。 钢锭经锻造成型材 ， 通过正火 、 退火后 粗加 工成所需试样 ， 再 作淬火 、 回火 、 热处 理 ， 最 后 进行 磨加 工 。 奥 氏 体化温 度 为 ， 保温 ， 在盐浴炉 中进行 ， 油冷 淬火 。 回火 处理有 两种 一种 为在 不 同的 回火 温 度下 保温 ， 在 井式风 扇炉 中进行 ， 出炉空冷 另一神 为 固定的 回火温 度 ， 不 同 的保温 时 间 ， 在 硝盐 炉 中进行 ， 出炉空冷 。 冲击试验在国产 一 冲击试验机上进行 ， 冲击试 样均为标准 梅 氏 试样 。 低温 冲击采 用 液氮十 异戌 烷冷却 ， 高温 冲击采 用热水加热 。 利 用透射 电子显 微镜 一 和 一 分析 了碳 化物 。 电解萃取 碳 化物 的电解 液 为 柠檬 酸水溶 液 ， 电流 密度 ， 电解时 间为 一 。 碳化物 中合 金 元素 的百分 含量及 马 氏体 中的 固溶 含碳量 的分析借助于物 理 化学相 分析 技 术 【 “ 〕 。 淬火试 样 的长度 变化 规律是 用光 学膨胀仪 一 业 ， 加 热 速率为

2试验结果及分析 2.140Si2Mn2钢 (1)冲击性能 图1给出了40S2Mn2钢在不同冲击试验温度下的冲击功随回火温度的 60 变化曲线。可以看出，40Si2Mn2钢具有明显 ·Tcs1temp,25℃ ( 。Test temp.-100℃ 的TME特征，其TME产生的回火温度区间大 Tes1enmp.:l0℃ 约在300~400°C,脆性的低谷对应于360°C, 40 故也可称360°C脆性。此外，由图也可看到 在440°C以后钢的冲击韧性逐渐降低，这是高 温回火脆性所致，关于这一点本文不作讨论。 (2)碳化物析出图2为40Si2Mn2钢在 300 0 不同回火温度下的一组电镜照片。在320°C回 Tempcring temperature,'C 火时（图2a),钢中碳化物析出的主要特点是 图1在不同试验温度下40S12Mn2钢的冲 板条状马氏体的基体上沿一定位向分布有片状 击功随回火温度的变化 的碳化物相。对萃取碳复型上的碳化物作电子 Fig.1 Variation of impact energy with 衍射分析，得知为e碳化物。这种片状的e碳 tempering temperature at diffe- rent test tempcratures 化物是钢中析出的主要碳化物。在360°C回火 时（图2b),板条马氏体中的片状ε碳化物数 量较320°C时已明显减少，但仔细观察可发现此温度下增加了许多细小、弥散的粒状碳化 物相，均匀分布于马氏体中。随着回火温度的进一步升高(400°C,图2c)、表明回火早期 析出的片状ε碳化物已基本消失，而新析出的细小弥散碳化物数量增加，并已逐渐长大。对 萃取碳复型上的这种细小粒状碳化物作电子衍射分析（微衍射），知为渗碳体。把以上观察 结果与图1结合起来分析可以知道，对应于40Si2M2钢360°C脆性的产生，钢中的碳化物 析出相发生了显著变化；片状的ε碳化物逐渐消失，被析出的渗碳体所取代。它是细小弥散 的颗粒状渗碳体。 0.21am 图240S2Mn2钢在3种回火温度下析出的碳化物薄膜试样： (a)320°C阿火(b)360°C阿火及(c)400C回火 Fig.2 Carbid:precipitated at three tempering temperatures 30

试验结果 及分析 钢 冲击性能 一 一 一 一 图 给 出 了 钢 在不 同 冲击 试验 温 度下 的 冲击功 随 回火 温度 的 变化 曲线 。 可 以看 出 ， 钢 具有 明显 里卜 兮 一。比。︵洛 “八 工︺三。︸︺ 、 飞 、 奋、 二℃ ， ’ 图 在不 同试验 温 度下 钢 的冲 击功随 回火 温度的变化 乞 的 特征 ， 其 产生 的回火温度 区间大 约 在 一 ， 脆 性的低 谷 对应于 “ ， 故也 可称 “ 脆性 。 此外 ， 由 图 也 可 看 到 在 。 “ 以后 钢的 冲击韧 性逐渐降低 ， 这是 高 温 回火脆性所致 ， 关于 这一点 本文不 作讨论 。 碳化物 析 出 图 为 钢在 不 同 回火温 度下 的一 组 电镜 照 片 。 在 回 火 时 图 ， 钢 中碳 化物析 出的 主要 特点是 板 条状 马 氏体 的基体上沿一定位 向分布有 片状 的碳 化物相 。 对萃取碳 复 型上 的碳 化物 作 包子 衍射分析 ， 得 知 为 己 碳化 物 。 这 种 片状 的 ￡ 碳 化物是 钢 中析 出 的主要 碳化物 。 在 。 。 回火 时 图 ， 板 条马 氏体 中的 片状 碳 化 物 数 量较 时 已 明显减少 ， 但仔 细 观察可发 现 此温度下 增加 了许 多细小 、 弥 散 的 粒状碳化 物相 ， 均 匀分布于 马 氏体 中 。 随着回火温 度的进一步 升 高 ， 图 、 表明 回火 早 期 析 出的片状 。 碳化物 已基本消失 ， 而新析 出的细小弥 散 碳化物 数 量 增加 ， 并 已逐渐 长大 。 对 萃取碳复型上的这种细小粒状碳化物 作电子衍射分析 微衍 射 ， 知 为渗 碳体 。 把 以上观 察 结果 与图 结 合起来分析可 以知道 ， 对应于 钢 脆 性的产生 ， 钢 中的碳化物 析 出相 发 生 了显 著变化 片状 的 ￡ 碳化物逐渐 消失 ， 被析 出 的渗 碳体所取代 。 它 是 细小弥 散 的颗粒状 渗碳体 。 图 钢 在 种 回 火 温 度 下 析 出的 碳 化物薄膜 试样 回 火 。 。 回 火 及 回 火 ，

图3是利用物理化学相分析技术得到的结果，它为图2的现象提供了旁证。从图3的变 化曲线看，其总趋势是随回火温度升高而增加，但在360°C出现了一个“凹坑”，而从图中 固溶含碳量曲线看，此时碳化物的析出数量并非减少。这是由于该温度下析出的碳化物的尺 寸变小，使萃取收得率降低引起的。电镜观察表明，碳化物尺寸变小正是由于ε碳化物被刚 析出的细小弥散渗碳体所取代。由图3还可看到，当回火温度高于400°C时，在碳化物合金 元素中可以检测到锰的存龙。显然，这是由于钢中的锰原子替代了渗碳体中的一部分铁原子 所致，这也从另一角度证买了只有在360°C以后，渗碳体才开始取代ε碳化物。 60 2:0 o17,Test temi,=25"℃ ·c18,Test temp,23C 1.0 三ns,tarhides in steel 【C Cotent In mer&eige 2 o Nul8,Test lemip.=-100 世与3.0 1.0 40 2.0 1. 0.20 .8 20 0,10 0.9t 1n 02 20320400506U 300 Tempering tempcraturc,'C 400 500 Tempering temperature,C 图3碳化物中合金元素及马氏体中固溶 图上不同温度下试样的冲击功随回火温 含碳量随回火温度的变化 度的变化 Fig.3 Variation of the content of allo- Fing Variation of impact energy with ying clements and carbon in mart- tempering temperature at diffe- ensite with tempering temperature rent temperatures 膨胀试验的结果表明在大约400°C左右开始回火第3阶段，即渗碳体的析出。这一温度 稍高于由电镜及相分析所得到的结果，可能是由于膨张试样的连续加热而引起的。 2.240Si2Mn2Mo钢 40Si2M2钢的试验结果揭示了在TME的产生与回火过程中细小弥散渗碳体的析出之间 存在有某种对应关系，为验证这一现象，本试验进一步研究40S12Mn2Mo钢。 (1)冲击性能图4是两种40Si2Mn2Mo 60 Tempered at20七 钢在不同的试验条件下其冲击功随回火温度的 17 变化曲线。可以看出，这两种钢均具有明显的 40 TME特征。与40Si2Mn2钢的冲击曲线相比 不难发现，40Si2Mn2Mo钢TME低谷对应的 20 温度为400°C,较40Si2Mn2钢的360°C要 高，这表明钼对TME具有推迟作用。钼的这 一作用还可从图5证实。在320°C回火时，随 10 10 10 着保温时间的延长，40Si2Mn2钢的冲击韧性 Temperig tue,min 讨5同一回火温度下14·、17#锅的冲击功随 逐渐降低，而相应的40Si2Mn2Mo钢(17) 间火时间的变化 却基本保持不变。有关钼对TME的推迟作 Fig.5 Variation of impact encrgy with tempering time at the same 用，在其它钢中尚未见报导。 tempering temperature (2)碳化物析出图6是40Si2Mn2Mo钢(18*)在不同回火温度下的一组电镜照片。 显而易见，40Si2Mn2Mo钢中也存在有片状ε碳化物被细小弥散渗碳体所取代的现象，但此 31

图 是利用物理 化学相分析技术得 到的结果 ， 它为 图 的现象 提供 了旁 证 。 从 图 的变 化 曲线 看 ， 其总趋势是随回 火温度 升 高而增加 ， 但在 。 。 出 现 了一 个 “ 凹坑 ” ， 而从图 中 固 溶含碳量 曲线看 ， 此时 碳 化物 的析出数 量 并非减 少 。 这 是 由于 该 温 度下析 出 的碳化物 的尺 寸 变小 ， 使萃取收得率降低引起的 。 电镜观察表 明 ， 碳 化物 尺寸 变小 正是 由于 ￡ 碳化物 被 刚 析 出的细小弥 散渗碳体所取代 。 由图 还可看到 ， 当 回火 温 度 高于 “ 时 ， 在碳化物 合金 元素 中可 以检测到锰 的存在 。 显 然 ， 这是由于 钢 中的锰 原子替代 了渗碳体 中的一 部分铁原子 所 致 ， 这也从 另一角度证买 了只有在 ’ 以后 ， 渗碳体 才开 始取代 ￡ 碳化物 。 誉 ‘ ‘ 乞一︸认奢‘。一乞任 户 ， 三︸一︸‘ ﹃尸一︸三︸。己。乙 门﹃曰﹃ ︸ 二﹄ 一 ‘ 】 “ ， 仁 一 止二 匀 口 日 之 五 角 已 引 必门之备借七 入、 心 七 ， ‘ ， 、 、 、 、 气 叼 产 、 日 ， 户」夕 丈 呀 厂尸寸 一 户 心 、 叫 卜 ， 卜。 ， ， 户 二 ’ 夕 下－、 少尝 日 ， 砂一， 二 一 卜。 色 ，‘ 亡 二 · 勺 入冷 · 弓笋二砰 一 一 才 一 甲 决﹄二。。价二︺丈二户 一︺‘二创仗少三 ﹂︸。 长 户 ， 图 碳化物 中合 金元素及马 氏体 中固溶 含 碳量随 回 火温 度 的变化 良 一 图 弋 印 ， ’ 不 同温 度下试样的冲击功随 回火温 度的 变化 卜 膨胀试验的结果表明在 大约 。 “ 左右开 始 回火 第 阶 段 ， 即渗碳 体 的析 出 。 这一 温 度 稍 高于 由 电镜及相 分析所得 到 的结 果 ， 可能是 由于 膨胀 试样的 连 续加 热 而引起的 。 。 钢 钢的 试验结果 揭示 了在 的产生与 回火 过程 中细小弥 散渗碳 体的析 出之 间 存 在有某种对应关 系 ， 为 验 证这一 现象 ， 本试验 进一 步 研究 。 钢 。 冲击性能 图 是 两种 钢 在不 同 的试 验条 件下 其冲击功随回火温度 的 变 化 曲线 。 可 以看出 ， 这 两种 钢均具有 明显 的 特 征 。 与 钢的 冲击 曲线相 比 不 难发现 ， 钢 低谷对应的 温 度 为 ， 较 钢 的 要 高 ， 这表明铂对 具有 推迟作用 。 铂的这 一 作用还可从 图 证实 。 在 回火时 ， 随 着 保温时 间的延长 ， 钢 的冲击 韧 性 逐 渐降低 ， 而相 应 的 钢 却 基本保持不 变 。 有关 铂对 的 推 迟 作 用 ， 在其它 钢 中尚未见报导 。 一 ， 尸 仑 。 ℃ 它 乙 ‘ ” 一一人一…二 万一下 … 丁 川 创 ’ 叹 川 沦 ， 川 浏 同 一 回 火温 度下 非 、 钢的冲击功 随 回 火 时 间的 变化 爪 碳化物析 出 图 是 。 钢 在不 同 回火 温 度 下 的一 组 电镜 照 片 。 显 而易见 ， 。 钢 中也存 在有 片状 ￡ 碳 化物被 细小 弥 散渗 碳体所 取代 的现象 ， 但 此

时渗碳体析出的温度(~400°C)要高于40Si2M2钢(~360°C)。结合钼推迟TME的现象 可以知道：在40Si2Mn2Mo钢中同样存本有TME与细小弥散渗碳体析出之间的对应关系。 (e) 30 图6苯取碳复型试样给出18◆钢析出的碳化物 (a)360°C回火，(b)400°C回火，(c)440°C回火 Fig.6 Carbon cxtraction replicas at three tempering temperatures 3讨 论 在前言中已提到过关于TME产生的3种主要机制，它们只能用于解释TME的沿晶断 裂或穿晶断裂现象。中碳硅-锰钢中的TME既可表现为沿晶断裂，又可表现为穿晶断裂[)， 显然，上述3种机制均不能单独用来解释中碳硅-锰钢中的TME,需要另辟途径。 早在60年代，Banerjee[11在研究4340钢中的TME时曾经发现：TME的产生是与 一种碳化物（ε碳化物）的溶解及另一种碳化物（渗碳体）的重新析出相联系的，为此，他 把TME的产生归因于渗碳体析出对位错运动的钉扎。这一观点对我们颇有启发，因为本试 验关于TME与渗碳体析出具有对应性的结果与Banerjee的发现是一致的，所不同的只是实 验中观察到的渗碳体是细小弥散的颗粒状渗碳体，而Banerjee观察到的渗碳体则是片状的。 虽然在渗碳体的析出形状上有所差异，但Banerjee关于4340钢中渗碳体析出对位错运 动有钉扎作用的观点同样也适用于中碳硅-锰钢。Cahn【11)曾通过热力学计算指出，位错线 是析出相优先形核的位置。由此可以推断在中碳硅-锰钢中大量细小弥散的渗碳体析出是以 位错线及其结点为优先形核位置的，而当这些渗碳体质点析出后，就对晶体中位错起了有力 的钉扎作用，使位错的可动性急刷降低，导致母相韧性的下降。电镜观察发现在40Si2M2 钢360°C回火试样中有许多被渗碳体质点钉扎的高密度位错区。这样就可以把中碳硅-锰钢 中的TME与大量细小弥散的渗碳体析出联系了起来。当细小弥散渗碳体刚刚开始析出时， 由于其数量较少，对位错可动性的影响并不很大，因而母体韧性降低不明显，这对应于TME 的初始阶段；随着回火温度的升高，渗碳体的形核数目及析出总量急剧增加，极大地限制了 晶体中位错的可动性，从而导致严重的脆性，这对应于TME的低谷，以后，尽管碳化物析 出量仍在增加，但由于碳化物的迅速长大和吞并，使碳化物质点数目逐渐减少，因而被钉扎 的位错数目也趋于减少，又使得母相韧性得以回升。 细小弥散渗碳体的析出不是中碳硅-锰钢中TME产生的唯一原因。TME的形成原因是 32

时渗碳体析出的温度 一 要 高于 钢 一 。 结合铂推迟 的现象 对应关 系 。 图 萃 取 碳 复型 试样给 出 润析 出的碳化 物 回火 ， “ 回火 ， 峨 “ 回火 讨 论 在前言 中已提到过关于 产生 的 种 主要机制 ， 它们只 能用于 解 释 的沿 晶断 裂或穿晶断 裂现象 。 中碳 硅 一 锰钢 中的 既 可表现为沿 晶断 裂 ， 又可表现为穿晶断 裂 〔 。 ’ ， 显 然 ， 上述 种机制均不能单独 用来解 释 中碳 硅 一 锰 钢 中的 ， 需要另辟途径 。 早在 年代 ， 。 。 〔 ‘ 。 在研究 。 钢 中的 时 曾经 发现 的 产 生是 与 一种 碳化物 。 碳化物 的溶解及 另一种碳化物 渗碳体 的重新析 出相联 系 的 ， 为此 ， 他 把 的产生归 因于 渗碳体析出对位错运动 的钉扎 。 这一观点对我们颇有启 发 ， 因为本试 验关于 与渗 碳体析出具有对应性 的结果与 的发 现是一致的 ， 所不 同 的只是 实 验 中观察到的渗 碳体是细小弥散 的颗粒状渗 碳体 ， 而 观察到 的 渗碳体则是 片状 的 。 虽 然在渗碳体的析出形状上有所差 异 ， 但 关于 钢 中渗碳体析 出对位错 运 动 有钉扎 作用 的观点 同样也适用于 中碳 硅 一 锰 钢 。 〔 ” ’ 曾通过热力学计 算指 出 ， 位错线 是析 出相优先形核 的位置 。 由此可 以推断 在 中碳 硅 一 锰 钢 中大量 细小 弥散 的渗 碳 体析 出是 以 位错线 及其结点 为优先 形核 位置 的 ， 而 当这 些渗碳体质点析出后 ， 就对 晶体 中位错起 了有力 的 钉扎 作用 ， 使位错 的可动性急剧 降低 ， 导致 母相 韧 性 的下降 。 电镜观察发 现 在 钢 。 。 回 火试 样 中有许 多被渗碳体质点 钉扎 的高密度位错 区 。 这样就可以把 中碳 硅 一 锰钢 中的 与大 量 细小弥散 的渗碳体析 出联系 了起来 。 当细小弥散渗碳体 刚刚开 始析 出时 ， 由于 其数量较少 ， 对位错可动 性 的影响并不很 大 ， 因 而母体韧性降低不 明显 ， 这对应于 的初始阶段 随 着回火温度 的 升高 ， 渗碳体 的形 核数 目及析 出总量急剧 增加 ， 极大地 限制 了 晶体中位错 的可动性 ， 从而导致严重 的脆性 ， 这对应于 的低 谷， 以后 ， 尽管 碳 化物析 出量仍在增加 ， 但 由于 碳 化物 的迅 速长大 和吞 并 ， 使碳化物质点数 目逐渐减少 ， 因 而被钉扎 的位错数 目也趋于 减少 ， 又使得 母相 韧性得以 回升 。 细小弥散渗碳体的析出不是 中碳 硅 一 锰 钢 中 产生 的唯一 原 因 。 的形 成 原因是

很复杂的，不能用一种因素来解释。在木试验研究的碳硅-锰钢中观察到马氏体板条间的残 余奥氏体薄膜，并用X射线衍射技术测得其在回火过程中的分解对应于钢中TME产生的温 度；同时也观察到部分晶界上存在着碳化物薄膜。显然，这些因素对TME也会有作用。根 据已有的TME机制，这些因素的作用主要是引发沿品裂纹。而裂纹是否能以脆性方式扩展 需要有母相韧性水平的配合。从这个意义上来说，我们倾向于把大量细小弥散渗碳体的析出 作为中碳硅-锰钢中TME产生的主要原因。 由于微裂纹的长大和传播是一种随机过程，因此最低能的断裂路径便是裂纹优先扩散的 通道，这就不难理解为什么中碳硅-锰钢中的TME既可表现为沿晶断裂，又可表现为穿晶断 裂。事实上，工业用钢通常表现为沿晶断裂，而高纯钢往往对应穿晶断裂【】。 4结 论 (1)中碳硅-锰钢在回火第3阶段析出的渗碳体不是通常在其它钢中所看到的片状渗碳 体，而是细小弥散的颗粒状渗碳体。 (2)大量细小弥散的渗碳体析出优先在晶体中的位错线上形核，导致母相中位错可动性 的急剧降低，是中碳硅-锰钢中TME产生的一个主要原因。 (3)钼的加人可以阻碍40Si2Mn2钢的回火第3阶段，因而推迟钢中TME的产生，这 为大量细小弥散渗碳体析出导致TME的观点提供了有力的证明。 参考文献 1 Grossman M A.Trans.AIME,1946;167:39 2 Klingler L J,et al.Trans.ASM,1954;46:1557 3 Thomas G.Met.Trans.,1978;(9A):439 4 Horn R M,et al.Mef.Trans.,1978;(9A):1039 5 Capus J M.JISI,1963;201:53 6 Banerji S K,et al.Met.Trans.,1978;(9A):237 7 Briant C L,et al.Met.Trans.,1979;(9A):123 8裘尧健，曹凤豫，杨让.北京钢铁学院学报，1979；(2)：120 9付明。北京钢铁学院硕士学位论文，1986 10 Banerjee B R.JISI,1965;203:166 11 Cahn J W.Acta Met.,1957;(5):169 33

很 复杂 的 ， 不 能用一种 因素来解 释 。 在 术试 验研究 的碳 硅 一 锰 钢中观察到马 氏体板 条 间 的残 余 奥氏 体 薄膜 ， 并用 射线 衍射技术 测得 其 在回火 过程 中的分解对应于 钢 中 产生 的温 度 同 时也观察到部分 晶 界上存在着碳化物 薄膜 。 显 然 ， 这 些 因素对 也 会 有 作用 。 根 据 已有 的 机制 ， 这 些 因素 的作用主要是 引发沿晶裂纹 ， 而裂纹 是否 能 以脆 性 方式扩展 需要有 母相 韧性水平的配 合 。 从这 个意 义 上来 说 ， 我 们 倾 向于 把大 量 细小 弥散 渗 碳体的析 出 作 为 中碳 硅 一 锰 钢 中 产生 的主要 原 因 。 由于 微裂纹 的长大和 传播是一种随机 过程 ， 因此 最 低能 的断 裂路 径 便是裂纹优先扩散 的 通道 ， 这 就不难理解 为 什么 中碳 硅 一 锰 钢中的 既 可 表现为沿 晶断 裂 ， 又可表现 为穿晶断 裂 。 事实上 ， 工 业用 钢通常 表现 为沿 晶断 裂 ， 而高纯 钢往往对 应穿 晶断 裂 〔 “ 〕 。 结 论 中碳硅 一 锰 钢在回火第 阶段析 出 的渗 碳体不是通常在其它钢中所看到 的 片 状 渗碳 体 ， 而是 细小弥 散 的颗粒状渗碳体 。 大 量细小弥散的渗碳 体析 出优 先在 晶体 中的 位错线 上 形核 ， 导致母相 中位错可动 性 的急剧 降 低 ， 是 中碳 硅 一 锰 钢中 产生 的一 个主 要原 因 。 钥 的加 人可 以阻碍 钢 的回 火 第 阶 段 ， 因 而推迟 钢 中 的产生 ， 这 为大量 细小弥散 渗碳体析 出 导致 的 观点 提供了 有 力的 证 明 。 参 考 文 献 。 ” 。 ， ， 。 了 ， 理 万 。 九 ， ， 。 。 。 ” ， 。 ， ， 汀 ， ， 。 ” 。 ， 裘 尧健 ， 曹凤 豫 ， 杨 让 北京钢铁学院 学报 ， 。 付 明 北京钢铁学院硕士学位论文 ， 。 ， 。