张植权等：低碳低合金钢时效过程中Mn在a-F与渗碳体间重分布特征 343· 100E (b) 80 60 2.8nm 40 Mn C 2I nm Mn 00 10 20 30 40 Distance/nm 3.0 (c) 0.08(d 2.5 Mo 2.0 0.06 1.5 1.0 Si Ni 0.02 0.5 0 0 10 20 30 40 10 20 30 Distance/nm Distance/nm 图1调质处理的试样在370℃时效28800h后C和Mn原子的分布图(a),沿垂直于a/0界面方向各合金元素成分的分布图：Fe、C、Mn(b), Mo、Si、Ni、Cu(c),P(d) Fig.1 Atom maps of C and Mn in a quenched-tempered sample after thermal aging at 370 C for 28800 h(a),composition profiles of Fe,C,and Mn(b), Mo,Si,Ni,and Cu(c),and P(d)across the a/0 interface 从中可以发现，Mo元素成分分布曲线与Mn的曲 从以上分析结果可知，A508-Ⅲ钢经调质处理 线形状相似，在靠近旧界面的渗碳体一侧，存在 后在370℃时效28800h,碳化物形成元素Mn和 Mo原子分数峰(2.9%)，该原子分数峰位置跟 Mo在靠近/0界面渗碳体一侧聚集，而非碳化物 a/e相界面的位置相差1nm.Mo、Mn均为碳化物 形成元素则在靠近a旧界面a-Fe基体一侧聚集. 形成元素，因此它们在渗碳体内的分布特征相似. 不过不同的是，碳化物形成元素在相界附近存在 不过该温度下，Mn在渗碳体内溶解度远高于Mo, 浓度峰，而非碳化物形成元素则没有形成浓度峰， 因此渗碳体内Mn原子分数(12.84%)也明显高于 这与回火时间较短时的研究结果恰好相反.L和 Mo原子分数(2.51%).对于非碳化物形成元素， Smith!27最早利用原子探针场离子显微镜观察到 Si和Cu在a-Fe基体中浓度明显高于渗碳体中浓 Fe-3.35%C-2.68%Si合金淬火后在380℃回火 度，而Ni在a-F基体中浓度只略高于渗碳体中浓 1h后，在渗碳体附近存在一个宽度为1~2nm原 度，这是因为渗碳体中Ni的固溶度高于Si和Cu, 子分数为12%的S原子偏聚区.他们认为在回火 因此时效一定时间后，渗碳体中的N相对更多. 第三阶段初期，Si从渗碳体内被排挤到a-Fe基体 图1(d)为P元素成分分布图，由于钢中P元素浓 中而形成了Si原子的偏聚区，形成原因是Si在基 度比其他元素低很多，如果与其他元素画在同一张 体中扩散慢，来不及扩散均匀，因而在靠近界面的 图中，无法观察P浓度分布特征的变化.从图1(d) 基体一侧“堆积”.通过延长时效时间，Si逐渐向 可以清楚看到，尽管P在a-Fe基体中和渗碳体内 a-Fe基体中扩散，Si原子偏聚区也将逐渐消失 的浓度均很低，但是曲线中存在一个明显的P原子 Si偏聚区的存在会减少C向渗碳体内的扩散通 分数峰，峰值为0.08%，对应横坐标的值为19.2nm, 量，因此被认为是阻碍渗碳体粗化动力学上的障 与a0相界面的位置重合，说明P在c/0相界上发 碍，此后，很多研究都得到了类似的结果-5，10然 生了偏聚 而，对于碳化物形成元素，一般只观察到在渗碳体从中可以发现，Mo 元素成分分布曲线与 Mn 的曲 线形状相似，在靠近 α/θ 界面的渗碳体一侧，存在 Mo 原子分数峰 （ 2.9%） ，该原子分数峰位置 跟 α/θ 相界面的位置相差 1 nm. Mo、Mn 均为碳化物 形成元素，因此它们在渗碳体内的分布特征相似. 不过该温度下，Mn 在渗碳体内溶解度远高于 Mo， 因此渗碳体内 Mn 原子分数（12.84%）也明显高于 Mo 原子分数（2.51%）. 对于非碳化物形成元素， Si 和 Cu 在 α-Fe 基体中浓度明显高于渗碳体中浓 度，而 Ni 在 α-Fe 基体中浓度只略高于渗碳体中浓 度，这是因为渗碳体中 Ni 的固溶度高于 Si 和 Cu， 因此时效一定时间后，渗碳体中的 Ni 相对更多. 图 1（d）为 P 元素成分分布图，由于钢中 P 元素浓 度比其他元素低很多，如果与其他元素画在同一张 图中，无法观察 P 浓度分布特征的变化. 从图 1（d） 可以清楚看到，尽管 P 在 α-Fe 基体中和渗碳体内 的浓度均很低，但是曲线中存在一个明显的 P 原子 分数峰，峰值为 0.08%，对应横坐标的值为 19.2 nm， 与 α/θ 相界面的位置重合，说明 P 在 α/θ 相界上发 生了偏聚. 从以上分析结果可知，A508-Ⅲ钢经调质处理 后在 370 ℃ 时效 28800 h，碳化物形成元素 Mn 和 Mo 在靠近 α/θ 界面渗碳体一侧聚集，而非碳化物 形成元素则在靠近 α/θ 界面 α-Fe 基体一侧聚集. 不过不同的是，碳化物形成元素在相界附近存在 浓度峰，而非碳化物形成元素则没有形成浓度峰， 这与回火时间较短时的研究结果恰好相反. Li 和 Smith[27] 最早利用原子探针场离子显微镜观察到 Fe‒3.35% C‒2.68% Si 合金淬火后在 380 ℃ 回火 1 h 后，在渗碳体附近存在一个宽度为 1～2 nm 原 子分数为 12% 的 Si 原子偏聚区. 他们认为在回火 第三阶段初期，Si 从渗碳体内被排挤到 α-Fe 基体 中而形成了 Si 原子的偏聚区，形成原因是 Si 在基 体中扩散慢，来不及扩散均匀，因而在靠近界面的 基体一侧“堆积”. 通过延长时效时间，Si 逐渐向 α-Fe 基体中扩散， Si 原子偏聚区也将逐渐消失. Si 偏聚区的存在会减少 C 向渗碳体内的扩散通 量，因此被认为是阻碍渗碳体粗化动力学上的障 碍，此后，很多研究都得到了类似的结果[4−5,7,10] . 然 而，对于碳化物形成元素，一般只观察到在渗碳体 21 nm C Mn (c) Mo Si Ni Cu (d) (a) (b) 100 80 2.8 nm Fe C Mn Distance/nm Atomic fraction/% Distance/nm 60 40 20 20 P 0 10 30 40 0 3.0 2.5 Distance/nm Atomic fraction/%2.0 1.5 1.0 0.5 0 10 20 30 40 0 0.08 0.06 Atomic fraction/% 0.04 0.02 0 10 20 30 40 0 图 1    调质处理的试样在 370 ℃ 时效 28800 h 后 C 和 Mn 原子的分布图（a），沿垂直于 α/θ 界面方向各合金元素成分的分布图：Fe、C、Mn（b）， Mo、Si、Ni、Cu（c），P（d） Fig.1    Atom maps of C and Mn in a quenched-tempered sample after thermal aging at 370 ℃ for 28800 h (a), composition profiles of Fe, C, and Mn (b), Mo, Si, Ni, and Cu (c), and P (d) across the α/θ interface 张植权等： 低碳低合金钢时效过程中 Mn 在 α-Fe 与渗碳体间重分布特征 · 343 ·