.692 北京科技大学学报 第29卷 产生一种界面张力，从而片状渗碳体在亚晶处出现 而较平直的渗碳体部位侧因沉淀而逐步向外长大 沟槽，且沟槽两侧成为曲面们.基于上述理论，因渗 如此不断进行，最后形成了各处曲率半径相近的粒 碳体片破断后的尖角或凸出处的曲率半径小于平 状渗碳体，这是渗碳体的球化过程.。在700℃退火 面，固溶解度比较高而被溶解，这就使得与渗碳体尖 时随着时间的延长，可以看出晶内的小颗粒渗碳体 角接壤的周围铁素体中的碳浓度大于与渗碳体平面 和晶界上的大颗粒渗碳体同时不断长大粗化 接壤处的碳浓度，其结果在铁素体内形成了碳浓度 (图5(b)~(d),同样也是基于上述的原理，即通过 梯度，加速碳的扩散，破坏了相界面上碳浓度平衡， 小颗粒（曲率半径小）的溶解和原子的扩散，而使大 为了恢复平衡，渗碳体尖角或凸出处将进一步溶解， 颗粒长大(Ostwald熟化) 035 0.35 (b) 0.30 0.30 71700℃ T=700℃ 025 t=10 min 025 t=30 min 020 ￥0.20 0.15 m0.15 0.10 0.10 0.05 0.05 0010.2030.40.50.60.70.8091.0 00.102030.40.50.60.70.80.91.0 颗粒尺寸1m 颗粒尺寸m 035 035 (d) 0.30 7-700℃ 0.30 T=700℃ 0.25 t=60 min 0.25 t=120 min 出0.20 0.15 0.10 010 0.05 0.05 层■圆 00102030,4050.607080910 00.10.20.30.40.50.60.70.80.91.0 颗粒尺寸μm 颗粒尺寸μm 图6冷轧后不同退火时间渗碳体颗粒的尺寸分布.(a)1=10min:(b)t=30min;(c)t=60min:(d)t=120min Fig6 Distribution of cementite grain size in the tested steel annealed for different time after cooled rolling:(a)=10min:(b)=30min:(c) t=60min:(d)t=120min 对比图3(a)与图5(c)可以看出，在600℃退火 其次是由于塑性变形使渗碳体板条变薄，同时内表 60min渗碳体没有完全球化，到700℃退火60min 面的增加引起渗碳体不稳定，而发生渗碳体的溶 时已经完全球化，铁素体晶粒也比600℃退火的大 解0]，随着退火保温时间的延长，铁素体发生回复 多了.对比图3(b)与图5(d)可以看出，在700℃退 和再结晶，在Fe3C中Fe与C的结合能高于C与位 火120min后的铁素体和渗碳体都比600℃退火的 错的结合能量，溶解的过饱和碳开始活跃起来，同时 明显长大，在700℃（图5(d))的铁素体晶粒形成了 位错也在逐渐减少消失，储存在位错中的碳就在铁 等轴状，而600℃（图3(b)的铁素体晶粒还是变形 素体晶粒内部析出 拉长的，说明退火温度对再结晶退火有重要的影响， 2.3力学性能 试样在600℃退火保温120min和700℃退火 片状珠光体在冷轧变形90%后的抗拉强度达 保温30min以上时，在铁素体晶粒内部都有碳化物 到1688MPa.冷轧后经过700℃不同时间退火后， 析出（图3(b)和图5(b)~(d),并且随着时间的延 测得抗拉强度如图7所示.可以看出，加热到700℃ 长碳化物逐渐增多，片层珠光体中的渗碳体在塑性 没有保温的抗拉强度就减小到退火前的一半，在同 变形过程中发生分解，主要原因是由于在塑性变形 一温度退火，随着退火时间的延长，抗拉强度呈下降 中碳原子与铁素体中位错的结合能量超过了渗碳体 趋势，在700℃保温从开始退火0~60mim之间下降 在铁素体中的溶解热，提供了渗碳体溶解的驱动力： 比较迅速，保温达到l20min时下降比较缓慢.片状产生一种界面张力‚从而片状渗碳体在亚晶处出现 沟槽‚且沟槽两侧成为曲面［9］．基于上述理论‚因渗 碳体片破断后的尖角或凸出处的曲率半径小于平 面‚固溶解度比较高而被溶解‚这就使得与渗碳体尖 角接壤的周围铁素体中的碳浓度大于与渗碳体平面 接壤处的碳浓度‚其结果在铁素体内形成了碳浓度 梯度‚加速碳的扩散‚破坏了相界面上碳浓度平衡． 为了恢复平衡‚渗碳体尖角或凸出处将进一步溶解‚ 而较平直的渗碳体部位侧因沉淀而逐步向外长大． 如此不断进行‚最后形成了各处曲率半径相近的粒 状渗碳体‚这是渗碳体的球化过程．在700℃退火 时随着时间的延长‚可以看出晶内的小颗粒渗碳体 和 晶 界 上 的 大 颗 粒 渗 碳 体 同 时 不 断 长 大 粗 化 （图5（b）～（d））‚同样也是基于上述的原理‚即通过 小颗粒（曲率半径小）的溶解和原子的扩散‚而使大 颗粒长大（Ostwald 熟化）． 图6 冷轧后不同退火时间渗碳体颗粒的尺寸分布．（a） t＝10min；（b） t＝30min；（c） t＝60min；（d） t＝120min Fig．6 Distribution of cementite grain size in the tested steel annealed for different time after cooled rolling： （a） t＝10min；（b） t＝30min；（c） t＝60min；（d） t＝120min 对比图3（a）与图5（c）可以看出‚在600℃退火 60min 渗碳体没有完全球化‚到700℃退火60min 时已经完全球化‚铁素体晶粒也比600℃退火的大 多了．对比图3（b）与图5（d）可以看出‚在700℃退 火120min 后的铁素体和渗碳体都比600℃退火的 明显长大‚在700℃（图5（d））的铁素体晶粒形成了 等轴状‚而600℃（图3（b））的铁素体晶粒还是变形 拉长的‚说明退火温度对再结晶退火有重要的影响． 试样在600℃退火保温120min 和700℃退火 保温30min 以上时‚在铁素体晶粒内部都有碳化物 析出（图3（b）和图5（b）～（d））‚并且随着时间的延 长碳化物逐渐增多．片层珠光体中的渗碳体在塑性 变形过程中发生分解‚主要原因是由于在塑性变形 中碳原子与铁素体中位错的结合能量超过了渗碳体 在铁素体中的溶解热‚提供了渗碳体溶解的驱动力； 其次是由于塑性变形使渗碳体板条变薄‚同时内表 面的增加引起渗碳体不稳定‚而发生渗碳体的溶 解［10］．随着退火保温时间的延长‚铁素体发生回复 和再结晶‚在 Fe3C 中 Fe 与 C 的结合能高于 C 与位 错的结合能量‚溶解的过饱和碳开始活跃起来‚同时 位错也在逐渐减少消失‚储存在位错中的碳就在铁 素体晶粒内部析出． 2∙3 力学性能 片状珠光体在冷轧变形90％后的抗拉强度达 到1688MPa．冷轧后经过700℃不同时间退火后‚ 测得抗拉强度如图7所示．可以看出‚加热到700℃ 没有保温的抗拉强度就减小到退火前的一半．在同 一温度退火‚随着退火时间的延长‚抗拉强度呈下降 趋势‚在700℃保温从开始退火0～60min 之间下降 比较迅速‚保温达到120min 时下降比较缓慢．片状 ·692· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷