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许多锻件往往出现网状碳化物。网状碳化物一般沿着晶界呈网状分布，其增加脆性，降低钢的机械性能，并且易于导致淬火裂纹。是必须消除的组织缺陷，在机械厂小型零件易于通过正火消除网状碳化物，但在冶金厂，由于锻件尺寸较大，消除网状碳化物并非易事。 合金钢构件中往往出现由于锻、轧、铸、焊而形成的原始有序的粗晶组织，即晶粒度大于4 级的粗大晶粒，或形成混晶，有些合金钢中存在“大白块”组织，也是粗晶的一种表现。带有原始马氏体或贝氏体组织的钢，在加热时更容易出现晶粒粗大的现象，易于发生组织遗传。粗晶和混晶也降低钢的机械性能，需要细化晶粒，以提高韧性。 本文就网状碳化物和晶粒粗化等组织缺陷依据生产实践和实验结果，分析其形成机制，阐明这种显微组织的辨识方法，推荐消除此类缺陷的新工艺。 图1所示为P91钢(相当于11Cr9Mo1VNb) 大锻件中的网状碳化物+ 马氏体的整合组织。这是碳含量低的合金钢，虽然是低碳钢，但合金度达10% 以上，属于高合金钢。由于钢中合金元素缩小γ 相区的作用，实际上为过共析钢，冷却速度不够时会形成网状碳化物。从图1可见，沿着原奥氏体晶界分布着白色的细薄的网状碳化物，晶粒内存在马氏体组织。![]()
网状碳化物是固溶体中过饱和碳沿着晶界完全脱溶析出碳化物所致。碳化物在晶界形核然后沿着界面长大，由于晶界扩散较快，长大激活能和应变能小，故沿着界面长大为薄片状或薄膜状，包围了晶粒或部分地包围。是个完全的固态相变脱溶过程。 颗粒状或球状碳化物是不完全的半脱溶相变，而且依据Gibbs-Thomson 定律伴随着聚集粗化和球化的过程。 碳化物是硬度高，脆性大的相，因此薄片状或薄膜状的网状碳化物包围晶粒，将降低韧性和强度，易导致淬火裂纹。 颗粒状或球状碳化物在晶界上分布，在材料塑性变形时，对晶粒变形影响小，对韧性损害较小。球状碳化物对材料强韧性、塑性影响好，冲压加工性和热处理工艺性均较好。 图2是W350钢的退火组织( 硝酸酒精浸蚀) ，是颗粒状碳化物分布在铁素体基体上的球化组织。![]()
其组织缺陷是存在一条“网状”的黑线。某厂技术人员判定为网状碳化物。那么这是不是网状碳化物呢? 显然图2 中的弯弯曲曲的黑色线条不应当评定为网状碳化物。那么它是什么相? 怎样形成的? 需要利用SEM或LSCM 进行高倍观察和分析，图3 是W350 钢试样硝酸酒精浸蚀，应用激光共聚焦显微镜(LSCM) 的观察结果。可见颗粒状碳化物堆积排列的情况。![]()
试样抛光后，在硝酸酒精浸蚀情况下，由于碳化物电极电位较高，铁素体基体电极电位低，故碳化物基本上不受浸蚀，在显微镜下观察，呈现白亮色。符合光学显微镜成像原理。如图3中的颗粒状碳化物为白亮色，图3是W350 钢的退火组织的激光共聚焦显微镜照片，是图2试样的放大观察。可见所谓“网状碳化物”黑线，实际上是颗粒状碳化物的堆积结果，这些碳化物颗粒与铁素体的相界面被硝酸酒精浸蚀，在OM 显微镜下呈现黑色，这些颗粒状碳化物的相界面链接起来在OM 低倍观察时呈现弯弯曲曲的黑线条。 对网状碳化物，在光学显微镜下也是白亮色的线条。图4 为GCr15 钢热轧后的渗碳体网状组织。![]()
可见GCr15 钢热轧后的渗碳体沿着晶界连续分布呈白亮色网状。热轧后冷却较慢，致使沿着奥氏体晶界析出白亮色的碳化物，是二次渗碳体，呈网状分布。奥氏体晶粒内部是极细珠光体组织，由于位向不同而呈灰色或灰白色。由于片层极细，在光学显微镜下看不见珠光体的片层结构。 球状或颗粒状碳化物的三维形状，是X、Y、Z 三个方向的尺寸基本上相等或相近，尺寸均很小，几个nm到几千nm，一般数百nm。球状碳化物有利于提高塑韧性。 网状碳化物的三维形状是薄片状或薄膜状，包裹着晶粒。X、Y 两个方向的尺寸很大，可达数百微米，而Z 向( 即厚度方向) 尺寸很小，nm 级。构成空间网格，危害极大。 图2和图4 中的这种堆积的碳化物虽然不是网状碳化物，但也是一种冶金缺陷，是钢中成分不均匀的表现。它不一定完全分布在奥氏体晶界上，也可能是液析碳化物的残余或者是液析碳化物的痕迹。这种碳化物多数在钢锭心部或邻近冒口的地区，不具有普遍性。这种堆积的碳化物难以靠球化退火工艺消除。球化退火对于消除这种缺陷已经无能为力了。唯一的方法是将钢锭或锻坯进行高温扩散退火，即加热到1250～1270 ℃，保温35～45h才能消除。 消除网状碳化物，一般采用正火。对中小型零件采用正火破网较易于进行，只要加热到完全奥氏体区，随后空冷或喷雾冷却可以抑制网状碳化物的析出。但是对于大锻件，空冷、喷雾的冷却速度不足以抑制碳化物沿着晶界析出，这时可采用间隙水冷法。 按钢坯表面积(S) 和体积(V) 的比值，将S/V 小于0.16 时，称为大型锻坯; S /V 为0.16～0.22 时，为中型锻坯; S/V 大于0.22 时为小型锻坯。这个分类方法，主要是锻坯中心的冷却速度决定的。锻坯表面积的大小，决定了在冷却介质中散热面和散热速度的大小。而体积的大小决定了钢坯热容的多少，向冷却介质中放出的热量大小。表面积与体积的比值愈小。锻坯中心的冷却速度愈小。 W350 钢大型锻坯采用空气预冷或炉内降温，然后采用水-空气双液间隙冷却法，间隙冷却可避免网状碳化物析出并且避免大锻件淬裂。锻坯在空冷降温后，采用“水-空气”双液冷却，当锻坯中心在水中冷却到350～400 ℃后，再转入空气中冷却。以防止奥氏体转变为珠光体、贝氏体组织。 为了防止产生淬火裂纹，应施行间隙冷却。对于大、中型锻坯应该适时从水中提出，进行空冷。空冷的次数，大型锻坯进行1～2 次。空冷的时间大型锻坯1～2 min，中型锻坯0.5～1 min。对于大中型锻坯，第一次入水冷却的时间应为3～4 min，以保证锻坯表面能冷却到300℃左右。工艺曲线如图5所示。![]()
研究钢的组织遗传性对于合金钢具有重要理论意义和工程应用价值。合金钢构件在热处理时，往往出现由于锻、轧、铸、焊而形成的原始有序的粗晶组织。带有原始马氏体或贝氏体组织的钢，在加热时常出现这种现象。 将粗晶有序组织加热到高于Ac3，可能导致形成的奥氏体晶粒与原始晶粒具有相同的形状、大小和取向。这种现象称为组织遗传。 在原始奥氏体晶粒粗大的情况下，若钢以非平衡组织( 如马氏体或贝氏体) 加热奥氏体化，则在一定的加热条件下，新形成的奥氏体晶粒会继承和恢复原始粗大的奥氏体晶粒。 如果将这种粗晶有序组织继续加热，延长保温时间，还会使晶粒异常长大，造成混晶现象。出现组织遗传或混晶时，降低钢的韧性。危害严重，应予以重视。 混晶即钢中金相组织中同时存在细晶粒和粗晶粒(1－4 级晶粒) 的现象。如34CrNi3MoV 钢是特别容易混晶的钢种。该钢的钢锭经过锻造后需要去氢退火，重结晶正火，淬火等多种工艺操作。锻件调质后，检验晶粒度，经常出现混晶，有时7级晶粒占70%，其余为3～4 级粗大晶粒，有时奥氏体晶粒异常长大到1～2 级。图6 为34CrNi3MoV 钢锻件的混晶组织，可见既有粗大晶粒又有细晶粒。![]()
为了杜绝这种晶粒异常长大现象，需要获得平衡组织再重新加热淬火，以避免组织遗传，消除混晶现象。为保证组织性能合格，将34CrNi3MoV 钢锻件在650℃去氢退火后，再于700～730 ℃加热，进行低温退火，使其获得较为平衡的索氏体组织，然后再进行调质，则可避免组织遗传性和混晶现象。对于容易发生铁素体+ 珠光体转变的合金钢，为了纠正混晶现象，也可以进行完全退火或正火，以便获得平衡的铁素体+ 珠光体组织，然后再进行调质处理，以免组织遗传和产生混晶现象。 一般情况下，导致粗大奥氏体晶粒遗传的主要因素是针形奥氏体的形成及其合并长大。在生产中可以采用以下措施加以控制。1) 采用退火或高温回火，消除非平衡组织，实现α 相的再结晶，获得细小的碳化物颗粒和铁素体的整合组织。使针形奥氏体失去形成条件，可以避免组织遗传。采用等温退火比普通连续冷却退火好。采用高温回火时，多次回火为好，以便获得较为平衡的回火索氏体组织。2) 对于铁素体-珠光体组织的低合金钢，组织遗传倾向较小，可以正火校正过热组织，必要时采用多次正火，细化晶粒。 某些模具钢锻轧退火后出现“大白块”组织，如图7 所示为W350 钢锻造后退火，试样抛光后经硝酸酒精浸蚀，在激光共聚焦显微镜下观察，发现的“大白块”组织，这种组织形貌为少见。基体是合金铁素体，其上分布着细小颗粒状碳化物。大白块区和灰黑色区均分布着颗粒状碳化物，碳化物数量和大小也基本上相当。但是色调不同，存在白色和灰黑色不同的区域。从碳化物颗粒数量上看与灰度较小的区域是一样的，看不出差别。说明不存在成分偏析问题。这种大白块组织为组织缺陷，严重时降低钢的机械性能，必须消除。在激光共聚焦显微镜下观测，大白块区域尺寸为200～350 μm，占据范围较大，相当于0～2 级粗大晶粒。![]()
在激光共聚焦显微镜下测定试样表面的高低尺寸，发现大白块区域较高，而其周边灰度较大的( 黑区) 区域凹一些( 低于试样表面) 。这种现象说明大白块区域的原始晶粒是低指数面暴露在试样表面;而灰度较大的区域( 黑区) 的原始晶粒是较高指数面暴露在试样表面。众所周知，低指数晶面上原子排列较为紧密，自由能较低，不容易受硝酸酒精浸蚀，而较高指数晶面，能量较高，原子易于被浸蚀液夺走，即易于受腐蚀。这样，在显微镜下观察时就出现了大白块和灰黑色区域。图8 所示为测定结果，可见图8(a) 中有“大白块”A 组织，在激光共聚焦显微镜下测定“大白块”A 区域的高低尺寸，测定结果表示在图8(b) 中，从图中A 处可见是高出来的，其周边灰黑色是低凹的。![]()
“大白块”组织实际上是晶粒粗大所致，或过热所致。在锻造加热时，由于加热温度一般在1200～1250℃，高温长时间加热，奥氏体晶粒粗大化。锻造虽然使奥氏体晶粒变形，并且进行动态再结晶。但是终锻温度一般为950 ℃以上，甚至可达1100 ℃，而且锻件各处温度分布不均匀。因此锻件个别部位晶粒重新长大而粗化。奥氏体晶粒度可达到3 级至0 级。这样粗大的奥氏体晶粒在冷却过程中，由于是合金钢或高合金钢，粗大的奥氏体晶粒很稳定，在中温区或低温区转变为贝氏体组织或马氏体组织。这些转变后的组织仍然比较粗大，即粗大的贝氏体组织和马氏体组织。将这种组织重新加热奥氏体化时，就会发生组织遗传，重新转变回复为粗大奥氏体晶粒。在退火及冷却过程中得到“大白块”组织。每个“大白块”都是一个原始粗大奥氏体晶粒转变而来的。因此“大白块”组织本质上是粗大晶粒的组织遗传。 一般来说，锻后的锻坯晶粒粗大，且组织不均匀。为此需要进行细化及均匀化处理。对于W350钢( 相当于35Cr5Mo2V) 大锻件宜采用锻后水冷，目的是: 1) 避免析出网状碳化物; 2) 细化均匀组织。具体工艺是: 锻后红送入炉，重新加热奥氏体化，加热温度宜采用1060 ℃，得到单一的奥氏体组织( 碳化物全部溶解) ，然后水冷到250～300 ℃，等温6h，得到马氏体+ 贝氏体组织。然后升温到750℃，保温20～30 h，得到铁素体+ 碳化物的整合组织，组织较为粗大，完成了第一次固态相变。 第二次奥氏体化后水冷，细化并且破坏组织遗传。由于第一次水冷，实质上是粗大奥氏体的淬火得贝氏体+ 少量马氏体组织，750 ℃ 保温是回火处理，晶粒仍然粗大。 第二次水冷需要细化奥氏体晶粒。宜加热到1010℃，然后间隙水冷。水冷到250～300℃，等温6 h，然后升温到750℃，保温后进行回火转变并稳定组织。升温到840 ℃( Ac1 = 825 ℃) ，保温6 h 形成细小奥氏体晶粒，然后升温到920 ℃( Ac3 = 916 ℃) ，保温4 h，奥氏体转变基本完成，得到细小的奥氏体晶粒+ 剩余碳化物颗粒( Mo、V 的特殊碳化物，渗碳体型碳化物已经全部溶解) 。工艺曲线如图9 所示。![]()
为了使W350 钢大锻件获得优良的球化组织，在图9 工艺的结束阶段即刻转入球化退火工序。球化退火工艺参数说明: 接着图9工艺，在300℃ 等温后，100℃ /h 升温，加热到740℃均温后保温2h，使马氏体+ 贝氏体回火转变为回火托氏体组织。再以100 ℃ /h 速度升温到920 ℃。在920 ℃等温6 h，得奥氏体+ 碳化物的整合组织。即A + 碳化物( VC，M23C6) 的整合组织，贝氏体中渗碳体溶入奥氏体中，奥氏体晶粒细小，碳化物也细小。然后以＜15 ℃ /h 降温到840 ℃，在840 ℃保温30 h，这期间碳化物大量析出，以原有的碳化物为非自发核心，并长大，聚集球化。然后以＜15 ℃ /h 速度降温。在740℃保温12 h，继续析出渗碳体型的碳化物，球化并长大。最后以20℃冷却速度降温或炉冷，到600 ℃以下出炉空冷。 退火后的激光共聚焦照片如图10，图10(a) 是放大100 倍的观察结果，可见“大白块”组织已经消除，图10(b) 是激光共聚焦显微镜观察的结果，放大4000 倍，可见球化良好。![]()
1) 论述了网状碳化物和粒状碳化物的形态及辨识方法，阐明了网状碳化物的形成机理和消除途径及新工艺。2) “大白块”实质上是过热的粗晶组织，在锻后的热处理过程中发生组织遗传所致。分析了粗晶和“大白块”组织形貌，揭示其本质，分析形成机制，介免责声明：本文系网络转载，版权归原作者所有。但因转载众多，或无法确认真正原始作者，故仅标明转载来源，如标错来源，涉及作品版权问题，请与我们联系，我们将在第一时间协商版权问题或删除内容！
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