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材料工程  2020, Vol. 48 Issue (7): 61-71 |
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珠光体由于其金相具有珍珠般光泽而得名，同时层片状珠光体为铁素体(α)与渗碳体(θ)交替排列的复相组织，类似于蕴含珍珠的蚌类外壳。当层片状珠光体初始组织在较高温度下进行长时间保温时，渗碳体会发生球化以降低体系总能量，所得到的复相组织称为球化珠光体[1-3]。珠光体相变为典型的共析分解转变，母相为单相奥氏体(γ)，在珠光体中铁素体含碳量极低(约0.02%，质量分数)，而渗碳体中碳含量则接近固定化学剂量比(约6.67%)，因此珠光体长大的前提条件是碳元素在渗碳体与铁素体间充分配分。相比于碳素钢，合金钢的珠光体相变过程较为复杂，置换型合金元素M在两相间的配分程度、相互匹配的γ/α及γ/θ界面迁移速率、珠光体层片间距(扩散距离)、界面迁移化学驱动力等相互耦合，造成了其相变热力学与动力学的复杂性。通常，合金元素M的配分程度随温度降低而下降，Hillert将M充分配分的珠光体组织称为正平衡珠光体(ortho-pearlite)，而将M不配分的组织称为准平衡珠光体(para-pearlite)[4]。不同珠光体初始组织的奥氏体化热动力学差异显著，而该领域的相关研究较少。本文基于简单Fe-C-M三元合金及Fe-C-M1-M2四元合金体系，阐述珠光体转变及奥氏体化过程中合金元素的配分行为及其对相变动力学的影响规律，并介绍了相场模拟在研究珠光体等复杂组织转变的重要作用。与此同时，基于本课题组前期实验及理论工作，创新性地提出了一种近共析成分含锰钢的热处理工艺，进一步丰富了钢的组织调控理论与工艺方法。
1 珠光体相变合金元素配分的实验研究置换型合金元素M在θ与α间的配分情况可通过分析电子显微镜(AEM)[5-8]或萃取渗碳体成分分析[9-10]等实验手段测量，但萃取法仅能获得θ中平均M含量，并通过杠杆定律反推α中平均M含量，而分析电子显微镜可直接测定M在θ与α内部的分布情况。为定量描述M的配分程度，将配分系数kθ/α定义为两相中质量分数比：
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式中：wθ及wα分别为珠光体中M在θ相及α相中的质量分数。
表 1为700 ℃奥氏体中置换型合金元素M的Wagner系数，根据该值的正负可推断其在铁素体与渗碳体间的配分倾向。具体而言，Cr与Mn的Wagner系数均为负值，表现为奥氏体稳定元素，它们与C相互吸引，倾向于富集在珠光体的渗碳体内，与实验所测配分系数大于1相一致(见图 1(a)，(b))；而Si和Co的Wagner系数为正值，表现为铁素体稳定元素，倾向于富集在珠光体的铁素体内，与实验所测配分系数小于1相一致(见图 1(c)，(d))；Ni的配分行为较为特殊，在奥氏体内具有强烈的富集趋势，而在铁素体与渗碳体间几乎不配分(见图 1(e))。在不形成复杂碳化物的情况下，四元合金中M的配分倾向与其单独添加的三元合金配分倾向相似，受M1及M2的耦合作用影响，其配分程度与单独添加有所不同(见图 1(f))。合金元素的配分程度与相变热、动力学均密切相关，通常将新生成的珠光体组织称为初始珠光体，其合金元素配分情况在图 1中用黑线表示，而将初始珠光体在某一温度长时间等温后，合金元素在铁素体与渗碳体间的配分达到其平衡状态，所形成的珠光体组织称为平衡珠光体，其形貌甚至可能发生球化，配分情况见图 1中红线。
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图 1 实验测得等温珠光体相变温度对M配分系数kθ/α的影响 (a)Fe-0.80C-1.08Mn和Fe-0.69C-1.80Mn[5]; (b)Fe-0.81C-1.41Cr[6]; (c)Fe-0.84C-1.94Si[12]；(d)Fe-0.82C-2.20Co[7]; (e)Fe-0.70C-2.18Ni[10]; (f)Fe-0.60C-1.02Mn-1.05Cr[13] Fig. 1 Influence of pearlite transformation temperature on the partition coefficient kθ/α of substitutional alloyingelement M by experiments (a)Fe-0.80C-1.08Mn and Fe-0.69C-1.80Mn[5]; (b)Fe-0.81C-1.41Cr[6]; (c)Fe-0.84C-1.94Si[12]; (d)Fe-0.82C-2.20Co[7]; (e)Fe-0.70C-2.18Ni[10]; (f)Fe-0.60C-1.02Mn-1.05Cr[13] |
如上所述，合金元素配分程度不仅取决于珠光体相变的动力学，亦受后续等温过程中元素扩散的影响。将试样在A1温度以下等温，合金元素在θ与α间的配分程度逐渐趋于平衡状态，图 2为Fe-0.82C-1.29Cr合金在700 ℃及720 ℃等温过程中实验测得Cr元素配分程度随等温时间的演化规律[14]。Cr元素配分程度随等温时间的延长而加大，在保温初期配分系数增大的速率较快，而当样品在较低温度保温时最终可获得更高程度的合金元素配分。
Coates[15-16]以铁素体相变为研究对象，提出了碳或合金元素扩散控制的经典相界面处合金元素局域平衡模型(local equilibrium, LE)。在三元合金相图的等温界面上，存在一条横跨(γ+α)两相区的PLE/NPLE转变线(见图 3中红线)，当奥氏体成分位于该转变线右上方时，铁素体相变受合金元素M扩散控制，将其称为铁素体相变的PLE模式(partition local equilibrium, PLE)；而当奥氏体成分位于该转变线左下方时，铁素体相变仅需伴随C扩散，将其称为铁素体相变的NPLE模式(negligible partition local equilibrium, NPLE)，上述两种模式在相变动力学上存在较大差异，相变产物合金元素含量亦有所不同。Hillert在此基础上进一步提出了珠光体相变的LE模型[2]：针对渗碳体析出过程，同样存在一条位于(γ+θ)两相区的PLE/NPLE转变线(见图 3中紫线)，当奥氏体成分位于该转变线左上方，渗碳体析出的驱动力较低，该相变过程以合金元素M的配分为前提条件，将其定义为渗碳体析出的PLE模式；而当奥氏体成分位于该转变线右下方，渗碳体的长大过程受C扩散控制，即为渗碳体析出的NPLE模式。事实上，珠光体相变包含α及θ两相的协同生长，因此需分别针对γ/α及γ/θ界面的热力学平衡状态加以讨论。当合金成分位于图 3中A区域时，两新相的长大均以M扩散为前提，其相变动力学较慢，合金元素配分程度较高；当合金成分位于图 3中B区域时，仅需C扩散即可同时满足α及θ的生长条件，此时的相变动力学较快，所形成的珠光体称为准平衡珠光体；图 3中C区域对应的铁素体相变极快而渗碳体析出较慢，γ/α及γ/θ界面无法实现协同移动，需先以NPLE模式析出先共析铁素体，提高奥氏体C含量，提高渗碳体析出驱动力，直至奥氏体成分点右移至A区域或B区域，进而完成珠光体相变；D区域的情况与C区域相似，不同之处在于先共析渗碳体率先析出。
Coates等所研究的铁素体相变γ/α界面通常为平直界面，元素扩散方向与界面移动方向相同(元素在母相与新相间配分，为长程扩散)，故铁素体相变的PLE模式与NPLE模式在相变动力学方面差异显著；而珠光体相变过程中铁素体与渗碳体为共析协同生长，元素扩散方向通常垂直于界面移动方向(元素在两新相间配分，为短程扩散)，元素扩散通道又可能包括沿γ基体、沿α基体及沿γ/p相界面，因此珠光体相变的PLE模式与NPLE模式动力学差异较小，难以通过动力学曲线确定其临界转变温度。
由于元素扩散是珠光体相变的前提条件，相关学者倾向于认为这一过程主要通过元素在奥氏体中的扩散实现，并提出了相应的γ/p界面迁移速率v方程[17]：
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式中：Sα，Sθ分别为理想层片状珠光体中α与θ片层厚度；S为单个珠光体片层厚度(S=Sα+Sθ)；SCr为临界层片间距；ceγ/α与ceγ/θ分别为γ/α及γ/θ界面处奥氏体一侧的元素平衡浓度；cθ/γ与cα/γ分别为θ/γ及α/γ界面处珠光体侧的元素平衡浓度。为描述珠光体相变过程中生成α/θ界面所消耗的能量，Hillert建议引入(1-SCr/S)项对界面迁移速率予以修正[18]。式(2)可较好吻合C扩散控制的珠光体相变动力学，但对于合金元素充分配分的正平衡珠光体，式(2)所预测的长大速率较慢。Plus等认为在高温下γ/p相界面可能成为合金元素M的主要扩散通道[19]：
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式中：DB为合金元素沿γ/p相界面的扩散系数；δ为界面半厚度。
Bhadeshia等认为单一的扩散通道不足以描述珠光体相变的元素配分行为，进而提出了分别考虑C扩散与M扩散的混合控制模型[20-23]：
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式中:k的取值与C或M在γ/p界面内的偏聚程度有关。
如前所述，C扩散为珠光体相变的必要条件，因此式(4)中的C浓度为其在各界面处的平衡成分，而式(5)中M浓度是否达到该温度下平衡则取决于相变条件。需要注意的是，式(4)与式(5)中界面迁移速率相同，即满足vC=vM，对于不同的珠光体相变温度，需确认合金元素M在该温度下的配分程度，进而联立求解界面迁移速率与珠光体层片间距。在较高的相变温度下通常可获得正平衡珠光体，因此假设合金元素M在γ/p界面处于局域平衡状态，其浓度可通过热力学计算确定。Seo[23]将在多个Fe-C-M(M=Mn, Cr, Co, Ni)合金钢中验证了混合控制模型，所计算的元素配分程度及γ/α界面移动速率均与实验结果相符，但对低温下所形成的准平衡珠光体组织，合金元素M能否在界面处达到局域平衡状态存在较大争议。另一方面，用于描述元素界面偏聚程度的系数k难以通过实验手段直接测量，而该参数的大小对于珠光体相变动力学至关重要。铁素体相变的溶质拖曳模型在界面处引入势阱，势阱深度可通过第一性原理计算确定，进而可定量描述元素在界面内的富集状态。因此，精细的珠光体相变动力学模型应至少包括α，θ，γ三相基体，以及α/γ与θ/γ相界面，界面能的大小对α/γ及θ/γ界面的凸凹性至关重要，进而显著影响珠光体前沿形貌及层片间距。另一方面，元素扩散方向与珠光体前沿形貌密不可分，这一复杂的热动力学过程唯有通过能量场与元素扩散场空间的耦合予以呈现。
武慧东通过对亚共析钢中奥氏体完全分解样品的研究，发现了先共析铁素体/奥氏体界面临界移动速率理论可以用来描述亚共析钢中珠光体的形成条件，根据该理论提出了一种预测亚共析钢奥氏体完全分解时先共析铁素体、珠光体体积分数的方法，并讨论了最终组织中先共析铁素体、珠光体体积分数的影响因素[24]。
3 相场模拟在珠光体相变中的应用相场模型将相界面假设为具有一定厚度(包含若干层格点)的过渡区域，界面内各物理量在格点处的取值随格点位置单调变化，并在界面两侧与单相的对应值保持连续性。该模型对界面的简化处理可较好地避免数值错误，因此相场法被广泛用于模拟多相、多元的复杂体系，其相变过程的组织形貌演化与实验结果相近。另一方面，相场模拟中各物理量均通过场的方式呈现，适用于融合多个基本模型的多因素耦合动力学过程，相关学者迅速将其拓展至钢中固态相变的模拟，包括铁素体相变[25]，贝氏体相变[26]、马氏体相变[27]、珠光体相变[28-29]以及奥氏体逆相变[30]。
通过控制相场模拟中C的扩散通道，Nakajima颠覆性地提出珠光体相变动力学主要受C在铁素体中的扩散控制，当同时考虑C在γ及α中扩散时，珠光体长大速率约为仅考虑C在γ中扩散情况的4倍[28]。考虑两种扩散通道的模拟结果表明，已转变的珠光体中渗碳体片层厚度随相变进行而不断增大(见图 4(a))，与仅考虑奥氏体扩散通道的珠光体形貌演化有所不同(见图 4(b))。由于图 4(c)的模拟激活了C沿α基体的扩散通道，C在γ中的浓度梯度明显小于图 4(d)中单扩散通道的情形。事实上，即使同时考虑C沿γ及α的扩散，其相变动力学亦与实验观测结果在低温区间呈现出1个数量级的差异，Steinbach等[29]进一步提出珠光体转变的应力可能提高C的扩散系数，将修正后的C扩散系数代入相场模型可加快相变动力学过程(见图 5)。然而，珠光体转变为典型扩散型相变，新相与母相内的应力影响较小[20]，Bhadeshia等指出对C沿γ/p界面的扩散可能是低温下珠光体相变的关键控制因素，其沿γ/p界面的扩散激活能值为97 kJ/mol[20]，小于其在铁素体中的123 kJ/mol及奥氏体中的142 kJ/mol[28]。
铁素体/渗碳体双相初始组织主要包括回火马氏体、层片状珠光体及球化珠光体，初始组织形貌、两相比例及合金元素在两相间的配分程度均显著影响奥氏体化过程的热力学与动力学，进而关系着奥氏体分解转变的产物形态及元素分布情况[31]。然而，相关学者在研究合金钢相变中常忽略奥氏体逆相变，仅侧重讨论奥氏体分解转变，可能形成某些错误认知。
学界通常认为在较低温度下的逆奥氏体相变为典型的扩散性相变过程，而高温下的铁素体至奥氏体转变为块状转变，无需元素扩散即可实现相变。Reed等针对Fe-0.4C的奥氏体化实验研究表明，奥氏体形核无需孕育期[32]，而Shtansky发现Fe-1C-2.6Cr合金的形核孕育期约为8 s[33]。针对奥氏体的形核位置亦存有争议，一般观点认为奥氏体倾向于在珠光体团界处形核，但Shtansky提出奥氏体也可能在珠光体团内部的α/θ界面处形核。事实上，SEM或TEM照片仅呈现出所观测截面的组织形态，而奥氏体真实的形核位置可能偏离观测截面，因此无法仅通过某一张组织照片讨论形核位置。Kral等采用自动磨抛机实现了等距截面的显微组织观察，通过软件重构了层片状珠光体三维形态[34-35]，该方法可应用于奥氏体逆相变的形核位置研究，从而提供更为直接的实验证据。李昭东等通过对Fe-0.6C-1Cr合金奥氏体形核的研究，指出奥氏体更倾向于珠光体铁素体的大角度晶界处形核，并优先向邻近的铁素体生长[36]。通过对高碳钢全珠光体组织的逆奥氏体化研究，他们也观察到珠光体逆奥氏体化的形貌演化过程并对其进行分类讨论[37]。
初始组织中所含合金元素种类及含量对奥氏体化动力学具有显著的影响，李昭东等也在Fe-0.6C钢中单独添加质量分数为1%及2%的Mn, Cr, Si元素，对所制备的层片状珠光体初始组织在800 ℃等温，发现Mn略微加快其奥氏体化速率，而Si, Cr则可延缓奥氏体的长大[38-40]。此外，他们进一步对回火马氏体复相组织进行了800 ℃逆相变，结果表明Mn，Si对逆变动力学的延迟效应并不显著，而Cr的添加则使得奥氏体化进程明显减慢[4, 41]。Zhang等则认为Mn，Cr的添加在一定程度上减慢渗碳体球化与溶解的速率，但Si则对逆转变动力学几乎没有影响[42]，而Mn, Si, Cr联合添加的多元合金钢其奥氏体化速率则显著低于任何一种合金元素单独添加的情况[43-44]。
事实上，仅基于某个温度下的等温实验讨论合金元素对奥氏体化动力学的影响是不充分的，逆相变在不同温度下的控制要素仍不明确。Molinder对Fe-1.27C-0.36Mn-0.19Cr球化珠光体初始组织在750~900 ℃范围内进行系列等温实验，发现高温下奥氏体化动力学极快，而低温下则较为缓慢[45]。Hillert指出逆相变亦存在两种模式，即C扩散控制的NPLE模式与M扩散控制的PLE模式，与Molinder不同温度下的实验结果具有对应性[46]。从热力学角度出发，对于某特定成分的钢存在其PLE/NPLE两种模式的临界转变温度(PNTT)，夏苑等基于ThermoCalc热力学计算与Dictra动力学模拟揭示了三元系中不同合金元素对PNTT的影响规律[47-48]。本文作者也通过对不同合金PNTT的研究，模拟并讨论了临界温度上下的动力学差异[49]。然而，Dictra软件仅适用于模拟一维界面，夏苑的计算结果仅反映出奥氏体垂直于珠光体片层方向的长大(见图 6)，与实验观察到的奥氏体主要沿珠光体片层方向长大的结果相悖(见图 7)。李赛等对比了Fe-0.6C-2Mn三元合金珠光体逆奥氏体化过程中不同温度下的等温动力学曲线，发现在PNTT温度上、下的奥氏体化长大速率的差异不及球化珠光体组织明显，这与初始珠光体组织片层状的形貌影响密不可分[3]。此外，在该共析成分钢已发生奥氏体化的区域内观察到较多未溶解的渗碳体颗粒，证实渗碳体溶解速率可显著低于铁素体溶解速率。赖清泉等则在亚共析成分钢中观察到渗碳体先于铁素体完成溶解的现象，因此夏苑等针对奥氏体化初始阶段的动力学讨论已不足以描述完整的奥氏体化动力学过程[50]。事实上，铁素体与渗碳体中率先完成溶解的一相对另一相的后续溶解将产生较大影响，在Fe-C-Mn[51]及Fe-C-Cr[33]三元珠光体中均观察到逆相变由初期的C扩散控制转为后期单相溶解的M扩散控制。本文作者在此基础上提出了PNTT-Ⅱ特征温度，即高于该温度时整个奥氏体化全过程受C扩散控制；而当温度低于PNTT-Ⅱ温度但高于PNTT特征温度时，奥氏体化初期受C扩散控制，后期受M扩散控制；当温度低于PNTT温度时，奥氏体化全过程受M扩散控制。由于PNTT-Ⅱ特征温度的计算方法较为复杂，在本文中不予赘述，详细推导过程参见文献[52]。Enomoto等对上述PNTT相关研究进行了整理与汇总，并对PNTT-Ⅱ的相关概念进行了进一步讨论[53]。
马氏体与奥氏体的复相钢具有较高的强韧性，目前工业中较常用的制备方法为Speer等提出的Q&P工艺：首先淬火(quench)获得板条马氏体组织，其后通过低温回火使马氏体中过饱和的碳配分(partition)至残余奥氏体，实现稳定奥氏体的目的[55]。当该复相组织受较大外力作用时，残余奥氏体在变形过程中以相变的方式诱发塑性，即产生所谓的TRIP效应。因此，残余奥氏体的形态、分布、含量及元素配分程度(即稳定性)决定了其TRIP效应的程度，传统的Q & P工艺热处理对象一般为低碳钢，残余奥氏体中富C程度较低，且较低的配分温度无法实现置换型合金元素在奥氏体中的富集。为进一步提高钢的强韧性，兼顾成本控制需求，本文提出一种针对近共析成分含锰钢的新型热处理工艺，以实现Mn, C两种γ稳定元素在残余奥氏体内的富集。
由图 1(a)可知，随等温温度的升高，所得珠光体中Mn元素在铁素体与渗碳体间的配分程度不断提高。将该初始组织在PNTT-Ⅱ以上的温度完成快速奥氏体转变，由于此时的奥氏体长大受C扩散控制，Mn元素继承了初始珠光体中的分布不均匀性，即在原渗碳体区域Mn含量较高而在原铁素体区域Mn含量较低，在奥氏体中形成了交替排列的富Mn区与贫Mn区。其后迅速淬火，由于合金元素含量导致的淬透性的差别，贫Mn区转变为马氏体，而富Mn区奥氏体稳定性更高被保留至室温。图 8证实了上述热处理工艺的可行性，在Fe-0.6C-2Mn钢中珠光体部分奥氏体化后淬火所得组织照片中，P为未转变层片状珠光体，而在已奥氏体化的区域淬火后呈现的深浅衬度分布与珠光体组织层片状形貌相对应，具有元素分布与组织形貌的继承性。具体而言，奥氏体内深色区域为残余奥氏体，对应珠光体内白色的富Mn渗碳体；奥氏体内浅色区域为淬火马氏体，对应珠光体内黑色的贫Mn铁素体。
本文所提出的新型热处理工艺适用对象为近共析成分的含锰钢。与传统Q & P工艺相比，本工艺的控制变量更多，对于组织形态、两相比例及元素配分程度的调控能力更强，下面简述工艺控制要点[56]：
(1) 根据杠杆定律，钢中C含量决定了铁素体与渗碳体两相含量，同时亦决定了残余奥氏体中富C程度，但根据传统经验珠光体生长条件对应相图中的伪共析区，而最新成果表明珠光体可在伪共析区域外生长[57]。
(2) 钢中Mn含量调控作用在于稳定奥氏体，但高碳高锰合金可能析出复杂碳化物，其他合金元素的添加主要影响相变热力学与动力学。
(3) 珠光体转变温度决定了层片间距，进而决定了残余奥氏体膜在马氏体中的分布情况，但珠光体相变温度同时决定了置换型合金元素M在铁素体与渗碳体间的初始配分情况。
(4) 珠光体相变等温时间对合金元素M的配分程度具有一定影响，进而影响残余奥氏体稳定性。
(5) 奥氏体化需以C扩散控制的NPLE模式进行，理论上应将逆转变温度控制在PNTT-Ⅱ温度以上。
(6) 奥氏体化时间主要用于调控Mn的富集程度，一方面决定了淬火后马氏体与残余奥氏体两相的含量，另一方面也可调控残余奥氏体稳定性。
(7) 淬火温度也决定了马氏体与残余奥氏体两相的含量，与Q & P工艺相似。
(8) 淬火后可进一步增加Q & P工艺中的配分热处理，使马氏体中过饱和C原子扩散至残余奥氏体中，进一步提高其稳定性。
本文作者在2017年ALEMI学术会议上首次报告该热处理工艺方法，同年澳大利亚莫纳什大学孙文文等在Scripta杂志发表了相似工作，在Fe-0.51C-4.35Mn钢中“获得遗传珠光体的马氏体/残余奥氏体复相组织，但未能指明该工艺的多重控制要点[58]。
6 结束语珠光体两相内合金元素M的不均匀分布可在其奥氏体化过程被继承，造成逆转变奥氏体中M分布的不均匀性。本文以近共析成分含锰钢为例，阐述了一种组织调控能力优于传统Q&P工艺的新型热处理工艺，其中Mn的富集显著提高了淬火组织中残余奥氏体的稳定性。由于该工艺控制变量较多，珠光体及其逆相变的组织形貌与多通道扩散均呈现复杂性，实验与相场模拟相结合是未来重要的发展方向。为进一步改善组织性能，多种合金元素联合添加将成为未来发展趋势，因此围绕合金元素在珠光体相变及其逆相变中的耦合相互作用与配分行为应开展更为系统深入的研究。应予明确的是，近共析的成分条件是为了得到M不均匀分布的层片状珠光体初始组织，在奥氏体化过程中结合可控的脱碳处理即可显著降低合金C含量，与近些年关于低碳中锰钢的研究热潮不谋而合。最后，并非所有珠光体均具有片层结构，通过热处理工艺控制可得到针状渗碳体或球化渗碳体，即使在片层状珠光体中渗碳体亦存在空洞、裂纹等缺陷，组织形貌的差别决定了Mn的不均匀分布特性，进而决定了残余奥氏体的形貌，因此该工艺对于更为精细化的组织设计具有重要意义。
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表1(Table 1)
