姜荃　尹志新

摘 要：離異共析是指鋼在共析反應中碳化物依附在原有滲碳體顆粒上非均勻形核并長大成球狀顆粒，而鐵素體則向奧氏體生長得到等軸晶粒。文章探討了促發(fā)離異共析反應的因素，依據固態(tài)相變理論，建立碳化物長大的熱力學模型，并討論了過冷度對反應的影響。

關鍵詞：軸承鋼；離異共析；快速球化退火

球化退火是軸承鋼的一道重要的熱處理工序，良好的球化組織可使鋼的淬火效果均一，從而減少淬火變形，提高淬火硬度，改變工件切削性能，提高軸承的耐磨性。傳統(tǒng)的球化退火工藝往往需要很長的保溫時間，這極大的使生產效率降低，消耗大量能源。由此可見，研發(fā)軸承鋼快速球化退火工藝就顯得十分必要。離異共析轉變原理是實現軸承鋼快速球化的理論依據。

1 離異共析轉變描述

離異共析轉變原理是實現軸承鋼快速球化的理論依據。一般情況下，過冷奧氏體分解遠離平衡態(tài)，因此就會出現碳濃度的漲落，奧氏體中就會出現貧碳區(qū)和富碳區(qū)，在貧碳區(qū)中形成鐵素體，而在富碳區(qū)析出滲碳體或碳化物，這種共析共生，是其相互作用的結果。鐵素體和滲碳體兩相相互激發(fā)形核以及隨后的合作協(xié)調及匹配的長大，最終得到片狀珠光體組織。而離異共析轉變是指在一定過冷度和冷卻速度下，得到彌散分布在鐵素體基體上的碳化物顆粒，而非片狀珠光體組織。

研究表明，要實現離異共析轉變需滿足兩個條件：一是適當的加熱溫度以保證奧氏體的不均勻性，使奧氏體中存在大量未溶碳化物，這將是碳化物成球狀析出的形核核心；二是冷卻速度一定要緩慢，以便使得碳化物成球狀長大，而非片狀析出。

以GCr15軸承鋼為例，當有大量的不均勻奧氏體和殘余碳化物，在經過一定過冷度后保溫，通過冷卻奧氏體分解成奧氏體和滲碳體的亞穩(wěn)定相，并且析出滲碳體相并附著在周圍的殘余碳化物上，從而使碳化物長大，使得部分地區(qū)濃度得以平衡；而芯部的不均勻奧氏體的碳濃度很低，非常容易形核鐵素體相，這就增加了碳原子的有效擴散距離，并使得鐵素體和滲碳體相相向長大。

2 離異共析轉變熱力學模型和過冷度分析

2.1 熱力學模型。共析轉變屬于擴散性相變，畸變能非常小，因此忽略共析轉變的畸變能。相變過程中，相變驅動力：

ΔG=ΔG∞/β+ΔGd+ΔGm （1）

ΔG為相變過程中的兩相自由能差，在這里即珠光體與奧氏體的自由能差，ΔG∞/β為界面能增量，ΔGd為碳原子擴散所需能量，ΔGm為界面遷徙所需要能量。

由于離異共析轉變所發(fā)生溫度在A1溫度稍下范圍，過冷度較低，相變的驅動力主要消耗在θ/α界面的形成和碳原子擴散上，而對界面遷徙所需要的能量，由于其很小，則忽略。

ΔG=ΔG∞/β+ΔGd （2）

對于片層珠光體組織，單位滲碳體形成表面所增加的表面能

ΔGα/β Lam= （3）

σ1為片層珠光體中鐵素體與滲碳體的界面能。K為過冷奧氏體生成的珠光體中碳化物所占的體積分數。So=×10-4（cm/K），為珠光體的片層間距。

奧氏體過冷，碳化物析出，由于碳化物與奧氏體間是非共格界面，設A為界面面積，σ為球狀碳化物與鐵素體之間的界面能，并忽略畸變能的影響。在球化長大過程中，碳化物顆粒半徑從r1長大到r2，其顆粒體積增加π（r22-r21），表面積增加4π（r22-r21）。因此，粒狀碳化物（用ΔGα/β Deg表示）析出單位摩爾碳化物所增加的a/β界面能為：

ΔGα/β Deg= （4）

本模型認為在離異共析轉變過程中，不會有新核心生成。其中r1與r2的顆粒半徑關系為：

（5）

其中，V0為不均勻奧氏體化后剩余碳化物的體積分數，Vt為軸承鋼中碳化物完全析出時的體積分數，σ為求狀碳化物與鐵素體之間的界面能。

有5式可得：

r2= （6）

2.2 過冷度分析。球化過程過冷度也是一個必須要討論的影響因素，過冷度較大，球化效果不明顯，過冷度較小則球化時間很長，因此探討基于離異共析反應的最優(yōu)過冷度就顯得很必要。過冷度的確定取決于奧氏體化的程度，即一定的奧氏體化條件，要實現完全球化，就必須要有一個最優(yōu)過冷度ΔTL，當實際過冷度大于最優(yōu)過冷度時，按照正常共析分解成片狀珠光體；如果小于臨界過冷度，則按照離異共析分解。

由2式有：

ΔG-ΔG∞/β=ΔGd （7）

將3式、4式帶入7式，得：

ΔTL= （8）

參考式6，得：

ΔTL= （9）

式中，ΔTL-臨界過冷度，K-過冷奧氏體生成珠光體中碳化物所占體積分數，σ-求狀碳化物與鐵素體見的界面能，σ1-片狀珠光體鐵素體滲碳體的界面能，Vt-軸承鋼中碳化物的體積分數，V0-未溶碳化物的體積分數，r2-奧氏體化后剩余碳化物的顆粒半徑。

通過上述公式可以看出，球化退火過程中，最優(yōu)過冷度的確定主要是根據奧氏體化的未溶碳化物體積分數以及奧氏體化后剩余碳化物的顆粒半徑而確定的，這與加熱溫度是相輔相成的。

3 結論

3.1 依據固態(tài)相變理論，討論了共析反應和離異共析反應機理的相變機制。

3.2 根據熱力學知識，探討了離異共析反應的熱力學模型和最優(yōu)過冷度，表明奧氏體化時剩余碳化物的體積分數與顆粒半徑是決定最優(yōu)過冷度的主要因素。

參考文獻

[1] Verhoeven J D.The role of the divorced eutectoid transformation in the spheroidization of 52100 steel[J].Metall Mater Trans A，2000（10）： 2431-438.

[2] 馬寶國，楊洪波，朱伏先等.GCr15軸承鋼中滲碳體的奧氏體化行為研究[J].熱加工工藝，2009（20）：5-8.

[3] 徐耀祖.相變原理[M].科學出版社，1988.

[4] 陳其偉，關建輝，朱國輝等.GCr15鋼快速球化中離異共析轉變臨界過冷度的物理模型[J].材料熱處理學報，2013，3..

摘 要：離異共析是指鋼在共析反應中碳化物依附在原有滲碳體顆粒上非均勻形核并長大成球狀顆粒，而鐵素體則向奧氏體生長得到等軸晶粒。文章探討了促發(fā)離異共析反應的因素，依據固態(tài)相變理論，建立碳化物長大的熱力學模型，并討論了過冷度對反應的影響。

關鍵詞：軸承鋼；離異共析；快速球化退火

球化退火是軸承鋼的一道重要的熱處理工序，良好的球化組織可使鋼的淬火效果均一，從而減少淬火變形，提高淬火硬度，改變工件切削性能，提高軸承的耐磨性。傳統(tǒng)的球化退火工藝往往需要很長的保溫時間，這極大的使生產效率降低，消耗大量能源。由此可見，研發(fā)軸承鋼快速球化退火工藝就顯得十分必要。離異共析轉變原理是實現軸承鋼快速球化的理論依據。

1 離異共析轉變描述

離異共析轉變原理是實現軸承鋼快速球化的理論依據。一般情況下，過冷奧氏體分解遠離平衡態(tài)，因此就會出現碳濃度的漲落，奧氏體中就會出現貧碳區(qū)和富碳區(qū)，在貧碳區(qū)中形成鐵素體，而在富碳區(qū)析出滲碳體或碳化物，這種共析共生，是其相互作用的結果。鐵素體和滲碳體兩相相互激發(fā)形核以及隨后的合作協(xié)調及匹配的長大，最終得到片狀珠光體組織。而離異共析轉變是指在一定過冷度和冷卻速度下，得到彌散分布在鐵素體基體上的碳化物顆粒，而非片狀珠光體組織。

研究表明，要實現離異共析轉變需滿足兩個條件：一是適當的加熱溫度以保證奧氏體的不均勻性，使奧氏體中存在大量未溶碳化物，這將是碳化物成球狀析出的形核核心；二是冷卻速度一定要緩慢，以便使得碳化物成球狀長大，而非片狀析出。

以GCr15軸承鋼為例，當有大量的不均勻奧氏體和殘余碳化物，在經過一定過冷度后保溫，通過冷卻奧氏體分解成奧氏體和滲碳體的亞穩(wěn)定相，并且析出滲碳體相并附著在周圍的殘余碳化物上，從而使碳化物長大，使得部分地區(qū)濃度得以平衡；而芯部的不均勻奧氏體的碳濃度很低，非常容易形核鐵素體相，這就增加了碳原子的有效擴散距離，并使得鐵素體和滲碳體相相向長大。

2 離異共析轉變熱力學模型和過冷度分析

2.1 熱力學模型。共析轉變屬于擴散性相變，畸變能非常小，因此忽略共析轉變的畸變能。相變過程中，相變驅動力：

ΔG=ΔG∞/β+ΔGd+ΔGm （1）

ΔG為相變過程中的兩相自由能差，在這里即珠光體與奧氏體的自由能差，ΔG∞/β為界面能增量，ΔGd為碳原子擴散所需能量，ΔGm為界面遷徙所需要能量。

由于離異共析轉變所發(fā)生溫度在A1溫度稍下范圍，過冷度較低，相變的驅動力主要消耗在θ/α界面的形成和碳原子擴散上，而對界面遷徙所需要的能量，由于其很小，則忽略。

ΔG=ΔG∞/β+ΔGd （2）

對于片層珠光體組織，單位滲碳體形成表面所增加的表面能

ΔGα/β Lam= （3）

σ1為片層珠光體中鐵素體與滲碳體的界面能。K為過冷奧氏體生成的珠光體中碳化物所占的體積分數。So=×10-4（cm/K），為珠光體的片層間距。

奧氏體過冷，碳化物析出，由于碳化物與奧氏體間是非共格界面，設A為界面面積，σ為球狀碳化物與鐵素體之間的界面能，并忽略畸變能的影響。在球化長大過程中，碳化物顆粒半徑從r1長大到r2，其顆粒體積增加π（r22-r21），表面積增加4π（r22-r21）。因此，粒狀碳化物（用ΔGα/β Deg表示）析出單位摩爾碳化物所增加的a/β界面能為：

ΔGα/β Deg= （4）

本模型認為在離異共析轉變過程中，不會有新核心生成。其中r1與r2的顆粒半徑關系為：

（5）

其中，V0為不均勻奧氏體化后剩余碳化物的體積分數，Vt為軸承鋼中碳化物完全析出時的體積分數，σ為求狀碳化物與鐵素體之間的界面能。

有5式可得：

r2= （6）

2.2 過冷度分析。球化過程過冷度也是一個必須要討論的影響因素，過冷度較大，球化效果不明顯，過冷度較小則球化時間很長，因此探討基于離異共析反應的最優(yōu)過冷度就顯得很必要。過冷度的確定取決于奧氏體化的程度，即一定的奧氏體化條件，要實現完全球化，就必須要有一個最優(yōu)過冷度ΔTL，當實際過冷度大于最優(yōu)過冷度時，按照正常共析分解成片狀珠光體；如果小于臨界過冷度，則按照離異共析分解。

由2式有：

ΔG-ΔG∞/β=ΔGd （7）

將3式、4式帶入7式，得：

ΔTL= （8）

參考式6，得：

ΔTL= （9）

式中，ΔTL-臨界過冷度，K-過冷奧氏體生成珠光體中碳化物所占體積分數，σ-求狀碳化物與鐵素體見的界面能，σ1-片狀珠光體鐵素體滲碳體的界面能，Vt-軸承鋼中碳化物的體積分數，V0-未溶碳化物的體積分數，r2-奧氏體化后剩余碳化物的顆粒半徑。

通過上述公式可以看出，球化退火過程中，最優(yōu)過冷度的確定主要是根據奧氏體化的未溶碳化物體積分數以及奧氏體化后剩余碳化物的顆粒半徑而確定的，這與加熱溫度是相輔相成的。

3 結論

3.1 依據固態(tài)相變理論，討論了共析反應和離異共析反應機理的相變機制。

3.2 根據熱力學知識，探討了離異共析反應的熱力學模型和最優(yōu)過冷度，表明奧氏體化時剩余碳化物的體積分數與顆粒半徑是決定最優(yōu)過冷度的主要因素。

參考文獻

[1] Verhoeven J D.The role of the divorced eutectoid transformation in the spheroidization of 52100 steel[J].Metall Mater Trans A，2000（10）： 2431-438.

[2] 馬寶國，楊洪波，朱伏先等.GCr15軸承鋼中滲碳體的奧氏體化行為研究[J].熱加工工藝，2009（20）：5-8.

[3] 徐耀祖.相變原理[M].科學出版社，1988.

[4] 陳其偉，關建輝，朱國輝等.GCr15鋼快速球化中離異共析轉變臨界過冷度的物理模型[J].材料熱處理學報，2013，3..

摘 要：離異共析是指鋼在共析反應中碳化物依附在原有滲碳體顆粒上非均勻形核并長大成球狀顆粒，而鐵素體則向奧氏體生長得到等軸晶粒。文章探討了促發(fā)離異共析反應的因素，依據固態(tài)相變理論，建立碳化物長大的熱力學模型，并討論了過冷度對反應的影響。

關鍵詞：軸承鋼；離異共析；快速球化退火

球化退火是軸承鋼的一道重要的熱處理工序，良好的球化組織可使鋼的淬火效果均一，從而減少淬火變形，提高淬火硬度，改變工件切削性能，提高軸承的耐磨性。傳統(tǒng)的球化退火工藝往往需要很長的保溫時間，這極大的使生產效率降低，消耗大量能源。由此可見，研發(fā)軸承鋼快速球化退火工藝就顯得十分必要。離異共析轉變原理是實現軸承鋼快速球化的理論依據。

1 離異共析轉變描述

離異共析轉變原理是實現軸承鋼快速球化的理論依據。一般情況下，過冷奧氏體分解遠離平衡態(tài)，因此就會出現碳濃度的漲落，奧氏體中就會出現貧碳區(qū)和富碳區(qū)，在貧碳區(qū)中形成鐵素體，而在富碳區(qū)析出滲碳體或碳化物，這種共析共生，是其相互作用的結果。鐵素體和滲碳體兩相相互激發(fā)形核以及隨后的合作協(xié)調及匹配的長大，最終得到片狀珠光體組織。而離異共析轉變是指在一定過冷度和冷卻速度下，得到彌散分布在鐵素體基體上的碳化物顆粒，而非片狀珠光體組織。

研究表明，要實現離異共析轉變需滿足兩個條件：一是適當的加熱溫度以保證奧氏體的不均勻性，使奧氏體中存在大量未溶碳化物，這將是碳化物成球狀析出的形核核心；二是冷卻速度一定要緩慢，以便使得碳化物成球狀長大，而非片狀析出。

以GCr15軸承鋼為例，當有大量的不均勻奧氏體和殘余碳化物，在經過一定過冷度后保溫，通過冷卻奧氏體分解成奧氏體和滲碳體的亞穩(wěn)定相，并且析出滲碳體相并附著在周圍的殘余碳化物上，從而使碳化物長大，使得部分地區(qū)濃度得以平衡；而芯部的不均勻奧氏體的碳濃度很低，非常容易形核鐵素體相，這就增加了碳原子的有效擴散距離，并使得鐵素體和滲碳體相相向長大。

2 離異共析轉變熱力學模型和過冷度分析

2.1 熱力學模型。共析轉變屬于擴散性相變，畸變能非常小，因此忽略共析轉變的畸變能。相變過程中，相變驅動力：

ΔG=ΔG∞/β+ΔGd+ΔGm （1）

ΔG為相變過程中的兩相自由能差，在這里即珠光體與奧氏體的自由能差，ΔG∞/β為界面能增量，ΔGd為碳原子擴散所需能量，ΔGm為界面遷徙所需要能量。

由于離異共析轉變所發(fā)生溫度在A1溫度稍下范圍，過冷度較低，相變的驅動力主要消耗在θ/α界面的形成和碳原子擴散上，而對界面遷徙所需要的能量，由于其很小，則忽略。

ΔG=ΔG∞/β+ΔGd （2）

對于片層珠光體組織，單位滲碳體形成表面所增加的表面能

ΔGα/β Lam= （3）

σ1為片層珠光體中鐵素體與滲碳體的界面能。K為過冷奧氏體生成的珠光體中碳化物所占的體積分數。So=×10-4（cm/K），為珠光體的片層間距。

奧氏體過冷，碳化物析出，由于碳化物與奧氏體間是非共格界面，設A為界面面積，σ為球狀碳化物與鐵素體之間的界面能，并忽略畸變能的影響。在球化長大過程中，碳化物顆粒半徑從r1長大到r2，其顆粒體積增加π（r22-r21），表面積增加4π（r22-r21）。因此，粒狀碳化物（用ΔGα/β Deg表示）析出單位摩爾碳化物所增加的a/β界面能為：

ΔGα/β Deg= （4）

本模型認為在離異共析轉變過程中，不會有新核心生成。其中r1與r2的顆粒半徑關系為：

（5）

其中，V0為不均勻奧氏體化后剩余碳化物的體積分數，Vt為軸承鋼中碳化物完全析出時的體積分數，σ為求狀碳化物與鐵素體之間的界面能。

有5式可得：

r2= （6）

2.2 過冷度分析。球化過程過冷度也是一個必須要討論的影響因素，過冷度較大，球化效果不明顯，過冷度較小則球化時間很長，因此探討基于離異共析反應的最優(yōu)過冷度就顯得很必要。過冷度的確定取決于奧氏體化的程度，即一定的奧氏體化條件，要實現完全球化，就必須要有一個最優(yōu)過冷度ΔTL，當實際過冷度大于最優(yōu)過冷度時，按照正常共析分解成片狀珠光體；如果小于臨界過冷度，則按照離異共析分解。

由2式有：

ΔG-ΔG∞/β=ΔGd （7）

將3式、4式帶入7式，得：

ΔTL= （8）

參考式6，得：

ΔTL= （9）

式中，ΔTL-臨界過冷度，K-過冷奧氏體生成珠光體中碳化物所占體積分數，σ-求狀碳化物與鐵素體見的界面能，σ1-片狀珠光體鐵素體滲碳體的界面能，Vt-軸承鋼中碳化物的體積分數，V0-未溶碳化物的體積分數，r2-奧氏體化后剩余碳化物的顆粒半徑。

通過上述公式可以看出，球化退火過程中，最優(yōu)過冷度的確定主要是根據奧氏體化的未溶碳化物體積分數以及奧氏體化后剩余碳化物的顆粒半徑而確定的，這與加熱溫度是相輔相成的。

3 結論

3.1 依據固態(tài)相變理論，討論了共析反應和離異共析反應機理的相變機制。

3.2 根據熱力學知識，探討了離異共析反應的熱力學模型和最優(yōu)過冷度，表明奧氏體化時剩余碳化物的體積分數與顆粒半徑是決定最優(yōu)過冷度的主要因素。

參考文獻

[1] Verhoeven J D.The role of the divorced eutectoid transformation in the spheroidization of 52100 steel[J].Metall Mater Trans A，2000（10）： 2431-438.

[2] 馬寶國，楊洪波，朱伏先等.GCr15軸承鋼中滲碳體的奧氏體化行為研究[J].熱加工工藝，2009（20）：5-8.

[3] 徐耀祖.相變原理[M].科學出版社，1988.

[4] 陳其偉，關建輝，朱國輝等.GCr15鋼快速球化中離異共析轉變臨界過冷度的物理模型[J].材料熱處理學報，2013，3..