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摘要:本文综合了大量文献资料,就钢中酸溶铝含量、加热方式和奥氏体晶粒的显示方法对奥氏体晶粒大小、粒粗化温度的影响进行了较详细的分析研究。关键词:酸溶铝加热方式晶粒显示方法奥氏体晶粒度晶粒粗化温度0引言钢的奥氏体晶粒度试验方法很多,国家标准GB6394-86《金属平均晶粒度测定法》〔1〕规定可使用渗碳法、氧化法、网状铁素体法、网状珠光体法、网状渗碳体法和晶粒边界腐蚀法等。1922年麦克奎德(Mac2quid)和爱恩(Ehn)首先采用渗碳法检验钢的奥氏体晶粒度到现在己近八十年的历史〔2〕,1938年托宾(Tobin)和肯洋(KenYon)开始采用氧化法检验钢的奥氏体晶粒度以来也有六十多年历史〔3〕。冶金部1964年制订的YB27-64标准中列出了七种试验方法,其中有渗碳法、氧化法和晶粒边界腐蚀法。1977年修订后的YB27-77标准中强调了晶粒边界腐蚀法。1978年7月,冶金部下发了通知,规定某些合金结构钢应采用晶粒边界腐蚀法〔4〕。自此,人们才认真地比较了各种试验方法〔5-10〕。试验和生产实践中发现,不同的试验方法所得结果相互间可以出现很大的差异。钢的冶体晶粒度试验中影响晶粒大小的因素进行较详细的分析和研究。1钢中酸溶铝含量的影响奥氏体晶粒度试验中所采用的钢试样,同一钢种,因冶炼方法、冶炼工艺、炉次不同,钢中酸溶铝含量有较大差异。钢中酸溶铝含量将对钢的奥氏体晶粒度带来很大影响。文献〔5〕的作者采用电炉钢和电炉冶炼再经电渣重熔的30CrMnSiA钢加热到900℃保温3h,电炉钢奥氏体晶粒细小均匀,而电渣钢则为严重混晶,电渣钢的粗化温度比电炉钢要低。电渣重熔过程中,熔渣成分在不断地变化,对于1吨电渣锭(长1.3m)来说,渣中的SiO2含量由电极投入前的百分之零点几逐渐增高到补缩后的百分之四左右,即钢中的铝将按下列反应被烧损:4〔A1〕+3〔SiO2〕=3〔Si〕+2〔Al2O3〕。结果分析表明,电渣钢锭中的残余铝减少了。文献〔11、12〕的作者指出,电渣重熔的合金结构钢,由于铝的烧损和偏析,在实验条件下检验奥氏体晶粒度时,电渣重熔钢易出现混晶,它的晶粒粗化温度较电炉钢低。文献〔13〕的作者研究了影响20Cr2Ni4A钢晶粒长大的因素,认为钢中酸溶铝的影响最大。酸溶铝含量为0.042%的钢,在930℃,保温100h后也不发生晶粒粗化,奥氏体晶粒平均弦长也没有变化酸溶铝含量低(0.003%)的钢,在930℃保温1h～3h后奥氏体晶粒迅速粗化,粗大晶粒所占面积达40%,且随保温时间的继续增加而粗化。钢中酸溶铝含量由0.003%增加到0.042%时,奥氏体晶粒粗化温度可由850℃提高到1050℃,相差达200℃。文献〔14〕的作者同样对20Cr2Ni4A钢的奥氏体晶粒长大倾向进行了研究,选用酸溶铝含量为0.01%和0.05%的两炉20Cr2Ni4A钢进行试验,酸溶铝含量为0.01%的钢保温2h后的奥氏体晶粒粗化温度为840℃～860℃酸溶铝含量为0.05%时,奥氏体晶粒粗化温度为970℃～990℃,因此认为一定的酸溶铝含量是控制20Cr2Ni4A钢奥氏体晶粒长大的基本条件。文献〔15〕的作者对含有微量Ti、V的L45钢中阻止奥氏体晶粒长大的析出相的研究认为,铝是含氮量较高的中碳钢中最基本、最有效的晶粒细化剂,酸溶铝含量≥0.030%的钢在微量残余Ti和V的补充作用下,可以保证奥氏体晶粒粗化温度达1000℃。铝能细化晶粒,提高奥氏体晶粒粗化温度,铝的这种影响,S·L凯斯在他的著作〔2〕中曾介绍过两种假设:曾被广泛接受的解释是分散得很细的难溶的氧化铝质点起着阻止晶粒长大的作用。但是,温度足够高时,难溶的氧化铝质点终究被溶解或聚集粗化,因而会失去对晶粒长大的阻力。另一设想认为,晶粒粗化是由于溶解于钢中的剩余金属铝,通过它对碳化物的溶解特性的影响而阻止奥氏体晶粒长大。然而,后来许多冶炼工作者所做的观察表明是氮化铝而不是氧化铝在晶粒度控制中起着主要作用。例如,含氮量高的细晶粒转炉钢,它的晶粒粗化温度要比成分相似的细晶粒平炉钢高。含氮量不同的感应炉实验溶炼表明,氮提高了铝脱氧钢的晶粒粗化温度。在氢气中熔炼和浇注与在空气中溶炼和浇注的两种钢,前者因没有空气而产生粗晶粒,后者结果得到了细晶粒,有理由认为这是由于氮化铝的作用所致。K·A·Ланская等〔16〕等报导了熔炼方法对12x1MF钢的奥氏体晶粒度的影响。含铝和氮高的钢,在所有研究的温度区间里其晶粒最细小。奥氏体晶粒细化主要是由于形成了氮化铝,而不是氧化铝,因为含铝为0.052%的钢中氧化铝的数量与含铝0.01%的钢相同。对不同方法熔炼的12x1M钢中的氮化铝进行测量计算,结果表明,平炉钢和电炉钢电渣重溶后由于缺乏氮化铝和氮化铝数量不多而使晶粒粗化温度降低。文献〔17〕研究了热处理对不同铝和氮含量的车轴钢奥氏体晶粒度的影响,发现铝和氮含量较高的钢,经不同预热处理之后再加热到860℃保温1h,930℃保温3h,其实际晶粒度和本质晶粒度均在7级以上。大部分试验表明,氮化铝是钢中最重要的晶粒长大抑制剂。按照晶粒大小与第二相质点之间的Zener理论〔18〕,晶粒半径R,第二相质点半径r和第二相质点体积百分数f之间满足下列关系:R=4r/3f(1+cosθ)。式中说明,当钢中含有较多的第二相氮化铝质点,且呈弥散均匀分布状态时,就能阻止奥氏体晶粒长大。高酸溶铝含量的钢,氮化铝质点多,对晶界的钉扎作用强,奥氏体晶粒不易长大,粗化温度高。反之,低酸溶铝含量的钢,氮化铝质点少,对晶界的钉扎作用弱,晶粒容易长大,其晶粒粗化温度低。例如文献〔13〕所研究的20Cr2Ni4A钢,酸溶铝含量较高(0.042%),氮化铝数量多,且呈点状(200～300A)或杆状(长100～200A、宽50～100A),均匀弥散分布,使钢的粗化温度达1050℃,而酸溶铝含量低(0.003%)的钢,氮化铝不仅数量少,且颗粒较粗(长1000～1500A、宽300～500A),有严重的偏析,其粗化温度低(850℃),远低于一般气体渗碳温度(930℃)。很久以来,国内外不少冶金工作者〔5、12、13、14、19、20〕试图从改变钢中氮化铝质点的数量、形态和分布的角度来探讨热处理、热加工、冷加工和加热速度等对奥氏体晶粒度的影响。有理由相信,使氮化铝的析出呈细小弥散状态分布有利于晶粒的细化和晶粒粗化温度的提高。2加热速度的影响钢的奥氏体晶粒度试验中,国家标准未规定试样热处理时的加热速度,试样可以随炉加热(加热速度较慢),也可以到温入炉(加热速度较快)。一般认为快速加热可以细化晶粒,例如En24钢通过多次迅速奥氏体化处理,可使其奥氏体晶粒度由5～6级细化到12～13级,甚至可以获得14.5级的超细晶粒〔16〕。En8钢采用1000℃/s的加热速度加热到800℃～870℃,并在该温度保温0.1s,可得到15级的超细晶粒〔21〕。45钢通过四次急热急冷,可使奥氏体晶粒从原来的6级细化到12级〔22〕。显然,快速加热细化晶粒的一个重要条件是奥氏体在高温下停留时间必须很短,加热速度愈快,高温停留时间愈短,则晶粒愈细小。而奥氏体晶粒度试验中规定,渗碳法试样加热到930℃须在该温度下保温6h,氧化法和晶粒边界腐蚀法试样加热到900℃或860℃须保温1h,因此,加热速度对奥氏体晶粒度的影响与上述情况恰恰相反。文献〔17〕的作者研究了加热速度对车轴钢奥氏体晶粒度的影响。试样随炉加热(慢速加热)到930℃,不论进行何种预热处理,在930℃等温时奥氏体晶粒均不长大,而到温入炉(快速加热)奥氏体晶粒由7级迅速长大到2级。即使含铝较低(0.0089%)的钢,若采用慢速加热,也可获得6级以上的实际晶粒度(860℃×1h)和本质晶粒度(930℃×3h)。文献〔18〕的作者采用渗碳法和晶粒边界腐蚀法研究了加热速度对20、20CrMo、40Cr和45钢奥氏体晶粒度的影响。一组试样到温入炉(快加热)。另一组试样700℃入炉,并以50℃/h的加热速度缓慢加热到930℃,慢加热的试样奥氏体晶粒细小均匀,而快加热奥氏体晶粒较前者粗大。文献〔5〕的作者将12Cr2Ni4A、30CrMnSiA和40CrNiMo等钢试样直接装入930℃炉中作较快速度加热时得到的奥氏体晶粒均为混晶,存在粗大晶粒,而将其700℃入炉并在700℃～930℃间以50℃/h的加热速度较缓慢地加热时,结果得到细小均匀的晶粒。文献〔13〕的作者研究了加热速度对20Cr2Ni4A钢晶粒长大倾向的影响,试样到温入炉(加热速度为100～120℃/min),奥氏体粗化温度为850℃,随炉加热(10℃/min)则奥氏体粗化温度提高到895℃,若控制加热(1℃/min)即很慢的速度加热,则奥氏体粗化温度可提高到900℃。文献〔14〕的作者也研究了加热速度对20Cr2Ni4A钢奥氏体晶粒长大倾向的影响。采用两种加热速度,一种为快速加热(到温入炉,60℃/min),另一种为慢速加热(2℃/min),均加热到930℃保温3h。对于高酸溶铝含量的钢,快速加热比慢速加热的晶粒粗大,而低酸溶铝含量的钢,由于缺少氮化铝粒子的钉扎作用,不同加热速度对奥氏体晶粒度的影响不明显。对于快速加热(保温时间较长)降低晶粒粗化温度、奥氏体晶粒粗大、易出现混晶的原因,不少文献的作者作了解释。认为快速加热的特有影响是伴随着由于起始晶粒尺寸的减小而发生的不正常生长的刺激。奥氏体起始晶粒愈细,则晶粒长大倾向愈大,在随后温度升高时,可导致奥氏体晶粒过早地粗化〔21、23〕。快速加热,由于奥氏体晶界尚未平直化,个别晶粒已开始长大,出现奥氏体晶粒大小不均时形成弯曲晶界而提高了晶界的活性,导致晶粒长大〔17〕。快速加热,新旧两相自由能差较大,相变驱动力较大,有利于奥氏体形核,从而形成不均匀的细小的奥氏体起始晶粒,晶界稳定性差,易迁移,从而降低了粗化温度〔13、14〕。例如,20Cr2Ni4A钢到温入炉(100～120℃/min),起始晶粒度为8级,不均匀因子为7.2,而控制加热,加热速度慢(1℃/min),起始晶粒度为7级,不均匀因子为3.5,因而快加热可使奥氏体晶粒粗化温度降低约50℃〔13〕。如前所述,氮化铝粒子在控制奥氏体晶粒长大中起着重要作用。在不同加热速度下,氮化铝粒子的数量、尺寸、形状和分布都有所不同。慢加热时,第二相氮化铝粒子在低温下有一个比较均匀地形核和充分地析出过程,形成细小的氮化铝粒子大量弥散均匀地分布在基体中,钉扎住晶界,从而抑制晶粒长大而快加热过程中氮化铝相来不及析出,不能有效地阻碍奥氏体晶粒的长大〔14〕。J·Wyszkowki〔21〕计算了氮化铝粒子的数目、尺寸和平均粒子间距,可以大略估计粒子尺寸的均匀性。快速加热时,析出物较粗,较不均匀。粒子尺寸增大时,单位体积中的数目就减少,而间距增大。这些结果可以看成是决定后阶段晶粒长大动力学差异的明显因素。3显示方法的影响奥氏体晶粒度的显示方法很多,GB6394-86《金属平均晶粒度测定法》中规定可采用六种方法,其中晶粒边界腐蚀法、渗碳法和氧化法是最常用的方法。晶粒边界腐蚀法是将试样在指定温度下加热一定时间后快冷,而后用浸蚀剂将原奥氏体晶界腐蚀出来而显示奥氏体晶粒的一种方法。国内外一致认为这种方法准确可靠,甚至可以作为仲裁方法,它显示的奥氏体晶粒度是真实的,是原始成分的奥氏体晶粒度。渗碳法是将试样置于固体渗碳剂中,在规定的加热温度保温一定时间后缓慢冷却,利用过共析层中的二次渗碳体网来评定奥氏体晶粒度的一种方法。渗碳法由于在渗碳过程中改变了钢的化学成分,因此渗碳法显示的奥氏体晶粒度并非原始成分的奥氏体晶粒度,而是改变了化学成分的高碳钢的晶粒度。人们曾作过大量的对比试验,对渗碳法和其它一些方法作了认真的对比〔5、24、25、26〕。特别是对比了渗碳法和晶粒边界腐蚀法所显示的奥氏体晶粒度的结果,许多研究者认为,渗碳法所显示的奥氏体晶粒度是真实的,但在渗碳过程中长大着的奥氏体晶粒的含碳量不断增加,碳含量的增加将促进奥氏体晶粒的长大,因此用渗碳法所显示的奥氏体晶粒比原始成分的奥氏体晶粒偏大。日本工业标准JI