表 1 实验用钢（45钢）的化学成分（质量分数） %
| C | Si | Mn | P | S | Cr | Ni | Cu | Fe |
| 0.45 | 0.27 | 0.65 | ≤0.035 | ≤0.335 | ≤0.025 | ≤0.025 | ≤0.025 | 余量 |
分享：基于渗碳体石墨化的易切削钢研究
美国最早于20世纪20年代（1914—1918年）生产了机床用硫系低碳易切削钢，之后便很快被西方其他发达国家应用，走向市场。1958年，日本开始研制铅系易切削钢，发现在同等切削要求下，易切削钢需要的铋含量仅为铅含量的一半[1]；用氮化硼代替铅能够降低铅对环境的污染[2]。前苏联于20世纪70年代开始研究铅系易切削钢，在此之前已研制出20种易切削钢[3]。USS/KOBE在90年代也成功地生产了含锡易切削钢[4]。在易切削钢长达100多年的发展中，日本和美国处于世界领先地位。由于硫系和铅系会造成环境污染，钙系应用范围较窄——一般只用于硬质合金刀具的切削，而铋会损害钢的热加工性能——仅适用于加入到耐热性好的复合易切削钢，近年来诞生了石墨化易切削钢，石墨化易切削钢很好地规避了以上不足。尹云洋等[5]通过在不同温度下多次轧制实现了C–Si–Al钢较短时间内碳的石墨化；张永军等[6]利用与石墨结构相同的BN粒子作为形核核心，缩短了石墨化时间。
渗碳体的晶体构造为斜方晶格，晶格常数：a=0.50896 nm，b=0.67443 nm，c=0.45248 nm[7]，或者a=0.45144 nm，b=0.50787 nm，c=0.67287 nm[8]。铁原子密集排列形成了基本构造的骨架，碳原子作为侵入型原子位于6个铁原子所组成的八面体中心，说明该八面体结构本身具有固溶性质。石墨具有很好的润滑效果，且石墨质软，强度差，容易断裂，切屑尺寸小，可减少与刀头的磨损[9]。其本身为特殊的简单六方点阵，碳原子呈六边形网状分布，相邻的石墨层之间以分子键结合，结合力较弱，故石墨层很容易产生滑移，这便是石墨化易切削钢的机理。
钢中的渗碳体石墨化是渗碳体经过退火工艺分解，碳原子扩散形成石墨的过程[10]，化学反应为Fe3C→3Fe+C(石墨)，该反应主要影响因素为温度及合金元素两个方面。根据理论计算和相图分析，石墨化过程一般都是在低温条件下完成的，石墨形核所需的能量根据热力学条件无法在这种方法中很快得到满足，因此只能通过长时间的加热来加快石墨形核。
1. 试样选择与实验方法
1.1 实验材料
根据易切削钢的技术标准[11]，钢中碳质量分数不应超过0.5%，因此本实验选用了碳质量分数为0.45%的45钢。45钢的化学成分和力学性能分别如表1和表2所示。
下载:
表 2 实验用钢（45钢）的力学性能
| 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | 伸长率/% | 收缩率/% | 冲击功/J | 硬度，HB | |
| 热轧态 | 退火态 | |||||
| ≥600 | ≥355 | ≥16 | ≥40 | ≥39 | ≤229 | ≤197 |
1.2 实验方法
渗碳体分解为石墨过程的反应式如式(1)所示，所有自发的热力学反应都是向着自由能降低的方向进行，即<0的方向。可以凭借该反应的总吉布斯自由能计算出渗碳体分解为石墨的温度区间。
|
|
(1) |
式中，为反应的总吉布斯自由能，kJ/mol；为Fe的吉布斯自由能，kJ/mol；为C的吉布斯自由能，kJ/mol；为Fe3C的吉布斯自由能，kJ/mol。代入数据计算反应的总吉布斯自由能，只要<0，反应就能进行[12]。
通过反应吉布斯自由能变化（见表3）可得，当温度T达到1223 K时，=0。即温度t达到950 ℃时反应达到平衡，当t≤950 ℃时，≤0，渗碳体可以自发分解为石墨和铁素体。
表 3 不同温度条件下渗碳分解反应吉布斯自由能变化表
| 温度/K | 吉布斯自由能/(kJ/mol) | 总反应吉布斯自由能变化/(kJ/mol) | 反应是否自发进行 | ||
| Fe | C | Fe3C | |||
| 600 | –19.56 | –4.79 | –51.66 | –11.81 | 是 |
| 800 | –29.97 | –8.25 | –91.62 | –6.54 | 是 |
| 1000 | –42.30 | –12.70 | –137.49 | –2.11 | 是 |
| 1200 | –56.74 | –18.01 | –188.18 | –0.05 | 是 |
| 1400 | –72.66 | –24.09 | –242.96 | 0.89 | 否 |
45钢的渗碳体转变为奥氏体温度（Ac3）为780 ℃，当加热温度高于780 ℃时，根据铁碳相图可知，大部分渗碳体就会转化为奥氏体，导致渗碳体减少；所以要使45钢石墨化更充分，实验进行渗碳体分解时，退火保温温度不能超过780 ℃。
保温时间应根据几个方面来确定，首先应根据石墨的形成条件来确定，尽可能延长保温时间，以保证石墨析出量。但长期保温会对基体组织产生影响，导致铁素体增大形成粗大的铁素体晶粒，从而使钢的机械性能下降。其次，在实际生产过程中为了节约生产成本，仍需探讨保温时间和退火温度的合理性。因此，首先要保证石墨析出量，其次要防止基体组织生长，最后要保证生产过程中的经济成本。综合以上因素，制定如下退火实验方案,如表4所示。
表 4 退火实验方案
| 处理温度/℃ | 保温时间/h | 冷却方式 |
| 700 | 20 | 随炉冷却 |
| 740 | 20 | |
| 780 | 12 | |
| 780 | 20 |
2. 实验结果及分析
2.1 显微组织分析
如图1所示，与原始试样相比，保温20 h，700 ℃石墨析出量较少，且石墨颗粒很小；740 ℃石墨颗粒尺寸细小且密集，大部分聚集在晶界处；而780 ℃石墨颗粒尺寸变大分布稀疏。初步判断在保温时间足够长且保证基体组织不长大的情况下，随着温度升高，渗碳体析出的石墨在渗碳体基体周围聚集成球状，温度为780 ℃时石墨析出最多，此时石墨聚集成球状颗粒，球状颗粒在足够长的时间下再次聚集成更大的颗粒，导致颗粒变少。保持温度780 ℃不变的条件下，保温20 h试样比保温12 h的试样所含渗碳体分布更加稀疏，即试样在保温20 h条件下渗碳体分解的更多，更有利于石墨的形成。
用金相显微镜观察5种试样的金相组织，之后利用SU3800扫描电子显微镜拍摄背散射成份像（BSE-COMPO）来进一步观察分析石墨化机理。图2为扫描电镜下不同退火温度及保温时间对渗碳体石墨化的影响。
观察发现同原始试样相比，在保温时间均为20 h的情况下，渗碳体700 ℃开始减少，在740 ℃左右时渗碳体分解过程比较明显，到780 ℃左右大部分渗碳体分解，导致铁素体组织变多而暴露在外，在此过程中球状石墨逐渐增多，由此可以确定渗碳体的分解增加了石墨的含量，从图2可以看出，随着保温时间的延长，晶粒有明显长大。
需要指出的是，本实验的石墨析出量并没有达到预期的数量，根据何忠治[13]的实验，高碳钢的石墨化会好一些，可以推测是由于本实验钢含碳量相对较低而造成的。
2.2 硬度测试
基体石墨硬度由HX-1000维氏显微硬度计测定，在负荷为10 N，保持10 s的条件下。通过与所测原试样基体（图3中原始数值）的显微硬度比较，确定所测硬度的值。在经过打磨、抛光和体积分数为4%的硝酸酒精腐蚀后的5组试样表面均匀分散的选取5个渗碳体相点测量硬度，将结果取平均值。维氏显微硬度的计算方法如下。
|
|
(2) |
式中：HV为维氏硬度值；为正方形四棱角锥体的两相对面夹角（规定为136°）；F为施加的内压力，N；d为压痕对角线平均长度（），d1、d2分别为方锥形压痕的对角线长度，mm。
也可根据在显微硬度计视场中对角线的实际长度，查硬度值表直接得到试样硬度值。测得硬度值如图3所示，保温12 h试样另作分析。
可以看出，对于保温时间20 h的试样，退火温度740 ℃时渗碳体维氏硬度值最低为HV 114.78，而在780 ℃时维氏硬度升高至HV 166.31，超过了原始45钢试样的硬度。原因为实验中45钢在奥氏体转变温度780 ℃下保温时间过长，令原始组织中的部分珠光体转变成奥氏体，在冷却过程中这部分奥氏体分解为铁素体和渗碳体，导致了基体硬度升高。由此可见，石墨化的最佳退火温度在740~780 ℃之间，高于或低于这个温度区间都将提高基体硬度。
另外，试样在780 ℃退火温度下保温12 h测得的渗碳体维氏硬度为HV 159.03，相比同一温度下保温20 h所测得的HV 166.31硬度值较低，所以在780 ℃下保温时间并不是越长越好。
3. 结束语
通过以上实验数据分析得出如下结论：45钢直接退火可以发生石墨化现象，最佳石墨化退火温度为740~780 ℃；奥氏体转变温度下退火保温时间不宜过长，否则渗碳体硬度会出现回升；石墨主要聚集在晶界处，少部分聚集在晶粒内部或依附在第二相上进行形核，整体显现出不规则的球状。
就目前社会上对石墨化易切削钢的研究而言仍处于初级阶段，石墨化易切削钢对于生产无污染的易切削钢将有较强的引领作用，若能设法降低退火温度、缩短其保温时间、降低生产成本，仍能得到切削性能优良的钢种，其可应用价值定会大大提高，必能得到社会生产的重视
来源-材料与测试网
下一篇：已经是最后一篇了
上一篇：分享：电站汽轮机中压调节汽阀阀杆断裂原因分析
沪公网安备31011202020290号
