高碳中合金钢DM4的预处理工艺对碳化物转变及形貌的影响马永庆，戴玉梅，张洋，于涛，张占平大连海事大学机电与材料工程学院(116026)email: myq@摘要：本文研究了Cr-W-Mo-V高碳中合金钢DM4的预处理工艺对碳化物转变及形貌的影响。
研究表明，该钢在退火时具有多类型碳化物，即M3C、M23C6、M7C3、M6C、MC。
820℃～860℃退火组织的碳化物形貌与退火前状态有很大关系，存在分散的颗粒状碳化物和层状分布的短棒状碳化物，还有层状珠光体组织；在800℃加热保温后于680℃～720℃等温退火可获得均匀球化组织。
不同预处理工艺的碳化物形貌与碳化物转变有关，其变化规律可以相平衡热力学计算结果给予解释。
关键词：DM4钢；退火；碳化物转变；形貌1．引言高碳钢在淬火，回火热处理之前的预处理组织（主要是碳化物分布，数量及类型）对其后的热处理组织和性能有重要的影响。
热处理前的预处理工艺主要是球化退火。
一般认为，适当的降低球化退火温度或采取合适的等温退火工艺，可得到细化且均匀的球化组织。
研究发现[1,2]，对于多元合金高碳低合金钢，由于钢中存在多类型碳化物（M3C、M23C6、M7C3、M6C、MC），可以利用各类型碳化物形核，长大及在奥氏体中溶解的热力学和动力学特性，获得均匀超细化碳化物，而工艺不合理时其结果相反。
最近，根据某些工模具应用要求，马永庆等又研制了一种新型Cr-W-Mo-V中合金高碳钢，由于W、Mo、V含量增加，合金碳化物数量增加，碳化物转变规律对碳化物分布影响更大，预处理工艺的选择更为重要。
本文详细的研究了该钢经热轧，正火，球化退火温度及等温退火温度等预处理工艺对碳化物转变及形貌的影响，并用相平衡热力学计算结果分析讨论了退火过程的碳化物转变及形貌特征。
为该钢的热处理前的预处理工艺选择提供依据。
2．实验材料及实验方法实验钢以500Kg感应电炉熔炼，浇注钢锭后经锻造，热轧制成L×80mm×10mm钢带，然后切割成15mm×10mm×10mm试样。
其化学成分如表1所示。
试样在2.5KV电阻炉内- 1 -加热，三种预处理工艺示于表2。
表1. 试样化学成分 (wt%)C Cr W Mo V Si Mn S P0.73-0.95 0.76-2.190.85-2.11 0.78-0.970.31-0.590.52-1.150.25-0.45 ≤0.015 ≤0.02表2. 三种预处理工艺组号退火前工艺退火工艺1（热轧+球化退火）热轧后850℃空冷820℃，840℃，860℃加热4小时后随炉冷2（正火+球化退火） 960℃ 40s空冷820℃，840℃，860℃加热4小时后随炉冷3（正火+等温退火） 960℃ 40s空冷800℃加热2小时后，分别在680℃，700℃，720℃保温4小时后空冷退火前状态分两种，其一为热轧后850℃空冷，其二为加热至960℃保温40分钟后空冷。
两者组织有一定差别，前者以索氏体组织为主；后者是索氏体，马氏体和残余奥氏体混合组织，并存在细小颗粒状碳化物。
然后分三组分别以不同退火工艺进行退火。
试样抛光浸蚀后，用Philips S30扫描电镜分析显微组织；以D/max IIIA X射线衍射仪进行相分析，并根据不同工艺试样的碳化物相主要特征峰高度变化判断各类型碳化物的数量变化；用定量金相法测定碳化物相体积分数。
3．实验结果及分析3．1 热轧+退火热轧后试样在820℃，840℃，860℃加热温度下退火的显微组织分别示于图1. a，b，c。
其显微组织特征为颗粒状碳化物和细小短棒状碳化物分布在铁素体基体上，细小短棒状碳化a. 820℃b.840℃c.860℃图1.热轧后不同退火温度时的显微组织物呈链状平行排列。
820℃退火时，颗粒状碳化物尺寸较大（1～2μm），链状平行排列成类珠光体团；840℃退火时类珠光体团减弱，短棒状碳化物减小，颗粒状增多；860℃退火时，类珠光体团基本消除，颗粒状趋于细化，碳化物体积分数增多。
热轧后不同温度下退火试样相分析结果列于表3。
相分析表明，除α主相外，碳化物中- 2 -2θ/( o )图2. 热轧后860℃退火X射线衍射谱3．2 正火+退火试样960℃正火后在820℃，840℃，860℃加热温度下退火的显微组织以细片状珠光体为主，并有颗粒状碳化物杂散分布于珠光体中，局部区域颗粒状集中。
正火，840℃退火和860℃退火显微组织分别示于图3. a，b，c。
a.960℃正火b.840℃退火c.860℃退火图3. 正火及正火后不同退火温度时显微组织- 3 -2θ/( o)图4. 正火后860℃退火X射线衍射谱3．3 正火+等温退火960℃正火试样经800℃加热2小时后分别在680℃，700℃，720℃等温4小时的显微组织示于图5.a，b，c。
可见，其显微组织特征是颗粒状和细小点状碳化物分布于铁素体基体上。
随等温温度升高，碳化物尺寸增大，而且碳化物体积分数也增大（参见表5）。
不同等温退火X射线衍射分析结果列于表5。
等温退火M7C3数量比前两组试样明显增多，而且随着等温温度升高，M23C6，M3C也增多，同时碳化物体积分数增加，平均尺寸增大。
- 4 -2θ/( 0)图6. 正火后720℃等温退火X射线衍射谱4．讨论依据合金系相平衡热力学计算，可以计算不同成分的Fe-Cr-W-Mo-V-C多元系合金不同温度下的相平衡—即基体相和碳化物相的数量。
按该钢成分计算的各相摩尔分数随温度变化的计算结果示于图7。
在A1温度以上，平衡相为γ+M23C6+M6C+MC。
随温度升高，M23C6溶解，M6C增加；继续升高温度，M6C溶解，直到1100℃MC溶解。
在A1温度以下，约650- 5 -℃附近发生M23C6向M7C3转变，这些结果与低碳合金钢碳化物转变相同[4,5]。
同时，M3C升至最高，M6C在600℃至A1温度区下降，而MC在α相区是不变的。
图7. 各相摩尔分数随温度变化的计算结果在锻轧，正火，退火等实际工艺过程中，钢的组织处于非平衡状态，各碳化物相都没有达到最终的平衡态，而是趋于平衡态的过程。
从本文所列的三种预处理工艺看，退火在820℃～860℃温度区间，M6C随温度升高而增加，因此三种预处理工艺相分析结果都存在较多的M6C。
热轧过程和随后的冷却过程中各类碳化物都会析出。
在退火的温度下，M3C 和M23C6会溶解，M6C增加，MC保持稳定，M6C和MC呈球状生长。
退火冷却过程，奥氏体冷至共析温度时，其局部奥氏体成分接近共析成分，棒状M3C或M23C6会呈现层状分布。
正火时在较高的温度下，球状M6C和MC在奥氏体基体上均匀分布，奥氏体碳及合金元素饱和。
退火冷却过程发生了共析反应，形成片层状珠光体，同时M3C数量也增加。
这种情况与过共析钢相似，不过，由于球状M6C和MC分散在基体上，不能集中于晶界上形成网络状。
等温退火时，由于等温温度保持时间长，一定温度下更趋于平衡状态，M3C或M23C6都随等温温度升高而增加，且易长成球状。
随等温温度升高析出更充分，碳化物体积分数也增加。
5．结论1）DM4钢是Cr-W-Mo-V多元合金化的高碳中合金钢，钢中具有多类型碳化物，即M3C、M23C6、M7C3、M6C、MC。
在A1温度以上，存在γ+ M6C+MC相区。
随温度升高，M6C和MC将溶解。
在A1温度附近的γ相区，发生M23C6→M6C转变。
在A1温度以下，存在α+ M6C+ M23C6 +M7C3+M3C+MC相区。
随温度下降，在600－700℃温度区间，发生M23C6→M7C3转变。
- 6 -2）该钢热轧后820～860℃退火组织为颗粒状碳化物和短棒状碳化物。
短棒状碳化物在退火加热温度低时呈层状分布，出现类珠光体团；随温度升高，层状减弱。
正火后820～860℃退火组织为颗粒状碳化物和片层状珠光体组织，颗粒状碳化物均匀分布于珠光体之上。
800℃加热后680～720℃等温退火可获得均匀的球化组织；随等温温度升高，碳化物颗粒尺寸加大，体积分数增加。
3）在820～860℃退火时，随退火温度升高，M6C数量增加，M3C数量减少；而800℃加热680～720℃等温退火时，随等温温度升高，M6C数量增加，M23C6和M3C数量也增加，其变化可以相平衡热力学计算结果给予解释。
不同的预处理工艺对碳化物类型，数量和形貌均有影响。
参考文献[1] Yumei Dai, Zhanping Zhang, Yongqing Ma, et al, Microstructure and hardness of 8CrWMoV Steel withmultiple type of ultra fine Carbides, 热处理学报，2004，25（5）：279－283[2] Yongqing Ma, Hongtao Gao, Yuhong Qi, et al, High Carbon steels with multiple type of ultra fine carbidesand their characteristics, 14th Congress of International Federation for Heat Treatment and Surface Engineering, 材料热处理学报，2004，25（5）：117-121[3] D.V.Shtansky and G.Inden, Phase Transformation in Fe-Mo-C and Fe-W-C Steels —II Eutectoid reaction ofM23C6 Carbide Decomposition During Austenitization, Acta Metallurgica, 1997，45（7）：2879－2895 [4] A.Vyrostkova, A.Kroupa, J.Janovec and M.Svoboda, Carbide reactions and phase equilibria in Low alloyCr-Mo-V steels tempered at 773-993K. Part I: Experimental Measurements. Acta materialia, 1998，46（1）：31－38[5] A.Kroupa, A.Vyrostkova, M.Svoboda and J.Janovec, Carbide reactions and phase equilibria in Low alloyCr-Mo-V steels tempered at 773-993K. Part II: Theoretical calculations, Acta materialia, 1998，46（1）：39－49Effect of pre-treatment on carbide transformation andmorphology of medium alloy high carbon steel DM4 Ma Yongqing, Dai Yumei, Zhang Yang, Yu Tao, Zhang ZhanpingDalian Maritime University, Dalian, PRC, 116026AbstractThe effect of pre-treatment on carbide transformation and morphology of Cr-W-Mo-V medium-alloy high carbon steel DM4 was investigated in this paper. The results show that there are multiple tapes of carbides (M3C、M23C6、M7C3、M6C、MC) in the steel annealed. The morphology of carbide in the annealing microstructure largely relate to the process before annealing. There are disperse particles of carbides and fine tactic clavicorn carbides in the ferritic matrix or the sheet pearlite at 820-860℃ by annealing. The spherical carbides in the ferritic matrix can be obtained by isothermal annealing at 680-720℃after heating at 800℃. The morphology of carbides with different pre-treatment process relate to carbide transformation, which can be described accurately by calculating based on phase equilibrium thermodynamic.Key words: DM4 steel; anneal; carbide transformation; morphology作者简介：马永庆（1944—），男，1968年毕业于辽宁大学物理系，1982年于大连理工大学材料科学与工程系获硕士学位，现为大连海事大学材料工艺研究所教授、博士生导师，主要研究方向是特种铸铁（耐磨、耐热、耐蚀）铸铁的合金设计及应用，高强韧性模具钢合金化及热处理。