引??言

電子顯微學(xué)技術(shù)作為現(xiàn)代科學(xué)中最重要的材料表征手段，不僅可以表征材料的微觀結(jié)構(gòu)與成分信息，還可以觀察其表面形貌狀態(tài)的細(xì)節(jié)信息，已經(jīng)廣泛應(yīng)用在材料的研發(fā)以及工業(yè)生產(chǎn)過程中。在材料研發(fā)方面，我們知道材料的強度與延展性是金屬材料中的關(guān)鍵力學(xué)性能，往往決定了材料的應(yīng)用前途。而這兩個性能往往也是相悖的。金屬材料會因為位錯密度的增加表現(xiàn)為強度的增加，于此同時延展性卻會減弱。但是通過改進(jìn)合金的組分和加工策略可以避免兩種性質(zhì)的對立局面。因此，如何同時獲得高強度以及高的延展性是工業(yè)中亟需解決的問題。而這一切都離不開電子顯微學(xué)的表征。在工業(yè)生產(chǎn)方面，國產(chǎn)材料往往在性能上與外國生產(chǎn)的材料有所差距，這是由于材料的結(jié)構(gòu)組織的差異，通過電子顯微學(xué)的觀察其結(jié)構(gòu)組織差異，進(jìn)而改進(jìn)生產(chǎn)工藝，提高材料的性能。由此今天小編就舉兩個例子，說明先進(jìn)電子顯微學(xué)在材料研發(fā)生產(chǎn)過程中的重要作用。

一 、SEM在材料研發(fā)方面的應(yīng)用

第一個例子就是在材料研發(fā)方面，近日，北科大研究人員在國際知名期刊Science上發(fā)表論文（2017年8月24日題目為“High dislocation density–induced large ductility in deformed and partitioned steels”），其研究的成果是發(fā)展了一種變形分區(qū)(D&P)策略解決材料的強度與延展性同時提高的新思路。研究人員利用軋制和低溫回火過程將中錳鋼成功發(fā)展為超級鋼（10%錳，0.47%碳，2%鋁，0.7%釩）。這其中錳和碳原子都是奧氏體穩(wěn)定劑，而鋁的作用是抑制了回火過程中滲碳體的析出，釩的加入則可以形成碳化物來增強對滯后斷裂的抵抗性。通過引入大量的可移動位錯，研究人員成功地證明了提高位錯密度能夠同時提高材料強度和延展性。其材料的結(jié)構(gòu)組織表征用到了EBSD技術(shù)，確定了奧氏體相與馬氏體相的分布狀態(tài)(如圖1所示)，運用透射電子顯微技術(shù)表征了馬氏體相中的位錯以及孿晶的存在。經(jīng)過后續(xù)不同的熱處理工藝，使得材料既具有良好的韌性也有較高的強度(見圖2)?？梢钥闯鐾ㄟ^材料微觀組織形態(tài)的調(diào)整，使得不增加材料元素種類的情況下，僅僅是通過調(diào)整結(jié)構(gòu)組織的組成比例與形態(tài)，達(dá)到了較高的力學(xué)性能。由此可以看出材料的微觀結(jié)構(gòu)表征對材料的研發(fā)有著重要的實際意義。

圖1 拉伸試驗以前D&P鋼的微觀結(jié)構(gòu) a）EBSD圖像顯示了奧氏體相(γ)與馬氏體相(α’)的板條狀分部以及取向信息，b）馬氏體中的位錯，c）包含有孿晶與位錯的透鏡狀的馬氏體相

圖2 D&P合金以及相關(guān)的高強合金的拉伸性能

二、SEM在材料生產(chǎn)方面的應(yīng)用

第二個是工業(yè)生產(chǎn)中的限動芯棒的例子，限動芯棒是無縫鋼管限動連軋機組中參與鋼管軋制內(nèi)變形的最重要工具,是一種高附加值的大宗消耗備件。 其工作環(huán)境極為惡劣, 需在高溫下承受很大的復(fù)雜循環(huán)熱應(yīng)力。根據(jù)使用條件,國內(nèi)外均選用H13作為芯棒材料。H13熱作模具鋼材以其高的淬透性、淬硬性、強韌性和熱疲勞抗力在國內(nèi)外得到廣泛的應(yīng)用。國內(nèi)軋管廠以前使用的H13芯棒多為進(jìn)口的，進(jìn)口芯棒不但價格高,庫存資金占用大,而且交貨期長且不穩(wěn)定,影響連軋機組的正常生產(chǎn)，現(xiàn)各公司軋管廠使用的芯棒基本實現(xiàn)了國產(chǎn)化。芯棒的一個重要指標(biāo)是橫向沖擊性能要大于15J。國產(chǎn)芯棒的橫向沖擊值時常低于15J，而進(jìn)口芯棒橫向沖擊值高于50J，進(jìn)口芯棒是國產(chǎn)芯棒橫向沖擊值的2～4倍。為搞清楚國產(chǎn)芯棒橫向沖擊性能偏低原因，天津鋼管集團(tuán)股份有限公司的寧玫等人通過使用先進(jìn)的電子顯微學(xué)手段，能譜分析等技術(shù)，對進(jìn)口和國產(chǎn)芯棒解剖進(jìn)行對比分析，試圖找出材料性能差異的結(jié)構(gòu)性因素，為提高國產(chǎn)芯棒的沖擊性能和使用壽命，進(jìn)一步降低生產(chǎn)成本提供一定的技術(shù)支持。

1、芯棒生產(chǎn)工藝和試驗材料

1.1 生產(chǎn)工藝

進(jìn)口H13芯棒生產(chǎn)工藝流程為：電爐冶煉（EAF）+爐外精煉(LF)+真空脫氣(VD) → 模鑄 → 保護(hù)氣氛電渣重熔(PESR) → 高溫均質(zhì)化處理 → 多向鍛造 → 退火處理 → 機加工 → 檢驗 → 調(diào)質(zhì)處理 → 鍍Cr處理。

國產(chǎn)H13芯棒生產(chǎn)工藝流程為：堿性電爐冶煉 → 鋼包爐外精煉 → 真空脫氣 → 模鑄八角錠 → 熱送鍛造 → 去應(yīng)力退火 → 電渣重熔 → 退火 → 鍛造成型 → 鍛后球化退火 → 粗車 → 調(diào)質(zhì)處理 → 鍍Cr處理。

球化退火后硬度要求HB≤255，調(diào)質(zhì)處理后芯棒硬度要求310－360HB，各部位硬度差要求<30HB。

1.2 試驗材料

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進(jìn)口和國產(chǎn)實心芯棒化學(xué)成分分析結(jié)果見表1。從分析結(jié)果可以看出：進(jìn)口芯棒C含量偏上限，V含量偏下限，還加入了少量的Ti。國產(chǎn)芯棒C含量偏下限，V含量偏上限。

?表1??? 化學(xué)分析結(jié)果?
廠家進(jìn)口國產(chǎn)C0.390.35
Si0.750.95Mn0.360.34P0.0080.012S0.0010.001Ni0.180.05Cr4.895.13Mo1.21.31V0.741.04Cu0.070.28Al0.0150.023Ti0.015＜0.01

1.3 試驗方法

1.3.1金相和斷口分析

在進(jìn)口和國產(chǎn)芯棒橫截面邊緣、1/2半徑和心部部位分取試樣,用德國蔡司A1M型金相顯微鏡進(jìn)行金相分析；采用德國蔡司EVO 50XVP型掃描電鏡及美國EDAX公司ALLPO 40型能譜儀對橫向沖擊斷口進(jìn)行觀察分析。

1.3.2力學(xué)性能試驗

硬度試驗在芯棒橫截面上邊緣、1/2半徑和心部部位各打兩排6點洛氏硬度。橫向沖擊試樣均在芯棒橫截面1/2半徑部位切取,試樣尺寸均為10mm×10mm×55mm“V”型標(biāo)準(zhǔn)試樣。

2、試驗結(jié)果

2.1 進(jìn)口和國產(chǎn)調(diào)質(zhì)芯棒組織分析

進(jìn)口芯棒組織均勻、晶粒細(xì)小、無晶界網(wǎng)狀二次碳化物、無塊狀共晶碳化物（見圖3）。國產(chǎn)芯棒組織不均勻，橫截面組織表現(xiàn)為呈網(wǎng)狀分布的嚴(yán)重偏析，晶界存在明顯的二次碳化物 ；縱截面呈現(xiàn)嚴(yán)重的帶狀偏析，帶狀組織為4級。偏析帶中有較多的塊狀共晶碳化物和一些塊狀碳氮化物，晶界有呈網(wǎng)狀分布的顆粒狀二次碳化物(見圖4-5)。

圖3 進(jìn)口芯棒1/2半徑部位組織（a 25X 、b 500X ）形貌

圖4 國產(chǎn)芯棒1/2半徑部位橫截面網(wǎng)狀偏析組織（a 25×、 b 200×）形貌

圖5 國產(chǎn)芯棒橫截面心部偏析帶上塊狀共晶碳化物(a)、塊狀碳氮化物(b)和晶界二次碳化物(SEM)形貌(c)

2.2 芯棒橫截面硬度試驗試驗

進(jìn)口和國產(chǎn)芯棒橫截面表面、1/2半徑和心部部位的硬度試驗結(jié)果見圖6。從試驗結(jié)果看出：進(jìn)口芯棒硬度較高，平均37HRC；國產(chǎn)芯棒平均硬度為34HRC。其總體趨勢是芯棒表面硬度高于心部硬度1～2HRC。

圖6 芯棒橫截面硬度試驗結(jié)果（HRC）

2.3 橫向沖擊斷口電鏡分析

電鏡觀察：進(jìn)口芯棒1/2半徑部位所取試樣橫向沖擊斷口脆斷區(qū)約占40%，形貌為準(zhǔn)解理；韌斷區(qū)約占60%，形貌為韌窩，韌窩中夾雜物較少。國產(chǎn)芯棒1/2半徑部位所取試樣橫向沖擊斷口脆斷區(qū)約占90%，為沿晶和穿晶準(zhǔn)解理混合形貌；韌斷區(qū)約占10%，形貌為韌窩，韌窩中夾雜物較少。在斷口多處部位存在尺寸在5～20微米的塊狀共晶碳化物，經(jīng)能譜分析塊狀共晶碳化物的化學(xué)組成是(VMoCr)C；在斷口中還觀察到一些塊狀相，能譜分析塊狀相為(TiVCr)NC；在沿晶晶界上還觀察到大量顆粒狀二次碳化物，能譜分析晶界上顆粒狀二次碳化物化學(xué)組成是(CrVMo)C，見圖7。

圖7 進(jìn)口（a、b、c）和國產(chǎn)（d、e、f、g、）芯棒橫向沖擊斷口形貌 a）進(jìn)口芯棒橫向沖擊斷口低倍形貌，b）脆斷區(qū)準(zhǔn)解理形貌，c）韌斷區(qū)韌窩形貌，d）國產(chǎn)芯棒橫向沖擊斷口低倍形貌，e）塊狀共晶碳化物，f）塊狀碳氮化物，g）晶界顆粒狀二次碳化物。

3、分析討論

通過對國產(chǎn)芯棒顯微組織觀察和成分分析發(fā)現(xiàn)，芯棒存在液析共晶碳化物、枝晶偏析、帶狀偏析及存晶界的二次碳化物，是導(dǎo)致該國產(chǎn)芯棒橫向沖擊性能偏低的主要原因。

3.1 液析共晶碳化物

對國產(chǎn)芯棒沖擊性能明顯偏低的芯棒橫向和縱向截面的金相和斷口分析看出，芯棒從表面到心部,液析共晶碳化物的數(shù)量逐漸增多，成分偏析也越來越嚴(yán)重，且共晶碳化物大都集中在成分偏析嚴(yán)重的區(qū)域，表明共晶碳化物是在鋼液凝固后期直接從鋼液中析出的。H13鋼的含碳量為0.4%左右，合金元素總量達(dá)8%，因此屬于過共析鋼。H13鋼中的碳及合金元素易生偏析，在電渣重熔過程中，因選分結(jié)晶的原因，存在枝晶偏析，枝晶間最后凝固殘液內(nèi)，形成碳及合金的元素富集區(qū)，甚至達(dá)到共晶成分，凝固后期在非平衡結(jié)晶時會出現(xiàn)亞穩(wěn)定共晶碳化物。據(jù)了解國內(nèi)該廠電渣熔速較高、熔速過快，造成熔池過深，結(jié)晶前沿溫度梯度減小，使局部凝固時間延長，形成碳化物偏析。分布于基體中的這種粗大碳化物，在鍛造后破碎， 沿鍛造方向呈小塊碳化物形態(tài)或其自身裂開與基體界面脫離使芯棒脆性增加，會促使芯棒沖擊韌性降低。

3.2 枝晶偏析和帶狀組織

該國產(chǎn)芯棒存在嚴(yán)重的枝晶偏析和帶狀組織，這主要是電渣重熔工藝控制不當(dāng)造成的。在通常情況下，H13鋼經(jīng)過電渣重熔后，枝晶較細(xì)，枝晶偏析和夾雜物得到改善，材質(zhì)均勻致密，有利于鋼材力學(xué)性能的提高，特別是縱、橫向以及中心和邊緣的性能差異有明顯的改善。但若電渣工藝控制不當(dāng)，會出現(xiàn)嚴(yán)重的枝晶偏析現(xiàn)象。在電渣重熔過程中，如果電流電壓過大，熔速過快，熔池較深，就會造成凝固速率減慢，枝晶發(fā)達(dá)，二次枝晶臂間距增大、偏析嚴(yán)重。對國產(chǎn)H13芯棒電渣重熔工藝了解發(fā)現(xiàn)，為了提高生產(chǎn)效率，將電渣熔速提高，導(dǎo)致該批H13鋼偏析嚴(yán)重。由于電渣錠存在嚴(yán)重枝晶偏析，常規(guī)鍛后的組織呈現(xiàn)明顯帶狀分布，淬回火后未有明顯變化，組織還呈帶狀分布。該國產(chǎn)芯棒的帶狀偏析較嚴(yán)重且和縱向一致，說明在鍛造工序中沒有反復(fù)鐓拔達(dá)到充分的鍛造，熱處理后仍保留嚴(yán)重帶狀組織形態(tài)，這將嚴(yán)重影響芯棒的橫向沖擊性能。

3.3 晶界二次碳化物

國產(chǎn)芯棒晶界存在網(wǎng)狀分布的二次碳化物。對于大規(guī)格芯棒,如果鍛造溫度偏高或停鍛溫度高，而隨后冷卻速度不夠，往往會使碳化物沿晶呈鏈狀析出。這種鏈狀碳化物薄網(wǎng)的存在，削弱了金屬間的結(jié)合力，造成裂紋優(yōu)先在碳化物聚集的晶界處形成并沿晶擴(kuò)展，使鋼的力學(xué)性能降低，脆性增加。為了消除或改善這種鏈狀碳化物的分布，除改善鋼錠原始成分偏析，適當(dāng)控制終鍛溫度及隨后的冷卻速度，以大于鏈狀碳化物形成的臨界冷卻速度冷卻，可有效抑制鏈狀碳化物析出。

3.4 淬火和回火組織

為了提高芯棒的沖擊韌性，淬火溫度不能過高。淬火溫度高于1060℃將使奧氏體晶粒粗大，殘余奧氏體量增加會導(dǎo)致沖擊韌性下降。淬火溫度還應(yīng)保證奧氏體中溶有足夠的碳和合金元素以得到高的強度和硬度，1060℃ 淬火時含V碳化物已基本固溶。由H13的C曲線得知，其Ac3為910℃，奧氏體化溫度為1030℃，所以H13的淬火溫度選為1020－1040℃比較適宜。H13鋼的回火工藝根據(jù)其工作條件確定回火溫度和硬度，大多采用580～650℃×3h的高溫回火，以提高其韌性和減少殘余奧氏體在鋼中發(fā)生轉(zhuǎn)變而引起脆性。所以為了使殘余奧氏體充分轉(zhuǎn)變并改善新生馬氏體或貝氏體的韌性，芯棒最少應(yīng)回火兩次。由于國產(chǎn)芯棒在最終調(diào)質(zhì)處理前未進(jìn)行高溫擴(kuò)散—高溫固溶超細(xì)化處理，所以芯棒調(diào)質(zhì)態(tài)組織分布不均勻、晶粒相對較大（晶粒度為7級）、基體存在共晶碳化物、成分偏析和二次碳化物在晶界聚集強烈影響芯棒的沖擊性能。

4、結(jié)論和建議

（1）進(jìn)口芯棒經(jīng)過高溫擴(kuò)散處理和超細(xì)化處理，組織無塊狀和條狀共晶碳化物，晶界無網(wǎng)狀分布的二次碳化物，無成分偏析帶狀組織，基體組織均勻細(xì)小，晶粒度為9級。碳化物均勻細(xì)小分布在基體中，在后工序處理中細(xì)小彌散析出，提高了芯棒的塑性和韌性，所以芯棒的橫向沖擊性能較高。

（2）國產(chǎn)H13芯棒由于未經(jīng)過高溫擴(kuò)散-超細(xì)化處理，存在枝晶偏析、帶狀偏析和液析共晶碳化物，橫向網(wǎng)狀和縱向帶狀偏析嚴(yán)重，晶界存在二次碳化物，組織不均勻，導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力增加、橫向沖擊值較低。

（3）國外采用先進(jìn)的新技術(shù)、新工藝，采用爐外精煉、保護(hù)氣氛電渣重熔、高溫均質(zhì)化處理、超細(xì)化處理、多向鍛造等技術(shù)提高鋼的純凈度，削減碳化物帶狀偏析，均勻及細(xì)化組織及碳化物，從而提高等向性能及熱疲勞性能。建議國內(nèi)該廠增加高溫長時間擴(kuò)散處理和高淬高回超細(xì)化處理工藝，深入研究生產(chǎn)優(yōu)質(zhì)芯棒的最終熱處理工藝與組織性能間的相互關(guān)系，進(jìn)一步改善芯棒橫向沖擊性能，使國產(chǎn)芯棒全面趕超國際先進(jìn)水平。

三、后? 記

以上兩個例子，一是通過對鋼材進(jìn)行組織結(jié)構(gòu)與狀態(tài)進(jìn)行調(diào)整，使得材料達(dá)到了韌性與強度都達(dá)到了較高的水平。第二個是通過系統(tǒng)的對比國產(chǎn)與進(jìn)口H13芯棒材料的成分，硬度與橫向沖擊實驗性能的基礎(chǔ)上，對芯材的微觀顯微組織以及斷口都進(jìn)行了細(xì)致的觀察，發(fā)現(xiàn)了明顯的組織結(jié)構(gòu)差異。反推到生產(chǎn)加工的步驟上來，優(yōu)化生產(chǎn)加工方式方法，最終達(dá)到提高產(chǎn)品性能的目的。由此可見，先進(jìn)的電子顯微學(xué)手段是當(dāng)今材料生產(chǎn)研發(fā)的重要科學(xué)方法，必須引起足夠的重視。

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