球化退火主要适用于含碳大于0.60%的各种高碳工模具钢、轴承钢等。为改善冷变形工艺性，有时也用于低中碳钢（注：比如许多冷挤压件常采用球化退火作为预备热处理）。

      钢中碳化物的球化可以提高塑性、韧性、改善切屑加工性和减少最终热处理时的变形开裂倾向。球化退火后的硬度取决于钢中碳及合金元素的含量，随着钢中含碳量升高，碳化物数量增加，退火后硬度也相应升高，如图1所示。细小均匀、圆形的碳化物分布在马氏体基体上将使耐磨性、接触疲劳强度、断裂韧性得到改善与提高。

图1 碳化物数量与退火后硬度的关系

      球化退火可以使高碳工具钢的硬度进一步软化，如T10钢经球化退火后可由原来热轧退火后的硬度HB 255-321下降到HB≤197，从而使切屑加工性提高。

图2 含碳1.0%碳钢渗碳体形态对疲劳裂纹扩展速率的影响

     球状碳化物的形状及分布对于钢的断裂韧性有很大影响。如图2是片状、球状、及混合型珠光体的形态对含碳1.0%的碳钢疲劳裂纹扩展速率的影响。在相同的应力强度因子下，球状珠光体的裂纹扩展速率远低于片状珠光体组织。

     低碳钢经球化退火后硬度过低，在切屑时发站不易达到好的光洁度，因此，不适合作为切屑加工前的预备热处理。但是此类钢中碳化物的球化，可以大为改善冷变形的加工性。

     碳化物的球化有它独特的规律，国内外对此进行了广泛的研究，并不断改善各种球化退火的工艺方法，但迄今人们对球化微观机制的了解和研究还不够透彻。

     根据碳化物球化条件的不同，可以分成四种情况，本期文章将一一和大家进行介绍。

     固态相变时新相形核长大导致系统自由能的变化为△F，则

△F=-△Vf_v+sσ+△f_ε-△f_d

     式中：△Vf_v为形成△V体积的新相时的化学自由能，sσ为表面能（s-新相表面积，σ此表面能），△f_ε为新相形成时消耗的弹性应变能，△f_d是晶体缺陷的存在引起的系统自由能的减少。

      当渗碳体的体积一定，只有呈球状时才具有最小的表面能。所以从表面能较高的片状渗碳体向球状渗碳体转化，使系统自由能下降，这是一个自发过程。片状渗碳体能否球状化，取决于铁、碳的扩散能力。所以在临界点附近长时间保温，将使钢中碳及铁原子有足够的动力学条件发生聚集球化。该过程的一般描述是：由于片状碳化物的厚薄及曲率不同，与之对应的周围固溶体基体的溶解度也有差异。由结晶理论得知：

In（Sr/S∞）=2Mσ/RT_ρ

     式中：Sr-离子半径为r时母相的溶解度，S∞-粒子与母相之间的相界面为平面时的溶解度，r-第二相粒子半径，M-新相的原子量，σ-比表面能，ρ-密度，R-气体常数，T-绝对温度。

      其中，Sr正比于1/r，即粒子半径愈小，母相的溶解度越高。换言之曲率半径r小的碳化物具有更高的化学自由能。因此在足够的动力学条件下，该处将首先发生部分渗碳体溶解，使连续的碳化物薄片在曲率较大处溶断，并逐步依靠自发球化的趋势通过向未溶的粒状碳化物扩散聚集完成球化过程。如图3所示。

图3 碳化物由片状向球状的转化示意图

     实验观察表明，渗碳体片的溶断与在渗碳体片内的晶体缺陷有关。

图4 片状渗碳体的溶断机构示意图

     如图4说明了从渗碳体片内存在的亚晶界边缘开始溶断的机构，由于在亚晶界棱角处具有较大的曲率，因此，在其周围的基体铁素体的溶解度将大于在该温度下的平衡浓度。由于亚晶界棱角处渗碳体的溶解而使渗碳体片沿亚晶界两端形成沟槽，在交点处铁素体与渗碳体界面间的表面张力σF/c与渗碳体亚晶界的表面张力σ_c/c保持瞬间的平衡。

     σ_c/c=2σF/c·cos（β/2）

     由于在沟槽前沿处，铁素体高碳浓度的区域不断向四周输运碳原子到低碳浓度的区域，即发生下坡扩散，从而使沟槽交点处表面张力的平衡被破坏。为恢复平衡，渗碳体曲面前沿又不断溶解，此时：

  σ_c/c＞2σF/c·cos（β/2） 

     因此，使沟槽不断加深加宽的驱动力可以说成是渗碳体亚晶界的表面张力σ_c/c。

     换言之，由于渗碳体内亚晶界张力σc/c的作用，而使渗碳体片与铁素体界面上出现了沟槽。沟槽形成后在渗碳体片亚晶界的两侧将呈现曲面。曲面曲率半径为r，当温度与压力相同时，在曲面处的渗碳体中的碳原子比平面处具有更高的化学位，由吉布斯-汤姆森（Gibbs-Thomson）方程，此化学位的差△μ为：

 △μ=σVa/r=σVa·K

      式中：Va-原子体积，K-1/r，为渗碳体表面曲度。

      从图4的下图中可以看出化学位（此处可看成碳的浓度梯度）依据亚晶界不同位置x处的变化情形，在x=0处化学位最高，向两侧逐渐降低，化学位梯度（或浓度梯度）将驱动扩散过程的发展使亚晶界的沟槽加深、加宽。

     由于在临界点以下温度使碳化物球化的周期太长，对于粗大片状珠光体就更加困难，因此可以利用不均匀奥氏体中未溶碳化物或奥氏体中高浓度碳偏聚区的非自发形核的有利作用来加速球化。

     由于碳的扩散距离大为缩短，从而有利于粒状渗碳体分散析出，尽管片状渗碳体析出时消耗的应变能最小，但在上述条件下形成球状渗碳体所消耗的总的能量却比形成片状渗碳体要低。

     有些工作还讨论了在奥氏体中未溶的临界残留碳化物数量与形成的碳化物形态的关系。研究指出，设碳化物以层状析出时碳的扩散距离为L₁，球状析出时碳的扩散距离为L_s，只有当L_s<l₁时才能形成球状珠光体。而当L_s=L₁时为球状-层状碳化物的临界扩散距离。当残余碳化物越多且分布弥散，L_s愈小；退火时冷速越慢，使碳能充分扩散，则越易形状球化组织。

     按此看法，显然高碳钢奥氏体中易有较多的残余未溶碳化物，因此珠光体易球化。而在低碳钢中，由于未溶碳化物数量少，Ls很大，则不易球化而易形成层状珠光体。高碳钢利用在临界点上下反复循环加热和短时间停留数次，可以使未溶碳化物数量大大增加，L_s减少，从而达到较好的球化效果。但目前对此临界距离还没有定量的数据。

     近些年来用透射电镜研究了在含碳1.20%碳钢中渗碳体的微观断裂机理。试样在1000℃氩气保护下加热30分钟再炉冷获得全部珠光体之后，于-196℃、-78℃、室温、300℃、400℃、500℃、700℃等温度下，在电子高频疲劳试验机上以2*10⁴秒^-1的应变速率进行拉伸，发生片状渗碳体在小于500℃形变时随形变量增大，渗碳体内位错密度增加显著。

     若固定形变量，则位错密度随形变温度升高而增大，大于500℃由于发生动态回复而使位错密度下降。在室温下形变量过大将导致片状渗碳体沿（110）、（210）、（100）及其它晶面发生解理断裂。高于300℃时观察到渗碳体在断裂前有明显的滑移变形，并在破断前观察到明显的缩颈。渗碳体片的塑性变形度随温度升高而增大。在较高温度下形变时，随着渗碳体内的滑移，晶体缺陷的聚合而导致渗碳体迅速破断（如图5所示）。

图5 形变后片状渗碳体的碎化示意图

     因此，如果在临界温度附近对钢进行冷加工形变，可使碳化物产生形变碎化，增加球化的核心，同时大量的空穴、位错、亚晶界等缺陷的存在，将加速碳在钢中的扩散，从而加速了球化过程，这种工艺称为形变球化退火。

     对于高温固溶预处理的球化工艺原理与上述球化机构不同，它是先将过共析钢加热到大于A_cm温度，使碳化物全部溶入奥氏体，然后淬油或在中温进行等温分解，最后进行高温回火或低温退火进行球化。

     高温淬火后形成的大量空穴保留在室温以及在马氏体中存在的显微缺陷，均可以成为碳扩散聚集的核心，而有利于球化过程。同样中温分解产物的分散碳化物也使碳扩散聚集路径减少，从而为超细化创造了条件。