Nb-V复合弹簧钢60Si2CrVAT过冷奥氏体连续冷却转变

D0I:10.13374.issn1001-053x.2011.12.007 第33卷第12期 北京科技大学学报 Vol.33 No.12 2011年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2011 Nb-V复合弹簧钢60Si2 CrVAT过冷奥氏体连续冷却 转变 吴华林12》王福明2》四李长荣》晏轻2)张博2) 1)北京科技大学高效钢铁治金国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学治金与生态工程学院，北京100083 3)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:wangfuming@metall.usth.cdu.cn 摘要利用DL805A淬火变形膨胀仪测定了提速列车用Nb一V复合微合金化弹簧钢60Si2CVAT过冷奥氏体的连续冷却 转变曲线，并结合金相-硬度法探讨了不同冷速下实验钢组织的变化，分析了N含量对60Si2CVAT过冷奥氏体的连续冷却 转变的影响.结果表明：Nh含量的增加，促进了高温、中温转变，且珠光体转变区间随之变宽，马氏体转变点由284.2℃降低到 258.3℃：铁素体消失的冷速由0.3℃·s提高到0.5℃s,珠光体消失的冷速由2℃·s提高到3℃·s,贝氏体消失的冷 速也相应地由3℃·s提高到5℃·s,贝氏体开始出现的冷速由0.4℃s提高到0.6℃g,马氏体出现的冷速同为1℃· s-1 关键词碳钢：弹簧：奥氏体转变：微合金化：微观组织 分类号TG151.2;TG151.3 Continuous cooling transformation of under-cooled austenite for Nb-V microal- loyed spring steel 60Si2CrVAT WU Hua--in2,WANG Fu-ming☒，LI Chang-rong》,AN Qing'.,ZHANG Bo 1)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)School of Materials Science and Engineering,University of Seience and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:wangfuming@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The continuous cooling transformation curves of under-eooled austenite in Nb-V microalloyed spring steel 60Si2CrVAT were measured by using a DI805A quenching deformation dilatometer.The microstructure changes of under-cooled austenite in the tested steels at different cooling rates were studied by the metallographic method coupling with the microhardness method.The effect of Nb content on continuous cooling transformation of the tested steels was analyzed.The experimental results show that with the increase in Nb content,the high-temperature and medium-temperature phase transitions were promoted,the range of pearlitic transformation was widened,and the temperature of Ms point decreased from 284.2 C to 258.3 C.The cooling rate for ferrite disappearance increased fom0.3℃s'to0.5℃·s',for pearlite disappearance from2℃s'to3℃s',and for bainite disappearance from3℃slto 5C's.The cooling rate for bainite transformation occurrence increased from 0.4Csto 0.6C.s,while for martensite occur- rence kept the same cooling rate of 1℃·sl. KEY WORDS carbon steel:springs:austenitic transformation:microalloying:microstructure 60Si2 CrVAT是铁道部《铁路货车提速转向架用 运行的关键部件之一”.随着铁路运行的第六次提 圆柱螺旋弹簧钢供货技术条件》中指定的提速列车 速，铁道部对2000年制定的货车转向架弹簧技术条 转向架专用弹簧钢，而转向架是提速列车实现高速 件进行了修订回，修订后的技术条件对60Si2 CrVAT 收稿日期：2010-10-11 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50874007：51174020)：北京市教有委员会共建项目

第 33 卷 第 12 期 2011 年 12 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 12 Dec． 2011 Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却 转变 吴华林1，2) 王福明1，2) 李长荣3) 晏 轻1，2) 张 博1，2) 1) 北京科技大学高效钢铁冶金国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 3) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn 摘 要 利用 DIL 805A 淬火变形膨胀仪测定了提速列车用 Nb--V 复合微合金化弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体的连续冷却 转变曲线，并结合金相--硬度法探讨了不同冷速下实验钢组织的变化，分析了 Nb 含量对 60Si2CrVAT 过冷奥氏体的连续冷却 转变的影响． 结果表明: Nb 含量的增加，促进了高温、中温转变，且珠光体转变区间随之变宽，马氏体转变点由 284. 2 ℃降低到 258. 3 ℃ ; 铁素体消失的冷速由 0. 3 ℃·s － 1 提高到 0. 5 ℃·s － 1 ，珠光体消失的冷速由 2 ℃·s － 1 提高到 3 ℃·s － 1 ，贝氏体消失的冷 速也相应地由 3 ℃·s － 1 提高到 5 ℃·s － 1 ，贝氏体开始出现的冷速由 0. 4 ℃·s － 1 提高到 0. 6 ℃·s － 1 ，马氏体出现的冷速同为 1 ℃· s － 1 ． 关键词 碳钢; 弹簧; 奥氏体转变; 微合金化; 微观组织 分类号 TG151. 2; TG151. 3 Continuous cooling transformation of under-cooled austenite for Nb-V microal￾loyed spring steel 60Si2CrVAT WU Hua-lin1，2) ，WANG Fu-ming1，2) ，LI Chang-rong3) ，YAN Qing1，2) ，ZHANG Bo 1，2) 1) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 3) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn ABSTRACT The continuous cooling transformation curves of under-cooled austenite in Nb-V microalloyed spring steel 60Si2CrVAT were measured by using a DIL805A quenching deformation dilatometer． The microstructure changes of under-cooled austenite in the tested steels at different cooling rates were studied by the metallographic method coupling with the microhardness method． The effect of Nb content on continuous cooling transformation of the tested steels was analyzed． The experimental results show that with the increase in Nb content，the high-temperature and medium-temperature phase transitions were promoted，the range of pearlitic transformation was widened，and the temperature of Ms point decreased from 284. 2 ℃ to 258. 3 ℃ ． The cooling rate for ferrite disappearance increased from 0. 3 ℃·s － 1 to 0. 5 ℃·s － 1 ，for pearlite disappearance from 2 ℃·s － 1 to 3 ℃·s － 1 ，and for bainite disappearance from 3 ℃·s － 1 to 5 ℃·s － 1 ． The cooling rate for bainite transformation occurrence increased from 0. 4 ℃·s － 1 to 0. 6 ℃·s － 1 ，while for martensite occur￾rence kept the same cooling rate of 1 ℃·s － 1 ． KEY WORDS carbon steel; springs; austenitic transformation; microalloying; microstructure 收稿日期: 2010--10--11 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50874007; 51174020) ; 北京市教育委员会共建项目 60Si2CrVAT 是铁道部《铁路货车提速转向架用 圆柱螺旋弹簧钢供货技术条件》中指定的提速列车 转向架专用弹簧钢，而转向架是提速列车实现高速 运行的关键部件之一［1］． 随着铁路运行的第六次提 速，铁道部对 2000 年制定的货车转向架弹簧技术条 件进行了修订［2］，修订后的技术条件对 60Si2CrVAT DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.12.007

·1464· 北京科技大学学报 第33卷 钢的力学性能及其他各种指标提出了更高要求，其 弹簧钢的力学性能要求.由于目前尚无铁路列车用 力学指标调整为R.≥1900MPa,Ra.2≥1700MPa, Nb-V复合弹簧钢60Si2 CrVAT的过冷奥氏体连续 A≥9%，Z≥30%，而目前60Si2 CrVAT弹簧钢普遍 冷却转变(CCT)曲线的研究报道，因此本文采用热 表现强度不稳定，塑性偏低.采用Nb、V和Ti等元 模拟实验技术，测定了三组不同Nb含量实验钢的 素的微合金化技术是提高中碳钢的强韧性有效方法 连续冷却转变曲线，并分析了不同冷速下转变产物 之一同：在钢的强韧化机理中，晶粒细化是改善钢 的显微组织，研究了Nb-V复合微合金化对连续冷 的强韧性和提高疲劳性能最有效的方法，也是改善 却转变过程的影响 弹簧钢、非调质钢等的综合性能的重要手段.Nb是 其中最有效的细化晶粒的微合金化元素，近年来Nb 1实验材料和方法 微合金化技术在中高碳的特殊钢中获得了应用，研 1.1实验材料 发了含Nb-V/T复合微合金化特殊钢回.同时，在 实验治炼了三炉钢：在60Si2 CrVAT基础成分 钢液凝固和高温形变过程中，Nb、V等元素在钢中 上，第一炉为内控基体成分，降碳提锰，内控碳在中 的固溶和析出，对奥氏体相的成分有强烈的调整作 下限，锰、铬在中上限，其余元素不变，以提高韧性； 用，对奥氏体的相变分解有强烈调控作用5-) 第二、三炉在第一炉的成分基础上分别添加 实验拟在60Si2 CrVAT的基础成分上回，添加 0.028%和0.054%的Nb,利用铌在冷却和高温形变 不同含量的Nb,以期利用Nb一V复合微合金化在钢 过程中析出细小弥散的X型碳氮化物，以达到不 中形成细小弥散分布的碳氮化物的细晶强化和沉淀 同细晶强化和沉淀强化效果，提高实验钢的强韧性. 强化作用，改善其强韧性，从而满足提速列车转向架 实验钢的化学成分如表1所示. 表1实验钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steels % 实验钢 Si Mn Cr Nb Fe 1 0.56 1.65 0.56 1.20 0.18 0.0050 0.03 0.010 0.007 0.0013 Bal. 24 0.56 1.71 0.58 1.20 0.19 0.028 0.0050 0.03 0.009 0.007 0.0013 Bal. 3 0.56 1.71 0.58 1.20 0.19 0.054 0.00500.040.009 0.0070.0013 Bal. 治炼后的三炉不同Nb含量实验钢，经相同锻 下得到的是全部珠光体组织.说明随Nb含量的增 造工艺（始锻温度1150℃，终锻温度850℃）和冷却 加，实验钢中珠光体比例增加，Nb的加入有促进珠 速度（灰冷）锻成中l5mm圆棒试样，其锻后灰冷显 光体转变的作用，使其延伸到更大的冷速，抑制了贝 微组织如图1所示.由图1可知：1钢在锻后灰冷 氏体转变.实验所需试样取锻后Φ15mm圆棒样，经 得到的是贝氏体+珠光体混合组织，其中贝氏体、珠 机加工成4mm×10mm热膨胀试样，三组钢分别 光体含量各占一半；2"实验钢在锻后灰冷组织为少 加工一组 量的贝氏体+珠光体，3实验钢在锻后灰冷的条件 h 50m 50m 图1不同Nb含量实验钢锻后灰冷显微组织.(a)1实验钢：(b)2实验钢：(c)3实验钢 Fig.1 Microstructures of tested steels after being forged and lime cooled:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)3 steel 1.2实验方法 Thermo-Calc对三种实验钢中Nb、V在奥氏体中的 为确定实验钢的加热温度，采用热力学软件 固溶规律进行计算，其结果如图2所示.1"实验钢V

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 钢的力学性能及其他各种指标提出了更高要求，其 力学指标调整为 Rm≥1 900 MPa，Rp0. 2≥1 700 MPa， A≥9% ，Z≥30% ，而目前 60Si2CrVAT 弹簧钢普遍 表现强度不稳定，塑性偏低． 采用 Nb、V 和 Ti 等元 素的微合金化技术是提高中碳钢的强韧性有效方法 之一［3］; 在钢的强韧化机理中，晶粒细化是改善钢 的强韧性和提高疲劳性能最有效的方法，也是改善 弹簧钢、非调质钢等的综合性能的重要手段． Nb 是 其中最有效的细化晶粒的微合金化元素，近年来 Nb 微合金化技术在中高碳的特殊钢中获得了应用，研 发了含 Nb--V/Ti 复合微合金化特殊钢［4］． 同时，在 钢液凝固和高温形变过程中，Nb、V 等元素在钢中 的固溶和析出，对奥氏体相的成分有强烈的调整作 用，对奥氏体的相变分解有强烈调控作用［5--7］． 实验拟在 60Si2CrVAT 的基础成分上［2］，添加 不同含量的 Nb，以期利用 Nb--V 复合微合金化在钢 中形成细小弥散分布的碳氮化物的细晶强化和沉淀 强化作用，改善其强韧性，从而满足提速列车转向架 弹簧钢的力学性能要求． 由于目前尚无铁路列车用 Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 的过冷奥氏体连续 冷却转变( CCT) 曲线的研究报道，因此本文采用热 模拟实验技术，测定了三组不同 Nb 含量实验钢的 连续冷却转变曲线，并分析了不同冷速下转变产物 的显微组织，研究了 Nb--V 复合微合金化对连续冷 却转变过程的影响． 1 实验材料和方法 1. 1 实验材料 实验冶炼了三炉钢: 在 60Si2CrVAT 基础成分 上，第一炉为内控基体成分，降碳提锰，内控碳在中 下限，锰、铬在中上限，其余元素不变，以提高韧性; 第 二、三炉在第一炉的成分基础上分别添加 0. 028% 和 0. 054% 的 Nb，利用铌在冷却和高温形变 过程中析出细小弥散的 MX 型碳氮化物，以达到不 同细晶强化和沉淀强化效果，提高实验钢的强韧性． 实验钢的化学成分如表 1 所示． 表 1 实验钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steels % 实验钢 C Si Mn Cr V Nb N Al P S O Fe 1# 0. 56 1. 65 0. 56 1. 20 0. 18 — 0. 005 0 0. 03 0. 010 0. 007 0. 001 3 Bal． 2# 0. 56 1. 71 0. 58 1. 20 0. 19 0. 028 0. 005 0 0. 03 0. 009 0. 007 0. 001 3 Bal． 3# 0. 56 1. 71 0. 58 1. 20 0. 19 0. 054 0. 005 0 0. 04 0. 009 0. 007 0. 001 3 Bal． 冶炼后的三炉不同 Nb 含量实验钢，经相同锻 造工艺( 始锻温度 1 150 ℃，终锻温度 850 ℃ ) 和冷却 速度( 灰冷) 锻成 15 mm 圆棒试样，其锻后灰冷显 微组织如图 1 所示． 由图 1 可知: 1# 钢在锻后灰冷 得到的是贝氏体 + 珠光体混合组织，其中贝氏体、珠 光体含量各占一半; 2# 实验钢在锻后灰冷组织为少 量的贝氏体 + 珠光体，3# 实验钢在锻后灰冷的条件 下得到的是全部珠光体组织． 说明随 Nb 含量的增 加，实验钢中珠光体比例增加，Nb 的加入有促进珠 光体转变的作用，使其延伸到更大的冷速，抑制了贝 氏体转变． 实验所需试样取锻后 15 mm 圆棒样，经 机加工成 4 mm × 10 mm 热膨胀试样，三组钢分别 加工一组． 图 1 不同 Nb 含量实验钢锻后灰冷显微组织 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 1 Microstructures of tested steels after being forged and lime cooled: ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 1. 2 实验方法 为确定实验钢的加热温度，采用热力学软件 Thermo-Calc 对三种实验钢中 Nb、V 在奥氏体中的 固溶规律进行计算，其结果如图 2 所示． 1# 实验钢 V ·1464·

第12期 吴华林等：Nb-V复合弹簧钢60Si2CVAT过冷奥氏体连续冷却转变 ·1465· 的完全固溶温度为1050℃，2"钢Nb、V完全固溶温 数量的Nb(C,N)固溶，变成固溶于奥氏体中的 度为1260和1210℃，3钢Nb、V完全固溶温度为 铌回，同时考虑到温度过高奥氏体晶粒过分粗化， 1360℃和1210℃.为了充分利用铌的物理治金潜 以及实验设备实际加热温度限制，三种钢热膨胀试 能，必须在热变形之前在足够再加热温度下使一定 样的加热温度设定为1150℃. 20 18 (a) (b) 5 (e) 16 20 型20 回 12 15 10 8 10 10 4 5 2 Nh 400600 80010001200140016004006008001000120014001600400600800100120014001600 温度℃ 温度/℃ 温度℃ 图2Nb、V元素在奥氏体中的固溶规律.(a)1#实验钢：(b)2实验钢：(c)3*实验钢 Fig.2 Solid solubility of Nb and V in austenite:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)34 steel 实验在DL805A型淬火变形膨胀仪上进行，采 用膨胀法结合金相硬度法网测定实验钢的临界相 1150℃ 变点及CCT曲线.根据YB/T512793钢的临界 5 min 点测定方法（膨胀法）的规定，以180℃·h-1的速率 加热至1150℃保温3min,再以180℃·h-1的速率冷 0.06℃s1 至室温，测定相变点AC1,Ac3,Ar1,Ar3·参考相关文 10℃s1 X℃g 献研究结果回，制定了以下模拟实验方案：三组热 10℃s1 膨胀试样以10℃·s-1加热至1150℃后保温5min, 再分别以0.06、0.1、0.2、0.3、0.5、0.7、1.0、1.5、 时间min 2.0、3、5和10℃·s1的冷却速度冷至室温，采集温 图3测定CCT曲线的实验工艺图 度、膨胀量和时间数据，测定实验钢的热膨胀曲线， Fig.3 Schematic diagram of experimental processes for CCT curve measurement 具体工艺路线如图3所示.根据本实验热膨胀仪的 测量原理，取不同冷速下圆柱试样的中部制成金相 奥氏体化的温度，因而随Nb含量的增加，Ac,和Ac3 试样，研磨抛光后，经4%硝酸酒精溶液侵蚀，在 略微有所提高.对Ar,和Ar3而言，主要是由于Nb 9XB-P℃正置金相显微镜下观察显微组织特征，并 含量增加，使得固溶在奥氏体中的Nb含量也相应 结合LEICA VMHT30M显微维氏硬度计（载荷1.96 增加，从而进一步增加了奥氏体的稳定性，使得Y→ N,载荷时间20s)对试样内各组织硬度进行测定，来 α转变温度降低.合金元素降低Ms点，主要在于它 判定显微组织类型 们降低奥氏体的化学自由能或提高马氏体的化学自 由能，即减少了二者之间的差值，故随合金元素 2实验结果与分析 含量的增加，Ms三点不断下降.此外，原始晶粒越 2.1实验钢相变点 细小，Ms点温度也越低. 三组实验钢的加热和冷却过程相变点温度测定 表2实验钢的相变点温度 结果如表2所示.由表2可知：随Nb含量的增加， Table 2 Phase transformation temperatures of experimental steels C Ac,和Ac3略微提高，Ar1、Ar和Ms均降低.对于AC1 实验钢 Act Acs Ars Ms 和AC3而言，由于Nb是缩小奥氏体相区的铁素体形 1# 778.8 817.6 745.3 781.4 284.2 成元素，将使A和A,点温度升高O;另外，Nb、V等 2# 783.6 822.8 734.1 773.3 266.7 碳化物形成元素可提高碳在奥氏体中的扩散激活 3# 785.3 832.5 729.7 767.2 258.3 能，对奥氏体的形成有一定的阻碍作用，提高了完全

第 12 期 吴华林等: Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变 的完全固溶温度为 1 050 ℃，2# 钢 Nb、V 完全固溶温 度为 1 260 和 1 210 ℃，3# 钢 Nb、V 完全固溶温度为 1 360 ℃和 1 210 ℃ ． 为了充分利用铌的物理冶金潜 能，必须在热变形之前在足够再加热温度下使一定 数量的 Nb ( C，N) 固 溶，变成固溶于奥氏体中的 铌［4］，同时考虑到温度过高奥氏体晶粒过分粗化， 以及实验设备实际加热温度限制，三种钢热膨胀试 样的加热温度设定为 1 150 ℃ ． 图 2 Nb、V 元素在奥氏体中的固溶规律 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 2 Solid solubility of Nb and V in austenite: ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 实验在 DIL 805A 型淬火变形膨胀仪上进行，采 用膨胀法结合金相硬度法［8］测定实验钢的临界相 变点及 CCT 曲线． 根据 YB /T 5127—93 钢的临界 点测定方法( 膨胀法) 的规定，以 180 ℃·h － 1 的速率 加热至 1150 ℃保温 3 min，再以 180 ℃·h － 1 的速率冷 至室温，测定相变点 Ac1，Ac3，Ar1，Ar3 ． 参考相关文 献研究结果［9］，制定了以下模拟实验方案: 三组热 膨胀试样以 10 ℃·s － 1 加热至 1 150 ℃ 后保温 5 min， 再分 别 以 0. 06、0. 1、0. 2、0. 3、0. 5、0. 7、1. 0、1. 5、 2. 0、3、5 和 10 ℃·s － 1 的冷却速度冷至室温，采集温 度、膨胀量和时间数据，测定实验钢的热膨胀曲线， 具体工艺路线如图 3 所示． 根据本实验热膨胀仪的 测量原理，取不同冷速下圆柱试样的中部制成金相 试样，研磨抛光后，经 4% 硝酸酒精溶液 侵 蚀，在 9XB--PC 正置金相显微镜下观察显微组织特征，并 结合 LEICA VMHT 30M 显微维氏硬度计( 载荷 1. 96 N，载荷时间 20 s) 对试样内各组织硬度进行测定，来 判定显微组织类型． 2 实验结果与分析 2. 1 实验钢相变点 三组实验钢的加热和冷却过程相变点温度测定 结果如表 2 所示． 由表 2 可知: 随 Nb 含量的增加， Ac1和 Ac3略微提高，Ar1、Ar3和 Ms 均降低． 对于 Ac1 和 Ac3而言，由于 Nb 是缩小奥氏体相区的铁素体形 成元素，将使 A3和 A1点温度升高［10］; 另外，Nb、V 等 碳化物形成元素可提高碳在奥氏体中的扩散激活 能，对奥氏体的形成有一定的阻碍作用，提高了完全 图 3 测定 CCT 曲线的实验工艺图 Fig． 3 Schematic diagram of experimental processes for CCT curve measurement 奥氏体化的温度，因而随 Nb 含量的增加，Ac1和 Ac3 略微有所提高． 对 Ar1 和 Ar3 而言，主要是由于 Nb 含量增加，使得固溶在奥氏体中的 Nb 含量也相应 增加，从而进一步增加了奥氏体的稳定性，使得!→ α 转变温度降低． 合金元素降低 Ms 点，主要在于它 们降低奥氏体的化学自由能或提高马氏体的化学自 由能，即减少了二者之间的差值［11］，故随合金元素 含量的增加，Ms 三点不断下降． 此外，原始晶粒越 细小，Ms 点温度也越低． 表 2 实验钢的相变点温度 Table 2 Phase transformation temperatures of experimental steels ℃ 实验钢 Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 Ms 1# 778. 8 817. 6 745. 3 781. 4 284. 2 2# 783. 6 822. 8 734. 1 773. 3 266. 7 3# 785. 3 832. 5 729. 7 767. 2 258. 3 ·1465·

·1466 北京科技大学学报 第33卷 2.2实验钢的CCT曲线 CCT曲线，如图4所示.由图4可知，三种实验钢均 根据不同冷却速度膨胀曲线上的拐点，采用切 经过高温(550~750℃)、中温(350~550℃)和低温 线法并结合金相硬度法来判断不同冷速得到的钢中 (200~300℃)三个相变区域，相应的相变产物分别 组织变化情况，确定不同冷速下实际相变温度，将相 为先共析铁素体和珠光体、贝氏体和马氏体.三种 变点用坐标的形式绘制到温度一时间半对数坐标 实验钢CCT曲线均显著偏右，且珠光体和贝氏体转 上，再利用Origin7.5软件将将各相变开始点和相 变区间呈分离. 变结束点绘成圆滑曲线，即得到三种实验钢静态 由图4分析对比三组实验钢的CCT曲线高、中 1200 1200 创 b 1000 1000 800Ac-78.8℃ 800Ac,783.6℃ 600 600 400 Ms,2842℃ 400 M.266.7℃ 200 200 冷速/心·s 冷速/心与4 0 0 109 10 10P 109 10 109 0101 102 103 104 10 时间/s 时间/s 1200 (c) 1000 8004c,783.6℃ 600 400 M5,258.3℃ 200 冷速℃·s 0 0P 10 102 103 10 10° 时间/s 图4实验钢在1150℃奥氏体化的CCT曲线.(a)1“实验钢：(b)2*实验钢：(c)3*实验钢 Fig.4 CCT curves of tested steels after austenitization at 1150C:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)3%steel 和低温转变可知：1·、2"和3实验钢分别在0.3℃· 2可知，在本实验奥氏体化温度1150℃下，2"、3实 s1、0.3℃s和0.5℃·s1冷速时无铁素体转变： 验钢中仅能固溶质量分数为0.0083%，0.0096%的 1"、2钢在冷速大于0.5℃·s时有贝氏体转变发 Nb,大部分Nb是以碳氮化物形式存在，能有效细化 生，而3"钢在冷速大于0.7℃·s1才出现明显贝氏 奥氏体晶粒，并可作为奥氏体分解转变时珠光体转 体；三组实验钢开始出现马氏体的冷速则同为1℃· 变的有效晶核，同时伴随合金渗碳体的形成使固溶 s1;1"实验钢在冷速大于1.5℃s1时珠光体消失， 于奥氏体中的碳和铌比实际减小，从而增大了转变 冷速大于2℃·s已无贝氏体转变，而2"、3钢在冷 驱动力，促进了高温铁素体和珠光体转变的进行，并 速大于2℃·s时珠光体转变消失，冷速大于3℃· 提高了转变温度.二是由于当奥氏体中含有Nb、V s贝氏体转变消失；从转变区大小来看，随Nb含量 和T等易形成强碳化物的元素时，在奥氏体分解 的增加，铁素体转变区域变窄，这主要是由于Nb含 时，应形成特殊碳化物或合金渗碳体(Fe,M),C, 量增加使得珠光体开始转变温度升高，而转变结束 由于其系统自由焓更低、更稳定，过冷奥氏体共析 温度降低， 分解时直接形成铁素体+特殊碳化物的有机结合 通过对比分析可以看出，随Nb含量的增加，促 体，而不是铁素体+渗碳体的共析体☒，故而提高 进了实验钢的高温、中温转变.这主要是有以下两 珠光体转变成核率，加速共析转变.同时，伴随珠 方面原因.一方面，铌在高温下仍然难以固溶，由图 光体形成时合金渗碳体的沉淀，使得Y/α界面奥

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 2. 2 实验钢的 CCT 曲线 根据不同冷却速度膨胀曲线上的拐点，采用切 线法并结合金相硬度法来判断不同冷速得到的钢中 组织变化情况，确定不同冷速下实际相变温度，将相 变点用坐标的形式绘制到温度--时间半对数坐标 上，再利用 Origin 7. 5 软件将将各相变开始点和相 变结束点绘成圆滑曲线，即得到三种实验钢静态 CCT 曲线，如图 4 所示． 由图 4 可知，三种实验钢均 经过高温( 550 ～ 750 ℃ ) 、中温( 350 ～ 550 ℃ ) 和低温 ( 200 ～ 300 ℃ ) 三个相变区域，相应的相变产物分别 为先共析铁素体和珠光体、贝氏体和马氏体． 三种 实验钢 CCT 曲线均显著偏右，且珠光体和贝氏体转 变区间呈分离． 由图 4 分析对比三组实验钢的 CCT 曲线高、中 图 4 实验钢在 1 150 ℃奥氏体化的 CCT 曲线 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 4 CCT curves of tested steels after austenitization at 1 150 ℃ : ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 和低温转变可知: 1# 、2# 和 3# 实验钢分别在 0. 3 ℃· s － 1 、0. 3 ℃·s － 1 和 0. 5 ℃·s － 1 冷速时无铁素体转变; 1# 、2# 钢在冷速大于 0. 5 ℃·s － 1 时有贝氏体转变发 生，而 3# 钢在冷速大于 0. 7 ℃·s － 1 才出现明显贝氏 体; 三组实验钢开始出现马氏体的冷速则同为 1 ℃· s － 1 ; 1# 实验钢在冷速大于 1. 5 ℃·s － 1 时珠光体消失， 冷速大于 2 ℃·s － 1 已无贝氏体转变，而 2# 、3# 钢在冷 速大于 2 ℃·s － 1 时珠光体转变消失，冷速大于 3 ℃· s － 1 贝氏体转变消失; 从转变区大小来看，随 Nb 含量 的增加，铁素体转变区域变窄，这主要是由于 Nb 含 量增加使得珠光体开始转变温度升高，而转变结束 温度降低． 通过对比分析可以看出，随 Nb 含量的增加，促 进了实验钢的高温、中温转变． 这主要是有以下两 方面原因． 一方面，铌在高温下仍然难以固溶，由图 2 可知，在本实验奥氏体化温度 1 150 ℃ 下，2# 、3# 实 验钢中仅能固溶质量分数为 0. 008 3% ，0. 009 6% 的 Nb，大部分 Nb 是以碳氮化物形式存在，能有效细化 奥氏体晶粒，并可作为奥氏体分解转变时珠光体转 变的有效晶核，同时伴随合金渗碳体的形成使固溶 于奥氏体中的碳和铌比实际减小，从而增大了转变 驱动力，促进了高温铁素体和珠光体转变的进行，并 提高了转变温度． 二是由于当奥氏体中含有 Nb、V 和 Ti 等易形成强碳化物的元素时，在奥氏体分解 时，应形成特殊碳化物或合金渗碳体( Fe，M) 3 C， 由于其系统自由焓更低、更稳定，过冷奥氏体共析 分解时直接形成铁素体 + 特殊碳化物的有机结合 体，而不是铁素体 + 渗碳体的共析体［12］，故而提高 珠光体转变成核率，加速共析转变． 同时，伴随珠 光体形成时合金渗碳体的沉淀，使得 ! /α 界面奥 ·1466·

第12期 吴华林等：Nb-V复合弹簧钢60Si2CVAT过冷奥氏体连续冷却转变 ·1467· 氏体一侧的局部碳浓度下降围，从而增加了转变 2.3不同冷速下实验钢显微组织 驱动力，促进了贝氏体转变，因此Nb含量提高也 图5~图7分别为1、2"和3实验钢经不同冷 促进了高温、中温转变，与实验钢锻后组织对比情 速冷却至室温的显微组织照片.在冷却速度为 况一致. 0.06℃·s1时，三种实验钢组织接近平衡态组织，均 对于马氏体转变，三种实验钢马氏体开始出现 为白色网状铁素体+珠光体组织，白色网状铁素体 的冷速均为1℃·s,但三者Ms点温度区间依次降 轮廓清晰可见.当冷速为0.1℃·s时，三种实验钢 低，并且均随冷速的减小马氏体开始转变温度逐渐 均为粗大珠光体球团+少量网状铁素体，铁素体量 降低，所以Ms线表现为向右下倾斜.这是由于在亚 明显减少，铁素体呈断续网状分布：当冷速继续增大 共析钢中，先共析铁素体的析出和贝氏体转变使 至0.2℃·s-1时，1"、2实验钢中已分辨不清明显的 周围奥氏体形成富碳，从而导致Ms点随冷速减小 铁素体形貌，只有少量残余铁素体，而3"钢中还可 而降低 观察到少量铁素体：当冷速进一步增大到0.3℃·s1 20 20m 20m 20 20 gm 20 20m 图51实验钢在不同冷速下的显微组织.(a)0.06℃·s1:(b)0.1℃sl:(c)0.2℃·s1:(d)0.3℃·s1:(e)0.5℃·s1:() 0.7℃s1:(g)1℃s1:()1.5℃s1:(i)2℃s1:()3℃s1:(k)5℃s1:(1)10℃s Fig.5 Microstructures of1"steel obtained at different cooling rates:(a)0.06℃·s-l:(b)0.1℃s-l:(c)0.2℃s-l:(d》0.3℃·sl:(e) 0.5℃s1:(00.7℃s1；(g)1℃s:(h)1.5℃sl:()2℃s1:(）3℃s1:(k)5℃s1:(010℃s1

第 12 期 吴华林等: Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变 氏体一侧的局部碳浓度下降［13］，从而增加了转变 驱动力，促进了贝氏体转变，因此 Nb 含量提高也 促进了高温、中温转变，与实验钢锻后组织对比情 况一致． 图 5 1# 实验钢在不同冷速下的显微组织 . ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 Fig． 5 Microstructures of 1# steel obtained at different cooling rates: ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 对于马氏体转变，三种实验钢马氏体开始出现 的冷速均为 1 ℃·s － 1 ，但三者 Ms 点温度区间依次降 低，并且均随冷速的减小马氏体开始转变温度逐渐 降低，所以 Ms 线表现为向右下倾斜． 这是由于在亚 共析钢中［11］，先共析铁素体的析出和贝氏体转变使 周围奥氏体形成富碳，从而导致 Ms 点随冷速减小 而降低． 2. 3 不同冷速下实验钢显微组织 图 5 ～ 图 7 分别为 1# 、2# 和 3# 实验钢经不同冷 速冷却至室温的显微组织照片． 在 冷 却 速 度 为 0. 06 ℃·s － 1 时，三种实验钢组织接近平衡态组织，均 为白色网状铁素体 + 珠光体组织，白色网状铁素体 轮廓清晰可见． 当冷速为 0. 1 ℃·s － 1 时，三种实验钢 均为粗大珠光体球团 + 少量网状铁素体，铁素体量 明显减少，铁素体呈断续网状分布; 当冷速继续增大 至 0. 2 ℃·s － 1 时，1# 、2# 实验钢中已分辨不清明显的 铁素体形貌，只有少量残余铁素体，而 3# 钢中还可 观察到少量铁素体; 当冷速进一步增大到 0. 3 ℃·s －1 ·1467·