D0I:10.13374/1.issnl00103.2009.06.016 第31卷第6期 北京科技大学学报 Vol.31 No.6 2009年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun.2009 CSP生产600MPa级低碳贝氏体钢的相变 黎先浩) 康永林)陈林恒) 焦国华)温德智) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)湖南华菱涟源钢铁有限公司，娄底417009 摘要以低碳Nb、V、Ti、Mo和Cr合金化贝氏体钢为研究对象，在Formaster-Digital膨胀仪上测定了过冷奥氏体的静态 CCT曲线：在Gleeble-l500热/力模拟机上，用膨胀法测定了奥氏体的动态CCT曲线：采用扫描电镜和透射电镜分析了贝氏体 钢的室温组织演变规律.结果表明：合金元素抑制奥氏体向铁素体转变，在冷却速度大于10℃s的范围内，静态CCT和动 态CCT的室温组织均为贝氏体，具有较高的强度：奥氏体变形促进了贝氏体转变，贝氏体转变开始温度为610~668℃，终了 温度为520~551℃. 关键词低碳贝氏体钢：连续冷却转变：组织演变：薄板坯连铸连轧 分类号TG142.2 Continuous cooling transformation of 600 MPa grade low carbon bainite steel pro- duced by CSP process LI Xian-hao,KANG Yong-lin).CHEN Lin-heng),JIAO Guo-hua),WEN Dezhi) 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Hunan Valin Lianyuan Iron and Steel Co.,Ltd..Loudi 417009.China ABSTRACI The static and dynamic CCT curves of low carbon bainite steel microalloyed with Nb,V,Ti,Mo and Cr were tested with a Formaster-Digital dilatometer and a Gleeble-1500 thermo"mechanical simulator,respectively.The transformation microstruc- tures were observed by SEM and TEM.It is shown that the transformation microstructures are bainite after continuous cooling when the cooling rate is more than 10Csdue to the fact that alloy additions inhibit the transformation from austenite to ferrite,which results in excellent strength:in addition.deformation promotes bainite transformation,and the start temperature and final tempera- ture of bainite transformation are 610 to 668C and 520 to 551C,respectively. KEY WORDS low carbon bainite steel:continuous cooling transformation (CCT):microstructure evolution:thin slab casting and rolling (TSCR) 6O0MPa级低碳贝氏体钢具有高强度、高韧性、 TMCP)[2]、高温轧制技术(high temperature pro 良好的焊接和冷成形性能，被公认为21世纪的新一 cessing,HTP)[]和控制析出技术(thermo mechani- 代钢铁材料，广泛应用于能源、交通、原材料工业以 cal precipitation contro process,TPCP)同等主要技 及各种施工中使用的工程机械中山，在成分设计上 术来生产低碳贝氏体钢.国内的研究及应用相对较 通过在低碳钢(C的质量分数为0.02%~0.06%) 晚，除了跟踪国际先进技术外，在国家重点研究发展 中加入Nb、V、Ti、Ni、B和Cu等合金元素以保证高 计划资助项目的支持下，贺信莱教授等开发了具有 强韧化后仍然保持良好的焊接性能和贝氏体转变淬 自主知识产权的弛豫一析出控制相变(relaxation~ 透性.国际上，自20世纪80年代以来，日本、美国、 precipitation-control phase transformation,RPC) 英国和德国等以传统厚板坯为原料，采用热机械处 术[-]，并在鞍钢、武钢等大型钢铁企业实现了产 理技术(thermo-mechanical controlled process, 业化 收稿日期：2008-06-17 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。·50334010) 作者简介：黎先浩(l972-),男，博士研究生；康永林(1954一)，男，教授，博士生导师，kangylin(@mater--ustb~cdu:cm
CSP 生产600MPa 级低碳贝氏体钢的相变 黎先浩1） 康永林1） 陈林恒1） 焦国华2） 温德智2） 1） 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 2） 湖南华菱涟源钢铁有限公司娄底417009 摘 要 以低碳 Nb、V、Ti、Mo 和 Cr 合金化贝氏体钢为研究对象在 Formaster-Digital 膨胀仪上测定了过冷奥氏体的静态 CCT 曲线；在 Gleeble-1500热／力模拟机上用膨胀法测定了奥氏体的动态 CCT 曲线；采用扫描电镜和透射电镜分析了贝氏体 钢的室温组织演变规律．结果表明：合金元素抑制奥氏体向铁素体转变在冷却速度大于10℃·s －1的范围内静态 CCT 和动 态 CCT 的室温组织均为贝氏体具有较高的强度；奥氏体变形促进了贝氏体转变贝氏体转变开始温度为610～668℃终了 温度为520～551℃． 关键词 低碳贝氏体钢；连续冷却转变；组织演变；薄板坯连铸连轧 分类号 TG142∙2 Continuous cooling transformation of600MPa grade low carbon bainite steel produced by CSP process LI Xian-hao 1）KA NG Yong-lin 1）CHEN Lin-heng 1）JIA O Guo-hua 2）W EN De-z hi 2） 1） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Hunan Valin Lianyuan Iron and Steel Co．Ltd．Loudi417009China ABSTRACT T he static and dynamic CCT curves of low carbon bainite steel microalloyed with NbVTiMo and Cr were tested with a Formaster-Digital dilatometer and a Gleeble-1500thermo-mechanical simulatorrespectively．T he transformation microstructures were observed by SEM and T EM．It is shown that the transformation microstructures are bainite after continuous cooling when the cooling rate is more than10℃·s －1due to the fact that alloy additions inhibit the transformation from austenite to ferritewhich results in excellent strength；in additiondeformation promotes bainite transformationand the start temperature and final temperature of bainite transformation are610to668℃ and520to551℃respectively． KEY WORDS low carbon bainite steel；continuous cooling transformation （CCT ）；microstructure evolution；thin slab casting and rolling （TSCR） 收稿日期：2008-06-17 基金项目：国家自然科学基金资助项目（No．50334010） 作者简介：黎先浩（1972－）男博士研究生；康永林（1954－）男教授博士生导师kangylin＠mater．ustb．edu．cn 600MPa 级低碳贝氏体钢具有高强度、高韧性、 良好的焊接和冷成形性能被公认为21世纪的新一 代钢铁材料广泛应用于能源、交通、原材料工业以 及各种施工中使用的工程机械中［1］．在成分设计上 通过在低碳钢（C 的质量分数为0∙02％～0∙06％） 中加入 Nb、V、Ti、Ni、B 和 Cu 等合金元素以保证高 强韧化后仍然保持良好的焊接性能和贝氏体转变淬 透性．国际上自20世纪80年代以来日本、美国、 英国和德国等以传统厚板坯为原料采用热机械处 理 技 术 （ thermo-mechanical controlled process T MCP） ［2－3］、高温轧制技术（high temperature processingHTP） ［4］和控制析出技术（thermo-mechanical precipitation control processTPCP） ［5］等主要技 术来生产低碳贝氏体钢．国内的研究及应用相对较 晚除了跟踪国际先进技术外在国家重点研究发展 计划资助项目的支持下贺信莱教授等开发了具有 自主知识产权的弛豫－析出－控制相变（relaxationprecipitation-control phase transformationRPC） 技 术［6－8］并在鞍钢、武钢等大型钢铁企业实现了产 业化． 第31卷 第6期 2009年 6月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．31No．6 Jun．2009 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2009．06．016
,702 北京科技大学学报 第31卷 随着国际、国内市场对高强度低合金钢的需求 冷却到室温，采集温度、时间和膨胀量数据，配合金 增加，在短流程薄板坯生产线上开发高强低碳贝氏 相观察和硬度测试，绘制静态CCT曲线， 体钢的工作越来越受到重视，CSP(compact strip (2)动态CCT方案：模拟CSP实际生产工艺参 production)是将现代电炉/转炉冶炼、精炼、连铸和 数，在Gleeble--1500热/力模拟试验机上将试样以 连轧等工序以连续性紧凑性为原则科学地结合为 10℃s-的速度加热至1150℃，保温10min:然后 一体的先进技术.CSP产品具有组织细化、析出强 以5℃s1的冷速冷却至1050℃，变形45%（工程 化和强韧性好等特征，在CSP线上开发新产品，适 应变)，变形速率为3s;再以5℃s的冷速冷却 应市场需求，实现我国薄板坯连铸连轧的技术创新 至850℃，变形35%（工程应变），变形速率为 成为目前研究的热点[)；但国内外关于CSP技术生 20s-1;最后分别以0.1,0.5,1,3,5,7,10,15,20,30 产热轧态交货600MPa级低碳贝氏体钢的相关内容 和40℃s一1的冷速冷却至室温，采集温度、时间和 鲜有报道.由于C$P与传统厚板坯流程生产相比具 膨胀量数据，配合金相观察和硬度测试，绘制动态 有独特的热历史及组织转变规律，因此研究基于 CCT曲线， CSP流程生产6 00 MPa级低碳贝氏体钢的连续冷却 将冷却到室温的试样沿横截面剖开，经研磨、抛 相变行为，对于制定热轧后冷却、卷取相关工艺参数 光后用4%硝酸酒精溶液浸蚀，采用Cambrige S一 具有重要的指导意义， 360扫描电镜进行显微组织观察和分析，用450SVD Jun和Kang1o研究了变形对0.05C0.25Si- 数显维氏硬度计测量试样硬度；将试样用线切割切 1.9Mn0.07(Ti+Nb)-1.1(Mo+Ni)钢过冷奥氏 成0.3mm厚的小片，经机械减薄和电解双喷减薄 体相变的影响，认为低冷速下仅仅略微提高了奥氏 后，放到8O0透射电镜中观察贝氏体组织形貌. 体分解的开始温度，但在高冷速下热变形强烈地促 进了奥氏体向针状铁素体的转变；Lis山在 2实验结果与分析 HN5MVNb钢上也得到了相似的结论 2.1连续冷却转变相变温度及曲线 本文利用Formaster-Digital膨胀仪、Gleeble一 实验钢未变形与变形奥氏体连续冷却转变温 1500热/力模拟试验机、Cambrige S360扫描电镜、 度、试样室温硬度和CCT曲线分别如表2及图1、 H一800透射电镜和450SVD数显维氏硬度计等手 图2所示. 段，研究了CSP生产600MPa级低碳贝氏体钢奥氏 可以看出，冷却速度在0.1~40℃s范围内， 体的动态、静态连续冷却转变规律、组织特征和硬 两种CCT曲线形状基本相似，分为两个相变区：高 度，分析了有关参数对奥氏体连续冷却转变的影响， 温转变区，相变产物为先共析铁素体(F)十珠光体 (P):中温转变区，相变产物为贝氏体(B)组织.在冷 1实验材料与方法 却速度大于10℃s-1的范围内，两种CCT曲线都 实验钢取自涟钢CSP线生产的70mm厚低碳 不发生先共析铁素体转变，这是因为钢中加入了 贝氏体钢连铸坯，其化学成分见表1. Mn、Mo和Cr等合金元素，钢中Mn降低ArI和 表1实验钢主要化学成分（质量分数） Ar3温度，强烈推迟奥氏体向铁素体转变，使得铁素 Table 1 Main chemical composition of the test steel % 体转变区向低温移动，并且Mn有促进强碳化物形 C Si Mn P S Al Nb十TiCr+Mo+V 成元素V、Ti固溶于奥氏体的作用，这种综合效果 0.0440.241.40.0160.0030.03 0.10 <0.90 降低了碳的扩散速度，大大地增加了过冷奥氏体的 稳定性，在一定冷却速度范围内能抑制珠光体转变， 将铸坯加工成2种圆柱样，其中3mm×10mm 但对贝氏体转变的开始温度没有影响；Mo对钢由 用于静态CCT实验，8mm×15mm用于动态CCT 奥氏体分解为珠光体的转变有强烈地抑制作用，但 实验。根据试验机的技术性能，并考虑模拟现场 对由奥氏体分解为贝氏体的转变速度影响很小，对 CSP线实际生产工艺参数，制定了以下两种模拟实 亚共析钢由奥氏体分解析出铁素体的速度也有抑制 验方案， 的作用；与Mo一样，Nb、Cr也是强碳化物形成元 (1)静态CCT方案：参照冶金行业标准YB/T 素，在移动的α界面上的溶质拖曳效应会降低珠 5127-93,在Formaster-Digital膨胀仪上将试样以 光体和先共析铁素体新相的形核和长大速度，提高 5℃s1的速度加热到950℃，保温10min后，分别 了过冷奥氏体的稳定性，使先共析铁素体生成区明 以0.1,0.5,1,3,5,7,10,15,20和30℃s的速度 显右移，保证了在很宽的冷速范围内得到均匀的贝
随着国际、国内市场对高强度低合金钢的需求 增加在短流程薄板坯生产线上开发高强低碳贝氏 体钢的工作越来越受到重视．CSP （compact strip production）是将现代电炉／转炉冶炼、精炼、连铸和 连轧等工序以连续性－紧凑性为原则科学地结合为 一体的先进技术．CSP 产品具有组织细化、析出强 化和强韧性好等特征．在 CSP 线上开发新产品适 应市场需求实现我国薄板坯连铸连轧的技术创新 成为目前研究的热点［9］；但国内外关于 CSP 技术生 产热轧态交货600MPa 级低碳贝氏体钢的相关内容 鲜有报道．由于 CSP 与传统厚板坯流程生产相比具 有独特的热历史及组织转变规律因此研究基于 CSP 流程生产600MPa 级低碳贝氏体钢的连续冷却 相变行为对于制定热轧后冷却、卷取相关工艺参数 具有重要的指导意义． Jun 和 Kang ［10］研究了变形对0∙05C－0∙25Si－ 1∙9Mn－0∙07（Ti＋Nb）－1∙1（Mo＋Ni）钢过冷奥氏 体相变的影响认为低冷速下仅仅略微提高了奥氏 体分解的开始温度但在高冷速下热变形强烈地促 进了 奥 氏 体 向 针 状 铁 素 体 的 转 变；Lis ［11］ 在 HN5MVNb 钢上也得到了相似的结论． 本文利用 Formaster-Digital 膨胀仪、Gleeble－ 1500热／力模拟试验机、Cambrige S－360扫描电镜、 H－800透射电镜和450SVD 数显维氏硬度计等手 段研究了 CSP 生产600MPa 级低碳贝氏体钢奥氏 体的动态、静态连续冷却转变规律、组织特征和硬 度分析了有关参数对奥氏体连续冷却转变的影响． 1 实验材料与方法 实验钢取自涟钢 CSP 线生产的70mm 厚低碳 贝氏体钢连铸坯其化学成分见表1． 表1 实验钢主要化学成分（质量分数） Table1 Main chemical composition of the test steel ％ C Si Mn P S Al Nb＋Ti Cr＋Mo＋V 0∙0440∙24 1∙4 0∙016 0∙003 0∙03 ＜0∙10 ＜0∙90 将铸坯加工成2种圆柱样其中●3mm×10mm 用于静态 CCT 实验●8mm×15mm 用于动态 CCT 实验．根据试验机的技术性能并考虑模拟现场 CSP 线实际生产工艺参数制定了以下两种模拟实 验方案． （1） 静态 CCT 方案：参照冶金行业标准 YB／T 5127－93在 Formaster-Digital 膨胀仪上将试样以 5℃·s －1的速度加热到950℃保温10min 后分别 以0∙10∙51357101520和30℃·s －1的速度 冷却到室温采集温度、时间和膨胀量数据配合金 相观察和硬度测试绘制静态 CCT 曲线． （2） 动态 CCT 方案：模拟 CSP 实际生产工艺参 数在 Gleeble－1500热／力模拟试验机上将试样以 10℃·s －1的速度加热至1150℃保温10min；然后 以5℃·s －1的冷速冷却至1050℃变形45％（工程 应变）变形速率为3s －1 ；再以5℃·s －1的冷速冷却 至 850℃变 形 35％ （工 程 应 变）变 形 速 率 为 20s －1 ；最后分别以0∙10∙5135710152030 和40℃·s －1的冷速冷却至室温采集温度、时间和 膨胀量数据配合金相观察和硬度测试绘制动态 CCT 曲线． 将冷却到室温的试样沿横截面剖开经研磨、抛 光后用4％硝酸酒精溶液浸蚀采用 Cambrige S－ 360扫描电镜进行显微组织观察和分析用450SVD 数显维氏硬度计测量试样硬度；将试样用线切割切 成0∙3mm 厚的小片经机械减薄和电解双喷减薄 后放到 H－800透射电镜中观察贝氏体组织形貌． 2 实验结果与分析 2∙1 连续冷却转变相变温度及曲线 实验钢未变形与变形奥氏体连续冷却转变温 度、试样室温硬度和 CCT 曲线分别如表2及图1、 图2所示． 可以看出冷却速度在0∙1～40℃·s －1范围内 两种 CCT 曲线形状基本相似分为两个相变区：高 温转变区相变产物为先共析铁素体（F）＋珠光体 （P）；中温转变区相变产物为贝氏体（B）组织．在冷 却速度大于10℃·s －1的范围内两种 CCT 曲线都 不发生先共析铁素体转变这是因为钢中加入了 Mn、Mo 和 Cr 等合金元素．钢中 Mn 降低 Ar1 和 Ar3 温度强烈推迟奥氏体向铁素体转变使得铁素 体转变区向低温移动并且 Mn 有促进强碳化物形 成元素 V、Ti 固溶于奥氏体的作用这种综合效果 降低了碳的扩散速度大大地增加了过冷奥氏体的 稳定性在一定冷却速度范围内能抑制珠光体转变 但对贝氏体转变的开始温度没有影响；Mo 对钢由 奥氏体分解为珠光体的转变有强烈地抑制作用但 对由奥氏体分解为贝氏体的转变速度影响很小对 亚共析钢由奥氏体分解析出铁素体的速度也有抑制 的作用；与 Mo 一样Nb、Cr 也是强碳化物形成元 素在移动的γ－α界面上的溶质拖曳效应会降低珠 光体和先共析铁素体新相的形核和长大速度提高 了过冷奥氏体的稳定性使先共析铁素体生成区明 显右移保证了在很宽的冷速范围内得到均匀的贝 ·702· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第6期 黎先浩等：CSP生产600MPa级低碳贝氏体钢的相变 .703 表2不同冷速下奥氏体相变温度及室温硬度 Table 2 Transformation temperature of austenite at different cooling rates and hardness at room temperature 冷却速度/ 未变形奥氏体 变形奥氏体 (℃s- F./C F,B/℃ B/C HVio F/℃ Fr B./C Br/℃ HVio 0.1 770 670 128 800 705 一 129 0.5 730 640 131 775 698 593 149 700 620 530 153 773 695 590 152 3 670 575 500 173 760 680 588 179 650 560 470 191 715 670 563 192 600 550 460 197 668 551 196 10 540 455 203 一 666 550 198 5 530 450 205 664 544 199 20 520 445 206 一 660 543 200 30 500 435 209 653 530 208 0 610 520 212 注：F,表示铁素体转变开始温度，表示铁素体转变终了温度，B,表示贝氏体转变开始温度，B:表示贝氏体转变终了温度 氏体组织 比较两张CCT图（图1和图2）可以看出，变形 900 降低了奥氏体稳定性，加速了奥氏体向铁素体和贝 800 氏体相变的速度，使动态CCT曲线相对于静态 700 +F+P CCT明显向左上方移动，这是因为：(1)变形提高 -600H 奥氏体自由能，使相变驱动力提高；(2)变形引入大 量变形带、位错等晶体缺陷，使形核位置增加：(3)变 400 206203191. HN。2090s1971万13131128 形促进了Nb、V和Ti的碳氦化物析出1]，减少了 冷却速度（℃s)3015753105 奥氏体中Nb、V和Ti的固溶量，降低了过冷奥氏体 稳定性，并且析出相还为相变提供了形核位置， 10 10 10 时间s 图1和图2表明：未变形奥氏体（图1）发生相 变时，若冷速低于1℃s1,高温转变产物只有铁素 图1未变形奥氏体CCT曲线 体十珠光体，转变开始温度范围为730~770℃，转 Fig-1 CCT curves of undeformed austenite 变终了温度范围为640~670℃：随着冷却速度增 加，当冷速高于10℃s时，相变产物主要为贝氏 体，转变开始温度范围为500~540℃，转变终了温 00 度范围为435~455℃.与未变形奥氏体相比，变形 700 奥氏体（图2）发生相同转变的临界冷却速度分别降 -600 低到了0.5℃s1和7℃s1,发生高温转变的开始 S00 温度和转变终了温度相对较之均升高了约50℃，而 400 219196 HVe 209200198192179152149 发生中温转变得到几乎全是贝氏体组织的转变开始 129 300 冷却速度℃.g)40301575310.5 温度相对较之升高了约130℃，为610~668℃，转 20 变终了温度升高了约90℃，为520~551℃. 10P 10 10下 10P 时间： 图3和图4是试样室温组织的维氏硬度与冷却 速度的关系，对应的抗拉强度是根据GB/T1172- 图2变形奥氏体CCT曲线 1999插值换算得来的，可以看出：对于两种CCT实 Fig-2 CCT curves of deformed austenite 验，在冷却速度小于7℃s范围内，随冷却速度增
表2 不同冷速下奥氏体相变温度及室温硬度 Table2 Transformation temperature of austenite at different cooling rates and hardness at room temperature 冷却速度／ （℃·s －1） 未变形奥氏体 变形奥氏体 Fs／℃ FfBs／℃ Bf／℃ HV10 Fs／℃ FfBs／℃ Bf／℃ HV10 0∙1 770 670 － 128 800 705 － 129 0∙5 730 640 － 131 775 698 593 149 1 700 620 530 153 773 695 590 152 3 670 575 500 173 760 680 588 179 5 650 560 470 191 715 670 563 192 7 600 550 460 197 － 668 551 196 10 － 540 455 203 － 666 550 198 15 － 530 450 205 － 664 544 199 20 － 520 445 206 － 660 543 200 30 － 500 435 209 － 653 530 208 40 － － － － － 610 520 212 注：Fs 表示铁素体转变开始温度Ff 表示铁素体转变终了温度Bs 表示贝氏体转变开始温度Bf 表示贝氏体转变终了温度． 氏体组织． 图1 未变形奥氏体 CCT 曲线 Fig．1 CCT curves of undeformed austenite 图2 变形奥氏体 CCT 曲线 Fig．2 CCT curves of deformed austenite 比较两张 CCT 图（图1和图2）可以看出变形 降低了奥氏体稳定性加速了奥氏体向铁素体和贝 氏体相变的速度使动态 CCT 曲线相对于静态 CCT 明显向左上方移动．这是因为：（1） 变形提高 奥氏体自由能使相变驱动力提高；（2） 变形引入大 量变形带、位错等晶体缺陷使形核位置增加；（3） 变 形促进了 Nb、V 和 Ti 的碳氮化物析出［12］减少了 奥氏体中 Nb、V 和 Ti 的固溶量降低了过冷奥氏体 稳定性并且析出相还为相变提供了形核位置． 图1和图2表明：未变形奥氏体（图1）发生相 变时若冷速低于1℃·s －1高温转变产物只有铁素 体＋珠光体转变开始温度范围为730～770℃转 变终了温度范围为640～670℃；随着冷却速度增 加当冷速高于10℃·s －1时相变产物主要为贝氏 体转变开始温度范围为500～540℃转变终了温 度范围为435～455℃．与未变形奥氏体相比变形 奥氏体（图2）发生相同转变的临界冷却速度分别降 低到了0∙5℃·s －1和7℃·s －1发生高温转变的开始 温度和转变终了温度相对较之均升高了约50℃而 发生中温转变得到几乎全是贝氏体组织的转变开始 温度相对较之升高了约130℃为610～668℃转 变终了温度升高了约90℃为520～551℃． 图3和图4是试样室温组织的维氏硬度与冷却 速度的关系对应的抗拉强度是根据 GB／T 1172－ 1999插值换算得来的．可以看出：对于两种 CCT 实 验在冷却速度小于7℃·s －1范围内随冷却速度增 第6期 黎先浩等： CSP 生产600MPa 级低碳贝氏体钢的相变 ·703·
,704 北京科技大学学报 第31卷 220 739 明室温组织除粒状贝氏体外，还形成了更加精细的 200 板条贝氏体，并且其组分随冷速增加而增多. 670 220 739 180 609 200 670 160 540 180 609 140 480 160 40 120。专0方2如2方动多物18 140 480 冷年速度/（℃.言） 1204 图3。未变形奥氏体室温组织硬度与冷却速度关系 0子0书2布2古前3药0站18 冷排速度/（℃，） Fig.3 Relationship between room temperature hardness and cooling rate of undeformed austenite 图4变形奥氏体室温组织硬度与冷却速度关系 Fig.4 Relationship between room-temperature hardness and cooling 加，试样硬度增幅较大，表明奥氏体在此范围内形成 rate of deformed austenite 的室温组织中，贝氏体组分增多较快，铁素体和珠光 体组分逐渐减少；冷却速度在7~20℃s1范围内， 2.2显微组织观察 试样硬度增幅平缓，说明室温组织以粒状贝氏体为 在Cambrige S-360扫描电镜下观察了未变形 主，硬度随冷速增加仅仅是组织细化的结果：当冷却 与变形奥氏体在不同冷速下连续冷却到室温后试样 速度超过20℃s一后，试样硬度增幅再次增大，表 的显微组织，如图5和图6所示 20m b 20m 相互平行的板条铁素体 和冠棒状渗碳体 状贝氏体 岛状润/ 原奥氏体晶界 板条贝氏体 板条氏体 粒状员氏体 图5未变形奥氏体不同冷速下的显微组织.(a)0.1℃s1;(b)1℃s1:(c)10℃g-1:(d)25℃5-1：(e)30℃s-1 Fig5 Microsruures of udormed austenite dfferentn rates:(a)）0.l℃s-l;(b)1℃sl;(e)10℃s-;(d25℃g-;(e)30℃s-l 由未变形奥氏体连续冷却转变后各冷速下的室 速增大，准多边形铁素体和岛状组织明显细化；当冷 温组织（图5）可看出：在冷速小于1℃s1时，室温 却速度达到10~15℃s时，奥氏体分解成铁素体 组织为多边形铁素体十退化的珠光体（图5(a)),铁 受到抑制，板条铁素体在奥氏体晶界形核并相互平 素体晶粒大小不均；当冷却速度在1~5℃s范围 行向奥氏体晶内生长，原奥氏体晶界清晰可见，室温 时，室温组织为准多边形铁素体（图5(b),并在其 组织为板条铁素体以及沿板条铁素体晶界分布的短 中分布着一些岛状组织，开始出现少量贝氏体，随冷 棒状渗碳体，并且铁素体晶内有少量粒状未分解的
图3 未变形奥氏体室温组织硬度与冷却速度关系 Fig．3 Relationship between room-temperature hardness and cooling rate of undeformed austenite 加试样硬度增幅较大表明奥氏体在此范围内形成 的室温组织中贝氏体组分增多较快铁素体和珠光 体组分逐渐减少；冷却速度在7～20℃·s －1范围内 试样硬度增幅平缓说明室温组织以粒状贝氏体为 主硬度随冷速增加仅仅是组织细化的结果；当冷却 速度超过20℃·s －1后试样硬度增幅再次增大表 明室温组织除粒状贝氏体外还形成了更加精细的 板条贝氏体并且其组分随冷速增加而增多． 图4 变形奥氏体室温组织硬度与冷却速度关系 Fig．4 Relationship between room-temperature hardness and cooling rate of deformed austenite 2∙2 显微组织观察 在 Cambrige S－360扫描电镜下观察了未变形 与变形奥氏体在不同冷速下连续冷却到室温后试样 的显微组织如图5和图6所示． 图5 未变形奥氏体不同冷速下的显微组织．（a）0∙1℃·s －1；（b）1℃·s －1；（c）10℃·s －1；（d）25℃·s －1；（e）30℃·s －1 Fig．5 Microstructures of undeformed austenite at different cooling rates：（a）0∙1℃·s －1；（b）1℃·s －1；（c）10℃·s －1；（d）25℃·s －1；（e）30℃·s －1 由未变形奥氏体连续冷却转变后各冷速下的室 温组织（图5）可看出：在冷速小于1℃·s －1时室温 组织为多边形铁素体＋退化的珠光体（图5（a））铁 素体晶粒大小不均；当冷却速度在1～5℃·s －1范围 时室温组织为准多边形铁素体（图5（b））并在其 中分布着一些岛状组织开始出现少量贝氏体随冷 速增大准多边形铁素体和岛状组织明显细化；当冷 却速度达到10～15℃·s －1时奥氏体分解成铁素体 受到抑制板条铁素体在奥氏体晶界形核并相互平 行向奥氏体晶内生长原奥氏体晶界清晰可见室温 组织为板条铁素体以及沿板条铁素体晶界分布的短 棒状渗碳体并且铁素体晶内有少量粒状未分解的 ·704· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷
第6期 黎先浩等：CSP生产600MPa级低碳贝氏体钢的相变 .705 残余奥氏体岛，即出现粒状贝氏体组织（图5(c); 奥氏体变形增加了形核位置，导致在奥氏体晶内大 当冷却速度超过25℃s时，室温组织以粒状贝氏 量形核，板条铁素体长大的尺被限制在晶胞内，同 体和板条贝氏体为主（图5(d),随冷速增大，板条 时变形诱发的位错缠结也极大地阻碍了板条贝氏体 铁素体间渗碳体尺寸逐渐减小（图5(e),板条贝氏 的长大，二者共同作用减小了贝氏体的尺寸，因此室 体所占体积分数逐渐增大， 温组织中，板条铁素体在奥氏体晶内多方向形核并 变形奥氏体连续冷却转变后各冷速下的室温组 长大，M/A岛分布在铁素体基体上形成形貌复杂的 织如图6所示.由图6可看出：当冷速为0.1℃s-1 粒状贝氏体，随冷速增加，粒状贝氏体逐渐增多，开 时，室温组织为多边形铁素体十退化的珠光体 始形成极少量板条贝氏体（图6(c);当冷速超过 (图6(a):随冷速的增大，在0.5~1℃s1范围内， 25℃s时，室温组织主要为板条贝氏体和粒状贝 多边形铁素体晶粒尺寸逐渐减小，开始出现极少量 氏体组织（图6(d)),冷速越大板条宽度越小，板条 贝氏体（图6(b):在冷速5~15℃s范围内，由于 贝氏体组分越多（图6(e)) 包 贝氏体 粒状贝氏体 板条贝氏体 板条贝氏体 粒状贝氏体 图6变形奥氏体不同冷速下的显微组织.(a)0.1℃s-:(b)1℃s;(c)10℃s1:(d)25℃s1:(c)30℃51 Fig-6 Microstructures of deformed austenite at different cooling rates:(a)0.1Cs (b)1C (e)10C:(d)25Cs (e)30Cs 冷速越大，贝氏体组织越细小的原因是贝氏体 度的贝氏体组织形貌，如图7和图8所示 的形核和长大受奥氏体强度和相变驱动力影响3]： 冷却速度较低时，由于相变温度较高，形成的位 奥氏体强度越高使得贝氏体长大时向界面移动阻力 错结构在相变的同时还发生了明显的回复，板条特 增大，相变驱动力越高使得贝氏体形核率增加，均导 征不发达，同一板条束内板条数量少，平行度也较低 致贝氏体板条变细.冷却速度较快时，由于相变温 (图7(a),有些板条呈扭曲形状，在TEM下能观察 度低，相变时奥氏体强度和相变时驱动力较高（奥氏 到板条界不连续的现象，图7(b)是准多边形铁素体 体过冷度较大)，导致贝氏体组织细化，冷却速度较 和粒状贝氏体之间的过渡组织一粒状组织，在转 低时，由于相变温度较高，奥氏体强度和相变驱动力 变温度较高时，由铁素体通过块状转变，母相原子没 均较低，贝氏体板条宽度增加：冷却速度进一步降 有经过长程扩散，只是越过界面即可生长，母相与新 低，促进富碳奥氏体的分解，因此冷却速度低于 相在所有方向都是非共格的大角度晶界，因此转变 0.5℃s1时，有珠光体产生 速度较快，粒状组织内部位错密度较低，亚结构不 2.3透射电镜观察 发达，铁素体亚晶呈等轴而非板条状，界面任意弯曲 在H一800透射电镜上观察了变形奥氏体以不 呈不规则状，铁素体基体内未转变的奥氏体岛主要 同冷却速度连续冷却后相变形成的具有较高位错密 成分是碳的富集，但富集程度尚不足以析出碳化物
残余奥氏体岛即出现粒状贝氏体组织（图5（c））； 当冷却速度超过25℃·s －1时室温组织以粒状贝氏 体和板条贝氏体为主（图5（d））随冷速增大板条 铁素体间渗碳体尺寸逐渐减小（图5（e））板条贝氏 体所占体积分数逐渐增大． 变形奥氏体连续冷却转变后各冷速下的室温组 织如图6所示．由图6可看出：当冷速为0∙1℃·s －1 时室温组织为多边形铁素体 ＋ 退化的珠光体 （图6（a））；随冷速的增大在0∙5～1℃·s －1范围内 多边形铁素体晶粒尺寸逐渐减小开始出现极少量 贝氏体（图6（b））；在冷速5～15℃·s －1范围内由于 奥氏体变形增加了形核位置导致在奥氏体晶内大 量形核板条铁素体长大的尺寸被限制在晶胞内同 时变形诱发的位错缠结也极大地阻碍了板条贝氏体 的长大二者共同作用减小了贝氏体的尺寸因此室 温组织中板条铁素体在奥氏体晶内多方向形核并 长大M／A 岛分布在铁素体基体上形成形貌复杂的 粒状贝氏体随冷速增加粒状贝氏体逐渐增多开 始形成极少量板条贝氏体（图6（c））；当冷速超过 25℃·s －1时室温组织主要为板条贝氏体和粒状贝 氏体组织（图6（d））冷速越大板条宽度越小板条 贝氏体组分越多（图6（e））． 图6 变形奥氏体不同冷速下的显微组织．（a）0∙1℃·s －1；（b）1℃·s －1；（c）10℃·s －1；（d）25℃·s －1；（e）30℃·s －1 Fig．6 Microstructures of deformed austenite at different cooling rates：（a）0∙1℃·s －1；（b）1℃·s －1；（c）10℃·s －1；（d）25℃·s －1；（e）30℃·s －1 冷速越大贝氏体组织越细小的原因是贝氏体 的形核和长大受奥氏体强度和相变驱动力影响［13］： 奥氏体强度越高使得贝氏体长大时向界面移动阻力 增大相变驱动力越高使得贝氏体形核率增加均导 致贝氏体板条变细．冷却速度较快时由于相变温 度低相变时奥氏体强度和相变时驱动力较高（奥氏 体过冷度较大）导致贝氏体组织细化．冷却速度较 低时由于相变温度较高奥氏体强度和相变驱动力 均较低贝氏体板条宽度增加；冷却速度进一步降 低促进富碳奥氏体的分解因此冷却速度低于 0∙5℃·s －1时有珠光体产生． 2∙3 透射电镜观察 在 H－800透射电镜上观察了变形奥氏体以不 同冷却速度连续冷却后相变形成的具有较高位错密 度的贝氏体组织形貌如图7和图8所示． 冷却速度较低时由于相变温度较高形成的位 错结构在相变的同时还发生了明显的回复板条特 征不发达同一板条束内板条数量少平行度也较低 （图7（a））有些板条呈扭曲形状在 TEM 下能观察 到板条界不连续的现象．图7（b）是准多边形铁素体 和粒状贝氏体之间的过渡组织－－－粒状组织在转 变温度较高时由铁素体通过块状转变母相原子没 有经过长程扩散只是越过界面即可生长母相与新 相在所有方向都是非共格的大角度晶界因此转变 速度较快．粒状组织内部位错密度较低亚结构不 发达铁素体亚晶呈等轴而非板条状界面任意弯曲 呈不规则状．铁素体基体内未转变的奥氏体岛主要 成分是碳的富集但富集程度尚不足以析出碳化物 第6期 黎先浩等： CSP 生产600MPa 级低碳贝氏体钢的相变 ·705·