铝对微合金钢奥氏体分解动力学的影响

D0I:10.13374/i.issm1001-053x.2004.03.010 第26卷第3期 北京科技大学学报 Vol.26 No.3 2004年6月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jun.2004 铝对微合金钢奥氏体分解动力学的影响 王元立”柳得橹”霍向东”康永林”傅杰)孙贤文) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学治金学院，北京100083 摘要通过实验室热模拟和轧制实验研究了添加0.21%Al对成分为0.05%C-1.7%Mn0.4% S0.05%Nb0.03%Ti(质量分数)的微合金钢奥氏体分解动力学的影响.结果表明：加入0.21% A1在冷速为10℃s范围内明显抑制奥氏体向先共析铁素体的转变，提高了贝氏体的淬透性： 对于780℃终轧后在600℃等温20min的钢板，Al通过提高碳的活度减轻或避免了带状组织 的形成，明显提高了轧制钢板的力学性能， 关键词微合金钢；热模拟；带状组织；力学性能 分类号TG142.1 微合金钢组织的细化和强韧化成为新一代 所用真空感应炉冶炼，钢锭重25kg,化学成分如 钢铁材料的研究热点并取得了大量的重要研究 表1所示，B1含有0.21%A1(称为高铝钢B1),B3 成果.依靠奥氏体再结晶和随后的加速冷却仅 含有0.033%A1(称为低铝钢B3).钢锭加热到1 能将铁素体晶粒细化至5μm的水平.Kaspar等 150℃保温3min后，锻造成160mm×100mm×40 人通过铌微合金化和严格控制轧制变形工艺将 mm的方坯和15mm左右的小段圆棒，终锻温度 微合金钢的奥氏体晶粒细化到了1~2m,通过随 在850℃以上.将圆棒加工成中12mm×15mm的试 后的控制冷却获得了2m左右的铁素体晶粒.该 样后，在Gleeble1500热模拟实验机上通过连续 工艺对热变形制度的要求非常严格，应用相变晶 冷却转变研究A!对实验微合金钢奥氏体分解动 粒细化，通过控制冷却工艺可以比较容易地从非 力学的影响，热模拟工艺如图l(a)所示. 再结晶区的变形奥氏体获得微米甚至亚微米的 方坯在1200℃均热30min,然后由40mm厚 贝氏体组织.以往的研究指出12 AIMoV钢中加 坯经5道次轧制成为6mm厚钢板，轧制工艺如 入了0.9%A1(质量分数，下同)仍然具有良好的韧 图1(b)所示.轧后钢板用水喷淋至600℃等温20 性且A可以有效提高钢中碳的活度，同时A1和 min,然后水冷至室温.应用红外测温仪测定的喷 Si相似可以抑制碳化物的析出，最近Zwaag等 淋过程中的冷速大约为67℃s,等温过程中的温 对A1含量分别为0.96%和1.81%的相变诱导塑性 度波动在10℃左右，按国家标准将热轧钢板沿轧 (TRP)钢的研究取得重要进展5.但是目前有关 向加工成12.5mm宽的拉伸试样（标距60mm), 不同工艺条件下A!对奥氏体分解动力学影响的 在室温条件下用MTS810材料试验机测定了试 报道非常少， 样的屈服强度、抗拉强度和延伸率.试样经研磨、 1实验 抛光和浸蚀后在金相显微镜下对其组织进行了 观察. 实验钢B1和B3由北京科技大学冶金研究 表1实验钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the experimental steel % 钢种C Mn Si S P Nb Ti Al Bt N V B10.0441.790.450.00870.00530.4900.0300.2100.00370.00670.018 B30.0491.670.320.00200.00300.0520.0110.0330.00480.00960.037 收稿日期200307-07王立元男，27岁，博士 *国家重点基础发展规划研究项目(No.G1998061500)

第 2 6 卷 第 3期 2 0 0 4 年 6 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f U n iv e r s i yt o f s e i e n e e a n d eT c h n o l o yg B e ij i n g V b l . 2 6 N o . 3 J如 n . 2 0 0 4 铝对微合金钢奥氏体分解动力学的影响 王 元 立 ” 柳得稽 ” 霍向 东 ` , 康 永林 ` , 傅 杰 2 , 孙 贤文 ” l) 北 京科 技大学 材料 科学 与工程 学 院 , 北京 10 0 0 8 3 2 )北京 科技 大学冶 金学 院 , 北京 10 0 0 83 摘 要 通过 实验 室 热模 拟和 轧制 实验研 究 了添加 .0 21 % A I 对成 分 为 .0 05 % c 一 1 . 7% M n , 0 . 4% is 刁.0 5% N b刀 .0 3% Tl (质量 分数 )的微 合金 钢奥 氏体 分解 动力 学 的影 响 . 结 果表 明 : 加入 .0 21 % A I在冷 速 为 10 ℃ s/ 范 围内明显 抑 制奥 氏体 向先共 析 铁素 体的转 变 , 提 高 了贝 氏 体 的淬透 性 ; 对 于 7 80 ℃ 终 轧后在 6 0 ℃ 等 温 20 m in 的钢 板 , lA 通 过提 高碳 的 活度减 轻 或避 免 了带 状组 织 的形 成 , 明显提 高 了轧制 钢板 的力 学性 能 . 关键 词 微 合金钢 ; 热 模拟 ; 带状组 织 ; 力学 性能 分 类号 T G 14 2 . l 微 合 金钢 组织 的细 化 和 强 韧 化 成 为 新 一 代 钢 铁 材料 的研 究 热 点并 取 得 了大量 的重 要研 究 成 果’阅 , 依 靠 奥 氏体 再 结 晶和 随后 的加速冷 却 仅 能 将铁 素 体 晶粒细 化 至 5 脚 的水平 . K as p ar 。 , 等 人 通 过妮 微 合 金化 和 严 格控 制 轧制 变 形 工 艺将 微合 金钢 的奥 氏体 晶粒细 化 到 了 1一 2 阿 , 通 过 随 后 的控制冷却 获得 了 2 脚左右 的铁 素体 晶粒 . 该 工 艺对热 变形 制度 的要 求 非常严 格 . 应 用相 变 晶 粒细 化 , 通 过控制 冷却 工 艺可 以 比 较容 易地 从 非 再 结 晶区 的变 形 奥 氏体 获得 微 米 甚 至 亚微 米 的 贝 氏 体 组织 l , ’,] . 以往 的研 究指 出 12 IA M o V 钢 中加 入 了 .0 9% A l( 质 量分 数 , 下 同 ) 仍 然 具有 良好 的韧 性且 lA 可 以有 效提 高钢 中碳 的活 度`5, , 同时 lA 和 iS 相 似 可 以抑制 碳化 物 的析 出 阵, , 最近 Z w a a g 等 对 A I 含量 分 别为 .0 % % 和 1 . 81 % 的 相变 诱 导塑 性 (T IR P ) 钢 的研 究取 得 重要 进展 `调 . 但 是 目前有 关 不 同工 艺条件 下 lA 对 奥 氏体 分 解动 力 学 影响 的 报 道 非 常少 . 1 实验 实验 钢 所 用真 空 感应 炉 冶炼 , 钢锭 重 25 kg , 化 学成 分 如 表 l 所示 , B I 含 有 0 . 2 1% A I ( 称 为高 铝钢 B I ) , B 3 含 有 .0 0 3 % A I ( 称 为 低 铝钢 B 3 ) . 钢 锭加 热 到 1 15 0 ℃ 保温 3 m in 后 , 锻 造 成 16 0 m x l 0 0 m m x 4 0 m m 的方 坯 和 巧 ~ 左 右 的 小段 圆棒 , 终锻温 度 在 85 0 ℃ 以上 . 将 圆棒加工 成拟 2 ~ ` 巧 m m 的试 样后 , 在 lG e eb l e 15 0 0 热模拟 实验 机 上通 过连 续 冷却 转 变研 究 lA 对 实 验微 合 金钢 奥 氏体分解 动 力学 的影 响 , 热模拟 工 艺如 图 1 (a) 所示 . 方坯在 1 2 0 0 ℃ 均 热 3 0 m in , 然 后 由 4 0 m m 厚 坯经 5 道 次轧 制 成为 6 r口r n 厚 钢 板 , 轧制 工 艺如 图 1 (b ) 所 示 . 轧 后钢 板 用 水 喷淋 至 60 ℃ 等 温 20 m in , 然后 水冷 至室温 . 应用 红外 测温 仪 测定 的喷 淋 过 程 中的冷 速 大约 为 .6 7 ℃ s/ , 等 温 过程 中的温 度 波动 在 10 ℃左 右 . 按 国家 标准 将 热轧钢 板沿 轧 向加 工成 1.2 5 力。幻压 宽 的拉伸 试 样 ( 标 距 60 幻。 r n ) , 在 室温 条 件 下用 M T S 8 10 材料 试验 机 测 定 了试 样的 屈服强 度 、 抗拉 强度 和延 伸率 . 试 样经研 磨 、 抛 光 和浸 蚀 后 在 金 相显 微 镜 下 对 其 组织 进 行 了 观 察 . B l 和 B 3 由北京 科 技大 学 冶金 研 究 表 1 实验 钢 的化学 成 分 (质 量 分数 ) aT b l e 1 C h e m i e a l e o m P o s i it o n o f t h e e x P e r im e n t a l s t e e l 钢种 5 1 5 P N b iT A l B t N 0 . 0 4 4 0 . 0 4 9 M n 1 7 9 0 . 4 5 0 . 3 2 0 . 0 0 8 7 0 . 00 2 0 0 . 0 0 5 3 0 . 00 3 0 0 . 4 9 0 0 . 0 5 2 0 . 0 3 0 0 . 0 1 1 0 , 2 10 0 . 0 3 3 0 . 0 03 7 0 . 0 04 8 0 . 0 0 6 7 0 . 00 9 6 V 0 1 8 0 37 气,1. 」 B 收稿 日期 2 003 刁7刁 7 王 立元 男 , 27 岁 , 博 士 * 国家重 点基础 发展 规划 研究 项 目 (N .o G 19 9 80 61 5 0 0) DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2004. 03. 010

Vol.26 No.3 王立元等：铝对微合金钢奥氏体分解动力学的影响 ·265 1200℃，30min (a) 1200℃30min 6b) 等温60s 开轧温度1020℃ 950℃1 5道次轧制 终轧温度780℃ 600℃，20min 3020151063 冷却速度/（℃·s) 室温 图1热模拟工艺示意图()及实验钢轧制工艺示意图(b) Fig.1 Schematic diagrams of thermo-simulation process(a)and rolling process(b) 2结果与讨论 钢B1均得到了非常细小的粒状贝氏体组织，随 冷却速率的增加，贝氏体束和残留奥氏体小岛变 2.1实验钢的连续冷却转变研究 得更加细小：而低铝钢B3在冷速小于15℃s时 按图1(a)所示的热模拟工艺测定的实验钢 都得到粗大的先共析铁素体和粒状贝氏体的混 B1和B3的连续冷却转变曲线如图2所示.从图2 合组织.当冷速达到20℃s时，所得到的组织以 上可以明显地看到在所测定的冷速范围内 粒状贝氏体组织为主四，同时含有少量的先共 (10℃/s),高铝钢B1在冷却过程中主要发生奥氏 析铁素体和残留奥氏体及其分解产物.连续冷却 体向贝氏体的转变，没有先共析铁素体生成：实 前实验钢B1和B3的原奥氏体的晶粒尺寸差别 验钢B1的贝氏体转变开始温度B,在517~603℃之 不大，均在在30-50m左右. 间，转变结束温度B在454551℃范围内：而对于 在冷速小于15℃/s条件下，B1和B3钢的B,和 低铝钢B3在1~20℃s的冷速范围内都有先共析 B:差别不大，原因是在15℃s冷速范围内，B3钢 铁素体生成，Ar温度在720~773℃之间，其贝氏体 中生成了大量粗大的先共析铁素体，使得剩余的 转变开始温度B,在550-640℃之间，贝氏体转变 奥氏体中C,Mm等含量增加，贝氏体转变温度降 结束温度B在511577℃之间.上述结果说明在 低.当冷速达到20℃s时，低铝钢B3试样中生成 实验钢中添加0.21%A1明显抑制奥氏体向先共析 的先共析铁素体量非常少，此时试样连续冷却过 铁素体的转变，提高了贝氏体的淬透性 程中贝氏体转开始温度B,比相同冷速下的高铝 在光学显微镜下观察了高铝钢B1和低铝钢 钢B1的B,高了将近60℃.因此，在实验测定的冷 B3连续冷却转变试样的室温组织，图3和图4分 速范围内，将试验钢中的A1含量增加到0.21%， 别给出了这两种钢在不同冷速条件下的室温组 还同时降低了贝氏体转变的开始温度B. 织.结果表明：在从3~30℃s的冷速范围内高铝 A!对于微合金钢先共析铁素体的这种抑制 作用，一方面在于A1与Si相似有抑制碳化物析 1200 -▲一B1, -t-B1 出从而稳定奥氏体的作用向，另一方面可能与A】 1000 -△-B3, 和C,N,B等间隙元素以及微合金元素如Nb,Ti -D-B3 800 B3A 的交互作用有关，在实验钢B1和B3中都含有微 o 量的Nb,固溶Nb通过溶质原子的拖曳效应能够 鸡 600 延迟先共析铁素体的生成.Bhadeshia等的圆研究 400 表明奥氏体中固溶铌含量的增加能够延迟贝氏 体相变，可是这种影响非常小：而冷却前少量碳 200 冷却速度℃s302015106 氮化物的析出能明显起到促进贝氏体相变的作 10 102 10° 用 时间s 图2高铝钢B1和低铝钢B3的连续冷却转变曲线 22变形奥氏体的中温等温转变研究 Fig.2 Continuous Cooling Transformation Curves of BI 对实验钢B1和B3在实验室轧机上进行了 and B3 Steels 轧制，轧制的工艺制度如图1(b)所示.热轧后立

V匕L2 6 N O 一 3 王立 元等 : 铝 对微 合 金钢 奥 氏体 分解 动 力学 的影 响 . 2 6 5 - 1 2 0 0℃ 3 0 lI ni 1 2 0 0℃ 3 0 m i n 。/95 7 80℃ 工。 2 0 m ni 柔只瑕澎口 室温 图 1 热模 拟工 艺示 意 图 (a )及 实验 钢轧 制工 艺示 意 图 ( b ) F i g . l S e h e m a tci d i a g r a m s o f t h e rm o 一 s i m u la t i o n P ro e e s s ( a ) a n d ro lnli g Pro e e s s ( b ) 2 结 果 与 讨 论 2. 1 实验 钢 的连 续 冷 却转 变研 究 按 图 1 (a) 所 示 的热模拟 工 艺测 定 的实验 钢 B l 和 B 3的 连续 冷却 转变 曲线如 图 2所 示 . 从 图 2 上 可 以 明 显 地 看 到 在 所 测 定 的 冷 速 范 围 内 ( 01 ℃ /s ) , 高 铝钢 B l 在 冷 却 过程 中主要 发 生 奥 氏 体 向 贝 氏体 的转 变 , 没 有 先共 析 铁素 体 生 成 : 实 验 钢 B l 的 贝 氏体 转变 开 始温度 及在 5 17一 60 3 ℃ 之 间 , 转 变 结束温度 及在 4 54 一5 1℃ 范 围 内 ; 而 对于 低 铝 钢 B 3 在 1一 20 ℃s/ 的冷速 范 围 内都 有 先 共析 铁素 体生成 , iA 3温 度在 7 20 一7 73 ℃ 之 间 , 其 贝 氏体 转变 开 始温 度 B , 在 5 0一6 40 ℃ 之 间 , 贝 氏体 转变 结束 温 度 fB 在 5 1 1一 5 7 ℃ 之 间 . 上述 结 果 说 明在 实验 钢 中添 加 .0 21 % A I 明显 抑 制奥 氏体 向先 共 析 铁 素体 的转变 , 提 高 了 贝 氏 体 的淬 透 性 . 在光 学 显 微镜 下 观 察 了高 铝钢 B l 和低 铝 钢 B 3 连 续 冷 却转 变试 样 的室温 组 织 , 图 3 和 图 4 分 别 给 出了这 两 种 钢 在 不 同冷速 条 件 下 的室 温组 织 . 结果 表 明 : 在 从 3一 30 ℃ s/ 的冷 速 范 围 内高 铝 _ ▲ 一 B l , 一 . 一 B I f _ △一 B 3 , 一 口 一 B 3 f 0 B 3 rA, B · 气B f 斗乡 、侧蝎尸 冷却速度 ℃ 、 孔)盔六 。 \ 飞 八“nU 0 nn ù n ù 00 , no ù只0 `U J 内乙4 1 10 , 10 2 1 0 3 时 间s/ 图 2 高铝 钢 B l 和低 铝钢 B 3 的 连续 冷却 转变 曲线 F ig · 2 C o n it n u o u s C o o il n g 竹a n s fo r m a t i o n C u vr e s o f B I a n d B 3 S t e e l s 钢 B l 均 得 到 了非 常 细小 的 粒状 贝 氏体 组 织`9] , 随 冷 却速 率 的增 加 , 贝 氏体束 和残 留奥 氏体 小 岛变 得 更 加 细 小 ; 而低 铝 钢 B 3 在 冷 速 小于 巧℃ s/ 时 都 得 到 粗 大 的先 共 析铁 素 体和 粒 状 贝 氏体 的混 合 组 织 . 当冷 速 达 到 20 ℃ s/ 时 , 所 得 到 的组 织 以 粒 状 贝 氏体 组 织 为 主 〔l小 12] , 同 时含 有 少量 的先 共 析铁 素 体和 残 留奥 氏体 及其 分 解产 物 . 连 续冷 却 前 实验 钢 B l 和 B 3 的 原奥 氏 体 的 晶粒 尺 寸差 别 不 大 , 均 在在 3 0一 5 0 卿 左 右 . 在冷 速 小 于 巧 ℃ s/ 条件 下 , B l 和 B 3 钢 的B : 和 B f 差 别不 大 , 原 因是 在 巧 ℃ s/ 冷 速 范 围 内 , B 3 钢 中 生成 了大 量 粗大 的先 共 析铁 素体 , 使得 剩 余 的 奥 氏体 中 C , M n 等 含 量 增 加 , 贝 氏体转 变温 度 降 低 . 当冷 速达 到 20 ℃ s/ 时 , 低铝 钢 B 3 试 样 中 生成 的先共 析铁 素 体量 非 常少 , 此 时试样 连 续冷 却 过 程 中 贝 氏 体 转 开 始 温 度 B : 比相 同冷 速 下 的 高 铝 钢 B l 的B , 高 了将近 60 ℃ . 因此 , 在 实 验测 定 的 冷 速 范 围 内 , 将试 验 钢 中的 A I 含 量 增 加 到 0 .2 1% , 还 同时 降低 了贝 氏体 转 变 的 开始 温 度B , . A l 对 于 微 合金 钢 先 共析 铁 素 体 的这 种 抑制 作 用 , 一方 面 在 于 A I 与 is 相似 有 抑 制碳 化 物 析 出 从而 稳 定奥 氏体 的作 用 长, , 另 一方 面 可 能 与 A l 和 C , N , B 等 间隙元 素 以及微 合 金 元 素如 N b , iT 的 交互 作 用有 关 . 在 实验 钢 B l 和 B 3 中都含 有 微 量 的 N b , 固溶 N b 通 过 溶质 原 子 的拖 曳 效应 能够 延 迟先 共 析铁 素 体 的 生成 . B ha d es ih a 等 的`8] 研 究 表 明 奥 氏体 中 固溶 妮 含 量 的 增 加 能够 延 迟 贝 氏 体 相变 , 可 是 这种 影 响 非 常小 ; 而冷 却 前 少量 碳 氮 化物 的 析 出 能 明显 起 到 促进 贝 氏体 相 变 的作 用 . .2 2 变形 奥 氏体 的 中温等 温 转 变研 究 对 实验 钢 B l 和 B 3 在 实 验 室 轧机 上 进行 了 轧 制 , 轧制 的工 艺制 度 如 图 1 ( b ) 所示 . 热 轧 后立

·266· 北京科技大学学报 2004年第3期 d 50μm 图3高铝钢B1试样从1050℃以不同冷速冷却至室温的金相组织.(a)3℃s:(⑥)6℃s:(@)10℃s:(d20℃s Fig.3 Microstructures of Bl steel with high Al content under various continuous cooling rates (d) 图4低铝钢B3试样从1050℃以不同冷速冷却至室温的金相组织.(a)3℃s:)6℃s:(何)10℃s:(d)20℃/s Fig.4 Microstructures of B3 steel with low Al content under various continuous cooling rates 即用水喷淋使钢板温度由终轧温度降至600℃左 偏聚区在随后的奥氏体区轧制时被拉长变成带 右，放入中温炉等温20min后再淬水冷至室温， 状区.由于溶质偏聚区其局部的奥氏体一铁素体 研究不同A!含量对实验钢中温等温转变的组织 相变Ar,温度与贫溶质区的Ar温度有一定差别， 及力学性能的影响.图5给出了热轧钢板的室温 在缓慢冷却时铁素体首先在局部Ar温度较高的 组织.从图5(a)可以看到，高铝钢B1的室温组织 区域（例如M如浓度较低的区）形成，在铁素体生 主要由非常细的粒状贝氏体和少量残留奥氏体 长的同时C和Mn等元素被排出到周围富Mn的 组成：而低铝钢B3的室温组织则存在明显的带 剩余奥氏体中，而C和Mm含量的富集又进一步 状组织特征（见图5(b). 降低了剩余奥氏体中的局部A温度或贝氏体转 由于带状组织形成的根本原因是钢水在凝 变温度，直到剩余的奥氏体转变为珠光体或者粒 固过程中产生的枝晶间成分偏聚，在凝固过程中 状贝氏体，最终导致铁素体/珠光体或者铁素体/ 分配系数小于1的元素（如Mn,Si,Al,S,P)不断从 贝氏体的带状组织. δ相树枝晶排出到周围尚未结晶的钢液中，在树 根据铁铝相图可知在加入了0.21%A1的高铝 枝晶间区域形成溶质浓度较高的区域，这种溶质 钢B1中A1给定的成分范围内A1的分配系数小 b 20μm 20m 图5热轧钢板的室温组织.(a)高铝钢B1:b)低铝钢B3 Fig.5 Microstructures of hot rolling plates:(a)BI steel;(b)B3 steel

. 2 6 6 - 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 04 年 第 3 期 图 3 高铝钢 B I 试样 从 1 0 5 0 oC 以不 同冷速 冷却 至室 温 的金相 组织 . ( a ) 3 oC ls : ( b ) 6℃ ls ; ( e ) 1 0℃ / s : ( d ) 2 0℃ ls F i g . 3 M i e ro s t r u e Ut r e s o f B I s t e e l w i t h h ig h Al e o n t e n t u n d e r v a r iO u s e o n t in u o u s e o o inl g r a tes 图 4 低铝 钢 B 3 试 样从 1 0 50 oC 以不 同冷 速 冷却至 室 温 的金相组 织 . ( a ) 3℃抽 : ( b) 6 oC 抽 ; ( e ) 1 0℃ 1 5 : ( d) 2 0℃ 1 5 F i g . 4 M i e ro s t r u e to ers o f B 3 s t e e l w it h fo w Al e o n t e n t u n d e r v a ir o u s e o n it n u o u s e o o il n g r a t e s 即用水 喷淋 使钢 板温 度 由终 轧温 度 降至 6 0 ℃ 左 偏 聚 区在 随后 的奥 氏体区 轧制 时被 拉 长变 成 带 右 , 放入 中温 炉 等温 20 m in 后 再 淬水 冷 至 室温 , 状 区 . 由于 溶质 偏 聚 区其 局 部 的奥 氏 体一铁 素体 研 究 不 同 lA 含 量对 实 验 钢 中温等温 转变 的组 织 相 变 r3A 温 度 与 贫 溶质 区的 srA 温 度 有 一 定 差别 , 及 力学 性 能 的影 响 , 图 5 给 出 了热轧 钢 板 的室温 在 缓慢 冷 却 时铁 素体 首 先在 局 部 A 巧 温 度较 高 的 组 织 . 从 图 5 (a) 可 以看 到 , 高 铝钢 B l 的室温 组 织 区 域 (例 如 M n 浓度 较 低 的 区 ) 形 成 , 在 铁素 体 生 主要 由非 常 细 的粒 状 贝 氏体和 少量 残 留奥 氏体 长 的 同时 C 和 M n 等 元 素被 排 出到周 围 富 M n 的 组成 ; 而低 铝 钢 B 3 的 室温 组 织则 存 在 明显 的 带 剩余 奥 氏体 中 , 而 C 和 M n 含 量 的 富集 又进 一 步 状组 织特 征 (见 图 5b( )) . 降低 了剩余 奥 氏体 中 的局部 A 乙温 度 或 贝 氏体 转 由于带 状 组 织 形 成 的根 本 原 因 是钢 水 在凝 变温 度 , 直 到剩 余 的奥 氏 体转 变 为珠 光体 或者 粒 固过程 中产 生 的枝晶 间成分 偏聚 , 在 凝固过 程 中 状 贝 氏体 , 最终 导致 铁 素 体 /珠 光 体或 者 铁素 体/ 分配 系数 小 于 1 的元 素 ( 如 M n , 5 1 , lA ,S , )P 不 断从 贝 氏 体 的带 状 组织 . 5 相 树枝 晶排 出到 周 围 尚未 结 晶 的钢液 中 , 在树 根 据铁 铝 相 图可 知在 加入 了 .0 21 % lA 的高铝 枝 晶间区域 形成 溶质 浓度 较 高 的区域 , 这 种 溶质 钢 B l 中 A l 给定 的成 分范 围 内 A I 的分配 系 数 小 图 5 热轧钢 板 的室 温组 织 . (a) 高铝钢 B l ; 伪)低 铝钢 B 3 F ig . 5 M ic or s t r u c t u r e s o f h o t or l li n g P l a t e s : ( a ) B I s et e l ; 伪) B 3 s et e l

Vol.26 No.3 王立元等：铝对微合金钢奥氏体分解动力学的影响 ·267· 于1，因此在钢水凝固过程中A和Mn都发生偏 cessing [J].ISIJ Int,2002,42(12):1553 聚.理论计算表明：由于Mn偏聚引起的C在奥 2 Kaspar R.Ultra-refinement of steel using established pro- 氏体中的富集会被S偏聚的相反作用部分抵消， cess routes [A].NG Steels'2001 [C].Beijing,2001.68 从而减轻带状组织的形成.而本工作的实验结果 3 Dong H.Deformation induced ferrite transformation in 证明Al具有和Si相似的作用，A1的偏聚有抑制 microalloyed steels [A].NG Steels'2001 [C].Beijing, 2001.41 C偏聚的作用因而可以减轻由于M偏聚导致的 4 Wang YL,Liu DL,Kang YL,et al.Ultrafine microstruc- C偏聚，从而能够避免或减轻带状组织的出现， ture in a microalloyed steel by a new thermomechanical 对于实际工业生产具有重要意义， process [J].JUniv Sci Technol Beijing,2002,9(2):114 2.3热轧钢板的力学性能 5倪瑞澄，朱逢吾.关于异种钢焊接接头的碳迁移问 实验钢B1和B3热轧钢板的力学性能（中温 题[J.金属学报，1978,14(1)：96 等温)如下：高铝钢B1,o,=536MPa,,=713MPa,8= 6徐祖耀，刘世楷.贝氏体相变与贝氏体M北京：科 20.3%,o/o,=0.751;低铝钢B3,G,=419MPa,=558 学出版社，1991.470 7 Zwaag S,Zhao L,Kruijver S O,et al.Thermal and mech- MPa,=23.2%,a/o,-0.750.可见高铝钢B1的屈服 anical stability of retained austenite in aluminum-comta- 强度比低铝钢B3高了110MPa且具有较高的延 ining multiphase TRIP steels [J].ISIJ Int,2002,42(12): 伸率和较低的屈强比，表明在所研究的微合金钢 1565 中加入0.21%A!明显提高了实验钢的综合力学 8 Zwaag S,Zhao L,Kruijver S O,et al.Thermal and mech- 性能 anical stability of retained austenite in Al-bearing TRIP steels [A].Proc of ICASS 2002 [C].Tsukuba,2002.87 3结论 9 Bhadeshia HK D H.Bainite in Steels-Transformations, Microstructure and Properties [M].Second Edition.IOM (1)添加0.21%A1对实验钢的奥氏体连续冷却 Communications Ltd,2001.16 转变动力学有明显影响.在冷速为10℃s的情况 10 Rees G I,Bhadeshia H K D H.Thernodynamics of acicu- 下，A1抑制微合金钢中奥氏体向先共析铁素体的 lar ferrite nucleation [J].Mater Sci Technol,1994,10:353 转变，提高贝氏体淬透性并降低贝氏体转变开始 11 Sugden AA B,Bhadeshia HK DH.Lower acicular ferrite 温度. [J].Metall Trans,1989,20A:1811 (2)添加0.21%A1减轻或避免热轧后经中温等 12 Gregg JM,Bhadeshia HKDH.Solid-state nucleation of 温的钢板中出现带状组织，获得较均匀细小的贝 acicular ferrite on minerals added to molten steel [J].Acta 氏体组织 Mater,1997,45:739 13 Rees G I,Perdrix J,Maurickx T,et al.The Effect of niob- (3)添加0.21%A1明显提高热轧后快冷钢板以 ium in solid solution on the transformation kinetics of ba- 及经中温等温钢板的综合力学性能 inite [J].Mater Sci Eng A,1995,194:179 参考文献 14 Thomspon S W,Howell P R.Factors influencing ferrite/ 1 Wang X M,He X L,Yang S W,et al.Refining of inter- pearlite banding and origin of large pearlite nodules in a hypoeutectoid plate steel [J].Mater Sci Technol,1992,8: mediate transtormation microstructure by relaxation pro- 777 Effect of Al on Austenite Decomposition Kinetics in Microalloyed Steel WANG Yuanli",LIU Delu,HUO Xiangdong",KANG Yonglin2,FU Jie,SUN Xianwen 1)Materials Science and Engineering School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Metallurgy School,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China ABSTRACT The influence of 0.21%Al(mass fraction)on the kinetics of austenite decomposition in microal- loyed steel containing 0.05%C-1.7%Mn-0.4%Si-0.05%Nb-0.03%Ti was studied.The results show that the hardena- bility of the experimental steel increases apparently by adding 0.21%Al when the cooling rate is in the range of 1~30C/s.For isothermal treated plates at 600'C for 20 min after rolling process,the banding microstructure of the plates containing 0.21%Al is abated or avoided and the overall mechanical properties of the plates is promoted gre- atly. KEY WORDS microalloying steel;thermal simulation;banding microstructure;mechanical property

V b l 一 2 6 N 0 . 3 王立 元等 : 铝 对微 合 金钢 奥 氏体分 解 动 力学 的影 响 . 2 6 7 . 于 l , 因 此在 钢 水凝 固过 程 中 A l 和 M n 都 发 生偏 聚 . 理论 计 算 表 明『91 : 由于 M n 偏 聚 引起 的 C 在奥 氏体 中 的富集 会 被 iS 偏 聚 的相 反 作用 部分 抵 消 , 从 而减 轻 带状 组织 的形成 . 而 本 工作 的实验 结果 证 明 lA 具 有和 iS 相 似 的作用 , lA 的偏 聚 有抑 制 C 偏 聚 的作 用 因而 可 以减轻 由于 M n 偏 聚 导致 的 C 偏 聚 , 从 而 能 够避 免 或 减轻 带 状 组织 的出 现 , 对 于 实 际工 业 生产 具 有 重要 意 义 . .2 3 热 轧钢 板 的 力 学性 能 实验 钢 B l 和 B 3 热 轧 钢板 的力 学性 能 ( 中温 等 温 ) 如 下 : 高 铝 钢 B I , as = 5 3 6 M P a , 氏= 7 1 3 M p a ,乒 2 0 . 3% , as atr/ = 0 . 7 5 1 ;低 铝钢 B 3 , 氏“ 4 19 M P a , 氏= 5 5 8 M aP , 个23 . 2% , 司氏= .0 75 0 . 可 见 高铝 钢 B l 的 屈 服 强度 比低 铝钢 B 3 高 了 110 M P a 且具 有 较 高 的延 伸率 和较 低 的 屈强 比 , 表 明在所 研 究 的微 合金 钢 中 加入 .0 21 % lA 明显提 高 了实验 钢 的综合 力 学 性 能 . 3 结 论 ( l) 添加 .0 2 1% A I 对 实验钢 的奥 氏体连 续冷 却 转 变动 力 学有 明显 影 响 . 在 冷速 为 10 ℃ s/ 的情 况 下 , A I抑 制微 合 金钢 中奥 氏体 向先 共析 铁 素体 的 转变 , 提 高 贝 氏体 淬透 性 并 降低 贝 氏体 转变 开始 温 度 . (2 )添 加 0 .2 1% lA 减 轻 或避 免热 轧后 经 中温 等 温 的钢板 中出现 带状 组织 , 获得 较 均匀 细 小 的贝 氏 体组 织 . (3 )添加 .0 2 1% A l 明显 提高 热 轧后 快冷钢 板 以 及经 中温 等温 钢 板 的 综合 力 学性 能 . 参 考 文 献 l 研a/ 们 g X M , H e X L , 、 勿们g S W, e t al . 称 if n i n g o f i ntC r - m e d iat e t r a n s ot mr at i o n m i e r o s utr e utr e by er l a x at i o n P r o - c e s s i n g [ J l . I S IJ I nt , 2 0 0 2 , 4 2 ( 1 2 ) : 15 5 3 2 K a s Par R . U latr 一 er if n e m e in o f s t e e l u s i n g e s t ab l i s h e d Por - c e s s or uet s [A ] · N G S t e e l s , 2 0 0 1 [C ] . B e ij ign , 2 0 0 1 . 68 3 D o n g H . D e fo mr at i o n i n d u c e d fe r it e t r a n s fo mr at i o n i n m i e or a ll o y e d s et e l s [A ] · N G s t e e l s , 2 0 0 1 [C ] . B e ij i n g , 2 0 0 1 . 4 1 4 M a/ n g Y L , L in D L , K an g Y L , et al . U ltr iaf n e m i e or s utr e - t u r e i n a m i e r o al l o y e d s t e e l by a n e w ht e mr o m e e h a n l e a l p or c e s s 【J ] · J nU i V S c i eT e hn o l B e ij i n g , 2 0 0 2 , 9 ( 2 ) : 1 14 5 倪瑞 澄 , 朱 逢吾 . 关于 异种 钢焊 接 接头 的碳 迁移 问 题 [ J ] · 金 属学 报 , 1 9 7 8 , 1 4( l ) : 9 6 6 徐祖 耀 , 刘世 楷 . 贝 氏体相 变 与 贝氏 体 [M ] . 北京 : 科 学 出版社 , 19 9 x . 4 7 0 7 Z w a g S , Z h a o L , K淦u ij v e r S O , e t a l . T h e mr a l an d m e e h - an i e a l s t ab i li yt o f r e at ine d au s et in t e i n a l u m i num 一 e o m t a - i n in g m u it i Ph a s e T RI P s et e l s [J ] . I S IJ Iin , 2 0 0 2 , 4 2 ( 12 ) : 1 5 6 5 8 Z Wa a g S , Z h a o L , K ur ij v e r S O , et a l . hT e mr al a n d m e e h - an i e a l s t ab il iyt o f r e t a in e d au s t e int e in A I 一 b e a r i n g T RI P s ot e l s [A ] . P r o e o f I C A S S 2 0 0 2 [C ] . sT u k u b a , 2 0 0 2 . 8 7 9 B h a d e s h i a H K D H . B a l n l t e in s t e e l s一T r a n s fo mr at i o n s , M i e or s trU e tu r e an d Por P e rt i e s [M ] , S e e o n d E d i ti o n . IO M C o m m u n i e at i o n s L td , 2 0 0 1 . 16 1 0 R e e s G l , B h ad e s h i a H K D H . T h e m o dy n am i e s o f ac i c u - l ar fe itIT e n u e l e at i o n [J」 . M at e r S c i eT e hn o l , 1 9 9 4 , 1 0 : 3 5 3 1 1 S u g d e n A A B , B h a d e s h i a H K D H . L o w e r a e i e u l a r fe r i t e [J」 . M e t a ll rT an s , 1 9 8 9 , 2 0A : 1 8 1 1 12 G r e g g J M , B had e s ih a H K D H . S o l id 一 s at e n u c l e at i o n o f a e i e u lar fe ir t e o n m i n e r al s a dd e d t o m o let n s t e e l [ J ] . A e at M at e r, 1 9 9 7 , 4 5 : 7 3 9 1 3 eR e s G l , P e r d r i x J , M a ur i e kx T, e t a l . T h e E fe c t o f n i o b - i u创 in s o li d s o llt i o n o n l h e t r a n s of r m n ti o n ki n e ti e s o f b a - i n iet [ J ] . M aet r S c i E n g A , 19 9 5 , 19 4 : 1 7 9 1 4 T h o m s P o n 5 W, H o w e ll P R . F a e ot r s i n fl ue n e ign fe r it e / P e ar li t e ban dign an d o ir g in o f l agr e P e ar l it e on du l e s i n a h y P o e ut e c t o i d Plat e s t e e l【J ] . M aet r S e i eT e hn o l , 19 9 2 , 8 : 7 7 7 E fe e t o f A I o n A u s t e n it e D e e o m P o s it i o n K i n e t i c s i n M i c r o a ll o y e d S t e e l 删刀召 uY a n li , ), IL U D e l u , ), H〔j口 iX a刀 g do 馆 `气删刀 G oY gln i n , ), F U iJ e , ), S〔刀V j反a n w e n , , 1) M at er i al s S e i e n e e an d E n g in e e r in g S比 0 0 1 , U n i v e rs ity o f S c i e n e e an d eT e hn o l o gy B e 劝in g , B e ij in g 10 0 0 8 3 , C l l h l a 2 ) M e at l】u gry S ch o o l , U n i V er s ity o f s e ien e e an d 介 e hn o l o gy B e ij l n g , B e ij in g 10 0 0 8 3 , C h in a A B S T R A C T hT e i n fl u en e e o f 0 . 2 1% A I (m a s s afr e t i o n ) o n ht e ik ne t i e s o f au s t e n it e d e e o m P o s iit o n i n m i e r o a l - l o y e d s t e e l e o n t a l n ign 0 . 0 5% C 一 1 . 7 % M n 一 0 . 4 % 5 1 一 0 . 0 5 % N b 一 0 . 03 % iT aw s s tu d1 e d . hT e re su lt s s ho w t h at ht e h ar d e n a- b ility o f ht e e XP e ir m e nt a l s t e e l in er e a s e s a P Par e in ly b y a d d ign 0 . 2 1% A I w h e n ht e e o o l ign art e 1 5 i n ht e arn g e o f l 一3 0 oC / 5 . F o r i s oht erm al tr e at e d P l at e s at 6 0 0 oC of r 2 0 m i n a ft e r r o llign P r o c e s s , ht e b an d in g m i c r o s trU e 权ir e o f th e Pl at e s e o in a lin n g 0 . 2 1% A I 1 5 ab at e d or va o i d e d an d ht e o v e r a ll m e c h an i e a l rP o P e irt e s o f ht e Pl at e s 1 5 Por m ot e d gr e - at .ly K E Y WO R D S m i e r o al loy ign s t e e l: t h e mr a l s im u lat ion : b an d in g m i e r o s utr e ut r e ; m e e h ian c a l Por P e yrt