形变对奥氏体中温等温转变组织与性能的影响

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.1999.02.048 第21卷第2期 北京科技大学学报 VoL.21 No.2 1999年4月 Journal of University of Science and Technlogy Beijing Apr.1999 形变对奥氏体中温等温转变组织与性能的影响 柳得橹)林昌)傅杰2)柯俊) )北京科技大学材料物理系，北京1000832)北京科大学冶金学院 摘要报道了对含微量Nb,Ti、B的极低碳Si,M高洁净钢和成分相近的工业钢X60及XTE355 的研究结果，并讨论了奥氏体形变对y→α转变、转变组织及力学性能的影响.试样加热到 1200℃均匀化处理后，快速冷却到奥氏体的非再结品祖度区变形70%再经500℃中温等温处理， 能够获得微米甚至亚微米级的细化组织.纯净钢和工业钢的平均晶粒尺寸都在3μm以下，780℃ 变形的X60试样得到了最小的平均晶粒尺寸：X方向为0.99μm,Y方向为1.02μm.显著的晶粒细化 效果是由于形变奥氏体的品界面积大幅度增加以及变形带和其他晶体缺陷提供了大量的有利形 核地点，使y→a转变时a相的形核率提高的结果. 关键词高纯净微合金钢；形变奥氏体的等温转变；贝氏体相变，；晶粒细化；含醒钢 分类号TG111.3 在一定洁净度和微合金化条件下，钢的组织 在工业生产中通过对热加工工艺的控制来控制 控制是获得优良综合性能特别是高强度高韧性 钢的贝氏体相变动力学，获得超细组织，实现对 的关键，通过特定的加工和热处理工艺控制钢的 其组织与性能的控制. 再结晶、相变以及弥散相析出等过程可以获得以 本课题对高洁净试验钢和成分相近的低碳 组织细化、弥散相析出和晶体缺陷结构相结合为 微合金工业钢开展了研究，本文报导了有关的初 主的复合强化效果.在各种强化方式中只有晶粒 步实验结果并讨论了奥氏体形变对奥氏体·贝氏 细化的脆化矢量为负值，既能提高强度又可改善 体转变、转变组织及性能的影响. 韧性.因此，发展新一代钢铁材料的研究重点之 一乃是钢的晶粒细化研究，由于仅仅依靠控制钢 1实验方法及结果 的奥氏体再结晶来细化组织其晶粒尺寸只能达 1.1试验用钢和形变热处理 到10μm水平)，为了获得微米，亚微米甚至更细 试验钢是含微量Nb,Ti的极低碳Si,Mn钢， 小的组织，必须以相变为基础.国内外的大量研 分为两类：一类为北京科技大学冶金研究所冶炼 究表明：以贝氏体或马氏体相变为基础对低碳微 的高洁净超低碳微合金钢，用10kg真空感应炉 合金钢进行组织控制是实现微合金钢强韧化的 治炼，钢锭5kg左右；另一类为工业规模生产的 最有效途径之一.Hall-Petch公式给出了多边形铁 低碳微合金钢，取自宝山钢铁公司300t转炉生产 素体晶粒直径d与屈服应力o,之间的关系，即o 的大桥用钢XTE355(编号：8Y)和管道用钢 比例于晶粒直径d的负1/2次方.现已证明，这个 X60(编号：6B).表1给出了这些试验钢的化学成 关系也适用于贝氏体板条的宽度2，) 分，纯净钢的含碳量比工业钢略低而且含 在微合金钢中由于含碳量很低，合金元素 0.0020%硼，其硫、磷各比工业钢低一个数量级， Nb,V,T等的含量也很低，固溶强化的效果较 杂质元素总含量[O]+[S]+[P]+[H]<0.0020%. 小，具有针状组织的贝氏体钢的主要强化方式为 本工作应用Gleeblel:500热模拟机研究了形 晶粒细化（包括贝氏体板条的组织细化）、弥散强 变对奥氏体转变温度、组织与性能的影响.首先 化及位错亚结构强化等.细晶粒贝氏体组织钢由 测定了试验钢的CCT曲线，将纯净钢3Y和工业 于有效晶粒尺寸小、位错密度高再加上细小碳氨 钢6B试样加热到1200℃保持30min,然后分别 化物沉淀可以得到很高的强度与韧性，而且可能 以10,5,3,1和0.1℃s的速度冷却，得到了在不 1999-10-03收稿柳得橹女，59岁，教授，博士 同冷速时奥氏体的转变温度实验结果表明： ·国家重点基础研究专项经费资助项目

第 2 1卷 1 9 9 9年 第 2期 4月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f U n i v e r s i ty o f S e i e n e e a n d T e c h n l o g y B e ji ni g V o l . Z I A p r. .oy 2 19 9 9 形变对奥氏体 中温 柳得槽 l) 林 之曰 矛刀几转变组织 与性能的影 响 昌 ’ ) 傅 杰2 ) 柯 俊 , ) l) 北京科技大学材料物理系 , 北 京 10 0 0 8 3 2 )北京科大学冶金学院 摘 要 报道了 对含微量 N b 、 iT 、 B 的极低碳 is , M n 高 洁净钢和成分相近 的工业钢 X 60 及 X T E 3 5 的研 究 结 果 , 并 讨 论 了 奥 氏 体 形 变对 下 。 a 转变 、 转变 组织 及 力学 性 能的影 响 . 试样 加 热 到 1 20 0℃ 均匀化处理 后 , 快速冷却到奥 氏体的非再结晶温度 区变形 70 % 再经 5 0 ℃ 中温等温处理 , 能够获得微 米甚至亚微米级 的细化组织 . 纯净 钢和 工业钢 的平均晶粒尺寸都在 3 “ m 以 下 , 7 80 ℃ 变形的 x 60 试样 得到了 最小的平均晶 粒尺寸 劣方向为 仓9 协m , Y 方向为 1 . 02 卜nI . 显著的晶粒细化 效果是 由于 形变奥 氏体 的晶界 面 积大 幅度增 加以 及变形带 和其他 晶体缺 陷提 供了大 量的有利形 核地点 , 使 下 、 a 转变时a 相 的形核率提 高的结果 . 关键词 高纯净微合金钢 ; 形变奥氏体的等温转 变; 贝 氏体相变 , ; 晶粒细化; 含硼 钢 分类号 T G 1 1 1 . 3 在 一定 洁 净度 和微 合 金化 条 件下 , 钢 的 组织 控 制 是 获 得 优 良综 合 性 能特 别 是 高强 度 高 韧性 的关键 . 通 过 特 定 的加 工 和 热处理 工 艺控 制 钢 的 再 结 晶 、 相 变 以 及 弥 散相 析 出 等过 程 可 以 获 得 以 组 织 细化 、 弥散相 析 出和 晶 体 缺 陷结 构相 结 合 为 主的 复合强 化 效果 . 在各 种 强 化方 式 中 只有 晶 粒 细 化的脆 化 矢 量 为 负值 , 既 能 提 高强 度又 可 改 善 韧 性 . 因此 , 发 展 新 一 代钢铁材 料 的研 究 重 点 之 一乃 是 钢 的 晶粒 细 化研究 . 由于仅仅依靠 控 制 钢 的奥 氏体再 结 晶来 细 化 组 织 其 晶 粒 尺 寸 只 能 达 到 1 0 o m 水平 l[] , 为 了获得微 米 、 亚微 米甚 至更 细 小 的 组 织 , 必 须 以 相 变 为 基 础 . 国 内外 的 大 量 研 究 表 明 : 以 贝 氏 体或 马 氏体 相 变 为基 础 对低 碳 微 合金 钢 进 行 组 织 控 制 是 实 现 微 合 金 钢 强 韧 化 的 最有 效途 径 之一 H al l 一 P et ch 公 式 给出 了多边 形铁 素体晶粒直 径 d 与屈 服 应 力吼之 间的 关 系 , 即吼 比例于 晶粒 直 径 d 的 负 12/ 次方 . 现 已 证 明 , 这个 关 系也 适用 于 贝 氏体板条的 宽度 2[, , } . 在 微 合 金 钢 中 由于 含 碳 量 很 低 , 合 金 元 素 N b , V , T i 等 的 含 量 也 很 低 , 固 溶 强 化 的效 果 较 小 , 具 有 针状 组 织 的 贝 氏体 钢 的 主要 强化 方 式为 晶 粒 细化 (包括 贝 氏体板 条 的 组织 细 化 ) 、 弥 散强 化 及 位错 亚 结 构 强化 等 . 细 晶粒 贝 氏体组 织 钢 由 于 有 效 晶粒尺 寸小 、 位错密 度 高再 加 上细 小 碳氮 化 物 沉 淀可 以 得 到很 高 的 强度 与韧 性 , 而 且 可能 19 9 9 一 1 0 一 0 3 收稿 柳得槽 女 , 5 9岁 , 教授 , 博 士 * 国 家重点基础研究专项经 费资助 项 目 在工 业生 产 中通 过 对热加 工 工 艺 的控 制 来控 制 钢 的 贝 氏体相 变 动力 学 , 获得 超 细 组 织 , 实 现 对 其组 织与性能 的控制 . 本 课 题 对高 洁净 试 验 钢 和成 分 相 近 的低 碳 微合 金 工业钢 开展 了研 究 , 本 文 报 导 了 有 关 的初 步实 验结果并 讨论 了奥氏体形变 对奥 氏体 一 贝 氏 体转 变 、 转变 组织及性 能 的影 响 . 1 实验方法及结果 1 . 1 试验用钢 和形变热处理 试 验钢是含 微量 N b , iT 的极低碳 is , M n 钢 , 分 为两 类 : 一类 为北京 科技 大 学冶 金研究所 冶炼 的高 洁 净超 低 碳微 合 金 钢 , 用 or k g 真空 感 应 炉 冶 炼 , 钢 锭 5 k g 左 右 ; 另 一类 为 工 业规模 生 产 的 低 碳微 合金钢 , 取 自宝 山 钢铁公 司 30 0 t 转炉生 产 的 大 桥 用 钢 X T E 3 5 5 (编 号 : S Y ) 和 管 道 用 钢 x 6 0 (编号 : 6 B ) . 表 1 给 出 了这 些试 验钢 的化 学成 分 , 纯 净 钢 的 含 碳 量 比 工 业 钢 略 低 而 且 含 0 . 0 2 0 % 硼 , 其硫 、 磷各 比工 业钢低 一个数 量级 , 杂质元 素总 含量 [O ] + [S ] + [ P ] + [H ] < 0 . 0 0 2 0% . 本工 作应 用 G le b lel 5 0 热模 拟 机研 究 了 形 变 对 奥 氏 体 转 变温 度 、 组 织 与 性 能 的 影 响 . 首 先 测定 了试验 钢 的 C C T 曲线 , 将 纯净 钢 3 Y 和工 业 钢 6 B 试样 加 热到 1 2 0 0 aC 保 持 3 0 m i n , 然后 分别 以 1 0 , 5 , 3 , 1 和 0 . 1℃ s/ 的速 度 冷 却 , 得 到 了 在不 同 冷 速 时 奥 氏 体 的 转 变 温 度 . 实 验 结 果 表 明 : DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 1999. 02. 048

Vol.21 No.2 柳得橹等：形变对奥氏体中温等温转变组织与性能的影响 ·167· 表1试验用钢的化学成分和杂质量（质量分数） % 编号 C Mn Si Nb V Ti Als N Br Ca Cu Cr Ni 3Y0.0431.540.140.044-0.0420.0460.00240.0005 0.00450.0020 6B0.0721.340.230.0430.0400.0180.0290.01600.0032 0.0038 8Y0.1401.340.380.028-0.0160.0370.01000.00880.0088 0.150.020.20 3Y的An温度为900℃左右，B、为600~660℃，而 将上述形变热处理制度处理的试样经砂纸 工业钢6B的A,在870℃左右，B、温度为680~ 磨光和电解抛光制备成金相试样，用金相显微镜 690℃.本工作没有测定8Y试样的CCT曲线，但 和扫描电镜观察了组织，测定了晶粒的平均截距 根据宝钢的技术资料表明8Y钢的A,温度为 和硬度(HV,),实验结果归纳在表2中.其中试样 830℃，以30℃s至3℃5速度冷却时B温度在 编号的第1位数字3，，8分别代表纯净钢3Y和 550-590℃.而纯净钢3Y经900℃变形70%后冷 工业钢6Y,8Y;末位数字1代表在500℃等温 却时，冷速在10℃s至2℃s范围都得到以贝氏 500s,数字2表示等温800s.3Y和8Y钢锻造状 体为主的组织，奥氏体直到660℃左右才开始转 态试样的晶粒尺寸和硬度(HV,)也列在表2 变，生成a相.在实验测定CCT曲线的基础上， 中，由表中的实验结果可见：工业钢X60经780℃ 对纯净钢3Y和工业钢6B及8Y进行了形变奥氏 变形70%再在500℃等温的试样6-7D1和6-7D2 体的中温等温转变实验研究，以便了解形变对随 的平均晶粒截距已达到1μm水平，纯净钢经不 后奥氏体中温等温转变的影响.试样加热至奥氏 同形变热处理的试样平均晶粒截距都在2μm以 体高温区固溶后快速冷却到变形温度T或T,(T 下，其余试样的晶粒大小都在2~3μm的水 为780℃，T,为900℃)压缩70%（变形速率1/s), 平.图1的(a),(b),(c)分别给出了试样3-7D1, 再冷却到500℃分别保持500s或800s.由前面 6-7D2和6-9D2的晶粒大小统计分布直方图（沿X 的实验结果可知对于3Y,6B和8Y3种钢变形温 .方向测量值).图2是3Y钢经900℃变形后在 度T,(780℃)位于A,和A之间，当冷速较慢时在 500℃等温转变试样的金相组织.图3(a)、(b)、(c) 780℃已有α相生成、是试样的两相区，但冷速足 分别是3-7D1,6-7D2和6-9D2试样的扫描电镜二 够快时在这3种钢中780℃仍是奥氏体区.而变 次电子像.可见，3种钢经均匀化处理后快速冷却 形温度T,(900℃)对全部试样都是奥氏体区，等 到900℃或780℃变形70%，再进行适当的中温 温转变温度500℃则是贝氏体相变区. 等温转变能够有效地细化组织和改善力学性能， 1.2形变热处理试样的组织与强度 3Y,6B和8Y由HV,硬度换算的抗拉强度分别达 表2等温处理试样的晶粒尺寸与硬度(HV)换算的抗拉强度 试样号形变热处理制度 平均晶粒尺寸/μm 抗拉强度MPa 注 3-7D1 T压缩70%→500℃，500s X:1,96,Y:1.90(计数463晶粒) 778.1 图l-a 6-7D1 T压缩70%◆500℃，500s X:2.2gY:0.76(计数212晶粒) 696.8 8-7D1 T,压缩70%+500℃，500s 717.4 3-7D2 T压缩70%→500℃，800s 6-7D2 T1压缩70%+500℃，800s X0.99,Y1.0(计数223品粒) 图1-b 8-7D2 T压缩70%→+500℃，800s 3-9D1 T压缩70%-+500℃，500s 一 6-9D1 T2压缩70%+500℃，500s 8-9D1T2压缩70%+500℃，500s X:2.59Y:2.55(计数223晶粒) 3-9D2 T压缩70%→500℃，800s 6-9D2 T2压缩70%→500℃，800s :1.36,Y:1.41(计数532晶粒) 图1-c 8-9D2 T2压缩70%+500℃，800s 3Y 锻造状态 X:2.69,Y2.75(计数587晶粒) 627 8Y 锻造状态 *X4.21,Y:1.21(计数212晶粒) 568

V o l 一 2 1 N O 一 2 柳得槽等 : 形变对奥氏体 中温等温转变组织与性能的影 响 表 1 试验用钢 的化学成分和杂质 t (质 t 分数 ) 编号 3Y 0 . 0 4 3 6 B 0 . 0 7 2 SY 0 . 14 0 M n 1 . 5 4 1 . 3 4 1 . 3 4 V T i A L P S N C u C r N i 0 . 14 0 . 一 0 . 0 4 2 0 . 0 4 0 0 . 0 1 8 一 0 . 0 1 6 0 . 0 0 2 4 0 . 0 16 0 0 . 0 10 0 0 . 0 0 0 5 0 . 0 0 3 2 0 . 0 0 8 8 0 . 0 0 4 5 0 . 0 0 2 0 0 . 2 3 0刀 0 3 8 0 . 3 8 0 . 0 . 0 0 8 8 0 . 1 5 0 . 0 2 0 . 2 0 一4 , j只é . 叮一0 一042 3Y 的 A 。 温度 为 g 0 0 0C 左 右 , B , 为 6 0 0 一 6 6 0 ℃ , 而 工 业 钢 6 B 的 A 。 在 8 7 0 ℃ 左 右 , B , 温 度 为 6 8 0 一 69 0 ℃ . 本 工 作 没有 测 定 S Y 试 样 的 C C T 曲 线 , 但 根 据 宝 钢 的 技 术 资料 表 明 S Y 钢 的 rA , 温 度 为 83 0 ℃ , 以 3 0 ℃ s/ 至 3 ℃ s/ 速 度 冷 却 时 B , 温 度 在 5 0一 59 0 ℃ . 而纯 净钢 3 Y 经 9 0 ℃ 变 形 70 % 后冷 却 时 , 冷 速 在 10 ℃ / s 至 2 ℃ / s 范 围都得 到 以 贝 氏 体为 主 的组 织 , 奥 氏体直 到 6 60 ℃ 左 右 才 开始 转 变 , 生成 a 相 4[] . 在 实验 测定 C C T 曲线 的基础 上 , 对纯 净钢 3 Y 和工 业钢 6 B 及 S Y 进行 了形 变 奥 氏 体的 中温 等温 转 变 实验研 究 , 以 便 了解 形 变对随 后 奥 氏体 中温等温转 变 的 影 响 . 试 样加 热 至奥 氏 体高温 区 固溶 后 快速 冷却到 变形 温 度 式或 兀(界 为 7 8 0 ℃ , 几 为 9 0 0 ℃ ) 压缩 70 % ( 变形 速率 1s/ ) , 再冷却到 5 0 0 ℃ 分别保持 5 0 5 或 8 0 5 . 由前 面 的实 验结 果 可 知 对于 3 Y 、 6 B 和 8 Y 3 种 钢变 形 温 度 兀(7 80 ℃ )位于 A 。 和 人 , 之 间 , 当冷 速较 慢 时在 78 0 ℃ 已 有a . 相 生成 、 是 试样 的两相 区 , 但冷速足 够快 时 在 这 3 种 钢 中 7 80 ℃ 仍是 奥 氏体区 . 而 变 形 温度 爪 (90 0℃ ) 对全部试样都是 奥 氏体 区 , 等 温 转变 温度 5 0 0℃ 则是 贝 氏体相 变区 . 1 . 2 形 变热处理试样的组 织与强 度 将 上 述 形 变热 处理 制 度 处理 的 试样 经 砂 纸 磨 光 和 电解抛 光 制 备成 金相 试 样 , 用金 相 显微 镜 和 扫描 电镜观 察 了组 织 , 测定 了晶粒 的平 均截 距 和硬 度 ( H V S ) , 实验 结果 归纳 在 表 2 中 . 其 中试 样 编 号 的第 l 位 数 字 3 , 6 , 8 分 别 代表纯 净钢 3 Y 和 工 业 钢 6 Y , S Y ; 末 位 数 字 l 代表 在 5 0 ℃ 等 温 5 0 0 5 , 数字 2 表示 等温 8 0 s . 3 y 和 S Y 钢锻 造状 态 试 样 的 晶 粒 尺 寸 和 硬 度 ( H V S ) 也 列 在 表 2 中 . 由表 中的实 验结果 可见 : 工业 钢 x 60 经 78 0 ℃ 变 形 7 0 % 再在 50 0 ℃等温的试 样 6 一 7 D I 和 6 一 7 D 2 的平 均 晶粒截 距 已 达 到 1 卜m 水 平 , 纯 净 钢 经 不 同形 变热处理 的 试样 平均 晶粒 截距都在 2 卜m 以 下 , 其 余 试样 的 晶 粒 大 小 都 在 2 一 3 “ m 的 水 平 . 图 1 的 ( a) , ( b) , c( )分 别 给 出 了 试 样 3 一 7 D I , 6 一 7 D 2 和 6 一 9 D 2 的 晶粒大小 统计分布 直方 图 (沿 X 方 向 测 量 值 ) . 图 2 是 3 Y 钢 经 90 0 ℃ 变 形 后 在 5 0 ℃ 等 温 转 变 试 样 的 金相 组 织 . 图 3( a) 、 (b) 、 c( ) 分别是 3 一 7 D I , 6 一 7 D 2 和 6 一 9 D 2 试样 的扫描 电镜二 次电子像 . 可见 , 3 种钢 经均 匀 化处理后 快速 冷 却 到 9 0 0℃ 或 7 8 0 ℃ 变形 7 0 % , 再进 行 适 当的 中 温 等温 转变能够有效地细 化组 织 和 改 善力学 性能 3 Y , 6 B 和 S Y 由 VH , 硬 度换算 的抗拉 强度分 别 达 表 2 等温处理试样的晶粒尺 寸与硬度 ( B V S )换算的抗拉强度 试样 号 形 变热处理制度 3 一 7D I 6 一 7D I 8 一 7D I 3 一 7D 2 6 一 7 D 2 8 一 7D 2 3 一 g D I 6 一 g D I 平均晶粒尺寸 /卜m 龙 1 . 9 6 , Y : 1 . 9 0 (计数4 6 3晶粒 ) 龙丫 2 . 2 爪 :Y 0 . 7 6 (计数 2 1 2晶粒 ) 抗拉 强度 /M P a 注 7 7 8 . 1 6 9 6 8 7 1 7 . 4 图 l 一 a 龙 0 . 9 9 , :y l . 0 (计数2 2 3晶粒 ) 图l 一 b 8 一 g D I 3 一 9D 2 6 一 9D 2 8 一 9D 2 3Y 8Y 五压缩7 0%斗 5 0 0 ℃ , 5 0 0 5 lT 压缩 7 0%一 5 0 0℃ , 5 0 0 5 lT 压缩 7 0%一 5 0 0℃ , 5 0 0 5 lT 压缩7 0%斗 5 0 0 ℃ , 8 0 0 5 lT 压缩7 0% 冲 5 0 0 ℃ , 8 0 0 5 lT 压 缩7 0% 。 5 0 0 oC , 8 0 0 5 兀压缩 7 0% 。 5 0 0℃ , 5 0 0 5 兀压缩7 0% 一 5 0 0 oC , 5 0 0 5 2T 压缩 7 0% * s 0 0 0C , 5 0 0 5 兀压缩 7 0%。 5 0 0 ℃ , 8 0 0 5 2T 压缩 7 0% 。 5 0 0 ℃ , 5 0 0 5 2T 压缩7 0% 、 5 0 0 ℃ , 8 0 0 5 锻造状态 、 锻造状态 x : 2 5 9 ) : 2 . 5 5 (计数2 2 3 $1 粒) 矛 1 . 3 6 , :y l . 4 1 (计数 5 3 2晶粒 ) 图 1 一 c :X 2 . 6 9 , :Y 2 . 7 5 (计数 5 8 7晶粒 ) 吮 4 . 2 1 , Y : 1 . 2 1 (计 数2 12晶粒 ) 6 2 7 5 6 8

·168· 北京科技大学学报 1999年第2期 到778,697和717MPa, 80F(a) 60 40 20 0 0.0 1.0 2.03.04.0 5.0 6.06.5 品粒截距/mm (b) 80 60 40 20 0 四⑧四图四mm 0.00.40.81.21.62.02.42.83.2384.0 品粒截距mm 80 (c) 60 图3SEM二次电子像.(a》3Y经780℃变形后500℃ 等温处理试样(3-7D1:b)6B经780℃变形后500℃ 40 等温处理(6-7D2):(c6B钢经900℃变形后s00℃等 温度处理(6-9D2) 20 2讨论 0.00.40.81.21.62.02.428323.64.0 晶粒酸距mm (1)低碳微合金锅的组织和力学性能与原奥 氏体品粒尺寸有关，而微合金锅加热时奥氏体晶 图1试样的晶粒尺寸统计分布图.(m》试样3-7D1, 平均晶粒藏距1.96μm:(心)67D2.平均晶粒截距 粒的大小义取决于沉淀粒子的溶解，按照有关的 0.99um;(c)6-9D2,平均晶粒馥距1.36μm 溶度积公式B,计算出Nb(C,N)在3Y,6B和8Y 3种钢中溶解于奥氏体的温度分别为1096.】160 和1185℃，当试样加热到1200℃保温30min 时，纯净钢3Y由于其中的Nb(C,N)早在1096℃ 时溶解，奥氏体晶粒已长大到相当程度.此外，3Y 含20×10~6爾，固溶硼有使晶粒粗大的倾向， 因此，3Y试样的奥氏体晶粒尺寸很粗大，约为 100至200μm.而不含圆的2个工业钢6B和8Y 中奥氏体晶粒分别到1160和1185℃才开始长 大.在加热到1200℃保持30min后，3种钢试样 的奥氏体晶粒大小是不同的，3Y试样的奥氏体晶 粒要明显大于6B的，而6B试样的晶粒又大于8Y 试样的.原奥氏体晶粒尺寸的差别对试样的A 温度、最终转变产物的形貌和贝氏体的体积分数 图2纯净铜3Y经900℃变形70%后在500℃等 都有一定影响.本文在下面的讨论中卡计人原奥 温转变试样的金相组织(3-D1试样)

Vol.21 No.2 柳得槽等：形变对奥氏体中温等温转变组织与性能的影响 ·169· 氏体晶粒尺寸的影响， 结晶终止温度提高到950~1000℃，因此，900℃ (2)由于3种试验用钢在化学成分、临界温 和780℃不是试验钢的奥氏体再结晶温度区.试 度、原奥氏体晶粒尺寸以及洁净度方面的差别必 样被压缩变形70%后原奥氏体晶粒被压成扁平 然导致中温等温转变组织的差异.初步分析认为 状，使单位体积中的晶界面积大为增加，而且还 试样在经过上述形变热处理后的组织是铁素体、 产生了许多变形带和位错，这些晶界和变形带为 贝氏体和残留奥氏体及其分解产物的混合物，除 α相提供了大量非自发形核地点，使新相的形核 了细小的碳氨化物沉淀外含碳稍高的8Y试样中 率显著提高而细化组织， 还有少量渗碳体.但在不同钢中这些组成相的体 此外，有关研究表明：钢中的非金属夹杂物 积分数不同.比较图3中纯净钢和工业钢6经形 ~粒子如氧化钛和碳氨化铌等沉淀粒子都是a 变热处理后的组织可以看出：纯净钢由于含硼其 相的非自发形核中心，含铌钢在奥氏体低温区大 淬透性较高，因此主要由细长的贝氏体组成，平 变形量热加工后以一定速度冷却时，析出的碳氨 均晶粒尺寸小于2μm.尽管这个试样的奥氏体晶 化铌等沉淀可使奥氏体晶内的尖角铁素体（即贝 粒很粗大，但因贝氏体体积分数大、由亚晶和高 氏体)形核率增加，导致晶粒细化.但是，在 密度位错造成的强化效果大，加上碳氮化物在α 900℃变形时由于大量碳氮化物在奥氏体中的析 相中的沉淀而获得高的强度（达778MPa),而工 出减少了固溶铌的含量，致使其贝氏体转变温度 业钢6B主要是等轴的铁素体，还有一些亚微米 B,升高，同时可能减少了在随后500℃等温处理 尺寸的小粒状集合体，尽管它的平均晶粒尺寸比 时的沉淀强化效果， 纯净钢的细小，已达到1μm甚至以下，强度却略 另一方面，由于试样加热到1200℃高温时， 小于纯净钢（为697MPa). 原有的碳氮化铌粒子绝大多数已经溶解，试样快 有关研究指出例：铁素体或贝氏体组织的亚 速冷却到780℃变形时因变形温度低、速率快，碳 晶强化作用取决于含有亚晶的α相晶粒体积分 氮化铌来不及在奥氏体内析出，固溶铌降低B,温 数和亚晶的尺寸，当钢材在附近温度加工时仅 度的作用明显，可得到细小的贝氏体晶粒在中 有约5%的α相有亚晶.因此在~950℃以上加 温等温时碳氨化铌在过饱和α相（铁素体和贝氏 工时，基本上没有多少亚晶强化效果，而在A与 体)内的弥散析出明显提高钢的强度，因此780℃ A:之间甚至稍低于A,加工或者通过相变产生亚 变形试样的强度比900℃变形的高. 晶可获得相当大的强化效果.对具有贝氏体组织 由此可见，如果采取适当措施控制再结晶来 的钢而言，随着B。温度下降其亚晶强化效果增 细化奥氏体晶粒，提高含有高密度位错和亚晶的 大.由实验测定的CCT曲线得到：3Y,6B和8Y钢 贝氏体体积分数并获得最佳的弥散沉淀，则钢的 试样的A。温度分别为900,870和830℃，形变热 强度还可进一步提高. 处理时900℃变形是在A温度附近，而780℃变 形则是在A。与A,之间.二者变形量及变形速率 3小结 相同，但在780℃变形试样中得到的亚晶强化显 (1)纯净钢和工业钢试样经1200℃均匀化 然比900℃时的大，晶粒尺寸则比900℃变形的 处理后快速冷却到奥氏体的非再结晶温度区变 小，可以认为：同一种钢780℃与900℃变形试样 形70%再进行中温等温处理，可以获得微米甚至 的强度差别主要是由亚晶强化的差别造成的， 亚微米级的细化组织，其平均晶粒尺寸在3μm (3)由于α相的形核率取决于奥氏体再结晶 以下；780℃变形的6B试样得到最小的平均晶粒 动力学与碳氮化物沉淀动力学之间的关系，得到 尺寸为X方向为0.99μm,Y方向为1.02μm.这是 的组织形貌尤其是最终的α相晶粒尺寸随试样 由于形变奥氏体单位体积内的晶界面积大幅度 的变形温度、速率及变形后的冷却速率不同而不 增加、晶内产生的变形带及其他晶体缺陷提供了 同.根据文献报道可知，本工作所用的变形温度 大量的有利形核地点，使α相以很高的形核率非 900℃正是碳氮化铌在奥氏体中发生沉淀的温度 均匀形核、发生转变的结果. 范围.试样在900℃被压缩时由形变诱导的碳氨 (2)形变热处理时分别在试样的A。温度附近 化铌等粒子发生沉淀而阻止奥氏体的再结晶，研 和在A,与A:之间温度大变形量变形，变形量及 究表明例加人0.02%~0.03%铌可使奥氏体的再 变形速率相同，则同一种钢样在A,与A,之间温

V 0 1 . 2 N 0 1 . 2 柳得格等 : 形 变对奥 氏体 中温等温 转变组织与性 能的影 响 氏体晶粒尺 寸 的影 响 . (2 由于 种 试 验 用 钢 在 化 学 成 分 ) 3 、 临 界 温 度 、 原奥 氏体 晶粒尺 寸 以 及 洁净 度方 面 的差 别 必 然 导 致中温等温 转 变组织 的差 异 . 初 步 分析认 为 试样在经过上 述 形 变 热处理后 的组 织是 铁素 体 、 贝 氏体和 残留 奥氏体及其分解产物 的混合物 , 除 了 细小 的 碳氮 化物沉淀外含碳稍 高的 SY 试样 中 还有 少量 渗碳体 . 但在不 同钢 中这些组 成相 的体 积分数不 同 . 比较图 3 中纯净钢和 工业钢 6 B 经形 变 热处理后 的组织 可 以看 出: 纯净 钢 由于 含 硼其 淬透 性较 高 , 因此 主 要 由 细 长 的 贝 氏体组 成 , 平 均 晶粒尺寸小于 2 “ m . 尽管这个试样 的奥 氏体晶 粒很粗 大 , 但 因 贝 氏 体体积分数大 、 由亚 晶 和 高 密度位 错 造 成 的强 化 效果大 , 加 上 碳 氮 化 物在 a 相 中的 沉 淀 而 获得 高 的强 度 (达 7 78 M aP ) , 而 工 业钢 6 B 主要 是 等轴 的铁 素体 , 还 有一 些 亚 微 米 尺 寸 的小 粒 状 集合 体 , 尽 管 它 的平 均 晶粒 尺寸 比 纯净 钢 的 细小 , 已 达 到 l 卜m 甚 至 以 下 , 强度 却 略 小 于 纯净 钢 ( 为 6 9 7 M P a ) . 有 关研究 指 出 18 : 铁素 体或 贝 氏体组 织 的亚 晶 强 化作 用 取 决 于 含 有 亚 晶 的 a 相 晶 粒 体 积分 数 和亚 晶 的尺 寸 , 当钢 材在 A 3 附近 温度 加工 时仅 有 约 5% 的 a 相 有 亚 晶 . 因 此在 ~ 9 50 ℃ 以 上加 工 时 , 基 本上 没有 多 少 亚 晶强 化 效果 , 而在 燕 , 与 rA : 之 间甚 至稍 低于 tA , 加 工或 者通 过相 变产 生亚 晶可 获得相 当大 的强 化 效果 . 对具有 贝 氏体组织 的钢 而 言 , 随 着 B s 温 度 下 降其 亚 晶 强 化 效 果 增 大 . 由实验测 定的 C C T 曲线得 到 :3 Y , 6 B 和 S Y 钢 试样 的 A 。 温 度分别 为 9 0 , 8 70 和 83 0℃ , 形 变热 处理时 9 0 ℃ 变形是在 A 。 温度 附近 , 而 7 80 ℃ 变 形 则 是在 A 。 与 人 : 之 间 . 二 者变 形量 及变 形 速率 相同 , 但在 78 0 ℃ 变形 试样 中得 到 的亚 晶强化 显 然 比 9 0 0 ℃ 时 的大 , 晶 粒尺 寸则 比 9 0 ℃ 变形 的 小 . 可 以 认为 : 同一 种 钢 7 80 ℃ 与 9 0 ℃ 变形 试样 的强度差别主要 是由亚 晶强化的差别 造成的 . (3 ) 由 于 a 相 的 形核 率取决于奥 氏体再结 晶 动力 学与 碳氮 化物 沉 淀动 力 学之间 的关 系 , 得 到 的组织形 貌尤其是 最 终 的 a 相 晶粒尺 寸 随试 样 的变 形 温 度 、 速率及变 形后 的冷却 速 率不 同而 不 同 . 根据 文 献报道 可 知 , 本 工 作 所 用 的变 形 温 度 90 0℃ 正是碳氮 化妮在 奥 氏体中发生 沉 淀的温 度 范 围 . . 试 样 在 9 0 ℃ 被 压 缩 时 由形变 诱导 的碳 氮 化锭等粒 子发 生 沉 淀而 阻 止奥 氏体 的再结 晶 . 研 究 表 明 [,] 加 人 .0 02 % 一 .0 03 % 妮 可使奥 氏体的再 结 晶终 止 温 度提 高到 9 5 0 一 1 0 0 0℃ , 因此 , 9 0 0℃ 和 78 0 ℃ 不是 试 验 钢 的 奥 氏体再结 晶温 度 区 . 试 样 被 压缩 变 形 70 % 后 原 奥 氏体 晶粒被 压成扁 平 状 , 使 单 位 体积 中的 晶 界 面 积大为 增 加 , 而 且 还 产 生 了 许多变 形带 和 位错 , 这 些 晶界 和变 形带为 a 相 提 供 了大量 非 自发 形 核 地点 , 使新相 的形 核 率显著 提高而细 化组 织 . 此 外 , 有 关研究 表 明: 钢 中 的 非 金 属 夹杂 物 粒子 如氧化钦lt0 和 碳 氮化铭等沉淀粒子 都是 a 相 的 非 自发 形核 中心 , 含 铭钢在奥 氏 体低 温 区大 变 形量 热加工 后 以 一定 速度冷却 时 , 析出 的碳氮 化铝等沉淀可使奥氏体晶 内的尖角 铁素 体 (即 贝 氏 体) 形 核 率 增 加 , 导 致 晶 粒 细 化 . 但 是 , 在 9 0 0℃ 变形 时 由于 大量 碳 氮化物 在奥 氏体中的析 出减 少 了固溶 铭的含 量 , 致使其贝 氏体转 变温 度 B : 升高 , 同时可 能 减少 了 在 随后 5 0 ℃ 等温 处理 时 的沉 淀强化 效果 . 另 一方 面 , 由于 试样加 热到 1 2 0 0℃ 高温时 , 原 有 的碳 氮化 锭粒子 绝大 多 数已 经 溶解 , 试样 快 速 冷却到 78 0 ℃ 变 形时 因变形温 度低 、 速率快 , 碳 氮化 妮来 不及 在 奥 氏体 内析 出 , 固溶钥 降低 .B 温 度 的 作 用 明显 , 可 得 到 细小 的 贝 氏体 晶粒 . 在 中 温 等温 时 碳氮 化铭 在 过饱 和 a 相 (铁 素体和 贝 氏 体) 内的弥 散 析 出明显 提高钢 的强度 , 因此 7 80 ℃ 变 形试 样 的强度 比 9 0 0 ℃ 变 形 的高 . 由此 可见 , 如 果采 取 适 当措施 控 制再结晶来 细 化奥 氏体晶粒 , 提高 含 有高 密度 位 错 和亚 晶 的 贝 氏体体积分 数 并 获 得最 佳 的弥散 沉淀 , 则钢 的 强度还 可进一 步 提高 . 3 小 结 ( l) 纯净 钢 和工 业钢 试 样 经 1 2 0 ℃ 均 匀 化 处 理 后 快 速 冷 却 到 奥 氏体 的非 再结 晶温 度 区 变 形 70 % 再进 行 中温等温 处理 , 可 以获得 微米 甚至 亚 微米 级 的细 化组 织 , 其平 均 晶 粒尺 寸 在 3 “ m 以下 ; 7 8 0 ℃ 变形 的 6B 试样得 到最小 的平均 晶粒 尺 寸 为x 方 向为 .0 9 协m , Y 方 向为 _ 1 . 02 协m . 这 是 由于 形 变 奥 氏体单 位 体 积 内 的 晶 界 面 积大 幅 度 增 加 、 晶 内产 生 的 变 形带 及其他 晶体缺 陷提 供了 大 量 的有 利 形核 地 点 , 使 a 相 以很 高的形核 率非 均 匀形 核 、 发生 转变 的结 果 . (2) 形变 热处理 时分 别 在试 样 的 A 。 温 度附近 和 在 次 , 与 人 L 之 间 温度 大 变形 量 变 形 , 变形量 及 变形速 率 相 同 , 则 同一 种钢 样 在 次 , 与 人 1 之 间温

·170* 北京科技大学学报 1999年第2期 度变形时可获得较大的亚晶强化 参考文献 (3)试样均匀化处理后快速冷却到900℃变 1 Kojima A.Ferrite Grain Refinement by Large 形时，由于形变诱导的碳氮化铌等粒子发生沉淀 Reducion per Pass in Nonrecrystallization Temperure 而阻止奥氏体的再结晶，导致晶粒细化.但大量 Region of Austenite.ISIJ International,1996,36(5)603 碳氨化物在奥氏体中的析出减少了固溶铌的含 2 Pickering F B.Physical Metallurgy and The Design 量，致使其贝氏体转变温度B,升高，并减少在随 of Steels.Microalloying ,1977,75:9 后等温处理时的沉淀强化效果.在780℃变形时 3 Gladman T,Dulieu D,Melvor I D.Structure-property 因变形温度低、速率快，碳氨化铌来不及在奥氏 relationships in High-strength Microalloyed Steels. 体内析出，固溶铌降低B,温度的作用明显，可得 Microalloying,1977,75:32 到细小的贝氏体晶粒.在中温等温时碳氮化铌在 PatwardhanA K.Mechanical Properties of Extra-low C'Mar'Steels.Scr Metall,1976,10(8):677 过饱和α相（铁素体和贝氏体）内的弥散析出明 5 Irvine K J,Pickering F B,Gladman T.Grain-refined 显提高钢的强度， C-Mn Steels.J Iron Steel Inst,1967,205(2):161 (4)本工作结果表明：不论纯净钢还是工业钢 6 Hiroshi Kobayashi.Influence of Nb(Carbide Nitried) 经均匀化处理后快速冷却到奥氏体的低温区变 Precipitation in Austenite on the Mechanical Proper- 形70%，再进行适当的中温等温转变能够有效地 ties of High Strength Steels.J Jpn Inst Met, 细化组织和改善力学性能.获得的强化效果主要 1976,40(2):1270 是通过控制y→a转变得到细小的组织、适当的 7 Treppschuh H,Randak A,Domalski HH,Kurzeja J. 亚晶与位错密度和沉淀强化造成的，未涉及奥氏 Influence of Boron on the Properties of Structural 体的晶粒细化.因此，如将凝固细化、奥氏体晶粒 Steels and Tooll Steel.Stahl Und Eisen 87.1967.22: 细化和更有效的沉淀强化以及位错强化相结合， 1355 8 Mangonon P L,Heitmann W E.Subgrain and Precipita- 钢的强韧性还可进一步提高. tion-strengthening Effects in Hot-rolled,Columbi- um-bearing Steels.Microalloying,1997,75:59 致谢： 9 Morrison W B.Microstructure Control in Practice.Iron- 本工作是由国家科技部重大基础研究项目资助完成 making and Steelmaking,1995,22(6):453 的：宝山钢铁公司技术中心提供了本课题所篇的部分钢 10 Gregg J M,Bhadeshia HK D H.Solid-state Nucle- 铁试样和有关资料：该中心陈钰珊、郑磊高工热情地给予 ation of Acicular Ferrite in Minerals Added to 了许多帮助和有意义的讨论，作者谨表示深切的谢意. Molten Steel.Acta Material,1997,45(2):739 Effects of Deformation on Structure and Mechanical Properties of Bainitic Ferrite Formed by Isothermal Treatment Delu Liu,Lin Chang",Fu Jie2,T.Ko 1)Department of Materials Physice,UST Beijing,100083 Beijing China 2)Metallurgy School,USTBeijing ABSTRACT The effects of deformation at 900C and 780c on the microstructure and mechanical properties of the bainitic ferrite formed by isothermal treatment have been studied.The samples include three steels:an ultra-low carbon microalloying clean steel containing Mn,Nb,Ti,B,commer- cial steels X60 and XTE355.After press 70%at 900c or 780c followed by isothermal holding at 500c for 500 s or 800 s,samples of all three steels showed very fine structure and great improve- ment in their strength.The smallest overage grain size,which is 0.99 um and 1.02 um along X and Y direction respectively,is obtained in a X60 specimen pressed 70%at 780C before isothermal hold- ing.But the greatest improvement in strength is shown in the clean steel specimen owing to its large fraction of bainite structure.Mechanisms affecting microstructure and strength in the steels, which were deformed at near A,:or between A and A,temperature before isothermal transforma- tion,are discussed. KEY WORDS clean micro-alloying microalloying steel;isothermal transformation of deformed austen- ite;bainite transformation;refinement of microstructure;baron bearing steel

北 京 科 技 大 学 学 报 1 9 9 9年 第 2期 度 变形 时 可获得 较大 的亚 晶 强化 . (3 )试样 均 匀 化处理后 快速 冷 却到 9 0 ℃ 变 形 时 , 由于 形 变 诱导的碳 氮化铭等粒 子发生 沉淀 而 阻 止 奥 氏体 的再 结晶 , 导致 晶粒 细 化 . 但 大量 碳氮 化 物 在 奥 氏体 中 的析 出减 少 了 固溶 妮 的含 量 , 致使其 贝 氏 体转 变温 度 B . 升 高 , 并 减 少 在 随 后 等温处理时 的 沉 淀强 化效果 . 在 7 80 ℃ 变 形 时 因 变形 温 度 低 、 速 率 快 , 碳 氮 化 铭 来 不 及 在 奥 氏 体 内析 出 , 固溶 铭降低 B . 温 度的 作用 明显 , 可得 到 细 小的 贝 氏 体晶粒 . 在 中温 等温 时碳 氮 化妮在 过饱 和 a 相 (铁素 体和 贝 氏体 ) 内的 弥散 析 出 明 显提高钢 的强 度 . (4 ) 本工 作结 果表 明 : 不论纯净 钢还是 工 业钢 经均 匀 化处理后 快速 冷 却 到 奥 氏体 的低 温 区 变 形 70 % , 再 进行 适 当的 中温等温 转 变能 够 有 效地 细 化组 织 和 改 善力 学 性 能 . 获 得 的强 化 效果 主要 是通 过控 制 y o a 转 变得 到细 小 的 组 织 、 适 当的 亚晶 与位 错 密 度 和 沉 淀强 化 造成 的 , 未 涉及 奥 氏 体 的 晶粒细 化 . 因 此 , 如将凝 固细 化 、 奥 氏体 晶粒 细 化和 更有 效 的沉 淀 强化 以及 位 错 强化 相 结合 , 钢 的 强韧性 还 可进一 步提 高 . 今 考 文 献 致谢 : 本工作 是 由国 家科 技部重大基础研究项 目资助完成 的; 宝 山 钢铁 公 司 技术 中心提 供 了本 课题所 需的部 分钢 铁试样 和有 关资料 ; 该 中心陈钮珊 、 郑磊 高工热情地给予 了许多帮 助和有意义 的讨论 , 作 者谨 表示深切 的谢意 . 1 K oj im a A . Fe ir et G ar in R e 石月 e me nt by L a r g e eR d u e i o n p er p a s s in NO n 了. c 卿t a l 七, it o n T e lnJ eP ~ R e g i o n o f A u s t e n iet · Is U ntI e m a t i o aln , 1 9 96 , 3 6( 5 ) 6 03 2 p i c ke ir n g F B . P h ys i c a l M e at ll ur gy an d T 加 D es 妙 o f S t e e l s · M i e or a l l o y i n g , 1 97 7 , 7 5 : 9 3 G l a dm a n T , D u li e u D , M c l v o r 1 D . S trU c ot 功 . Por P. yrt r e l a t i o n s h iP s in H ig h 一 s etr n ght M i c or a ll o y目 S t娜1 5 . M i c or a l l o y in g , 1 9 7 7 , 7 5 : 3 2 4 P a tw a r dh an A K . M e e h a n i e ia P or P e rt ie s o f a s . r o l de E x tr a 一 l o w c ` M ar ’ s t e e l s · s e r M e alt , 19 7 6 , l 0( 8) : 67 7 5 伽in e K J , P i e k e r in g F B , G l a dJ . 阳 T . G ar in . 比石匕de C 一 M n S t e e l s · J I or n S t e e l nI st , 1 9 6 7 , 2 0 5 (2) : 1 6 1 6 H i or s h i K o b a y as h i . nI if u e n c e o f N b c( a 比记e iN itr de ) P er e i Pi at t i o n in A u s et n iet o n het M ce h aJ 吐c ia P or 户留 ` t i e s o f H ig h S etr n g ht Set l s . J PJ n nI st M e t . 1 9 7 6 , 4 0 ( 2 ) : 12 7 0 7 T er PP s e h hu H , R a n d ak A , D o am l s ki H H , K 此咧a J . I n fl u e n e e o f B o r o n o n ht e p or p e rt i e s o f S utr c h ” 飞 1 S t e e l s a n d T o o l l S te l . St a h l U n d E i s e n 8 7 , 1 96 7 , 22 : 1 3 5 5 8 M a n g o n o n p L , H e i tm a n W E . S u b g ra in a nd P rec ip i ta · t i o n 一 s t re n g th e n in g E fe e t s in H o t 一 r o ll e d , C o l切m bi - u m 一 b e a r in g S t e e l s · M i e r o a ll o y 运g , 19 9 7 , 7 5 : 5 9 9 M o r i s o n W B . M i e r o s t几e t盯 e C o n tr o l i n P r a c t i e e . lr o 卜 m ak in g a n d S t e e lm a k i n g , 19 9 5 , 2 2 (6 ) : 4 5 3 1 0 G er g g J M , B h a d e s h i a l{ K D H . S o l id 一 s t a t e N u c l e - a t i o n o f A e i e u l a r F e ir te in M i n e ar l s 产d d记 ot M 0 1t e n S t e e l . A e at M a t e ir a l , 1 9 9 7 , 4 5 (2 ) : 7 3 9 E fe e t s o f D e fo mr at i o n o n S utr e ut er a n d M e e h a n i e a l P or P e rt i e s o f B a i n it i e F e r it e F o mr e d b y I s o t h e mr a l T r e a t m e n t D e lu L iu l ) , 乙.ln o a n g l ) , 凡 五e Z ) , z 而 l ) l ) D e p a mrt e n t o f M a t e r i a l s p h y s ice . U s T B e ij i n g , 10 0 0 8 3 B e ij i n g C h i n a Z )M e t a ll u 嗯y s c h o o l , U s BT e ij i n g A B S T R A C T T h e e 至介e t s o f d e of r l ll a t i o n a t 9 0 0℃ an d 7 8 0 ℃ o n ht e m i e or s tru e tu r e an d m e e h an i c a l Por P e rt i e s o f t h e b a in it i e fe 示t e of rm e d b y i s o ht e rm a l t r e a tm en t h va e b e e n s tu d i e d . T h e s am Pl e s in e l u d e t h re e s t e e l s : an u lt ar 一 l o w e ar b o n m i e or a ll o y i n g e l e an s t e e l co n t a i n i n g M n , N b , T i , B , e o m m e -r e i a l s t e e l s X 6 0 a n d X T E 3 5 5 . A ft e r p r e s s 7 0% a t 9 0 0℃ o r 7 8 0℃ fo ll o w ed b y i s o ht e mr a l h o l d in g at 5 0 0 ℃ fo r 5 0 0 5 o r 8 0 0 5 , s a m p l e s o f a ll t h er e s t e e l s s h o w e d v e 卿 if n e s t ur e ut r e an d g r ea t 面Por v e - m e n t i n th e i r s t r e n g t h . T h e s m a ll e s t o v e ar g e g ar i n s i z e , w h i e h 15 0 . 9 9 卜m an d 1 . 0 2 卜m a l o n g X an d Y d ier e t i o n r e s p e e t i v e l y , 1 5 o b t a i n e d i n a X 6 o s p e e im e n p r e s s e d 7 0 % at 7 8 0 ℃ b e fo er i s o ht emr a l h o l d · in g . B u t t h e g r e a t e s t im P r o v e m e n t in s tr e n g t h 1 5 s h o w n i n t h e e l e a n s t e e l s P e e im e n o w in g ot it s af gr e afr e t i o n o f b a i n it e s t ur e t u r e . M e e h a n i s m s a fe e t i n g m i e or s utr e t u r e a n d s t er n gt h in ht e s t e e l s , w h i c h W e er d e fo mr e d ia n e ar A r 3 o r b e t w e e n A r 3 a n d A r 一 t e m p e ar t u er b e fo r e i s o t h e mr a l tr an s fo mr a - t l o l , K E Y a r e d i s e u s s e d . W O R D S e l e a n m i e or 一a ll o y i n g it e ; b a i n it e tr a n s fo mr a t i o n : r e if n e m e n t m i e or a l l o y i n g s t e e l: i s o t h e mr a l t r a n s fo mr a t i o n o f d e fo mr e d a u s t e n - o f m i e or s t ur e t u r e : b a or n b e a r i n g s t e e l