铌对中碳Si-Mn系弹簧钢珠光体相变行为的影响

D0I:10.13374/j.issm1001053x.2010.12.009 第32卷第12期 北京科技大学学报 Vol 32 N9 12 2010年12月 Journal ofUniversity of Science and Technobgy Bejjing Dec 2010 铌对中碳SM系弹簧钢珠光体相变行为的影响 肖金福刘雅政 孙景宏 北京科技大学材料科学与工程学院。北京100083 摘要采用热模拟实验方法研究了铌对SM系弹簧钢相变特征的影响，分析了NbC的形变诱导析出行为.结果表明：弹 簧钢中添加微量铌推迟了珠光体转变马氏体转变的最小冷却速率由5℃，了变为3℃·~细化了珠光体改变了珠光体组 织形貌渗碳体片层变薄、形状变得不规则出现弯曲、断续：含铌弹簧钢在850℃变形时发生了NC的形变诱导析出，NC的 析出位置为珠光体中的铁素体片层内、珠光体球团边界和位错处.析出物颗粒直径为10~15四形状近似球形. 关键词弹簧钢：微合金化：相变规律：析出物 分类号TG1427 Effect of n pb um on pearlite transfomation in m edium-carbon SiMn spring steel X1O Jin fu LIU Yazeng SN Jinghong Schpol ofMarers Science and Enginee rng Universit ofScience and Technokgy Beijing Beijing 100083 China ABSTRACT The effectof niobim on he Phase transpmaton lw of SiMn spring seel was stud ed by hemal siu ltion experi ment and the defom aton nduced precipitation behavior of NbC was analyzed The results show that pearlite trans pmation is de layed and the minmum cooling rate ofmarensite transfom aton is reduced from5C.s p3C.s The pearlite lmellar spacng is refned and the cem entite kmelle became hiner irregular bend ng and discrete Depmation nduced precp itation NbC pcates in the ferrite lamellae pearlite pellet borders and dispcations when he Nb-bearing spring steelwas defomed at850C,and NiC is ap Poxmaely spherical shape wit讪a dimeter of10D15四 KEY WORDS sprng steel microalbying Phase transfomations precipitates 为满足汽车轻量化和铁路重载提速的要求，无 应用逐渐增多4-，但主要还是局限于Nb-V和 论是汽车悬架弹簧用钢，还是铁路用弹簧钢，都向着 NbV-T复合微合金化.研究工作大多集中在铌对 高强度、高品质和高可靠性方向发展1.此外，新 弹簧钢性能的影响，而对弹簧钢相变和微观组织结 钢种的开发必须在提高综合性能的同时兼顾其经济 构特征的影响研究很少.本文研究了铌对中碳弹簧 性，才能被广大用户所接受.目前我国高档次和深 钢相变特征和珠光体形貌的影响，分析了bC的形 加工弹簧钢的生产尚不能满足需求，主要依靠进口. 变诱导析出行为. 因此，优质高强度弹簧钢研发工作具有重大的现实 需求和经济前景， 1试验材料及方法 近年来，我国微合金化技术和含铌钢生产取得 了快速发展，但是，国内外治金学者对铌钢物理治 1.1试验材料 金学的深入研究和成功应用集中在低碳钢领域，铌 1试验钢为商用60S2Mng取自某高线轧机精 在中高碳钢中研究和应用的报道较少.目前，作为 轧前棒料.2试验钢是在60S2MA中添加了铌采 提高弹簧钢综合性能的有效手段，铌在弹簧钢中的 用真空感应炉进行冶炼，锻造成中50m的棒料.化 收稿日期：2010-03-18 基金项目：北京市科技计划项目(N?D0404001040221,中信-CEM绲钢研究与开发项目(N92007RMSD031) 作者简介：肖金福(197-，男.博士研究生：刘雅政(1952-，女，教授.博士生导师，EmaV@used山m

第 32卷 第 12期 2010年 12月 北 京 科 技 大 学 学 报 JournalofUniversityofScienceandTechnologyBeijing Vol.32 No.12 Dec.2010 铌对中碳 Si--Mn系弹簧钢珠光体相变行为的影响 肖金福 刘雅政 孙景宏 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 摘 要 采用热模拟实验方法研究了铌对 Si--Mn系弹簧钢相变特征的影响, 分析了 NbC的形变诱导析出行为.结果表明:弹 簧钢中添加微量铌, 推迟了珠光体转变, 马氏体转变的最小冷却速率由 5℃·s-1变为 3℃·s-1;细化了珠光体, 改变了珠光体组 织形貌, 渗碳体片层变薄、形状变得不规则, 出现弯曲、断续;含铌弹簧钢在 850℃变形时发生了 NbC的形变诱导析出, NbC的 析出位置为珠光体中的铁素体片层内、珠光体球团边界和位错处, 析出物颗粒直径为 10 ～ 15nm, 形状近似球形. 关键词 弹簧钢;微合金化;相变规律;析出物 分类号 TG142.7 Effectofniobium onpearlitetransformationinmedium-carbonSi-Mnspring steel XIAOJin-fu, LIUYa-zheng, SUNJing-hong SchoolofMaterialsScienceandEngineering, UniversityofScienceandTechnologyBeijing, Beijing100083, China ABSTRACT TheeffectofniobiumonthephasetransformationlawofSi-Mnspringsteelwasstudiedbythermalsimulationexperi￾ment, andthedeformation-inducedprecipitationbehaviorofNbCwasanalyzed.Theresultsshowthatpearlitetransformationisde￾layed;andtheminimumcoolingrateofmartensitetransformationisreducedfrom5℃·s-1 to3℃·s-1.Thepearlitelamellarspacingis refined, andthecementitelamellaebecomethinner, irregular, bendinganddiscrete.Deformation-inducedprecipitationNbClocatesin theferritelamellae, pearlitepelletbordersanddislocationswhentheNb-bearingspringsteelwasdeformedat850℃, andNbCisap￾proximatelysphericalshapewithadiameterof10 to15 nm. KEYWORDS springsteel;microalloying;phasetransformations;precipitates 收稿日期:2010--03--18 基金项目:北京市科技计划项目(No.D0404001040221);中信-CBMM铌钢研究与开发项目(No.2007RMJS--D031) 作者简介:肖金福(1971— ), 男, 博士研究生;刘雅政(1952— ), 女, 教授, 博士生导师, E-mail:lyzh@ustb.edu.cn 为满足汽车轻量化和铁路重载提速的要求 ,无 论是汽车悬架弹簧用钢,还是铁路用弹簧钢,都向着 高强度 、高品质和高可靠性方向发展 [ 1--3] .此外 ,新 钢种的开发必须在提高综合性能的同时兼顾其经济 性 ,才能被广大用户所接受.目前我国高档次和深 加工弹簧钢的生产尚不能满足需求, 主要依靠进口 . 因此, 优质高强度弹簧钢研发工作具有重大的现实 需求和经济前景 . 近年来, 我国微合金化技术和含铌钢生产取得 了快速发展 .但是 , 国内外冶金学者对铌钢物理冶 金学的深入研究和成功应用集中在低碳钢领域 ,铌 在中高碳钢中研究和应用的报道较少 .目前 ,作为 提高弹簧钢综合性能的有效手段, 铌在弹簧钢中的 应用逐渐增多 [ 4--8] , 但主要还是局限于 Nb--V和 Nb--V--Ti复合微合金化 .研究工作大多集中在铌对 弹簧钢性能的影响 ,而对弹簧钢相变和微观组织结 构特征的影响研究很少 .本文研究了铌对中碳弹簧 钢相变特征和珠光体形貌的影响, 分析了 NbC的形 变诱导析出行为. 1 试验材料及方法 1.1 试验材料 1 #试验钢为商用 60Si2MnA, 取自某高线轧机精 轧前棒料 .2 #试验钢是在 60Si2MnA中添加了铌, 采 用真空感应炉进行冶炼 ,锻造成 50mm的棒料 .化 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2010.12.009

第12期 肖金福等：铌对中碳SM·系弹簧钢珠光体相变行为的影响 ·1565 学成分见表1 开始温度为710℃2试验钢相变开始温度为 表1试验钢样化学成分质量分数) 690℃铌的添加使得珠光体相变开始温度推迟约 Table 1 Chem ical composit ion of expermental steels 20℃. 钢种 Mn r Nb 根据溶度积公式N[9=3.42-7900/ 1中 058 1.62 075 025 9,由2武验钢的化学成分计算得到的NC固溶 2* 057 1.60 076 026 022 温度约为1210℃.热模拟工艺的加热温度为 1250℃在此温度下，理论上NbC可以全部固溶于 1.2试验方法 奥氏体中.铌固溶奥氏体后能够增加其稳定性，从 在G1ele1500热模拟试验机上利用热膨胀 而推迟了过冷奥氏体相变的发生. 法，结合金相组织测定两种试验钢的CCT曲线.为 根据各冷却速率和对应的转变温度，采用回归 使铌充分固溶，热模拟工艺为：试样加热至1250℃， 方法确定，得到1和2两种试验钢冷却速率和珠光 保温5m识快速冷却至850℃进行双道次压缩变 体转变开始温度之间的关系分别为： 形，变形量分别为35%和30%，变形速率均为 P=7302-1628979 (1) 20s,变形后以1、235和9℃·s'的冷却速率冷 却至室温.利用4%硝酸酒精浸蚀后观察分析转变 P=7302-2599y63 (2) 后的显微组织，利用Leica VMHB0M显微硬度仪测 式中：P、P分别为1和2试验钢珠光体转变开始 量其硬度，载荷为1.96y利用H-800透射电镜观 温度，℃，为相变冷却速率，℃。s 察珠光体和析出物形貌每个试样随机观察四个视 2.2铌对弹簧钢显微组织的影响 场，在每个视场中选取五组珠光体片层进行片层间 两个钢种的显微组织照片见图2和图3不同 距的测量，取平均值作为片层间距的数值， 冷却速率下组织中先共析铁素体含量和显微硬度见 2试验结果与讨论 图4由图1一图4可见：1试验钢在冷却速率5℃ s'以下时，显微组织为先共析铁素体十珠光体，随 2.1铌对弹簧钢相变规律的影响 着冷却速率的增加，先共析铁素体逐渐减少，铁素体 图1为两种试验钢变形后CCT曲线对比.由图 呈不连续的网状分布在晶界上；冷却速率超过5℃· 可见，两种试验钢的CCT曲线上存在铁素体析出 s时，显微组织为先共析铁素体十珠光体十马氏 区、珠光体转变区和马氏体转变区，无贝氏体转变 体；冷却速率为9℃。s'时，铁素体转变终止，显微 区.随着冷却速率的增大，过冷奥氏体的稳定性增 组织为珠光体十马氏体.1试验钢发生马氏体转变 强，相变开始点和结束点均降低 的最小冷却速率为5℃。s.2试验钢在冷却速率 奥氏体化：1250℃，5min 3℃。s'以下时，显微组织为铁素体十珠光体；冷却 900 二1钢 800 2钢 速率超过3℃。s时，铁素体转变终止，显微组织为 700 珠光体十马氏体：当冷却速率为9℃。s时，显微组 600 织几乎全部为马氏体.2试验钢发生马氏体转变的 冷速℃·g」9 最小冷却速率为3℃·s.SM弹簧钢中添加铌 400 M 元素后，铁素体转变冷却速率由9℃·s降低至 300 200 3℃·s,马氏体转变的最小冷却速率由5℃。s变 100 为3℃·s,可见铌在推迟铁素体和珠光体的转变 10 102 103 的同时，降低了马氏体转变的冷却速率. 时间s 合金元素对先共析铁素体的析出具有明显的影 图1试验钢的奥氏体CCT曲线对比 响.先共析铁素体的形核和长大过程中，碳原子从 Fg 1 CCT curves of investgated steels Y/α相界面向奥氏体扩散，是先共析铁素体形核和 与1试验钢相比，2试验钢的CCT曲线向右下 长大的控制因素.由于铌为强碳化物形成元素， 偏离，珠光体转变开始温度和结束温度均低于1试 溶于奥氏体后，提高了碳在奥氏体中的扩散激活能 验钢.由于添加微量铌，推迟了弹簧钢的珠光体相 降低了碳在奥氏体中的扩散速率，减慢了先共析铁 变.在冷却速率为2℃。s'时，1试验钢珠光体相变 素体的形核和长大速度，抑制了铁素体的析出

第 12期 肖金福等:铌对中碳 Si--Mn系弹簧钢珠光体相变行为的影响 学成分见表 1. 表 1 试验钢样化学成分(质量分数) Table1 Chemicalcompositionofexperimentalsteels % 钢种 C Si Mn Cr Nb 1 # 0.58 1.62 0.75 0.25 — 2 # 0.57 1.60 0.76 0.26 0.022 1.2 试验方法 在 Gleeble--1500 热模拟试验机上利用热膨胀 法 ,结合金相组织测定两种试验钢的 CCT曲线.为 使铌充分固溶, 热模拟工艺为:试样加热至 1 250 ℃, 保温 5 min, 快速冷却至 850 ℃进行双道次压缩变 形 , 变形量 分别为 35%和 30%, 变形 速率均为 20 s -1 ,变形后以 1、2、3、5和 9 ℃·s -1的冷却速率冷 却至室温.利用 4%硝酸酒精浸蚀后观察分析转变 后的显微组织,利用 LeicaVMHT30M显微硬度仪测 量其硬度,载荷为 1.96 N.利用 H--800透射电镜观 察珠光体和析出物形貌, 每个试样随机观察四个视 场 ,在每个视场中选取五组珠光体片层进行片层间 距的测量,取平均值作为片层间距的数值 . 2 试验结果与讨论 2.1 铌对弹簧钢相变规律的影响 图 1为两种试验钢变形后 CCT曲线对比 .由图 可见, 两种试验钢的 CCT曲线上存在铁素体析出 区 、珠光体转变区和马氏体转变区, 无贝氏体转变 区 .随着冷却速率的增大 , 过冷奥氏体的稳定性增 强 ,相变开始点和结束点均降低 . 图 1 试验钢的奥氏体 CCT曲线对比 Fig.1 CCTcurvesofinvestigatedsteels 与 1 #试验钢相比 , 2 #试验钢的 CCT曲线向右下 偏离, 珠光体转变开始温度和结束温度均低于 1 #试 验钢.由于添加微量铌 , 推迟了弹簧钢的珠光体相 变 .在冷却速率为 2 ℃·s -1时, 1 #试验钢珠光体相变 开始温度为 710 ℃, 2 #试验钢 相变开始温 度为 690 ℃, 铌的添加使得珠光体相变开始温度推迟约 20 ℃. 根据溶度积公式 lg[ Nb] [ C] =3.42 -7 900/ T [ 9] ,由 2 #试验钢的化学成分计算得到的 NbC固溶 温度约为 1 210 ℃.热模拟工艺的加 热温度为 1 250 ℃, 在此温度下, 理论上 NbC可以全部固溶于 奥氏体中 .铌固溶奥氏体后能够增加其稳定性, 从 而推迟了过冷奥氏体相变的发生 . 根据各冷却速率和对应的转变温度 , 采用回归 方法确定 ,得到 1 #和 2 #两种试验钢冷却速率和珠光 体转变开始温度之间的关系分别为: Pf1 =730.2 -16.28V 0.79 (1) Pf2 =730.2 -25.99V 0.63 (2) 式中 :Pf1 、Pf2分别为 1 #和 2 #试验钢珠光体转变开始 温度 , ℃;V为相变冷却速率 , ℃·s -1 . 2.2 铌对弹簧钢显微组织的影响 两个钢种的显微组织照片见图 2和图 3, 不同 冷却速率下组织中先共析铁素体含量和显微硬度见 图 4.由图 1 ～图 4可见:1 #试验钢在冷却速率 5 ℃· s -1以下时, 显微组织为先共析铁素体 +珠光体, 随 着冷却速率的增加 ,先共析铁素体逐渐减少 ,铁素体 呈不连续的网状分布在晶界上;冷却速率超过 5 ℃· s -1时, 显微组织为先共析铁素体 +珠光体 +马氏 体;冷却速率为 9 ℃·s -1时, 铁素体转变终止, 显微 组织为珠光体 +马氏体 .1 #试验钢发生马氏体转变 的最小冷却速率为 5 ℃·s -1 .2 #试验钢在冷却速率 3 ℃·s -1以下时 ,显微组织为铁素体 +珠光体;冷却 速率超过 3 ℃·s -1时 ,铁素体转变终止, 显微组织为 珠光体 +马氏体;当冷却速率为 9 ℃·s -1时 ,显微组 织几乎全部为马氏体.2 #试验钢发生马氏体转变的 最小冷却速率为 3 ℃·s -1 .Si--Mn弹簧钢中添加铌 元素后, 铁素体转变冷却速率由 9 ℃·s -1降低至 3 ℃·s -1 ,马氏体转变的最小冷却速率由 5 ℃·s -1变 为 3 ℃·s -1 , 可见铌在推迟铁素体和珠光体的转变 的同时,降低了马氏体转变的冷却速率 . 合金元素对先共析铁素体的析出具有明显的影 响.先共析铁素体的形核和长大过程中, 碳原子从 γ/α相界面向奥氏体扩散, 是先共析铁素体形核和 长大的控制因素 [ 10] .由于铌为强碳化物形成元素, 溶于奥氏体后 ,提高了碳在奥氏体中的扩散激活能, 降低了碳在奥氏体中的扩散速率 , 减慢了先共析铁 素体的形核和长大速度 ,抑制了铁素体的析出. · 1565·

。1566 北京科技大学学报 第32卷 40m 404m 40 um d 40 um 角.40um 图21试验钢连续铃却过程中不同冷却速率时的显微组织.(a)1℃·-：(b)2℃·一！(93℃·：（山5℃·~！(99℃·~1 Fig 2 Microstrcturesof1=experm ental steel atdifferent cooling rats n he cont nuous cooling process (a)1'C.(b)2C.(c)3C ·s(d山5℃.s5(99℃.s1 (c 40 um 40m 40m 40m 40m 图32武验钢连续冷却过程中不同冷却速率时的显微组织（两1℃·~号(b2℃·：(93℃·：（山5℃·s:(99℃·s Fig3 Micosmuces of2exet血nl stee|at different cooling tes n the continuous cooling proce5(利1℃·-4(b)2℃·-4 (9)3℃.-(d5℃.5(99℃.-1 从整体上看，随着冷却速率的增加，1和2武验 16 ·一1”钢先共析铁蜜体含量 800 钢的显微硬度均逐渐升高.当冷却速率超过 2钢先共析铁素体含量 700 ●一钢正收硬度 袋12 5℃·s'时，1试验钢的显微硬度上升幅度增大；当 92“钢显微硬度 600 冷却速率超过3℃·s'时，2试验钢的显微硬度上 500 升幅度增大.这与组织中开始发生马氏体转变并且 体积分数逐渐增多有关.在各个冷却速率下，2试 4 300 验钢的显微硬度均高于1武验钢.原因主要是：① 200 在相同的冷却速率下，2试验钢组织中的铁素体含 2 4 6 1 冷速℃·s) 量小于1试验钢：②在相同的冷却速率下，2试验 图4不同冷却速率下试验钢的组织含量和显微硬度 钢的马氏体体积分数明显高于1试验钢 F 4 Ogan ization contents and microhardhess of the expermental 2.3铌对弹簧钢珠光体形貌的影响 steels at different cooling rates 不同冷却速率下，两个钢种的珠光体形貌的透

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 图 2 1 #试验钢连续冷却过程中不同冷却速率时的显微组织.(a)1℃·s-1 ;(b)2℃·s-1;(c)3℃·s-1 ;(d)5℃·s-1;(e)9℃·s-1 Fig.2 Microstructuresof1#experimentalsteelatdifferentcoolingratesinthecontinuouscoolingprocess:(a)1℃·s-1;(b)2℃·s-1;(c)3℃ ·s-1 ;(d)5℃·s-1;(e)9℃·s-1 图 3 2 #试验钢连续冷却过程中不同冷却速率时的显微组织.(a)1℃·s-1;(b)2℃·s-1 ;(c)3℃·s-1 ;(d)5℃·s-1;(e)9℃·s-1 Fig.3 Microstructuresof2 # experimentalsteelatdifferentcoolingratesinthecontinuouscoolingprocess:(a)1 ℃· s-1;(b)2 ℃· s-1; (c)3℃·s-1;(d)5℃·s-1;(e)9℃·s-1 图 4 不同冷却速率下试验钢的组织含量和显微硬度 Fig.4 Organizationcontentsandmicro-hardnessoftheexperimental steelsatdifferentcoolingrates 从整体上看,随着冷却速率的增加 , 1 #和 2 #试验 钢的显微 硬度 均逐 渐升高 .当 冷却速 率超 过 5 ℃·s -1时, 1 #试验钢的显微硬度上升幅度增大;当 冷却速率超过 3 ℃·s -1时 , 2 #试验钢的显微硬度上 升幅度增大.这与组织中开始发生马氏体转变并且 体积分数逐渐增多有关 .在各个冷却速率下, 2 #试 验钢的显微硬度均高于 1 #试验钢.原因主要是:① 在相同的冷却速率下, 2 #试验钢组织中的铁素体含 量小于 1 #试验钢 ;②在相同的冷却速率下, 2 #试验 钢的马氏体体积分数明显高于 1 #试验钢. 2.3 铌对弹簧钢珠光体形貌的影响 不同冷却速率下 ,两个钢种的珠光体形貌的透 · 1566·

第12期 肖金福等：铌对中碳SM系弹簧钢珠光体相变行为的影响 1567 射电镜照片见图51试验钢在冷却速率为1℃。s11℃·s'时，片层间距约为135m四当冷却速率为 时，片层间距约为155四当冷却速率为2℃·s1 2℃。s'时，片层间距约为98m添加微量铌，能显 时，片层间距约为120四2试验钢在冷却速率为 著细化珠光体片层间距. 1 um I um 1 gm 0.5m 图5试验钢不同冷却速率时珠光体片层形貌.（两1F1℃·：(b)1:2℃·：(92#1℃·s1(山2：2℃s1 Fig5 Micostucures of pearlite na in the investi讴aed stees atdifferent cooling rate5(a)1节1℃.-4(b)1片2℃，女4(92#1℃ ·s:(d山2#2℃. 如上所述，1试验钢中添加微量铌在共析分解 弯曲，渗碳体片开始断开.这是因为渗碳体片的形 时，作为强碳化物形成元素的铌，与碳有很强的亲和 状取决于界面能2-.铌会置换渗碳体中部分铁 力，阻碍碳原子的扩散，使得共析碳化物的形成变得 而形成合金渗碳体，使渗碳体的点阵常数发生一定 困难，推迟了珠光体的相变，降低了珠光体的相变温 的变化。与铁素体的错配度增加，改变了铁素体和渗 度，提高了相变的过冷度.过冷度是决定珠光体片 碳体之间的界面能，使之变得不规则. 层间距的最主要因素，片层间距大小与过冷度成反 中碳弹簧钢以珠光体组织为主，珠光体中渗碳 比，过冷度增加，珠光体片层间距变细.因此，铌的 体片的状态对塑性会产生影响.当珠光体片层间距 添加会细化珠光体的片层间距. 小时，渗碳体片很薄，在外力作用下，比较容易滑移 另外，过冷奥氏体中的“贫碳区”和“富碳区”是 变形，也容易弯曲.同时，渗碳体片薄时，对铁素体 珠光体共析分解的一个必要条件，奥氏体在一定过 的割裂作用较小，基体的塑性变形能力增强，珠光体 冷度下，在贫碳区形成铁素体片，在富碳区形成渗碳 片层间距的减小，特别是渗碳体片的细化，有利于钢 体片，构建成珠光体片川.过冷奥氏体中的“贫碳 材韧塑性的提高. 区”和“富碳区”变窄，导致铁素体和渗碳体片变薄， 2.4铌析出物分析 从而也细化了珠光体片层间距 图6为冷却速率为2℃。s时铌的碳化物析出 从珠光体形貌上看，1试验钢中的铁素体片与 情况.经标定衍射谱计算，和分别对应面间 渗碳体片界面光滑、平直，而2试验钢中的渗碳体 距4=0.153md=0.219m和g=0.267四对 片形状不规则，铁素体片与渗碳体片的界面出现了 照PDF卡片，王/F=1.431中=90，确定析出物 (a (b) (c) 22 0.2m 0.24m 图62试验钢连续冷却过程中碳化铌TM照片.（两暗场：(b明场：（衔射花样 Fig 6 TEM mages of NbC n2 expermental steel in the contnuous coo ling process a daik fiel mage (b)brght fieH mage c)diffraction Pattems

第 12期 肖金福等:铌对中碳 Si--Mn系弹簧钢珠光体相变行为的影响 射电镜照片见图 5.1 #试验钢在冷却速率为 1℃·s -1 时 ,片层间距约为 155 nm;当冷却速率为 2 ℃·s -1 时 ,片层间距约为 120 nm.2 #试验钢在冷却速率为 1 ℃·s -1时,片层间距约为 135 nm;当冷却速率为 2 ℃·s -1时,片层间距约为 98 nm.添加微量铌 ,能显 著细化珠光体片层间距 . 图 5 试验钢不同冷却速率时珠光体片层形貌.(a)1 #, 1℃·s-1 ;(b)1 #, 2℃·s-1 ;(c)2 #, 1℃·s-1;(d)2 #, 2℃·s-1 Fig.5 Microstructuresofpearlitelaminateintheinvestigatedsteelsatdifferentcoolingrates:(a)1#, 1℃·s-1;(b)1 #, 2℃·s-1;(c)2 #, 1℃ ·s-1 ;(d)2 #, 2℃·s-1 如上所述, 1 #试验钢中添加微量铌, 在共析分解 时 ,作为强碳化物形成元素的铌 ,与碳有很强的亲和 力 ,阻碍碳原子的扩散 ,使得共析碳化物的形成变得 困难, 推迟了珠光体的相变 ,降低了珠光体的相变温 度 ,提高了相变的过冷度.过冷度是决定珠光体片 层间距的最主要因素, 片层间距大小与过冷度成反 比 ,过冷度增加, 珠光体片层间距变细.因此 , 铌的 添加会细化珠光体的片层间距 . 另外,过冷奥氏体中的 “贫碳区”和 “富碳区 ”是 珠光体共析分解的一个必要条件, 奥氏体在一定过 冷度下 ,在贫碳区形成铁素体片 ,在富碳区形成渗碳 体片, 构建成珠光体片 [ 11] .过冷奥氏体中的 “贫碳 区 ”和“富碳区”变窄, 导致铁素体和渗碳体片变薄 , 从而也细化了珠光体片层间距 . 图 6 2 #试验钢连续冷却过程中碳化铌 TEM照片.(a)暗场;(b)明场;(c)衍射花样 Fig.6 TEMimagesofNbCin2 #experimentalsteelinthecontinuouscoolingprocess:(a)dark-fieldimage;(b)brightfieldimage;(c)diffraction patterns 从珠光体形貌上看, 1 #试验钢中的铁素体片与 渗碳体片界面光滑、平直, 而 2 #试验钢中的渗碳体 片形状不规则,铁素体片与渗碳体片的界面出现了 弯曲 ,渗碳体片开始断开 .这是因为渗碳体片的形 状取决于界面能 [ 12--13] .铌会置换渗碳体中部分铁 而形成合金渗碳体 ,使渗碳体的点阵常数发生一定 的变化,与铁素体的错配度增加, 改变了铁素体和渗 碳体之间的界面能 ,使之变得不规则. 中碳弹簧钢以珠光体组织为主, 珠光体中渗碳 体片的状态对塑性会产生影响.当珠光体片层间距 小时 ,渗碳体片很薄, 在外力作用下 , 比较容易滑移 变形 , 也容易弯曲.同时, 渗碳体片薄时 ,对铁素体 的割裂作用较小,基体的塑性变形能力增强 ,珠光体 片层间距的减小,特别是渗碳体片的细化,有利于钢 材韧塑性的提高. 2.4 铌析出物分析 图 6为冷却速率为 2 ℃·s -1时铌的碳化物析出 情况 .经标定衍射谱计算 , r1 、r2 和 r3分别对应面间 距 d1 =0.153 nm、d2 =0.219 nm和 d3 =0.267 nm, 对 照 PDF卡片 , r2 /r1 =1.431, =90°, 确定析出物 · 1567·

。1568 北京科技大学学报 第32卷 为NbC duction process siuation of pring steel Met Prod 2009 35(3) 固溶到奥氏体中的铌会在随后的变形和冷却过 3 (申勇，申斌吴静等.弹簧钢的技术发展及生产工艺现状. 程中析出碳化铌.2试验钢在850℃变形时，变形温 金属制品，200935(3)：22) 度较低，变形速率较大，奥氏体晶粒内会形成大量的 [3 MaM T ShiM E Advanced high stength steel and it sapplica 位错、变形带和亚结构等缺陷.这些缺陷为碳化铌 tions in autondbile ndustry Iron Steel 2004 39(7):68 的析出提供了有利的场所，变形对析出起了诱导 (马鸣图ShiM F先进的高强度钢及其在汽车工业中的应 作用. 用.钢铁200439(7：⑧) 碳化铌的析出位置为珠光体中的铁素体片层 [4 Fu JY The latest devepiment of h qualit special stee is pr auto parts Autom Eng 2009 31(5):407 内、珠光体球团边界和位错处.通常，在变形奥氏体 (付俊岩.汽车零部件用高品质特殊钢技术的最新发展汽车 中，大角度晶界或晶界处位错是析出物优先形核的 工程200931(5)片407) 地点.碳化铌的颗粒直径为10~15四形状为 【)DeAdoA」Niobim n modem steels htMa terRey200348 近似球形，比通常形变诱导析出的碳化铌尺寸略大， (64371 这可能是因为变形后冷却速率较低，碳化铌有充分 I6 Heimann WE Oakwood TG Kmuss G Continuous heat teat ment of aummotive suspensin spring steels//Fundamenta ls and 的时间长大，造成了碳化铌的粗化. Applicatians ofMicxalkving Forging Stees GoHen 199 431 碳化铌的析出，一方面可以阻止弹簧钢热处理 7 HongG H Y ang SH Xiao B et a]Sitation and deve kpm ent 奥氏体化时的晶粒长大，细化晶粒，提高弹簧的韧 Prospects of spring sel n don estic and abroed Mod Metall 性：另一方面，由于其析出强化作用，也可以提高热 200937(141 处理后弹簧的强度.由此可见，铌的细晶作用和析 (洪国华，杨顺虎背波，等.国内外弹簧钢的生产现状和发 展前景.现代治金200937(1,1) 出强化作用能够大大提高弹簧钢的综合性能。 I8 Toshmitsu K Yutaka K Nibitm in micpalbyed engineering 3结论 seels wire rods and case carburized prducty/htema tional Sym posium on Niobim 2001.O randg 2001 801 (1)添加微量铌，改变珠光体相变特征，推迟了 【身Narin K Physical chem isty of the groups IVa(TiZ双Va(V 弹簧钢的相变.在冷却速率为2℃。s时，珠光体相 Nb Ta)and the rare earh ekments in stee.l SIJ Int 1975 (15)145 变开始温度被推迟约20℃；铁素体转变冷却速率由 10 XaoG H W ang FM LiC B et a]Cantinuous cooling tans 9℃·s降低至3℃·s:马氏体转变的最小冷却速 omaton of Nb-Vm icroa lbyed high stength hull stee]J Univ 率由5℃。s变为3℃。1 SciTechnol Beiing 2008 30(5)495 (2)添加微量铌，能显著细化珠光体组织，改变 (背国华，王福明，李长荣，等.铌钒微合金化高强度船板钢 珠光体形貌.在冷却速率为1℃·s时，珠光体片层 的连续冷却转变规律.北京科技大学学报。200830(5， 间距由155m细化为135g冷却速率为2℃·s1 495) [11]Li ZC The renewal of nuc katin_grov th theory of pearlite J 时，珠光体片层间距由120细化为98四渗碳体 Imer Mongolia Un iv Sci Technol 2007 26(4):302 片厚度变薄，出现弯曲、断续. (刘宗昌.珠光体形核一长大理论的更新.内蒙古科技大学学 (3)含铌弹簧钢在850℃变形时发生了NC的 报.200726(4：302) 形变诱导析出，NC的析出位置为珠光体中的铁素 [12 Chen GA YangW Y Guo SZ et al Effect of Nb a the transfomation kinetics of b carbon mangnese)steel during 体片层内、珠光体球团边界和位错处，析出物颗粒直 depom ation of underooled austenite JUnivSci Technol Beiing 径为10~15四形状近似球形. 200613(5,411 13 XueX H Shan YY Zheng L et al Micstucumalcharacter 参考文献 istic of kow cabon m icron lked stee ls produced by themmome [I]XuDX Yn ZD The tendency p hih strength of spring steel chanical controlled Process Ma ter Sci Eng A 2006 438 285 and the effect of albying elments Irn Steel 2004 39(1).67 [14 Yakubtsov A Ponks P Bod JD Micostructure and mechani (徐德样，尹钟大.高强度弹簧钢的发展现状和趋势.钢铁， cal popenies of bainitic bw caton hgh strength plate steels 200439(1:67) Ma ter Sci EngA 2008 480 109 [2 Shen Y Shen B WuJ et al Technopgy deve ppment and po

北 京 科 技 大 学 学 报 第 32卷 为 NbC. 固溶到奥氏体中的铌会在随后的变形和冷却过 程中析出碳化铌 .2 #试验钢在 850℃变形时,变形温 度较低 ,变形速率较大 ,奥氏体晶粒内会形成大量的 位错、变形带和亚结构等缺陷.这些缺陷为碳化铌 的析出提供了有利的场所, 变形对析出起了诱导 作用. 碳化铌的析出位置为珠光体中的铁素体片层 内 、珠光体球团边界和位错处.通常, 在变形奥氏体 中 ,大角度晶界或晶界处位错是析出物优先形核的 地点 [ 14] .碳化铌的颗粒直径为 10 ～ 15 nm, 形状为 近似球形,比通常形变诱导析出的碳化铌尺寸略大 , 这可能是因为变形后冷却速率较低, 碳化铌有充分 的时间长大 ,造成了碳化铌的粗化. 碳化铌的析出, 一方面可以阻止弹簧钢热处理 奥氏体化时的晶粒长大, 细化晶粒, 提高弹簧的韧 性 ;另一方面 ,由于其析出强化作用, 也可以提高热 处理后弹簧的强度.由此可见 , 铌的细晶作用和析 出强化作用能够大大提高弹簧钢的综合性能. 3 结论 (1)添加微量铌 ,改变珠光体相变特征, 推迟了 弹簧钢的相变.在冷却速率为 2℃·s -1时 ,珠光体相 变开始温度被推迟约 20 ℃;铁素体转变冷却速率由 9 ℃·s -1降低至 3 ℃·s -1 ;马氏体转变的最小冷却速 率由 5 ℃·s -1变为 3 ℃·s -1 . (2)添加微量铌 ,能显著细化珠光体组织 ,改变 珠光体形貌 .在冷却速率为 1 ℃·s -1时,珠光体片层 间距由 155nm细化为 135 nm;冷却速率为 2 ℃·s -1 时 ,珠光体片层间距由 120 nm细化为 98 nm;渗碳体 片厚度变薄 ,出现弯曲 、断续. (3)含铌弹簧钢在 850 ℃变形时发生了 NbC的 形变诱导析出, NbC的析出位置为珠光体中的铁素 体片层内、珠光体球团边界和位错处 ,析出物颗粒直 径为 10 ～ 15 nm, 形状近似球形 . 参 考 文 献 [ 1] XuDX, YinZD.Thetendencytohighstrengthofspringsteel andtheeffectofalloyingelements.IronSteel, 2004, 39(1):67 (徐德祥, 尹钟大.高强度弹簧钢的发展现状和趋势.钢铁, 2004, 39(1):67) [ 2] ShenY, ShenB, WuJ, etal.Technologydevelopmentandpro￾ductionprocesssituationofspringsteel.MetProd, 2009, 35(3): 22 (申勇, 申斌, 吴静, 等.弹簧钢的技术发展及生产工艺现状. 金属制品, 2009, 35(3):22) [ 3] MaMT, ShiMF.Advancedhighstrengthsteelandit' sapplica￾tionsinautomobileindustry.IronSteel, 2004, 39(7):68 (马鸣图, ShiMF.先进的高强度钢及其在汽车工业中的应 用.钢铁, 2004, 39(7):68) [ 4] FuJY.Thelatestdevelopmentofhighqualityspecialsteelsfor autoparts.AutomEng, 2009, 31(5):407 (付俊岩.汽车零部件用高品质特殊钢技术的最新发展.汽车 工程, 2009, 31(5):407) [ 5] DeArdoAJ.Niobiuminmodernsteels.IntMaterRev, 2003, 48 (6):371 [ 6] HeitmannWE, OakwoodTG, KraussG.Continuousheattreat￾mentofautomotivesuspensionspringsteels∥Fundamentalsand ApplicationsofMicroalloyingForgingSteels.Golden, 1996:431 [ 7] HongGH, YangSH, XiaoB, etal.Situationanddevelopment prospectsofspringsteelindomesticandabroad.ModMetall, 2009, 37(1):1 (洪国华, 杨顺虎, 肖波, 等.国内外弹簧钢的生产现状和发 展前景.现代冶金, 2009, 37(1):1) [ 8] ToshimitsuK, YutakaK.Niobium inmicroalloyedengineering steels, wirerodsandcasecarburizedproducts∥InternationalSym￾posiumonNiobium2001.Orlando, 2001:801 [ 9] NaritaK.PhysicalchemistryofthegroupsIVa(Ti, Zr), Va(V, Nb, Ta)andtherareearthelementsinsteel.ISIJInt, 1975 (15):145 [ 10] XiaoGH, WangFM, LiCR, etal.Continuouscoolingtrans￾formationofNb-V-microalloyedhigh-strengthhullsteel.JUniv SciTechnolBeijing, 2008, 30(5):495 (肖国华, 王福明, 李长荣, 等.铌钒微合金化高强度船板钢 的连续冷却转变规律.北京科技大学学报, 2008, 30(5): 495) [ 11] LiuZC.Therenewalofnucleation-growththeoryofpearlite.J InnerMongoliaUnivSciTechnol, 2007, 26(4):302 (刘宗昌.珠光体形核-长大理论的更新.内蒙古科技大学学 报, 2007, 26(4):302) [ 12] ChenGA, YangW Y, GuoSZ, etal.EffectofNbonthe transformationkineticsoflowcarbon(manganese)steelduring deformationofundercooledaustenite.JUnivSciTechnolBeijing, 2006, 13(5):411 [ 13] XueXH, ShanYY, ZhengL, etal.Microstructuralcharacter￾isticoflowcarbonmicroalloyedsteelsproducedbythermo-me￾chanicalcontrolledprocess.MaterSciEngA, 2006, 438:285 [ 14] YakubtsovA, PoruksP, BoydJD.Microstructureandmechani￾calpropertiesofbainiticlowcarbonhighstrengthplatesteels. MaterSciEngA, 2008, 480:109 · 1568·