合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化的影响

工程科学学报，第37卷，第2期：175-179,2015年2月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.2:175-179,February 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.02.006:http://journals.ustb.edu.cn 合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化 的影响 张朝磊”，杨忠2》，孙景宏”，赵海东》，李柏远》，刘雅政四 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)西宁特殊钢集团有限责任公司，西宁810005 ☒通信作者，E-mail:yh@usth.edu.cn 摘要通过研究曲轴用非调质钢奥氏体晶粒长大行为和分析工业生产热轧材的显微组织，探讨合金元素Nh、T和S的组 织细化作用.结果表明：添加质量分数0.027%Nb和0.012%Ti,同时S从0.029%提高到0.046%，加热时间30min时，能够 把奥氏体晶粒粗化温度提高100℃，并明显细化热轧材边部组织.弥散分布、钉扎在奥氏体晶界上的未溶第二相粒子MS和 (Nb,T)(C,N),能够有效抑制奥氏体晶粒的长大.在热加工过程中，合金元素的组织细化作用需要适当的变形制度子以匹 配，才能得以体现 关键词钢合金化：合金元素：奥氏体：晶粒长大：组织细化：曲轴 分类号TG142.1 Effect of alloying elements on austenite grain growth and microstructure refinement in a non-quenched steel for crankshafts ZHANG Chao-ei,YANG Zhong,SUN Jing-hong",ZHAO Hai-dong?,LI Bo-yuan,LIU Ya-zheng 1)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Xining Special Steel Co.,Lid.,Xining 810005,China Corresponding author,E-mail:lyzh@ustb.edu.cn ABSTRACT The microstructural refinement effect of alloying elements Nb,Ti and S was investigated by analyzing austenite grain growth behavior and hot-rolled microstructure in a non-quenched steel for crankshafts.The results show that the austenite grain coarse- ning temperature increases by 100C when the heating time is 30 min,and the microstructure in the hot-rolled bar edge is significantly refined after 0.027%Nb-0.012%Ti microalloying and an increase of S from 0.029%to 0.046%in the steel investigated.The undis- solved second phase particles MnS and (Nb,Ti)(C,N)have a pinning effect on austenite grain boundaries,and then retard the austenite grain growth.Besides,the microstructural refinement effect of the alloying elements needs a suitable deformation schedule. KEY WORDS steel alloying:alloying elements:austenite;grain growth:microstructure refinement:crankshafts 非调质钢具有节能降耗、性能优良、环境友好、成 有较高的强度和良好的韧性口 本低廉等特点和优势，因而得以广泛应用.其第一代 与调质钢相比，非调质钢存在强度有余而韧性 以铁素体一珠光体钢49MnVS3为代表，因韧性差而影 不足的缺点，所以获得高韧性是目前国内外非调质 响了应用：第二代主要有贝氏体型和铁素体一珠光体 钢研究的重点和难点之一·为了满足非调质钢高 两大类，韧性得到改善，应用较广：第三代在20世纪末 强韧性的需求，最直接有效的方法就是细化组织. 提出，低碳、降钒以及复合微合金化是其显著特点，具 Nb、V、Ti等微合金元素可以抑制奥氏体晶粒粗化. 收稿日期：2013-12-10

工程科学学报，第 37 卷，第 2 期: 175--179，2015 年 2 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 2: 175--179，February 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 02． 006; http: / /journals． ustb． edu． cn 合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化 的影响 张朝磊1) ，杨 忠1，2) ，孙景宏1) ，赵海东2) ，李柏远2) ，刘雅政1)  1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 西宁特殊钢集团有限责任公司，西宁 810005  通信作者，E-mail: lyzh@ ustb． edu． cn 摘 要 通过研究曲轴用非调质钢奥氏体晶粒长大行为和分析工业生产热轧材的显微组织，探讨合金元素 Nb、Ti 和 S 的组 织细化作用． 结果表明: 添加质量分数 0. 027% Nb 和 0. 012% Ti，同时 S 从 0. 029% 提高到 0. 046% ，加热时间 30 min 时，能够 把奥氏体晶粒粗化温度提高 100 ℃，并明显细化热轧材边部组织． 弥散分布、钉扎在奥氏体晶界上的未溶第二相粒子 MnS 和 ( Nb，Ti) ( C，N) ，能够有效抑制奥氏体晶粒的长大． 在热加工过程中，合金元素的组织细化作用需要适当的变形制度予以匹 配，才能得以体现． 关键词 钢合金化; 合金元素; 奥氏体; 晶粒长大; 组织细化; 曲轴 分类号 TG142. 1 Effect of alloying elements on austenite grain growth and microstructure refinement in a non-quenched steel for crankshafts ZHANG Chao-lei1) ，YANG Zhong1，2) ，SUN Jing-hong1) ，ZHAO Hai-dong2) ，LI Bo-yuan2) ，LIU Ya-zheng1)  1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Xining Special Steel Co． ，Ltd． ，Xining 810005，China  Corresponding author，E-mail: lyzh@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The microstructural refinement effect of alloying elements Nb，Ti and S was investigated by analyzing austenite grain growth behavior and hot-rolled microstructure in a non-quenched steel for crankshafts． The results show that the austenite grain coarse￾ning temperature increases by 100 ℃ when the heating time is 30 min，and the microstructure in the hot-rolled bar edge is significantly refined after 0. 027% Nb--0. 012% Ti microalloying and an increase of S from 0. 029% to 0. 046% in the steel investigated． The undis￾solved second phase particles MnS and ( Nb，Ti) ( C，N) have a pinning effect on austenite grain boundaries，and then retard the austenite grain growth． Besides，the microstructural refinement effect of the alloying elements needs a suitable deformation schedule． KEY WOＲDS steel alloying; alloying elements; austenite; grain growth; microstructure refinement; crankshafts 收稿日期: 2013--12--10 非调质钢具有节能降耗、性能优良、环境友好、成 本低廉等特点和优势，因而得以广泛应用． 其第一代 以铁素体--珠光体钢 49MnVS3 为代表，因韧性差而影 响了应用; 第二代主要有贝氏体型和铁素体--珠光体 两大类，韧性得到改善，应用较广; 第三代在 20 世纪末 提出，低碳、降钒以及复合微合金化是其显著特点，具 有较高的强度和良好的韧性［1］． 与调质钢相比，非调质钢存在强度有余而韧性 不足的缺点，所以获得高韧性是目前国内外非调质 钢研究的 重 点 和 难 点 之 一． 为 了 满 足 非 调 质 钢 高 强韧性的需 求，最直接有效的方法就是细化组织． Nb、V、Ti 等微合金元素可以抑制奥氏体晶粒粗化．

·176 工程科学学报，第37卷，第2期 张爱文等四研究发现V-T复合微合金化非调质钢 模型5.但是，将奥氏体晶粒粗化行为与实际工业生 适量加Nb后组织细化、韧性上升，晶粒度级别提高 产中的效果进行对比，分析微合金化元素的晶粒细化 1~1.5级.迄今为止，为达到预期的目的，在实际 作用较少.本文通过实验室研究奥氏体晶粒长大行为 工业生产中铌微合金的应用主要有两个方向：一是 和分析工业生产热轧材的显微组织，探讨合金元素在 在中高碳钢(0.2%~0.95%C)中添加0.005%~ 曲轴用非调质钢中的组织细化作用. 0.020%Nb,实现加热过程中抑制奥氏体晶粒粗化 1 实验材料及方法 的目的：二是在低碳钢中(<0.2%C),通过添加较 高含量的Nb,以控制晶粒尺寸和提供析出强化，并 两种曲轴用非调质钢取自国内某特钢厂生产的热 增大工艺窗口，有效实现控轧控冷B.当前和未 轧圆棒材.非调质钢要求具有良好的加工性能，有较 来的产品开发活动将致力于含铌中高碳合金长材 高的S含量m.合金成分如表1所示，其中No.2实验 领域技术进步 钢相较于No.1实验钢不仅添加了0.027%Nb和 目前，对Nb、V和T微合金化钢的奥氏体晶粒粗 0.012%Ti,还把S从0.029%提高到0.046%.实验包 化行为研究很多，且多建立了奥氏体晶粒长大的数学。 括以下两部分 表1实验钢合金成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the investigated steels 编号 Mn P Al Cr Ni Mo Cu Nb Ti No.I 0.38 0.531.500.0210.0290.0070.140.020.01 0.0170.080.0010.003 No.2 0.360.531.470.0150.0460.0060.180.020.010.0150.070.0270.012 (1)奥氏体晶粒粗化实验采用SX-C07102型节 1000℃，奥氏体平均晶粒尺寸从13.0um增大到 能箱式加热炉.试样取自轧材边部，尺寸为6mm× 34.0m,加热温度高于1000℃时奥氏体平均晶粒尺 8mm×8mm,加热温度为800、850、900、950、1000、 寸迅速增大，1250℃时长大到124.0μm.由晶粒粗化 1050、1100、1150、1200和1250℃，加热时间为30min. 温度的定义可知，加热时间30min时，No.1和No.2两 加热后立即水淬.然后制成金相试样，采用光学金相 种实验钢的奥氏体晶粒粗化温度分别为900℃和 显微镜观察奥氏体晶粒，依据GB/T6394一2002“金属 1000℃.粗化温度附近的奥氏体晶粒光学金相如图2 平均晶粒度测定方法”，测定奥氏体晶粒平均尺寸.采 所示.此外，加热温度一定时，No.2实验钢的奥氏体 用ZEISS EVO18扫描电子显微镜分析钉扎在奥氏体 平均晶粒尺寸均小于No.1实验钢.依据图1所示结 晶界处的第二相粒子 果，如果满足用户4~5级的实际晶粒度要求，N0.1和 (2)采用光学显微镜对热轧材横截面显微组织进 No.2实验钢的加热温度需要分别控制在不高于 行分析，并测定显微组织中先共析铁素体网的平均尺 1000℃和1100℃. 寸，以评价组织的细化程度 160 2实验结果与分析 140 Xo.I -0-X2 2.1奥氏体晶粒长大行为 10 从热力学观点看，奥氏体晶粒长大是一种自发的 热激活过程，主要取决于加热温度和保温时间.随着 80 加热温度的提高，奥氏体晶粒变得粗大.温度是促进 60 晶粒长大最积极的因素.而粗大的奥氏体原始晶粒增 40 加了轧制细化奥氏体晶粒的困难，对钢材最终的力学 20F ● 性能不利 实验钢800~1250℃加热30min奥氏体晶粒粗化 8085090095010x01050110011501201250 温度℃ 曲线如图1所示.可以看出：随着加热温度从800℃逐 渐升高到900℃，No.1实验钢奥氏体平均晶粒尺寸从 图1不同温度加热30min后奥氏体品粒粗化曲线 20.6μm缓慢增大到27.9μm,加热温度继续升高，晶 Fig.I Austenite grain coarsening curves at different heating temper- atures for 30 min 粒长大速度明显加快，1250℃时长大到147.8um;而 对于No.2实验钢，随着加热温度从800℃逐渐升高到 钢中含Ti、Nb、V、Al等元素时，形成熔点高、稳定

工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 张爱文等［2］研究发现 V--Ti 复合微合金化非调质钢 适量加 Nb 后组织细化、韧性上升，晶粒度级别提高 1 ～ 1. 5 级． 迄今 为 止，为 达 到 预 期 的 目 的，在 实 际 工业生产中铌微合金的应用主要有两个方向: 一是 在中高碳钢( 0. 2% ～ 0. 95% C) 中添加 0. 005% ～ 0. 020% Nb，实现加热过程中抑制奥氏体晶粒粗化 的目的; 二是在低碳钢中( ＜ 0. 2% C) ，通过添加较 高含量的 Nb，以控制晶粒尺寸和提供析出强化，并 增大工艺窗 口，有 效 实 现 控 轧 控 冷［3--4］． 当 前和 未 来的产品开发活动将致力于含铌中高碳合金长材 领域技术进步． 目前，对 Nb、V 和 Ti 微合金化钢的奥氏体晶粒粗 化行为研究很多，且多建立了奥氏体晶粒长大的数学 模型［5--9］． 但是，将奥氏体晶粒粗化行为与实际工业生 产中的效果进行对比，分析微合金化元素的晶粒细化 作用较少． 本文通过实验室研究奥氏体晶粒长大行为 和分析工业生产热轧材的显微组织，探讨合金元素在 曲轴用非调质钢中的组织细化作用． 1 实验材料及方法 两种曲轴用非调质钢取自国内某特钢厂生产的热 轧圆棒材． 非调质钢要求具有良好的加工性能，有较 高的 S 含量［10］． 合金成分如表 1 所示，其中 No． 2 实验 钢相 较 于 No． 1 实验钢不仅添加了 0. 027% Nb 和 0. 012% Ti，还把 S 从0. 029% 提高到0. 046% ． 实验包 括以下两部分: 表 1 实验钢合金成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the investigated steels % 编号 C Si Mn P S Al Cr Ni Mo N Cu Nb Ti No． 1 0. 38 0. 53 1. 50 0. 021 0. 029 0. 007 0. 14 0. 02 0. 01 0. 017 0. 08 0. 001 0. 003 No． 2 0. 36 0. 53 1. 47 0. 015 0. 046 0. 006 0. 18 0. 02 0. 01 0. 015 0. 07 0. 027 0. 012 ( 1) 奥氏体晶粒粗化实验采用 SX--G07102 型节 能箱式 加 热 炉． 试 样 取 自 轧 材 边 部，尺 寸 为6 mm × 8 mm × 8 mm，加 热 温 度 为 800、850、900、950、1000、 1050、1100、1150、1200 和 1250 ℃，加热时间为 30 min． 加热后立即水淬． 然后制成金相试样，采用光学金相 显微镜观察奥氏体晶粒，依据 GB / T 6394—2002“金属 平均晶粒度测定方法”，测定奥氏体晶粒平均尺寸． 采 用 ZEISS EVO18 扫描电子显微镜分析钉扎在奥氏体 晶界处的第二相粒子． ( 2) 采用光学显微镜对热轧材横截面显微组织进 行分析，并测定显微组织中先共析铁素体网的平均尺 寸，以评价组织的细化程度． 2 实验结果与分析 2. 1 奥氏体晶粒长大行为 从热力学观点看，奥氏体晶粒长大是一种自发的 热激活过程，主要取决于加热温度和保温时间． 随着 加热温度的提高，奥氏体晶粒变得粗大． 温度是促进 晶粒长大最积极的因素． 而粗大的奥氏体原始晶粒增 加了轧制细化奥氏体晶粒的困难，对钢材最终的力学 性能不利． 实验钢 800 ～ 1250 ℃加热 30 min 奥氏体晶粒粗化 曲线如图 1 所示． 可以看出: 随着加热温度从 800 ℃逐 渐升高到 900 ℃，No． 1 实验钢奥氏体平均晶粒尺寸从 20. 6 μm 缓慢增大到 27. 9 μm，加热温度继续升高，晶 粒长大速度明显加快，1250 ℃ 时长大到 147. 8 μm; 而 对于 No． 2 实验钢，随着加热温度从 800 ℃逐渐升高到 1000 ℃，奥氏体平均晶粒尺寸从 13. 0 μm 增 大 到 34. 0 μm，加热温度高于 1000 ℃ 时奥氏体平均晶粒尺 寸迅速增大，1250 ℃ 时长大到 124. 0 μm． 由晶粒粗化 温度的定义可知，加热时间 30 min 时，No． 1 和 No． 2 两 种实验钢的奥氏体晶 粒 粗 化 温 度 分 别 为 900 ℃ 和 1000 ℃ ． 粗化温度附近的奥氏体晶粒光学金相如图 2 所示． 此外，加热温度一定时，No． 2 实验钢的奥氏体 平均晶粒尺寸均小于 No． 1 实验钢． 依据图 1 所示结 果，如果满足用户 4 ～ 5 级的实际晶粒度要求，No． 1 和 No． 2 实验钢的加热温度需要分别控制在不高于 1000 ℃和 1100 ℃ ． 图 1 不同温度加热 30 min 后奥氏体晶粒粗化曲线 Fig． 1 Austenite grain coarsening curves at different heating temper￾atures for 30 min 钢中含 Ti、Nb、V、Al 等元素时，形成熔点高、稳定 · 671 ·

张朝磊等：合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化的影响 177 1001 1X0 100Hm d 100um 100ut 100m 图2不同温度加热30min奥氏体晶粒光学照片.No.1实验钢：(a)850℃：(b)900℃：(c)950℃.No.2实验钢：(d)950℃：(e)1000 ℃：(f01050℃ Fig.20 ptical micrographs of austenite grains at different heating temperatures for30min:steel No.l,(a)850℃，(b)900℃，and(c)gs0℃： steel No.2,(d)950℃，(e)1000℃，and(01050℃ 性强且不易聚集长大的碳化物、氮化物等，其颗粒微 粒度并不指具体的晶粒大小，只表明奥氏体晶粒长大 小，弥散分布，能够在晶界起钉扎作用，阻止晶界移动， 的倾向性.因此，要弄清楚合金元素Nb、Ti和S在非 从而抑制奥氏体晶粒的长大.此外，雍岐龙等四通 调质钢中实际的组织细化作用，还需要分析轧材的显 过薄板坯连铸连轧时夹杂物在奥氏体中形成与控制的 微组织.作为热锻前的坯料，热轧材组织主要是要求 理论分析，结果表明传统的未对夹杂物尺寸进行有效 原始晶粒度，晶粒过细则轧材强度过高从而不利于后 控制的钢中，夹杂物是不可能用于控制奥氏体晶粒长 续热锻成形，晶粒过粗则不利于锻后最终的组织性能 大的：但是在良好控制夹杂物尺寸的基础上，硫化锰可 控制.此外，轧材横截面组织均匀性对热锻成形及最 有效抑制均热态奥氏体晶粒粗化并产生微弱的沉淀强 终的组织性能控制也很重要.因此，期望的热轧材组 化效果.钢中主要夹杂物在奥氏体中的固溶度积公式 织是晶粒度适中、均匀的铁素体和珠光体组织 可由热力学推导或由相关实验测定，其中最典型的 热轧材横截面显微组织和先共析铁素体网平均尺 MnS在奥氏体中的固溶度积公式为国 寸分别如图4和图5所示.可以看出，横截面显微组 1g(Mm·[SJ)=5.02-11625/T (1) 织边部最细，12半径处最粗，心部居中.这主要是由 式中，Mn]和S]分别为处于固溶态的Mn和S元素 不同位置变形量和温度等条件不同造成的.此外， 的质量分数，T为热力学温度(K).将表1中合金成分 No.2实验钢均比No.1实验钢细，但是1/2半径处和心 代入式(1)，可得Mns在No.1和No.2实验钢中的全 部细化的程度较小，边部的细化程度最大，先共析铁素 固溶温度分别为1546℃和1602℃.可见，要使MnS完 体网平均尺寸从60.7m减小到44.3m. 全固溶到奥氏体中是非常困难的 热轧棒材具有边部变形较大，心部变形较小的特 基于上述分析，对奥氏体晶界处的第二相粒子进 点.细化组织的主要方式有设计合理的化学成分、适 行观察与分析，如图3所示.图3(a)为钉扎在No.1实 宜的热变形制度及冷却控制等.李海波团等对钒氮非 验钢奥氏体晶界上的MnS夹杂，长度或直径在1.2~ 调质钢的组织细化研究表明，静态再结晶与V、T微合 3.4um,能谱如图3(b)所示.No.2实验钢奥氏体晶界 金析出相相互竞争、共同细化组织.因此，热加工过程 上，除了观察到MnS夹杂，还观察到(Nb,Ti)(C,N), 中，合金元素的组织细化作用不是无条件的，需要适当 长度3.8um,如图3(c)和图3(d)所示.以上分析表 的变形制度予以匹配，才能得以体现.一方面，可以通 明b、T和S元素的二相粒子对奥氏体晶界的钉扎作 过合理分配变形，采用高温大变形，可以改善变形渗 用使得奥氏体晶粒粗化温度提高了100℃. 透，能够细化组织，并提高横截面组织的均匀性；另一 2.2热轧材显微组织 方面，随着新一代TMCP技术和治金设备设计制造 图2表明两种实验钢都是本质细晶粒钢.本质晶 的发展与进步，如应用于棒材轧机的超快速冷却系统

张朝磊等: 合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化的影响 图 2 不同温度加热 30 min 奥氏体晶粒光学照片． No． 1 实验钢: ( a) 850 ℃ ; ( b) 900 ℃ ; ( c) 950 ℃ ． No． 2 实验钢: ( d) 950 ℃ ; ( e) 1000 ℃ ; ( f) 1050 ℃ Fig． 2 Optical micrographs of austenite grains at different heating temperatures for 30 min: steel No． 1，( a) 850 ℃，( b) 900 ℃，and ( c) 950 ℃ ; steel No． 2，( d) 950 ℃，( e) 1000 ℃，and ( f) 1050 ℃ 性强且不易聚集长大的碳化物、氮化物等，其颗粒微 小，弥散分布，能够在晶界起钉扎作用，阻止晶界移动， 从而抑制奥氏体晶粒的长大［11］． 此外，雍岐龙等［12］通 过薄板坯连铸连轧时夹杂物在奥氏体中形成与控制的 理论分析，结果表明传统的未对夹杂物尺寸进行有效 控制的钢中，夹杂物是不可能用于控制奥氏体晶粒长 大的; 但是在良好控制夹杂物尺寸的基础上，硫化锰可 有效抑制均热态奥氏体晶粒粗化并产生微弱的沉淀强 化效果． 钢中主要夹杂物在奥氏体中的固溶度积公式 可由热力学推导或由相关实验测定，其中最典型的 MnS 在奥氏体中的固溶度积公式为［13］ lg( ［Mn］·［S］) = 5. 02 － 11625 /T． ( 1) 式中，［Mn］和［S］分别为处于固溶态的 Mn 和 S 元素 的质量分数，T 为热力学温度( K) ． 将表 1 中合金成分 代入式( 1) ，可得 MnS 在 No． 1 和 No． 2 实验钢中的全 固溶温度分别为 1546 ℃和 1602 ℃ ． 可见，要使 MnS 完 全固溶到奥氏体中是非常困难的． 基于上述分析，对奥氏体晶界处的第二相粒子进 行观察与分析，如图3 所示． 图3( a) 为钉扎在 No． 1 实 验钢奥氏体晶界上的 MnS 夹杂，长度或直径在 1. 2 ～ 3. 4 μm，能谱如图 3( b) 所示． No． 2 实验钢奥氏体晶界 上，除了观察到 MnS 夹杂，还观察到( Nb，Ti) ( C，N) ， 长度 3. 8 μm，如图 3( c) 和图 3( d) 所示． 以上分析表 明 Nb、Ti 和 S 元素的二相粒子对奥氏体晶界的钉扎作 用使得奥氏体晶粒粗化温度提高了 100 ℃ ． 2. 2 热轧材显微组织 图 2 表明两种实验钢都是本质细晶粒钢． 本质晶 粒度并不指具体的晶粒大小，只表明奥氏体晶粒长大 的倾向性． 因此，要弄清楚合金元素 Nb、Ti 和 S 在非 调质钢中实际的组织细化作用，还需要分析轧材的显 微组织． 作为热锻前的坯料，热轧材组织主要是要求 原始晶粒度，晶粒过细则轧材强度过高从而不利于后 续热锻成形，晶粒过粗则不利于锻后最终的组织性能 控制． 此外，轧材横截面组织均匀性对热锻成形及最 终的组织性能控制也很重要． 因此，期望的热轧材组 织是晶粒度适中、均匀的铁素体和珠光体组织． 热轧材横截面显微组织和先共析铁素体网平均尺 寸分别如图 4 和图 5 所示． 可以看出，横截面显微组 织边部最细，1 /2 半径处最粗，心部居中． 这主要是由 不同位置变形量和温度等条件不同造成的． 此 外， No． 2实验钢均比 No． 1 实验钢细，但是 1 /2 半径处和心 部细化的程度较小，边部的细化程度最大，先共析铁素 体网平均尺寸从 60. 7 μm 减小到 44. 3 μm． 热轧棒材具有边部变形较大，心部变形较小的特 点． 细化组织的主要方式有设计合理的化学成分、适 宜的热变形制度及冷却控制等． 李海波［7］等对钒氮非 调质钢的组织细化研究表明，静态再结晶与 V、Ti 微合 金析出相相互竞争、共同细化组织． 因此，热加工过程 中，合金元素的组织细化作用不是无条件的，需要适当 的变形制度予以匹配，才能得以体现． 一方面，可以通 过合理分配变形，采用高温大变形，可以改善变形渗 透，能够细化组织，并提高横截面组织的均匀性; 另一 方面，随着新一代 TMCP 技术［14］和冶金设备设计制造 的发展与进步，如应用于棒材轧机的超快速冷却系统 · 771 ·

·178 工程科学学报，第37卷，第2期 b 8 5[Mn 2 2 4 6 8101214161820 能量/keV (d) 10 Nb (Nb.Ti(C.N) 81012141618 能量AeV 图3第二相粒子钉扎奥氏体晶界扫描电镜照片和能谱.(a,b)No.1:(c,d)No.2 Fig.3 SEM micrographs showing pinning effect at grain boundaries and EDS spectra:(a,b)No.1:(c,d)No.2 200unt 2001m 200t 2001im 200t 200m 图4热轧材横截面显微组织.No.1实验钢：(a)边部：(b)12半径处：(c)心部.No.2实验钢：()边部：()12半径处：(0心部 Fig.4 Cross-sectional microstructures of hot-rolled bars:steel No.1,(a)edge,(b)radius midpoint,and (c)core:steel No.2,(d)edge,(e) radius midpoint,and (f)core ADCOS-BM,棒材在热轧和冷却过程中，能够对组织进 分布，钉扎在奥氏体晶界上的未溶MnS.No.2实验钢 行有效调控，充分发掘钢材的潜力，实现组织的均匀化 的奥氏体晶粒粗化温度为1000℃.抑制其奥氏体晶粒 和精细化. 长大的第二相粒子是弥散分布、钉扎在奥氏体晶界上 的未溶MnS和(Nb,Ti)(C,N). 3结论 (2)在该曲轴用非调质钢中添加0.027%b和 (1)No.1实验钢的奥氏体晶粒粗化温度为0.012%Ti,同时S从0.029%提高到0.046%，能够把 900℃.抑制其奥氏体晶粒长大的第二相粒子是弥散 奥氏体晶粒粗化温度提高100℃

工程科学学报，第 37 卷，第 2 期 图 3 第二相粒子钉扎奥氏体晶界扫描电镜照片和能谱． ( a，b) No． 1; ( c，d) No． 2 Fig． 3 SEM micrographs showing pinning effect at grain boundaries and EDS spectra: ( a，b) No． 1; ( c，d) No． 2 图 4 热轧材横截面显微组织． No． 1 实验钢: ( a) 边部; ( b) 1 /2 半径处; ( c) 心部． No． 2 实验钢: ( d) 边部; ( e) 1 /2 半径处; ( f) 心部 Fig． 4 Cross-sectional microstructures of hot-rolled bars: steel No． 1，( a) edge，( b) radius midpoint，and ( c) core; steel No． 2，( d) edge，( e) radius midpoint，and ( f) core ADCOS-BM，棒材在热轧和冷却过程中，能够对组织进 行有效调控，充分发掘钢材的潜力，实现组织的均匀化 和精细化． 3 结论 ( 1) No． 1 实 验 钢 的 奥 氏 体 晶 粒 粗 化 温 度 为 900 ℃ ． 抑制其奥氏体晶粒长大的第二相粒子是弥散 分布，钉扎在奥氏体晶界上的未溶 MnS． No． 2 实验钢 的奥氏体晶粒粗化温度为 1000 ℃ ． 抑制其奥氏体晶粒 长大的第二相粒子是弥散分布、钉扎在奥氏体晶界上 的未溶 MnS 和( Nb，Ti) ( C，N) ． ( 2) 在该曲轴用非调质钢中添加 0. 027% Nb 和 0. 012% Ti，同时 S 从 0. 029% 提高到 0. 046% ，能够把 奥氏体晶粒粗化温度提高 100 ℃ ． · 871 ·

张朝磊等：合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化的影响 ·179· 120 (齐亮，赵征志，赵爱民，等.铌对高钢级管线钢中第二相析 110 出与奥氏体晶粒长大行为的影响.北京科技大学学报，2013， -3-N2 35(3)304) 100 [6]Zhang C L,Liu Y Z,Zhou L Y,et al.Secondary hardening, c0 austenite grain coarsening and surface decarburization phenomenon in Nb-bearing spring steel.J lron Steel Res Int,2012,19(3):47 0 7]Li H B,Liu H Y,Chen H.Microstructure refinement in a non-quenched and tempered vanadium nitrogen steel.Trans Mater 50 Heat Treat,2012,33(4):85 (李海波，刘宏玉，陈浩.钒氮非调质钢的组织细化.材科热 处理学报，2012,33(4)：85) 边部 12半径处 心部 [8]Jin GX,Wang F M,Li K F,et al.Austenite grain growth behav- 横截面 ior of a 82B high carbon steel.Trans Mater Heat Treat,2013,34 (7):41 图5热轧材横截面先共析铁素体网平均尺寸 (金桂香，王福明，李克非，等.82B高碳钢奥氏体品粒长大 Fig.5 Average proeutectoid ferrite network size at the cross-ection 行为.材料热处理学报，2013,34(7)：41) of hot-rolled bars Wen YY,Lu S Q,Liu J W,et al.Austenite grain growth behav- (3)添加0.027%Nb和0.012%Ti,同时S从 ior of 300 M alloy steel based on Matlab.Trans Mater Heat Treat, 0.029%提高到0.046%，能够明显细化热轧材边部组 2012,33(9):75 (温余远，鲁世强，刘俊伟，等.基于Matlab的300M钢奥氏 织，而对1/2半径处和心部组织细化作用较小.在热 体晶粒的长大规律.材料热处理学报，2012,33(9)：75) 加工过程中，合金元素的组织细化作用不是无条件的， [10]Yuan YY,Zhang J M,Xiao C,et al.Analysis on central cracks 需要适当的变形制度予以匹配，才能得以体现. in a continuous casting bloom of non-quenched and tempered steel 49MnVS3.J Univ Sci Technol Beijing,2012,34(8):892 参考文献 (苑阳阳，张炯明，肖超，等.49MnVS3非调质钢连铸方坯 [1]Jiang H Q,Huang X L,Huang Z B.Influencing factors and de- 中心裂纹分析.北京科技大学学报，2012,34(8)：892) velopment status of non-quenched tempered steel.Met World, 01] Liu Z C,Ren H P,Wang H Y.Austenite Formation and Pearlite 2013(5):37 Transformation.Beijing:Metallurgical Industry Press,2010 (蒋泓清，黄先亮，黄志兵.非调质钢的性能影响因素与发展 (刘宗昌，任慧平，王海燕.奥氏体形成与珠光体转变.北 现状.金属世界，2013(5)：37) 京：治金工业出版社，2010) Zhang A W,Xu Z,Li Q,et al.Effect of Nb on microstructure 02] Yong Q L,Sun X J,Liu Q Y,et al.Theoretical consideration and properties of non-quenched and tempered steel with V-Ti on formation and control of inclusions in austenite during thin combined addition used for crankshaft./ron Steel,2004,39(6):63 slab concasting and continuous rolling.Spec Steel,2005,26 (张爱文，徐震，李青，等.Nb对V-T复合微合金化曲轴用 (1):1 非调质钢组织性能的影响.钢铁，2004,39(6)：63) (雍岐龙，孙新军，刘清友，等.薄板坯连铸连轧时夹杂物在 3]Jansto S G.Microniobium alloy approach in medium and high 奥氏体中形成与控制的理论考虑.特殊钢，2005,26(1)： carbon steel bar,plate and sheet products.Metall Mater Trans B, 1) 2014,45(2):438 [13]Liu W J,Jonas J J.Calculation of the Ti(C,N)-Ti C2 S2- 4]Matlock DK,Speer JG.Microalloying concepts and application MnS-austenite equilibrium in Ti-bearing steels.Metall Trans A, in long products.Mater Sci Technol,2009,25(9):1118 1989,20(8):1361 [5]Qi L,Zhao ZZ.Zhao A M,et al.Effect of niobium on second [14]Wang G D.Development of the new generation of TMCP technol- phase precipitation and austenite grain growth behavior in high- ogy.China Metall,2012,22(12):1 grade pipeline steel.J Unin Sci Technol Beijing,2013,35(3): (王国栋.新一代TMCP技术的发展.中国治金，2012,22 304 (12):1)

张朝磊等: 合金元素对曲轴用非调质钢奥氏体长大和组织细化的影响 图 5 热轧材横截面先共析铁素体网平均尺寸 Fig． 5 Average proeutectoid ferrite network size at the cross-section of hot-rolled bars ( 3) 添 加 0. 027% Nb 和 0. 012% Ti，同 时 S 从 0. 029% 提高到 0. 046% ，能够明显细化热轧材边部组 织，而对 1 /2 半径处和心部组织细化作用较小． 在热 加工过程中，合金元素的组织细化作用不是无条件的， 需要适当的变形制度予以匹配，才能得以体现． 参 考 文 献 ［1］ Jiang H Q，Huang X L，Huang Z B． Influencing factors and de￾velopment status of non-quenched tempered steel． Met World， 2013( 5) : 37 ( 蒋泓清，黄先亮，黄志兵． 非调质钢的性能影响因素与发展 现状． 金属世界，2013( 5) : 37) ［2］ Zhang A W，Xu Z，Li Q，et al． Effect of Nb on microstructure and properties of non-quenched and tempered steel with V--Ti combined addition used for crankshaft． Iron Steel，2004，39( 6) : 63 ( 张爱文，徐震，李青，等． Nb 对 V--Ti 复合微合金化曲轴用 非调质钢组织、性能的影响． 钢铁，2004，39( 6) : 63) ［3］ Jansto S G． Microniobium alloy approach in medium and high carbon steel bar，plate and sheet products． Metall Mater Trans B， 2014，45( 2) : 438 ［4］ Matlock D K，Speer J G． Microalloying concepts and application in long products． Mater Sci Technol，2009，25( 9) : 1118 ［5］ Qi L，Zhao Z Z，Zhao A M，et al． Effect of niobium on second phase precipitation and austenite grain growth behavior in high￾grade pipeline steel． J Univ Sci Technol Beijing，2013，35 ( 3) : 304 ( 齐亮，赵征志，赵爱民，等． 铌对高钢级管线钢中第二相析 出与奥氏体晶粒长大行为的影响． 北京科技大学学报，2013， 35( 3) : 304) ［6］ Zhang C L，Liu Y Z，Zhou L Y，et al． Secondary hardening， austenite grain coarsening and surface decarburization phenomenon in Nb-bearing spring steel． J Iron Steel Ｒes Int，2012，19( 3) : 47 ［7］ Li H B，Liu H Y，Chen H． Microstructure refinement in a non-quenched and tempered vanadium nitrogen steel． Trans Mater Heat Treat，2012，33( 4) : 85 ( 李海波，刘宏玉，陈浩． 钒氮非调质钢的组织细化． 材料热 处理学报，2012，33( 4) : 85) ［8］ Jin G X，Wang F M，Li K F，et al． Austenite grain growth behav￾ior of a 82B high carbon steel． Trans Mater Heat Treat，2013，34 ( 7) : 41 ( 金桂香，王福明，李克非，等． 82B 高碳钢奥氏体晶粒长大 行为． 材料热处理学报，2013，34( 7) : 41) ［9］ Wen Y Y，Lu S Q，Liu J W，et al． Austenite grain growth behav￾ior of 300 M alloy steel based on Matlab． Trans Mater Heat Treat， 2012，33( 9) : 75 ( 温余远，鲁世强，刘俊伟，等． 基于 Matlab 的 300 M 钢奥氏 体晶粒的长大规律． 材料热处理学报，2012，33( 9) : 75) ［10］ Yuan Y Y，Zhang J M，Xiao C，et al． Analysis on central cracks in a continuous casting bloom of non-quenched and tempered steel 49MnVS3． J Univ Sci Technol Beijing，2012，34( 8) : 892 ( 苑阳阳，张炯明，肖超，等． 49MnVS3 非调质钢连铸方坯 中心裂纹分析． 北京科技大学学报，2012，34( 8) : 892) ［11］ Liu Z C，Ｒen H P，Wang H Y． Austenite Formation and Pearlite Transformation． Beijing: Metallurgical Industry Press，2010 ( 刘宗昌，任慧平，王海燕． 奥氏体形成与珠光体转变． 北 京: 冶金工业出版社，2010) ［12］ Yong Q L，Sun X J，Liu Q Y，et al． Theoretical consideration on formation and control of inclusions in austenite during thin slab concasting and continuous rolling． Spec Steel，2005，26 ( 1) : 1 ( 雍岐龙，孙新军，刘清友，等． 薄板坯连铸连轧时夹杂物在 奥氏体中形成与控制的理论考虑． 特殊钢，2005，26 ( 1) : 1) ［13］ Liu W J，Jonas J J． Calculation of the Ti( Cy N1 － y ) --Ti4 C2 S2-- MnS--austenite equilibrium in Ti-bearing steels． Metall Trans A， 1989，20( 8) : 1361 ［14］ Wang G D． Development of the new generation of TMCP technol￾ogy． China Metall，2012，22( 12) : 1 ( 王国栋． 新一代 TMCP 技术的发展． 中国冶金，2012，22 ( 12) : 1) · 971 ·