Nb-V复合弹簧钢60Si2CrVAT过冷奥氏体连续冷却转变.pdf_大学文库

D0I:10.13374.issn1001-053x.2011.12.007 第33卷第12期北京科技大学学报 Vol.33 No.12 2011年12月 Journal of University of Science and Technology Beijing Dec.2011 Nb-V复合弹簧钢60Si2 CrVAT过冷奥氏体连续冷却转变吴华林12》王福明2》四李长荣》晏轻2)张博2) 1)北京科技大学高效钢铁治金国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学治金与生态工程学院，北京100083 3)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:wangfuming@metall.usth.cdu.cn 摘要利用DL805A淬火变形膨胀仪测定了提速列车用Nb一V复合微合金化弹簧钢60Si2CVAT过冷奥氏体的连续冷却转变曲线，并结合金相-硬度法探讨了不同冷速下实验钢组织的变化，分析了N含量对60Si2CVAT过冷奥氏体的连续冷却转变的影响.结果表明：Nh含量的增加，促进了高温、中温转变，且珠光体转变区间随之变宽，马氏体转变点由284.2℃降低到 258.3℃：铁素体消失的冷速由0.3℃·s提高到0.5℃s,珠光体消失的冷速由2℃·s提高到3℃·s,贝氏体消失的冷速也相应地由3℃·s提高到5℃·s,贝氏体开始出现的冷速由0.4℃s提高到0.6℃g,马氏体出现的冷速同为1℃· s-1 关键词碳钢：弹簧：奥氏体转变：微合金化：微观组织分类号TG151.2;TG151.3 Continuous cooling transformation of under-cooled austenite for Nb-V microal- loyed spring steel 60Si2CrVAT WU Hua--in2,WANG Fu-ming☒，LI Chang-rong》,AN Qing'.,ZHANG Bo 1)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)School of Materials Science and Engineering,University of Seience and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:wangfuming@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The continuous cooling transformation curves of under-eooled austenite in Nb-V microalloyed spring steel 60Si2CrVAT were measured by using a DI805A quenching deformation dilatometer.The microstructure changes of under-cooled austenite in the tested steels at different cooling rates were studied by the metallographic method coupling with the microhardness method.The effect of Nb content on continuous cooling transformation of the tested steels was analyzed.The experimental results show that with the increase in Nb content,the high-temperature and medium-temperature phase transitions were promoted,the range of pearlitic transformation was widened,and the temperature of Ms point decreased from 284.2 C to 258.3 C.The cooling rate for ferrite disappearance increased fom0.3℃s'to0.5℃·s',for pearlite disappearance from2℃s'to3℃s',and for bainite disappearance from3℃slto 5C's.The cooling rate for bainite transformation occurrence increased from 0.4Csto 0.6C.s,while for martensite occur- rence kept the same cooling rate of 1℃·sl. KEY WORDS carbon steel:springs:austenitic transformation:microalloying:microstructure 60Si2 CrVAT是铁道部《铁路货车提速转向架用运行的关键部件之一”.随着铁路运行的第六次提圆柱螺旋弹簧钢供货技术条件》中指定的提速列车速，铁道部对2000年制定的货车转向架弹簧技术条转向架专用弹簧钢，而转向架是提速列车实现高速件进行了修订回，修订后的技术条件对60Si2 CrVAT 收稿日期：2010-10-11 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50874007：51174020)：北京市教有委员会共建项目

第 33 卷第 12 期 2011 年 12 月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 12 Dec． 2011 Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变吴华林1，2) 王福明1，2) 李长荣3) 晏轻1，2) 张博1，2) 1) 北京科技大学高效钢铁冶金国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 3) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn 摘要利用 DIL 805A 淬火变形膨胀仪测定了提速列车用 Nb--V 复合微合金化弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体的连续冷却转变曲线，并结合金相--硬度法探讨了不同冷速下实验钢组织的变化，分析了 Nb 含量对 60Si2CrVAT 过冷奥氏体的连续冷却转变的影响．结果表明: Nb 含量的增加，促进了高温、中温转变，且珠光体转变区间随之变宽，马氏体转变点由 284. 2 ℃降低到 258. 3 ℃ ; 铁素体消失的冷速由 0. 3 ℃·s － 1 提高到 0. 5 ℃·s － 1 ，珠光体消失的冷速由 2 ℃·s － 1 提高到 3 ℃·s － 1 ，贝氏体消失的冷速也相应地由 3 ℃·s － 1 提高到 5 ℃·s － 1 ，贝氏体开始出现的冷速由 0. 4 ℃·s － 1 提高到 0. 6 ℃·s － 1 ，马氏体出现的冷速同为 1 ℃· s － 1 ．关键词碳钢; 弹簧; 奥氏体转变; 微合金化; 微观组织分类号 TG151. 2; TG151. 3 Continuous cooling transformation of under-cooled austenite for Nb-V microalloyed spring steel 60Si2CrVAT WU Hua-lin1，2) ，WANG Fu-ming1，2) ，LI Chang-rong3) ，YAN Qing1，2) ，ZHANG Bo 1，2) 1) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 3) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn ABSTRACT The continuous cooling transformation curves of under-cooled austenite in Nb-V microalloyed spring steel 60Si2CrVAT were measured by using a DIL805A quenching deformation dilatometer． The microstructure changes of under-cooled austenite in the tested steels at different cooling rates were studied by the metallographic method coupling with the microhardness method． The effect of Nb content on continuous cooling transformation of the tested steels was analyzed． The experimental results show that with the increase in Nb content，the high-temperature and medium-temperature phase transitions were promoted，the range of pearlitic transformation was widened，and the temperature of Ms point decreased from 284. 2 ℃ to 258. 3 ℃ ． The cooling rate for ferrite disappearance increased from 0. 3 ℃·s － 1 to 0. 5 ℃·s － 1 ，for pearlite disappearance from 2 ℃·s － 1 to 3 ℃·s － 1 ，and for bainite disappearance from 3 ℃·s － 1 to 5 ℃·s － 1 ． The cooling rate for bainite transformation occurrence increased from 0. 4 ℃·s － 1 to 0. 6 ℃·s － 1 ，while for martensite occurrence kept the same cooling rate of 1 ℃·s － 1 ． KEY WORDS carbon steel; springs; austenitic transformation; microalloying; microstructure 收稿日期: 2010--10--11 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 50874007; 51174020) ; 北京市教育委员会共建项目 60Si2CrVAT 是铁道部《铁路货车提速转向架用圆柱螺旋弹簧钢供货技术条件》中指定的提速列车转向架专用弹簧钢，而转向架是提速列车实现高速运行的关键部件之一［1］．随着铁路运行的第六次提速，铁道部对 2000 年制定的货车转向架弹簧技术条件进行了修订［2］，修订后的技术条件对 60Si2CrVAT DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.12.007

·1464· 北京科技大学学报第33卷钢的力学性能及其他各种指标提出了更高要求，其弹簧钢的力学性能要求.由于目前尚无铁路列车用力学指标调整为R.≥1900MPa,Ra.2≥1700MPa, Nb-V复合弹簧钢60Si2 CrVAT的过冷奥氏体连续 A≥9%，Z≥30%，而目前60Si2 CrVAT弹簧钢普遍冷却转变(CCT)曲线的研究报道，因此本文采用热表现强度不稳定，塑性偏低.采用Nb、V和Ti等元模拟实验技术，测定了三组不同Nb含量实验钢的素的微合金化技术是提高中碳钢的强韧性有效方法连续冷却转变曲线，并分析了不同冷速下转变产物之一同：在钢的强韧化机理中，晶粒细化是改善钢的显微组织，研究了Nb-V复合微合金化对连续冷的强韧性和提高疲劳性能最有效的方法，也是改善却转变过程的影响弹簧钢、非调质钢等的综合性能的重要手段.Nb是其中最有效的细化晶粒的微合金化元素，近年来Nb 1实验材料和方法微合金化技术在中高碳的特殊钢中获得了应用，研 1.1实验材料发了含Nb-V/T复合微合金化特殊钢回.同时，在实验治炼了三炉钢：在60Si2 CrVAT基础成分钢液凝固和高温形变过程中，Nb、V等元素在钢中上，第一炉为内控基体成分，降碳提锰，内控碳在中的固溶和析出，对奥氏体相的成分有强烈的调整作下限，锰、铬在中上限，其余元素不变，以提高韧性；用，对奥氏体的相变分解有强烈调控作用5-) 第二、三炉在第一炉的成分基础上分别添加实验拟在60Si2 CrVAT的基础成分上回，添加 0.028%和0.054%的Nb,利用铌在冷却和高温形变不同含量的Nb,以期利用Nb一V复合微合金化在钢过程中析出细小弥散的X型碳氮化物，以达到不中形成细小弥散分布的碳氮化物的细晶强化和沉淀同细晶强化和沉淀强化效果，提高实验钢的强韧性. 强化作用，改善其强韧性，从而满足提速列车转向架实验钢的化学成分如表1所示. 表1实验钢化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of experimental steels % 实验钢 Si Mn Cr Nb Fe 1 0.56 1.65 0.56 1.20 0.18 0.0050 0.03 0.010 0.007 0.0013 Bal. 24 0.56 1.71 0.58 1.20 0.19 0.028 0.0050 0.03 0.009 0.007 0.0013 Bal. 3 0.56 1.71 0.58 1.20 0.19 0.054 0.00500.040.009 0.0070.0013 Bal. 治炼后的三炉不同Nb含量实验钢，经相同锻下得到的是全部珠光体组织.说明随Nb含量的增造工艺（始锻温度1150℃，终锻温度850℃）和冷却加，实验钢中珠光体比例增加，Nb的加入有促进珠速度（灰冷）锻成中l5mm圆棒试样，其锻后灰冷显光体转变的作用，使其延伸到更大的冷速，抑制了贝微组织如图1所示.由图1可知：1钢在锻后灰冷氏体转变.实验所需试样取锻后Φ15mm圆棒样，经得到的是贝氏体+珠光体混合组织，其中贝氏体、珠机加工成4mm×10mm热膨胀试样，三组钢分别光体含量各占一半；2"实验钢在锻后灰冷组织为少加工一组量的贝氏体+珠光体，3实验钢在锻后灰冷的条件 h 50m 50m 图1不同Nb含量实验钢锻后灰冷显微组织.(a)1实验钢：(b)2实验钢：(c)3实验钢 Fig.1 Microstructures of tested steels after being forged and lime cooled:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)3 steel 1.2实验方法 Thermo-Calc对三种实验钢中Nb、V在奥氏体中的为确定实验钢的加热温度，采用热力学软件固溶规律进行计算，其结果如图2所示.1"实验钢V

北京科技大学学报第 33 卷钢的力学性能及其他各种指标提出了更高要求，其力学指标调整为 Rm≥1 900 MPa，Rp0. 2≥1 700 MPa， A≥9% ，Z≥30% ，而目前 60Si2CrVAT 弹簧钢普遍表现强度不稳定，塑性偏低．采用 Nb、V 和 Ti 等元素的微合金化技术是提高中碳钢的强韧性有效方法之一［3］; 在钢的强韧化机理中，晶粒细化是改善钢的强韧性和提高疲劳性能最有效的方法，也是改善弹簧钢、非调质钢等的综合性能的重要手段． Nb 是其中最有效的细化晶粒的微合金化元素，近年来 Nb 微合金化技术在中高碳的特殊钢中获得了应用，研发了含 Nb--V/Ti 复合微合金化特殊钢［4］．同时，在钢液凝固和高温形变过程中，Nb、V 等元素在钢中的固溶和析出，对奥氏体相的成分有强烈的调整作用，对奥氏体的相变分解有强烈调控作用［5--7］．实验拟在 60Si2CrVAT 的基础成分上［2］，添加不同含量的 Nb，以期利用 Nb--V 复合微合金化在钢中形成细小弥散分布的碳氮化物的细晶强化和沉淀强化作用，改善其强韧性，从而满足提速列车转向架弹簧钢的力学性能要求．由于目前尚无铁路列车用 Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 的过冷奥氏体连续冷却转变( CCT) 曲线的研究报道，因此本文采用热模拟实验技术，测定了三组不同 Nb 含量实验钢的连续冷却转变曲线，并分析了不同冷速下转变产物的显微组织，研究了 Nb--V 复合微合金化对连续冷却转变过程的影响． 1 实验材料和方法 1. 1 实验材料实验冶炼了三炉钢: 在 60Si2CrVAT 基础成分上，第一炉为内控基体成分，降碳提锰，内控碳在中下限，锰、铬在中上限，其余元素不变，以提高韧性; 第二、三炉在第一炉的成分基础上分别添加 0. 028% 和 0. 054% 的 Nb，利用铌在冷却和高温形变过程中析出细小弥散的 MX 型碳氮化物，以达到不同细晶强化和沉淀强化效果，提高实验钢的强韧性．实验钢的化学成分如表 1 所示．表 1 实验钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of experimental steels % 实验钢 C Si Mn Cr V Nb N Al P S O Fe 1# 0. 56 1. 65 0. 56 1. 20 0. 18 — 0. 005 0 0. 03 0. 010 0. 007 0. 001 3 Bal． 2# 0. 56 1. 71 0. 58 1. 20 0. 19 0. 028 0. 005 0 0. 03 0. 009 0. 007 0. 001 3 Bal． 3# 0. 56 1. 71 0. 58 1. 20 0. 19 0. 054 0. 005 0 0. 04 0. 009 0. 007 0. 001 3 Bal．冶炼后的三炉不同 Nb 含量实验钢，经相同锻造工艺( 始锻温度 1 150 ℃，终锻温度 850 ℃ ) 和冷却速度( 灰冷) 锻成 15 mm 圆棒试样，其锻后灰冷显微组织如图 1 所示．由图 1 可知: 1# 钢在锻后灰冷得到的是贝氏体 + 珠光体混合组织，其中贝氏体、珠光体含量各占一半; 2# 实验钢在锻后灰冷组织为少量的贝氏体 + 珠光体，3# 实验钢在锻后灰冷的条件下得到的是全部珠光体组织．说明随 Nb 含量的增加，实验钢中珠光体比例增加，Nb 的加入有促进珠光体转变的作用，使其延伸到更大的冷速，抑制了贝氏体转变．实验所需试样取锻后 15 mm 圆棒样，经机加工成 4 mm × 10 mm 热膨胀试样，三组钢分别加工一组．图 1 不同 Nb 含量实验钢锻后灰冷显微组织 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 1 Microstructures of tested steels after being forged and lime cooled: ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 1. 2 实验方法为确定实验钢的加热温度，采用热力学软件 Thermo-Calc 对三种实验钢中 Nb、V 在奥氏体中的固溶规律进行计算，其结果如图 2 所示． 1# 实验钢 V ·1464·

第12期吴华林等：Nb-V复合弹簧钢60Si2CVAT过冷奥氏体连续冷却转变 ·1465· 的完全固溶温度为1050℃，2"钢Nb、V完全固溶温数量的Nb(C,N)固溶，变成固溶于奥氏体中的度为1260和1210℃，3钢Nb、V完全固溶温度为铌回，同时考虑到温度过高奥氏体晶粒过分粗化， 1360℃和1210℃.为了充分利用铌的物理治金潜以及实验设备实际加热温度限制，三种钢热膨胀试能，必须在热变形之前在足够再加热温度下使一定样的加热温度设定为1150℃. 20 18 (a) (b) 5 (e) 16 20 型20 回 12 15 10 8 10 10 4 5 2 Nh 400600 80010001200140016004006008001000120014001600400600800100120014001600 温度℃ 温度/℃ 温度℃ 图2Nb、V元素在奥氏体中的固溶规律.(a)1#实验钢：(b)2实验钢：(c)3*实验钢 Fig.2 Solid solubility of Nb and V in austenite:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)34 steel 实验在DL805A型淬火变形膨胀仪上进行，采用膨胀法结合金相硬度法网测定实验钢的临界相 1150℃ 变点及CCT曲线.根据YB/T512793钢的临界 5 min 点测定方法（膨胀法）的规定，以180℃·h-1的速率加热至1150℃保温3min,再以180℃·h-1的速率冷 0.06℃s1 至室温，测定相变点AC1,Ac3,Ar1,Ar3·参考相关文 10℃s1 X℃g 献研究结果回，制定了以下模拟实验方案：三组热 10℃s1 膨胀试样以10℃·s-1加热至1150℃后保温5min, 再分别以0.06、0.1、0.2、0.3、0.5、0.7、1.0、1.5、时间min 2.0、3、5和10℃·s1的冷却速度冷至室温，采集温图3测定CCT曲线的实验工艺图度、膨胀量和时间数据，测定实验钢的热膨胀曲线， Fig.3 Schematic diagram of experimental processes for CCT curve measurement 具体工艺路线如图3所示.根据本实验热膨胀仪的测量原理，取不同冷速下圆柱试样的中部制成金相奥氏体化的温度，因而随Nb含量的增加，Ac,和Ac3 试样，研磨抛光后，经4%硝酸酒精溶液侵蚀，在略微有所提高.对Ar,和Ar3而言，主要是由于Nb 9XB-P℃正置金相显微镜下观察显微组织特征，并含量增加，使得固溶在奥氏体中的Nb含量也相应结合LEICA VMHT30M显微维氏硬度计（载荷1.96 增加，从而进一步增加了奥氏体的稳定性，使得Y→ N,载荷时间20s)对试样内各组织硬度进行测定，来 α转变温度降低.合金元素降低Ms点，主要在于它判定显微组织类型们降低奥氏体的化学自由能或提高马氏体的化学自由能，即减少了二者之间的差值，故随合金元素 2实验结果与分析含量的增加，Ms三点不断下降.此外，原始晶粒越 2.1实验钢相变点细小，Ms点温度也越低. 三组实验钢的加热和冷却过程相变点温度测定表2实验钢的相变点温度结果如表2所示.由表2可知：随Nb含量的增加， Table 2 Phase transformation temperatures of experimental steels C Ac,和Ac3略微提高，Ar1、Ar和Ms均降低.对于AC1 实验钢 Act Acs Ars Ms 和AC3而言，由于Nb是缩小奥氏体相区的铁素体形 1# 778.8 817.6 745.3 781.4 284.2 成元素，将使A和A,点温度升高O;另外，Nb、V等 2# 783.6 822.8 734.1 773.3 266.7 碳化物形成元素可提高碳在奥氏体中的扩散激活 3# 785.3 832.5 729.7 767.2 258.3 能，对奥氏体的形成有一定的阻碍作用，提高了完全

第 12 期吴华林等: Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变的完全固溶温度为 1 050 ℃，2# 钢 Nb、V 完全固溶温度为 1 260 和 1 210 ℃，3# 钢 Nb、V 完全固溶温度为 1 360 ℃和 1 210 ℃ ．为了充分利用铌的物理冶金潜能，必须在热变形之前在足够再加热温度下使一定数量的 Nb ( C，N) 固溶，变成固溶于奥氏体中的铌［4］，同时考虑到温度过高奥氏体晶粒过分粗化，以及实验设备实际加热温度限制，三种钢热膨胀试样的加热温度设定为 1 150 ℃ ．图 2 Nb、V 元素在奥氏体中的固溶规律 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 2 Solid solubility of Nb and V in austenite: ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 实验在 DIL 805A 型淬火变形膨胀仪上进行，采用膨胀法结合金相硬度法［8］测定实验钢的临界相变点及 CCT 曲线．根据 YB /T 5127—93 钢的临界点测定方法( 膨胀法) 的规定，以 180 ℃·h － 1 的速率加热至 1150 ℃保温 3 min，再以 180 ℃·h － 1 的速率冷至室温，测定相变点 Ac1，Ac3，Ar1，Ar3 ．参考相关文献研究结果［9］，制定了以下模拟实验方案: 三组热膨胀试样以 10 ℃·s － 1 加热至 1 150 ℃ 后保温 5 min，再分别以 0. 06、0. 1、0. 2、0. 3、0. 5、0. 7、1. 0、1. 5、 2. 0、3、5 和 10 ℃·s － 1 的冷却速度冷至室温，采集温度、膨胀量和时间数据，测定实验钢的热膨胀曲线，具体工艺路线如图 3 所示．根据本实验热膨胀仪的测量原理，取不同冷速下圆柱试样的中部制成金相试样，研磨抛光后，经 4% 硝酸酒精溶液侵蚀，在 9XB--PC 正置金相显微镜下观察显微组织特征，并结合 LEICA VMHT 30M 显微维氏硬度计( 载荷 1. 96 N，载荷时间 20 s) 对试样内各组织硬度进行测定，来判定显微组织类型． 2 实验结果与分析 2. 1 实验钢相变点三组实验钢的加热和冷却过程相变点温度测定结果如表 2 所示．由表 2 可知: 随 Nb 含量的增加， Ac1和 Ac3略微提高，Ar1、Ar3和 Ms 均降低．对于 Ac1 和 Ac3而言，由于 Nb 是缩小奥氏体相区的铁素体形成元素，将使 A3和 A1点温度升高［10］; 另外，Nb、V 等碳化物形成元素可提高碳在奥氏体中的扩散激活能，对奥氏体的形成有一定的阻碍作用，提高了完全图 3 测定 CCT 曲线的实验工艺图 Fig． 3 Schematic diagram of experimental processes for CCT curve measurement 奥氏体化的温度，因而随 Nb 含量的增加，Ac1和 Ac3 略微有所提高．对 Ar1 和 Ar3 而言，主要是由于 Nb 含量增加，使得固溶在奥氏体中的 Nb 含量也相应增加，从而进一步增加了奥氏体的稳定性，使得!→ α 转变温度降低．合金元素降低 Ms 点，主要在于它们降低奥氏体的化学自由能或提高马氏体的化学自由能，即减少了二者之间的差值［11］，故随合金元素含量的增加，Ms 三点不断下降．此外，原始晶粒越细小，Ms 点温度也越低．表 2 实验钢的相变点温度 Table 2 Phase transformation temperatures of experimental steels ℃ 实验钢 Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 Ms 1# 778. 8 817. 6 745. 3 781. 4 284. 2 2# 783. 6 822. 8 734. 1 773. 3 266. 7 3# 785. 3 832. 5 729. 7 767. 2 258. 3 ·1465·

·1466 北京科技大学学报第33卷 2.2实验钢的CCT曲线 CCT曲线，如图4所示.由图4可知，三种实验钢均根据不同冷却速度膨胀曲线上的拐点，采用切经过高温(550~750℃)、中温(350~550℃)和低温线法并结合金相硬度法来判断不同冷速得到的钢中 (200~300℃)三个相变区域，相应的相变产物分别组织变化情况，确定不同冷速下实际相变温度，将相为先共析铁素体和珠光体、贝氏体和马氏体.三种变点用坐标的形式绘制到温度一时间半对数坐标实验钢CCT曲线均显著偏右，且珠光体和贝氏体转上，再利用Origin7.5软件将将各相变开始点和相变区间呈分离. 变结束点绘成圆滑曲线，即得到三种实验钢静态由图4分析对比三组实验钢的CCT曲线高、中 1200 1200 创 b 1000 1000 800Ac-78.8℃ 800Ac,783.6℃ 600 600 400 Ms,2842℃ 400 M.266.7℃ 200 200 冷速/心·s 冷速/心与4 0 0 109 10 10P 109 10 109 0101 102 103 104 10 时间/s 时间/s 1200 (c) 1000 8004c,783.6℃ 600 400 M5,258.3℃ 200 冷速℃·s 0 0P 10 102 103 10 10° 时间/s 图4实验钢在1150℃奥氏体化的CCT曲线.(a)1“实验钢：(b)2*实验钢：(c)3*实验钢 Fig.4 CCT curves of tested steels after austenitization at 1150C:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)3%steel 和低温转变可知：1·、2"和3实验钢分别在0.3℃· 2可知，在本实验奥氏体化温度1150℃下，2"、3实 s1、0.3℃s和0.5℃·s1冷速时无铁素体转变：验钢中仅能固溶质量分数为0.0083%，0.0096%的 1"、2钢在冷速大于0.5℃·s时有贝氏体转变发 Nb,大部分Nb是以碳氮化物形式存在，能有效细化生，而3"钢在冷速大于0.7℃·s1才出现明显贝氏奥氏体晶粒，并可作为奥氏体分解转变时珠光体转体；三组实验钢开始出现马氏体的冷速则同为1℃· 变的有效晶核，同时伴随合金渗碳体的形成使固溶 s1;1"实验钢在冷速大于1.5℃s1时珠光体消失，于奥氏体中的碳和铌比实际减小，从而增大了转变冷速大于2℃·s已无贝氏体转变，而2"、3钢在冷驱动力，促进了高温铁素体和珠光体转变的进行，并速大于2℃·s时珠光体转变消失，冷速大于3℃· 提高了转变温度.二是由于当奥氏体中含有Nb、V s贝氏体转变消失；从转变区大小来看，随Nb含量和T等易形成强碳化物的元素时，在奥氏体分解的增加，铁素体转变区域变窄，这主要是由于Nb含时，应形成特殊碳化物或合金渗碳体(Fe,M),C, 量增加使得珠光体开始转变温度升高，而转变结束由于其系统自由焓更低、更稳定，过冷奥氏体共析温度降低，分解时直接形成铁素体+特殊碳化物的有机结合通过对比分析可以看出，随Nb含量的增加，促体，而不是铁素体+渗碳体的共析体☒，故而提高进了实验钢的高温、中温转变.这主要是有以下两珠光体转变成核率，加速共析转变.同时，伴随珠方面原因.一方面，铌在高温下仍然难以固溶，由图光体形成时合金渗碳体的沉淀，使得Y/α界面奥

北京科技大学学报第 33 卷 2. 2 实验钢的 CCT 曲线根据不同冷却速度膨胀曲线上的拐点，采用切线法并结合金相硬度法来判断不同冷速得到的钢中组织变化情况，确定不同冷速下实际相变温度，将相变点用坐标的形式绘制到温度--时间半对数坐标上，再利用 Origin 7. 5 软件将将各相变开始点和相变结束点绘成圆滑曲线，即得到三种实验钢静态 CCT 曲线，如图 4 所示．由图 4 可知，三种实验钢均经过高温( 550 ～ 750 ℃ ) 、中温( 350 ～ 550 ℃ ) 和低温 ( 200 ～ 300 ℃ ) 三个相变区域，相应的相变产物分别为先共析铁素体和珠光体、贝氏体和马氏体．三种实验钢 CCT 曲线均显著偏右，且珠光体和贝氏体转变区间呈分离．由图 4 分析对比三组实验钢的 CCT 曲线高、中图 4 实验钢在 1 150 ℃奥氏体化的 CCT 曲线 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 4 CCT curves of tested steels after austenitization at 1 150 ℃ : ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 和低温转变可知: 1# 、2# 和 3# 实验钢分别在 0. 3 ℃· s － 1 、0. 3 ℃·s － 1 和 0. 5 ℃·s － 1 冷速时无铁素体转变; 1# 、2# 钢在冷速大于 0. 5 ℃·s － 1 时有贝氏体转变发生，而 3# 钢在冷速大于 0. 7 ℃·s － 1 才出现明显贝氏体; 三组实验钢开始出现马氏体的冷速则同为 1 ℃· s － 1 ; 1# 实验钢在冷速大于 1. 5 ℃·s － 1 时珠光体消失，冷速大于 2 ℃·s － 1 已无贝氏体转变，而 2# 、3# 钢在冷速大于 2 ℃·s － 1 时珠光体转变消失，冷速大于 3 ℃· s － 1 贝氏体转变消失; 从转变区大小来看，随 Nb 含量的增加，铁素体转变区域变窄，这主要是由于 Nb 含量增加使得珠光体开始转变温度升高，而转变结束温度降低．通过对比分析可以看出，随 Nb 含量的增加，促进了实验钢的高温、中温转变．这主要是有以下两方面原因．一方面，铌在高温下仍然难以固溶，由图 2 可知，在本实验奥氏体化温度 1 150 ℃ 下，2# 、3# 实验钢中仅能固溶质量分数为 0. 008 3% ，0. 009 6% 的 Nb，大部分 Nb 是以碳氮化物形式存在，能有效细化奥氏体晶粒，并可作为奥氏体分解转变时珠光体转变的有效晶核，同时伴随合金渗碳体的形成使固溶于奥氏体中的碳和铌比实际减小，从而增大了转变驱动力，促进了高温铁素体和珠光体转变的进行，并提高了转变温度．二是由于当奥氏体中含有 Nb、V 和 Ti 等易形成强碳化物的元素时，在奥氏体分解时，应形成特殊碳化物或合金渗碳体( Fe，M) 3 C，由于其系统自由焓更低、更稳定，过冷奥氏体共析分解时直接形成铁素体 + 特殊碳化物的有机结合体，而不是铁素体 + 渗碳体的共析体［12］，故而提高珠光体转变成核率，加速共析转变．同时，伴随珠光体形成时合金渗碳体的沉淀，使得 ! /α 界面奥 ·1466·

第 12 期吴华林等: Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变氏体一侧的局部碳浓度下降［13］，从而增加了转变驱动力，促进了贝氏体转变，因此 Nb 含量提高也促进了高温、中温转变，与实验钢锻后组织对比情况一致．图 5 1# 实验钢在不同冷速下的显微组织 . ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 Fig． 5 Microstructures of 1# steel obtained at different cooling rates: ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 对于马氏体转变，三种实验钢马氏体开始出现的冷速均为 1 ℃·s － 1 ，但三者 Ms 点温度区间依次降低，并且均随冷速的减小马氏体开始转变温度逐渐降低，所以 Ms 线表现为向右下倾斜．这是由于在亚共析钢中［11］，先共析铁素体的析出和贝氏体转变使周围奥氏体形成富碳，从而导致 Ms 点随冷速减小而降低． 2. 3 不同冷速下实验钢显微组织图 5 ～图 7 分别为 1# 、2# 和 3# 实验钢经不同冷速冷却至室温的显微组织照片．在冷却速度为 0. 06 ℃·s － 1 时，三种实验钢组织接近平衡态组织，均为白色网状铁素体 + 珠光体组织，白色网状铁素体轮廓清晰可见．当冷速为 0. 1 ℃·s － 1 时，三种实验钢均为粗大珠光体球团 + 少量网状铁素体，铁素体量明显减少，铁素体呈断续网状分布; 当冷速继续增大至 0. 2 ℃·s － 1 时，1# 、2# 实验钢中已分辨不清明显的铁素体形貌，只有少量残余铁素体，而 3# 钢中还可观察到少量铁素体; 当冷速进一步增大到 0. 3 ℃·s －1 ·1467·

北京科技大学学报第 33 卷图 6 2# 实验钢在不同冷速下的显微组织 . ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 Fig． 6 Microstructures of 2# steel obtained at different cooling rates: ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 时，1# 、2# 实验钢全部为珠光体类组织，组织更加细小，而 3# 实验钢中仍有隐约可见的细小沿晶铁素体．随冷速由 0. 1 ℃·s － 1 增大至 0. 3 ℃·s － 1 时，三组实验钢中珠光体球团直径逐渐变小，片层间距细化．冷速进一步增大至 0. 5 ℃·s － 1 时，1# 实验钢中出现大量羽毛状上贝氏体，体积分数约 30% ，2# 钢只有少量贝氏体组织，3# 钢则全为珠光体类组织，铁素体消失．当冷速增大至 0. 7 ℃·s － 1 时，3# 实验钢中有少量贝氏体出现，体积分数约 10% ．结合前后冷速判断，3# 钢贝氏体开始出现的冷速大致为 0. 6 ℃· s － 1 ，1# 钢开始出现贝氏体则较早，在 0. 4 ℃·s － 1 左右，2# 钢贝氏体开始出现的冷速处于二者之间，大致为 0. 5 ℃·s － 1 ．这与锻后灰冷得到的组织( 图 1) 相对应，故可判断灰冷时冷速大约在 0. 5 ℃·s － 1 ．冷速大于 1 ℃·s － 1 时，三种实验钢均发现有少量板条马氏体，组织均为贝氏体 + 少量马氏体 + 珠光体的混合组织，图 5 ～图 7 中白亮部分为马氏体基体与羽毛状上贝氏体的混合组织，HV0. 2在 650 以上; 黑色块状为珠光体组织，其片层间距极小，维氏硬度 HV0. 2高达 460．随冷速继续增大，转变温度进一步降低，三种实验钢中珠光体、贝氏体转变先后被抑制，1# 钢在冷速冷速达 3 ℃·s － 1 时组织全为马氏 ·1468·

第 12 期吴华林等: Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变图 7 3# 实验钢在不同冷速下的显微组织 . ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 Fig． 7 Microstructures of 3# steel obtained at different cooling rates: ( a) 0. 06 ℃·s － 1 ; ( b) 0. 1 ℃·s － 1 ; ( c) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( d) 0. 3 ℃·s － 1 ; ( e) 0. 5 ℃·s － 1 ; ( f) 0. 7 ℃·s － 1 ; ( g) 1 ℃·s － 1 ; ( h) 1. 5 ℃·s － 1 ; ( i) 2 ℃·s － 1 ; ( j) 3 ℃·s － 1 ; ( k) 5 ℃·s － 1 ; ( l) 10 ℃·s － 1 体，2# 、3# 钢在冷速达 5 ℃·s － 1 时组织全为马氏体．由此可知，随 Nb 含增加，贝氏体消失的冷速也相应地由 3 ℃·s － 1 提高到 5 ℃·s － 1 ，1# 钢得到完全马氏体的临界冷速为 3 ℃·s － 1 ，2# 、3# 钢得到完全马氏体临界冷速为 5 ℃·s － 1 ，三种实验钢都具有很高的淬透性，易于淬火，为后续热处理及工业生产提供了参考． 3 结论 ( 1) 随 Nb 含量的增加，促进了高温与中温转变，且珠光体转变区间随之变宽，Ms 点依次降低; 铁素体消失的冷速由 0. 3 ℃·s － 1 提高到 0. 5 ℃·s － 1 ，珠光体消失的冷速由 2 ℃·s － 1 提高到 3 ℃·s － 1 ，贝氏体消失的冷速也相应地由 3 ℃·s － 1 提高到 5 ℃·s － 1 ． ( 2) 随 Nb 含量的增加，三组实验钢出现贝氏体的冷速分别为 0. 4 ℃·s － 1 、0. 5 ℃·s － 1 和 0. 6 ℃· s － 1 ，即使在空冷条件下也会得到大部分贝氏体组织，因此实际生产过程中为避免产生贝氏体组织，应采用缓冷，冷速应小于 0. 4 ℃·s － 1 ．三组实验钢得到完全马氏体的临界冷速不大于 5 ℃·s － 1 ，因此热处理淬火后可采用冷却速度较慢的介质冷却，以避免产生较大的内应力． ·1469·

·1470· 北京科技大学学报第33卷 (3)结合实验钢临界点Ac3温度的测定，终轧 transformation behavior of HSLA steel in accelerated cooling// 温度应不低于840℃；结合实验钢中成分，实际加热 Thermec 88,Tokyo:ISIJ,1988:330 温度可以适当提高，以达到Nb、V的有效利用. [8]Hua GT,Yang S R.YB/T 5127-93:Determination of the Criti- cal Point of Steel (Expansion Method).Beijing:China Standards Press,1997 参考文献 (花桂泰，杨胜蓉.YB/T512793钢的临界点测定方法（膨 [Chen GS.Technical characteristics of the power bogie for high 胀法).北京：中国标准出版社，1997) speed train.Railw Locomot Car,2004,24(Suppl )17 ]Gao HJ.Time temperature transformation and continuous cooling (陈国胜.高速列车动力转向架技术特点.铁道机车车辆， transformation of alloy spring steel 60Si2CrVA.Spec Steel,2003, 2004,24(增刊)：17) 24(6):23 Yang S H,Xiao B,Wang G.Mechanical properties of high (高惠菊.合金弹簧钢60Si2CVA的等温转变及连续冷却转 strength spring steel 60Si2CrVAT.Metall Stand Qual,2008,46 变.特殊钢，2003,24(6)：23) (6):22 [10]Wu C J,Chen G L,Qiang W J.Metal Materials.Beijing:Met- (杨顺虎，肖波，王刚.高强度弹簧钢60S2 CrVAT力学性能研 allurgical Industry Press,2000:12 究.治金标准化与质量，2008,46(6)：22) (吴承建，陈国良，强文江金属材料学，北京：治金工业出版 B]Gladman T.The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels.Lon- 社，2000：12) don:The Institute of Materials,1997:59 [11]Lin H G,Fu D Z.The Theory,Test and Applications of Austenite 4]Fu J Y.The latest development of high quality special steels for Transformation Curve.Beijing:Machinery Industry Press,1988: auto parts.Automot Eng,2009,31 (5):407 33 (付俊岩.汽车零部件用高品质特殊钢技术的最新发展.汽车 (林惠国，傅代直.钢的奥氏体转变曲线：原理、测试与应用工程，2009,31(5)：407) 北京：机械工业出版社，1988：33) [5]CITIC-CBMM.Niobium Science Technology.Beijing:Metallur- [12]Liu Z C,Ren H P.Diffusire Phase Transformation of Supercooled gy Industry Press,2003,8:271 Austenite.Beijing:Science Press,2008:121 (中信微合金化技术中心.铌·科学与技术.北京：治金工业出 (刘宗昌，任慧平.过冷奥氏体扩散型相变.北京：科学出版版社，2003,8：271) 社，2008：121) 6]Heller T.Thermomechanical rolling of hot-tolled multiphase [13]Lei T Q,Zhao L C.Microstructure Change in Steels.Beijing steels//Thermomechanical Processing of Steels.London:IOM Machinery Industry Press,1983:178 Communications Lid.,2000:445 (雷廷权，赵连城.钢的组织转变北京：机械工业出版社， ]Okaguchi S.Hashimoto T,Ohtani H.Effect of Nb,V and Ti on 1983:178)

北京科技大学学报第 33 卷 ( 3) 结合实验钢临界点 Ac3 温度的测定，终轧温度应不低于 840 ℃ ; 结合实验钢中成分，实际加热温度可以适当提高，以达到 Nb、V 的有效利用．参考文献［1］ Chen G S． Technical characteristics of the power bogie for high speed train． Railw Locomot Car，2004，24( Suppl ) : 17 ( 陈国胜．高速列车动力转向架技术特点．铁道机车车辆， 2004，24( 增刊) : 17) ［2］ Yang S H，Xiao B，Wang G． Mechanical properties of high strength spring steel 60Si2CrVAT． Metall Stand Qual，2008，46 ( 6) : 22 ( 杨顺虎，肖波，王刚．高强度弹簧钢 60Si2CrVAT 力学性能研究．冶金标准化与质量，2008，46( 6) : 22) ［3］ Gladman T． The Physical Metallurgy of Microalloyed Steels． London: The Institute of Materials，1997: 59 ［4］ Fu J Y． The latest development of high quality special steels for auto parts． Automot Eng，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］ CITIC-CBMM． Niobium Science ＆ Technology． Beijing: Metallurgy Industry Press，2003，8: 271 ( 中信微合金化技术中心．铌·科学与技术．北京: 冶金工业出版社，2003，8: 271) ［6］ Heller T． Thermomechanical rolling of hot-rolled multiphase steels/ /Thermomechanical Processing of Steels． London: IOM Communications Ltd．，2000: 445 ［7］ Okaguchi S，Hashimoto T，Ohtani H． Effect of Nb，V and Ti on transformation behavior of HSLA steel in accelerated cooling / / Thermec 88，Tokyo: ISIJ，1988: 330 ［8］ Hua G T，Yang S R． YB /T 5127—93: Determination of the Critical Point of Steel ( Expansion Method) ． Beijing: China Standards Press，1997 ( 花桂泰，杨胜蓉． YB /T 5127—93 钢的临界点测定方法 ( 膨胀法) ．北京: 中国标准出版社，1997) ［9］ Gao H J． Time temperature transformation and continuous cooling transformation of alloy spring steel 60Si2CrVA． Spec Steel，2003， 24( 6) : 23 ( 高惠菊．合金弹簧钢 60Si2CrVA 的等温转变及连续冷却转变．特殊钢，2003，24( 6) : 23) ［10］ Wu C J，Chen G L，Qiang W J． Metal Materials． Beijing: Metallurgical Industry Press，2000: 12 ( 吴承建，陈国良，强文江．金属材料学，北京: 冶金工业出版社，2000: 12) ［11］ Lin H G，Fu D Z． The Theory，Test and Applications of Austenite Transformation Curve． Beijing: Machinery Industry Press，1988: 33 ( 林惠国，傅代直．钢的奥氏体转变曲线: 原理、测试与应用．北京: 机械工业出版社，1988: 33) ［12］ Liu Z C，Ren H P． Diffusive Phase Transformation of Supercooled Austenite． Beijing: Science Press，2008: 121 ( 刘宗昌，任慧平．过冷奥氏体扩散型相变．北京: 科学出版社，2008: 121) ［13］ Lei T Q，Zhao L C． Microstructure Change in Steels． Beijing: Machinery Industry Press，1983: 178 ( 雷廷权，赵连城．钢的组织转变．北京: 机械工业出版社， 1983: 178) ·1470·