D0I:10.13374/i.issnl00113.2007.07.010 第29卷第7期 北京科技大学学报 Vol.29 No.7 2007年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Ju.2007 低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变 赵运堂尚成嘉杨善武王学敏张学永贺信莱 北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要通过对低碳MoCu一NbB系微合金钢进行连续冷却和等温实验，发现低碳MoCu一NbB系微合金钢在过冷奥氏 体亚稳定区等温，能发生针状铁素体转变。非再结晶区变形奥氏体连续冷却时虽然能得到各类低碳贝氏体组织，但各类组织 特别是针状铁素体的份额却不能有效控制.通过分阶段冷却，可以控制得到针状铁素体和板条贝氏复相组织·利用针状组织 分割原奥氏体晶粒能细化组织，达到优化高强度低碳微合金钢的力学性能目的 关键词低碳贝氏体钢：中温转变组织：TTT曲线；CCT曲线 分类号TG113.12 低碳微合金钢以不同速度连续冷却时可以得到 合金元素总量小于1%.通过转炉冶炼，采用连铸工 准多边形铁素体、魏氏体铁素体、粒状贝氏体、针状 艺，热轧成钢板，从钢板上取样加工成不同的试样， 铁素体、板条状贝氏体铁素体及M/A岛等不同类 分别进行等温工艺、连续冷却工艺和冷却工艺热模 型的低碳贝氏体组织].各类低碳贝氏体组织的 拟实验 形成与控制条件不同)，其力学行为也各有特点， 从钢板上取尺寸为mmX10mm及一端打 因而控制、调整各类组织的配比及分布可以改善综 2mm×2mm焊接孔的热膨张试样，试样经真空封 合力学性能©)，利用钢中形成针状铁素体（或称 管后，加热至1200℃保温10h,充分固溶后淬水 魏氏体铁素体)等来细化组织已有大量研究， 试样在Formaster热膨胀仪上加热至1000℃保温 Bhadeshia和Svensson[10]在焊接材料中分析了形成 300s,然后快速冷却（高压氨气冷却，冷却速度 针状魏氏体组织的可能性，并进行了热力学分析； 60℃s)到不同温度等温，温度分别为750,700， Ai和Bhadeshia山经过长时间等温得到了对提高 670,620,600,580,550,530,500,480,430℃，等温 低温韧性有益的针状魏氏体铁素体，为了开发屈服 时间从60s到1800s·等温不同时间后再快速冷却， 强度为8O0MPa级的高性能微合金钢，超细化的板 实验工艺如图1(a),从钢板上取样加工成8mmX 条贝氏体束组织是不能缺少的]：但是为了提高综 12mm圆柱试样样品在1200℃保温1200s后淬水 合力学性能，还应控制得到一定数量的针状铁素体 利用Gleeble 1500进行热模拟实验，试样再加热到 组织]，本文将通过连续冷却和等温热模拟实验， 1000℃奥氏体化，保温300s,冷却到850℃变形 研究低碳Mo Cu Nb B微合金钢在过冷奥氏体亚 30%后，以不同的冷却速度冷却，工艺如图1(b) 稳定区的转变规律，特别是揭示针状铁素体的形成 所示 条件，同时结合冷却工艺热模拟，探索得到针状铁 冷却工艺模拟研究示意图如1(c),8mm× 素体和板条贝氏体铁素体多相组织的冷却工艺 12mm圆试样在850℃变形30%后，以14℃s1分 制度 别冷却到600,550,500℃，再以1℃s-1速度冷却 1实验方法 到室温 电镜试样制备用5%的高氯酸乙醇溶液在 实验钢的化学成分为（质量分数，%）：C0.08, 一30℃，进行电解双喷减薄，电压为50V,金相试样 Mn1.48,Si0.30,Nb0.056,以及Cu、Mo、B等微 抛光后用3%硝酸无水乙醇溶液侵蚀， 收稿日期：2006-02-19修回日期：2006-10-20 2结果及讨论 基金项目：国家自然基金资助项目(No,50571016,No,50471089): 国家重大基础研究973计划资助项目(N。.2004CB19102) 等温转变实验按图1(a)所示工艺进行，由For 作者简介：赵运堂(1974一)，男，博士研究生：贺信莱(1938一)，男， master测得750~430℃等温后的等温膨胀曲线，确 教授，博士生导师 定了相变开始时间并对试样进行了组织分析，图2
低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变 赵运堂 尚成嘉 杨善武 王学敏 张学永 贺信莱 北京科技大学材料科学与工程学院北京100083 摘 要 通过对低碳 Mo－Cu－Nb－B 系微合金钢进行连续冷却和等温实验发现低碳 Mo－Cu－Nb－B 系微合金钢在过冷奥氏 体亚稳定区等温能发生针状铁素体转变．非再结晶区变形奥氏体连续冷却时虽然能得到各类低碳贝氏体组织但各类组织 特别是针状铁素体的份额却不能有效控制．通过分阶段冷却可以控制得到针状铁素体和板条贝氏复相组织．利用针状组织 分割原奥氏体晶粒能细化组织达到优化高强度低碳微合金钢的力学性能目的． 关键词 低碳贝氏体钢；中温转变组织；T T T 曲线；CCT 曲线 分类号 TG113∙12 收稿日期：2006-02-19 修回日期：2006-10-20 基金项目：国家自然基金资助项目（No．50571016No．50471089）； 国家重大基础研究“973”计划资助项目（No．2004CB19102） 作者简介：赵运堂（1974－）男博士研究生；贺信莱（1938－）男 教授博士生导师 低碳微合金钢以不同速度连续冷却时可以得到 准多边形铁素体、魏氏体铁素体、粒状贝氏体、针状 铁素体、板条状贝氏体铁素体及 M／A 岛等不同类 型的低碳贝氏体组织［1－5］．各类低碳贝氏体组织的 形成与控制条件不同［6－7］其力学行为也各有特点． 因而控制、调整各类组织的配比及分布可以改善综 合力学性能［8－9］．利用钢中形成针状铁素体（或称 魏氏 体 铁 素 体） 等 来 细 化 组 织 已 有 大 量 研 究． Bhadeshia 和 Svensson ［10］在焊接材料中分析了形成 针状魏氏体组织的可能性并进行了热力学分析； Ali 和 Bhadeshia ［11］ 经过长时间等温得到了对提高 低温韧性有益的针状魏氏体铁素体．为了开发屈服 强度为800MPa 级的高性能微合金钢超细化的板 条贝氏体束组织是不能缺少的［12］；但是为了提高综 合力学性能还应控制得到一定数量的针状铁素体 组织［3］．本文将通过连续冷却和等温热模拟实验 研究低碳 Mo－Cu－Nb－B 微合金钢在过冷奥氏体亚 稳定区的转变规律特别是揭示针状铁素体的形成 条件．同时结合冷却工艺热模拟探索得到针状铁 素体和板条贝氏体铁素体多相组织的冷却工艺 制度． 1 实验方法 实验钢的化学成分为（质量分数％）：C 0∙08 Mn1∙48Si0∙30Nb 0∙056以及 Cu、Mo、B 等微 合金元素总量小于1％．通过转炉冶炼采用连铸工 艺热轧成钢板．从钢板上取样加工成不同的试样 分别进行等温工艺、连续冷却工艺和冷却工艺热模 拟实验． 从钢板上取尺寸为●3mm×10mm 及一端打 ●2mm×2mm 焊接孔的热膨胀试样．试样经真空封 管后加热至1200℃保温10h充分固溶后淬水． 试样在 Formaster 热膨胀仪上加热至1000℃保温 300s然后快速冷却 （高压氮气冷却冷却速度 60℃·s －1）到不同温度等温温度分别为750700 670620600580550530500480430℃等温 时间从60s 到1800s．等温不同时间后再快速冷却 实验工艺如图1（a）．从钢板上取样加工成●8mm× 12mm 圆柱试样样品在1200℃保温1200s 后淬水． 利用 Gleeble1500进行热模拟实验试样再加热到 1000℃奥氏体化保温300s冷却到850℃变形 30％后以不同的冷却速度冷却工艺如图1（b） 所示． 冷却工艺模拟研究示意图如1（c）●8mm × 12mm圆试样在850℃变形30％后以14℃·s －1分 别冷却到600550500℃再以1℃·s －1速度冷却 到室温． 电镜试样制备用 5％ 的高氯酸乙醇溶液在 －30℃进行电解双喷减薄电压为50V．金相试样 抛光后用3％硝酸无水乙醇溶液侵蚀． 2 结果及讨论 等温转变实验按图1（a）所示工艺进行由 Formaster 测得750～430℃等温后的等温膨胀曲线确 定了相变开始时间并对试样进行了组织分析．图2 第29卷 第7期 2007年 7月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．7 Jul．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．07．010
第7期 赵运堂等：低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变 ,695 为不同温度下等温转变的组织.图2(a)显示， 等温后，转变产物为板条贝氏体束，热膨胀曲线显 580℃等温，抑制了铁素体转变，等温900s后，在原 示，板条贝氏体的转变开始时间相当快，只有10s 奥氏体晶界上出现了少量的仿晶界铁素体，转变的 左右 铁素体的体积分数低于20%.图2(b)则显示480℃ 1000℃，3005 1000℃.300s(a) 1000℃，300s (b) (c) 850℃，30% 850℃，30% 750-430℃，60-1800s 600℃ 14℃·5 55041℃s 30-0.5℃s 500℃▲1℃.s ▲1℃s 60℃·s1 60℃·s1 州 时间s 时间s 时间s 图1热模拟实验等温工艺(a)、连续冷却工艺(b)和冷却工艺模拟(c)示意图 Fig-1 Schematics of thermo-simulation test processes:(a)isothermal treatment process:(b)continuous cooling process after deferment at 850 C;(c)thermo-simulated test process for step cooling h 20m 20μm 图2不同温度等温后的金相组织.(a)580℃等温900s;(b)480℃等温900s Fig.2 Optical micrographs of the steel after various isothermal transformation treatments for 900s:(a)a small amount of grain boundary al- lotriomorphic ferrite at580℃；(b)bainite ferrite at480℃ 然而，在530℃等温情况下（图3(a),等温转变 冷奥氏体亚稳定区，孕育期较长，大约需要100s左 组织主要为针状铁素体，该类组织呈针、片状，针、片 右·长时间等温后，针状铁素体之间仍然有一部分 的尺寸为1~2m宽，10~20m长，图3(b)为 稳定的残留奥氏体，同时由于针之间的晶体取向并 530℃等温900s后的TEM明场像.可见，经530℃ 不一致，因而并没有相互和并、串接在一起，这些针 等温形成的这些针状组织甚至交叉分布，针状铁素 状铁素体将原奥氏体晶粒分割、细化 体内有一定密度的位错，该针状组织转变发生在过 20m 14m 图3530℃等温900s形成的晶内交叉的针状铁素体.(a)金相图；(b)TEM图 Fig-3 Acicularlike ferrite after isothermal treated at 530C for 900s:(a)optical micrographs:(b)TEM images 图4(a)为利用热膨胀仪所测得实验钢的TTT 曲线.可见，TTT曲线呈双“C”形.从图中可以发
为不同温度下等温转变的组织．图 2（a） 显示 580℃等温抑制了铁素体转变等温900s 后在原 奥氏体晶界上出现了少量的仿晶界铁素体转变的 铁素体的体积分数低于20％．图2（b）则显示480℃ 等温后转变产物为板条贝氏体束热膨胀曲线显 示板条贝氏体的转变开始时间相当快只有10s 左右． 图1 热模拟实验等温工艺（a）、连续冷却工艺（b）和冷却工艺模拟（c）示意图 Fig．1 Schematics of thermo-simulation test processes： （a） isothermal treatment process；（b） continuous cooling process after deferment at850 ℃；（c） thermo-simulated test process for step cooling 图2 不同温度等温后的金相组织．（a）580℃等温900s；（b）480℃等温900s Fig．2 Optical micrographs of the steel after various isothermal transformation treatments for900s；（a） a small amount of grain boundary allotriomorphic ferrite at580℃；（b） bainite ferrite at480℃ 然而在530℃等温情况下（图3（a））等温转变 组织主要为针状铁素体该类组织呈针、片状针、片 的尺寸为1～2μm 宽10～20μm 长．图3（b）为 530℃等温900s 后的 TEM 明场像．可见经530℃ 等温形成的这些针状组织甚至交叉分布针状铁素 体内有一定密度的位错该针状组织转变发生在过 冷奥氏体亚稳定区孕育期较长大约需要100s 左 右．长时间等温后针状铁素体之间仍然有一部分 稳定的残留奥氏体．同时由于针之间的晶体取向并 不一致因而并没有相互和并、串接在一起这些针 状铁素体将原奥氏体晶粒分割、细化． 图3 530℃等温900s 形成的晶内交叉的针状铁素体．（a） 金相图；（b） TEM 图 Fig．3 Acicular-like ferrite after isothermal treated at530℃ for900s： （a） optical micrographs；（b） TEM images 图4（a）为利用热膨胀仪所测得实验钢的 TTT 曲线．可见TTT 曲线呈双“C”形．从图中可以发 第7期 赵运堂等： 低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变 ·695·
.696 北京科技大学学报 第29卷 现，600℃以下铁素体被抑制.这与Bramfitt和 要为准多边形铁素体和粒状贝氏体，而5℃s-1以 Speer所得到实验结果一致13.在600~530℃之 上速度冷却的样品中主要为板条、粒状贝氏体及少 间，转变的孕育期比较长，过冷奥氏体处于亚稳定状 量的针状铁素体的组织，试样经850℃变形30%， 态，在500℃以下，十几秒就可发生板条贝氏体转 以1℃·s1冷却到室温的金相显微组织照片如图 变，马氏体的转变温度大约在430℃ 5(a),组织主要为准多边形铁素体和粒状贝氏体 图4(b)为不同速度连续冷却转变曲线.，可见， 以5℃s1冷却到室温的组织如图5(b),可见组织 850℃变形30%分别以1~30℃s-1之间不同连续 主要为细长的板条状.从CCT曲线看，当冷速大于 冷却速度冷却时，相变主要发生在600~450℃之 1℃s1时，Ar3在600~570℃之间，处于过冷奥氏 间，这表明该钢种在连续冷却条件下，铁素体转变 体亚稳定区内，在该温度范围内，过冷奥氏体可转变 很难发生，由图4(b)中不同冷却速度冷却后的硬度 成准多边形铁素体(QF)、粒状贝氏体(GF)、针状铁 测量值可见，当冷却速度大于1℃s1,维氏硬度均 素体(AF)以及板条贝氏体(LB)·但是在连续冷却 大于230v,说明此时的组织应主要为贝氏体组 时，低冷却速度下最易得到粒状贝氏体（图5(a), 织.金相观察表明，以0.5,1,3℃s冷却的试样主 高冷却速度下易得到板条贝氏体（图5(b) 800 900 7504 (a) 800 上(b)≤1000℃奥氏体化3005， 850℃变形30% 700 700 650 PF 600 AF GF/QF 500 AF LB/M s 400 LB 玲却速度/30 0502 (℃8) 450 300 维氏硬度312 400 200 23252602426198 10 109 10 10 1 10 102 109 时间s 时间s 图4实验钢的TTT()和CCT曲线图(b)·PF:多边形铁素体：QF:准多边形铁素体；GF:粒状贝氏体；AF:针状铁素体；LB:板条贝氏体： M马氏体 Fig-4 TIT (a)and CCT(b)diagrams of the experimental steel.PF:polygonal ferrite:QF:quasi-polygonal ferrite;AF:acicular ferrite;GF: granular bainite;IB:lath-like bainite;M:martensite 10m 10 um 图5试样在850℃变形30%，连续冷却到室温的金相组织照片.(a)1℃s1:(b)5℃s1 Fig-5 Optical micrographs of the specimens deformed at 850C for30%and continuously cooled at(a)1Cs(b)5Csto room temper- ature 由等温转变研究结果，在580℃等温900s时晶 针状铁素体在准多边形铁素体和粒状贝氏体之后、 界出现少量仿晶界铁素体，可见在580℃以下等温 在板条贝氏体之前形成，如果采用慢速冷却，则由于 推迟多边形铁素体的生成，此时过冷奥氏体处于亚 前期发生大量准多边形和粒状贝氏体转变，因而不 稳状态.另外，在550~530℃将发生针状铁素体转 利于针状体转变；另一方面，如果冷却速度快，过冷 变，其转变速度并不如贝氏体转变快，这与文献[1] 度大，则较快通过针状铁素体的形核温度或来不及 中所称的魏氏体组织类似，该类组织的转变在板条 形核，因此会发生主要以板条贝氏体为主的转变， 贝氏体转变前发生，但是在连续冷却过程中，该类 850℃变形30%，快速冷却到550℃以后，再缓
现600℃ 以下铁素体被抑制．这与 Bramfitt 和 Speer 所得到实验结果一致［13］．在600～530℃之 间转变的孕育期比较长过冷奥氏体处于亚稳定状 态．在500℃以下十几秒就可发生板条贝氏体转 变马氏体的转变温度大约在430℃． 图4（b）为不同速度连续冷却转变曲线．可见 850℃变形30％分别以1～30℃·s －1之间不同连续 冷却速度冷却时相变主要发生在600～450℃之 间．这表明该钢种在连续冷却条件下铁素体转变 很难发生．由图4（b）中不同冷却速度冷却后的硬度 测量值可见当冷却速度大于1℃·s －1维氏硬度均 大于230Hv说明此时的组织应主要为贝氏体组 织．金相观察表明以0∙513℃·s －1冷却的试样主 要为准多边形铁素体和粒状贝氏体而5℃·s －1以 上速度冷却的样品中主要为板条、粒状贝氏体及少 量的针状铁素体的组织．试样经850℃变形30％ 以1℃·s －1冷却到室温的金相显微组织照片如图 5（a）组织主要为准多边形铁素体和粒状贝氏体． 以5℃·s －1冷却到室温的组织如图5（b）可见组织 主要为细长的板条状．从 CCT 曲线看当冷速大于 1℃·s －1时Ar3在600～570℃之间处于过冷奥氏 体亚稳定区内在该温度范围内过冷奥氏体可转变 成准多边形铁素体（QF）、粒状贝氏体（GF）、针状铁 素体（AF）以及板条贝氏体（LB）．但是在连续冷却 时低冷却速度下最易得到粒状贝氏体（图5（a）） 高冷却速度下易得到板条贝氏体（图5（b））． 图4 实验钢的 TTT（a）和 CCT 曲线图（b）．PF：多边形铁素体；QF：准多边形铁素体；GF：粒状贝氏体；AF：针状铁素体；LB：板条贝氏体； M：马氏体 Fig．4 TTT （a） and CCT （b） diagrams of the experimental steel．PF： polygonal ferrite；QF： quas-i polygonal ferrite；AF： acicular ferrite；GF： granular bainite；LB： lath-like bainite；M： martensite 图5 试样在850℃变形30％连续冷却到室温的金相组织照片．（a）1℃·s －1；（b）5℃·s －1 Fig．5 Optical micrographs of the specimens deformed at850℃ for30％ and continuously cooled at （a）1℃·s －1（b）5℃·s －1to room temperature 由等温转变研究结果在580℃等温900s 时晶 界出现少量仿晶界铁素体可见在580℃以下等温 推迟多边形铁素体的生成此时过冷奥氏体处于亚 稳状态．另外在550～530℃将发生针状铁素体转 变其转变速度并不如贝氏体转变快这与文献［1］ 中所称的魏氏体组织类似．该类组织的转变在板条 贝氏体转变前发生．但是在连续冷却过程中该类 针状铁素体在准多边形铁素体和粒状贝氏体之后、 在板条贝氏体之前形成如果采用慢速冷却则由于 前期发生大量准多边形和粒状贝氏体转变因而不 利于针状体转变；另一方面如果冷却速度快过冷 度大则较快通过针状铁素体的形核温度或来不及 形核因此会发生主要以板条贝氏体为主的转变． 850℃变形30％快速冷却到550℃以后再缓 ·696· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷
第7期 赵运堂等：低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变 .697. 慢冷却，也就是快速通过准多边形铁素体的相变区 的针状铁素体转变的亚稳定区，因而促进了亚稳奥 (图4(b),进入针状铁素体的转变区（图4(a)后减 氏体向针状铁素体的转变，得到如图6(b)所示的组 慢冷却速度将增加针状铁素体的形核时间，会有利 织，在该组织中，有较多明显的针状铁素体，其间为 于针状铁素体的形成与转变. 板条贝氏体，由于针状铁素体之间的变体选择为大 图6为样品按图1(c)工艺以14℃s-冷却到 错配角度，因而阻断了板条贝氏体束之间的串接，使 600,550,500℃后，1℃s-1冷却到室温的金相显微 组织得到细化，图6(d)是(b)的TEM形貌，可见针 组织，图6(a)为快冷到600℃后缓冷的显微组织， 状铁素体内位错密度较低，该类组织轮廓弯折，其周 主要为准多边形铁素体、粒状贝氏体，原奥氏体晶界 围为位错密度较高的低温转变的贝氏体组织，针状 消失，该类组织是奥氏体冷却到600℃后以1℃· 铁素体分割了原奥氏体晶粒，阻断了贝氏体的生长， s连续冷却时转变的组织，由于600℃时，变形后 图6(c)为冷却到500℃后缓冷的显微组织，可见主 亚稳的奥氏体满足发生粒状贝氏体的转变条件，因 要发生板条贝氏体束的转变，几乎没有短粗状单根 而之后以1℃s1冷却时得到如图6(a)所示得粒状 的针状铁素体出现，该类组织虽然有较高的强度， 贝氏体组织，但是，如果稳定的奥氏体快速冷却到 但其塑性较低 550℃，此时由于奥氏体进入了由等温实验所确定 10 um 10 um 10um I um 图6试样在850℃变形30%，以14℃s'冷却到(a)600℃，(b)550℃，(c)500℃，然后空冷至室温的金相组织照片：(d)试样(b)的TEM 形貌 Fig-6 vicrostructures of the specimens accelerated cooled at14℃-s-lto(a)600℃，(b)550℃，(c)500℃，and then continuously cooled to room temperature at1℃s'；(d)TEM image of(b) 冷却工艺热模拟研究结果与TTT曲线及CCT 有很大的提高 曲线得到的各类中温组织转变规律是一致的，即在 3 530~550℃温度范围内中温转变有利于针状铁素 结论 体的形成，但是单一速度冷却不能控制各类组织，特 (1)低碳Mo Cu Nb-B系微合金钢在过冷奥 别是针状铁素体的转变.14℃s连续冷却到550 氏体亚稳定区等温转变，可以得到晶界或晶内形核 ℃之后缓冷，有利于亚稳定区的奥氏体转变为针状 的针状铁素体，而连续冷却很难得到针状铁素体 铁素体，先转变的针状组织，使未转变的奥氏体富 组织 碳，从而变得更加稳定.这样抑制粒状贝氏体的转 (2)通过控制变形奥氏体的分阶段冷却工艺， 变，可以得到更低温度转变的板条贝氏体，最终得 即先快速冷却到550℃，然后再缓慢冷却，促使奥氏 到主要由针状铁素体、板条贝氏体和少量粒状贝氏 体亚稳定区的针状铁素体转变，可以得到针状铁素 体组成的复相组织，将使复相组织钢的塑性和韧性 体、板条贝氏体和少量的粒状贝氏体复合组织
慢冷却也就是快速通过准多边形铁素体的相变区 （图4（b））进入针状铁素体的转变区（图4（a））后减 慢冷却速度将增加针状铁素体的形核时间会有利 于针状铁素体的形成与转变． 图6为样品按图1（c）工艺以14℃·s －1冷却到 600550500℃后1℃·s －1冷却到室温的金相显微 组织．图6（a）为快冷到600℃后缓冷的显微组织 主要为准多边形铁素体、粒状贝氏体原奥氏体晶界 消失．该类组织是奥氏体冷却到600℃后以1℃· s －1连续冷却时转变的组织由于600℃时变形后 亚稳的奥氏体满足发生粒状贝氏体的转变条件因 而之后以1℃·s －1冷却时得到如图6（a）所示得粒状 贝氏体组织．但是如果稳定的奥氏体快速冷却到 550℃此时由于奥氏体进入了由等温实验所确定 的针状铁素体转变的亚稳定区因而促进了亚稳奥 氏体向针状铁素体的转变得到如图6（b）所示的组 织．在该组织中有较多明显的针状铁素体其间为 板条贝氏体．由于针状铁素体之间的变体选择为大 错配角度因而阻断了板条贝氏体束之间的串接使 组织得到细化．图6（d）是（b）的 TEM 形貌可见针 状铁素体内位错密度较低该类组织轮廓弯折其周 围为位错密度较高的低温转变的贝氏体组织．针状 铁素体分割了原奥氏体晶粒阻断了贝氏体的生长． 图6（c）为冷却到500℃后缓冷的显微组织可见主 要发生板条贝氏体束的转变几乎没有短粗状单根 的针状铁素体出现．该类组织虽然有较高的强度 但其塑性较低． 图6 试样在850℃变形30％以14℃·s －1冷却到（a）600℃（b）550℃（c）500℃然后空冷至室温的金相组织照片；（d） 试样（b）的 TEM 形貌 Fig．6 Microstructures of the specimens accelerated cooled at14℃·s －1to （a）600℃（b）550℃（c）500℃and then continuously cooled to room temperature at1℃·s －1；（d） TEM image of （b） 冷却工艺热模拟研究结果与 TTT 曲线及 CCT 曲线得到的各类中温组织转变规律是一致的即在 530～550℃温度范围内中温转变有利于针状铁素 体的形成但是单一速度冷却不能控制各类组织特 别是针状铁素体的转变．14℃·s －1连续冷却到550 ℃之后缓冷有利于亚稳定区的奥氏体转变为针状 铁素体．先转变的针状组织使未转变的奥氏体富 碳从而变得更加稳定．这样抑制粒状贝氏体的转 变可以得到更低温度转变的板条贝氏体．最终得 到主要由针状铁素体、板条贝氏体和少量粒状贝氏 体组成的复相组织将使复相组织钢的塑性和韧性 有很大的提高． 3 结论 （1） 低碳 Mo－Cu－Nb－B 系微合金钢在过冷奥 氏体亚稳定区等温转变可以得到晶界或晶内形核 的针状铁素体而连续冷却很难得到针状铁素体 组织． （2） 通过控制变形奥氏体的分阶段冷却工艺 即先快速冷却到550℃然后再缓慢冷却促使奥氏 体亚稳定区的针状铁素体转变可以得到针状铁素 体、板条贝氏体和少量的粒状贝氏体复合组织． 第7期 赵运堂等： 低碳微合金钢在过冷奥氏体亚稳定区的转变 ·697·
.698 北京科技大学学报 第29卷 参考文献 in Mo-Nb-Cu-B low carbon steel.Mater Sci Eng A.2006. 433.169 [1]Ohtani H.Okaguchi S.Fujishro Y,et al.Morphology and prop- erties of low carbon bainite.Metall Trans A.1990,21(4):877 [8]胡良均，尚成嘉，王学敏，等.驰豫析出控制相变技术中冷 却速度对组织的影响.北京科技大学学报，2004,26(3)：261 [2]Krauss G.Thomposon T W.Ferritic microstructure in continu- ously cooled low and ultralow-carbon steels.ISIJ Int,1995.35 [9]聂藏，董文龙，赵运堂，等.高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对 937 性能的影响.北京科技大学学报，2006,28(8)：733 [3]尚成嘉，杨善武，王学敏，等.新颖的贝氏体/铁素体双相低碳 [10]Bhadeshia H K D H.Svensson L E J.Microstructure of sub- 微合金钢.北京科技大学学报，2003,25(3)：288 merged are weld deposits for high"strength steels.Mater Sci. 1989,24.3180 [4]Shang C J.Wang X M.Yang S W,et al.Refinement of packet size in low carbon bainitic steel by special thero mechanical control [11]Ali A.Bhadeshia H K D H.Microstructure of high strength process.J Univ Sci Technol Beijing.2004.11(3):221 steel refined with intragranularly nucleated Widmannstatten fer- [5]尚成嘉，胡良均，杨善武，等。低碳微合金钢中针状铁素体的形 rite.Mater Sci Technol.1991.7:895 成与控制.金属学报，2005,41：471 [12]尚成嘉，王学敏，杨普武，等.强度低碳贝氏体钢的工艺与组 [6]赵运堂，尚成嘉，贺信莱，等.低碳M。Cu一NbB系微合金钢 织细化.金属学报，2003,39：1019 的中温转变组织类型.金属学报，2006,42(1)：54 [13]Bramfitt B L.Speer J G.A perspective on the morphology of [7]Zhao YT,Shang CJ.Yang S W.The metastable transformation bainite.Metall Trans A:1990.21:817 Metastable austenite transformation in low carbon microalloying steel ZHAO Yuntang,SHA NG Chengjia,YANG Shanwu,WANG Xuemin,ZHA NG Xueyong,HE Xinlai Materials Science and Engineering School.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083.China ABSTRACI The continuous cooling and isothermal transformation microstructure evolution in a low carbon Mo Cu Nb B microalloying steel were investigated.It was found that acicular ferrite could be transformed independently in the intermediate temperature range of metastable austenite.Although multi intermediate trans- formation phases can be transformed during the continuous cooling,the fraction of phases,especially acicular ferrite,cannot be controlled.However,the fraction of acicular ferrite could be controlled by the step cooling process.The optimum amount of acicular ferrite divides the prior-austenite grains,resulting in multi phase mi- crostructure ultrafine. KEY WORDS low carbon bainitic steel;intermediate phase transformation:TTT curve;CCT curve
参 考 文 献 ［1］ Ohtani HOkaguchi SFujishro Yet al．Morphology and properties of low-carbon bainite．Metall Trans A199021（4）：877 ［2］ Krauss GThomposon T W．Ferritic microstructure in continuously cooled low and ultralow-carbon steels．ISIJ Int199535： 937 ［3］ 尚成嘉杨善武王学敏等．新颖的贝氏体／铁素体双相低碳 微合金钢．北京科技大学学报200325（3）：288 ［4］ Shang C JWang X MYang S Wet al．Refinement of packet size in low carbon bainitic steel by special thero-mechanical control process．J Univ Sci Technol Beijing200411（3）：221 ［5］ 尚成嘉胡良均杨善武等．低碳微合金钢中针状铁素体的形 成与控制．金属学报200541：471 ［6］ 赵运堂尚成嘉贺信莱等．低碳 Mo－Cu－Nb－B 系微合金钢 的中温转变组织类型．金属学报200642（1）：54 ［7］ Zhao Y TShang C JYang S W．The metastable transformation in Mo－Nb－Cu－B low carbon steel．Mater Sci Eng A2006 433：169 ［8］ 胡良均尚成嘉王学敏等．驰豫－析出－控制相变技术中冷 却速度对组织的影响．北京科技大学学报200426（3）：261 ［9］ 聂 董文龙赵运堂等．高强度低碳贝氏体钢工艺和组织对 性能的影响．北京科技大学学报200628（8）：733 ［10］ Bhadeshia H K D HSvensson L E J．Microstructure of submerged arc-weld deposits for high-strength steels．Mater Sci 198924：3180 ［11］ Ali ABhadeshia H K D H．Microstructure of high strength steel refined with intragranularly nucleated Widmannstätten ferrite．Mater Sci Technol19917：895 ［12］ 尚成嘉王学敏杨善武等．强度低碳贝氏体钢的工艺与组 织细化．金属学报200339：1019 ［13］ Bramfitt B LSpeer J G．A perspective on the morphology of bainite．Metall Trans A199021：817 Metastable austenite transformation in low carbon microalloying steel ZHAO Y untangSHA NG ChengjiaY A NG Shanw uWA NG XueminZHA NG XueyongHE Xinlai Materials Science and Engineering SchoolUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT The continuous cooling and isothermal transformation microstructure evolution in a low carbon Mo－Cu－Nb－B microalloying steel were investigated．It was found that acicular ferrite could be transformed independently in the intermediate temperature range of metastable austenite．Although multi intermediate transformation phases can be transformed during the continuous coolingthe fraction of phasesespecially acicular ferritecannot be controlled．Howeverthe fraction of acicular ferrite could be controlled by the step cooling process．The optimum amount of acicular ferrite divides the prior-austenite grainsresulting in mult-i phase microstructure ultrafine． KEY WORDS low carbon bainitic steel；intermediate phase transformation；TTT curve；CCT curve ·698· 北 京 科 技 大 学 学 报 第29卷