.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∙5‚1‚3℃·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 temper￾ature 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