Vol.23 No.4 柳得槽等：屈服强度8O0MPa的低碳礅合金钢 ·3594 明显高于780℃终轧试样的强度，而B4钢低终 体.经过反转变得到的奥氏体仍保留了原来的 轧温度(770℃)试样(B4a)则是在问火开始的前 奥氏体晶界，这些被压扁的奥氏体晶粒由于 30min内强度较高，继续保温时强度下降，保温 晶界面积大幅度增加使贝氏体的形核地点明显 1.5h后高温终轧(870℃)与低温终轧试样的强度 增加. 趋向一致.可见，终轧温度对回火试样强度的影 ·另一方面，研究表明：在奥氏体区的变形明 响因化学成分不同而异 显提高随后贝氏体相变的温度，纯净钢3Y在 3讨论 900℃压缩70%其贝氏体开始转变温度B,明显 提高几十摄氏度，而且组织比未变形试样的细 31回火试样的组织 小阿.对试验钢B1-B4和工业钢8YXTE355)用 金相与扫描电镜观察表明：获得最高强度 Gleeble1500热模拟机测定的结果同样表明：贝 的快冷回火试样具有以细小贝氏体为主的组 氏体相变开始温度B及结束温度B,均随变形 织.图3是B2钢780℃和890℃终轧后快冷回火 温度的降低而有不同程度的升高.在1100-780 试样组织的扫描电镜二次电子像，图上可见原 ℃范围压缩80%并以5℃/s冷却时，B3,B4钢的 奥氏体晶粒被加工变形成扁平状，其宽度约为 B,温度由550-610℃提高到610640℃，在较低 几微米至十几微米，长度则在几十微米以上.在 温变形使Bs提高约50~60℃.表明在奥氏体区 原变形奥氏体晶粒内生长的贝氏体板条宽在1 变形对随后的贝氏体形成温度和形核率都有影 m左右甚至小于1m,大部分贝氏体板条束受 响.本工作的回火温度选在贝氏体形成的低温 阻于另一侧奥氏体晶界而停止生长.比较图3 区，采用了尽可能大的过冷度也使形核率增大， 的两张照片看来较高终轧温度试样的贝氏体晶 因而导致贝氏体组织细化 粒尺寸更为细小.分析表明：试验钢在轧后快冷 过去的工作业已证明A:Hall-Petch关系也 时变形奥氏体转变为马氏体并有一定分数的残 适用于贝氏体板条的宽度，即屈服应力比例 留奥氏体，回火时试样先经历了马氏体一奥氏 于铁素体晶粒直径d的负12次方，对于贝氏体 体反转变，随后在等温过程中生成细小的贝氏 组织则用板条宽1代替铁素体晶粒直径d.因此， 快冷回火钢的高强度与韧性主要是由细小的贝 氏体组织造成的.部分试验钢试样由于热加工 参数特别是终轧温度和冷却速度不同或者化学 成分差别而含有一定量的铁素体，则钢的屈服 强度随着先共析铁素体量增加而明显降低，同 时塑性和韧性提高. 3.2合金元素的作用 通过控制奥氏体一贝氏体转变获得微米、 亚微米尺寸贝氏体组织钢的关键在于：在一定 冷速范围冷却或者经过适当回火处理得到尺寸 最细小的贝氏体组织.为此，加人合金元素的原 则是：①尽量降低钢的B温度、增大贝氏体 形成时Y一α反应的过冷度，使贝氏体的形核率 提高；②延缓铁素体一珠光体反应、提高贝氏 体的淬透性，以便在较大的冷速范围都可以得 到以贝氏体为主的组织：③在奥氏体区发生弥 散沉淀、提高奥氏体的再结晶温度使奥氏体晶 粒细化.热加工时在非再结晶区用大的变形量 图3B2钢快冷回火试样的贝氏体组织，SEM二次电子 增加总的晶界面积，同时由于应变诱导沉淀的 像.()终轧温度780℃(b)终轧温度890℃ 作用将这些界面固定下来成为相变时贝氏体的 Flg.3 SEM micrograph of the tempered specimen B2 择优形核地点；④在利用水冷回火处理技术时， showing bainitie structure