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 ·