·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·