第12期 肖金福等：铌对中碳SM·系弹簧钢珠光体相变行为的影响 ·1565 学成分见表1 开始温度为710℃2试验钢相变开始温度为 表1试验钢样化学成分质量分数) 690℃铌的添加使得珠光体相变开始温度推迟约 Table 1 Chem ical composit ion of expermental steels 20℃. 钢种 Mn r Nb 根据溶度积公式N[9=3.42-7900/ 1中 058 1.62 075 025 9,由2武验钢的化学成分计算得到的NC固溶 2* 057 1.60 076 026 022 温度约为1210℃.热模拟工艺的加热温度为 1250℃在此温度下，理论上NbC可以全部固溶于 1.2试验方法 奥氏体中.铌固溶奥氏体后能够增加其稳定性，从 在G1ele1500热模拟试验机上利用热膨胀 而推迟了过冷奥氏体相变的发生. 法，结合金相组织测定两种试验钢的CCT曲线.为 根据各冷却速率和对应的转变温度，采用回归 使铌充分固溶，热模拟工艺为：试样加热至1250℃， 方法确定，得到1和2两种试验钢冷却速率和珠光 保温5m识快速冷却至850℃进行双道次压缩变 体转变开始温度之间的关系分别为： 形，变形量分别为35%和30%，变形速率均为 P=7302-1628979 (1) 20s,变形后以1、235和9℃·s'的冷却速率冷 却至室温.利用4%硝酸酒精浸蚀后观察分析转变 P=7302-2599y63 (2) 后的显微组织，利用Leica VMHB0M显微硬度仪测 式中：P、P分别为1和2试验钢珠光体转变开始 量其硬度，载荷为1.96y利用H-800透射电镜观 温度，℃，为相变冷却速率，℃。s 察珠光体和析出物形貌每个试样随机观察四个视 2.2铌对弹簧钢显微组织的影响 场，在每个视场中选取五组珠光体片层进行片层间 两个钢种的显微组织照片见图2和图3不同 距的测量，取平均值作为片层间距的数值， 冷却速率下组织中先共析铁素体含量和显微硬度见 2试验结果与讨论 图4由图1一图4可见：1试验钢在冷却速率5℃ s'以下时，显微组织为先共析铁素体十珠光体，随 2.1铌对弹簧钢相变规律的影响 着冷却速率的增加，先共析铁素体逐渐减少，铁素体 图1为两种试验钢变形后CCT曲线对比.由图 呈不连续的网状分布在晶界上；冷却速率超过5℃· 可见，两种试验钢的CCT曲线上存在铁素体析出 s时，显微组织为先共析铁素体十珠光体十马氏 区、珠光体转变区和马氏体转变区，无贝氏体转变 体；冷却速率为9℃。s'时，铁素体转变终止，显微 区.随着冷却速率的增大，过冷奥氏体的稳定性增 组织为珠光体十马氏体.1试验钢发生马氏体转变 强，相变开始点和结束点均降低 的最小冷却速率为5℃。s.2试验钢在冷却速率 奥氏体化：1250℃，5min 3℃。s'以下时，显微组织为铁素体十珠光体；冷却 900 二1钢 800 2钢 速率超过3℃。s时，铁素体转变终止，显微组织为 700 珠光体十马氏体：当冷却速率为9℃。s时，显微组 600 织几乎全部为马氏体.2试验钢发生马氏体转变的 冷速℃·g」9 最小冷却速率为3℃·s.SM弹簧钢中添加铌 400 M 元素后，铁素体转变冷却速率由9℃·s降低至 300 200 3℃·s,马氏体转变的最小冷却速率由5℃。s变 100 为3℃·s,可见铌在推迟铁素体和珠光体的转变 10 102 103 的同时，降低了马氏体转变的冷却速率. 时间s 合金元素对先共析铁素体的析出具有明显的影 图1试验钢的奥氏体CCT曲线对比 响.先共析铁素体的形核和长大过程中，碳原子从 Fg 1 CCT curves of investgated steels Y/α相界面向奥氏体扩散，是先共析铁素体形核和 与1试验钢相比，2试验钢的CCT曲线向右下 长大的控制因素.由于铌为强碳化物形成元素， 偏离，珠光体转变开始温度和结束温度均低于1试 溶于奥氏体后，提高了碳在奥氏体中的扩散激活能 验钢.由于添加微量铌，推迟了弹簧钢的珠光体相 降低了碳在奥氏体中的扩散速率，减慢了先共析铁 变.在冷却速率为2℃。s'时，1试验钢珠光体相变 素体的形核和长大速度，抑制了铁素体的析出.第 12期 肖金福等:铌对中碳 Si--Mn系弹簧钢珠光体相变行为的影响 学成分见表 1. 表 1 试验钢样化学成分(质量分数) Table1 Chemicalcompositionofexperimentalsteels % 钢种 C Si Mn Cr Nb 1 # 0.58 1.62 0.75 0.25 — 2 # 0.57 1.60 0.76 0.26 0.022 1.2 试验方法 在 Gleeble--1500 热模拟试验机上利用热膨胀 法 ,结合金相组织测定两种试验钢的 CCT曲线.为 使铌充分固溶, 热模拟工艺为:试样加热至 1 250 ℃, 保温 5 min, 快速冷却至 850 ℃进行双道次压缩变 形 , 变形量 分别为 35%和 30%, 变形 速率均为 20 s -1 ,变形后以 1、2、3、5和 9 ℃·s -1的冷却速率冷 却至室温.利用 4%硝酸酒精浸蚀后观察分析转变 后的显微组织,利用 LeicaVMHT30M显微硬度仪测 量其硬度,载荷为 1.96 N.利用 H--800透射电镜观 察珠光体和析出物形貌, 每个试样随机观察四个视 场 ,在每个视场中选取五组珠光体片层进行片层间 距的测量,取平均值作为片层间距的数值 . 2 试验结果与讨论 2.1 铌对弹簧钢相变规律的影响 图 1为两种试验钢变形后 CCT曲线对比 .由图 可见, 两种试验钢的 CCT曲线上存在铁素体析出 区 、珠光体转变区和马氏体转变区, 无贝氏体转变 区 .随着冷却速率的增大 , 过冷奥氏体的稳定性增 强 ,相变开始点和结束点均降低 . 图 1 试验钢的奥氏体 CCT曲线对比 Fig.1 CCTcurvesofinvestigatedsteels 与 1 #试验钢相比 , 2 #试验钢的 CCT曲线向右下 偏离, 珠光体转变开始温度和结束温度均低于 1 #试 验钢.由于添加微量铌 , 推迟了弹簧钢的珠光体相 变 .在冷却速率为 2 ℃·s -1时, 1 #试验钢珠光体相变 开始温度为 710 ℃, 2 #试验钢 相变开始温 度为 690 ℃, 铌的添加使得珠光体相变开始温度推迟约 20 ℃. 根据溶度积公式 lg[ Nb] [ C] =3.42 -7 900/ T [ 9] ,由 2 #试验钢的化学成分计算得到的 NbC固溶 温度约为 1 210 ℃.热模拟工艺的加 热温度为 1 250 ℃, 在此温度下, 理论上 NbC可以全部固溶于 奥氏体中 .铌固溶奥氏体后能够增加其稳定性, 从 而推迟了过冷奥氏体相变的发生 . 根据各冷却速率和对应的转变温度 , 采用回归 方法确定 ,得到 1 #和 2 #两种试验钢冷却速率和珠光 体转变开始温度之间的关系分别为: Pf1 =730.2 -16.28V 0.79 (1) Pf2 =730.2 -25.99V 0.63 (2) 式中 :Pf1 、Pf2分别为 1 #和 2 #试验钢珠光体转变开始 温度 , ℃;V为相变冷却速率 , ℃·s -1 . 2.2 铌对弹簧钢显微组织的影响 两个钢种的显微组织照片见图 2和图 3, 不同 冷却速率下组织中先共析铁素体含量和显微硬度见 图 4.由图 1 ～图 4可见:1 #试验钢在冷却速率 5 ℃· s -1以下时, 显微组织为先共析铁素体 +珠光体, 随 着冷却速率的增加 ,先共析铁素体逐渐减少 ,铁素体 呈不连续的网状分布在晶界上;冷却速率超过 5 ℃· s -1时, 显微组织为先共析铁素体 +珠光体 +马氏 体;冷却速率为 9 ℃·s -1时, 铁素体转变终止, 显微 组织为珠光体 +马氏体 .1 #试验钢发生马氏体转变 的最小冷却速率为 5 ℃·s -1 .2 #试验钢在冷却速率 3 ℃·s -1以下时 ,显微组织为铁素体 +珠光体;冷却 速率超过 3 ℃·s -1时 ,铁素体转变终止, 显微组织为 珠光体 +马氏体;当冷却速率为 9 ℃·s -1时 ,显微组 织几乎全部为马氏体.2 #试验钢发生马氏体转变的 最小冷却速率为 3 ℃·s -1 .Si--Mn弹簧钢中添加铌 元素后, 铁素体转变冷却速率由 9 ℃·s -1降低至 3 ℃·s -1 ,马氏体转变的最小冷却速率由 5 ℃·s -1变 为 3 ℃·s -1 , 可见铌在推迟铁素体和珠光体的转变 的同时,降低了马氏体转变的冷却速率 . 合金元素对先共析铁素体的析出具有明显的影 响.先共析铁素体的形核和长大过程中, 碳原子从 γ/α相界面向奥氏体扩散, 是先共析铁素体形核和 长大的控制因素 [ 10] .由于铌为强碳化物形成元素, 溶于奥氏体后 ,提高了碳在奥氏体中的扩散激活能, 降低了碳在奥氏体中的扩散速率 , 减慢了先共析铁 素体的形核和长大速度 ,抑制了铁素体的析出. · 1565·