第12期 吴华林等：Nb-V复合弹簧钢60Si2CVAT过冷奥氏体连续冷却转变 ·1465· 的完全固溶温度为1050℃，2"钢Nb、V完全固溶温 数量的Nb(C,N)固溶，变成固溶于奥氏体中的 度为1260和1210℃，3钢Nb、V完全固溶温度为 铌回，同时考虑到温度过高奥氏体晶粒过分粗化， 1360℃和1210℃.为了充分利用铌的物理治金潜 以及实验设备实际加热温度限制，三种钢热膨胀试 能，必须在热变形之前在足够再加热温度下使一定 样的加热温度设定为1150℃. 20 18 (a) (b) 5 (e) 16 20 型20 回 12 15 10 8 10 10 4 5 2 Nh 400600 80010001200140016004006008001000120014001600400600800100120014001600 温度℃ 温度/℃ 温度℃ 图2Nb、V元素在奥氏体中的固溶规律.(a)1#实验钢：(b)2实验钢：(c)3*实验钢 Fig.2 Solid solubility of Nb and V in austenite:(a)1 steel:(b)2 steel:(c)34 steel 实验在DL805A型淬火变形膨胀仪上进行，采 用膨胀法结合金相硬度法网测定实验钢的临界相 1150℃ 变点及CCT曲线.根据YB/T512793钢的临界 5 min 点测定方法（膨胀法）的规定，以180℃·h-1的速率 加热至1150℃保温3min,再以180℃·h-1的速率冷 0.06℃s1 至室温，测定相变点AC1,Ac3,Ar1,Ar3·参考相关文 10℃s1 X℃g 献研究结果回，制定了以下模拟实验方案：三组热 10℃s1 膨胀试样以10℃·s-1加热至1150℃后保温5min, 再分别以0.06、0.1、0.2、0.3、0.5、0.7、1.0、1.5、 时间min 2.0、3、5和10℃·s1的冷却速度冷至室温，采集温 图3测定CCT曲线的实验工艺图 度、膨胀量和时间数据，测定实验钢的热膨胀曲线， Fig.3 Schematic diagram of experimental processes for CCT curve measurement 具体工艺路线如图3所示.根据本实验热膨胀仪的 测量原理，取不同冷速下圆柱试样的中部制成金相 奥氏体化的温度，因而随Nb含量的增加，Ac,和Ac3 试样，研磨抛光后，经4%硝酸酒精溶液侵蚀，在 略微有所提高.对Ar,和Ar3而言，主要是由于Nb 9XB-P℃正置金相显微镜下观察显微组织特征，并 含量增加，使得固溶在奥氏体中的Nb含量也相应 结合LEICA VMHT30M显微维氏硬度计（载荷1.96 增加，从而进一步增加了奥氏体的稳定性，使得Y→ N,载荷时间20s)对试样内各组织硬度进行测定，来 α转变温度降低.合金元素降低Ms点，主要在于它 判定显微组织类型 们降低奥氏体的化学自由能或提高马氏体的化学自 由能，即减少了二者之间的差值，故随合金元素 2实验结果与分析 含量的增加，Ms三点不断下降.此外，原始晶粒越 2.1实验钢相变点 细小，Ms点温度也越低. 三组实验钢的加热和冷却过程相变点温度测定 表2实验钢的相变点温度 结果如表2所示.由表2可知：随Nb含量的增加， Table 2 Phase transformation temperatures of experimental steels C Ac,和Ac3略微提高，Ar1、Ar和Ms均降低.对于AC1 实验钢 Act Acs Ars Ms 和AC3而言，由于Nb是缩小奥氏体相区的铁素体形 1# 778.8 817.6 745.3 781.4 284.2 成元素，将使A和A,点温度升高O;另外，Nb、V等 2# 783.6 822.8 734.1 773.3 266.7 碳化物形成元素可提高碳在奥氏体中的扩散激活 3# 785.3 832.5 729.7 767.2 258.3 能，对奥氏体的形成有一定的阻碍作用，提高了完全第 12 期 吴华林等: Nb--V 复合弹簧钢 60Si2CrVAT 过冷奥氏体连续冷却转变 的完全固溶温度为 1 050 ℃，2# 钢 Nb、V 完全固溶温 度为 1 260 和 1 210 ℃，3# 钢 Nb、V 完全固溶温度为 1 360 ℃和 1 210 ℃ ． 为了充分利用铌的物理冶金潜 能，必须在热变形之前在足够再加热温度下使一定 数量的 Nb ( C，N) 固 溶，变成固溶于奥氏体中的 铌［4］，同时考虑到温度过高奥氏体晶粒过分粗化， 以及实验设备实际加热温度限制，三种钢热膨胀试 样的加热温度设定为 1 150 ℃ ． 图 2 Nb、V 元素在奥氏体中的固溶规律 . ( a) 1# 实验钢; ( b) 2# 实验钢; ( c) 3# 实验钢 Fig． 2 Solid solubility of Nb and V in austenite: ( a) 1# steel; ( b) 2# steel; ( c) 3# steel 实验在 DIL 805A 型淬火变形膨胀仪上进行，采 用膨胀法结合金相硬度法［8］测定实验钢的临界相 变点及 CCT 曲线． 根据 YB /T 5127—93 钢的临界 点测定方法( 膨胀法) 的规定，以 180 ℃·h － 1 的速率 加热至 1150 ℃保温 3 min，再以 180 ℃·h － 1 的速率冷 至室温，测定相变点 Ac1，Ac3，Ar1，Ar3 ． 参考相关文 献研究结果［9］，制定了以下模拟实验方案: 三组热 膨胀试样以 10 ℃·s － 1 加热至 1 150 ℃ 后保温 5 min， 再分 别 以 0. 06、0. 1、0. 2、0. 3、0. 5、0. 7、1. 0、1. 5、 2. 0、3、5 和 10 ℃·s － 1 的冷却速度冷至室温，采集温 度、膨胀量和时间数据，测定实验钢的热膨胀曲线， 具体工艺路线如图 3 所示． 根据本实验热膨胀仪的 测量原理，取不同冷速下圆柱试样的中部制成金相 试样，研磨抛光后，经 4% 硝酸酒精溶液 侵 蚀，在 9XB--PC 正置金相显微镜下观察显微组织特征，并 结合 LEICA VMHT 30M 显微维氏硬度计( 载荷 1. 96 N，载荷时间 20 s) 对试样内各组织硬度进行测定，来 判定显微组织类型． 2 实验结果与分析 2. 1 实验钢相变点 三组实验钢的加热和冷却过程相变点温度测定 结果如表 2 所示． 由表 2 可知: 随 Nb 含量的增加， Ac1和 Ac3略微提高，Ar1、Ar3和 Ms 均降低． 对于 Ac1 和 Ac3而言，由于 Nb 是缩小奥氏体相区的铁素体形 成元素，将使 A3和 A1点温度升高［10］; 另外，Nb、V 等 碳化物形成元素可提高碳在奥氏体中的扩散激活 能，对奥氏体的形成有一定的阻碍作用，提高了完全 图 3 测定 CCT 曲线的实验工艺图 Fig． 3 Schematic diagram of experimental processes for CCT curve measurement 奥氏体化的温度，因而随 Nb 含量的增加，Ac1和 Ac3 略微有所提高． 对 Ar1 和 Ar3 而言，主要是由于 Nb 含量增加，使得固溶在奥氏体中的 Nb 含量也相应 增加，从而进一步增加了奥氏体的稳定性，使得!→ α 转变温度降低． 合金元素降低 Ms 点，主要在于它 们降低奥氏体的化学自由能或提高马氏体的化学自 由能，即减少了二者之间的差值［11］，故随合金元素 含量的增加，Ms 三点不断下降． 此外，原始晶粒越 细小，Ms 点温度也越低． 表 2 实验钢的相变点温度 Table 2 Phase transformation temperatures of experimental steels ℃ 实验钢 Ac1 Ac3 Ar1 Ar3 Ms 1# 778. 8 817. 6 745. 3 781. 4 284. 2 2# 783. 6 822. 8 734. 1 773. 3 266. 7 3# 785. 3 832. 5 729. 7 767. 2 258. 3 ·1465·