Vol.21 No.2 柳得槽等：形变对奥氏体中温等温转变组织与性能的影响 ·169· 氏体晶粒尺寸的影响， 结晶终止温度提高到950~1000℃，因此，900℃ (2)由于3种试验用钢在化学成分、临界温 和780℃不是试验钢的奥氏体再结晶温度区.试 度、原奥氏体晶粒尺寸以及洁净度方面的差别必 样被压缩变形70%后原奥氏体晶粒被压成扁平 然导致中温等温转变组织的差异.初步分析认为 状，使单位体积中的晶界面积大为增加，而且还 试样在经过上述形变热处理后的组织是铁素体、 产生了许多变形带和位错，这些晶界和变形带为 贝氏体和残留奥氏体及其分解产物的混合物，除 α相提供了大量非自发形核地点，使新相的形核 了细小的碳氨化物沉淀外含碳稍高的8Y试样中 率显著提高而细化组织， 还有少量渗碳体.但在不同钢中这些组成相的体 此外，有关研究表明：钢中的非金属夹杂物 积分数不同.比较图3中纯净钢和工业钢6经形 ~粒子如氧化钛和碳氨化铌等沉淀粒子都是a 变热处理后的组织可以看出：纯净钢由于含硼其 相的非自发形核中心，含铌钢在奥氏体低温区大 淬透性较高，因此主要由细长的贝氏体组成，平 变形量热加工后以一定速度冷却时，析出的碳氨 均晶粒尺寸小于2μm.尽管这个试样的奥氏体晶 化铌等沉淀可使奥氏体晶内的尖角铁素体（即贝 粒很粗大，但因贝氏体体积分数大、由亚晶和高 氏体)形核率增加，导致晶粒细化.但是，在 密度位错造成的强化效果大，加上碳氮化物在α 900℃变形时由于大量碳氮化物在奥氏体中的析 相中的沉淀而获得高的强度（达778MPa),而工 出减少了固溶铌的含量，致使其贝氏体转变温度 业钢6B主要是等轴的铁素体，还有一些亚微米 B,升高，同时可能减少了在随后500℃等温处理 尺寸的小粒状集合体，尽管它的平均晶粒尺寸比 时的沉淀强化效果， 纯净钢的细小，已达到1μm甚至以下，强度却略 另一方面，由于试样加热到1200℃高温时， 小于纯净钢（为697MPa). 原有的碳氮化铌粒子绝大多数已经溶解，试样快 有关研究指出例：铁素体或贝氏体组织的亚 速冷却到780℃变形时因变形温度低、速率快，碳 晶强化作用取决于含有亚晶的α相晶粒体积分 氮化铌来不及在奥氏体内析出，固溶铌降低B,温 数和亚晶的尺寸，当钢材在附近温度加工时仅 度的作用明显，可得到细小的贝氏体晶粒在中 有约5%的α相有亚晶.因此在~950℃以上加 温等温时碳氨化铌在过饱和α相（铁素体和贝氏 工时，基本上没有多少亚晶强化效果，而在A与 体)内的弥散析出明显提高钢的强度，因此780℃ A:之间甚至稍低于A,加工或者通过相变产生亚 变形试样的强度比900℃变形的高. 晶可获得相当大的强化效果.对具有贝氏体组织 由此可见，如果采取适当措施控制再结晶来 的钢而言，随着B。温度下降其亚晶强化效果增 细化奥氏体晶粒，提高含有高密度位错和亚晶的 大.由实验测定的CCT曲线得到：3Y,6B和8Y钢 贝氏体体积分数并获得最佳的弥散沉淀，则钢的 试样的A。温度分别为900,870和830℃，形变热 强度还可进一步提高. 处理时900℃变形是在A温度附近，而780℃变 形则是在A。与A,之间.二者变形量及变形速率 3小结 相同，但在780℃变形试样中得到的亚晶强化显 (1)纯净钢和工业钢试样经1200℃均匀化 然比900℃时的大，晶粒尺寸则比900℃变形的 处理后快速冷却到奥氏体的非再结晶温度区变 小，可以认为：同一种钢780℃与900℃变形试样 形70%再进行中温等温处理，可以获得微米甚至 的强度差别主要是由亚晶强化的差别造成的， 亚微米级的细化组织，其平均晶粒尺寸在3μm (3)由于α相的形核率取决于奥氏体再结晶 以下；780℃变形的6B试样得到最小的平均晶粒 动力学与碳氮化物沉淀动力学之间的关系，得到 尺寸为X方向为0.99μm,Y方向为1.02μm.这是 的组织形貌尤其是最终的α相晶粒尺寸随试样 由于形变奥氏体单位体积内的晶界面积大幅度 的变形温度、速率及变形后的冷却速率不同而不 增加、晶内产生的变形带及其他晶体缺陷提供了 同.根据文献报道可知，本工作所用的变形温度 大量的有利形核地点，使α相以很高的形核率非 900℃正是碳氮化铌在奥氏体中发生沉淀的温度 均匀形核、发生转变的结果. 范围.试样在900℃被压缩时由形变诱导的碳氨 (2)形变热处理时分别在试样的A。温度附近 化铌等粒子发生沉淀而阻止奥氏体的再结晶，研 和在A,与A:之间温度大变形量变形，变形量及 究表明例加人0.02%~0.03%铌可使奥氏体的再 变形速率相同，则同一种钢样在A,与A,之间温V 0 1 . 2 N 0 1 . 2 柳得格等 : 形 变对奥 氏体 中温等温 转变组织与性 能的影 响 氏体晶粒尺 寸 的影 响 . (2 由于 种 试 验 用 钢 在 化 学 成 分 ) 3 、 临 界 温 度 、 原奥 氏体 晶粒尺 寸 以 及 洁净 度方 面 的差 别 必 然 导 致中温等温 转 变组织 的差 异 . 初 步 分析认 为 试样在经过上 述 形 变 热处理后 的组 织是 铁素 体 、 贝 氏体和 残留 奥氏体及其分解产物 的混合物 , 除 了 细小 的 碳氮 化物沉淀外含碳稍 高的 SY 试样 中 还有 少量 渗碳体 . 但在不 同钢 中这些组 成相 的体 积分数不 同 . 比较图 3 中纯净钢和 工业钢 6 B 经形 变 热处理后 的组织 可 以看 出: 纯净 钢 由于 含 硼其 淬透 性较 高 , 因此 主 要 由 细 长 的 贝 氏体组 成 , 平 均 晶粒尺寸小于 2 “ m . 尽管这个试样 的奥 氏体晶 粒很粗 大 , 但 因 贝 氏 体体积分数大 、 由亚 晶 和 高 密度位 错 造 成 的强 化 效果大 , 加 上 碳 氮 化 物在 a 相 中的 沉 淀 而 获得 高 的强 度 (达 7 78 M aP ) , 而 工 业钢 6 B 主要 是 等轴 的铁 素体 , 还 有一 些 亚 微 米 尺 寸 的小 粒 状 集合 体 , 尽 管 它 的平 均 晶粒 尺寸 比 纯净 钢 的 细小 , 已 达 到 l 卜m 甚 至 以 下 , 强度 却 略 小 于 纯净 钢 ( 为 6 9 7 M P a ) . 有 关研究 指 出 18 : 铁素 体或 贝 氏体组 织 的亚 晶 强 化作 用 取 决 于 含 有 亚 晶 的 a 相 晶 粒 体 积分 数 和亚 晶 的尺 寸 , 当钢 材在 A 3 附近 温度 加工 时仅 有 约 5% 的 a 相 有 亚 晶 . 因 此在 ~ 9 50 ℃ 以 上加 工 时 , 基 本上 没有 多 少 亚 晶强 化 效果 , 而在 燕 , 与 rA : 之 间甚 至稍 低于 tA , 加 工或 者通 过相 变产 生亚 晶可 获得相 当大 的强 化 效果 . 对具有 贝 氏体组织 的钢 而 言 , 随 着 B s 温 度 下 降其 亚 晶 强 化 效 果 增 大 . 由实验测 定的 C C T 曲线得 到 :3 Y , 6 B 和 S Y 钢 试样 的 A 。 温 度分别 为 9 0 , 8 70 和 83 0℃ , 形 变热 处理时 9 0 ℃ 变形是在 A 。 温度 附近 , 而 7 80 ℃ 变 形 则 是在 A 。 与 人 : 之 间 . 二 者变 形量 及变 形 速率 相同 , 但在 78 0 ℃ 变形 试样 中得 到 的亚 晶强化 显 然 比 9 0 0 ℃ 时 的大 , 晶 粒尺 寸则 比 9 0 ℃ 变形 的 小 . 可 以 认为 : 同一 种 钢 7 80 ℃ 与 9 0 ℃ 变形 试样 的强度差别主要 是由亚 晶强化的差别 造成的 . (3 ) 由 于 a 相 的 形核 率取决于奥 氏体再结 晶 动力 学与 碳氮 化物 沉 淀动 力 学之间 的关 系 , 得 到 的组织形 貌尤其是 最 终 的 a 相 晶粒尺 寸 随试 样 的变 形 温 度 、 速率及变 形后 的冷却 速 率不 同而 不 同 . 根据 文 献报道 可 知 , 本 工 作 所 用 的变 形 温 度 90 0℃ 正是碳氮 化妮在 奥 氏体中发生 沉 淀的温 度 范 围 . . 试 样 在 9 0 ℃ 被 压 缩 时 由形变 诱导 的碳 氮 化锭等粒 子发 生 沉 淀而 阻 止奥 氏体 的再结 晶 . 研 究 表 明 [,] 加 人 .0 02 % 一 .0 03 % 妮 可使奥 氏体的再 结 晶终 止 温 度提 高到 9 5 0 一 1 0 0 0℃ , 因此 , 9 0 0℃ 和 78 0 ℃ 不是 试 验 钢 的 奥 氏体再结 晶温 度 区 . 试 样 被 压缩 变 形 70 % 后 原 奥 氏体 晶粒被 压成扁 平 状 , 使 单 位 体积 中的 晶 界 面 积大为 增 加 , 而 且 还 产 生 了 许多变 形带 和 位错 , 这 些 晶界 和变 形带为 a 相 提 供 了大量 非 自发 形 核 地点 , 使新相 的形 核 率显著 提高而细 化组 织 . 此 外 , 有 关研究 表 明: 钢 中 的 非 金 属 夹杂 物 粒子 如氧化钦lt0 和 碳 氮化铭等沉淀粒子 都是 a 相 的 非 自发 形核 中心 , 含 铭钢在奥 氏 体低 温 区大 变 形量 热加工 后 以 一定 速度冷却 时 , 析出 的碳氮 化铝等沉淀可使奥氏体晶 内的尖角 铁素 体 (即 贝 氏 体) 形 核 率 增 加 , 导 致 晶 粒 细 化 . 但 是 , 在 9 0 0℃ 变形 时 由于 大量 碳 氮化物 在奥 氏体中的析 出减 少 了固溶 铭的含 量 , 致使其贝 氏体转 变温 度 B : 升高 , 同时可 能 减少 了 在 随后 5 0 ℃ 等温 处理 时 的沉 淀强化 效果 . 另 一方 面 , 由于 试样加 热到 1 2 0 0℃ 高温时 , 原 有 的碳 氮化 锭粒子 绝大 多 数已 经 溶解 , 试样 快 速 冷却到 78 0 ℃ 变 形时 因变形温 度低 、 速率快 , 碳 氮化 妮来 不及 在 奥 氏体 内析 出 , 固溶钥 降低 .B 温 度 的 作 用 明显 , 可 得 到 细小 的 贝 氏体 晶粒 . 在 中 温 等温 时 碳氮 化铭 在 过饱 和 a 相 (铁 素体和 贝 氏 体) 内的弥 散 析 出明显 提高钢 的强度 , 因此 7 80 ℃ 变 形试 样 的强度 比 9 0 0 ℃ 变 形 的高 . 由此 可见 , 如 果采 取 适 当措施 控 制再结晶来 细 化奥 氏体晶粒 , 提高 含 有高 密度 位 错 和亚 晶 的 贝 氏体体积分 数 并 获 得最 佳 的弥散 沉淀 , 则钢 的 强度还 可进一 步 提高 . 3 小 结 ( l) 纯净 钢 和工 业钢 试 样 经 1 2 0 ℃ 均 匀 化 处 理 后 快 速 冷 却 到 奥 氏体 的非 再结 晶温 度 区 变 形 70 % 再进 行 中温等温 处理 , 可 以获得 微米 甚至 亚 微米 级 的细 化组 织 , 其平 均 晶 粒尺 寸 在 3 “ m 以下 ; 7 8 0 ℃ 变形 的 6B 试样得 到最小 的平均 晶粒 尺 寸 为x 方 向为 .0 9 协m , Y 方 向为 _ 1 . 02 协m . 这 是 由于 形 变 奥 氏体单 位 体 积 内 的 晶 界 面 积大 幅 度 增 加 、 晶 内产 生 的 变 形带 及其他 晶体缺 陷提 供了 大 量 的有 利 形核 地 点 , 使 a 相 以很 高的形核 率非 均 匀形 核 、 发生 转变 的结 果 . (2) 形变 热处理 时分 别 在试 样 的 A 。 温 度附近 和 在 次 , 与 人 L 之 间 温度 大 变形 量 变 形 , 变形量 及 变形速 率 相 同 , 则 同一 种钢 样 在 次 , 与 人 1 之 间温