,706 北京科技大学学报 第31卷 合金元素含量与基体相近，粒状组织相对于板条铁 素体尺寸较大，对强度和韧性有不利影响 500nm 500nm 图7变形奥氏体以15℃s连续怜却的TEM形貌及衍射花样：(a),(b)贝氏体形貌：(c)图(b)中残余奥氏体衍射花样及标定 Fig.7 Bright field TEM micrographs and diffraction pattern of deformed austenite at a cooling rate of 15Cs (a).(b)bainite morphologies (e)pattern analysis for retained austenite on Fig(b) (a) 500nm 500 nm 图8变形奥氏体以25℃s连续冷却的TEM形貌及衎射花样：(a),(b)贝氏体形貌：(c)图(b)中渗碳体衍射花样及标定 Fig-8 Bright field TEM micrographs and diffraction pattern of deformed austenite at a cooling rate of 15C:(a).(b)bainite morphologies (c)pattern analysis for cementite on Fig-(b) 当冷却速度较快时，位错结构回复程度轻微，在 入水前冷速低，当入水温度低于，（铁素体转变开 一800下看到的贝氏体板条由更为细小的高位错 始温度)时，已经有部分奥氏体相变成铁素体，造成 密度、平行排列的楔形亚板条束组成（图8(a),亚 钢带组织粗大、强度降低，冷速越大，奥氏体实际转 板条间F3C小岛有明显拉长趋势，相邻板条呈一定 变温度就越低，相变后所获得的铁素体、贝氏体尺寸 交角（图8(b),此特征对钢的强度及韧性起到有益 也越小，同时抑制了微合金C、N化物在高温时的析 作用.图8中亚板条宽度约为0.2~0.5m,长度约 出，使低温析出的C、N化物增加，且更细小、弥散， 为0.5~2m·可以观察到，亚板条由更为细小的超 增强析出强化效果，当冷速达到一定范围后，基本 亚单元组成 上不发生先共析铁素体转变而直接转变成贝氏体组 快速冷却形成的板条铁素体对强度和韧性有 织，而且随着冷却速度增大，板条贝氏体组分越来越 利.强化因素可归结为由转变温度降低引起的晶粒 多，板条宽度减小，细晶强化、析出强化和位错强化 细化效果，以及亚晶界强化和位错亚结构强化，韧 效果更显著，表现在力学性能上则是钢的硬度越来 性提高的原因除了细化晶粒外，还有快速冷却抑制 越大，强度越来越高. 生成大块珠光体，形成的硬质相(M/A)的尺寸更 卷取温度过高，在卷后缓冷过程中，钢中未来得 小、分布更均匀 及转变成贝氏体的剩余奥氏体将发生铁素体十珠光 3讨论 体的转变，使得转变后室温组织为铁素体十贝氏 体十珠光体的复合组织，贝氏体组分减少，微合金 由以上实验结果及分析，在CSP技术条件下生 C、N化物析出物尺寸增大，影响强化效果，表现在 产屈服强度6O0MPa级以上低碳贝氏体钢，充分发 力学性能上则是钢的硬度减小，强度降低 挥钢中合金优势，热轧后的冷却、卷取相关工艺参数 综合考虑，在CSP线生产600MPa级低碳贝氏 具有重要意义，轧后冷却过程中将发生由形变奥氏 体钢并获得优良综合力学性能，得到细小、稳定的组 体向铁素体、贝氏体的转变，入水温度、冷却速度是 织，应当控制热轧变形后入水温度在800℃左右，冷 影响相变过程的重要参数，相同终轧温度下，由于 却速度在25~30℃s-1范围，卷取温度约550℃.合金元素含量与基体相近．粒状组织相对于板条铁 素体尺寸较大‚对强度和韧性有不利影响． 图7 变形奥氏体以15℃·s －1连续冷却的 TEM 形貌及衍射花样：（a）‚（b） 贝氏体形貌；（c）图（b）中残余奥氏体衍射花样及标定 Fig．7 Bright field TEM micrographs and diffraction pattern of deformed austenite at a cooling rate of15℃·s －1：（a）‚（b） bainite morphologies； （c） pattern analysis for retained austenite on Fig．（b） 图8 变形奥氏体以25℃·s －1连续冷却的 TEM 形貌及衍射花样：（a）‚（b）贝氏体形貌；（c） 图（b）中渗碳体衍射花样及标定 Fig．8 Bright field TEM micrographs and diffraction pattern of deformed austenite at a cooling rate of15℃·s －1：（a）‚（b） bainite morphologies； （c） pattern analysis for cementite on Fig．（b） 当冷却速度较快时‚位错结构回复程度轻微‚在 H－800下看到的贝氏体板条由更为细小的高位错 密度、平行排列的楔形亚板条束组成（图8（a））‚亚 板条间 Fe3C 小岛有明显拉长趋势‚相邻板条呈一定 交角（图8（b））‚此特征对钢的强度及韧性起到有益 作用．图8中亚板条宽度约为0∙2～0∙5μm‚长度约 为0∙5～2μm．可以观察到‚亚板条由更为细小的超 亚单元组成． 快速冷却形成的板条铁素体对强度和韧性有 利．强化因素可归结为由转变温度降低引起的晶粒 细化效果‚以及亚晶界强化和位错亚结构强化．韧 性提高的原因除了细化晶粒外‚还有快速冷却抑制 生成大块珠光体‚形成的硬质相（M／A）的尺寸更 小、分布更均匀． 3 讨论 由以上实验结果及分析‚在 CSP 技术条件下生 产屈服强度600MPa 级以上低碳贝氏体钢‚充分发 挥钢中合金优势‚热轧后的冷却、卷取相关工艺参数 具有重要意义．轧后冷却过程中将发生由形变奥氏 体向铁素体、贝氏体的转变‚入水温度、冷却速度是 影响相变过程的重要参数．相同终轧温度下‚由于 入水前冷速低‚当入水温度低于 Fs（铁素体转变开 始温度）时‚已经有部分奥氏体相变成铁素体‚造成 钢带组织粗大、强度降低．冷速越大‚奥氏体实际转 变温度就越低‚相变后所获得的铁素体、贝氏体尺寸 也越小‚同时抑制了微合金 C、N 化物在高温时的析 出‚使低温析出的 C、N 化物增加‚且更细小、弥散‚ 增强析出强化效果．当冷速达到一定范围后‚基本 上不发生先共析铁素体转变而直接转变成贝氏体组 织‚而且随着冷却速度增大‚板条贝氏体组分越来越 多‚板条宽度减小‚细晶强化、析出强化和位错强化 效果更显著‚表现在力学性能上则是钢的硬度越来 越大‚强度越来越高． 卷取温度过高‚在卷后缓冷过程中‚钢中未来得 及转变成贝氏体的剩余奥氏体将发生铁素体＋珠光 体的转变‚使得转变后室温组织为铁素体＋贝氏 体＋珠光体的复合组织‚贝氏体组分减少‚微合金 C、N 化物析出物尺寸增大‚影响强化效果‚表现在 力学性能上则是钢的硬度减小‚强度降低． 综合考虑‚在 CSP 线生产600MPa 级低碳贝氏 体钢并获得优良综合力学性能‚得到细小、稳定的组 织‚应当控制热轧变形后入水温度在800℃左右‚冷 却速度在25～30℃·s －1范围‚卷取温度约550℃． ·706· 北 京 科 技 大 学 学 报 第31卷