（材料加工工程专业论文）超高强低合金耐磨钢nm450成分设计及热处理工艺研究.pdf

at h e s i si nm a t e r i a l sf o r m i n ge n g i n e e r i n g d e s i g n i n gc h e m i c a lc o m p o s i t i o n a n dh e a t t r e a t m e n tt e c h n o l o g ys t u d yo nn m 4 5 0g r a d e s u p e r - - h i g hs t r e n g t hl o wa l l o y p l a t e b yd e n gx i a n g t a o s u p e r v i s o r ：a s s o c i a t ep r o f e s s o rw a n gz h a o d o n g y u a ng u o n o r t h e a s t e mu n i v e r s i t y j u l y2 0 0 9 8 3舢07， mmjl川7，iiiiiy 0 ， ，j 土 | 东北大学硕士学位论文 声明 独创性声明 本人声明，所呈交的学位论文是在导师的指导下完成的。论文中 取得的研究成果除加以标注和致谢的地方外，不包含其他人己经发表 或撰写过的研究成果，也不包括本人为获得其他学位而使用过的材 料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均己在论文中作了 明确的说明并表示谢意。 学位论文作者签名： 日期： 7 j 学位论文版权使用授权书 1 磐蓉 本学位论文作者和指导教师完全了解东北大学有关保留、使用学 位论文的规定：即学校有权保留并向国家有关部门或机构送交论文的 复印件和磁盘，允许论文被查阅和借阅。本人同意东北大学可以将学 位论文的全部或部分内容编入有关数据库进行检索、交流。 作者和导师同意网上交流的时间为作者获得学位后： 半年口一年口一年半口两年口 学位论文作者签名： 签字日期： 导师签名： 签字日期： 卜 ， p l - 东北大学硕士学位论文 摘要 超高强低合金耐磨钢n m 4 5 0 成分设计及热 处理工艺研究 摘要 本文以超高强低合金耐磨钢中厚板材产品开发为背景，针对n m 4 5 0 板材产 品的成份设计、连续冷却转变规律、轧制及热处理工艺等问题进行了较为系统的 研究，同时结合相应检测手段，对实验钢的断口、夹杂物及回火p 曲线进行了分 析，为低成本超高强n m 4 5 0 板材产品的实际开发应用提供了工艺参考。本文的 主要研究内容和成果如下： ( 1 ) 针对耐磨钢对力学性能的高硬度、高强度性能要求特点，在分析对 比国内外相关低合金高强耐磨钢成分特点的基础上，结合我国资源分布特点， 设计出t i c r - b 系的两种n m 4 5 0 实验钢成分。 ( 2 ) 采用实验室热模拟实验机m m s 3 0 0 ，对两种成分n m 4 5 0 实验钢进 行了热模拟实验，并利用热膨胀法得到了实验钢的静态及动态连续冷却转变 曲线( c c t ) 。同时，结合热模拟得到的膨胀曲线及金相组织，研究了实验钢 的连续冷却转变规律。 热模拟实验结果表明：n m 4 5 0 实验钢静态动态c c t 曲线均可大致划分 为三部分：高温转变区，相变产物为先共析铁素体和珠光体；中温转变区， 相变产物主要为贝氏体；低温转变区，相变产物为马氏体。奥氏体区的变形 使c c t 曲线向左上移动，提高了相变开始和结束温度，也加快了相转变速度， 扩大了先共析铁素体的形成区域，还促进了珠光体相变，而且在冷却速度较 小时( o 5 ) 、c r 、n i 、m o 、w 、v 、t i 、 舢等。它们对耐磨钢性能的影响见下表： 1 4 东北大学硕士学位论文 第2 章实验钢成分设计及优化 表2 1 合金元素对耐磨钢性能的影响【3 0 1 t a b l e2 1a f f e c to f a l l o y i n ga g e n tt op r o p e r t yf o ra b r a s i o nr e s i s t a n ts t e e l 【3 0 】 1 5 东北大学硕士学位论文第2 章实验钢成分设计及优化 2 3 合金元素对焊接性能的影响 在实际使用的过程中，绝大部分耐磨钢板都是与普碳钢在焊接条件下使用 的，因而低合金高强耐磨钢一般都对焊接性能要求较高。通常焊接性包括两个方 面：一是金属经受焊接加工的可能性；二是焊成的接头在使用条件下可靠运行的 能力( 即使用性能) 。本部分只考虑后面的情况，分析合金元素对焊接性能的影 响。 合金元素在焊缝金属中的作用是非常复杂的，尤其在多种元素的情况下，其 作用往往不是简单的叠加关系。下面简单叙述单一元素对焊缝金属性能的影响。 碳的影响，碳是主要的强化元素，可显著提高各种低合金钢焊缝金属的抗拉 强度，但随着含碳量的提高，使焊缝金属焊后的淬硬性增加，并降低了韧性，使 焊缝热裂倾向性和焊接热影响区冷裂倾向性增大。因此在低合金钢焊缝中，碳含 量高于0 0 9 ，在抗拉强度和屈服点得到提高的同时，韧性则下降。 锰的影响，在低碳( 0 1 ) 的焊缝金属中，锰的含量在2 2 以下在提高焊 缝金属强度的同时降低了脆性转变温度。焊缝金属的碳含量达到0 2 时，锰对 韧性也产生有利影响。锰的另一作用在于它能与硫结合形成硫化锰，并使焊缝金 属中的硫部分进入溶渣，残留的硫化锰并不沉淀于晶界。在低合金钢自动埋弧焊 缝中，锰的含量在0 6 l 。8 范围内增高，缺口冲击韧性提高，当锰含量超过1 8 ， 韧性则降低。 锰在焊缝金属中的作用还取决于硅的含量，在低锰硅比下，焊缝内氧含量较 高并使焊缝金属组织发生变化，使韧性明显下降。当m n s i 比低于2 ，特别是 1 时，焊缝金属中还可观察到不同长度的裂纹。 硅的影响，焊缝金属中硅的主要作用是使焊接熔池金属脱氧，硅对低强度焊 缝金属有轻微的强化作用。如硅含量从较低的含量逐渐增加，也能改善韧性。在 埋弧焊缝中，o 1 5 o 3 的硅含量能使焊缝金属获得最高的缺口冲击韧度。气 体保护焊焊缝，硅的含量应该控制才0 6 以下。 镍( n i ) 的影响，镍是提高焊缝金属低温缺口韧性最需要的合金元素之一。 提高镍含量是保证焊缝金属在较高的抗拉强度下获得韧性的有效手段。镍对高强 度焊缝金属具有一定的强化作用。附加1 的镍，焊接金属的屈服点可提高 2 0 5 0 m p a 。此外，镍对各种气体( 包括氢) ，具有较高的溶解度，如焊条和焊剂 16 东北大学硕士学位论文 第2 章实验钢成分设计及优化 中水分较高，则焊缝金属冲击韧性会出现较大的波动，因此含镍的焊心和焊丝焊 接时，焊条和焊剂必须烘干。在低合金高强度钢焊缝中，镍含量的最佳范围是 0 8 1 6 。 铬的影响，铬能固溶于铁素提中而产生固溶强化效应，提高焊缝金属的抗拉 强度和屈服点。铬与碳可化合成c r 7 c 3 ，能显著提高钢的抗氧化性能。在低合金 结构钢焊缝中铬能提高强度、硬度和塑性，但含量超过0 8 ，会使焊缝金属韧 性明显下降。 钼的影响，钼在低合金钢焊缝中含量小于0 6 时，能提高强度和硬度，能 细化晶粒，防止回火脆性和过热倾向，还能提高焊缝金属的塑性，减少产生裂纹 的倾向。当钼含量超过o 6 时，会影响焊缝金属的塑性。在低合金耐热钢焊缝 金属中，钼是保证高温强度不可缺少的元素。 铌( n b ) 的的影响，铌在钢中能起细化晶粒和析出强化作用，还能使扩散 氢很快逸出，有利于防止氢致裂纹。但是铌对低合金高强度钢焊缝金属的韧性可 产生有害的影响，使m n s i 系焊缝金属韧性下降。尤其是当针状铁素体少时，大 大降低焊缝韧性，增加结晶裂纹的倾向。 因此，一般不在低合金高强度钢的焊接材料中加入铌。焊缝中的铌主要是由 母材过渡进入的。如焊缝金属中含铌量不大于0 0 4 ，不会使焊缝过于变脆。为 防止焊缝金属中铌的有害作用，应尽量使晶粒细化和提高细针状铁素体的比例否， 钒的影响，钒是显著的强化元素，能提高焊缝金属的屈服点和抗拉强度。在 一定的含量范围内，能改善焊后状态焊缝金属的冲击韧性。但是当含钒的焊缝金 属进行消除应力处理时，由于形成了共格碳化物而使韧性急剧下降，强度性能大 大提高。应此，含钒的焊缝金属最好不作焊后消除应力处理。如必要作消除应力 处理，则必须严格控制焊件在消除应力处理时的温度。为不使焊接的热处理工艺 复杂化，焊缝金属中的钒含量应限制在o 0 8 一下。 钛的影响，钛也能显著地提高焊缝金属的抗拉强度，对改善塑性和韧性有利。 但必须控制在一个适量的最佳范围内，钛过少不起作用，过多反而导致焊缝韧性 大幅度下降。最合适的钛含量取决于强度水平和氧含量。如在中等强度焊缝金属 中，最合适的钛含量的0 1 ，而在高强度焊缝中，含钛0 0 1 5 的焊缝金属韧性 最好。钛对低合金高强度钢焊缝金属冲击韧性有利影响是与焊缝金属中的氮结 1 7 东北大学硕士学位论文第2 章实验钢成分设计及优化 合，减少固溶氮的有害作用，声称t i n 作为结晶核心，促使焊缝成为细晶粒组织， 其脱氧作用，减少了焊缝中的焊氧量。其不利影响是强化铁素质，提高硬度，过 多时可以晶界上析出t i c 和t i n ，还可出现马氏体组织。 磷和硫的影响，众所周知，磷在低合金钢焊缝中与在钢中起相似作用，是增 加冷脆性的有害元素，易产生焊接裂纹。焊缝金属中磷含量从0 0 1 提高到o 0 4 时，室温缺口冲击韧度从2 0 0 j 降低到2 0 j 。为保证焊缝金属具有足够的韧性，磷 含量不应高于0 0 2 5 。硫会增加焊缝金属的热脆性，易使焊缝产生热裂纹和气 孔，是有害杂质，其含量不应高于0 0 2 5 。 2 4 实验钢的成份设计及其特点 本文所研究的低合金超高强耐磨钢n m 4 5 0 在国标中对成份和力学性能的要 求如下表2 2 、2 3 。 表2 2 国标对n m 4 5 0 化学成分要求( 质量百分比，) t a b l e2 2c h e m i c a lc o m p o s i t i o n so fc h i n e s es t a n d a r df o rn m 4 5 0 ( m a s s ) 从2 2 、2 3 可以看出，该级别的钢种，除了对合金元素的添加要求较少外， 对综合力学性能的要求也很高，尤其在强度和硬度上极高。 表2 3 国标中n m 4 5 0 力学性能要求 t a b l e2 3m e c h a n i c a lp r o p e r t yo fc h i n e s es t a n d e r e df o rn m 4 5 0 结合以上所分析的各种合金元素对力学性能及焊接性能的影响，实验钢采用 在普通c m n 钢的基础上，加入适量的t i 、c r 、b 元素，以此来满足n m 4 5 0 性 能的要求，加入适量的t i 主要是为了细化晶粒并使其析出强化作用，加入一定 量的c r 、b 元素主要是为了提高其淬透性。其具体设计成分如下表2 4 所示。 1 8 东北大学硕士学位论文 第2 章实验钢成分设计及优化 从表2 4 可以看出，实验钢设计的成分有以下特点， ( 1 ) 所含合金元素种类较少：只添加了三种微合金元素，加入极少量的n 主要是为了细化晶粒，加入少量的c r 、b 主要是为了提高该类钢的淬透性。 ( 2 ) 所含合金元素数量少：两种实验钢所添加的三种微合金元素在总量上 均小于o 4 。 ( 3 ) m s i 比均很高，且都大于2 ，为焊缝保持良好的韧性提供基础。 ( 4 ) 对p 、s 控制要求较为严格：由于该类钢所添加的合金元素较少，且 添加的1 2 1 4 的m n 元素，因此要求严格的控制其s 、p 含量，以此来避免形 成i v i n s 的偏析。 ( 5 ) 碳当量相对来说很低：成分a 钢为0 5 0 - 0 5 2 ，成分b 钢为0 4 5 - - , 0 4 9 ， 从而为保证良好的焊接性能提供了保障。 一 1 9 东北大学硕士学位论文 第3 章实验钢连续转变规律研究 第3 章实验钢的连续冷却转变规律研究 3 1 引言 在控n $ l n 过程中，通过改变变形条件和冷却条件来细化晶粒，并控制 钢材最终组织，来得到所需要的性能。在不同的冷却速率下，发生不同类型 的相变，获得不同的相变产物，产生相变强化。控制轧制过程中通过控制变 形条件和冷却，能够得到细化的铁素体、珠光体、贝氏体以和马氏体以及残 余奥氏体等各种组织和组织的混合物，以此来达到不同的性能。 在高强度低合金钢中获得良好组织和细小晶粒的主要方法是：在奥氏体 未再结晶区进行大变形，增加未再结晶奥氏体晶界、形变带和位错等晶体缺 陷，以促进微合金碳氮化合物的析出，增大有效晶界面积，提高形核率；在 轧后y - c t 相变温度范围内进行控制冷却，控制析出以抑制晶粒长大，同时细化 晶粒，并获得理想的目标组织，提高产品的强度和韧性。研究变形奥氏体相 变规律的基本方法是测定钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线( 动态c c t 曲线) 。 这种曲线不但可以系统地表示出热轧变形工艺参数、轧后在线冷却速度对相 变开始温度、相变进行速度和组织的影响情况，而且是选用合适的控轧钢种 成分，衡量与之相配合的热轧变形工艺是否恰当的依据。由于动态c c t 曲线 已经与轧后控冷条件近似，所以成为制定轧后控冷工艺规范的有用参考资料。 本章在热模拟实验机上应用热膨胀法建立了变形和无变形两种情况下的连续 冷却转变曲线，为制订合理的控制轧制和控制冷却工艺提供指导，另一方面 研究不同冷却条件以及变形对实验钢的组织影响。 3 2 热膨胀法 3 2 1 热膨胀法基本原理 热膨胀法是目前最常用的一种测定相变温度的方法，它是利用热模拟实 验机对试样进行热变形后立即采取控温以不同冷却速度进行恒速冷却，测量 出试样的温度膨胀量变化曲线，根据这种曲线上的特点来确定奥氏体的各种 相变温度的一种方法。 2 0 东北大学硕士学位论文第3 章实验钢连续转变规律研究 众所周知，物体热胀冷缩，钢也不例外。当钢发生固态相变时，常常伴 随着体积的不连续变化，从而引起热膨胀的不连续变化。因此，分析热膨胀 现象在研究钢的相变特征方面有很重要的地位。它可以用来来测定钢在不同 温度下膨胀系数和不同钢种的各种相变温度。在加热和冷却过程中，如果材 料不发生相变，热膨胀曲线是呈线性的。若发生相变，则由于新旧两相的结 构、比容都不同，材料的体积将发生不连续变化，因而膨胀曲线在相变发生 的温度处形成拐点。根据此拐点，就可以确定各个相变的温度范围。 钢中各组织的比容关系是：奥氏体 铁素体 珠光体 贝氏体 马氏体，对 于典型的亚共析钢冷却时膨胀曲线示意图如图3 1 所示，图中a b 段相当于先 共析铁素体析出，b c 段为珠光体转变。因为珠光体的比容大于铁素体，所以 b c 段的斜率大于a b 段。还可以看出，加热中，当发生铁素体和珠光体向奥氏 体转变时，由于奥氏体比容比铁素体和珠光体都小，所以引起膨胀曲线在长 度上的收缩，等到全部转变为奥氏体时，碰撞曲线将继续线性膨胀。这样在 膨胀曲线上就出现了两个拐点，从这两个拐点就可以确定出a 。l 和a 。3 。冷却 中，当从奥氏体中析出铁素体和奥氏体转变为珠光体时，开始时，收缩的曲 线会发生膨胀，当奥氏体全部转变为铁素体和珠光体后，膨胀曲线又会线性 的收缩，从而出现两个拐点，并可通过这两个拐点确定a r l 和a r 3 ，同理，当 冷却速度足够大，发生奥氏体向马氏体转变时，同样会引起膨胀曲线的变化 而出现拐点，由此可确定m 。和m f 。如上所述，测出不同冷却速度下各拐点的 温度，就可以绘出钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线( c c t 曲线) 【3 1 1 。 t e m p r e t u r e 。c 图3 1 亚共析钢膨胀曲线示意图 f i g 3 1s c h e m a t i ci l l u s t r a t i o no f r e l a t i o n s h i pb e t w e e nd i l a t i o na m o u n ta n dt e m p e r a t u r e 2 l 东北大学硕士学位论文第3 章实验钢连续转变规律研究 3 2 2 临界点的确定 根据国标g b 5 0 5 6 8 5 的规定，膨胀法测定钢的临界点时，其加热和冷却 速度应低于每小时2 0 0 。在不影响测试结果的前提下，为缩短时间，可以在 较低温度时快速加热。根据经验，通常在5 0 0 以下快速加热，加热速率为每 小时1 0 0 0 。5 0 0 以上及从奥氏体化后冷却时严格按照低于每小时2 0 0 的 速率进行。 从膨胀曲线上确定临界点的方法有两种：顶点法和切线法。顶点法是取 膨胀曲线上转折最明显的顶点作为临界点。这种方法的优点在于拐点明显， 容易确定。但这种方法确定的临界点并不是真正的临界点，它确定的转变开 始温度将比真实的高，而转变结束温度又比真实的低。根据这种方法确定的 临界点对制定实际的热处理工艺不会带来很大的影响，但对c c t 曲线的描述 是不准确的。因此本论文采用切线法来确定曲线上的临界点，切线法是取膨 胀曲线直线部分的延长线与曲线部分的分离点作为临界点。这种方法的优点 在于它更接近于真实的转变开始温度和转变结束温度。 3 2 3 膨胀曲线分析方法 钢的奥氏体在连续冷却转变过程中，要通过高温、中温、低温几个转变 区域，因此得到的组织往往是混合组织，识别这种组织可以观察金相和测定 组织的显微硬度或借助于电镜，x 光结构分析等。但分析膨胀曲线是区别基本 转变类型的主要方法。 我们知道钢铁试样在加热和冷却时，试样膨胀量的变化是由两部分叠加 而成的，即： 址= 址热+ ( 3 - 1 ) 叱为试样由于热膨胀引起的膨胀量变化，为试样由于相变体积效应 引起的膨胀量的变化；址为试样加热和冷却时，以上两项叠加结果引起膨胀 量的总变化。 当不发生相变时，皈2 0 ，所以三= a l 热。但当发生相变时，由于钢中 各相的比容不同，膨胀曲线就出现拐折。而钢中珠光体、贝氏体、马氏体转 变发生在不同的温度范围，所以冷却时膨胀曲线上的转折也会出现在不同的 温度范围。因此可以根据膨胀曲线上的转折所处的温度范围，来判断该转折 东北大学硕士学位论文第3 章实验钢连续转变规律研究 处发生了什么类型的转变。例如铁素体析出和珠光体转变一般在7 5 0 5 5 0 范围内，贝氏体范围一般在5 5 0 m s 点之间，m s 点以下为马氏体转变区。 当然这只是基本的判断方法，例如有些钢种的贝氏体转变发生在6 0 0 左右， 因此，还需要用金相观察进一步判断组织及其形貌。 实验中所测得的两种常见的热膨胀曲线示意图。一种是最终组织主要是 铁素体+ 贝氏体的双相组织；一种是最终组织主要是铁素体或贝氏体单相组 织。根据这两种情况出现了两种典型的热膨胀曲线。热膨胀曲线在加热过程 中，试样随温度升高，膨胀量逐渐增加。在随后的冷却过程中，膨胀量随着 温度的降低而减小，膨胀量的降低和温度降低成线性关系，但是在发生相变 的时候，热膨胀曲线会出现转折点。在最终组织为双相组织的冷却过程中， 由于在冷却的过程中试样冷却的不均匀性，使得热膨胀曲线相变时出现不规 则的情况，而在最终组织为单相组织的冷却过程中，一般出现较规则的形状， 根据热膨胀曲线上膨胀量的转折点，可以作切线，得到相变的开始和结束时 间点，同时计算所用时间，从而绘制出实验钢的连续冷却转变曲线( c c t 曲 线) 。 3 3 实验过程 本实验在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室多功能热力模 拟实验机m m s 一3 0 0 上利用热膨胀法测定钢在连续冷却转变过程中的相变温 度，实验试样尺寸加工成a 8 x 1 5 m m ，具体实验方法如下： ，( 1 ) 静态c c t 曲线测定：实验工艺示意图如3 2 所示，把实验钢试样以 2 0 s 加热到1 2 0 0 ，保温3 分钟，然后以1 0 s 的冷却速率冷却到9 0 0 ， 保温3 0 s 后分别以0 5 、l 、2 、5 、1 0 、1 5 、2 0 、3 0 s 的速率冷却，记录冷却 过程中的热膨胀曲线。 2 3 东北大学硕士学位论文 第3 章实验钢连续转变规律研究 t i m e ，s 图3 2 无变形热膨胀实验过程示意图 f i g 3 2s c h e m a t i ci l l u s t r a t i o no f t h e r m a le x p a n s i o nt e s t sw i t h o u tr e d u c t i o n ( 2 ) 动态c c t 曲线：实验工艺示意图如3 3 所示，把实验钢试样以2 0 c s 加热到1 2 0 0 。c ，保温3 分钟，然后以1 0 s 的冷却速率冷却到9 0 0 。c ，保 温3 0 s 后进行单道次的变形，应变量e = 0 4 ，应变速率为1 e s ，然后分别以o 5 、 1 、2 、5 、1 0 、1 5 、2 5 、3 0 s 的速率冷却到室温，记录冷却过程中的热膨胀 曲线。 t i m e ，s 图3 3 变形热膨胀实验过程示意图 f i g 3 3s c h e m a t i ci l l u s t r a t i o no ft h e r m a le x p a n s i o nt e s t sw i t hr e d u c t i o n 2 4 p，aj暑3工qq暑m卜 p2拿苗8q暑占 llllilllllllilllllliilillillllillllllllllllllll_i_i_-_l_i_-l_l-_illlllllliillillliliilllilll卜 东北大学硕士学位论文第3 章实验钢连续转变规律研究 ( 3 ) 将不同的工艺制度下的试样沿轴向剖开，经过研磨、抛光后，用4 的硝酸酒精溶液腐蚀，在金相显微镜下进行显微组织观察、分析。 3 4 实验结果和分析 3 4 1c c t 曲线及其分析 图3 4 、3 6 分别为实验钢a 、b 的静态c c t 曲线，图3 5 、3 7 为实验钢 a 和b 的动态c c t 曲线。分别观察两种成分对应实验钢的两动态和静态c c t 图可以看出，相变区域主要分为三部分：高温转变区，转变产物为先共析铁 素体+ 珠光体；中温转变区，转变产物为贝氏体和低温转变区，转变产物为马 氏体。 从图3 4 和图3 5 以及图3 6 、3 7 对比中可以看出，实验钢在进行0 4 的 真应变变形后，c c t 曲线向左上移动，并且奥氏体区的变形扩大了生成铁素 体的冷却速率范围，表明相变开始和相变结束温度都有所提高，相转变速度 也加快了。这是因为变形使相变的驱动力增加，奥氏体的稳定性下降，同时 变形还增加奥氏体内部的空位浓度，增加位错等其他晶体缺陷，有利于原子 扩散、晶格改组及碳氮化物弥散质点的析出，奥氏体中合金元素贫化，使奥 氏体稳定性降低，转变孕育期缩短。奥氏体变形后，相变温度升高，相变开 始所需要的时间缩短，扩大先共析铁素体的形成区域，促进珠光体相变，在 较低的冷却速率时，有大量的珠光体生成，而且在冷却速度较小时，没有贝 氏体产生，微观组织为铁素体和珠光体两相组织。 图3 4 实验钢a 的静态c c t 曲线 f i g 3 4s t a t i cc c tc u r v eo f t e s ts t e e la 图3 5 实验钢a 的动态c c t 曲线 f i g 3 5d y n a m i cc c tc u r v eo f t e s ts t e e la 2 5 东北大学硕士学位论文 第3 章实验钢连续转变规律研究 图3 6 实验钢b 的静态c c t 曲线图3 7 实验钢b 的动态c c t 曲线 f i g 3 6s t a t i cc c tc u r v eo f t e s ts t e e lb f i g 3 7d y n a m i cc c t c u r v eo f t e s ts t e e lb 从以上两组图比较还可以看出，变形使得动态c c t 曲线中的贝氏体和马 氏体区扩大，但终了转变温度却有所降低。对于贝氏体终了转变温度降低是 因为贝氏体是半扩散半形核转变，奥氏体向贝氏体转变过程中，其由变形所 带来的多余形核地点以及存储能被铁素体珠光体转变所消耗，从而使得贝氏 体终了转变温度减小【3 2 1 。 3 4 2 变形和冷却速率对相变组织的影响 图3 8 和图3 9 显示了在无变形和有变形条件下不同冷却速率所得到的实 验钢a 的光学显微组织。从图3 8 无变形条件下金相图可以看出，当冷速大于 5 c s 的时候，组织全部为马氏体组织，冷速由5 c s 增大到3 0 s ，微观组 织类型基本不变，马氏体板条变细；当冷却速度减小到2 c s 时，微观组织为 板条状贝氏体，原始的奥氏体晶界被保留下来，贝氏体铁素体是由原始奥氏 体晶界以相互平行的板条向晶内伸长，在平行的板条之间是残余奥氏体和马 氏体的混合组织；当冷却速度继续减小，冷却速度在1 s 2 s 之间时，微 观组织为先共析铁素体和板条状贝氏体，在基体上有一些黑色和灰色的点状 质点，主要是由一些碳化物和残余的奥氏体的混合物，随着冷却速度的降低， 板条状铁素体的含量减少，铁素体板条由粗变细，冷却速度为0 5 s 时，微 观组织中有粒状珠光体和极少量铁素体形成。 2 6 东北大学硕士学位论文第3 章实验钢连续转变规律研究 黟，譬了_ 霉霉 i 尹。j 。，、：j j 一7 r ； 4 肇r ，一| | 7 j o t|7 j j ，j - i _ i l j j 妻 蠢。7 17 。：0 “，：7 。：一， 蛰一j 毒jj 誊一j 蕊 0 j j i j l 专0 0 ： 鏊7 * , ? 。| 7 。7j 。j ，_ j ， 争i ，j 一。一j 簪；j 一_ ! i f l ? ，l 彖 j j i j j jj 一。i | ：| j j ? i j 05 。二。? | ；_ 毒jj 一。7 ，。?。：v j 。：。“：。j ：，? 鞋确氅1 图3 8 实验钢a 无变形时不同冷却速率的微观组织 f i g 3 8 0 p t i c a lm i c r o g r a p h so ft e s ts t e e la w i t h o u td e f o r m a t i o n ( a ) o 5 c s ，( b ) l 。c s ，( c ) 2 。c s ，( d ) 5 * c s ，( e ) 1 0 * c s ，( f ) 1 5 * c s ，( g ) 2 0 。c s ，( h ) 3 0 c s 2 7 图3 9 实验钢a 应变量聊4 时不同冷却速率的微观组织 f i g 3 9o p t i c a lm i e r o g r a p h so f t e s ts t e e lw i t hd e f - o 咖a t i o n ( a ) 0 5 c s ，( b ) l c s ，( c ) 2 c s ，( d ) 5 c s ，( e ) l o c s ，( f ) 1 5 s ，( g ) 2 0 c s ( h ) 3 0 c s 2 8 塞 錾| 7 ， 移_ 磊。 ”瀑繁，譬哆鬟z 罗嚣 。 髯一， *，； 兑? 乞 ”， 秀。o 。铭幺；“ 1 7 # o + 繁 彩，。j ；警哆嘭 图3 1 0 实验钢b 无变形时不同冷却速率的微观组织 f i g 3 1 0o p t i c a lm i c r o g r a p h s o f t e s ts t e e lw i t h o u td e f o r m a t i o n ( a ) 0 5 。c s ，( b ) 1 。c s ，( c ) 2 。c s ，( d ) 5 c s ，( e ) 1 0 。c s ，( f ) 2 5 * c s ，( g ) 3 0 。c s ，( h ) 5 0 。c s 2 9 h 攀 q；黟、赫k， 3 0 东北大学硕士学位论文 第3 章实验钢连续转变规律研究 图3 11 实验钢b 应变量g 印4 时不同冷却速率的微观组织 f i g 3 11o p t i c a lm i c r o g r a p h so f t e s ts t e e lw i t hd e f o r m a t i o n ( a ) 0 5 c s ，( b ) 1 s ，( c ) 2 c s ，( d ) 5 c s ，( e ) 1 0 * c s ， ( 0 1 5 c s ，( g ) 2 0 * c s ，( h ) 3 0 c s ，( i ) 4 0 * c s ，o ) 5 0 c s 如图3 9 、3 1 1 ，实验钢有0 4 的真应变热变形时，变形奥氏体以不同的冷 却速度进行冷却的试样的光学显微组织与无变形时差别很大。 在冷却速度为o 5 s 时，组织为粗大的先共析铁素体和珠光体混合组织； 当冷却速度增大到1 s 时，显微组织中除了先共析铁素体和珠光体以外，还 有大量的贝氏体形成，并且随冷却速度的增加，先共析铁素体、珠光体含量 减少；冷却速度继续增大时，冷却速度为2 、5 s ，先共析铁素体、珠光体逐 渐减小至消失，贝氏体逐渐增多，冷速在5 s 时组织几乎全为粒状贝氏体； 冷速在5 - 1 5 s 之间时，微观组织有大量的板条状贝氏体，原始的奥氏体晶 界被保留下来，贝氏体铁素体是由原始奥氏体晶界以相互平行的板条向晶内 伸长，在平行的板条之间是残余奥氏体和马氏体的混合组织，并且板条逐渐 变得更细；冷却速度为2 0 s 时，显微组织主要为板条状贝氏体，还有少量 的羽毛状贝氏体生成；冷却速度增大到3 0 s 时，组织中除贝氏体外，形成 了大量马氏体组织；冷却速度大于3 0 s 时，组织几乎全为板条状马氏体， 随着冷速的增大，板条之间的间距越来越细。 比较变形和无变形的光学显微组织形貌发现，组织相差很大。在有变形、 冷却速度较低时，生成大量的先共析铁素体和珠光体组织，冷速较大时，组 织主要形成贝氏体；在无变形、冷速大时，组织比较容易形成马氏体组织。 由于变形降低奥氏体的淬透性，并且促进铁素体在奥氏体晶粒内部形核，使 先共析铁素体的含量增加，显微组织变细，并且冷速较低时，比较容易形成 珠光体组织。 根据梅本、田村和小蟓的观点，变形奥氏体中有三个因素促进珠光体的 3 1 穗 东北大学硕士学位论文第3 章实验钢连续转变规律研究 形成：晶粒拉长引起的1 ，晶界面积增加；晶粒内部成核地点的增加；晶界上成 核速率的增加【3 3 l 。在这三个因素中，晶界成核速率的增加是最主要的因素， 其次是晶粒内部成核地点的增加，丫晶界面积的增加效果最小。变形能够显著 的增加y 晶界上高应变区的密度，从而提高形核速率，使变形条件下冷却速率 低的时候，生成珠光体，而在无变形的条件下则无珠光体的形成。如图3 8 中 ( a ) 图，在冷却速率为0 5 s 时，组织主要为粗大的铁素体和珠光体组织。当 冷却速率增大时，组织开始有贝氏体组织形成，铁素体晶粒细化。 奥氏体区的变形对随后的奥氏体连续冷却相变的影响和相变的机制有很 大的关系。对于扩散机制起主要作用的奥氏体，先共析铁素体相变的影响作 用很大，丫区变形促进铁素体的生成，使相变的温度升高，转变开始时间变短， 扩大先共析铁素体的形成区域。由图3 6 和图3 7 可以看出，变形明显的扩大 了铁素体形成区域，而在未变形的奥氏体中，则看不到有明显的铁素体相变。 对于贝氏体相变来说，在奥氏体区的变形促进了贝氏体转变的发生。其原因 主要是由于奥氏体变形，增加奥氏体内部的空位浓度，也增加位错等其他的 晶体缺陷。由攀移一滑移模型可以判断，形变使奥氏体中的过饱和浓度增加， 促进贝氏体相变，但是对于以切变机制为主的马氏体相变则没有明显的影响。 3 5 本章小结 本章通过热模拟实验和金相组织观察分析，研究实验钢在奥氏体区变形 和不变形两种条件的连续冷却相变过程，获得实验钢的静态和动态c c t 曲线， 得到以下结论： ( 1 ) 实验钢的连续冷却转变曲线可大致划分为三部分：高温转变区，相 变产物为先共析铁素体和珠光体；中温转变区，相变产物主要为贝氏体；低 温转变区，相变产物为马氏体。 ( 2 ) 在未变形条件下，快的冷却速度能够较易获得贝氏体和马氏体。随 着冷速的增加，贝氏体相变温度降低，贝氏体的粒状特征逐渐消失，最后出 现板条状的马氏体，使得保留下来的原始奥氏体晶界细且直。 ( 3 ) 在变形条件下，热变形对贝氏体和马氏体相变具有一定的抑制作用。 随着变形的增加，奥氏体中位错、变形带等缺陷增加，使得奥氏体的自由能 也增加，为铁素体形核提供了更多的形核地点，细化了组织。 ( 4 ) 实验钢在奥氏体区有无变形和不同冷却速度条件下的相变是多样化 3 2 东北大学硕士学位论文 第3 章实验钢连续转变规律研究 的，有不同的相变温度区间和不同的相变产物。无变