孫 楊 張云祥 嚴 彬 楊海林 朱誠意

(1.武漢科技大學 鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室，湖北武漢 430081；2.武漢鋼鐵(集團)公司，湖北武漢 430080)

冷卻速率對含Ti- Nb- Mo微合金鋼相析出行為的影響

孫 楊1張云祥1嚴 彬1楊海林2朱誠意1

(1.武漢科技大學 鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點實驗室，湖北武漢 430081；2.武漢鋼鐵(集團)公司，湖北武漢 430080)

采用熱模擬試驗技術、掃描電鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)及能譜(EDS)分析研究了冷卻速率對Ti- Nb- Mo微合金鋼碳化物析出的影響。結果表明，當冷速為0.1和1 ℃/s時，試驗鋼中析出相大多為超細碳化物，尺寸小于10 nm，呈鏈狀和簇集狀分布;能譜分析發(fā)現(xiàn)，這些細小碳化物是Ti、Nb、Mo的復合析出相。當冷速增大至5 ℃/s時，試驗鋼中的析出相尺寸增大，但數(shù)量減少，呈彌散分布。不同冷速對比表明，較低的冷速更有利于細化第二相粒子。

Ti- Nb- Mo微合金鋼 冷卻速率 TEM 析出相

高強度低合金鋼(HSLA)由于其良好的力學性能被廣泛應用于各種結構件中。近年來通過微合金化技術在鋼中添加Ti、Nb、Mo、V等微合金元素，利用元素的細晶強化和析出強化來提高鋼的力學性能[1- 2]。以前研究主要集中在通過TMCP工藝獲得細晶組織從而提高鋼的強度。然而，近年來,利用析出強化的方式成功開發(fā)了高強鋼 (如JEF的“Nano- Hiten”)[3]，通過添加Ti與Mo有利于獲得納米碳化物析出相，且析出相具有較高的熱穩(wěn)定性，不易產生粗化，其屈服強度是普通含Ti鋼的2～3倍。Mo在鋼中還能增加碳化物的形核位置，使形成的碳化物更彌散、更細小[4]。

一般認為,細小的碳氮化物析出相顆粒才可起到沉淀強化作用，由于微合金碳氮化物析出粒子的硬度很高，其強化機制一般為 Orowan 機制[5]。根據(jù)這一機制，若能將微合金碳氮化物尺寸控制在10 nm以下，則可產生幾百MPa的強化增量，因此，超細碳化物的獲得成為必要。因而如何控制冷卻速率使鋼材獲得超細碳化物對于制定及優(yōu)化鋼材的控軋控冷工藝有著重要的理論意義。本文以780 MPa級Ti- Nb- Mo微合金鋼為研究對象，利用熱模擬試驗技術對試驗鋼中納米級析出物的尺寸、形貌、類型及析出規(guī)律等進行了研究。

1 試驗材料與方法

試驗材料為HG70D高強度工程機械鋼，其化學成分見表1。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

試驗在MMS- 300熱模擬試驗機上進行，將試樣機加工成φ8 mm×15 mm的圓柱體試樣。熱模擬試驗方案如下：將試樣以10 ℃/s加熱到1 250 ℃奧氏體化5 min，然后以10 ℃/s的速度冷卻到變形溫度900 ℃，單道次壓縮變形后分別以0.1、1、5 ℃/s的速度冷到500 ℃停留1 s，最后冷卻至室溫，具體規(guī)程如圖1所示。

圖1 熱模擬試驗工藝Fig.1 Process diagram of the thermal simulation test

試驗后沿縱向切開熱模擬試樣，經鑲嵌、機械拋光和4% Nital溶液腐蝕后， 利用Nova400型掃描電鏡(SEM)觀察試樣的顯微組織。利用碳萃取復型方法制備透射樣品，在JEM- 2100FX型透射電鏡(TEM)上觀察第二相粒子的尺寸、形貌，并結合能譜(EDS)分析析出相的類型。

2 試驗結果與分析

2.1 Ti- Nb- Mo微合金鋼的顯微組織

圖2所示為Ti- Nb- Mo微合金鋼在不同冷卻速率下的掃描電鏡照片。當冷速為0.1和1 ℃/s時，試驗鋼的組織主要為多邊鐵素體(F)加少量馬氏體(M)；當冷速為5 ℃/s時，主要為粒狀貝氏體(GB)、鐵素體和少量馬氏體，無珠光體及粗大碳化物。這是因為在成分設計時采用低C、加Mo的原則，而Mo對奧氏體的轉變有強烈的推遲作用[3]。此外試驗鋼中還出現(xiàn)了M/A島組織，M/A形成的原因是由于碳的擴散引起晶界周圍碳富集，奧氏體穩(wěn)定性提高，在隨后的冷卻過程中形成M/A島，呈表面浮突狀彌散分布在鐵素體三叉晶界處[6]。

圖2 以不同速度冷卻后試驗鋼的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM images of the tested steel after cooling at different rates

2.2 Ti- Nb- Mo微合金鋼的析出相

利用碳萃取復型技術，在透射電鏡下觀察分析試驗鋼在不同冷速下析出物的形貌及分布，如圖3所示。從圖中可以看出，當冷速為0.1和1 ℃/s時，試驗鋼中析出大量細小的碳化物，且數(shù)量較多，呈鏈狀和簇集狀，尤其在0.1 ℃/s冷速時析出物尺寸更??；隨著冷速提高至5 ℃/s，析出物的尺寸明顯增大，數(shù)量明顯減少，并呈彌散分布。這可能是由于冷卻速率較快，抑制了碳化物在冷卻過程中形核，而大部分碳化物是在奧氏體變形區(qū)域形核長大，由于奧氏體溫度較高，因此析出顆粒的長大速度較快，尺寸也較大。

較高冷速下析出的碳化物(尺寸20～50 nm)是由應變誘導析出產生的，可在未再結晶區(qū)軋后觀察到，它們通常在基體的位錯處形核[7]。在較高冷速條件下，奧氏體中固溶的微合金元素由于沒有充分的時間孕育析出，因而所觀察到的析出物數(shù)量較少。

圖3 不同速度冷卻后試驗鋼的TEM照片F(xiàn)ig.3 TEM images of the tested steel after cooling at different rates

圖4所示為冷速為1 ℃/s時試驗鋼中兩種尺寸差異較大的析出顆粒的形貌及能譜圖。經EDS分析確定，尺寸較小(小于10 nm)的析出物主要為(Ti,Nb,Mo)C復合型碳化物(圖4(a))，該類析出物具有很強的析出強化效果，可顯著提高鋼的強度；另一種為大顆粒析出相，尺寸約200～300 nm，數(shù)量較少，呈方形(圖4(b))，經EDS分析確定其主要為鈦的碳氮化物，主要為高溫未溶解的大塊TiN或是在高溫奧氏體區(qū)域析出的鈦的氮碳化物，由于析出溫度較高， 其對應的尺寸較大，且對析出強化的貢獻較弱[8]。奧氏體中碳氮化物的熟化是受原子擴散控制的過程，析出相的熟化只有在較高溫度下才較為明顯。而添加Mo元素除了能降低(Ti,Nb)C、N析出溫度外，其在(Ti,Nb)C溶解度大于在奧氏體基體的溶解度，Mo溶于(Ti,Nb)C析出相中取代部分晶格的Ti，形成復合型析出物，在較低的溫度下不易熟化，是形成納米級析出物的主要原因[9]。

圖4 試驗鋼中析出物的形貌及成分Fig.4 Morphologies and compositions of precipitates in the tested steel

利用高分辨率透射電子顯微鏡(HRTEM)研究了不同類型碳化物的結構特征，并采用二維快速傅里葉變化(FFT)對析出顆粒進行分析，結果如圖5所示。分析表明，兩種析出物顆粒分別為NaCl型結構的TiC顆粒和(Ti,Nb,Mo)C顆粒，這與EDS能譜分析一致。圖5(a)中實測的(200)carbide的面間距為0.212 9 nm，計算碳化物晶格常數(shù)為0.43 nm，與TiC的理論值0.432 nm非常接近；圖5(b) 中實測的(200)carbide的面間距為0.221 6 nm，計算析出物晶格常數(shù)為0.445 nm，比NbC理論值0.458 nm略小。在NbC/TiC中，Nb和Ti在晶格中可相互交換。早期研究[10]發(fā)現(xiàn)，Mo元素部分替換Ti元素，由Mo元素組成的(Ti,Nb,Mo)C顆粒會在早期階段析出，碳化物的相互交換導致了晶格常數(shù)稍有變化。

2.3 析出相尺寸及分布

圖5 析出物高分辨率圖像和電子衍射花樣Fig.5 High resolution micrographics and diffractions of precipitates

不同冷速下試驗鋼析出粒子的尺寸統(tǒng)計情況(各取300個粒子)如圖6所示。當冷速為0.1 ℃/s時析出粒子的平均直徑為9.06 nm，冷速為1 ℃/s時析出粒子的平均直徑為11.5 nm，而冷速為5 ℃/s時析出粒子的平均直徑達到了 40.13 nm。顯然，隨著冷速的增大，析出粒子的尺寸明顯增大，尤其是冷速為5 ℃/s時析出粒子的尺寸較大。析出粒子尺寸分布基本符合正態(tài)分布的特征，且粒子的平均直徑靠近峰值區(qū)間。當冷速為0.1、1 ℃/s時，試驗鋼中大多數(shù)析出粒子的尺寸在10 nm以下，其中冷速為0.1 ℃/s時10 nm以下粒子所占比例為80.66%，冷速為1 ℃/s時所占比例為61%，即大多數(shù)的析出粒子為超細碳化物。而當冷速增大至5 ℃/s時，試驗鋼中的析出粒子尺寸多數(shù)為20～40 nm。

3 結論

(1)Ti- Nb- Mo微合金鋼在低冷速(0.1和1 ℃/s)下析出大量細小碳化物，呈鏈狀或簇集狀分布。當冷速增大至5 ℃/s時，析出相數(shù)量明顯減少，尺寸明顯增大，呈彌散分布。

圖6 不同冷速下析出粒子尺寸分布圖Fig.6 Distribution patterns of precipitated particle size under different cooling rates

(2)在較低冷速下，試驗鋼析出兩種尺寸差異較大的粒子，一種是大顆粒析出物，呈方形，數(shù)量較少，主要為高溫未溶解的TiN或高溫奧氏體區(qū)域析出的鈦的氮碳化物，尺寸在200～300 nm；而絕大多數(shù)析出物為納米級小顆粒，呈球狀，為(Ti,Nb,Mo)C復合析出物。

(3)利用碳復型技術，通過HRTEM研究試驗鋼中兩種類型的碳化物顆粒，一種為TiC顆粒，晶格常數(shù)為0.43 nm；另一種為(Ti,Nb,Mo)C粒子，其晶格常數(shù)為0.445 nm。這與能譜分析的結果一致。

(4)當冷速為0.1和1 ℃/s時，試驗鋼中大多數(shù)超細碳化物的尺寸小于10 nm，呈正態(tài)分布，且冷速為0.1 ℃/s時，超細碳化物數(shù)量更多。當冷速為5 ℃/s時，析出粒子的尺寸多數(shù)為20～40 nm。

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收修改稿日期：2017- 02- 20

EffectofCoolingRateonthePrecipitationBehaviorinTi-Nb-MoMicro-alloyedSteel

Sun Yang1Zhang Yunxiang1Yan Bin1Yang Hailin2Zhu Chengyi1

(1. Key Laboratory for Ferrous Metallurgy and Resources Utilization of Ministry of Education, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan Hubei 430081, China; 2. Wuhan Iron and Steel (Group) Company, Wuhan Hubei 430080, China)

The effects of cooling rates on precipitate of carbides in the Ti- Nb- Mo micro- alloy steel were investigated by using the thermal simulation experiment technology, SEM, TEM and EDS analysis.The results indicated that when the cooling rates were 0.1 ℃/s and 1 ℃/s, most of the precipitates were ultra fine carbides of less than 10 nm in size, and in chain and cluster distribution. Energy spectrum analysis proved that these fine carbides were diphase precipitate of Ti,Nb and Mo. When the cooling rates were increased to 5 ℃/s, the size of precipitates increased while the content decreased, and the precipitates were dispersed. The comparison of different cooling rates showed that the lower cooling rate was more beneficial to refining the precipitate particles.

Ti- Nb- Mo micro- alloyed steel， cooling rate， TEM， precipitate

國家自然科學基金(No.51674180)

孫楊，男，主要研究方向為金屬材料的組織與性能控制，Email:1162851037@qq.com

張云祥，男，博士，副教授，主要研究方向為金屬材料的組織與性能控制聯(lián)系，電話：13007165875，Email:zhangyunxiang@wust.edu.cn