朱建雷, 崔慧娟, 李鎖牢, 金 瑩

(1.咸陽職業(yè)技術(shù)學院 機電(技師)學院，西安 712000; 2.昆明理工大學 材料科學與工程學院，昆明650031)

如何能在提高其強度的同時而又不降低甚至提高韌性是鋼鐵材料研發(fā)的主要方向，在提高材料強度的四種主要強化方式中，細晶強化是唯一能夠同時提高材料強度和韌性的強化方式。目前鋼鐵企業(yè)已經(jīng)能夠生產(chǎn)晶粒尺寸為3～5 μm的超細晶鋼[1-5]，而要在此基礎(chǔ)上進一步細化晶粒，將會增加技術(shù)難度、提高生產(chǎn)成本。此外，進一步細化晶粒后，材料較高的屈強比和較低的延伸率也將限制超細晶鋼的實際應(yīng)用。為此，如何能夠進一步提高材料強度而又不損害韌塑性成為的重要研究方向之一。

在4種主要強化方式中，除細晶強化外，析出強化的脆性矢量最小，然而析出強化相為硬脆相，其形貌和尺寸對強化效果和鋼材韌塑性有著顯著的影響。析出相的尺寸越小，強化增量越明顯，而韌塑性降低將越小。因此細化析出相是繼續(xù)提高材料強度的有效途徑之一。研究發(fā)現(xiàn)納米級析出相粒子的強化作用可以提高微合金鋼的屈服強度至800 MPa[6-8]以上。屈服強度的提高主要來源于基體中析出相的沉淀強化作用和其它一些原子的固溶強化作用[9-10]。在基體、晶界以及位錯附近形成細小的析出相粒子可以產(chǎn)生相當可觀的析出強化作用。根據(jù)Orowan強化機制，在析出相顆粒體積分數(shù)很小的情況下只要控制其尺寸在數(shù)納米的水平，同樣也可以獲得相當明顯的強化效果。相關(guān)研究[11-12]指出Nb、Ti在過飽和鐵素體基體中彌散析出，析出相的彌散分布可產(chǎn)生顯著的析出強化作用。

多數(shù)學者通過高溫形變或鐵素體區(qū)等溫的方式研究析出相在鐵素體基體中析出規(guī)律[13-17]，而有關(guān)α區(qū)形變+等溫工藝對析出相的析出規(guī)律影響的研究卻相對較少。本文采用熱模擬壓縮實驗，通過在α區(qū)等溫和α區(qū)形變+等溫兩種工藝，研究α區(qū)形變+等溫工藝對析出相在鐵素體中的析出形貌特征及屈服強度的影響。

1 實 驗

1.1 實驗材料

實驗鋼取材于唐鋼生產(chǎn)的低碳微合金管線鋼，采用薄板坯連鑄連軋工藝，經(jīng)粗軋、精軋及卷曲工藝成材，其屈服強度大于485 MPa，化學成分見表1。

1.2 實驗方法

1.2.1 測定γ→α相變轉(zhuǎn)變點

為了研究析出相在鐵素體中的析出行為，首先必須測定相應(yīng)溫度下等溫時間與奧氏體→鐵素體(γ→α)相變的關(guān)系。制定如圖1(a)所示的熱模擬工藝圖，在Gleeble熱模擬機上測得等溫過程中(600和700 ℃)線膨脹率(-ΔL/L)與時間的關(guān)系，結(jié)果如圖1(b)所示。

圖1 熱膨脹實驗工藝圖(a)及冷卻過程中線膨脹率與溫度的關(guān)系(b)

通常認為當鐵素體的體積分數(shù)達到95%時，奧氏體的轉(zhuǎn)變已經(jīng)基本完成。通過分析線膨脹率與時間曲線的拐點，可以獲得鐵素體的體積百分比達到95 %所需要的時間。在600和700 ℃等溫條件下，γ→α轉(zhuǎn)變開始時間為320和310 s。在線膨脹率-溫度曲線上做切線(見圖1(b))，通過切點可確定結(jié)束時間分別為400 和510 s?？傻贸鲈?00和700 ℃等溫工藝中，γ→α轉(zhuǎn)變基本完成所需的時間分別為80和200 s。據(jù)此，制定如圖2所示的熱模擬工藝圖，研究α區(qū)形變對析出相形貌的影響。

1.2.2 測試方法

將實驗鋼加工成Φ8 mm×12 mm圓柱，按圖2所示工藝進行熱模擬實驗，其中工藝A為α區(qū)等溫熱模擬實驗，工藝B為α區(qū)形變+等溫熱模擬實驗，所制備樣品的編號如表2所示。將制備樣品沿徑向切開，將薄片樣品研磨至40 μm后，沖裁成Φ3 mm圓片，用MPT-I型雙噴儀在質(zhì)量分數(shù)6%的HClO4酒精電解液中進行雙噴減薄，制備透射樣品。雙噴電壓為25～30 V，電流70～80 mA，液氮冷卻，加速電壓為200 kV。采用透射電子顯微鏡(TEM H-800)對析出相形貌進行分析。

圖2 等溫+形變熱模擬工藝圖：(a)工藝A;(b)工藝B

表2 實驗樣品編號

2 結(jié)果及分析

2.1 (Nb1-xMox)C析出相的形貌特征

經(jīng)如圖2所示的兩種工藝可獲得4種狀態(tài)的微合金鋼，均為鐵素體+滲碳體組織，但基體中彌散分布不同形貌的碳化物析出相，析出相的微觀形貌如圖3所示。圖3中較大尺寸的析出物為微鈦處理工藝在凝固過程中析出的TiN，尺寸大多在數(shù)十納米以上。更為細小的點狀析出物為Nb、Mo、C形成的復(fù)合析出相(Nb1-xMox)C，彌散的分布于鐵素體基體之中。鐵素體中析出相的尺寸均在10 nm以內(nèi)，600 ℃等溫+形變工藝下得到析出相更為細小，如圖3(b)所示。經(jīng)測量統(tǒng)計，樣品A-7，A-6，B-7和B-6中析出相的平均尺寸為9.14、6.35、5.86和2.77 nm。相同溫度下A和B兩種工藝得到樣品中析出相的平均尺寸差分別為：△d1=3.28 nm(700 ℃)，△d2=3.58 nm(600 ℃)。從析出相形貌和尺寸統(tǒng)計結(jié)果可知，相同的溫度，形變的引入，析出相的尺寸明顯細化。

圖3 不同工藝下納米級析出相形貌

相同等溫溫度下，形變的引入同樣可以實現(xiàn)細化析出相尺寸的目的。眾所周知，形變可以增加組織中的位錯密度和形變儲能，進而可以提高析出相的形核率、促進析出相彌散形核，細化析出相的尺寸。鐵素體區(qū)形變后位錯密度明顯增大，位錯上不僅有較大的形變儲能，而且位錯可以作為一種原子擴散通道，提高Nb、Mo及C原子的擴散速率，因此析出相會優(yōu)先在位錯線上形核、長大。

圖4(a)和(b)分別為A-7微觀組織中的析出相和B-7微觀組織中由于形變導致析出相沿位錯網(wǎng)節(jié)點形核長大而形成的網(wǎng)狀析出相。經(jīng)過測量統(tǒng)計，等溫工藝獲得析出相的尺寸約14.81 nm，其尺寸大于相同條件下α區(qū)形變+等溫工藝所得析出相(9.14 nm)。

圖4 不同樣品中的析出相形貌:(a)A-7中的析出相;(b)B-7中的網(wǎng)狀析出相

因此，為了得到更為細小的析出相，需將等溫溫度降至700 ℃以下，減少或者抑制微合金元素高溫析出，以促進析出相元素在鐵素體基體中彌散析出[18]。其次，通過形變增加位錯密度和形變儲能，提高析出相的形核率，細化析出相。在一定范圍內(nèi)，細化的析出相的強化效果會得到大幅度提高，且對材料的韌塑性的損害也將更小[19-21]。

2.2 析出相對屈服強度的貢獻

理論和實驗研究表明[22-24]，Nb、Mo微合金鋼中析出的碳化物是缺碳相，而且氮可以取代一部分碳而形成碳氮化物。為了避免復(fù)雜化，必須考慮氮是否參與反應(yīng)生成碳氮化鈮鉬。本實驗鋼中的含氮量為0.005 2%，C與N的質(zhì)量比大于10。而且實驗鋼含有一定量的Ti、Al元素，由于Ti、Al與N的化學親和力遠大于Nb與N的親和力，因而N將優(yōu)先與Ti、Al結(jié)合。根據(jù)Ti與N的理想化學配比計算，可以得出形成TiN所需N約為0.004 1%，剩余0.001 1%的氮。Al與余N的重量比約為38.2，遠高于AlN的理想化學配比，氮含量不足。因此，氮的影響可暫且不計?？梢哉J為，在本實驗中Nb、Mo原子在鐵素體中析出時不會與N原子結(jié)合，只與C原子結(jié)合。曹建春[25]建立了一種鈮鉬復(fù)合析出熱力學模型，其認為碳氮化鈮鉬在鐵素體中析出可看作是由具有相同晶體結(jié)構(gòu)(NaCl型面心立方)的NbC、NbN以及亞穩(wěn)定的MoC互溶形成的，由此熱力學模型計算得到的(Nb1-xMox)(C1-yNy)中的x值與實驗值吻合。因此，在本文中引用這種模型，可以建立一個(Nb1-xMox)C的熱力學模型(本實驗中已經(jīng)不考慮N元素的影響)。

根據(jù)Thermo Calc數(shù)據(jù)庫計算軟件計算得到Nb、Mo在奧氏體中的全固溶溫度為Ts=1 092 ℃。本實驗的保溫溫度為1 200 ℃，保溫3 min。因此可以認為Nb、Mo在1 200 ℃保溫已經(jīng)完全固溶。在1 200 ℃保溫后快冷至實驗溫度(600、700 ℃)，近似認為快冷過程中固溶的Nb、Mo基本不析出。

為了定量的說明Nb、Mo在鐵素體基體中復(fù)合析出形成的細小析出粒子所貢獻的屈服強度增量，通過Thermo Calc數(shù)據(jù)庫計算得出700與600 ℃時的析出量中Nb、Mo的百分比，進而計算出(Nb1-xMox)C中x的數(shù)值；以及在700與600 ℃平衡狀態(tài)下析出相粒子(Nb1-xMox)C的析出體積分數(shù)，具體結(jié)果見表3。通過對比Nb、Mo分別在析出相中所占的比例，可發(fā)現(xiàn)隨著溫度的降低，Mo在析出相中所占的比例增大，最終導致析出相的體積分數(shù)大幅增加。這就是為什么在相同的等溫時間下，600 ℃時得到的析出相的體積分數(shù)反而高于700 ℃時的原因。

由于實際條件下時間有限，固溶的Nb、Mo元素不可能達到平衡條件下的完全析出。因此，假定平衡狀態(tài)下析出相體積分數(shù)的10%、20%、50%作為非平衡狀態(tài)(不完全析出條件)下析出相所能達到的體積分數(shù)，如表4所示。據(jù)此分析不同尺寸不同體積分數(shù)下的析出相所能貢獻的屈服強度增量。

利用雍岐龍[23]修正后的析出強化屈服強度增量公式(1)可計算出相應(yīng)尺寸的(Nb1-xMox)C的析出強化屈服強度增量，結(jié)果見表5。

表5 (Nb1-xMox)C粒子的尺寸與屈服強度增量

(1)

式中：μ為基體切變模量；b為基體中滑移位錯的Burggers矢量的絕對值；ν為基體的Poisson比；μ=80 650 MPa，b=0.248 24 nm，ν=0.291,1/K=1/2(1+1/(1-ν))。

文獻[23]指出，當粒子尺寸小到2.6 nm時其析出強化機制仍為Orowan機制。根據(jù)Orowan強化機制，隨著鐵素體中析出相粒子的進一步細化，析出相粒子的強化效果將明顯的增加。600 ℃時B工藝處理后析出相的平均尺寸2.77 nm比A工藝處理的6.35 nm減小了3.58 nm，而700 ℃時B工藝處理后析出相的平均尺寸5.86 nm比經(jīng)A工藝處理的9.14 nm減小了3.28 nm。雖然兩個工藝下析出相尺寸變化相差不大，但是，遵循Orowan強化機制，析出粒子的尺寸越小，其所能帶來的析出強化效果越明顯。從表5中可以看到，若實際析出相的體積分數(shù)能達到平衡條件下的20 %時，2.77 nm的析出相可貢獻140.01 MPa的屈服強度增量。因此，在600 ℃時形變細化(Nb1-xMox)C能貢獻更高的析出強化效果。

在實際過程中，不僅形變可以影響析出相的尺寸，不同溫度下擴散速率對析出相長大過程的影響也將影響析出相的體積分數(shù)[26]。首先形變可以提高析出相的形核率，在相同的等溫時間下，B工藝能夠得到比A工藝更高的析出相體積分數(shù)，縮短析出相析出的完成時間。所以在相同的等溫時間內(nèi)，經(jīng)B工藝處理后的組織中所含的析出相的體積分數(shù)將要高于表4中列出的數(shù)據(jù)，因此經(jīng)B工藝處理得到的屈服強度增量也將進一步增大。其次是溫度對析出過程的影響，原子在700 ℃時著相對較高的擴散速率，析出相粒子容易長大、粗化，不利于析出相的細化；而在600 ℃以下更低的溫度下擴散速率的影響將會占主導地位，擴散速率將會隨著溫度的降低而快速的降低，進而析出相析出完成的時間將會隨之迅速的加長，不利于析出相的形核及長大，而且也不符合實際生產(chǎn)要求。文獻[23]研究指出等溫析出時，NbC在鐵素體中析出的主要方式是均勻析出，約600 ℃時均勻形核率最大，此時可獲得最為細小的NbC粒子和最為有效的析出強化效果。因此，600 ℃附近是一個理想的析出強化溫度，在此溫度下經(jīng)形變+等溫工藝不僅可以得到更細的析出相，而且析出相的析出完成時間也可以控制在一個可以接受的范圍之內(nèi)。

3 結(jié) 論

1)600與700 ℃溫度下等溫工藝與形變+等溫工藝得到(Nb1-xMox)C的平均尺寸差值分別為3.58與3.28 nm，α區(qū)形變+等溫工藝可細化析出相的尺寸。

2)600 ℃進行形變+等溫工藝能夠得到更為細小的(Nb1-xMox)C，平均尺寸約2.77 nm；同時計算結(jié)果表明，盡管600 ℃時(Nb1-xMox)C的體積分數(shù)不高，但細化的析出相可貢獻更高的屈服強度增量。