何仙靈1,楊庚蔚1,,毛新平1,2,余馳斌1,達(dá)傳李1,甘曉龍1,2

1 武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 武漢 4300812 武漢鋼鐵(集團(tuán))公司研究院 武漢 430083

摘要

關(guān)鍵詞：鈦微合金鋼;CCT曲線;Nb;納米析出;硬度

目前,研制高性能汽車用鋼用于滿足汽車輕量化及安全性能的需要已成為鋼鐵材料領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)。超高強(qiáng)度鐵素體鋼具有成本低,塑韌性、成型性、焊接性能好等優(yōu)點(diǎn),是高性能汽車用鋼的一個重要發(fā)展方向[1~3]。但目前國內(nèi)生產(chǎn)的鐵素體鋼強(qiáng)度相對較低,難以滿足汽車工業(yè)發(fā)展的需要,通常需要在鋼中添加Ti、Nb、Mo、V等一種或者多種微合金元素,借助固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化來實(shí)現(xiàn)鋼材強(qiáng)度的提高[4~10]。近年來,Funakawa 等[11]采用Ti-Mo 微合金化技術(shù),發(fā)展出了一種抗拉強(qiáng)度超過780 MPa 的超高強(qiáng)度鐵素體汽車鋼,其沉淀強(qiáng)化增量達(dá)到300 MPa。在此基礎(chǔ)上,張正延等[12]對低碳Nb-Mo鋼進(jìn)行了系統(tǒng)研究,發(fā)現(xiàn)與Nb鋼相比,Nb-Mo鋼的組織更為細(xì)小,且尺寸在10 nm以下的納米級MC型析出相(Nb, Mo)C含量較高,這種納米級的析出相具有較高的沉淀強(qiáng)化增量。Jang[13]研究Ti-Nb和Ti-Nb-Mo微合金鋼在700 ℃下的相間析出及不同溫度、不同時間時效處理后碳化物粗化情況時,發(fā)現(xiàn)Mo能顯著降低碳化物的尺寸,并強(qiáng)烈抑制熱處理過程中的粗化;卜凡征等[14]研究Ti-Nb-Mo復(fù)合微合金鋼回火過程中納米碳化物的析出行為時發(fā)現(xiàn),熱軋空冷后的實(shí)驗(yàn)用鋼經(jīng)650 ℃回火0.5 h后的屈服強(qiáng)度明顯提升,經(jīng)透射電鏡(TEM)觀察,回火后鐵素體基體和位錯上形成了大量細(xì)小且分布均勻的納米碳化物顆粒。上述研究表明,在鋼中復(fù)合添加Ti、Nb、Mo微合金元素,通過微合金元素之間的相互作用,在鋼中可獲得大量細(xì)小、穩(wěn)定的第二相粒子,利用其細(xì)晶和沉淀強(qiáng)化作用,有望大幅提高鐵素體汽車用鋼的強(qiáng)度。然而,目前相關(guān)研究多集中于微合金第二相的析出行為及強(qiáng)化機(jī)理方面。

基于此,本工作以Ti-Mo及Ti-Nb-Mo低碳微合金鋼為研究對象,利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)、掃描電鏡(SEM)、高分辨透射電鏡(HRTEM)等系統(tǒng)研究Nb對微合金鋼相變規(guī)律及組織性能的影響,為Ti-Mo-Nb系超高強(qiáng)度鐵素體汽車用鋼的發(fā)展奠定理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用微合金鋼均采用50 kg真空感應(yīng)爐熔煉,切去縮孔,鍛成尺寸為250 mm×100 mm×60 mm的鑄坯,其化學(xué)成分如表1所示。將鑄坯加熱至1250 ℃保溫2 h后進(jìn)行冷卻,再將其加工成直徑8 mm、長12 mm的熱模擬試樣。利用THERMECMASTER-Z型熱模擬試驗(yàn)機(jī)測定其動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation, CCT)曲線,具體工藝路線如圖1所示。首先,將試樣以20 ℃/s的加熱速率加熱至1250 ℃保溫3 min,再以10 ℃/s的冷速冷卻至1050 ℃,保溫2 s后以5 s-1的應(yīng)變速率變形50%,再以10 ℃/s的冷速冷卻至900 ℃等溫2 s后變形30%,應(yīng)變速率為5 s-1,變形后的樣品分別以0.5、1、5、10、20、30、50 ℃/s的冷卻速率冷卻至室溫,記錄不同工藝條件下的熱膨脹曲線。

利用線切割機(jī)將不同工藝下的熱模擬試樣沿軸線切開,制成金相試樣。經(jīng)磨光和拋光后在4% (體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液中腐蝕15 s,采用Axiplan2 Imaging 型光學(xué)顯微鏡(OM)及Nova 400 Nano型SEM進(jìn)行組織觀察;利用HV-1000B型Vickers硬度計測定組織硬度,載荷為200 g,加載時間為10 s。

為進(jìn)一步觀察試樣中的析出相,采用碳膜萃取復(fù)型法制備透射試樣,并在JEM-2100場發(fā)射HRTEM下進(jìn)行觀察,利用其附帶的能譜儀(EDS)對析出相成分進(jìn)行表征,利用截線法統(tǒng)計第二相粒子尺寸大小。其中碳膜萃取復(fù)型試樣制備過程為：試樣經(jīng)拋磨深腐蝕后,表面噴碳。用小刀在噴碳后的樣品表明刻畫3 mm×3 mm的小方格后再用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液萃取碳膜,將碳膜撈入無水酒精中清洗,放入去離子水中,用Cu網(wǎng)撈取并放在濾紙上自然瀝干。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Nb對不同鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變規(guī)律的影響

圖2為Ti-Mo鋼和Ti-Mo-Nb鋼的溫度-膨脹量曲線。利用切線法測出,Ti-Mo鋼加熱時,鐵素體開始轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度(Ac1)為804 ℃,轉(zhuǎn)變結(jié)束溫度(Ac3)為906 ℃;Ti-Mo-Nb鋼的Ac1為845 ℃,Ac3為941 ℃。

Nb屬于強(qiáng)碳化物形成元素。Nb在鋼中主要以固溶態(tài)和析出態(tài)的形式存在。加熱過程中,鋼中固溶Nb元素與C原子的親和力較大,將降低C原子在鋼中的擴(kuò)散速率,減緩相變過程,進(jìn)而提高相變溫度;另一方面,張楠[15]的研究表明,當(dāng)Nb以析出態(tài)形式存在時,將與鋼中C元素結(jié)合形成碳化物,降低奧氏體中固溶Nb和C的含量,使得Nb微合金鋼的Ac1和Ac3升高,與本工作中的結(jié)果一致。

圖3是Ti-Mo鋼經(jīng)不同冷速冷卻后的SEM像。從圖中可以看出,當(dāng)冷速為0.5 ℃/s時,組織為多邊形鐵素體+少量珠光體,鐵素體平均晶粒尺寸為5.0 μm (圖3a);當(dāng)冷卻速率升高至1 ℃/s時,鋼中出現(xiàn)了少量粒狀貝氏體,基體組織由鐵素體+珠光體+粒狀貝氏體組成,且鋼中的珠光體明顯減少(圖3b);隨著冷速的增加,鋼中貝氏體不斷增多,鐵素體含量逐漸減小(圖3c~g)。當(dāng)冷卻速率為10 ℃/s時,基體組織為粒狀貝氏體+少量多邊形鐵素體(圖3d);隨著冷卻速率進(jìn)一步增大至20 ℃/s時,鋼中多邊形鐵素體已完全消失,基體組織由粒狀貝氏體+板條貝氏體組成(圖3e)。且隨著冷速繼續(xù)增加至50 ℃/s,鋼中板條貝氏體的體積分?jǐn)?shù)不斷增大(圖3f和g)。

圖1測定動態(tài)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線示意圖

Fig.1Schematic of dynamic continuous cooling transformation (CCT) curve

圖2Ti-Mo鋼和Ti-Mo-Nb鋼的溫度-膨脹量曲線

Fig.2Temperature-expansion curves of Ti-Mo and Ti-Mo-Nb steels

圖3Ti-Mo鋼經(jīng)不同冷速冷卻后的SEM像

Fig.3SEM images of Ti-Mo steel cooled by different cooling rates (P—pearlite, PF—polygonal ferrite, GB—granular bainite, LB—lath bainite) (a) 0.5 ℃/s (b) 1 ℃/s (c) 5 ℃/s (d) 10 ℃/s (e) 20 ℃/s (f) 30 ℃/s (g) 50 ℃/s

Ti-Mo-Nb鋼經(jīng)不同冷速冷卻后的SEM像如圖4所示。對比相同冷卻條件下Ti-Mo鋼中的組織可以發(fā)現(xiàn),當(dāng)冷卻速率為0.5 ℃/s時,Ti-Mo-Nb鋼中組織同樣為多邊形鐵素體+少量珠光體,但其鐵素體平均晶粒尺寸僅為3.7 μm (圖4a)。相關(guān)研究[16,17]表明：Ti-Mo-Nb鋼在均熱、冷卻及變形過程中,鋼中的Nb會與C、N元素結(jié)合形成Nb(C, N)粒子,使得奧氏體中的固溶C含量減少,降低了奧氏體的穩(wěn)定性,增加了鐵素體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力;另一方面,鋼中析出的Nb(C, N)粒子能夠釘扎晶界、抑制奧氏體晶粒長大及再結(jié)晶的發(fā)生,細(xì)化奧氏體晶粒尺寸,從而提高鐵素體的形核率,細(xì)化鐵素體晶粒。當(dāng)冷卻速率為1 ℃/s時,Ti-Mo-Nb鋼中組織為鐵素體,珠光體明顯減少,但并未發(fā)現(xiàn)粒狀貝氏體(圖4b)。這主要是由于鋼中固溶C含量的降低以及晶粒細(xì)化有利于高溫擴(kuò)散型相變的發(fā)生,使得貝氏體相變推遲。冷卻速率為5 ℃/s時,Ti-Mo-Nb鋼中組織為鐵素體+粒狀貝氏體,與Ti-Mo鋼中的類似。當(dāng)冷速為10 ℃/s時,Ti-Mo-Nb鋼中的組織均為貝氏體,而Ti-Mo鋼中仍然存在少量的鐵素體(圖4d)。其主要原因是固溶在基體中的Nb元素,尤其是偏聚在晶界處的Nb與C發(fā)生相互作用,抑制了鐵素體-珠光體的形核,進(jìn)而推遲了鐵素體-珠光體相變的進(jìn)行。隨著冷速的進(jìn)一步增大,鋼中板條貝氏體的量隨冷速的增加不斷增多(圖4e~g),與Ti-Mo鋼的結(jié)果一致。

利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)獲得Ti-Mo鋼和Ti-Mo-Nb鋼在不同冷速條件下的溫度-膨脹量曲線,采用切線法求得相變點(diǎn),結(jié)合金相組織及硬度獲得Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼的動態(tài)CCT曲線,如圖5所示。從圖中可以看出,在0.5~50 ℃/s的冷速范圍內(nèi),2種鋼的動態(tài)CCT曲線均由鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)和貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)2部分組成。隨著冷速的增加,鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)逐漸縮小,貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)擴(kuò)大。2種鋼的奧氏體轉(zhuǎn)變溫度總體上均隨著冷卻速率的增加而逐漸降低。通過對比2種鋼的動態(tài)CCT曲線可知：Ti-Mo-Nb鋼中過冷奧氏體分解溫度降低,特別是形成貝氏體的臨界冷速增大,貝氏體相變開始溫度降低。當(dāng)冷速為5 ℃/s時,Ti-Mo-Nb鋼中奧氏體-鐵素體相變溫度約為677.9 ℃,與Ti-Mo鋼相比下降約50 ℃;當(dāng)冷速為30 ℃/s時,Ti-Mo-Nb鋼中貝氏體相變溫度比Ti-Mo鋼的低30 ℃。其主要原因在于：熱力學(xué)方面,Nb作為鐵素體形成元素,會提高奧氏體鐵素體平衡轉(zhuǎn)變溫度(Ae3);但動力學(xué)上,由于Nb與Fe晶格有較大的錯配度,鋼中固溶的Nb易偏析至晶界,降低晶界能量,且Nb會降低鋼中C原子的活度,抑制C原子擴(kuò)散,進(jìn)而抑制鐵素體的形核[18]。此外,偏析至相界面的Nb原子還將對相界遷移產(chǎn)生強(qiáng)烈的拖拽效應(yīng),推遲奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變,使得鐵素體相變溫度降低[19]。然而,溶質(zhì)拖拽理論是基于擴(kuò)散型相變,不適用于貝氏體轉(zhuǎn)變。Fossaert等[20]指出Nb對貝氏體相變的抑制作用主要體現(xiàn)在,Nb的偏析使奧氏體晶界穩(wěn)定化,抑制了貝氏體鐵素體在晶界的形核。另一方面,Yuan等[21]的研究表明,當(dāng)Nb以析出物形式存在時,較小尺寸的析出物沿晶界析出,共格或半共格的析出物/奧氏體界面將取代高界面能的奧氏體晶界,抑制鐵素體、貝氏體的形核,從而降低其轉(zhuǎn)變溫度。

圖4Ti-Mo-Nb鋼經(jīng)不同冷速冷卻后的SEM像

Fig.4SEM images of Ti-Mo-Nb steel cooled by different cooling rates(a) 0.5 ℃/s (b) 1 ℃/s (c) 5 ℃/s (d) 10 ℃/s (e) 20 ℃/s (f) 30 ℃/s (g) 50 ℃/s

圖5Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼的動態(tài)CCT曲線

Fig.5Dynamic CCT curves of Ti-Mo (a) and Ti-Mo-Nb (b) steels (F—ferrite, B—bainite, CR—cooling rate,Ac1—start temperature of austenite formation during heating,Ac3—finish temperature of austenite formation during heating)

2.2 Nb對不同鋼組織性能的影響

圖6為不同冷速下2種鋼硬度的變化曲線。從圖中可以看出,2種鋼的硬度均呈現(xiàn)出先快速增大后趨于平緩再緩慢下降的趨勢。當(dāng)冷速為0.5 ℃/s時,由于Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼的組織均為鐵素體和珠光體組織,其硬度值相差不大,分別為189.1和 188.0 HV。冷速為1 ℃/s時,Ti-Mo鋼的顯微硬度明顯大于Ti-Mo-Nb鋼。其主要原因是隨著冷速的提高,Ti-Mo鋼中發(fā)生了貝氏體轉(zhuǎn)變,貝氏體的硬度高于鐵素體。當(dāng)冷速為5 ℃/s時,2種鋼中組織主要由鐵素體+貝氏體構(gòu)成,顯微硬度呈直線上升,但2者相差不大。當(dāng)冷速為10 ℃/s時,2種鋼中硬度的增加趨勢有所減緩,但Ti-Mo-Nb鋼中的硬度明顯高于Ti-Mo鋼,分別為271.4和265.0 HV。結(jié)合前述,其主要原因是Ti-Mo鋼中仍存在少量的鐵素體組織,而Ti-Mo-Nb鋼的組織全部為貝氏體。當(dāng)冷速為20、30、50 ℃/s時,2種鋼組織全部為貝氏體,Ti-Mo鋼平均顯微硬度分別為268.0、253.5、247.7 HV;Ti-Mo-Nb鋼平均顯微硬度分別為269.3、268.6、254.1 HV。對比發(fā)現(xiàn),2種鋼在高冷速下冷卻時顯微硬度稍有下降,但相同冷速條件下Ti-Mo-Nb鋼的硬度要高于Ti-Mo鋼。

研究[22,23]表明,鋼鐵材料的硬度與基體中析出的第二相粒子體積分?jǐn)?shù)、大小等因素密切相關(guān)。鋼中微合金第二相體積分?jǐn)?shù)越大、尺寸越小時,硬度越高。為獲得不同鋼中微合金第二相的析出量,本工作利用固溶度積公式及理想化學(xué)配比[24],計算出相關(guān)元素在鋼中的固溶量。其中TiC、NbC和MoC在奧氏體中的固溶度積公式[25~27]分別如下：

$\begin{array}{c}\mathit{lg}\left\{\right[?\left.?\right]{\left[?\right]\}}_{?}=2.75-7000/?\end{array}$(1)

$\begin{array}{c}\mathit{lg}\left\{\right[?\left.?\right]{\left[?\right]\}}_{?}=2.96-7510/?\end{array}$(2)

$\begin{array}{c}\mathit{lg}\left\{\right[?\left.?\right]{\left[?\right]\}}_{?}=1.29-523/?\end{array}$(3)

式中,[M] (M=Ti, Nb, Mo, C)為M元素在奧氏體中的固溶量;γ表示奧氏體;T為固溶的溫度,K。

再由析出相體積分?jǐn)?shù)公式[24]計算得到不同鋼的析出相體積分?jǐn)?shù)$\begin{array}{c}{?}_{?}\end{array}$：

$\begin{array}{c}{?}_{?}=(?-[?\left]\right)\frac{{?}_{\mathit{Fe}}}{100{?}_{\mathit{MC}}}\end{array}$(4)

式中,M(M=Ti, Nb, Mo, C)為各元素在鋼中的添加量(質(zhì)量分?jǐn)?shù));M-[M]為平衡狀態(tài)下第二相的析出量;$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{Fe}}\end{array}$為Fe基體密度;$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{MC}}\end{array}$為析出碳化物密度,可用線性內(nèi)插法[24]求得：

$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{MC}}={?}_1{?}_{{?}_1?}+{?}_2{?}_{{?}_2?}\end{array}$(5)

式中,k1和k2為MC相中M1C和M2C相所占的比例,由固溶度積公式求得,k1+k2=1;$\begin{array}{c}{?}_{{?}_1?}\end{array}$,$\begin{array}{c}{?}_{{?}_2?}\end{array}$分別為：$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{TiC}}\end{array}$=4.944×103kg/m3,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{NbC}}\end{array}$=7.803×103kg/m3,$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{MoC}}\end{array}$=8.774×103kg/m3。

圖6Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼在不同冷速下冷卻后的硬度

Fig.6Hardness of Ti-Mo and Ti-Mo-Nb steels after cooling at different cooling rates

圖7Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼中析出相體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化

Fig.7Changes of precipitate volume fraction with temperature in Ti-Mo and Ti-Mo-Nb steels

計算獲得Ti-Mo及Ti-Mo-Nb鋼中析出相體積分?jǐn)?shù)隨溫度的變化曲線,如圖7所示。從圖中可以看出,平衡條件下,2種鋼中析出相的體積分?jǐn)?shù)均隨著溫度的降低而增加,且Ti-Mo-Nb鋼中析出相的體積分?jǐn)?shù)明顯大于Ti-Mo鋼中微合金第二相的體積分?jǐn)?shù)。如溫度為900 ℃時,Ti-Mo-Nb鋼和Ti-Mo鋼中微合金第二相的體積分?jǐn)?shù)分別為0.2467%和0.1601%。

圖8所示的是冷速為50 ℃/s時Ti-Mo及Ti-Mo-Nb鋼中析出物的形貌及其對應(yīng)的EDS譜。從圖8a和c中可以看出,較高冷速下,2種鋼中均存在少量的近似球形、彌散分布的第二相粒子,且Ti-Mo鋼中的量明顯少于Ti-Mo-Nb鋼中的量,與圖7中的計算結(jié)果一致。利用EDS對其進(jìn)行分析,發(fā)現(xiàn)Ti-Mo鋼中的第二相粒子主要為(Ti, Mo)C,而Ti-Mo-Nb鋼中的主要為(Ti, Mo, Nb)C粒子。結(jié)合2種鋼的冷卻條件可以發(fā)現(xiàn),當(dāng)冷速為50 ℃/s 時,奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w組織,貝氏體相變屬于半擴(kuò)散型相變,C原子不能進(jìn)行長程擴(kuò)散,而C主要在鐵素體板條間形成碳化物,同時Nb和Ti 的擴(kuò)散能力下降,從而無法與C結(jié)合形成大量的(Nb, Ti)C[28]。因此,鋼中細(xì)小的(Ti, Mo)C與(Ti, Mo, Nb)C粒子主要是在變形過程中形變誘導(dǎo)析出的。

圖8冷速為50 ℃/s冷卻時Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼中的析出相形貌及EDS譜

Fig.8Morphologies (a, c) and EDS analyses (circles) (b, d) of the precipitates in Ti-Mo (a, b) and Ti-Mo-Nb (c, d) steels cooling at 50 ℃/s

對2種鋼中的(Ti, Mo)C和(Ti, Mo, Nb)C粒子進(jìn)一步做HRTEM分析,結(jié)果如圖9所示。Fourier變換譜分析結(jié)果表明,2種鋼的析出相均為fcc結(jié)構(gòu)。利用其(200)晶面間距計算(Ti, Mo)C和(Ti, Mo, Nb)C粒子的晶格常數(shù),分別為0.432和0.436 nm,后者略大于前者,其主要是Nb的原子半徑較大所致。

圖9Ti-Mo鋼與Ti-Mo-Nb鋼析出相的HRTEM像和Fourier變換譜

Fig.9Low (a, d) and high (b, e) magnified HRTEM images and corresponding fast Fourier transformation (FFT) diffractograms (c, f) of the interphase precipitation carbides in Ti-Mo (a~c) and Ti-Mo-Nb (d~e) steels (d—interplanar spacing)

圖10Ti-Mo 和Ti-Mo-Nb鋼在冷速為50 ℃/s時的析出物尺寸分布

Fig.10Size percentage of the second particles of Ti-Mo and Ti-Mo-Nb steels at cooling rate of 50 ℃/s

隨機(jī)選取多個觀測視野, 利用截線法統(tǒng)計第二相析出粒子的尺寸分布, 結(jié)果如圖10所示。其中,Ti-Mo鋼中(Ti, Mo)C粒子和Ti-Mo-Nb鋼中(Ti, Mo, Nb)C粒子的平均粒徑分別為12.11和 8.69 nm。(Ti, Mo)C粒子顆粒尺寸集中在5~10 nm之間,粒徑小于10 nm的顆粒數(shù)為60.5%;而Ti-Mo-Nb鋼中(Ti, Mo, Nb)C的顆粒尺寸集中分布于在2~5 nm之間,粒徑小于10 nm的顆粒為75.3%。可見,Ti-Mo-Nb鋼中析出相體積分?jǐn)?shù)更大,粒徑更小,是其硬度提高的重要原因。

另一方面,鋼鐵材料的硬度還與其組織密切相關(guān)。圖11為2種鋼在900 ℃下變形后的奧氏體晶粒形貌。從圖中可以看出,2種鋼中奧氏體晶粒均被不同程度地拉長,其中,Ti-Nb-Mo鋼的奧氏體扁平化程度明顯比Ti-Mo鋼的嚴(yán)重。經(jīng)測量后Ti-Nb-Mo鋼的奧氏體平均晶粒尺寸為9.69 µm,Ti-Mo鋼的奧氏體平均晶粒尺寸為12.94 µm。意味著2種鋼第二道次變形均在未再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行。由于鋼中固溶的Nb在變形過程中將在奧氏體晶界、亞晶界和位錯線上析出,能夠有效地阻止晶界、亞晶界和位錯的運(yùn)動,起到強(qiáng)烈地抑制再結(jié)晶和晶粒長大作用[29],進(jìn)而細(xì)化變形后的原始奧氏體,從而使得冷卻后的組織更為細(xì)小,組織硬度提高。相關(guān)結(jié)果在圖7和圖8中獲得證實(shí)。此外,與Ti-Mo鋼相比,由于晶粒細(xì)化等因素的影響,Ti-Mo-Nb鋼貝氏體相變開始溫度更低,有利于基體中板條貝氏體的形成,進(jìn)而使得Ti-Mo-Nb鋼的顯微硬度進(jìn)一步提高,如圖6所示。

圖11Ti-Mo和Ti-Mo-Nb鋼變形后奧氏體晶界圖

Fig.11Austenite grain boundary diagrams of Ti-Mo (a) and Ti-Mo-Nb (b) steels after deformation

3 結(jié)論

(1) Nb元素能夠提高鋼的Ac1和Ac3溫度,降低冷卻過程中奧氏體的分解溫度,縮小鐵素體-珠光體相區(qū),使貝氏體相區(qū)向左下方移動,細(xì)化相變后的組織。

(2) 變形過程中,Ti-Mo和Ti-Mo-Nb微合金鋼中均會應(yīng)變誘導(dǎo)析出碳化物,分別為(Ti, Mo)C和(Ti, Nb, Mo)C粒子,呈隨機(jī)分布。2種析出物均為NaCl型結(jié)構(gòu),晶格常數(shù)分別為0.432和0.436 nm,平均粒徑分別為12.11和8.69 nm。

(3) 在冷速為20~50 ℃/s的范圍內(nèi),與Ti-Mo鋼相比,Ti-Nb-Mo鋼中組織更加細(xì)小,硬度更高,其主要是鋼中存在大量納米級(Ti, Nb, Mo)C粒子所致。

來源--金屬學(xué)報