分享：V-Ti微合金钢的组织性能及相间析出行为

陈俊¹, 吕梦阳², 唐帅^1, , 刘振宇¹, 王国栋¹

1 东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室, 沈阳 110819
2 东北大学材料与冶金学院, 沈阳 110819

摘要

采用热模拟实验研究了等温温度对V-Ti微合金钢组织性能及相间析出行为的影响规律, 利用OM和TEM分析了不同等温温度下实验钢的组织特征. 结果表明, 不同等温温度下均可得到大量铁素体组织, 随等温温度的降低, 铁素体体积分数增加, 铁素体晶粒尺寸减小. 不同等温温度下均可观察到平面相间析出, 且降低等温温度可显著细化相间析出列间距和析出粒子尺寸. 纳米碳化物具有NaCl型晶体结构, 晶格常数约为0.436 nm, 同铁素体基体满足(100)_carbide//(100)_ferrite和[011]_carbide//[001]_ferrite的B-N关系. 在680 ℃下等温30 min, 沉淀强化量可达到360.6 MPa.

关键词： V-Ti微合金钢 ; 等温温度 ; 显微组织 ; 相间析出 ; Vickers硬度

微合金钢由于其高强度、高韧性和优异的焊接性能而成为一种多用途钢种, 这类钢采用低碳成分设计, 同时添加Nb, V, Ti, Mo和B等一种或多种微合金元素, 其强度已不再依赖于C的间隙固溶强化, 而主要通过细晶强化、固溶强化、相变强化、沉淀强化、位错强化等手段获得高的强度^[1-5]. 2004年, Funakawa等^[6]报道了Nanohiten钢的性能, Nanohiten钢全为铁素体组织, 在铁素体基体上分布着纳米碳化物, 且纳米碳化物的沉淀强化达到了300 MPa．自此纳米碳化物的相间析出行为及沉淀强化再次引起了越来越多研究者的关注^[7-13], 但这些研究主要是集中于Ti-Mo, Nb-Ti和Nb微合金钢中的相间析出行为, 且观察到了多种碳化物、氮化物和复合合金碳化物的相间析出粒子, 如NbC^[14], VC^[15], TiC^[16],V(C, N)^[17]和(Mo, Ti)C^[6,7,10]等, 但有关V-Ti微合金钢中相间析出行为研究的报道还比较少. 而且, V-Ti复合添加, 一方面可以提高析出粒子的热稳定性, 另一方面可以大大降低成本, 利于实现大沉淀强化型高强钢的开发与应用. 通常, 钢铁材料中析出反应可分为3类: 过饱和奥氏体中的析出; 过饱和铁素体中的析出; 奥氏体向铁素体相变过程中的析出. 最后一种就是通常所说的相间析出, 在γ→α相变过程中, 微合金碳化物形核于迁移的g/a界面, 然后此界面移动到一个新的位置, 上述形核过程再次发生, 如此反复的进行, 形成了成排分布的析出粒子^[18,19].

本工作采用光学显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)等分析方法, 结合Vickers硬度测试, 阐明了不同等温温度下V-Ti微合金钢的组织特征及析出行为, 分析讨论了等温温度对铁素体晶粒尺寸、Vickers硬度及沉淀强化的影响规律, 同时对强化机制进行了详细阐述.

1 实验方法

实验用V-Ti微合金钢的化学成分(质量分数, %)为: C 0.06, Si 0.31, Mn 1.31, P 0.005, S 0.003, Ti 0.11, V 0.06, Al 0.06, N 0.0042, Fe 余量．实验钢采用50 kg真空感应炉熔炼并浇注, 切去缩孔, 锻为500 mm×90 mm×70 mm钢坯, 钢坯重新加热至1200 ℃并保温2 h, 在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室450 mm二辊可逆热轧实验轧机上轧制为约12 mm厚钢板. 将12 mm厚钢板置于1200 ℃箱式电阻炉中保温5 h使碳化物尽可能完全固溶于基体, 然后淬火至室温. 从预淬火钢板上切取试样, 并加工为阶梯型热模拟试样, 试样中间直径为6 mm, 长为15 mm, 两端直径为10 mm, 长为30 mm.

热模拟工艺如图1所示. 将阶梯型试样以10 ℃/s的加热速率加热至1200 ℃并保温300 s进行奥氏体化, 然后以10 ℃/s的冷却速率冷却至1050和900 ℃进行压缩变形, 压下量和应变速率均为3 mm和5 s^-1, 900 ℃变形后立即以50 ℃/s的冷却速率冷却至750, 720, 700和680 ℃, 并在以上温度等温30 min使之发生铁素体相变, 最后淬火至室温.

于热电偶下方约1 mm处将热模拟试样剖开, 剖开面经抛光后于4%(体积分数)的硝酸酒精溶液中腐蚀约15 s, 然后采用LEICA DMIRM 光学显微镜(OM)对其显微组织进行观察, 同时采用割线法测定铁素体晶粒尺寸, 采用Image-Pro-Plus软件统计铁素体组织的体积分数. 采用HV-50 Vickers硬度计测定试样的维氏硬度, 载荷为10 kg. 为了观察不同等温温度下的析出行为, 从热模拟试样上切取500 μm厚薄片, 首先机械减薄至约50 μm, 然后采用双喷减薄仪于9%(体积分数)高氯酸酒精溶液中在-30 ℃和31 V电压下进行双喷减薄, 制成薄膜试样, 采用Tecnai G F20透射电子显微镜(TEM)对析出粒子的尺寸、形貌及分布规律进行观察.

2 实验结果及讨论

2.1 显微组织

不同等温温度下实验钢的OM像如图2所示．图2显示, 不同等温温度下实验钢的组织均由铁素体和马氏体组成, 其中灰色相为铁素体, 是在等温过程中形成的; 黑色相为马氏体, 是在淬火过程中形成的. 铁素体晶粒呈不规则形状, 且局部存在一些细小的铁素体晶粒, 组织均匀性较差. 不同等温温度下铁素体的体积分数及晶粒尺寸如图3所示．图3显示, 随着等温温度由750 ℃降低至680 ℃, 铁素体的体积分数由约85%增加至近100%, 铁素体晶粒尺寸由11.3 μm减小至8.0 μm.

2.2 相间析出行为

对于相间析出的TEM观察来说, 只有析出粒子所在的晶体学面与电子束方向平行时, 才可以观察到碳化物成排分布的形貌特征^[7]. 所以, 本实验在α方向和β方向倾转薄膜试样, 使析出粒子所在晶体学面的晶带轴平行于电子束方向, 以观察不同等温条件下的相间析出特征, 不同等温温度条件下的典型TEM像如图4所示. 图4显示, 不同等温温度条件下均可观察到相间析出, 且均存在列间距几乎规则的平面相间析出, 但析出粒子的尺寸和列间距具有一定的差异性, 说明γ→α等温相变温度显著影响相间析出行为.

通过对10张TEM照片的统计分析, 得到了不同等温温度下的相间析出列间距和析出粒子尺寸, 如图5所示. 图5显示, 随着等温温度的降低, 相间析出列间距由32.5 nm减小至18.9 nm, 析出粒子尺寸由6.7 nm减小至5.0 nm. Yen等^[7]和Okamoto等^[12]指出, 相间析出粒子所在的晶体学面偏离相变过程中的{111}_γ //{110}_α, 可以是一些非共格界面, 本工作也观察到了相间析出粒子位于铁素体基体的{211}_α, {130}_α, {210}_α或{332}_α等晶面上. 对于部分共格界面, 最小台阶高度h_min=σ/△G_v (σ为部分共格界面界面能; △G_v为相变驱动力), 可见降低相变温度可增加相变驱动力, 降低台阶高度, 使相间析出列间距随等温温度的降低而减小; 而且奥氏体的变形也可增加相变驱动力, 进一步降低台阶高度, 可进一步细化相间析出列间距. 另外, 降低相变温度, 可大大提高(V, Ti)C析出的驱动力, 提高析出的形核率, 同时, 析出粒子具有相对较小的长大速率, 使得析出粒子尺寸随等温温度的降低而减小.

除了图4所示的相间析出外, 在某些晶粒内部或同一晶粒局部区域未观察到相间析出, 典型TEM像及选区电子衍射花样如图6所示. 图6a显示, 在同一铁素体晶粒内部既观察到了相间析出又观察到了弥散析出, Kestenbach等^[8]也观察到了相间析出粒子仅占据铁素体晶粒的部分区域, 并指出这是一个真实的现象. 采用图6c箭头所指的(200)_carbide衍射束成像, 得到了图6b所示的暗场像, 发现仅有弥散析出粒子变亮, 而相间析出粒子未变亮, 说明此区域的相间析出粒子与弥散析出粒子的取向具有一定的差异性. 图6d表明, 析出粒子具有NaCl型的fcc结构, 且[001]_ferrite//[011]_carbide, (100)_ferrite//(100)_carbide, 表明析出粒子与铁素体基体间满足Baker-Nutting(B-N)取向关系. 同时根据实测的(200)_carbide面间距0.218 nm, 计算得出析出粒子的晶格常数约为0.436 nm.

2.3 强化机制

等温温度对实验钢宏观Vickers硬度的影响如图7所示. 图7显示, 随着等温温度的降低, 维氏硬度由206 HV增加至284 HV, Vickers硬度的增加主要源于沉淀强化.

对于铁素体型钢, 其屈服强度可表示为^[20]:

式中, σ_y为屈服强度; Δσ为纯Fe的强度; Δσ_SS为固溶强化量; Δσ_GB为细晶强化量; Δσ_Dis为位错强化量; Δσ_Orowan为沉淀强化量. 其中Δσ=53.9 MPa, Δσ_SS和Δσ_GB可表示为^[6,21]:

式中, [X]为固溶元素的质量分数, %(X为Mn, Si, C和N); d为铁素体晶粒尺寸．Mn和Si全部固溶于基体, 所以[Mn]和[Si]为1.31和0.31; 强氮化物形成元素Ti的存在, 使N全部以TiN的形式存在, N的固溶量近似为0, 且固定Ti量约为0.014%．为了准确确定C, V和Ti的含量, 假设奥氏体中不存在(V, Ti)C的析出, 采用固溶度积式^[22]:

计算了固溶C, V和Ti的平衡固溶量及(V, Ti)C的平衡析出量, 如图8所示. 图8显示, 在实验等温温度范围内, 约有0.022%的固溶C, 固溶Ti和V的量可忽略不计, 析出量约为0.192%. 根据(V, Ti)C的晶格常数及质量分数, 可近似计算(V, Ti)C的体积分数约为0.00308.

位错强化量可用式(6)计算^[7,23]:

式中, M为Taylor因子; α为常数; μ为剪切模量; b为Burgers矢量模; ρ为位错密度. 对于铁素体, M, α, μ和b的典型值分别为2.75, 0.435, 80300 MPa和0.248 nm; ρ近似取为5×10m^-2. 因此, 可以估算位错强化量约为168.5 MPa.

沉淀强化量可用式(7)计算^[24]:

式中, X?为平均有效粒子直径; D?为实测析出粒子平均直径; L为析出粒子间距, 此处用相间析出列间距近似代替L．

不同强化机制的强化量列于表1. 可以看出, 降低等温温度可显著提高沉淀强化效果, 由239.3 MPa增加至360.6 MPa, 进而显著提高实验钢的屈服强度, 而且在680 ℃等温30 min, 实验钢的屈服强度达到了721.6 MPa. 同时, 本实验所计算的680和700 ℃等温条件下的沉淀强化量与文献[25]中根据实测屈服强度所确定的沉淀强化量相近, 表明采用式(7)所计算的沉淀强化量具有较高的精度.

3 结论

(1) 不同等温温度下均得到大量铁素体组织, 随着等温温度由750 ℃降低至680 ℃, 铁素体的体积分数由85%增加至近100%, 铁素体晶粒尺寸由11.3 μm减小至8.0 μm.

(2) 不同等温温度下均可观察到平面相间析出, 随着等温温度由750 ℃降低至680 ℃, 相间析出列间距由32.5 nm减小至18.9 nm, 析出粒子尺寸由6.7 nm减小至5.0 nm.

(3) SAEDP结果显示, 纳米析出粒子具有NaCl型fcc晶体结构, 晶格常数约为0.436 nm, 析出粒子与铁素体基体间满足(100)_carbide//(100)_ferrite和[011]_carbide//[001]_ferrite的B-N关系.

(4) 随着等温温度的降低, 沉淀强化量显著增加, 在680 ℃下等温30 min, 沉淀强化量的计算值可达到360.6 MPa.