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多元微合金钢中的应受诱导复合析出

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多元微合金钢中的应受诱导复合析出 苑少强 杨善武 武会宾 王学敏 贺信莱 北京科技大学材料物理系 北京1000083 摘要 采用透射电子显微镜结合纳米束能谱技术，研究了含Nb，Ti，Mo等多种微合金元素的超低碳贝氏体钢在奥氏体非再结晶区终轧后弛豫阶段的应变诱导析出行为。实验结果表明：经30%预变形后，在 850℃和 900℃等温弛豫时，钢中析出开始主要有纯Nb及Nb-Ti复合的两类，以后者为主。随弛豫时间延长，纯Nb型析出物消失，复合夹杂中铌钛比增加。弛豫阶段后期，Mo会以置换原子形式进入（Ti, Nb）（C, N）的面心立方晶格中，其量随弛豫时间的延长而增加。析出物形状以不规则外形为主，其密度及平均尺寸与变形温度和弛豫时间密切相关。 关键词 微合金钢，应力弛豫；应变诱导析出

微合金化与控轧控冷技术的有机结合是近年来用于高强高韧钢发展的一大趋势。在这类钢中微合金元素在变形奥氏体中的析出行为对钢的组织与性能有至关重要的影响口（1）。在过去的二十年中，单一微合金元素如Nb，Ti等的析出行为受到高度重视，对Nb-V和Nb-Mo等少数二元微合金体系也开展了少量工作（2-5），主要侧重于析出的开始和完成阶段。而采用新的形变热处理（TMCP）加弛豫控制相变技术（RPC）发展实用的高强韧商业（6, 7），必须解决多元微合金钢中各组元的相互作用问题，并且对整个析出过程进行全面跟踪研究。本文拟研究一种包含Nb，Ti，Mo的多元微合金钢在热变形后的保温弛豫过程中，微合金元素的析出行为，对其进行过程的跟踪监测，并结合透射电镜研究析出物的长大、粗化及其伴随的成分变化。

1 实验材料及方法 1.1 实验材料 实验在北京科技大学25kg真空感应炉上冶炼，真空浇注，破真空水冷锭模加速凝固。钢锭在1200℃加热后锻成中Φ14mm圆棒，制成直径为8mm，高为12mm圆柱样品。其化学成分（重量%）为：0.035 C，1.54 Mn，0.22Si，0.076Nb，0.080Ti，0.32Cu，0.33Ni，0.33Mo，0.0020B，0.0075S，0.0024P。 1.2 热模拟步骤 图1为实验钢的热变形工艺示意图。样品在Gleeble-1500热模拟机上加热至1250℃保温20分钟进行奥氏体化处理，随后以2℃/s的速度冷却到850℃和900℃，再经压缩变形30%，变形后压头不动并恒温保持1000s，同时连续测量保温过程中轴向应力随时间的变化。根据测定的应力弛豫曲线，将其它样品变形后分别等温到不同时间（分别取0s，30s，60s，200s，1000s）后立即水淬，用于观察等温弛豫过程中析出物形态的变化。

1250℃ 20min 2℃/s

水淬弛豫30%

T1min10℃/s

图1 实验钢的热变形工艺 1.3 析出物的观察与统计 试样沿垂直压缩轴切开，在全相磨面上制备碳萃取复型。采用2%硝酸酒精溶液浸蚀30s，在真空度10-4Pa下喷碳。用 5%的硝酸酒精溶液脱膜。在JE0L-100CX电镜上观察，放大10

万倍再光学放大3倍后作析出物尺寸的测量。不同弛豫时间试样统计的拆出物个数在200-400之间。运用JEM－2010F分析电镜及nanobeam EDS衍射技术确定纳米尺度析出物晶体结构及其成分随弛豫时间的变化。

2 实验结果与讨论 2.1 应力弛豫曲线与析出过程的发生发展 由图2可见，样品在850℃变形30%后，其应力弛豫曲线可划分为三阶段，应力σ与弛豫时间t之间的关系可表示为下式：)(ln0ttσασσ∆+−=，式中0σ为变形30%时的最大轴向应力。当 t＜20秒（第一阶段）时tln0ασσ−=，应力随时间的下降符合静态回复规律。在20秒∆tσ并随t增加而增加，这表明此时样品中有析出过程发生，使位错运动受阻，导致回复过程变慢（8, 9），而)(tσ∆大小反映了

析出过程的强弱。当t达到200秒左右（进入第三阶段）时，析出已达到平衡体积分数，析出量不再增加。)(tσ∆不再随时间而增加，此时应力又重新按静态回复规律下降，弛豫曲线平行于第一阶段。以上的应力弛豫曲线显示，在此样品内，经过20秒的形核孕育期后，析出开始发生，并持续到200秒左右。900℃的应力弛豫行为与850℃相似，但析出形核的孕育时间略有增长。 101001000406080100120140160180Stress(MPa)

Time(s)

Ps Pf

图2 850℃变形30%的应力松弛曲线 (a)

100nm(b)

100nm(d)

100nm (c)

100nm100nm(e)

图3 850℃变形30%不同弛豫时间的析出物形貌的照片 (a) 0s (b)30s (c)60s (d)200s (e)1000s 对弛豫不同时间后立即淬火样品进行萃取复型，复型试样中析出物的透射电镜观察结果如图3所示。从形态大小规律看它与弛豫曲线结果相一致。在未经弛豫的样品内（图3a），观察不到析出颗粒，只有少量大尺寸的钢中夹杂物，表明变形前的固溶处理己使材料中原有析出物充分回溶。当弛豫进行到30到200s的第二阶段（图3b, 3c, 3d）时，样品中出现了纳米级的细小析出相，其颗粒大小与分布密度均随弛豫时间延长而增加。当弛豫进行到大于200s的第三阶段（图3e）时，析出颗粒尺寸继续增加，但析出颗粒分布密度明显减少，这表明第三阶段是己有析出物的粗化阶段。图3e中箭头所指处正在发生大颗粒吞并周围小颗粒的现象。 2.2 析出颗粒尺寸分布的统计结果 不同弛豫时间下析出物尺寸分布曲线及平均尺寸如图 4所示，可见，在 850℃变形30%后，弛豫不同时间的各样品内，析出颗粒的尺寸分布均符合正态分布，并且峰位尺寸接近平均尺寸。随着弛豫时间的增加，峰位逐渐向右移动，平均尺寸也从弛豫30秒的4nm增加到弛豫1000秒时的13nm以上。 图5比较了850℃和900℃变形及弛豫样中测量结果。由图可见，当弛豫时间相同时，900℃变形样品中析出物平均尺寸较大。在两种变形温度下，析出物平均尺寸的增加速度均随弛豫时间延长而降低。

51015202505101520%

nm

(a) D=4.03nm

5101520250246810

12

14

%

nm

5101520250246810

%

nm51015202501234

567%

nm

D=13.39nm

(d)D=10.48nm

(c)

D=6.86nm

(b)

图 4 850℃变形30%弛豫不同时间的析出物尺寸分布 （a）30s（b）60s（c）200s（d）1000s 510152025303502468101214161820 850℃

900℃

particle si

z

e(nm)

t1/2/s1/2 图5 相同弛豫时间不同温度析出物颗粒的尺寸变化 2.3 析出颗粒长大过程中的成分演变 图6为JEM-2010F分析电镜及微束EDS测量的不同尺寸析出颗粒所对应的能谱。结果表明少量呈椭球状的析出颗粒为只含Nb的析出相（能谱中的硅峰是碳膜中杂质的干扰），即Nb(C, N)。而大部分析出相形状接近不规则多边形，包含多种微合金元素。当其尺寸为5nm或5nm以下时，只包含Nb和Ti，其中Ti含量超过Nb含量（原子数比），随着析出颗粒尺寸的增加，Ti／Nb比逐渐下降。 一个值得注意的现象是，当析出颗粒尺寸达到10nm左右时，能谱中出现Mo峰。已有的工作表明（5,10），在此温度下，Mo的碳化物不可能析出，而现在它与Nb、Ti共同析出，完全是微合金元素间相互作用的结果。电子衍射（图7）表明，含Mo的析出颗粒仍维持(Ti, Nb)(C, N)的点阵结构。 2.4 讨论 （1）析出颗粒的长大机制 由图4可见，当样品弛豫到60s后，尺寸在5nm以下的析出颗粒所占比例己经很小，所以在应力弛豫的第二阶段（20-200s）主要是颗粒的形核及长大过程，从200-1000s的粗化阶段，主要是少量小颗粒的重新溶解与大部分析出颗粒的长大，因而平均尺寸随时间的增加率可视为反映了析出颗粒的长大速度。 (a) 05101520020406080100120140160180200

NbNb

CuSicp

s

Energy(keV)(b)

Nb: 100%

05101520020406080100120140160180200220240260280300Cu

TiNb

Nb

Sicps

Energy(keV)05101520020406080100

MoCuTi

NbNb

Nb

cps

Energy(keV)05101520020406080100120140Cu

MoTiNbNb

Nb

cps

Energy(keV)Ti:Nb:Mo≈39:42:19

Ti:Nb:Mo≈36:49:15 Ti:Nb≈52:48 (c) (d)

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微合金元素对钢性能的影响

微合金元素对钢性能的影响

微合金元素对钢性能的影响【摘要】钒、钛、铌等微合金元素都可以通过细化晶粒和沉淀强化来提高钢的强度，但由于其作用机理及强化强度受到本身特性和工艺条件的影响而不同，且对抑制再结晶的能力表现不同，具体表现为铌>钛>钒。

【关键词】微合金化元素；作用机理；析出；裂纹1.引言微合金元素如钒、钛、铌等，在钢中由于其碳氮化物可以调节形变奥氏体的再结晶行为和阻止晶粒长大，间接起到细化晶粒的作用，并对钢产生沉淀强化，从而提高钢材的强度和韧性，因此在钢材生产中得到了越来越多的应用。

但是，控制不好，AlN和（Nb、Ti、V）的碳氮化物大量在晶界析出，会促使钢的塑性降低，产生表面横裂纹。

因此研究微合金元素在钢材中行为变化及对钢材性能的影响规律，为实际生产中提供一定的理论基础。

2.微合金化元素对钢性能的影响“微合金化”是指这些元素在钢中含量较低，通常低于1%（质量分数）[l]，目前大量使用的是铌、钒、钛等，其特点是能与碳、氮结合成碳化物、氮化物和碳氮化物，这些化合物在高温下溶解，在低温下析出。

其作用表现在：在加热时阻碍原始奥氏体晶粒长大；在轧制过程中抑制再结晶及再结晶后的晶粒长大；在低温时起到强析出强化的作用。

通过合金元素的固溶及其固态反应，影响微结构乃至结构、组织和组分，从而使金属获得要求的性能[2]。

国内外许多学者对微合金元素在钢中的应用做了大量的研究工作，己经基本掌握了微合金元素在钢中的作用规律[3]，如表1所示。

2.1钒2.1.1 钒微合金化理论基础钒在微合金钢中单独加入时主要形成VC、VN和V（N、C），属中间相，其化学式可在VC～V4C3之间变化。

钒在钢中的固溶量随温度的升高而迅速增大，而VC、VN的量则相应下降，但在较低的加热温度下，其碳化物可以完全溶解（至少是绝大部分）到奥氏体中，因此V的利用率高，对沉淀强化的贡献大，成为非调质钢中的主要的和常用的微量添加元素，为钛和铌所不及。

钒的碳化物土要以相间沉淀的形式析出，在α相区内析出量不多，并与α相保持共格关系。

钢中微合金元素的作用机理

钢中微合金元素的作用机理

钢中微合金元素的作用机理钢是一种合金，其主要成分是铁和碳。

微合金元素是添加在钢中的少量杂质元素，包括钛、铌、钒、铝、锰、铬等。

这些微合金元素的添加对钢的性能具有重要的影响。

以下是钢中微合金元素的作用机理。

首先，微合金元素可以提高钢的强度和硬度。

微合金元素的加入可以阻碍晶界流动和位错的运动，从而限制了晶界滑移和位错滑动，降低了钢的塑性变形能力，提高了钢的强度和硬度。

此外，微合金元素还可以形成致密的析出物，如碳化物、氮化物、硫化物等，这些析出物可以增加钢的硬度，从而提高钢的抗拉强度和硬度。

其次，微合金元素可以改善钢的韧性和冷加工性能。

微合金元素的加入可以阻碍晶界弥散，提高了钢的晶界精细度，从而改善了钢的韧性和抗冲击性能。

同时，微合金元素也可以细化钢的晶粒尺寸，提高钢的塑性变形能力，使钢具有较好的冷加工性能。

第三，微合金元素可以提高钢的耐腐蚀性能。

微合金元素的加入可以改善钢的晶界耐蚀性能，减少晶界的腐蚀敏感性。

此外，微合金元素也可以与一些有害杂质元素结合，形成稳定的化合物，减少了钢中有害元素的溶解和析出，从而提高钢的耐腐蚀性能。

另外，微合金元素还可以改变钢的相变行为。

微合金元素的加入可以改变钢的析出序列和析出相，影响钢的相变行为。

例如，铌和钒可以用于控制钢中的碳化物析出，阻止奥氏体向珠光体的相变，从而提高钢的强韧性。

此外，微合金元素还可以优化钢的热处理工艺。

微合金元素的介入可以降低钢的回火敏感性和退火脆性，提高钢的热处理硬化能力，使钢在热处理过程中获得较好的组织和性能。

总的来说，钢中微合金元素的作用机理包括限制晶界滑移和位错滑动、形成致密的析出物、改善晶界精细度和抗腐蚀性能、提高韧性和冷加工性能、改变相变行为和优化热处理工艺等。

这些作用机理使得钢中微合金元素的加入可以显著改善钢的性能，提高钢的使用性能和工艺性能。

v(c,N)在V.N微合金钢铁素体中的析出动力学

v(c,N)在V.N微合金钢铁素体中的析出动力学

第４５卷第５期金属学级Ｖ０１．４５Ｎｏ．５２００９年５月第６２５－－－６２９页ＡＣＴＡＭＥＴＡＬＬＵＲＧＩＣＡＳＩＮＩＣＡＭａｙ２００９ＰＰ．６２５－６２９ｖ（ｃ，Ｎ）在Ｖ．Ｎ微合金钢铁素体中的析出动力学方芳雍岐龙杨才福张永权（钢铁研究总院结构材料研究所，北京１０００８１）木摘要Ｖ—＿Ｎ微合金钢的Ｃ含量（质量分数）在０．０５％—ｍ．３０％范围内变化时，ｖ（ｃ，Ｎ）在铁索体中析出开始时间随温度降低单调增加．实验得到的开始析出点是在７５０℃时的１０Ｓ左右，含Ｃ量不同的４种钢得到的形核率一温度（ＮｒＴ）曲线和析出一温度一时问（ＰＴＴ）曲线单调变化的趋势相同．热力学与动力学计算得到的不同ｃ含量钢中的ｖ（ｃ，Ｎ）形核驱动力非常接近，其ＮｒＴ和ＰＴＴ曲线随Ｃ含量无明显变化．实验与计算均证实，实验钢的Ｃ含量在ｏ．０５％—＿０．３０％范围内变化时，ｖ（ｃ，Ｎ）在铁索体中的析出动力学无明显差异．关键词Ｖ—Ｎ微合金钢，ｖ（ｃ，Ｎ）析出，ＮｒＴ曲线，ＰＴＴ曲线，Ｃ中图法分类号ＴＧｌ４２．３文献标识码Ａ文章编号０４１２－１９６１（２００９）０５－０６２５—０５ＰＲＥｃＩＰＩＴＡＴＩＮＧＫＩＮＥＴＩＣＳｏＦｖ（ｃ，Ｎ）ＩＮＦＥＲＲＩＴＥ０ＦＶ～ＮＭＩＣＲｏＡＬＬｏＹＩＮＧＳＴＥＥＬＦＡＮＧＦ０伽，ＹＯＮＧＱｉｌｏｎｇ，ＹＡＮＧＣａ咖，ＺＨＡＮＧＹｏｎｇｑｕａｎＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＳｔｒｕｃｔｕｒａｌＭａｔｅｒｉａｌ，ＣｅｎｔｒａｌＩｒｏｎａｎｄＳｔｅｅｌＲｅｓｅａｒｃｈＩｎｓｔｉｔｕｔｅ，Ｂｅｉｊｉｎｇ１０００８１Ｃｏｒｒｅｓｐｏｎｄｅｎｔ：ＹＯＮＧＱｉｌｏｎｇ，ｐｒｏｆｅｓｓｏｒ，Ｔｅｌ：（０１０）６２１８３６１６，Ｅ－ｍａｉｌ：ｙｏｎｇｑｌ＠１２６．ｃｏｍＳｕｐｐｏｒｔｅｄｂｙＮａｔｉｏｎａｌＮａｔｕｒａｌＳｃｉｅｎｃｅＦｏｕｎｄａｔｉｏｎｏｆＣｈｉｎａ（Ｎｏ．５０４４１０３２）Ｍａｎｕｓｃｒｉｐｔｒｅｃｅｉｖｅｄ２００８－０５—１６，ｉｎｒｅｖｉｓｅｄｆｏｒｍ２００８－０９－０２ＡＢＳＴＲＡＣＴＡｍｏｄｅｌｈａｓｂｅｅｎｄｅｖｅｌｏｐｅｄｔｏｐｒｅｄｉｃｔｔｈｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｔｈｅｔｅｒｎａｒｙｖ（ｃ．Ｎ１ｐｈａｓｅｗｉｔｈｉｎｆｅｒｒｉｔｅｉｎｖａｎａｄｉｕｍ—ｎｉｔｒｏｇｅｎｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇｓｔｅｅｌ．Ｔｈｉｓｍｏｄｅｌｉｓｂａｓｅｄｏｎｃｌａｓｓｉｃａｌ１１ｕ－ｃｌｅａｔｉｏｎｔｈｅｏｒｙ，ｅｘｔｅｎｄｅｄｔｏａｃｃｏｕｎｔｆｏｒｈｅｔｅｒｏｇｅｎｅｒｏｎｓｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｏｎｄｉｓｌｏｃａｔｉｏｎａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｃｕｒｖｅｓｏｆｔｅｒｎａｒｙｐｈａｓｅｓｅｘｉｓｔｅｄｉｎｍｉｃｒｏａｌｌｏｙｉｎｇｓｔｅｅｌｓ．Ｔｈｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎｓｏｆｔｈｅｍｏｄｅｌｈａｖｅｂｅｅｎｔｅｓｔｅｄａｇａｉｎｓｔｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｄａｔａ，ｂｏｔｈｔｈｅｐｒｅｄｉｃｔｅｄｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｍｅｃｈａｎｉｓｍａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｃｕｒｖｅｓｏｆＶ（Ｃ，Ｎ）ａｒｅｉｎｇｏｏｄａｇｒｅｅｍｅｎｔｗｉｔｈｔｈｅｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｄａｔａ．Ｔｈｅｅｆｆｅｃｔｏｆｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎｌｒａｎｇｅｄｉｎ０．０５％—－０．３０％ｏｎｔｈｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｋｉｎｅｔｉｃｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ１Ｗａｓｓｔｕｄｉｅｄ，ｗｉｔｈｆｏｕｒｔｅｓｔｅｄｓｔｅｅｌｓｗｈｉｃｈａｒｅＲｅ—０．０８Ｖ—０．０２ＮｗｉｔｈｌＯＷａｎｄｍｉｄｄｌｅｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔｓａｓ０．０５％，０．１０％．０．２０％ａｎｄ０．３０％．ＷｈｅｎｍａｋｉｎｇｔｈｅｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌｅｎｅｒｇＹ盯ｌｉｎｅａｒｔｏｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ，ａｎｄｃｈｏｏｓｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒ１７ｃｏｒｒｅｃｔｌｙ，ｔｈｅｒｍｏ－ｄｙｎａｍｉｃｓａｎｄｋｉｎｅｔｉｃｓｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎｓｓｈｏｗｔｈａｔｗｈｅｎｎｉｔｒｏｇｅｎｃｏｎｔｅｎｔｉＳａｓｈｉｇｈａｓ０．０２％．ｔｈｅｄｒｉｖｉｎｇｆｏｒｃｅｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｗｉｔｈｉｎｆｅｒｒｉｔｅｏｆｔｈｅｆｏｕｒｔｅｓｔｅｄｓｔｅｅｌｓａｒｅｖｅｒｙｃｌｏｓｅ；ｔｈｅｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｒａｔｅ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（ＮｒＴ）ａｎｄｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｔｉｍｅ（ＰＴＴ）ｃｕｒｖｅｓｅｘｈｉｂｉｔｍｏｎｏｔｏｎｏｕｓｗｉｔｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ａｎｄｈａｖｅａｌｍｏｓｔｎｏｃｈａｎｇｅｓｗｉｔｈｃａｒｂｏｎｃｏｎｔｅｎｔ．Ｔｈｅｍｅａｓｕｒｅｄｒｅｓｕｌｔｓｉｎｄｉｃａｔｅｔｈｅｓａｍｅｔｒｅｎｄｏｆｔｈｅｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎ：ｔｈｅｓｔａｒｔｔｉｍｅｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎｗｉｔｈｉｎｆｅｒｒｉｔｅｉｎｃｒｅａｓｅｓｍｏｎｏｔｏｎｏｕｓｌｙｗｉｔｈｄｅｃｒｅａｓｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．ａｎｄｔｈｅｓｈｏｒｔｅｓｔｔｉｍｅｉｓａｂｏｕｔ１０Ｓａｔ７５０℃．Ａｃｃｏｒｄｉｎｇｔｏｔｈｅｍｏｄｅｌａｎｄｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｒｅｓｕｌｔｓ，ｔｈｅｍｏｎｏｔｏｎｉｃａｌｔｅｒａｔｉｏｎｏｆＮｒＴａｎｄＰＴＴｃｕｒｖｅｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｃａｎｗｅｌｌｅｘｐｌａｉｎｔｈｅｐｈｅｎｏｍｅｎｏｎｏｆｉｎｔｅｒ—ｐｈａｓｅｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎａｎｄｔｈｅｒｅａｓｏｎｏｆｉｎｓｅｎｓｉｔｉｖｅｔｏｃｏｏｌｉｎｇｒａｔｅａｎｄｃｏｉｌｉｎｇｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｆｏｒＶ－Ｎｍｉｃｒｏａｌｌｙｉｎｇｓｔｅｅｌ．ＫＥＹＷｏＲＤＳＶ—Ｎｍｉｃｒｏａｌｌｙｉｎｇｓｔｅｅｌ，ｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ，ｎｕｃｌｅａｔｉｏｎｒａｔｅ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ（ＮｒＴ）ｃｕｒｖｅ，ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｔｉｍｅ（ＰＴＴ）ｃｕｒｖｅ，Ｃ许多合金材料在热处理及高温服役条件下表现出复牛国家自然科学基金资助项目５０４４１０３２收到初稿日期：２００８＿旬５～１６，收到修改稿日期：２００８￣０皿旬２作者简介：方芳，女，１９８２年生，博士生杂的析出过程，因此，合理预测合金材料的组织演变，进而预测其性能及使用寿命具有重要意义．基于经典形核理论，目前预测钢中第二相析出动力学有许多方法，如锐界面法［１１、调幅分解理论【２１、Ｊ—Ｍ—Ａ法（耦合Ｊｏｈｎｓｏｎ－Ｍｅｈｌ—Ａｖｒａｍｉ方程法）【引、ＷａｇｎｅｒＫａｍｐｍａｎｎ模型【４１，万方数据６２６金属学报第４５卷多组分和局部平衡法【５Ｊ、ＳＦＦＫ（ＳｖｏｂｏｄａＦｉｓｃｈｅｒＦｒａｔｚｌＫｏｚｅｓｃｈｎｉｋ）模型【６Ｊ等．其中，Ｊ—Ｍ—Ａ法是处理析出动力学问题的一个较为全面的理论，但是由于动力学参量需要与合金及工艺进行匹配，因此，有必要对不同的合金体系及工艺条件下各参数的选取进行深入研究．在Ｖ—Ｎ微合金钢的轧制生产中，ｖ（ｃ，Ｎ）很难在奥氏体中完全析出，轧后冷却过程中，大量剩余的Ｖ原子将在，ｙ／Ｑ相间或位错线上与Ｃ和Ｎ结合，以第二相粒子的形式析出．本文将理论计算与实验相结合，研究了含Ｎ量较高的Ｎ—Ｖ微合金钢中ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的析出过程，以及Ｃ含量对其形核率一温度（ＮｒＴ，ｎｕｃｌｅ－ａｔｉｏｎｒａｔｅ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ）和析出一温度一时间（ＰＴＴ，ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｔｉｍｅ）曲线的影响，这将进一步提高析出动力学模型的准确性，并为实际工业生产提供一定的理论指导．１实验方法实验用钢经真空感应炉冶炼后，浇注成４０ｋｇ的钢锭，其化学成分见表１．制备热处理试样的工艺流程如下：（１）将钢锭锻造成４０ｍｉｎｘ１３０ｍｍｘＬ的板坯（其中，三为板坯长度）；（２）将板坯加热到１２００℃保温２ｈ后，分３道次轧制成１２ｍｍ×１３０ｍｍｘＬ的钢板，终轧温度控制在８５０．—８７０℃，轧后空冷；（３）将钢板机加工成边长为８ｎｌｎ的方形试样．将制备好的试样在１２００℃保温５ｍｉｎ后立即盐水淬火，然后加热到不同温度进行时效处理．由热力学软件Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ计算可知（图１），不同温度条件下，Ｃ含量对实验钢ｖ（ｃ，Ｎ）析出量的影响不大．因此４种实验钢选取的时效温度相同，分别为７５０，７００，６７０，６５０，６００和５７０℃；对应的时效时间分别选取１０（１０２／２），３２（１０３／２），１００（１０４／２），３１６（１０５／２），１０００（１０６／２）和３１６２（１０７／２）Ｓ．所得的试样经机械打磨和抛光后，用ＶＮ一５硬度计测量其硬度，根据其硬度值测定实验钢回火组织中第二相粒子的静态析出一温度一时间（ＰＴＴ）曲线．表１实验钢的化学成分Ｔａｂｌｅ１Ｃｈｅｍｉｃａｌｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎｓｏｆｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓ（ｍａｓｓｆｒａｃｔｉｏｎ，％）ＡｌｌｏｙＣＭｎｓｉＶＮＳＰＡｌＦｅＮｏ．１０．０５１．２６０．２０．０７２０．０１９０．００５０．００７９＜Ｏ．００５Ｂａｌ．２０．ｉ０１．４５０．２６０．０７２０．０２１０．００４０．００５＜０．００５Ｂａｌ．３０．２０１．５００．２８０．０８２０．０２１０．００４０．００５＜０．００５Ｂａｌ．图１热力学计算的４种实验钢中ｖ（ｃ，Ｎ）析出的体积分数随温度的变化曲线Ｆｉｇ．１Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｖｏｌｕｍｅｆｒａｃｔｉｏｎ＂ｓｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｃｕｒｖｅｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｃａｌｃｕｌａｔｅｄｂｙＴｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃｆｏｒｔｈｅｆｏｕｒｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓ（ｎｏｏｂｖｉｏｕｓｄｉｆｆｅｒｅｎｃｅａｍｏｎｇ４ｃｕｒｖｅｓ）圉２４种实验钢中ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的析出温度与开始析出时间（ＰＴＴ）曲线Ｆｉｇ．２Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ－ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ－ｓｔａｒｔｔｉｍｅ（ＰＴＴ）ｃｕｒｖｅｓｏｆｔｈｅｆｏｕｒｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌｓｔｅｅｌｓｏｂｔａｉｎｅｄｂｙｍｅａｓｕｒ－ｉｎｇｔｈｅｈａｒｄｎｅｓｓｏｆｖ（ｃ，Ｎ）ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓｉｎｆｅｒｒｉｔｅ氮化物在奥氏体或铁素体中析出时，其ＰＴＴ曲线一般呈现＊Ｃ＊形［７，８１或“Ｓ”形［９１．图２是根据时效硬度法测得的实验用钢的ＰＴＴ曲线．与传统碳氮化物不同，Ｎ含量较高的Ｎ—Ｖ微合金钢的ＰＴＴ曲线单调变化．由于实验钢中Ｎ含量较高，ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的开始析出时间较短（７５０℃等温１０Ｓ左右就会析出）．从图２还可以看出，４种实验钢的ＰＴＴ曲线非常接近，因此可以认为，Ｃ含量对ｖ（ｃ，Ｎ）在铁素体中的析出影响较小，几乎可以忽略．３析出动力学模型的建立４０．３０１．５００．２７０．０７８０．０１９０．００４０．００５＜ｏ．００５Ｂａｌ．３．１热力学计算——Ｖ—Ｎ微合金钢中，由于ＶＮ和ＶＣ之间可以完全２实验结果互溶而形成ｖ（ｃ，Ｎ），因此可认为ｖ（ｃ，Ｎ）中无间隙原根据扩散型相变热力学和动力学原理，微合金碳氮化子缺位．若假设Ｃ的占位分数为ｚ，则Ｎ的占位分数为物的析出行为受到形核驱动力和原子扩散的共同影响．碳１一ｚ．。

连铸过程含Nb、V、Ti微合金化钢中碳、氮化物析出及钢的延塑.

连铸过程含Nb、V、Ti微合金化钢中碳、氮化物析出及钢的延塑.

连铸过程含 Nb 、 V 、 Ti 微合金化钢中碳、氮化物析出及钢的延塑性能降低1采用控轧控冷工艺,轧制过程含铌、钒、钛微合金化钢中析出的微细 NbN 、Nb(C,N、 VN 、 V(C,N、 TiN 等能够细化钢的组织,并对钢起到沉淀强化的作用,得到较高强度、较好韧性的钢材。

因此,含铌、钒、钛微合金化钢在管线钢、大跨度重载桥梁、高压容器钢板、海洋设施用钢等方面得到了广泛的应用。

一、前言2析出物粒子大小、粒子间距与钢板废品率的关系4二、碳、氮化物析出热力学分析铌、钒、钛均为与氮或碳有较强亲和力的元素 , 在钢凝固冷却过程,铌、钒、钛与钢中的氮或碳反应生成相应的氮化物、碳化物。

因为生成氮化物和碳化物的反应经常同时进行 , 生成的二元氮化物、碳化物又均为 NaCl 型晶格结构 , 它们之间可以相互溶解 , 形成 Nb(C,N、 V(C,N等碳氮化物或更多元复合化合物。

1418假定钢中 [Al]、 [Nb]、 [V]含量均为 0.02%, [N] 含量为 0.005%,钢中析出物活度为 1, 则平衡条件下各析出物开始析出的温度分别为:AlN:1059℃ NbN:1029℃ NbC 0.7:1032℃ NbC 0.7N 0.2:1081℃ VN :882℃ VC 0.7:678℃三、静态析出、动态析出和形变诱导析出静态析出 :无形变、无应力作用条件下发生的析出, 静态析出一般需要较长的时间;动态析出 :在形变的同时发生的析出 ;形变诱导析出 :形变停止后立即开始的析出物的析出。

在有形变发生的情况下 , 晶格产生扭曲 , 为析出提供了成核的地点 ,因而大大加快了析出过程。

223539900℃保温 2分钟后拉伸试样中观察到的微细析出物 , 尺寸约为 10nm 左右 , 有球形和立方形两种。

由于尺寸太小 , 无法用 EDAX 打出成分 , 根据形貌判断其为以含铌为主的析出物。

40含铌、钒、钛微合金化钢根据高温延塑性能变化规律可分为以下类型 :1 低碳([C]≤0.10%含铌钢 ;2 高碳([C]≥0.12%含铌钢 ;3 低碳含较高铌、钒钢 ;4 低碳含钒钢。