冷却速率对含Ti- Nb- Mo微合金钢相析出行为的影响

孙 杨 张云祥 严 彬 杨海林 朱诚意

(1.武汉科技大学 钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室，湖北武汉 430081；2.武汉钢铁(集团)公司，湖北武汉 430080)

冷却速率对含Ti- Nb- Mo微合金钢相析出行为的影响

孙 杨1张云祥1严 彬1杨海林2朱诚意1

(1.武汉科技大学 钢铁冶金及资源利用省部共建教育部重点实验室，湖北武汉 430081；2.武汉钢铁(集团)公司，湖北武汉 430080)

采用热模拟试验技术、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)及能谱(EDS)分析研究了冷却速率对Ti- Nb- Mo微合金钢碳化物析出的影响。结果表明，当冷速为0.1和1 ℃/s时，试验钢中析出相大多为超细碳化物，尺寸小于10 nm，呈链状和簇集状分布;能谱分析发现，这些细小碳化物是Ti、Nb、Mo的复合析出相。当冷速增大至5 ℃/s时，试验钢中的析出相尺寸增大，但数量减少，呈弥散分布。不同冷速对比表明，较低的冷速更有利于细化第二相粒子。

Ti- Nb- Mo微合金钢 冷却速率 TEM 析出相

高强度低合金钢(HSLA)由于其良好的力学性能被广泛应用于各种结构件中。近年来通过微合金化技术在钢中添加Ti、Nb、Mo、V等微合金元素，利用元素的细晶强化和析出强化来提高钢的力学性能[1- 2]。以前研究主要集中在通过TMCP工艺获得细晶组织从而提高钢的强度。然而，近年来,利用析出强化的方式成功开发了高强钢 (如JEF的“Nano- Hiten”)[3]，通过添加Ti与Mo有利于获得纳米碳化物析出相，且析出相具有较高的热稳定性，不易产生粗化，其屈服强度是普通含Ti钢的2～3倍。Mo在钢中还能增加碳化物的形核位置，使形成的碳化物更弥散、更细小[4]。

一般认为,细小的碳氮化物析出相颗粒才可起到沉淀强化作用，由于微合金碳氮化物析出粒子的硬度很高，其强化机制一般为 Orowan 机制[5]。根据这一机制，若能将微合金碳氮化物尺寸控制在10 nm以下，则可产生几百MPa的强化增量，因此，超细碳化物的获得成为必要。因而如何控制冷却速率使钢材获得超细碳化物对于制定及优化钢材的控轧控冷工艺有着重要的理论意义。本文以780 MPa级Ti- Nb- Mo微合金钢为研究对象，利用热模拟试验技术对试验钢中纳米级析出物的尺寸、形貌、类型及析出规律等进行了研究。

1 试验材料与方法

试验材料为HG70D高强度工程机械钢，其化学成分见表1。

表1 试验钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

试验在MMS- 300热模拟试验机上进行，将试样机加工成φ8 mm×15 mm的圆柱体试样。热模拟试验方案如下：将试样以10 ℃/s加热到1 250 ℃奥氏体化5 min，然后以10 ℃/s的速度冷却到变形温度900 ℃，单道次压缩变形后分别以0.1、1、5 ℃/s的速度冷到500 ℃停留1 s，最后冷却至室温，具体规程如图1所示。

图1 热模拟试验工艺Fig.1 Process diagram of the thermal simulation test

试验后沿纵向切开热模拟试样，经镶嵌、机械抛光和4% Nital溶液腐蚀后， 利用Nova400型扫描电镜(SEM)观察试样的显微组织。利用碳萃取复型方法制备透射样品，在JEM- 2100FX型透射电镜(TEM)上观察第二相粒子的尺寸、形貌，并结合能谱(EDS)分析析出相的类型。

2 试验结果与分析

2.1 Ti- Nb- Mo微合金钢的显微组织

图2所示为Ti- Nb- Mo微合金钢在不同冷却速率下的扫描电镜照片。当冷速为0.1和1 ℃/s时，试验钢的组织主要为多边铁素体(F)加少量马氏体(M)；当冷速为5 ℃/s时，主要为粒状贝氏体(GB)、铁素体和少量马氏体，无珠光体及粗大碳化物。这是因为在成分设计时采用低C、加Mo的原则，而Mo对奥氏体的转变有强烈的推迟作用[3]。此外试验钢中还出现了M/A岛组织，M/A形成的原因是由于碳的扩散引起晶界周围碳富集，奥氏体稳定性提高，在随后的冷却过程中形成M/A岛，呈表面浮突状弥散分布在铁素体三叉晶界处[6]。

图2 以不同速度冷却后试验钢的SEM照片Fig.2 SEM images of the tested steel after cooling at different rates

2.2 Ti- Nb- Mo微合金钢的析出相

利用碳萃取复型技术，在透射电镜下观察分析试验钢在不同冷速下析出物的形貌及分布，如图3所示。从图中可以看出，当冷速为0.1和1 ℃/s时，试验钢中析出大量细小的碳化物，且数量较多，呈链状和簇集状，尤其在0.1 ℃/s冷速时析出物尺寸更小；随着冷速提高至5 ℃/s，析出物的尺寸明显增大，数量明显减少，并呈弥散分布。这可能是由于冷却速率较快，抑制了碳化物在冷却过程中形核，而大部分碳化物是在奥氏体变形区域形核长大，由于奥氏体温度较高，因此析出颗粒的长大速度较快，尺寸也较大。

较高冷速下析出的碳化物(尺寸20～50 nm)是由应变诱导析出产生的，可在未再结晶区轧后观察到，它们通常在基体的位错处形核[7]。在较高冷速条件下，奥氏体中固溶的微合金元素由于没有充分的时间孕育析出，因而所观察到的析出物数量较少。

图3 不同速度冷却后试验钢的TEM照片Fig.3 TEM images of the tested steel after cooling at different rates

图4所示为冷速为1 ℃/s时试验钢中两种尺寸差异较大的析出颗粒的形貌及能谱图。经EDS分析确定，尺寸较小(小于10 nm)的析出物主要为(Ti,Nb,Mo)C复合型碳化物(图4(a))，该类析出物具有很强的析出强化效果，可显著提高钢的强度；另一种为大颗粒析出相，尺寸约200～300 nm，数量较少，呈方形(图4(b))，经EDS分析确定其主要为钛的碳氮化物，主要为高温未溶解的大块TiN或是在高温奥氏体区域析出的钛的氮碳化物，由于析出温度较高， 其对应的尺寸较大，且对析出强化的贡献较弱[8]。奥氏体中碳氮化物的熟化是受原子扩散控制的过程，析出相的熟化只有在较高温度下才较为明显。而添加Mo元素除了能降低(Ti,Nb)C、N析出温度外，其在(Ti,Nb)C溶解度大于在奥氏体基体的溶解度，Mo溶于(Ti,Nb)C析出相中取代部分晶格的Ti，形成复合型析出物，在较低的温度下不易熟化，是形成纳米级析出物的主要原因[9]。

图4 试验钢中析出物的形貌及成分Fig.4 Morphologies and compositions of precipitates in the tested steel

利用高分辨率透射电子显微镜(HRTEM)研究了不同类型碳化物的结构特征，并采用二维快速傅里叶变化(FFT)对析出颗粒进行分析，结果如图5所示。分析表明，两种析出物颗粒分别为NaCl型结构的TiC颗粒和(Ti,Nb,Mo)C颗粒，这与EDS能谱分析一致。图5(a)中实测的(200)carbide的面间距为0.212 9 nm，计算碳化物晶格常数为0.43 nm，与TiC的理论值0.432 nm非常接近；图5(b) 中实测的(200)carbide的面间距为0.221 6 nm，计算析出物晶格常数为0.445 nm，比NbC理论值0.458 nm略小。在NbC/TiC中，Nb和Ti在晶格中可相互交换。早期研究[10]发现，Mo元素部分替换Ti元素，由Mo元素组成的(Ti,Nb,Mo)C颗粒会在早期阶段析出，碳化物的相互交换导致了晶格常数稍有变化。

2.3 析出相尺寸及分布

图5 析出物高分辨率图像和电子衍射花样Fig.5 High resolution micrographics and diffractions of precipitates

不同冷速下试验钢析出粒子的尺寸统计情况(各取300个粒子)如图6所示。当冷速为0.1 ℃/s时析出粒子的平均直径为9.06 nm，冷速为1 ℃/s时析出粒子的平均直径为11.5 nm，而冷速为5 ℃/s时析出粒子的平均直径达到了 40.13 nm。显然，随着冷速的增大，析出粒子的尺寸明显增大，尤其是冷速为5 ℃/s时析出粒子的尺寸较大。析出粒子尺寸分布基本符合正态分布的特征，且粒子的平均直径靠近峰值区间。当冷速为0.1、1 ℃/s时，试验钢中大多数析出粒子的尺寸在10 nm以下，其中冷速为0.1 ℃/s时10 nm以下粒子所占比例为80.66%，冷速为1 ℃/s时所占比例为61%，即大多数的析出粒子为超细碳化物。而当冷速增大至5 ℃/s时，试验钢中的析出粒子尺寸多数为20～40 nm。

3 结论

(1)Ti- Nb- Mo微合金钢在低冷速(0.1和1 ℃/s)下析出大量细小碳化物，呈链状或簇集状分布。当冷速增大至5 ℃/s时，析出相数量明显减少，尺寸明显增大，呈弥散分布。

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

(2)在较低冷速下，试验钢析出两种尺寸差异较大的粒子，一种是大颗粒析出物，呈方形，数量较少，主要为高温未溶解的TiN或高温奥氏体区域析出的钛的氮碳化物，尺寸在200～300 nm；而绝大多数析出物为纳米级小颗粒，呈球状，为(Ti,Nb,Mo)C复合析出物。

(3)利用碳复型技术，通过HRTEM研究试验钢中两种类型的碳化物颗粒，一种为TiC颗粒，晶格常数为0.43 nm；另一种为(Ti,Nb,Mo)C粒子，其晶格常数为0.445 nm。这与能谱分析的结果一致。

(4)当冷速为0.1和1 ℃/s时，试验钢中大多数超细碳化物的尺寸小于10 nm，呈正态分布，且冷速为0.1 ℃/s时，超细碳化物数量更多。当冷速为5 ℃/s时，析出粒子的尺寸多数为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

国家自然科学基金(No.51674180)

孙杨，男，主要研究方向为金属材料的组织与性能控制，Email:1162851037@qq.com

张云祥，男，博士，副教授，主要研究方向为金属材料的组织与性能控制联系，电话：13007165875，Email:zhangyunxiang@wust.edu.cn