Nb微合金化对Cr-Ni-Mo-V系高强钢组织及力学性能的影响

张伟锋，何肖飞，尉文超，李 莉，王毛球

(1. 昆明理工大学 材料科学与工程学院，云南 昆明 654199；2. 钢铁研究总院有限公司 特殊钢研究院，北京 100081)

Cr-Ni-Mo-V系高强钢作为一类常用的高强钢，是高承载结构件、大型锻件等关键零部件的主要原材料，在交通、航天、建筑等领域均有广泛应用[1-2]。随着相关行业的发展，对原料用钢的力学性能要求越来越高，如更高的强度、韧性和疲劳性能等。一些Cr-Ni-Mo-V系高强钢的抗拉强度高达2000 MPa，但是室温及低温冲击吸收能量仅在38 J左右，因此韧性的改善对提高这些材料的综合力学性能具有重要意义。

现有研究表明，Nb微合金化是提高钢材综合力学性能的有效方法之一[3]，在钢中加入适量的Nb，可产生大量弥散的析出相，抑制组织粗化，改善材料韧性，进而提升材料综合性能[4-5]。Chen等[6]通过研究高强钢的Nb微合金化，发现NbC的析出可有效细化组织，提高材料韧性。衣忠文等[7]研究发现在NM500高强钢中加入适量的Nb能使组织细化，获得了40 J以上的低温冲击吸收能量。张朝磊等[8]研究发现Nb在中高碳钢中以固溶或析出的形式存在均能提高钢材的综合性能。Huang等[9]在0.4C-5Cr-1.2Mo-1V钢中加入适量的Nb，发现(Nb,V)C细化组织的效果要优于VC。张正延等[10]在高强钢的微合金化研究中发现，Nb可有效改善析出相尺寸分布。石可伟等[11]研究发现延长轧制过程中高温固溶处理的时间，可提高轧制或轧后冷却过程中NbC的析出量。曹燕光等[12]研究发现在高铁车轴钢中加入适量的Nb可以提高MC相的析出量并抑制M3C相析出。由此可见，Nb微合金化可提高析出相含量，有效细化组织，进而优化钢的综合力学性能。

Cr-Ni-Mo-V钢属于超高强度钢范畴，针对该类型钢强度的研究已有大量的文献及资料，但是利用Nb微合金化提高韧性的研究并不多见。因此本文在原有Cr-Ni-Mo-V系高强钢中加入0.035wt%Nb，通过SEM、EBSD、TEM和物理化学相分析等手段系统地研究了Nb对试验钢组织、析出相及力学性能的影响，从而为Nb在Cr-Ni-Mo-V系高强钢中的应用提供一定的参考。

1 试验材料与方法

试验用Cr-Ni-Mo-V系高强钢采用200 kg真空感应炉熔炼，并最终锻造成φ40 mm圆棒，始锻温度为1150 ℃，终锻温度为900 ℃，其主要化学成分如表1所示。试验钢经900 ℃保温1 h的正火处理后，在圆棒R/2位置附近切取若干金相试样、相分析试样、拉伸试样和冲击试样，之后将所有试样分批装入加热炉中进行880 ℃×1 h淬火和300 ℃×3 h回火。

表1 Cr-Ni-Mo-V高强钢主要化学成分(质量分数，%)

金相试样经机械研磨抛光后用体积分数为4%硝酸酒精溶液浸蚀5～10 s，然后使用Quanta 650 FEG扫描电镜(SEM)、Nordlys F+电子背散射衍射(EBSD)进行组织观察分析。相分析试样先用化学萃取法滤出析出相并进行定性、定量及粒度分析，再对其进行机械打磨抛光及深腐蚀后制备萃取复型碳膜，然后用JEM 2100型透射电镜(TEM)对析出相尺寸形态及分布进行分析表征。拉伸试样和冲击试样分别加工成φ5 mm标准室温拉伸试样和标准夏比U型缺口冲击试样，参照GB/T 228.1—2010《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》和GB/T 229—2007《金属材料 夏比摆锤冲击试验方法》进行室温拉伸性能、室温及低温(-40 ℃) 冲击性能测试。

2 试验结果及分析

2.1 Nb对试验钢显微组织的影响

试验钢淬火和回火后的显微组织如图1所示。由图1(a, b)可以看出，两种试验钢均为典型的中碳马氏体组织，由许多束尺寸相近且几乎平行排列的细板条组成。为了更加清晰地表征Nb对马氏体组织的影响，利用EBSD对大小角度晶界进行表征，如图1(c, d) 所示，可见试验钢的检测面被大小角度晶界划分为若干个小区域，也就是马氏体的亚结构[13]，其中0Nb钢的大小角度晶界分布情况在检测面内与0.035Nb 钢较为接近，仔细观察可发现，0.035Nb钢在检测区域内出现少量比0Nb钢更细的组织。

马氏体板条块尺寸是马氏体有效晶粒尺寸的重要依据[14]，对EBSD数据进一步处理分析，得到0Nb和0.035Nb钢的马氏体板条块尺寸分布，如图2所示。由图2可知，0Nb钢中尺寸为1～2 μm的板条块数量最多，0.035Nb钢中尺寸为0～1 μm的板条块数量最多。0Nb和0.035Nb钢在4 μm以下的板条块总数基本一致，4 μm以上的板条块数量随着板条块尺寸增大逐渐减少，其中0Nb钢没有尺寸为13～14 μm的板条块，而0.035Nb钢中仍存在一定数量尺寸为13～14 μm板条块，说明添加Nb之后，0.035Nb钢中出现更多尺寸特别细的板条块，但仍存在少量尺寸较大的板条块。另外，0Nb和0.035Nb钢马氏体板条块平均尺寸分别为3.1 μm和2.9 μm，0.035Nb钢马氏体板条块约细化了6.5%，说明Nb对试验钢的组织起到了一定的细化效果。

2.2 Nb对试验钢析出相的影响

2.2.1 化学萃取相分析

Nb与C、N有极强的亲和力，在热处理过程中能与C、N等元素结合形成第二相。为表征Nb在试验钢中的析出情况，采用化学萃取法提取试验钢中的第二相，并进行物相分析，结果如表2所示。由表2可得，0Nb和0.035Nb钢的第二相颗粒都有M3C相和MC相。通过对比可以发现，0.035Nb钢的M3C相含量明显低于0Nb钢，特别是Mo含量明显下降，而MC相中Cr、V含量较为相似，有接近50%的V以MC相的形式析出。0.035Nb钢中的MC相含有0.032%Nb，表明Nb接近于全析出状态，同时Mo的析出也有所提高，因而MC相的总量有了明显增加。Nb在锻造的过程中几乎完全析出，同时少量的Mo协同Nb共同析出，产生富Mo的NbC析出相，MC相的析出会占用部分碳原子[12]，抑制了M3C相析出，导致0.035Nb钢M3C相总量及Mo都明显减少。

图1 试验钢经淬火和回火后的显微组织(a, b)和晶界分布(c, d)Fig.1 Microstructures(a, b) and grain boundary distribution(c, d) of the tested steels after quenching and tempering process(a,c) 0Nb； (b,d) 0.035Nb

图2 试验钢经淬火和回火后的马氏体板条块尺寸分布Fig.2 Size distribution of the martensite lath block in the tested steels after quenching and tempering process(a) 0Nb；(b) 0.035Nb

为了探究Nb对试验钢析出相尺寸的影响，对0Nb和0.035Nb钢的化学萃取的MC相进行小角度X射线散射法测定，根据GB/T 13221—2004《纳米粉末粒度分布的测定 X射线小角散射法》把粒径在0～300 nm的MC相划分成9个区间，结果如图3所示。由图3可知，0.035Nb钢中粒径在200～300 nm的MC相质量分数要比0Nb钢少；而粒径在18～200 nm的MC相质量分数则要比0Nb钢多；粒径在1～18 nm内的MC相质量分数则与0Nb钢相近。

根据Gibbs-Thomson效应可知[15]，在析出相的析出及回溶过程中，整体的界面能具有逐渐降低的趋势，因此在淬火保温的过程中，奥氏体基体中的小颗粒MC相会发生回溶，而大颗粒的MC相会发生长大。VC相在800 ℃以上时会发生溶解，而NbC则在1150 ℃以上发生溶解。试验钢的淬火温度为880 ℃，因此发生回溶与长大的主要是VC相。

表2 试验钢中析出相的化学成分(质量分数，%)

图3 试验钢中MC相的粒径分布Fig.3 Particle size distribution of MC phase in the tested steel(a) 0Nb； (b) 0.035Nb

图4为Thermo-Calc模拟计算出的加热过程中V、Nb平衡固溶曲线，可见0Nb钢中的VC相在825 ℃左右快速析出，并在840～1000 ℃的范围内逐渐回溶，在1000 ℃时基本全部回溶到基体中。0.035Nb钢中的VC在接近800 ℃时就开始快速析出，并在810～1000 ℃的范围内逐渐回溶，同样在1000 ℃左右全部回溶到基体中，而NbC在800～1150 ℃的范围内呈现出先缓慢析出再缓慢回溶的趋势，在1000 ℃左右析出量最大。结合两种试验钢的锻造及热处理工艺，在880 ℃淬火保温时，部分V会以VC析出的形式存在，而NbC主要是在锻造过程加热至1150 ℃时析出，并且一直保留在基体中，在880 ℃淬火保温的过程中无明显变化。在淬火保温阶段，0.035Nb钢中细小的NbC可作为形核质点，其他合金元素可以附着在其表面生成复合析出相。因为NbC的存在，0.035Nb钢的形核质点要比0Nb钢更多，使得可析出的合金元素消耗得更快，导致析出相的长大受到限制。因此0.035Nb钢中尺寸为200～300 nm的MC相含量比0Nb钢少，而尺寸为36～200 nm的MC相含量比较多。

图4 V和Nb平衡固溶曲线Fig.4 Equilibrium solid solubility curves of V and Nb(a) 0Nb； (b) 0.035Nb

图5 试验钢中析出相的显微形貌(a, c)及能谱分析(b, d)Fig.5 Micro morphologies(a, c) and EDS analysis(b, d) of precipitates in the tested steels(a,b) 0Nb；(c,d) 0.035Nb

2.2.2 析出相形貌及分布

为了更加直观地研究试验钢中析出相的尺寸、形貌及分布状态，使用TEM对萃取复型碳膜进行观察，如图5所示。从图5可以看出，0Nb和0.035Nb钢中的析出相形貌相近，均为球形或椭球形，弥散分布于马氏体基体中。0Nb钢的析出相主要为VC相与富V的(Mo,V)C相复合析出，0.035Nb钢的析出相能谱中出现了明显的Nb衍射峰，主要析出相为VC相与富V的(Mo,V,Nb)C相复合析出。另外，能谱中出现Cu的衍射峰主要是制备萃取复型碳膜时铜网引入的，并非试验钢中原有的成分。

采用截线法分别对0Nb和0.035Nb钢5个TEM视场中析出相的尺寸进行统计，结果如图6所示。从图6可以看出，在20～200 nm的统计区间范围内，0.035Nb 钢在各个尺寸区间内的析出相数量均稍高于0Nb钢，尤其在20～40 nm和40～60 nm范围内的析出相数量明显提高，这与图3分析的MC相粒径分布统计结果相吻合。

图6 0Nb和0.035Nb钢的析出相数量统计Fig.6 Precipitated phase number statistics of the 0Nb and 0.035Nb steel

2.3 力学性能

0Nb和0.035Nb钢的室温拉伸和冲击性能如表3所示。由表3可以看出，添加Nb之后，0.035Nb钢强度稍低，但是抗拉强度和屈服强度仍超过2000 MPa和1680 MPa，而低温和室温冲击性能均优于0Nb钢，其中室温冲击吸收能量从39 J提升至44 J，-40 ℃低温冲击吸收能量从37 J提高至44 J。鉴于该钢种为超高强钢，韧性的改善对于提高材料的综合力学性能具有重要的意义。

表3 试验钢的力学性能

通过相分析结果可以得出，0Nb和0.035Nb钢中固溶C和析出C的质量分数如表4所示。因为0.035Nb钢实测化学成分中C的质量分数要稍微低于0Nb钢，而析出C的质量分数要高于0Nb钢，两方面的综合影响下0.035Nb钢中C的固溶量少于0Nb钢。固溶强化是高强马氏体钢的主要强化机制[16]，固溶C含量的轻微波动也会导致抗拉强度的改变。因此0.035Nb 钢中固溶C含量的减少导致抗拉强度和屈服强度稍微低于0Nb钢。虽然添加Nb之后试验钢的强度稍有下降，但是韧性得到明显提升，结合析出相的形貌和尺寸分析，0Nb和0.035Nb钢均有尺寸不同的弥散细小颗粒析出相，其中0Nb钢在200～300 nm尺寸范围内的析出相含量要高于0.035Nb钢，大尺寸的析出相在冲击过程中会使得位错塞积，进而导致应力集中，应力集中处更容易产生微裂纹，使得冲击试样断裂[17]。而0.035Nb钢中200 nm以上的析出相明显少于0Nb钢，同时0.035Nb钢的马氏体板条块稍有细化，细化的组织可以进一步改善韧性，因此其韧性明显优于0Nb钢。因此，该Cr-Ni-Mo-V系高强钢添加0.035%Nb之后，强度仍保持在较高的水平，韧性得到显著提高，综合力学性能进一步优化。

表4 试验钢中固溶C和析出C的含量(质量分数，%)

3 结论

1) 添加Nb之后，淬火回火后试验钢的马氏体平均板条块尺寸有所下降，从3.1 μm下降至2.9 μm，组织得到细化。

2) 添加Nb之后，淬火回火后试验钢的MC相析出量明显增加，且析出相尺寸分布得以改善，在18～200 nm尺寸范围内的析出相含量明显增加，而200～300 nm 尺寸范围内的析出相含量有所减少。

3) 添加Nb之后，淬火回火后试验钢的强度仍保持在2000 MPa水平，且冲击性能得到显著提升，室温和低温冲击吸收能量(KU2)均到达44 J。