周 湛周志偉程 勇劉棟林徐海峰包耀宗

（1.江蘇蘇鋼集團(tuán)，江蘇蘇州 215153；2.華中科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖北武漢 730074；3.鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京 100081）

釩含量對直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼動態(tài)再結(jié)晶的影響

周 湛1周志偉1程 勇1劉棟林1徐海峰2，3包耀宗3

（1.江蘇蘇鋼集團(tuán)，江蘇蘇州 215153；2.華中科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖北武漢 730074；3.鋼鐵研究總院特殊鋼研究所，北京 100081）

在Gleeble-3800熱模擬實(shí)驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱變形試驗(yàn)，研究不同釩含量的直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼在變形溫度為950～1 150℃，應(yīng)變速率為0.1～10 s－1，變形量為60%的單道次壓縮的奧氏體再結(jié)晶過程。計(jì)算得出，V1鋼的動態(tài)再結(jié)晶激活能Qd比V2鋼的提高了79.617 kJ／mol，增加釩含量具有延遲奧氏體動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的作用。根據(jù)試驗(yàn)?zāi)M結(jié)果并結(jié)合實(shí)際生產(chǎn)情況，確定了V1鋼和V2鋼的最佳熱加工工藝參數(shù)。

釩元素 非調(diào)質(zhì)鋼 動態(tài)再結(jié)晶激活能 動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖

直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼主要通過釩微合金化提高其強(qiáng)度，控制軋制和控制冷卻獲得理想狀態(tài)的組織，進(jìn)而達(dá)到既提高其強(qiáng)度又提高韌性等力學(xué)性能。目前關(guān)于直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼的研究仍然較少。本文采用添加微量的合金元素釩，在隨后的變形和冷卻過程中析出大量彌散微細(xì)的合金碳氮化物，細(xì)化奧氏體晶粒同時并發(fā)生析出強(qiáng)化，使鋼的強(qiáng)度、硬度及韌性增加，獲得與調(diào)質(zhì)鋼經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后相近的綜合力學(xué)性能［1-3］。

研究采用兩種不同釩含量的直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼，在相同變形條件下的熱變形行為，建立兩種鋼熱變形過程中的動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型和動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖，探索了釩對動態(tài)再結(jié)晶的影響及其變化規(guī)律，為工業(yè)化生產(chǎn)提供理論依據(jù)和優(yōu)化的工業(yè)路線提供工藝數(shù)據(jù)［4-6］。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

表1為試驗(yàn)選用的兩種微合金復(fù)合直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼（記為V1鋼和V2鋼）的化學(xué)成分。熱模擬試驗(yàn)試樣為φ8 mm×15 mm的圓柱體，在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)。首先將試樣以10℃／s的速率升溫到1 200℃，保溫60 s以消除試樣內(nèi)部的溫度梯度。再以10℃／s的速率冷卻至相應(yīng)的變形溫度，然后分別以0.1、1、10 s-1的應(yīng)變速率和60%的變形量進(jìn)行高溫變形試驗(yàn)，變形完后立即水淬以保留高溫奧氏體的晶粒形貌，并測得真應(yīng)變量-真應(yīng)變曲線及數(shù)據(jù)。將經(jīng)水淬后的試樣沿長軸方向1／2切開，磨制拋光后使用鉻酸電解腐蝕。腐蝕后用水清洗擦拭，吹干后在Olympus GX51金相顯微鏡下觀察原奧氏體晶粒形貌并采集5張以上200×的照片，利用SISC IAS V8.0圖像分析軟件中的截點(diǎn)法測量奧氏體晶粒尺寸，其相對誤差均小于3%。

表1 試驗(yàn)用V1鋼和V2鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical compositions of the tested V1 and V2 steels（mass fraction） %

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 動態(tài)再結(jié)晶的激活能

為研究變形溫度和應(yīng)變速率對動態(tài)再結(jié)晶的影響，引入Zener-Hollomon變形因子來修正變形溫度對應(yīng)變速率的影響［7-10］：

研究表明，變形因子Z與峰值應(yīng)力σp存在冪函數(shù)關(guān)系：

式中，A、β—常數(shù)；σp—峰值應(yīng)力。

因此，可以得到：

在溫度恒定的情況下，對式（3）兩邊取自然對數(shù)，再對σp求偏微分，則系數(shù)β可表示為：在恒定應(yīng)變速率下，式（3）對1／T求偏導(dǎo)數(shù)，

可得出動態(tài)再結(jié)晶激活能Qd：

表2為試驗(yàn)鋼峰值應(yīng)力隨變形參數(shù)的變化。圖1為σP與ln的關(guān)系曲線，圖中各直線的平均斜率分別為＝16.92和＝17.83，代入式（4）中得到：

表2 V1鋼和V2鋼峰值應(yīng)力隨變形參數(shù)的變化／MPaTable 2 Peak stress of V1 and V2 steels as a function of deformation parameters／MPa

1 000 115.033 158.785 184.537 103.292 149.057 185.287 950 140.809 208.67 231.310 121.736 172.393 217.404

圖1 不同變形溫度下峰值應(yīng)力σP與ln的關(guān)系曲線Fig.1 Relationship betweenσPand lnat different deformation temperatures

圖2為σP與1／T的關(guān)系曲線。各直線的平均斜率分別為：

將式（6）～式（9）代入式（5）中，得出：

計(jì)算結(jié)果表明，V1鋼的動態(tài)再結(jié)晶激活能Qd比V2鋼的提高了79.617 kJ／mol。由此證明了增加釩含量具有延遲形變奧氏體動態(tài)再結(jié)晶發(fā)生的作用。與成分類似的其他非調(diào)質(zhì)鋼如38MnVS、C38N2相比［11］，V1鋼的Qd明顯較高，這同樣與鋼中釩含量的差異有關(guān)。

2.2 動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型

圖3為V1鋼和V2鋼在應(yīng)變速率為1 s－1、變形溫度為1 000℃下的奧氏體晶粒形貌，表3為V1鋼和V2鋼在不同變形條件下的奧氏體晶粒尺寸。從圖3和表3中可以看出，隨著變形溫度的升高，兩種試驗(yàn)鋼變形后的動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸顯著增大。這是由于動態(tài)再結(jié)晶過程是熱激活過程，溫度升高原子熱運(yùn)動速度加快，動態(tài)再結(jié)晶越容易發(fā)生，從而導(dǎo)致動態(tài)再結(jié)晶形核后長大及合并速度加快，故溫度升高所獲得的動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸增大。由于釩在高的變形溫度下大部分固溶，形成的V（CN）析出起到的釘扎晶界作用并不大，所以兩種不同釩含量的試驗(yàn)鋼在高溫變形過程中奧氏體晶粒尺寸的變化并不明顯。

圖2 不同應(yīng)變速率下峰值應(yīng)力σP與1／T的關(guān)系曲線Fig.2 Relationship betweenσPand 1／T at different strain rates

圖3 試驗(yàn)鋼在應(yīng)變速率為1 s－1、變形溫度為1 000℃下的奧氏體晶粒形貌Fig.3 Morphologies of austenite grains of the tested steels under deformation rate of 1 s－1and deformation temperature of 1 000℃

表3 試驗(yàn)鋼在不同變形條件下的奧氏體晶粒尺寸／μmTable 3 Austenite grain size of the tested steels under different deformation conditions／μm

動態(tài)再結(jié)晶的晶粒尺寸取決于變形溫度和應(yīng)變速率，通常表示為Zener-Hollomon參數(shù)的函數(shù)［12］，以ln Z和ln DDRX（DDRX為奧氏體晶粒尺寸）作圖進(jìn)行線性擬合獲得動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型如圖4和表4所示。由圖4可見，隨著Z的增加，動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸逐漸減小，即在較高的應(yīng)變速率和較低的變形溫度下容易獲得尺寸更細(xì)小的再結(jié)晶晶粒。

表4 V1鋼和V2鋼的動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸模型Table 4 Dynamic recrystallization grain sizemodel of the tested steel

由于全固溶溫度下碳氮化釩的組成相當(dāng)接近于VN，因而碳氮化釩的全固溶溫度相當(dāng)接近于VN的全固溶溫度，即碳氮化釩的全固溶溫度主要是隨著鋼中氮含量和釩含量的增大而升高，而當(dāng)鋼中釩、氮元素的含量確定時，碳元素的含量對碳氮化釩的全固溶溫度影響很?。?3］。因此，采用《鋼鐵材料中的第二相》中的固溶度積公式（3-117）：

通過計(jì)算可以得出：

由計(jì)算結(jié)果可知，當(dāng)奧氏體化溫度達(dá)到1 050℃時，V2鋼中的細(xì)小VN顆粒基本已全部固溶于奧氏體中。結(jié)合V1鋼、V2鋼的變形溫度和全固溶溫度，可以有效地抑制奧氏體晶粒的粗化。

2.3 動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖及其熱加工圖

根據(jù)εc、εs和對應(yīng)的變形因子Z，可以得到動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖。其中，εc為發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量，一般認(rèn)為臨界變形量εc＝0.83εP［14-15］，εP為峰值應(yīng)變，表示為發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶時峰值應(yīng)力所對應(yīng)的應(yīng)變，εs表示為完全動態(tài)再結(jié)晶的臨界變形量。再根據(jù)計(jì)算出的試驗(yàn)鋼動態(tài)再結(jié)晶激活能Qd，可以分別計(jì)算出各變形條件下的Z值，從而結(jié)合εc、εs作相應(yīng)的動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖，如圖5所示。從圖5可以看出，V2鋼比V1鋼更容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，這說明高含量釩對動態(tài)再結(jié)晶具有抑制作用。其中大部分釩固溶在奧氏體中對晶界的遷移起到拖曳的作用；而少量的釩又可以與碳、氮形成穩(wěn)定的V（CN），在位錯線、晶界等高能量區(qū)發(fā)生偏聚釘扎晶界，阻止動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生，因此對動態(tài)再結(jié)晶具有阻礙或抑制作用。變形因子Z越小，即變形溫度越高、應(yīng)變速率越低，動態(tài)再結(jié)晶開始和完成的臨界變形量越小，動態(tài)再結(jié)晶越容易發(fā)生。

圖5 試驗(yàn)鋼的動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖（Ⅰ）未再結(jié)晶區(qū)；（Ⅱ）部分再結(jié)晶區(qū)；（Ⅲ）完全再結(jié)晶區(qū)Fig.5 Dynamic recrystallization state diagram of the tested steel（Ⅰ）non-recrystallization region；（Ⅱ）partial recrystallization region；（Ⅲ）complete recrystallization region

圖6為V1鋼和V2鋼的熱加工圖。結(jié)合試驗(yàn)鋼的動態(tài)再結(jié)晶狀態(tài)圖和熱加工圖，并從控制成型精度和節(jié)能角度出發(fā)，確定試驗(yàn)鋼的變形溫度及應(yīng)變速率分別為：V1鋼，變形溫度為1 125℃，應(yīng)變速率為1 s－1；V2鋼，變形溫度為1 075℃，應(yīng)變速率為1 s－1。

圖6 試驗(yàn)鋼在應(yīng)變?yōu)?.4的變形條件下的熱加工圖Fig.6 Hot processingmaps of the tested steels in true strain of 0.4

3 結(jié)論

（1）釩含量較高的V1鋼，其動態(tài)再結(jié)晶激活能Qd比釩含量較低的V2鋼提高了79.617 kJ／mol，由此證明了釩具有抑制奧氏體動態(tài)再結(jié)晶的作用。

（2）在熱變形過程中，變形溫度和應(yīng)變速率是影響非調(diào)質(zhì)鋼奧氏體動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸的主要因素，其中變形溫度對晶粒尺寸的影響最大。奧氏體動態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸隨著變形溫度的降低和應(yīng)變速率的增大而減小，但釩微合金化的非調(diào)質(zhì)鋼在高溫變形的過程中，釩含量的增加對細(xì)化非調(diào)質(zhì)鋼奧氏體晶粒尺寸的效果不明顯。

（3）釩微合金化的直接切削用非調(diào)質(zhì)鋼同樣遵循變形因子Z越小，動態(tài)再結(jié)晶開始和完成的臨界變形量越小，動態(tài)再結(jié)晶越容易發(fā)生等動態(tài)再結(jié)晶的基本規(guī)律。

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收修改稿日期：2016-05-11

Effect of Vanadium on Dynam ic Recrystallization Behavior of Non-Quenched and Tem pered Steels for Direct Cutting

Zhou Zhan1Zhou Zhiwei1Cheng Yong1Liu Donglin1Xu Haifeng2，3Bao Yaozong3
（1.Jiangsu Suzhou Steel Group Co.，Ltd.，Suzhou Jiangsu 215153，China；2.College of Materials Science and Engineering，Huazhong University of Science and Technology，Wuhan Hubei730074，China；3.Institute for Special Steels，Central Iron and Steel Research Institute，Beijing 100081，China）

Austenite dynamic recrystallization process of the non-quenched and tempered steelswith different V contents for direct cutting in single pass compression with strain rate of 0.1～10 s－1and deformation 60%at 950～1 150℃was studied through the thermal deformation experiment on Gleeble-3800 thermal simulator.The calculated dynamic recrystallization activation energies of V1 steel was 79.617 kJ／mol higher than that of V2 steel.Results showed that the increasing vanadium content could delay the austenite dynamic recrystallization.According to the simulation results and the actual production situation，the optimum hotworking parameters of V1 steel and V2 steel were determined.

vanadium element，non-quenched and tempered steel，dynamic recrystallization activation energy，dynamic recrystallization state diagram

國際釩技術(shù)委員會（Vanitec）合作項(xiàng)目（V137）

周湛，男，高級工程師，從事非調(diào)質(zhì)鋼開發(fā)與研究，Email：zhouzhan＠sugang.com.cn

包耀宗，男，博士，教授級高級工程師，Email：baoyaozong＠nercast.com