朱建雷, 崔慧娟, 李鎖牢, 金 瑩

(1.咸陽職業(yè)技術(shù)學(xué)院 機(jī)電(技師)學(xué)院，西安 712000; 2.昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650031)

如何能在提高其強(qiáng)度的同時(shí)而又不降低甚至提高韌性是鋼鐵材料研發(fā)的主要方向，在提高材料強(qiáng)度的四種主要強(qiáng)化方式中，細(xì)晶強(qiáng)化是唯一能夠同時(shí)提高材料強(qiáng)度和韌性的強(qiáng)化方式。目前鋼鐵企業(yè)已經(jīng)能夠生產(chǎn)晶粒尺寸為3～5 μm的超細(xì)晶鋼[1-5]，而要在此基礎(chǔ)上進(jìn)一步細(xì)化晶粒，將會(huì)增加技術(shù)難度、提高生產(chǎn)成本。此外，進(jìn)一步細(xì)化晶粒后，材料較高的屈強(qiáng)比和較低的延伸率也將限制超細(xì)晶鋼的實(shí)際應(yīng)用。為此，如何能夠進(jìn)一步提高材料強(qiáng)度而又不損害韌塑性成為的重要研究方向之一。

在4種主要強(qiáng)化方式中，除細(xì)晶強(qiáng)化外，析出強(qiáng)化的脆性矢量最小，然而析出強(qiáng)化相為硬脆相，其形貌和尺寸對(duì)強(qiáng)化效果和鋼材韌塑性有著顯著的影響。析出相的尺寸越小，強(qiáng)化增量越明顯，而韌塑性降低將越小。因此細(xì)化析出相是繼續(xù)提高材料強(qiáng)度的有效途徑之一。研究發(fā)現(xiàn)納米級(jí)析出相粒子的強(qiáng)化作用可以提高微合金鋼的屈服強(qiáng)度至800 MPa[6-8]以上。屈服強(qiáng)度的提高主要來源于基體中析出相的沉淀強(qiáng)化作用和其它一些原子的固溶強(qiáng)化作用[9-10]。在基體、晶界以及位錯(cuò)附近形成細(xì)小的析出相粒子可以產(chǎn)生相當(dāng)可觀的析出強(qiáng)化作用。根據(jù)Orowan強(qiáng)化機(jī)制，在析出相顆粒體積分?jǐn)?shù)很小的情況下只要控制其尺寸在數(shù)納米的水平，同樣也可以獲得相當(dāng)明顯的強(qiáng)化效果。相關(guān)研究[11-12]指出Nb、Ti在過飽和鐵素體基體中彌散析出，析出相的彌散分布可產(chǎn)生顯著的析出強(qiáng)化作用。

多數(shù)學(xué)者通過高溫形變或鐵素體區(qū)等溫的方式研究析出相在鐵素體基體中析出規(guī)律[13-17]，而有關(guān)α區(qū)形變+等溫工藝對(duì)析出相的析出規(guī)律影響的研究卻相對(duì)較少。本文采用熱模擬壓縮實(shí)驗(yàn)，通過在α區(qū)等溫和α區(qū)形變+等溫兩種工藝，研究α區(qū)形變+等溫工藝對(duì)析出相在鐵素體中的析出形貌特征及屈服強(qiáng)度的影響。

1 實(shí) 驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)鋼取材于唐鋼生產(chǎn)的低碳微合金管線鋼，采用薄板坯連鑄連軋工藝，經(jīng)粗軋、精軋及卷曲工藝成材，其屈服強(qiáng)度大于485 MPa，化學(xué)成分見表1。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

1.2.1 測(cè)定γ→α相變轉(zhuǎn)變點(diǎn)

為了研究析出相在鐵素體中的析出行為，首先必須測(cè)定相應(yīng)溫度下等溫時(shí)間與奧氏體→鐵素體(γ→α)相變的關(guān)系。制定如圖1(a)所示的熱模擬工藝圖，在Gleeble熱模擬機(jī)上測(cè)得等溫過程中(600和700 ℃)線膨脹率(-ΔL/L)與時(shí)間的關(guān)系，結(jié)果如圖1(b)所示。

圖1 熱膨脹實(shí)驗(yàn)工藝圖(a)及冷卻過程中線膨脹率與溫度的關(guān)系(b)

通常認(rèn)為當(dāng)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到95%時(shí)，奧氏體的轉(zhuǎn)變已經(jīng)基本完成。通過分析線膨脹率與時(shí)間曲線的拐點(diǎn)，可以獲得鐵素體的體積百分比達(dá)到95 %所需要的時(shí)間。在600和700 ℃等溫條件下，γ→α轉(zhuǎn)變開始時(shí)間為320和310 s。在線膨脹率-溫度曲線上做切線(見圖1(b))，通過切點(diǎn)可確定結(jié)束時(shí)間分別為400 和510 s?？傻贸鲈?00和700 ℃等溫工藝中，γ→α轉(zhuǎn)變基本完成所需的時(shí)間分別為80和200 s。據(jù)此，制定如圖2所示的熱模擬工藝圖，研究α區(qū)形變對(duì)析出相形貌的影響。

1.2.2 測(cè)試方法

將實(shí)驗(yàn)鋼加工成Φ8 mm×12 mm圓柱，按圖2所示工藝進(jìn)行熱模擬實(shí)驗(yàn)，其中工藝A為α區(qū)等溫?zé)崮M實(shí)驗(yàn)，工藝B為α區(qū)形變+等溫?zé)崮M實(shí)驗(yàn)，所制備樣品的編號(hào)如表2所示。將制備樣品沿徑向切開，將薄片樣品研磨至40 μm后，沖裁成Φ3 mm圓片，用MPT-I型雙噴儀在質(zhì)量分?jǐn)?shù)6%的HClO4酒精電解液中進(jìn)行雙噴減薄，制備透射樣品。雙噴電壓為25～30 V，電流70～80 mA，液氮冷卻，加速電壓為200 kV。采用透射電子顯微鏡(TEM H-800)對(duì)析出相形貌進(jìn)行分析。

圖2 等溫+形變熱模擬工藝圖：(a)工藝A;(b)工藝B

表2 實(shí)驗(yàn)樣品編號(hào)

2 結(jié)果及分析

2.1 (Nb1-xMox)C析出相的形貌特征

經(jīng)如圖2所示的兩種工藝可獲得4種狀態(tài)的微合金鋼，均為鐵素體+滲碳體組織，但基體中彌散分布不同形貌的碳化物析出相，析出相的微觀形貌如圖3所示。圖3中較大尺寸的析出物為微鈦處理工藝在凝固過程中析出的TiN，尺寸大多在數(shù)十納米以上。更為細(xì)小的點(diǎn)狀析出物為Nb、Mo、C形成的復(fù)合析出相(Nb1-xMox)C，彌散的分布于鐵素體基體之中。鐵素體中析出相的尺寸均在10 nm以內(nèi)，600 ℃等溫+形變工藝下得到析出相更為細(xì)小，如圖3(b)所示。經(jīng)測(cè)量統(tǒng)計(jì)，樣品A-7，A-6，B-7和B-6中析出相的平均尺寸為9.14、6.35、5.86和2.77 nm。相同溫度下A和B兩種工藝得到樣品中析出相的平均尺寸差分別為：△d1=3.28 nm(700 ℃)，△d2=3.58 nm(600 ℃)。從析出相形貌和尺寸統(tǒng)計(jì)結(jié)果可知，相同的溫度，形變的引入，析出相的尺寸明顯細(xì)化。

圖3 不同工藝下納米級(jí)析出相形貌

相同等溫溫度下，形變的引入同樣可以實(shí)現(xiàn)細(xì)化析出相尺寸的目的。眾所周知，形變可以增加組織中的位錯(cuò)密度和形變儲(chǔ)能，進(jìn)而可以提高析出相的形核率、促進(jìn)析出相彌散形核，細(xì)化析出相的尺寸。鐵素體區(qū)形變后位錯(cuò)密度明顯增大，位錯(cuò)上不僅有較大的形變儲(chǔ)能，而且位錯(cuò)可以作為一種原子擴(kuò)散通道，提高Nb、Mo及C原子的擴(kuò)散速率，因此析出相會(huì)優(yōu)先在位錯(cuò)線上形核、長(zhǎng)大。

圖4(a)和(b)分別為A-7微觀組織中的析出相和B-7微觀組織中由于形變導(dǎo)致析出相沿位錯(cuò)網(wǎng)節(jié)點(diǎn)形核長(zhǎng)大而形成的網(wǎng)狀析出相。經(jīng)過測(cè)量統(tǒng)計(jì)，等溫工藝獲得析出相的尺寸約14.81 nm，其尺寸大于相同條件下α區(qū)形變+等溫工藝所得析出相(9.14 nm)。

圖4 不同樣品中的析出相形貌:(a)A-7中的析出相;(b)B-7中的網(wǎng)狀析出相

因此，為了得到更為細(xì)小的析出相，需將等溫溫度降至700 ℃以下，減少或者抑制微合金元素高溫析出，以促進(jìn)析出相元素在鐵素體基體中彌散析出[18]。其次，通過形變?cè)黾游诲e(cuò)密度和形變儲(chǔ)能，提高析出相的形核率，細(xì)化析出相。在一定范圍內(nèi)，細(xì)化的析出相的強(qiáng)化效果會(huì)得到大幅度提高，且對(duì)材料的韌塑性的損害也將更小[19-21]。

2.2 析出相對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)

理論和實(shí)驗(yàn)研究表明[22-24]，Nb、Mo微合金鋼中析出的碳化物是缺碳相，而且氮可以取代一部分碳而形成碳氮化物。為了避免復(fù)雜化，必須考慮氮是否參與反應(yīng)生成碳氮化鈮鉬。本實(shí)驗(yàn)鋼中的含氮量為0.005 2%，C與N的質(zhì)量比大于10。而且實(shí)驗(yàn)鋼含有一定量的Ti、Al元素，由于Ti、Al與N的化學(xué)親和力遠(yuǎn)大于Nb與N的親和力，因而N將優(yōu)先與Ti、Al結(jié)合。根據(jù)Ti與N的理想化學(xué)配比計(jì)算，可以得出形成TiN所需N約為0.004 1%，剩余0.001 1%的氮。Al與余N的重量比約為38.2，遠(yuǎn)高于AlN的理想化學(xué)配比，氮含量不足。因此，氮的影響可暫且不計(jì)?？梢哉J(rèn)為，在本實(shí)驗(yàn)中Nb、Mo原子在鐵素體中析出時(shí)不會(huì)與N原子結(jié)合，只與C原子結(jié)合。曹建春[25]建立了一種鈮鉬復(fù)合析出熱力學(xué)模型，其認(rèn)為碳氮化鈮鉬在鐵素體中析出可看作是由具有相同晶體結(jié)構(gòu)(NaCl型面心立方)的NbC、NbN以及亞穩(wěn)定的MoC互溶形成的，由此熱力學(xué)模型計(jì)算得到的(Nb1-xMox)(C1-yNy)中的x值與實(shí)驗(yàn)值吻合。因此，在本文中引用這種模型，可以建立一個(gè)(Nb1-xMox)C的熱力學(xué)模型(本實(shí)驗(yàn)中已經(jīng)不考慮N元素的影響)。

根據(jù)Thermo Calc數(shù)據(jù)庫(kù)計(jì)算軟件計(jì)算得到Nb、Mo在奧氏體中的全固溶溫度為Ts=1 092 ℃。本實(shí)驗(yàn)的保溫溫度為1 200 ℃，保溫3 min。因此可以認(rèn)為Nb、Mo在1 200 ℃保溫已經(jīng)完全固溶。在1 200 ℃保溫后快冷至實(shí)驗(yàn)溫度(600、700 ℃)，近似認(rèn)為快冷過程中固溶的Nb、Mo基本不析出。

為了定量的說明Nb、Mo在鐵素體基體中復(fù)合析出形成的細(xì)小析出粒子所貢獻(xiàn)的屈服強(qiáng)度增量，通過Thermo Calc數(shù)據(jù)庫(kù)計(jì)算得出700與600 ℃時(shí)的析出量中Nb、Mo的百分比，進(jìn)而計(jì)算出(Nb1-xMox)C中x的數(shù)值；以及在700與600 ℃平衡狀態(tài)下析出相粒子(Nb1-xMox)C的析出體積分?jǐn)?shù)，具體結(jié)果見表3。通過對(duì)比Nb、Mo分別在析出相中所占的比例，可發(fā)現(xiàn)隨著溫度的降低，Mo在析出相中所占的比例增大，最終導(dǎo)致析出相的體積分?jǐn)?shù)大幅增加。這就是為什么在相同的等溫時(shí)間下，600 ℃時(shí)得到的析出相的體積分?jǐn)?shù)反而高于700 ℃時(shí)的原因。

由于實(shí)際條件下時(shí)間有限，固溶的Nb、Mo元素不可能達(dá)到平衡條件下的完全析出。因此，假定平衡狀態(tài)下析出相體積分?jǐn)?shù)的10%、20%、50%作為非平衡狀態(tài)(不完全析出條件)下析出相所能達(dá)到的體積分?jǐn)?shù)，如表4所示。據(jù)此分析不同尺寸不同體積分?jǐn)?shù)下的析出相所能貢獻(xiàn)的屈服強(qiáng)度增量。

利用雍岐龍[23]修正后的析出強(qiáng)化屈服強(qiáng)度增量公式(1)可計(jì)算出相應(yīng)尺寸的(Nb1-xMox)C的析出強(qiáng)化屈服強(qiáng)度增量，結(jié)果見表5。

表5 (Nb1-xMox)C粒子的尺寸與屈服強(qiáng)度增量

(1)

式中：μ為基體切變模量；b為基體中滑移位錯(cuò)的Burggers矢量的絕對(duì)值；ν為基體的Poisson比；μ=80 650 MPa，b=0.248 24 nm，ν=0.291,1/K=1/2(1+1/(1-ν))。

文獻(xiàn)[23]指出，當(dāng)粒子尺寸小到2.6 nm時(shí)其析出強(qiáng)化機(jī)制仍為Orowan機(jī)制。根據(jù)Orowan強(qiáng)化機(jī)制，隨著鐵素體中析出相粒子的進(jìn)一步細(xì)化，析出相粒子的強(qiáng)化效果將明顯的增加。600 ℃時(shí)B工藝處理后析出相的平均尺寸2.77 nm比A工藝處理的6.35 nm減小了3.58 nm，而700 ℃時(shí)B工藝處理后析出相的平均尺寸5.86 nm比經(jīng)A工藝處理的9.14 nm減小了3.28 nm。雖然兩個(gè)工藝下析出相尺寸變化相差不大，但是，遵循Orowan強(qiáng)化機(jī)制，析出粒子的尺寸越小，其所能帶來的析出強(qiáng)化效果越明顯。從表5中可以看到，若實(shí)際析出相的體積分?jǐn)?shù)能達(dá)到平衡條件下的20 %時(shí)，2.77 nm的析出相可貢獻(xiàn)140.01 MPa的屈服強(qiáng)度增量。因此，在600 ℃時(shí)形變細(xì)化(Nb1-xMox)C能貢獻(xiàn)更高的析出強(qiáng)化效果。

在實(shí)際過程中，不僅形變可以影響析出相的尺寸，不同溫度下擴(kuò)散速率對(duì)析出相長(zhǎng)大過程的影響也將影響析出相的體積分?jǐn)?shù)[26]。首先形變可以提高析出相的形核率，在相同的等溫時(shí)間下，B工藝能夠得到比A工藝更高的析出相體積分?jǐn)?shù)，縮短析出相析出的完成時(shí)間。所以在相同的等溫時(shí)間內(nèi)，經(jīng)B工藝處理后的組織中所含的析出相的體積分?jǐn)?shù)將要高于表4中列出的數(shù)據(jù)，因此經(jīng)B工藝處理得到的屈服強(qiáng)度增量也將進(jìn)一步增大。其次是溫度對(duì)析出過程的影響，原子在700 ℃時(shí)著相對(duì)較高的擴(kuò)散速率，析出相粒子容易長(zhǎng)大、粗化，不利于析出相的細(xì)化；而在600 ℃以下更低的溫度下擴(kuò)散速率的影響將會(huì)占主導(dǎo)地位，擴(kuò)散速率將會(huì)隨著溫度的降低而快速的降低，進(jìn)而析出相析出完成的時(shí)間將會(huì)隨之迅速的加長(zhǎng)，不利于析出相的形核及長(zhǎng)大，而且也不符合實(shí)際生產(chǎn)要求。文獻(xiàn)[23]研究指出等溫析出時(shí)，NbC在鐵素體中析出的主要方式是均勻析出，約600 ℃時(shí)均勻形核率最大，此時(shí)可獲得最為細(xì)小的NbC粒子和最為有效的析出強(qiáng)化效果。因此，600 ℃附近是一個(gè)理想的析出強(qiáng)化溫度，在此溫度下經(jīng)形變+等溫工藝不僅可以得到更細(xì)的析出相，而且析出相的析出完成時(shí)間也可以控制在一個(gè)可以接受的范圍之內(nèi)。

3 結(jié) 論

1)600與700 ℃溫度下等溫工藝與形變+等溫工藝得到(Nb1-xMox)C的平均尺寸差值分別為3.58與3.28 nm，α區(qū)形變+等溫工藝可細(xì)化析出相的尺寸。

2)600 ℃進(jìn)行形變+等溫工藝能夠得到更為細(xì)小的(Nb1-xMox)C，平均尺寸約2.77 nm；同時(shí)計(jì)算結(jié)果表明，盡管600 ℃時(shí)(Nb1-xMox)C的體積分?jǐn)?shù)不高，但細(xì)化的析出相可貢獻(xiàn)更高的屈服強(qiáng)度增量。