张正延
, 雍岐龙
ZHANG Zhengyan, YONG Qilong
中图分类号: TG142
文献标识码: A
文章编号: 0412-1961(2016)04-0410-09
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收稿日期: 2015-09-15
网络出版日期: 2016-03-20
版权声明: 2016 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介: 张正延, 男, 1986年生, 博士生
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摘要
采用SEM, EBSD, HRTEM和物理化学相分析等技术分别对0.1%Nb和0.1%Nb-0.19%Mo微合金低碳热轧钢进行了微观组织形貌、钢中析出相及强化机理的观测和分析. 结果表明, 与Nb钢相比, Nb-Mo钢的组织较为细小, 组织中小角度晶界密度也较高, 且Mo的添加使得Nb的析出率升高, 尺寸在10 nm以下的纳米级MC型析出相(Nb, Mo)C含量较高, 这种纳米级析出相(Nb, Mo)C具有较低的熟化速率, 不易粗化, 因此具有较高的沉淀强化增量, 这也是Nb-Mo钢强度高于Nb钢的主要原因.
关键词：
Abstract
Recently, increasing attention has been focused on the high strength low alloy (HSLA) steels mircoalloyed with multiple miroalloying elements, such as Nb-Ti, Nb-V and Ti-Mo, which can form synthetic carbide in steel, such as (Nb, Ti)C, (Nb, V)C and (Ti, Mo)C. Compared with the simplex carbide, such as NbC, TiC, those synthetic carbides with nanometer size exhibiting a superior thermal stability to exert their powerful influence mainly through their precipitation hardening in ferrite. It is reported that the precipitation hardening of approximate 300 MPa which can be obtained in Ti-Mo-bearing steel was developed by JFE steel, attributing to the synthetic (Ti, Mo)C particle precipitated in ferrite. However, as common microalloying elements, Nb and Mo are added synchronously in steel. The strengthening mechanism of Nb-Mo mircoalloyed as-rolled steel and the role of the carbide precipitated in Nb-Mo mircoalloyed as-rolled steel are rarely reported. Therefore, in the present study, the strengthening mechanism, microstructure and the precipitate characteristics of Nb and Nb-Mo microalloyed steels produced by thermo mechanical control process (TMCP) were comparatively investigated by means of SEM, EBSD, HRTEM and physical and chemical phase analysis, in order to systematically study the synergistic effect of Nb-Mo addition on the strength of as-rolled steel. The results shows that the microstructure is finer and the density of low-angle grain boundaries is higher in Nb-Mo microalloyed steel compared with that of in the Nb microalloyed steel. What's more, the Mo addition could increase the precipitation ratio of Nb, and the amount of the MC-type carbide with nanometer size in Nb-Mo microalloyed steel is evidently larger than that of in Nb microalloyed steel. Those MC-type carbide were identified as synthetic carbide (Nb, Mo)C, exhibiting low coarsening rate than that of NbC precipitated in Nb microalloyed steel, which thus contributed to a higher precipitation hardening. This is main reason of the difference in strength between Nb and Nb-Mo microalloyed steel.
Keywords：
高强度低合金(HSLA)钢因其具有良好的强韧性匹配, 易成型性和焊接性而被广泛应用于工程机械、石油管线、汽车零部件、高层建筑用钢[1~4]. 为保证后续的焊接性能, 这些钢一般采用低碳或超低碳设计, 其次利用Nb, V, Ti, Mo, Mn等元素进行微合金化, 通过固溶、细晶、沉淀等主要强化方式来提高强度. 在过去的几十年中, 关于HSLA钢的强韧化机理已有广泛的研究, 主要集中在具有较强沉淀强化效果的Ti, V系微合金钢中, 这是由于Ti, V的碳化物或是碳氮化物具有较小的理想化学配比和密度, 在同样的微合金元素添加量下, 可获得较高的第二相沉淀体积分数, 因此其沉淀强化效果较为理想[5]. 而Nb微合金化钢主要是利用Nb强烈的抑制形变奥氏体再结晶的作用来实现细晶强化, 一般Nb添加量为0.05% (质量分数)左右, 起到的沉淀强化效果不十分理想, 仅有几十兆帕的沉淀增量[6].
近年来, 一般采用多元复合微合金添加, 通过各微合金元素间的优势互补, 以期获得更高的细晶强化、沉淀强化增量来满足HSLA钢的强度要求. 因此, 众多学者对多元复合微合金第二相在钢中的固溶析出行为以及在钢中所起到的沉淀强化作用进行了广泛的研究, 这些工作主要集中在Nb-Ti, Nb-V, Ti-V, Ti-Mo, Nb-V-Ti等多元微合金化钢中. 如刘庆冬等[7,8]和曹双梅等[9]利用三维原子探针技术对Nb-V微合金钢中的复合析出相进行了表征, 直观地给出了钢中Nb-V复合析出相的分布. 陈俊等[10]和李小琳等[11]分别对V-Ti和Nb-Ti微合金钢中碳化物相间析出行为进行了研究, 计算发现与铁素体基体呈B-N位相关系的V-Ti, Nb-Ti复合微合金碳化物所提供的沉淀强化增量分别达到361和470 MPa. Funakawa等[12]对Ti-Mo微合金化全铁素体钢的强化机理进行了分析, 发现钢中纳米级的Ti, Mo复合析出相可提供约300 MPa的沉淀强化增量, 铁素体晶粒尺寸可细化到2.8 μm, 并使该钢得到广泛的工业化应用. 还有一些关于Ti-Mo微合金钢中的纳米级碳化物析出行为及Ti-Mo微合金钢的强化机理的报道[13~19], 发现Mo能够加快Ti微合金钢中碳化物的析出动力学过程, 使Ti在钢中发挥更好的作用, 如与单独加Ti比较, Ti和Mo复合添加对抑制形变奥氏体再结晶、析出相的细化等作用更为显著. Nb-Mo微合金钢广泛应用在石油管线钢、高层建筑用钢等, 对于Nb和Mo单一添加后对钢的相变行为及微观组织已有较多的研究, 但Nb-Mo复合添加后钢的强化机理及Nb-Mo复合微合金化钢中碳化物的析出行为及所起到的沉淀强化作用等很少有深入的研究报道. Cao等[20]认为, Nb-Mo复合微合金钢具有较大的沉淀强化增量主要是由于Mo添加影响了C的活度, 从而抑制了Nb的碳化物在奥氏体中析出, 使得大量Nb的碳化物在铁素体中析出的结果, 这主要是从热力学角度来阐述Mo对Nb析出的影响, 然而在长时间的卷取过程中Nb-Mo复合微合金钢中的复合析出相的粗化动力学有待于进一步深入地分析和探讨.
本工作采用实验室冶炼及控轧控冷(TMCP)得到的Nb和Nb-Mo微合金钢, 通过对比分析2种钢的微观组织特点、析出相形貌特征及粒度分布, 对2种钢的室温屈服强度的强化机理进行了分析和对比, 以期阐述Nb和Nb-Mo微合金钢性能差异的原因.
实验用Nb和Nb-Mo微合金钢由真空感应炉冶炼, 浇铸成50 kg钢锭, 其化学成分如表1所示, 2种钢均用微量Ti处理, 微量的Ti可与N结合生成TiN, 在均热时阻止奥氏体晶粒长大. 锻造成尺寸为120 mm (长)×110 mm (宽)×60 mm (厚)的方块, 在均热炉中于1220 ℃保温1 h后经再结晶和未再结晶2阶段进行控制轧制, 第一阶段开轧温度为1100 ℃, 第二阶段开轧温度为950 ℃, 终轧温度为880 ℃, 然后以20 ℃/s以上的层流冷却速率进行快冷, 终冷返红温度控制在约400 ℃, 最后轧制成厚度为11 mm的钢板后再于600 ℃回火1 h后空冷. 在室温下对2种钢进行横向拉伸性能测试. 经线切割及打磨抛光后, 用3% (体积分数)的硝酸酒精溶液侵蚀, 然后利用S4300冷场发射扫描电镜(SEM)观测显微组织. 对抛光的样品在10% (体积分数)高氯酸酒精溶液中电解抛光10 s, 电压为20 V, 然后利用Quanta 650FEG SEM配有的Nordlys F+电子背散射衍射(EBSD)仪对2种钢的有效晶粒尺寸及晶界进行测定分析, 扫描区域为100 μm×100 μm, 步长0.2 μm. 利用Tecnai F20高分辨透射电镜(HRTEM)对钢中析出相进行观测, 采用物理化学相分析及X射线衍射(XRD)技术对钢中电解萃取出的析出相的粒度分布及钢的位错密度进行测定.
表1 Nb和Nb-Mo微合金钢的化学成分
Table 1 Chemical compositions of Nb and Nb-Mo microalloyed steels (mass fraction / %)
| Steel | C | Mn | P | S | Si | Al | Mo | Ti | Nb | B | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Nb | 0.036 | 1.35 | 0.0034 | 0.0057 | 0.024 | 0.012 | - | 0.010 | 0.1 | 0.0012 | Bal. |
| Nb-Mo | 0.042 | 1.38 | 0.0040 | 0.0060 | 0.016 | 0.014 | 0.19 | 0.015 | 0.1 | 0.0010 | Bal. |
图1为Nb和Nb-Mo微合金钢拉伸时的工程应力-应变曲线. 可见, 2种钢具有低碳钢的特点, 曲线有明显的屈服平台. 2种钢的力学性能如表2所示. 可见, Mo添加使得含Nb钢的屈服强度显著提高,但延伸率降低不大.
图1 Nb和Nb-Mo微合金钢室温拉伸的应力-应变曲线
Fig.1 Tensile engineering stress-strain curves of Nb and Nb-Mo microalloyed steels at room temperature
表2 Nb和Nb-Mo微合金钢的室温横向拉伸性能
Table 2 Mechanical properties of Nb and Nb-Mo microalloyed steels at room temperature
| Steel | σb / MPa | σ0.2 / MPa | δ / % | Yield ratio |
|---|---|---|---|---|
| Nb | 679 | 630 | 23 | 0.92 |
| Nb-Mo | 739 | 699 | 21 | 0.94 |
图2为Nb和Nb-Mo微合金钢的SEM像. 可见, Nb和Nb-Mo微合金钢微观组织由多边形铁素体或针状铁素体构成. 组织均有扁平化的迹象, 且Nb-Mo微合金钢更为明显.这可能与Mo抑制形变奥氏体再结晶有关.
图2 Nb和Nb-Mo微合金钢的SEM像
Fig.2 SEM images of Nb (a) and Nb-Mo (b) microalloyed steels (RD—rolling direction, ND—normal direction)
图3是通过EBSD技术得到的Nb和Nb-Mo微合金钢的微观组织晶界分布及晶界密度分布图(图3中定义晶界取向差大于15°为大角度晶界, 2°~15°为小角度晶界). 图3a和b中黑色粗线条表示大角度晶界, 经EBSD测定Nb钢和Nb-Mo钢的有效晶粒尺寸分别为3.8和3.5 μm, Nb-Mo钢的铁素体晶粒尺寸比Nb钢略小. 红色较细线条表示小角度晶界, 一般是由位错构成[21]. 通过文献[22]中的方法, 可利用EBSD中的数据绘制出晶界密度与晶界微观取向差的关系图, 如图3c所示. 可见, Nb-Mo微合金钢的小角度晶界密度要高于Nb微合金钢, 分别为0.6337和0.5993 μm-1. 利用XRD对Nb-Mo钢和Nb钢测定的位错密度分别为3.38×107和2.97×107 mm-2, Nb-Mo微合金钢的位错密度要高于Nb微合金钢, 显然这与Mo的添加有关.
图3 Nb和Nb-Mo微合金钢的EBSD晶界分布图及晶界密度对比图
Fig.3 EBSD grain boundary distribution maps of Nb (a) and Nb-Mo (b) microalloyed steels (Where black and red lines represent the high misorientation angle boundaries (≥15°) and low misorientation angle boundaries (2°~15°), respectively) and the total grain boundary density of Nb and Nb-Mo microalloyed steels vs the misoritentation of ferrite grain ranged 0°~60° (c)
图4a为尺寸约为20 nm的析出相粒子形貌的HRTEM像. 可见, 其形状并不像高温均热时析出的(Ti, Nb)(C, N)粒子呈方形, 而是介于球形和方形间的不规则形状. 图4b为其Fourier转变图及其标定. 其与铁素体基体的位相关系为
图4 奥氏体中析出的MC型粒子的HRTEM像及其与铁素体的位向关系
Fig.4 HRTEM image of a MC-type particle precipitated in austenite of Nb-Mo mircoalloyed steel (a) and its fast Fourier transformed (FFT) result along the [111]MC and [001]α-Fe zone axis (b)
图5a和b给出了Nb和Nb-Mo微合金钢中较小尺寸的析出相粒子形貌的SEM像. 可见, 析出相粒子尺寸均在10 nm以下, 弥散地分布在碳膜上, 粒子均呈球形, 可判定是在铁素体中析出, 且Nb-Mo钢中的纳米级析出相比Nb钢中的析出相分布更为密集, 尺寸更加细小. EDS (图5c和d)分析表明, Nb钢和Nb-Mo钢中的析出相分别为NbC和(Nb, Mo)C (EDS中的C和Cu的峰来自于Cu网). 根据本文作者前期的研究结果[24], Nb-Mo钢中微合金碳化物在铁素体中析出时, Mo会进入到NbC晶格中取代部分的Nb原子, 形成的(Nb, Mo)C与铁素体基体间的界面能降低, 从而减小(Nb, Mo)C形核时的能垒, 因此, Mo添加会促进Nb的析出.
图5 Nb和Nb-Mo微合金钢中在铁素体中析出的纳米级析出相形貌的TEM像及其对应粒子的EDS
Fig.5 TEM images of nanometer sized precipitates (a, b) and corresponding EDS (c, d) of Nb (a, c) and Nb-Mo (b, d) microalloyed steels
为进一步研究合金元素在钢中的析出行为, 利用物理化学相分析方法对Nb和Nb-Mo微合金钢析出相中各合金元素进行了定量分析. 图6是2种钢经电解萃取的粉末溶解掉渗碳体后析出相的XRD谱. 可见, 2种钢中的析出相主要为fcc结构的MC型相, 因富Nb, 故应主要为NbC. 表3给出了析出相中各元素的含量. 可见, Nb微合金钢和Nb-Mo微合金钢中Nb的析出率分别达到76%和78%, 说明大部分Nb是以析出态的形式存在于钢中, Nb和Nb-Mo微合金钢中Nb的析出量可认为相同. 此外, 表3的定量分析结果显示, 2种钢中MC (M=Nb, Ti, Mo)型碳化物中的Ti基本全部析出, 这是因为在高温下经微Ti处理的2种钢中的Ti极易与N结合生成尺寸较大的TiN粒子. 因此, Nb和Nb-Mo微合金钢中的纳米级碳化物应该分别是NbC和(Nb, Mo)C. 根据物理化学相分析的定量结果, 若暂时忽略与TiN粒子复合析出的很少量的那部分Nb, 则可以得到Nb-Mo钢中的碳化物的平均化学式为(Nb0.742Mo0.258)C. 可见, Mo在NbC晶格中的平均占位分数达到了25.8%. 部分Mo和Mn亦可以进入到渗碳体中形成合金渗碳体N3C (N=Fe, Mn, Mo). 但在钢中析出的Mo的量却只有0.042%, 这是由于Mo的碳化物在钢基体中有较高的固溶度积所致.
图6 Nb和Nb-Mo微合金钢中萃取的析出相的XRD谱
Fig.6 XRD spectra of precipitates in Nb and Nb-Mo microalloyed steels
表3 Nb和Nb-Mo微合金钢析出相中各元素的含量
Table 3 Element contents in precipitates of Nb and Nb-Mo microalloyed steels (mass fraction / %)
| Steel | N3C (N=Fe, Mn, Mo) | MC (M=Nb, Ti, Mo) | |||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Fe | Mn | Mo | C* | Nb | Ti | Mo | C* | ||
| Nb | 0.177 | 0.032 | - | 0.015 | 0.076 | 0.0095 | - | 0.0098 | |
| Nb-Mo | 0.168 | 0.022 | 0.014 | 0.014 | 0.078 | 0.0150 | 0.028 | 0.0133 | |
图7为2种钢中M(C, N)型析出相的粒度分布图. 可见, 尺寸较小的析出相粒子, 尤其是尺寸在10 nm以下粒子在Nb-Mo钢中的含量比Nb钢中的含量明显要多, 这与TEM观测到的Nb-Mo钢中纳米级碳化物数密度比Nb钢中更高的结果一致, 表明Mo对NbC的粗化有显著的抑制作用, 这对沉淀强化增量有显著的贡献.
图7 Nb和Nb-Mo微合金钢中MC型析出相的粒度分布
Fig.7 Size distribution of MC-type precipitate in Nb and Nb-Mo microalloyed steels
一般来说, HSLA钢主要通过固溶、位错、细晶、沉淀等强化方式来提高强度, Nb微合金铁素体钢的屈服强度σy可用下式来表述[23]:
式中, σ0为纯Fe在室温下的位错点阵阻力, 为57 MPa[23]; σs为固溶强化增量; σg为晶界强化增量; σp为第二相析出而造成的沉淀强化增量; σd为位错强化增量.
σs可用下式来表示[23]:
式中, [X]表示固溶在钢中的合金元素的质量分数, 其中[C]为扣除掉MC与N3C相中析出的C后的固溶C含量. P和Si等元素为铁素体形成元素, 一般以固溶态存在, Mn除了形成合金渗碳体外, 也是以固溶形式存在, 扣除掉MC相和N3C相中的Mo含量后, 可得到固溶于基体中的固溶Mo含量. 此外, 由于钢中的Ti能与N完全结合形成TiN, 故而Ti 与N的固溶强化可以忽略不计. 由此得出Nb和Nb-Mo微合金钢的σs分别为96和114 MPa.
σg可用Hall-Petch公式来表示[23]:
式中, ky为比例常数, 低碳钢中为17.4 MPamm1/2; d为有效晶粒尺寸, 是指钢中对位错的滑移运动起阻碍作用而使之产生位错塞积的晶界所构成的最小的晶粒尺寸, 本工作中2种钢的室温软相组织均为针状铁素体, 经EBSD统计得到Nb和Nb-Mo微合金钢的有效晶粒尺寸分别为3.8和3.5 μm, 代入上式可得到2种钢的σg分别为282和294 MPa.
钢中的σp一般认为是由位错绕过第二相颗粒而继续滑移所需要的更大的外加应力所产生,也就是Ashby-Orowan机制,其表达式为[23]:
式中, G为室温下的纯Fe切变模量, 为80650 MPa; fV为析出相的体积分数. fV可根据上述物理化学相分析的结果依据下式计算[23]:
式中, fm为MC型析出相的质量分数; ρFe为Fe的密度, 为7.875 g/cm3; ρMC为析出相MC的密度, 由相分析结果可知Nb-Mo微合金钢中的MC相的化学式为(Nb0.742Mo0.258)C, 假设其密度与NbC的密度相差不大, 均为7.803 g/cm3. 一般尺寸大于60 nm的粒子产生的强化效果较小, 因此只考虑尺寸在60 nm以下的粒子, 进而可以得出各个尺寸范围的析出相所产生的沉淀强化增量如表4所示. 各尺寸的析出相的强化一般采用均方根的形式来叠加, 最后计算得出Nb钢与Nb-Mo钢的沉淀强化增量, 分别为58和131 MPa. 可见, Nb-Mo钢的沉淀强化增量是Nb钢的2倍多, 这源于Nb-Mo钢中纳米级碳化物较快的析出动力学和优异的抗粗化性能.
表4 Nb和Nb-Mo微合金钢中各尺寸范围的析出相的体积分数及所产生的沉淀强化增量
Table 4 Volume fractions of precipitates with different sizes and the corresponding precipitation strengthening increments in Nb and Nb-Mo microalloyed steels
| d / nm | fm / % | fV / % | σp / MPa | |||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| Nb | Nb-Mo | Nb | Nb-Mo | Nb | Nb-Mo | |||
| 1~5 | 0.005246 | 0.04236 | 0.005234 | 0.04230 | 43.0 | 122.1 | ||
| 5~10 | 0.006192 | 0.00996 | 0.006178 | 0.00994 | 27.3 | 34.6 | ||
| 10~18 | 0.007826 | 0.01560 | 0.007808 | 0.01560 | 20.0 | 28.2 | ||
| 18~36 | 0.014448 | 0.00492 | 0.014415 | 0.00491 | 16.7 | 9.8 | ||
| 36~60 | 0.011008 | 0.00948 | 0.010983 | 0.00946 | 9.3 | 8.7 | ||
本工作在终轧后采用大于20 ℃/s的层流冷却速率进行快冷, 得到针状铁素体和粒状贝氏体组织, 而在针状铁素体及贝氏体铁素体内存在大量位错, 因此通过下式[23]来计算σd [23]:
式中, α为与晶体结构相关的常数, 为0.5; b为Burgers矢量模, 为0.248 mm; ρ为位错密度, XRD结果得到Nb钢和Nb-Mo钢的位错密度分别为2.97×107和3.38×107 mm-2, 产生的位错强化增量分别为109和116 MPa, Nb-Mo微合金钢的位错强化增量稍高于Nb微合金钢.
各种方式的强化增量可直接线性相加, 图8给出了2种钢由各个强化机制计算得到的屈服强度与实测屈服强度. 可见, 2种钢屈服强度的计算值与实测值较为吻合, 值得注意的是对屈服强度起主要贡献的是细晶强化, 而Nb-Mo钢中的析出强化作用更为显著, 2种钢的性能差异也主要体现在析出强化上.
图8 Nb和Nb-Mo微合金钢的强化方式叠加分析
Fig.8 Analysis and comparison of the strengthening mechanism for Nb and Nb-Mo microalloyed steels
本工作中2种钢的合金成分区别在于有无Mo的添加, 其中Nb-Mo微合金钢中含0.19%Mo, 但XRD和TEM分析时未检测到纯Mo的碳化物, 文献[25]也指出, 由于较高的固溶度积, 当钢中添加的Mo含量不高于0.3%时, 一般以固溶态存在. 本工作中的相分析结果也直接地证实了这点, 除少量的Mo进入到渗碳体和NbC晶格中复合析出外, 大部分Mo固溶于基体中. 因此, 需要从Mo的固溶和析出态2方面来分析其对Nb-Mo微合金钢组织和性能的影响: 一方面, 固溶的Mo与Fe的原子尺寸相差较大(约9.4%), 在晶格中有较大的晶格畸变能, 因此能够在晶界偏聚, 降低晶界能, 提高钢的淬透性, 故而Mo能抑制珠光体相变, 有利于低温相变的进行, 而在低温相变组织中存在较高的位错密度, 对提高强度有利. 文献[26]也通过计算钢的连续冷却转变(CCT)曲线发现, Mo的添加能够抑制铁素体珠光体相变, 本工作相分析给出的2种钢中渗碳体量的结果与此吻合; 另一方面, 含Mo钢在轧制过程中形变诱导析出的(Nb, Mo)C复合析出相比NbC更为细小[27], 其抑制形变奥氏体再结晶的效果更为明显[28]. 而从2种钢的微观组织和晶粒度统计来看, Nb-Mo微合金钢的晶粒略细于Nb微合金钢. 由于本工作终轧后冷速较快且终轧温度较低, 因此大部分MC相应该在回火过程中析出. 这些纳米级碳化物为(Nb, Mo)C, 根据TEM和相分析结果可看出, (Nb, Mo)C比NbC粒子呈现出更好的热稳定性, 回火1 h后不易粗化, 尺寸更为细小. 根据本文作者近期的研究[24], Mo取代部分的Nb后, (Nb, Mo)C与铁素体基体的界面能将降低, 一方面可以促进MC相早期的析出, 另一方面, 在析出完成后长时间的保温过程中, 纳米级碳化物会发生Ostwald熟化, 根据下式所示的碳化物的熟化速率方程[23], 界面能的降低会抑制(Nb, Mo)C相的熟化速率:
式中, m为碳化物平均颗粒尺寸的熟化速率, σ为碳化物与铁素体基体间的界面能, VB和D分别为控制性元素Nb的摩尔体积和在铁素体中的扩散速率, Vp为NbC的摩尔体积(此处假设(Nb, Mo)C与NbC具有相同的摩尔体积), c0和cp分别为控制性元素Nb在基体铁素体中的原子浓度和在碳化物中的平衡原子浓度, R为气体常数, T为热力学温度.
根据文献[23,24]中的计算方法, 在考虑了Mo添加后对MC相界面能的影响后(根据错配位错理论[23], 计算时采用化学式为(Nb0.7Mo0.3)C的析出相与铁素体间的界面能), 计算了Nb和Nb-Mo微合金钢中NbC和(Nb, Mo)C粒子的熟化速率随温度的变化曲线, 如图9所示. 可见, 在600 ℃左右, (Nb, Mo)C粒子的熟化速率要低于NbC.
图9 Nb和Nb-Mo微合金钢中的析出相在铁素体中的熟化速率随温度的变化曲线
Fig.9 Ripening rate of precipitates vs temperature in ferrite of Nb and Nb-Mo microalloyed steels
(1) Nb和Nb-Mo微合金钢中的析出相主要为铁素体中析出的尺寸在10 nm以下的纳米级Nb的碳化物. Nb-Mo微合金钢中Mo主要以固溶态形式存在, 少量的Mo以与NbC复合的形式析出.
(2) 在本工作的TMCP工艺下, Nb-Mo微合金钢比Nb微合金钢具有较高的强度. 细晶强化是2种钢的主要强化方式, 而导致2种钢强度差异的主要原因是析出强化增量的差异.
(3) Mo添加使得尺寸在10 nm以下的纳米级的Nb的碳化物粒子增多, 与Nb复合析出形成(Nb, Mo)C在铁素体中具有较高的热稳定性, 比NbC粒子的熟化速率低, 因此具有较高的沉淀强化增量.
The authors have declared that no competing interests exist.
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