张可
, 李昭东
ZHANG Ke, LI Zhaodong
中图分类号: TG142.1
通讯作者:
收稿日期: 2017-05-24
网络出版日期: 2018-01-22
版权声明: 2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介:
作者简介 张 可,男,1983年生,博士
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摘要
利用OM、EBSD、HRTEM和Vickers硬度计等手段研究了冷却速率对Ti-V-Mo复合微合金钢组织转变、析出相及硬度的影响,阐明了(Ti, V, Mo)C在不同冷却速率下的析出规律及其对显微组织和硬度的作用机理。结果表明,当冷却速率低于20 ℃/s时,随着冷却速率的增加,析出相平均尺寸由13.2 nm逐渐减小至6.9 nm,铁素体平均晶粒尺寸由5.06 μm逐渐细化至2.97 μm,硬度呈先快速增大而后缓慢增大的趋势,铁素体的细晶强化和(Ti, V, Mo)C的沉淀强化是硬度升高的主要因素;冷却速率为20~30 ℃/s,其对晶粒细化和沉淀强化的影响效果已趋于饱和,硬度基本保持不变,此时Ti-V-Mo复合微合金钢的硬度具有最大值410 HV,屈服强度高达1090 MPa。Ti-V-Mo复合微合金钢的硬度y与冷却速率x符合指数衰减关系：y=-229exp(-x/5)+412。
关键词：
Abstract
Nanoscale co-precipitation strengthening in steels has attracted increasing attention in recent years and has become a new cornerstone for the development of advanced high performance steels with superior combination of strength and ductility. Rolling process, finishing temperature, cooling rate and coiling temperature are the main factors which affect the mechanical properties of microalloyed steels by changing the volume fraction and particle size of precipitates. Nevertheless, the influence of cooling rate on microstructure evolution, precipitates and mechanical properties of complex microalloyed ferritic Ti-V-Mo steel has been rarely reported. In this work, the precipitation law of (Ti, V, Mo)C carbides at different cooling rates and its effect on microstructue evolution and mechanical properties of Ti-V-Mo complex miroalloyed steel were studied by OM, EBSD, HRTEM and Vickers-hardness test. The results indicated that the hardness first increased quickly and then increased slowly as the cooling rate increased (lower than 20 ℃/s); the mean size of (Ti, V, Mo)C particles decreased from 13.2 nm to 6.9 nm and the average size of ferrite grain reduced from 5.06 μm to 2.97 μm; the hardness of Ti-V-Mo steel was improved by the means of grain refinement hardening and precipitation hardening. However, when the cooling rate increased from 20 ℃/s to 30 ℃/s, its effects on grain refinement hardening and precipitation hardening has become saturated, so the hardness was kept flat and achieved a maximum vlaue of 410 HV, and the yield strength reached as high as 1090 MPa. The hardness y of Ti-V-Mo microalloyed steel and cooling rates x accord with a exponential decay relationship: y=-229exp(-x/5)+412.
Keywords：
纳米复合析出高强钢是目前钢铁材料研究的重要方向之一,其设计理念为采用纳米级析出相的沉淀强化和阻止晶粒长大技术、多种强化方式相结合的强韧化理论及加工工艺简单、韧性良好的铁素体组织为基体,提高结构钢的综合力学性能,降低钢材的成本[1~3]。合理的热机械控制工艺和复合微合金化相结合可以使纳米复合析出高强钢的强度、塑韧性获得良好的匹配[4]。近年来,为了获得更高的强度和良好的塑韧性,采用Ti复合微合金化和优化的热机械控制工艺相结合进而获得高性能的纳米复合析出高强钢的思路,得到科研学者广泛关注和研究[5~12]。在此基础上,可通过改变终轧温度、卷取温度、冷却速率、终冷温度等方法在铁基体中获得体积分数大、尺寸细小的纳米相。终轧后的冷却速率对析出相的尺寸和形状具有重要的影响。冷却速率的应用主要有2种方式：一种是采用不同冷却速率直接将钢材冷却至室温[13~15],另一种是采用不同冷却速率冷却至某一确定温度保温一定时间后空冷至室温[16,17]。对于纳米复合析出高强钢来讲,终轧后以一定冷却速率冷却至确定温度卷取保温是其发挥沉淀强化潜力的关键因素。目前关于冷却速率对钢材组织及性能的研究主要集中在Ti-Mo[14]、Ti-Nb[16]和Ti-V-Nb[17]等微合金钢,而关于其对基体为铁素体的Ti-V-Mo复合微合金钢组织及力学性能影响的研究尚鲜见报道。本文作者所在课题组研究[12]表明,(Ti, V, Mo)C在铁素体中的最佳卷取温度约在600 ℃,而从终轧温度到卷取温度之间的冷却速率对铁素体组织的细化和析出相的析出行为具有决定性的影响。
本工作设计了低碳Ti-V-Mo复合微合金钢,使Ti、V和Mo等微合金元素足以固定C,从而得到组织为全铁素体的纳米高强钢。通过热模拟实验研究冷却速率对Ti-V-Mo复合微合金钢组织转变、析出相及硬度的影响规律,分析造成硬度变化的具体因素,以期对多元Ti复合微合金钢的工艺优化和工业生产提供理论指导。
Ti-V-Mo钢的化学成分(质量分数,%)为：C 0.16,Si 0.16,Mn 1.04,(Ti+V+Mo) 1.0,S 0.0052,P 0.0041,N 0.0046,Al 0.033,Fe余量。通过Thermo-Calc热力学软件计算得到Ti-V-Mo钢的相变点：奥氏体向铁素体的平衡结束转变温度Ae1为758 ℃,奥氏体向铁素体的平衡开始转变温度Ae3为878 ℃,未再结晶温度Tnr≈970 ℃。采用50 kg真空感应炉冶炼,锻成30 mm×50 mm×80 mm的钢坯。从钢坯上切取直径8 mm、长12 mm的热模拟试样,热模拟工艺如图1所示。以20 ℃/s加热到1250 ℃保温3 min,以5 ℃/s 降到1100 ℃,变形30%,变形速率1 s-1, 再以5 ℃/s 降到920℃,变形30%,变形速率1 s-1,再分别以1、5、10、15、20、25和30 ℃/s冷却至600 ℃,保温30 min,再空冷至室温。
图1 Ti-V-Mo钢的热模拟工艺
Fig.1 Schematic of thermo-mechanical controlled processing (TMCP) of Ti-V-Mo steel
将所得试样经研磨抛光后,用4%硝酸酒精(体积分数)腐蚀10 s,用GX51型光学显微镜(OM)观察Ti-V-Mo钢的组织形貌。利用Oxford Nordlys F+型电子背散射衍射(EBSD)技术测量不同卷曲温度下铁素体的平均晶粒尺寸,绘制不同冷却速率下Ti-V-Mo钢的晶界取向分布图。采用Tecnai F20型场发射透射电镜(TEM)观察和分析析出相的尺寸、形状和分布。采用Nano-Measurer软件测量多张TEM像上的粒子,分别统计1000个粒子的尺寸后得出不同冷却速率下析出相的尺寸分布图。采用VH5 Vickers硬度计测定试样硬度随冷却速率的变化情况,载荷5 kg,保持时间10 s,每个试样测量5个点,取平均值。
图2为Ti-V-Mo钢不同冷却速率下的OM像。由图可知,不同冷却速率下的组织均为块状铁素体。随着冷却速率由1 ℃/s增加至20 ℃/s,铁素体的晶粒尺寸逐渐减小,组织细化明显;而当冷却速率由20 ℃/s增加至30 ℃/s,铁素体的平均晶粒尺寸变化不大。
图2 Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下的OM像
Fig.2 OM images of Ti-V-Mo steel at the cooling rates of 1 ℃/s (a), 5 ℃/s (b), 10 ℃/s (c), 15 ℃/s (d), 20 ℃/s (e) and 30 ℃/s (f)
图3为Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下的EBSD像,图中蓝线(2°≤θ<15°)代表小角度晶界,黑线(θ≥15°)代表铁素体的大角度晶界。采用截线法测得冷却速率为1、5、15和25 ℃/s试样的平均晶粒尺寸分别为5.06、4.54、2.97和2.63 μm。由图可见,随着冷却速率的增加,铁素体的平均晶粒尺寸明显细化,但界面中小角度晶界所占的比例却不断增大。EBSD的晶界取向差分布(图4)进步一说明：较低冷却速率(1和5 ℃/s)时,大角度晶界所占比例较高;较高冷却速率(10和25 ℃/s)时,小角度晶界所占比例很高(图4)。
图3 Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下的EBSD像
Fig.3 EBSD images of Ti-V-Mo steels at the cooling rate of 1 ℃/s (a), 5 ℃/s (b), 15 ℃/s (c) and 25 ℃/s (d) (Black and blue lines indicate the high misorientation angle boundaries (θ≥15°) and low misorientation angle boundaries (2°≤θ<15°), respectively)
图4 Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下晶界的取向差分布
Fig.4 Misorientation angle boundaries distribution of Ti-V-Mo steels at different cooling rates
图5所示为Ti-V-Mo钢不同冷却速率下的析出相及其EDS结果。由图可知,随着冷却速率由1 ℃/s增加至25 ℃/s,析出相的尺寸逐渐变细,密度逐渐增大,并且细小的析出相在位错线附近大量析出,冷却速率越高,析出相弥散均匀分布越好(图5a~d)。对图5d中任意选取的细小析出相进行高角环形暗场像观察,发现该析出相呈椭圆状,尺寸约9 nm,EDS分析表明为(Ti, V, Mo)C (图5e和f)。图6所示为不同冷却速率下20 nm以下的析出相尺寸分布。经测量,冷却速率为1、5、15和25 ℃/s时,其对应的析出相平均尺寸分别为13.2、11.3、6.9和6.4 nm。随着冷却速率的增加,小尺寸的析出相所占比例逐渐增多,随着冷却速率由1 ℃/s增加至25 ℃/s,5 nm以下的析出相粒子所占比例提高至25.6%。
图5 Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下的析出相及相应的EDS结果
Fig.5 Precipitates of Ti-V-Mo steels at the cooling rates of 1 ℃/s (a), 5 ℃/s (b), 15 ℃/s (c) and 25 ℃/s (d), and morphology (e) and corresponding EDS (f) of the particle in
图7为不同冷却速率下Ti-V-Mo钢的硬度。由图可知,随着冷却速率由1 ℃/s增至30 ℃/s,硬度呈现先快速增加而后缓慢增加,最后趋于平稳的趋势：冷却速率小于10 ℃/s时,随着冷却速率的增加,硬度增长较快;冷却速率为10~20 ℃/s,随着冷却速率的增加,硬度缓慢增大;冷却速率为20~30 ℃/s,硬度随冷却速率的增加保持不变,最大值为410 HV。
随着冷却速率由1 ℃/s增加至20 ℃/s,块状铁素体的平均晶粒尺寸不断减小,组织细化明显(图2)。这主要是因为920 ℃终轧后冷却至600 ℃过程中发生了奥氏体向先共析铁素体的转变,奥氏体/铁素体相变是扩散型相变,铁素体的长大主要受C原子的控制。一方面,随着冷却速率的增加,奥氏体的过冷度增大,C原子的扩散逐步受到抑制,冷却过程中越难完成先共析铁素体的转变;另一方面,随着冷却速率的增加,从920 ℃冷却至600 ℃所需时间越短,先共析铁素体转变也越难发生,由于先共析铁素体转变温度较高,因此,在1和5 ℃/s的较低冷却速率下,组织中较大尺寸的块状铁素体较多(图2a和b,3a和b)。其次,冷却速率的增加,使得奥氏体/铁素体的相变开始转变温度降低,过冷度增大,促进了铁素体的进一步形核,提高了形核率[18],使得大角度晶界所占比例不断提高(图4);同时,温度较低又限制了晶界的运动能力,抑制了晶粒的长大,使更多的奥氏体在较低温度下(600 ℃)发生相变而细化组织[19],另外,冷却速率增大还可以阻止转变前已经细化的奥氏体晶粒长大,同样有利于细化铁素体晶粒。因此,冷却速率越大,铁素体的平均晶粒尺寸越细小,组织细化越明显(图3d),越有利于Ti-V-Mo钢硬度的提高。冷却速率为1、5和15 ℃/s下的铁素体平均晶粒尺寸分别为5.06、4.54和2.97 μm (图3a~c),这与图2观察的结果是一致的。当冷却速率为20~30 ℃/s时,由于冷却速率相对比较大,奥氏体→铁素体的开始转变温度很接近,冷却过程所用的时间也很短,使得奥氏体→铁素体的相变主要是在保温过程中完成,因而,冷却速率为20~30 ℃/s的试样的组织细化程度很相近(图2e和f)。由于钢中存在大量的强碳化物形成元素Ti、V和Mo,在600 ℃卷取保温过程中,它们与C结合使得大量MC相充分析出,抑制了渗碳体的形成,因此不同温度下的组织几乎为全铁素体(图2a~f)。
由于不同冷却速率的试样在冷却至卷取温度前都经历了相同的热轧变形,因此,不同冷却速率的试样在冷至920 ℃时,理论上其铁基体中析出相的尺寸、类型和含量是相同的。而由920 ℃终轧后以不同冷速冷却至600 ℃卷曲时主要发生了尺寸在20 nm以下的相析出及过饱和析出[20]。如图6所示,随着冷却速率由1 ℃/s增加至15 ℃/s时,析出相的平均尺寸越来越小,当冷却速率为15 ℃/s时,析出相的尺寸几乎均在10 nm以下。较大冷却速率下析出相尺寸细小的原因主要是：首先,冷却速率的不同将导致冷却过程中不同的相变温度。较高的冷却速率使得奥氏体/铁素体相变开始温度降低,因而析出相更加细小;其次,随着冷却速率的增加,晶粒尺寸不断减小,小角度晶界所占比例不断增加(图4),晶界、位错等缺陷数量不断增加,增加了析出相的形核位置(图4),提高了析出形核率,因此提高冷却速率能够细化析出粒子尺寸、增加析出相的体积分数;第三,冷却速率的增加能够抑制微合金碳氮化物在冷却过程中的析出,增加了基体中微合金元素的过饱和度,提高了析出的驱动力,使更多的Ti、V和Mo等元素在随后的卷取过程中析出。此外,冷却速率越小,冷却时间越长,对低冷却速率试样(1 ℃/s)来讲,在冷却过程中会发生大量的析出,且由于温度较高,析出相尺寸相对较为粗大,而卷取过程中析出粒子的含量相对就少些,因此5 nm以下的粒子较少(图5a);而对于15 ℃/s的较大冷却速率来讲,冷却时间短,大量的固溶原子保留到低温在卷取过程中析出,从而产生大量的10 nm以下的细小(Ti, V, Mo)C粒子(图5d~f和图6),这些粒子可以产生较大的沉淀强化效果,对Ti-V-Mo钢硬度的提高起到了关键作用[12]。由于不同冷却速率试样在600 ℃经历了较长时间的保温,钢中的(Ti, V, Mo)C基本都能析出。冷却速率对析出相尺寸的影响是导致其沉淀强化潜力发挥的重要因素。
图6 Ti-V-Mo钢不同冷却速率下的析出相尺寸分布
Fig.6 Size distribution of precipitates of Ti-V-Mo steels at different cooling rates
低碳微合金铁素体钢中常见的强化方式有细晶强化、析出强化、固溶强化、位错强化等,其相应的屈服强度可由下式定量预测[21,22]：
式中,σy为屈服强度;σ0为Peierls-Nabarro力(位错运动的晶格阻力);σs为固溶强化增量;σg为细晶强化增量;σp为沉淀强化增量;σd为位错强化增量,对于低碳铁素体微合金钢来讲,σd通常在100 MPa以下[23,24],对强度的贡献可忽略不计。
Pavlina[25]总结大量的实验数据,得到σy和Vickers硬度y之间的经验关系式如下：
式中,σy,MPa;y,HV。由式(1)和(2)可知,对于不同冷却速率的试样,其硬度是由式(1)中的各种强化方式的贡献决定的。由于Ti-V-Mo钢不同冷却速率下的组织均为铁素体,固溶强化和位错强化所产生的强度增量对各Ti-V-Mo钢基本是相同的,因此,不同冷却速率下硬度变化的主要因素是由晶粒尺寸和析出相的变化所引起。
图7 Ti-V-Mo钢不同冷却速率下的硬度
Fig.7 Hardness of of Ti-V-Mo steel at different cooling rates
根据冷却速率对硬度影响的实际变化曲线(图7),可拟合出冷却速率x与硬度y的关系式：
根据式(2)和(3),结合图7中数据可得出冷却速率与Ti-V-Mo微合金钢屈服强度的关系,如图8所示。由图可知,当冷却速率在20 ℃/s以下时,屈服强度随冷却速率的增大而不断增大,且增加幅度逐渐减小;冷却速率在20~30 ℃/s,Ti-V-Mo微合金钢的屈服强度高达1090 MPa,且其强度趋于稳定,表明在实际生产中采用冷却速率大于20 ℃/s有利于获得更高的强度。
图8 不同冷却速率下Ti-V-Mo钢屈服强度的变化
Fig.8 Variation of yield strength as a function of cooling rates of Ti-V-Mo steel
表1给出了Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下的组织参数,以便更清楚地理解冷却速率对Ti-V-Mo微合金钢硬度影响的内在机制。当冷却速率在1~15 ℃/s,随着冷却速率的增加,析出相的平均尺寸越来越细,铁素体晶粒尺寸也越来越小,因此,其相应的硬度也越来越高。析出粒子产生的σp和铁素体晶粒尺寸细化产生的σg是钢的硬度和强度变化的主要因素。
表1 Ti-V-Mo钢在不同冷却速率下的组织参数
Table 1 Microstructure parameters of Ti-V-Mo steel at different cooling rates
| Cooling rate ℃s-1 | Hardness HV | Mean size of precipitate / nm | Average grain size / μm |
|---|---|---|---|
| 1 | 225 | 13.2 | 5.06 |
| 5 | 330 | 11.3 | 4.54 |
| 15 | 394 | 6.9 | 2.97 |
| 25 | 410 | 6.4 | 2.63 |
冷却速率在20~30 ℃/s时,由于冷速已经较大,奥氏体→铁素体的开始转变温度很接近,冷却速率的增加对析出相的尺寸和铁素体晶粒尺寸的影响已经很小,沉淀强化增量σp和细晶强化增量σg基本发挥到平衡状态,因此,冷却速率在20~30 ℃/s时,随着冷却速率的增加,钢的硬度基本保持不变,趋于稳定状态。徐洋[26]研究了Ti-Nb钢经1050和840 ℃变形后以不同冷却速率降至640 ℃保温模拟卷取的硬度,结果表明冷却速率大于20 ℃/s时,基体的硬度增加很小,基本趋于一稳定值。这与本工作的研究结果是一致的,进一步证明了本工作结果的正确性。
(1) 对Ti-V-Mo复合微合金钢来讲,冷却速率在10 ℃/s以下时,随着冷却速率的增加,硬度增长较快;冷却速率在10~20 ℃/s时,随着冷却速率的增加,硬度缓慢增大;冷却速率为20~30 ℃/s时,硬度具有最大值410 HV,且随冷却速率的增加保持不变。Ti-V-Mo复合微合金钢获得最大硬度的冷却速率范围为20~30 ℃/s。
(2) 冷却速率在20 ℃/s以下时,随着冷却速率的增大,析出相的平均尺寸由13.2 nm逐渐减小至6.9 nm,析出数量不断增多,对Ti-V-Mo钢硬度的贡献量不断增大;铁素体的平均晶粒尺寸由5.06 μm细化至2.97 μm。不同冷却速率下硬度变化的主要因素是由铁素体的晶粒尺寸和10 nm以下析出相尺寸的变化引起的。
(3) 细晶强化和沉淀强化是Ti-V-Mo复合微合金钢的主要强化方式。冷却速率在20~30 ℃/s时,由于冷却速率已经较大,其对晶粒细化和沉淀强化的影响效果已趋于饱和,Ti-V-Mo复合微合金钢的屈服强度高达1090 MPa。
(4) Ti-V-Mo复合微合金钢的硬度与冷却速率的关系符合指数衰减关系：y=-229exp(-x/5)+412。
The authors have declared that no competing interests exist.
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