近年来, 为了降低钢铁在桥梁建设、能源传输、建筑和汽车等领域的应用成本, 一种新型超高强度钢的研发理念被提出^[1-2], 其主要通过在钢中添加Nb, V, Ti和Mo等微合金元素, 来实现析出强化以保证钢的强度^[3-5].日本JFE钢铁公司^[6-7]研发出一种屈服强度可达780 MPa的热轧Ti-Mo高强钢, 其微观结构为在铁素体基体上分布着大量尺寸约3 nm的相间析出碳化物, 并通过计算指出这种相间析出粒子对基体的析出强化贡献可达300 MPa.这一突破性成果引起了对析出强化的广泛研究.Yen等^[8]对Ti-Mo的析出强化规律进行系统研究, 利用改进后的Orowan机制进行计算可知析出强化对屈服强度的贡献值可达400 MPa.王国栋^[9]提出了超快冷工艺(ultra-fast cooling, UFC)并成功将其应用到工业生产中.UFC的优势在于可以保留轧制过程中产生的大量位错, 并且抑制大尺寸析出物在奥氏体区间的形成, 能够很大程度上细化析出粒子, 提高实验钢强度, 并且可以通过控制超快冷终冷温度获得需要的组织.

钢中析出物主要分为相间析出和弥散析出, 相间析出由于尺寸小、密度大, 可以很大程度上提高实验钢的析出强化增量.然而, 文献[10]利用计算机模拟得出, 如果能将弥散析出控制在很小尺寸, 同样可以在很大程度上提高实验钢的强度, 并通过实验验证可以在钢中同时得到相间析出和弥散析出的混合.

本工作选取了还未广泛研究的Nb-V低碳微合金体系, 利用全自动相变仪研究超快冷至不同等温温度及等温时间对组织演变、析出行为及其对铁素体硬度的影响规律, 利用HRTEM对纳米碳化物的形貌及分布规律进行观察, 对析出物尺寸进行统计, 并通过Ashby-Orowan公式对析出强化对实验钢屈服强度的贡献进行计算.

实验用Nb-V微合金钢的化学成分(质量分数, %)为C 0.09, Si 0.25, Mn 1.05, Ti 0.01, Nb 0.03, V 0.03, S 0.004, N 0.002 6, Fe余量.实验钢采用150 kg真空感应炉熔炼浇注并去除冒口, 锻为100 mm×100 mm的方坯.将方坯重新加热到1 200 ℃保温1 h进行均匀化处理, 经450 mm轧机7道次轧制至12 mm.热处理实验在Formastor-FII全自动相变仪上进行, 热处理工艺如图 1所示, 以10 ℃/s的加热速度加热至1 200 ℃奥氏体化5 min, 再超快冷(80 ℃/s)至600, 650和700 ℃, 分别等温10, 20和60 min, 后续利用He气冷却至室温, 冷速~100 ℃/s.

图 1(Fig. 1)

图 1 热处理工艺图 Fig.1 Schematic diagram of heat treatment process

采用LEICA DMIRM显微镜和HYSITRON纳米压痕仪进行显微组织观察及铁素体硬度检测, 金相试样于热膨胀试样热电偶下方约1 mm处切取, 并经研磨、抛光和腐蚀后进行金相和纳米硬度检测.采用FEI TECNAI G² F20场发射高分辨透射电子显微镜(HRTEM)对析出物的形貌及分布规律进行观察, 并对析出物尺寸进行统计, TEM试样机械研磨至50 μm, 采用Tenu-Pol-5型双喷减薄仪减薄, 电解液为9%(体积分数)高氯酸酒精溶液.

图 2a~2c为实验钢在600, 650和700 ℃分别等温10 min的金相组织, 可以看出组织主要为多边形铁素体和马氏体, 其中多边形铁素体是在等温转变过程中形成的, 马氏体是未发生等温转变的奥氏体在后续的快冷过程转变得到.图 2d为铁素体的体积分数及晶粒尺寸随等温温度的变化规律, 可以看出随着等温温度的升高, 晶粒尺寸逐渐增大, 而铁素体体积分数逐渐减小.铁素体体积分数的改变主要是由此温度下的平衡量决定, 而铁素体晶粒尺寸在高温下较大主要是由于高温下形核率较低导致.

图 2(Fig. 2)

图 2 实验钢等温10 min的金相组织 Fig.2 Optical micrographs obtained from specimens isothermally holding for 10 min (a)— 600 ℃；(b)—650 ℃；(c)—700 ℃；(d)—铁素体体积分数和晶粒尺寸随温度变化曲线.

图 3为实验钢在700 ℃等温60 min的析出物形貌, 可以同时观察到相间析出和弥散析出, 其中相间析出是沿铁素体的[100]带轴进行观察, 相间析出平面为(013)α, 如图 3a所示.图 3b为弥散析出物, 通过旋转带轴, 析出物均呈现弥散析出形态.图 4为实验钢在600和650 ℃等温20 min的析出物形貌, 可以看出在实验钢650 ℃等温20 min试样中析出物密度明显较600 ℃等温20 min高.利用纳米压痕仪对在650和600 ℃等温20 min实验钢硬度进行测量可知, 实验钢在650 ℃等温20 min试样中基体硬度值约为64.10 GPa, 在600 ℃等温20 min基体的平均硬度为3.87 GPa, 由此可以推断在650 ℃析出物的密度更大, 且更加弥散.

图 3(Fig. 3)

图 3 实验钢的析出物形貌及铁素体衍射花样 Fig.3 Morphology of the interphase precipitations and diffraction pattern of ferrite (a)—沿α[100]观察到的相间析出物；(b)—沿α[110]观察到的弥散析出物.

图 4(Fig. 4)

图 4 实验钢等温20 min析出物形貌 Fig.4 Morphology of random distributed precipitates in specimens isothermally holding for 20 min (a)—600 ℃；(b)—650 ℃.

实验钢在700 ℃等温60 min试样中出现相间析出, 而在其余试样中未观察到相间析出, 可以得出结论, 高温长时间等温有利于相间析出的形成.此现象可以通过台阶移动机制解释, 由于台阶的移动速度与等温温度成反比, 温度越低, 相变驱动力越大, 相间析出界面移动速度越快, 不利于微合金元素在界面处的富集, 因此在相对较低温度等温试样中未观察到相间析出.图 5为奥氏体向铁素体相变过程中相界面移动示意图, 可以看出γ/α界面由两部分组成, 共格低能相间析出平面和非共格高能台阶面.根据质量守衡^[11], 扩散型的铁素体相变过程必须遵守式(1):

图 5(Fig. 5)

图 5 奥氏体/铁素体相变过程中相界面移动的示意图 Fig.5 Schematic diagram showing interface movement during austenite/ferrite transformation

(1)

式中:V_coh是γ/α低能共格相间析出面移动速度; V_ledge是非共格高能台阶面移动速度; L₁是相间析出面的宽度; L₂是台阶高度.

铁素体相变是由C原子控制, 而C原子的扩散是以界面前沿C浓度梯度为驱动力, γ/α界面处会保持局部平衡态.因此, 可以推导出相间析出面移动速度及台阶移动速度与时间的关系:

(2)

(3)

式中：X是t时间内形核点到相界面的距离; D^γ是C在奥氏体中的扩散系数; c^γ/α, c^γ/∞和c^α分别表示界面处奥氏体中的C浓度、奥氏体中的原始C浓度及铁素体中的C浓度.

通过式(3)可以看出, 在铁素体转变初期, 铁素体界面移动速度较快, 因此很难发生相间析出.随着时间的延长, 界面移动速度逐渐降低, 在很大程度上有利于相间析出的发生, 因此在高温长时间会出现部分铁素体晶粒中出现相间析出的现象.

采用Orowan机制对析出强化增量进行估算:

(4)

其中:Δσ为析出强化贡献值, MPa; d为析出物直径, μm; f为析出物体积分数.通过计算可知, 在650 ℃等温10, 20和60 min试样弥散析出强化增量分别为79.6, 109.7, 104.2 MPa, 700 ℃等温60 min试样析出强化增量为94.2 MPa.

1) 经等温淬火处理后实验钢显微组织主要为铁素体和马氏体.铁素体的体积分数随着等温温度的升高逐渐减小, 晶粒尺寸随着等温温度的升高而逐渐增大是因为高温降低铁素体的形核率.

2) 实验钢在700 ℃等温60 min试样中, 可以同时观察到相间析出和弥散析出, 而在其余试样中仅观察到弥散析出, 其可以通过扩散过程中的质量守恒准则和台阶机制来解释.

3) 实验钢在650 ℃等温20 min后, 通过Orowan机制进行计算，得出其析出强化增量可以达到110 MPa.