普碳钢及中碳V和V+Nb微合金化钢微观组织与性能的关系

普碳钢及中碳V和V+Nb微合金化钢微观组织与性能的关系Y.Sawada,R.P.Foley,S.W.ThompsonandG.KrausDepartmentofMetallurgicalandMaterialsEngineeringColoradoSchoolofMines,Golden,CO80401摘要:对含有0.15%V及0.15%V+0.04%Nb、冷却后显微组织为铁素体-珠光体钢的微观组织和性能进行了确定，并且和不含微合金化元素的钢作了对比。这些钢中的碳含量均为0.2~0.4%；与普通碳钢相比，含有微合金化元素的钢具有很高的强度以及低的韧性。这些效果在V+Nb添加的钢中更加突出，其原因可以归结为：与含V的钢相比，含Nb钢中的相间析出相尺寸更加细小。将描述微观组织对性能影响的标准回归方程做了修正，可以用来解释微合金化的作用。1引言微合金中碳钢在高温下很容易锻造，并且有析出强化效果，其组织是铁素体-珠光体，在冷却状态下的屈服强度远远超过500MPa[1]。直接的前期处理和高强度的结合，使得这类钢成为成本昂贵的淬火/回火钢的替代产品，而变得引人注目，在包括汽车部件在内的许多场合下获得了应用。尽管调质状态的微合金化钢在强度方面有竞争力，然而，与淬火/回火钢相比，回火到同一硬度时，其韧性偏低[1,2]。在综合提高这类钢的强韧性研究方面，主要努力方向是细化晶粒以及在锻造条件下组织中含铁素体和珠光体,昀直接的方法就是通过细化奥氏体晶粒的尺寸来增加铁素体的形核位置数量[3,4]。奥氏体晶粒尺寸的细化可以通过降低加热和锻造温度来实现[5,6]，形成稳定析出物的微合金化元素也能有效降低奥氏体晶粒生长，Al,V,Nb及Ti的这种效果非常显著[7,8]。另外，铁素体形核速率的增加也可以通过利用加速冷却来实现[9,10]，通过添加Mn可以改善珠光体组织抵抗断裂的能力，因为Mn有增加珠光体相的效果。改善铁素体/珠光体韧性的另一个方法则是改变合金元素添加量，在给定碳含量时以增加铁素体的数量，或者改变铁素体形核位置的分布。Si添加至0.6%时就可以显著提高冷却过程中的铁素体体积分数[11,13]，V钢中S含量的进一步增加能在MnS颗粒周围提供铁素体形核位置[14-16]。因此，铁素体不仅在奥氏体晶界处形核，也能在奥氏体内部形核，导致铁素体的分布更加均匀，以改善韧性。传统意义上的微合金化技术已经用于轧制板材产品的组织控制[8]，Nb是这些产品中的首优元素，因为它能在奥氏体中析出以阻止较低终轧温度时的再结晶。然而，锻造温度一般比轧制温度高，因此，通过添加Nb来控制晶粒尺寸并不十分有效。目前，大多数微合金化非调质钢中的Nb含量在0.01-0.2%[17,18]。V比其它的微合金化元素效果要好，这是因为它的碳化物和氮化物在奥氏体中的固溶度比Nb或者Ti要高[8]。因此，添加V就可以在冷却时得到细小弥散的析出物[13,19]。相比较而言，即使在很高的锻造温度下，Nb的固溶程度对温度的变化都很敏感，其析出量可变[13,20]，因此，室温下的力学性能变化也很大。所以，微合金化钢的标准中[18]，允许Nb添加量高达0.07%，但是目前很少有含Nb的非调质钢获得商业化应用[17]。Ti与N可以形成非常稳定的析出物，因此，冷却时不会产生显著的析出强化效果。除上述单一添加微合金化元素的介绍外，复合添加微合金化元素(如N-Ti,Nb-Ti,V-Nb),由于有复合作用能控制奥氏体晶粒尺寸和析出强化的能力[7]，因而可能有益。V和Ti复合添加由于能形成非常稳定的TiN,目前处于大力开发中[5,21,22]，晶粒尺寸是通过TiN的形成来得到保证的，并且Ti不参与低温析出强化，后一种强化仅仅由V来实现。尽管含Nb的铁素体/珠光体钢的性能有所差异，但是含V的钢中添加少量的Nb却为晶粒尺寸控制以及提高强度提供了可能性。Nb与V、N和C结合能将Nb,V(C,N)粒子的溶解温度提高到接近传统的锻造温度范围[23]。Nb,V(C,N)粒子在较宽的温度范围内是稳定的，可以利用这点对奥氏体晶粒尺寸进行控制，Nb,V(C,N)相的昀终溶解可以在冷却过程中产生V和Nb的共同析出强化效果。本文阐述了C、V和V+Nb的添加对中碳钢冷却过程中结构-性能-工艺的影响关系，主要目的是说明V和Nb复合添加的利弊，但也对微合金化铁素体/珠光体钢的结构和性能做了评估，其奥氏体化温度为1000~1200℃，保温时间为5~60min。利用1200℃和20min标准热处理制度对合金元素的作用和冷却时的转变进行了评估；冷速在0.2~2.2℃/sec间变化，用来模拟中小尺寸的锻件中的冷却速度。本研究中，工艺过程里不包括变形。2实验过程本研究中试验用钢的化学成分列于表1。钢种分别标记为2、2V、V+Nb、3、3V、4、4V和4V+Nb，数字代表名义碳含量，V和Nb表示每一种钢中所添加的微合金化元素，所有钢中残留元素的成分相似并且确定了其范围为：0.01%Ni，0.01Cr，0.02Mo，0.002Ti，0.003V，0.005Nb(Nb和V含量仅对普碳钢而言)。在实验室真空熔炼并且浇铸成锭，模具为锥形，并且上端开口、截面为方形。铸锭在1260℃加热，然后热轧成16mm(5/8英寸)厚的板材，终轧温度范围为910~975℃，热轧态钢板的力学性能和微观组织特征在文献[24,25]中已经提供。首先，将奥氏体晶粒尺寸以及冷却状态下钢的硬度与奥氏体化温度间的函数关系进行了评估，考察微合金化元素加入后的钉扎效果以及微合金化元素相的溶解度的变化。为了检验晶粒尺寸，将尺寸为16×16×16mm的样品在900~1200℃间进行奥氏体化20min，水淬后在550℃回火较长时间。奥氏体晶粒由过饱和苦味酸与稀释剂溶液腐刻显示[26]，奥氏体晶粒尺寸由平均截距长度来表征。2V、2V+Nb、4V及4V+Nb钢奥氏体化条件的影响是通过硬度测量来评估的，这些样品(16×16×150mm)首先是在1000~1200℃加热60min，然后进行了空冷。表1试验用钢的化学成分（%）钢CMnSiVNbAlNPS20.221.040.32--0.0180.0130.0030.0042V0.171.020.310.14-0.0180.0140.0030.0042V+Nb0.201.000.310.150.0430.0180.0130.0030.00430.291.030.31--0.0250.0130.0030.0033V0.301.010.310.15-0.0180.0110.0040.00440.411.020.31--0.0200.0120.0030.0034V0.411.000.310.15-0.0180.0120.0030.0034V+Nb0.380.990.310.150.0410.0180.0130.0030.003为了模拟锻造时的加热和冷却过程，将轧制态钢样品(16×16×150mm)加热至1200℃保温20min后分别在循环空气中、空气中以及隔热层冷却，冷却速度通过测量试样芯部温度从800℃到500℃所需要的时间而得到，大约分别为0.2、1.4和2.2℃/s。使用小尺寸的拉伸试棒和标准夏比V型缺口试样对冷却钢试样的力学性能进行了研究[27,28]。拉伸试样直径为6.4mm(0.25英寸)，标距长度为25.4mm(1英寸)，室温拉伸试验在Instron万能实验机上进行，夹头速度为0.085mm/sec(0.2英寸/min)，对应的初始应变速率为3.33×10-3/s，每个条件下进行三次拉伸试验，所报道的结果是这些试验值的平均值。V型缺口夏比冲击试样是按照ASTM标准E23制作的，试验在195-J(264ft-lbf)TiniusOlsen冲击实验机上完成。将所有样品都加热到1200℃进行定量体视学研究，对每种情况下的珠光体体积分数fp、铁素体晶粒尺寸do、珠光体团尺寸dp以及珠光体片层间距So等都进行了测定。珠光体体积分数通过数点法确定，铁素体晶粒尺寸和珠光体片层间距分别通过光学或者扫描电镜(SEM)的可视屏幕上得到的图像利用截距法确定。珠光体中的渗碳体层间距t通过下述方程计算得到的[12]：]1)(%15.0/[−=CfpSt(1)透射电镜(TEM)薄膜从破断的未变形夏比V型缺口样品中通过机械切割、轻度机械抛光、电解抛光后，再在95%冰醋酸+5%高氯酸溶液中穿孔而得到的。所有的薄膜均在加速电压为120kV型号为Phillips400EM的透射电镜上观察。3结果与讨论3.1奥氏体化温度及保温时间奥氏体晶粒尺寸随温度以及微合金化元素添加量的变化关系如图1所示。图1显示温度在1100℃以上所有的合金中晶粒尺寸随温度快速增加。然而，在给定的温度1100℃以上时，晶粒长大的倾向随着微合金化元素的加入量的增加明显降低。在晶粒粗化温度以下，微合金化相，AlN、V(C,N)或者Nb,V(C,N)，完全能够钉扎住奥氏体晶界，阻止其生长。在晶粒快速生长不再受抑制的温度下，晶粒尺寸细化与微合金化元素的溶解度有关；与AlN和V(C,N)相比，Nb,V(C,N)的溶解度较低，因而与其它钢相比，含Nb钢的晶粒尺寸仍保持明显细小。图1奥氏体化温度及微合金化元素添加量对奥氏体晶粒平均截距长度的影响.(a)0.2%C系列,(b)0.4%C系列.保温时间:20min.图1还表明，奥氏体晶粒尺寸随温度的变化并不强烈依赖于碳含量。尽管在0.4%碳含量钢晶粒粗化的一开始有个小平台，但它可以反映出微合金化相与碳有关的溶解度，所有的钢中都含有超过V和V+Nb化学剂量比的碳含量。图2表示加热温度和保温时间对2V,2V+Nb,4V及4V+Nb钢硬度的影响。硬度随奥氏体化温度的变化比硬度随保温时间的变化要显著；在保温20min时(图2(a))，与2V+Nb和4V+Nb钢相比，2V和4V钢的硬度在1100~1200℃间表现出较小的温度依赖性，这种行为主要是因为V(C,N)颗粒的溶解温度比Nb,V(C,N)颗粒要低。因此，加热到1100~1200℃随后空冷期间，等量的V起到的析出效果必然相同。图22V、2V+Nb、4V和4V+Nb钢冷却后的硬度.(a)保温20min,(b)保温60min.当保温时间增加到60min时(图2(b))，冷却后的硬度变化与保温20min时相比却很小。然而，在温度范围为1100~1200℃间，2V和2V+Nb钢以及4V和4V+Nb钢的硬度差与保温时间为20min时相比，下降得较少。从锻造的角度看，期望这种较小的硬度变化，因为它表明：非调质钢的强度并不强烈依赖于温度。遗憾的是，从能源立场看，长时间的保温不现实，并且V和Nb复合添加的潜在效益也不是那么轻易就能获得的。同一钢种的晶粒尺寸结果与Mazzare等[29]报道的晶粒尺寸数据相一致。然而，Mazzare研究表明：随奥氏体化温度时间的延长，冷却后的样品硬度显著降低。在本研究中，奥氏体化时间在5~60min之间都没有发现这种变化；在奥氏体化温度下，随着时间的变化，冷却后的样品硬度基本不变。3.2高温奥氏体化研究3.2.1微观组织图3给出加热到1200℃保温20min冷却后钢的微观组织，表2给出了所有条件下的定量金相研究结果，在所有的情况下，钢的微观组织均为铁素体和珠光体的混合物。然而，如图4(a)所示，普碳钢中有魏氏组织，但微合金化钢中没有。粗大的奥氏体晶粒组织有利于魏氏组织的形成[30]，因为它可以增加相变过程中铁素体和奥氏体中碳含量的分配[31]。微合金化钢中不存在魏氏组织铁素体的原因是：微合金化析出物在相间形成后，相间析出物的存在导致界面迁移率降低，因此，过饱和碳含量在α/γ相界面处减少。如图4(b)所示，微合金化钢中含有大量的晶内铁素体。Ochi等的研究表明[14]，晶内铁素体的形成是由于钢中同时含有S和V而得到促进的。这些研究者推测：铁素体在MnS颗粒附近择优形核，而MnS颗粒则由冷却时形成的一薄层V(C,N)析出物所包覆；后来的工作证实了这种机制[16,32]，并且进一步表明：高的S含量能够