张可1,2,雍岐龙2,,孙新军2,李昭东2,赵培林3

1 昆明理工大学材料科学与工程学院, 昆明 650093
2 钢铁研究总院工程用钢所, 北京 100081
3 莱芜钢铁集团有限公司技术中心, 莱芜 271104

摘要

关键词：卷取温度;析出强化;屈服强度;均匀塑形;Ti-V-Mo

随着资源、能源、环境压力日益增大, 环保和节能越来越受到钢铁工业的重视. 开发具有节能、节材及优异性能的超高强度钢来满足经济建设中结构和功能的需要, 是实现钢铁工业可持续发展的重要途径[1,2]. 细晶强化作为唯一一种可同时提高强度和韧性的手段受到了研究人员的广泛重视, 并且已研制开发出多种使钢铁材料晶粒细化或超细化的工艺技术并在工业生产中广泛应用. 与钢的其它强化手段相比, 析出强化脆化矢量最小, 采用微合金化技术, 结合控轧控冷技术, 充分发挥微合金碳氮化物的沉淀强化作用, 成为钢铁材料强度发展的最有潜力的方向之一.

2004年, Funakawa 等[3]开发了一种基于铁素体组织和(Ti, Mo)C纳米相沉淀强化的兼具高强度和高成形性的新钢种, 其抗拉强度最高可达780 MPa, 延伸率达24%, 铁素体基体上存在大量的5 nm以下的(Ti, Mo)C, 析出强化增量高达300 MPa. 自此, 纳米级碳化物在铁素体中的析出行为及其沉淀强化引起了越来越多的关注. Chen等[4]和Jang等[5]对Ti系、Ti-Nb系和Ti-Mo系热轧高强钢的热力学稳定性进行了初步研究, 在相同条件下, 其析出相的粗化速率V(Ti, Mo)C?V(Ti, Nb)C?VTiC. Kazuhiro等[6]研究了(Ti, Mo)C熟化过程中Ti/Mo原子比的变化规律, 表明随着粒子尺寸的增大, (Ti, Mo)C中Ti所占的比例增大. 此外, 康俊雨[7]设计了不同Ti和V含量的3种钢, 保证钢中的Ti和V全部与C结合, 以对比Ti钢、V钢和Ti-V钢在过饱和铁素体中的析出行为, 结果表明, 在相同回火时间下, (Ti, V)C的抗粗化能力要略优于TiC, 而远高于VC. Kim等[8,9]研究了卷取温度和轧制温度对Ti-Mo钢性能的影响, 得到了抗拉强度为950 MPa, 延伸率为23.5%的高强钢. Park 等[10]研究了Ti-Mo, Nb-Mo, Ti-W和Nb-W微合金钢在不同卷取温度下的强化机制, 发现Ti-Mo钢在900 ℃终轧、500 ℃卷取可获得抗拉强度为940 MPa, 屈服强度为858 MPa的优异性能. Shen等[11]和Jha等[12]分别研究了不同成分的Ti-Mo-Nb-V低碳微合金钢的力学性能, 发现经合适轧制工艺和卷取温度保温后, 多元复合第二相提供的析出强化增量可达到400 MPa级以上. 然而, 目前国内外对微合金碳氮化物析出行为及强化能力的研究主要集中在单V[13], 单Ti[14,15], Ti-V[7,16]和Ti-Mo[3,6,8,9,17,18]等这些相对简单的微合金化钢上, 而对Ti-V-Mo多元复合微合金化钢的沉淀析出行为及其高强钢的开发还鲜见报道. 另外, V作为一种重要的微合金元素, 其在奥氏体中的固溶度比在铁素体中大的多, 经奥氏体区轧制后快冷至铁素体区保温, 可以得到大量的VC析出. 在Ti-Mo钢体系的基础上, 向钢中再添加V, 而(Ti, V, Mo)C比(Ti, Mo)C具有更强的抗粗化能力, 有利于得到更大的析出强化增量. 因此, 开展Ti-V-Mo多元复合微合金化高强钢的研究具有重要的理论意义和实际应用价值.

本工作设计了一种Ti-V-Mo多元复合微合金化钢, 通过添加相对较多的Ti, V和Mo, 以保证充分固定C, 实现析出强化的最大化; 通过合适的热机械控制工艺(TMCP)和模拟卷取, 在实验室得到了不同卷取温度下钢的组织和性能, 对各强化机制进行了计算, 并就(Ti, V, Mo)C粒子对均匀塑性的影响进行了分析, 以期对多元复合微合金化超高强度钢的发展和应用提供理论指导.

1 实验方法

实验用Ti-V-Mo钢的化学成分(质量分数, %)为: C 0.16, Si 0.16, Mn 1.04, Ti 0.20, Mo 0.44, V 0.41, S 0.0052, P 0.0041, N 0.0046, Al 0.033, Fe余量. 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的VITF-0.05真空感应炉冶炼, 锻成30 mm×50 mm×80 mm的钢坯. Ti-V-Mo钢的轧制工艺示意图如图1所示, 钢坯在1280 ℃均热1 h, 经1200~1050 ℃粗轧, 再经1050~870 ℃精轧, 终轧温度为870 ℃, 轧制总压缩比为12, 轧后厚度为2.5 mm左右, 经层流冷却(冷速约30 ℃/s)至500, 550, 600和650 ℃, 入炉保温1 h, 随炉冷却至室温.

图1Ti-V-Mo钢的轧制工艺示意图

Fig.1Schematic of thermomechanical controlled process of Ti-V-Mo steel

通过GX51型光学显微镜 (OM)和S-4300冷场发射扫描电镜(SEM)观察Ti-V-Mo钢的组织形貌. 采用WE-300液压拉伸试验机测量不同卷曲温度下热轧板的纵向力学性能, 每个温度测3个试样, 取其平均值. 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有效晶粒尺寸和晶界特性, 通过截线法测出贝氏体铁素体的平均晶粒直径m, 而1.224m即为贝氏体铁素体组织的有效晶粒尺寸[19]. 通过物理化学相分析法(含定性分析和定量分析), 并结合APD-10X 型X射线衍射仪 (XRD)测出析出相的类型和数量. 将相分析萃取得到的粉末制成小角度散射试片, 在Pro MPD Nano-1型仪器上用X射线小角度散射法(SAXS)测定析出相在不同卷取温度下的尺寸分布. 采用Tecnai F20型场发射透射电镜 (HRTEM)观察和分析析出相的尺寸、形状、分布和成分.

2 实验结果

2.1 显微组织

图2为Ti-V-Mo钢在不同卷取温度下的OM像. 由图可知, 在500 ℃卷取时组织主要为针状铁素体, 且有少量的马氏体/奥氏体 (M/A) 岛存在 (图2a); 550 ℃卷取时组织为多边形铁素体和少量的针状铁素体 (图2b); 而在600和650 ℃较高温度卷取时, 组织基本为多边形铁素体(图2c和d), 随着卷取温度的升高, 组织中多边形铁素体的比例不断增加.

图2Ti-V-Mo钢在不同卷取温度下的OM像

Fig.2OM images of Ti-V-Mo steel at coiling temperatures of 500 ℃ (a), 550 ℃ (b), 600 ℃ (c) and 650 ℃ (d) (Inset inFig.2a shows the enlarged image)

图3给出了Ti-V-Mo钢在不同卷取温度下的EBSD像. 图中的红线为小角度晶界(2°≤θ<15°), 黑线为铁素体的大角度晶界(θ≥15°). 由图可见, 在500 ℃卷取时组织主要为针状铁素体(图3a); 在550 ℃卷取时组织为针状铁素体和多边形铁素体组成的贝氏体型铁素体(图3b); 在600 和650 ℃卷取时组织为多边形铁素体, 且随着温度的升高, 多边形铁素体晶粒所占的比例增大(图3c和d). 经测量可知, Ti-V-Mo钢在500, 550, 600和 650 ℃卷取时的有效晶粒尺寸n分别为2.20, 2.23, 2.10和2.22 μm. 不同卷取温度下的晶粒尺寸很接近, 约2.20 μm.

图3Ti-V-Mo钢不同卷取温度下的EBSD像

Fig.3EBSD images of Ti-V-Mo steel at coiling temperatures of 500 ℃ (a), 550 ℃ (b), 600 ℃ (c) and 650 ℃ (d) (Red line—low angle grain boundary (2°≤θ<15°), black line—high angle grain boundary (θ≥15°) )

2.2 力学性能

图4为Ti-V-Mo钢在不同卷取温度下的力学性能. 由图可知, 在500~650 ℃, 随着卷曲温度的升高, 抗拉强度σb和屈服强度σy均呈现先升高后降低的趋势, 而延伸率δ先降低后缓慢升高, 但变化不大, 均匀延伸率δgt缓慢增大. 在600 ℃时,σb和σy均达到峰值, 分别为1134和1080 MPa,δ和δgt分别为13.2%和6.8%, Ti-V-Mo钢的综合力学性能最为优异.

图4Ti-V-Mo钢在不同卷取温度下的力学性能

Fig.4Mechanical properties of Ti-V-Mo steel at different coiling temperatures (σb—ultimate tensile strength,σy—0.2% yield strength,δ—total elongation,δgt—uniform eonglation)

2.3 析出相

表1为不同卷取温度下MC和M3C相的定量相分析结果. 由表可知, 随着卷取温度的升高,MC的析出量不断增加, 由500 ℃的0.235%增加到650 ℃的0.761%;M3C的析出量却不断减少, 由500 ℃的0.874%减少到650 ℃的0.191%. 随着卷取温度的升高,M3C不断回溶, 而强碳化物形成元素Ti, V和Mo与固溶的C原子结合形成MC相, 进而不断析出.

4 结论

(1) 在500~650 ℃范围内, 随着卷曲温度的升高, Ti-V-Mo钢的抗拉强度σb和屈服强度σy均呈现先升高后降低的趋势, 延伸率δ先降低后缓慢升高, 但变化不大, 而均匀延伸率δgt却缓慢增大. 在600 ℃时,σb和σy均达到峰值, 分别为1134和1080 MPa,δ和δgt分别为13.2%和6.8%, 此时, Ti-V-Mo钢的综合力学性能最为优异.

(2) 对不同卷取温度下的各强化增量的计算表明, 析出强化和细晶强化是Ti-V-Mo钢的主要强化方式, 卷取温度对析出强化增量σp有重要的影响,σp的变化是影响Ti-V-Mo钢屈服强度变化的主要因素.

(3) 随着卷取温度由500 ℃升高至600 ℃,σb和σy均不断增加,δgt不但没有降低, 反而呈线性缓慢增加. 其主要原因是σp对屈服强度的贡献量不断提高, 同时改善了均匀塑性.

(4) 采用2种方法计算了600 ℃卷取时的σp, 其数值虽有一定差距, 但表明Ti-V-Mo钢在600 ℃卷取时可获得444~487 MPa的大沉淀强化增量, 甚至更高. 这主要是由质量分数高达72.6%的10 nm以下的纳米级(Ti, V, Mo)C粒子提供的.