Ti和Ti-V微合金化低碳貝氏體鋼組織性能及析出行為的研究

李曉林 ，蔡慶伍，趙運(yùn)堂，崔 陽

(1 首鋼技術(shù)研究院，北京 100043；2 北京科技大學(xué) 冶金工程研究院， 北京 100083)

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Ti和Ti-V微合金化低碳貝氏體鋼組織性能及析出行為的研究

李曉林1，蔡慶伍2，趙運(yùn)堂1，崔 陽1

(1 首鋼技術(shù)研究院，北京 100043；2 北京科技大學(xué) 冶金工程研究院， 北京 100083)

利用場發(fā)射掃描電子顯微鏡(FE-SEM)、高分辨透射電子顯微鏡(HRTEM)和能譜儀(EDS)等，研究了不同Ti含量的低碳貝氏體鋼的顯微組織和析出相的成分、尺寸、形貌以及分布等特征。結(jié)果表明：在450℃和520℃保溫2h，三種實(shí)驗(yàn)鋼組織為粒狀貝氏體。與低Ti實(shí)驗(yàn)鋼相比，高Ti及Ti-V復(fù)合實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度增加了150MPa以上。高Ti鋼中納米級析出相有兩種類型：一種大于15nm的TiC析出相；另一種是在10nm以下，具有面心立方結(jié)構(gòu)的(Ti,Mo)C復(fù)合析出相。Ti-V鋼基體中存在大量尺寸在10nm以下的 (Ti,V,Mo)C復(fù)合析出相。

粒狀貝氏體；納米級析出相；位錯(cuò)線；(Ti,Mo)C；(Ti,V,Mo)C

為了節(jié)約資源、降低生產(chǎn)成本，高強(qiáng)、高韌鋼的設(shè)計(jì)應(yīng)當(dāng)減少昂貴合金元素的使用，并通過優(yōu)化合金元素的配比，充分利用微合金元素(如Nb，V，Ti)的強(qiáng)韌化作用[1]。目前采用TMCP 技術(shù)生產(chǎn)的貝氏體型低碳微合金鋼板中大多含有Nb這種微合金元素，其作用是細(xì)晶強(qiáng)化以及析出強(qiáng)化，使得中厚板貝氏體鋼具有良好的強(qiáng)度、韌性及焊接性，已經(jīng)廣泛應(yīng)用工程機(jī)械、管線、船板和容器設(shè)備的制造等領(lǐng)域[2,3]。由于Nb元素屬于貴重合金元素，它的加入增加了鋼板成本，降低產(chǎn)品市場競爭力。Ti合金元素價(jià)格較低，但其具有較強(qiáng)的活性，與鋼中的O，S，N容易結(jié)合形成尺寸較大的夾雜，這對材料的塑、韌性不利。近年來，隨著冶金工藝控制水平的提高，以往含Ti鋼中的問題得到了較為明顯的改善[4]。國內(nèi)外的研究者對Ti及Ti-Mo在鐵素體中的析出行為、納米析出相的析出強(qiáng)化機(jī)制進(jìn)行了大量的研究工作[5-7]。對于高Ti含量(w≥0.1%)的貝氏體鋼，Ti的析出強(qiáng)化作用機(jī)制研究報(bào)道較為少見，基于此，本研究在Mn-Cr-Mo系低碳貝氏體鋼中通過添加Ti及Ti-V復(fù)合添加，在實(shí)驗(yàn)室進(jìn)行控軋控冷實(shí)驗(yàn)，以期在低碳貝氏體鋼中獲得納米級析出顆粒，研究Ti的析出行為對貝氏體鋼力學(xué)性能的影響，并分析納米級析出相的成分、析出規(guī)律及成因。對開發(fā)較高Ti 含量的低碳貝氏體鋼板提供理論依據(jù)和實(shí)驗(yàn)支持。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用鋼采用25kg真空感應(yīng)爐冶煉，實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見表1。鋼錠鍛成尺寸為80mm×80mm×80mm的方坯，在電阻式加熱爐內(nèi)加熱到1250℃，保溫2h，在實(shí)驗(yàn)室二輥軋機(jī)上經(jīng)6道次熱軋成18mm厚鋼板，終軋溫度控制在900℃。終軋后經(jīng)過層流冷卻設(shè)備，以30℃/s的冷速分別冷到450，520℃，并等溫2h，然后出爐空冷至室溫，具體工藝見圖1。

表1 實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

圖1 軋制工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of rolling processes

實(shí)驗(yàn)所需試樣在軋后的鋼板上切取，拉伸試樣沿軋制方向切取。拉伸試樣尺寸為φ10mm×140mm，標(biāo)距為50mm。切取金相試樣，經(jīng)機(jī)械研磨拋光，用4%硝酸酒精溶液侵蝕后進(jìn)行SEM觀察。采用高分辨透射電鏡TECNAI G2F20觀察析出物形貌、尺寸以及分布，利用能譜儀(EDS)對析出相進(jìn)行化學(xué)成分分析。

薄膜樣品用5%高氯酸無水乙醇電解液，在-20℃，30V下電解雙噴減薄至穿孔。萃取復(fù)型試樣的制備方法為：試樣打磨拋光后經(jīng)4%硝酸酒精溶液腐蝕，用HBA-1型噴涂儀在金相試樣上蒸發(fā)沉積一層較厚的C膜，將C膜劃成2mm×2mm的小方格，將劃過格的試樣放在盛有硝酸酒精的器皿中，使C膜連同凸出試樣表面的第二相粒子與基體分離，分離后的C膜放到盛有酒精的器皿中清洗。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

不同實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度以及伸長率隨保溫溫度的變化情況如圖2所示。在同一保溫溫度下，隨著Ti含量的增加，實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度大幅增加，但伸長率下降。在450℃和520℃保溫，2#實(shí)驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度比1#實(shí)驗(yàn)鋼分別增加了177，157MPa，抗拉強(qiáng)度則分別提高了136，103MPa。Ti-V復(fù)合添加的3#鋼與單獨(dú)添加Ti的2#鋼相比，強(qiáng)度增加趨勢比較緩慢，但總伸長率下降較大。同一種實(shí)驗(yàn)鋼，隨著保溫溫度升高材料的強(qiáng)度下降，伸長率提高。

圖2 實(shí)驗(yàn)鋼在不同保溫溫度下的力學(xué)性能 (a)450℃;(b)520℃Fig.2 Mechanical properties of experimental steels holding at different temperatures (a)450℃;(b)520℃

2.2 顯微組織SEM和TEM分析

圖3,4分別為不同實(shí)驗(yàn)鋼在450℃和520℃保溫的SEM照片。由圖3,4可知，實(shí)驗(yàn)鋼在450℃和520℃保溫，組織主要是粒狀貝氏體。在520℃保溫，粒狀貝氏體中的鐵素體呈等軸晶；在450℃保溫，鐵素體晶粒則呈長條狀。粒狀貝氏體中白亮色的為M/A組元，其在基體中彌散分布，隨保溫溫度的降低M/A組元的數(shù)量變化并不明顯，但尺寸及形狀出現(xiàn)了較大的變化。當(dāng)保溫溫度在520℃時(shí)，M/A組元尺寸較大，多呈塊狀或者尖角狀，而溫度降低到450℃后，M/A組元的尺寸變細(xì)，形狀由尖角狀逐漸演變?yōu)榍蛐晤w粒狀。由于粒狀貝氏體組織形成溫度較高(520℃)， 相變過程中擴(kuò)散比較充分，使得相變后的鐵素體晶粒尺寸較大且其中的碳含量接近于平衡含量，同時(shí)富碳的殘余奧氏體尺寸較大且碳及合金元素富集程度較高[8]。

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼在450℃下保溫的SEM照片(a)1#鋼；(a′)圖(a)放大圖；(b) 2#鋼；(b′)圖(b)放大圖；(c)3#鋼；(c′)圖(c)放大圖Fig.3 SEM images of tested steels holding at 450℃ (a)1# steel;(a′)magnification of fig.(a);(b)2# steel;(b′)magnification of fig.(b);(c)3# steel;(c′)magnification of fig.(c)

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼在520℃下保溫的SEM照片 (a)1#鋼；(b)2#鋼；(c)3#鋼Fig.4 SEM images of tested steels holding at 520℃ (a)1# steel;(b)2# steel;(c)3# steel

利用FE-SEM的內(nèi)置二次探針I(yè)nLens模式，可以清晰的觀察組織中析出相的分布情況。將圖3(a),(b),(c)中白色圓圈部位進(jìn)行更高倍數(shù)的放大，如圖3(a′),(b′),(c′)所示。在圖中可以清晰地看到分布在基體上的細(xì)小的析出顆粒，1#實(shí)驗(yàn)鋼中細(xì)小析出相數(shù)量較少，同時(shí)存在方形的析出相其尺寸在200nm左右，如圖3(a′)所示。在圖3 (b′),(c′)中可以觀察到大量彌撒分布的細(xì)小析出相，析出相多呈圓球或者橢球形，析出相尺寸在5～20nm之間。這說明Ti含量的增加不但使析出顆粒尺寸減小，同時(shí)也增加了析出相的體積分?jǐn)?shù)。

不同微合金含量實(shí)驗(yàn)鋼顯微組織TEM照片如圖5,6所示。從圖5，6可看出：實(shí)驗(yàn)鋼的內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)為具有小角晶界的貝氏體鐵素體板條，這些板條平行排列組成板條束，板條的邊界不太平直，板條內(nèi)存在大量高密度的位錯(cuò)，且位錯(cuò)密度不均勻。位錯(cuò)的形態(tài)分為兩類[9]：一類是相互纏結(jié)成團(tuán)的高密度位錯(cuò)區(qū)，在位錯(cuò)線上分布著很多細(xì)小的析出顆粒。由于析出相對位錯(cuò)具有“釘扎”作用，所以在隨后的保溫過程中位錯(cuò)的回復(fù)現(xiàn)象并不明顯；另一類是分布比較均勻，不相互纏結(jié)的位錯(cuò)區(qū)，這類位錯(cuò)上沒有析出物，故在很長時(shí)間保溫后會(huì)有一定程度的回復(fù)現(xiàn)象。在圖5中可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)保溫溫度相同時(shí)，2#，3#實(shí)驗(yàn)鋼中貝氏體板條寬度差別較小。對比圖5和圖6，隨著保溫溫度的增加，板條寬度變寬，板條內(nèi)部的位錯(cuò)密度減小，這是由于保溫溫度越高，位錯(cuò)的回復(fù)現(xiàn)象越明顯。與2#和3#鋼相比，1#鋼中貝氏體板條寬度明顯增加。保溫溫度為450℃時(shí)，2#，3#實(shí)驗(yàn)鋼貝氏體板條寬度在200～300nm之間，而1#鋼貝氏體板條寬度在250～400nm之間。保溫溫度為520℃時(shí)，1#鋼貝氏體板條寬度增大至300～500nm。因?yàn)?#，3#實(shí)驗(yàn)鋼中Ti及Ti-V含量較高，在奧氏體區(qū)軋制過程中，由于采用大壓下量，會(huì)有部分的細(xì)小Ti(C,N)或者(Ti,V)(C,N)因應(yīng)變誘導(dǎo)而析出[10]，這種析出相對奧氏體晶界有“釘扎”作用，阻止了奧氏體晶粒的長大。細(xì)化的奧氏體晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的貝氏體組織，在亞結(jié)構(gòu)上則表現(xiàn)為細(xì)小的貝氏體板條[11]。

圖5 實(shí)驗(yàn)鋼在450℃下保溫的TEM照片 (a)1#鋼;(b)2#鋼;(c)3#鋼Fig.5 TEM images of tested steels holding at 450℃ (a)1# steel;(b)2# steel;(c)3# steel

圖6 實(shí)驗(yàn)鋼在520℃下保溫的TEM照片 (a)1#鋼;(b)2#鋼;(c)3#鋼Fig.6 TEM images of tested steels holding at 520℃ (a)1# steel;(b)2# steel;(c) 3# steel

2.3 析出相分析

透射薄膜樣品可以清楚地觀察析出相在基體中析出位置，2#，3#實(shí)驗(yàn)鋼在450℃和520℃保溫時(shí)的TEM薄膜試樣照片，如圖7和圖8所示。由圖7，8可知，細(xì)小析出相呈碟片狀，在基體中彌散分布，沿位錯(cuò)線析出的細(xì)小顆粒較多，甚至出現(xiàn)了在一條位錯(cuò)線上成串析出的現(xiàn)象。對析出相的尺寸統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)，在450℃保溫，2#，3#實(shí)驗(yàn)鋼析出顆粒平均直徑分別為4.5，4.7nm；520保溫，2#，3#鋼的析出相平均直徑分別為5.3，5.6nm。可見，保溫溫度的升高使得析出相尺寸增大。對圖8(b)中的較大析出相進(jìn)行衍射斑標(biāo)定，結(jié)果顯示析出相與基體存在B-N關(guān)系。圖8(c)是3#實(shí)驗(yàn)鋼在520℃保溫時(shí)高分辨透射電鏡下的個(gè)位納米粒子與基體共格關(guān)系，圖中納米粒子的尺寸約為5nm，可以看出析出顆粒與基體呈共格或者至少半共格關(guān)系。

利用碳萃取復(fù)型試樣可以更清晰的觀察析出相的形貌、尺寸及形態(tài)。圖9(a)，(b)為1#實(shí)驗(yàn)鋼在520℃保溫，基體中存在的不同形態(tài)的析出相。圖9(a)中析出相呈長方形，尺寸約為300nm×200nm，經(jīng)能譜分析為TiN，這種析出相在場發(fā)射掃描電鏡下也能觀察到。在圖9(b)中存在兩種類型的析出相，一種為近似于圓形，但帶有尖角，能譜分析中檢測出含有S。S可以和鋼中的Ti形成TiS或者Ti4C2S2。在奧氏體中Ti4C2S2的相變驅(qū)動(dòng)力遠(yuǎn)大于TiS的相變驅(qū)動(dòng)力[12]。因此，奧氏體中形成Ti的S化物主要是Ti4C2S2，也可能存在少量的Ti4C2S2和TiS的復(fù)合析出；另外一種為長條形，能譜分析為Ti(C,N)，這兩種析出物成串析出。

圖7 在450℃下保溫的薄膜樣品TEM照片 (a)2#鋼；(b)3#鋼Fig.7 TEM images of thin films samples holding at 450℃ (a)2# steel;(b)3# steel

圖8 在520℃下保溫的薄膜樣品TEM照片 (a)2#鋼；(b)3#鋼；(c)3#鋼HR-TEMFig.8 TEM images of thin films samples holding at 520℃ (a)2# steel;(b)3# steel;(c)HR-TEM image of 3# steel

圖9 1#鋼在520℃保溫析出顆粒的TEM照片和EDS譜圖 (a)TiN的TEM形貌；(a-1)TiN的EDS;(b)不同析出相TEM形貌;(b-1)T4C2S2的EDS;(b-2)Ti(CN)的EDSFig.9 TEM images and EDS spectra showing precipitation particles holding at 520℃ of 1# steel (a)TEM morphology of TiN;(a-1)EDS spectrum of TiN;(b)TEM morphology of precipitate; (b-1)EDS spectrum of T4C2S2;(b-2)EDS spectrum of Ti(CN)

圖10(a)，(b)為2#和3#實(shí)驗(yàn)鋼在450℃保溫時(shí)的萃取復(fù)型照片。由圖10可以看出，兩種實(shí)驗(yàn)鋼基體中彌散分布大量細(xì)小析出相，析出相尺寸在2～20nm之間，對2#實(shí)驗(yàn)中不同尺寸的析出相進(jìn)行能譜分析(Cu元素是由于萃取時(shí)銅網(wǎng)造成)，發(fā)現(xiàn)尺寸小于10nm的為(Ti,Mo)C復(fù)合析出相；尺寸較大的(>15nm)析出相為TiC。同時(shí)對3#實(shí)驗(yàn)鋼中的10nm以下析出相進(jìn)行EDS分析，結(jié)果顯示析出相含有Ti，Mo，V三種元素，三種元素的原子比約為6∶2.4∶1。

圖10 實(shí)驗(yàn)鋼450℃下保溫析出顆粒的TEM照片及EDS譜圖(a)2#鋼;(a-1)TiC的EDS;(a-2)(Ti,Mo)C的EDS;(b)3#鋼;(b-1)(Ti,V,Mo)C的EDSFig.10 TEM images and EDS spectra showing precipitation particles holding at 450℃ (a)2# steel;(a-1)EDS spectrum of TiC;(a-2)EDS spectrum of (Ti,Mo)C;(b)3# steel;(b-1)EDS spectrum of (Ti,V,Mo)C

3 分析與討論

由圖3和圖4可知，三種實(shí)驗(yàn)鋼在450，520℃保溫，組織都為粒狀貝氏體體，在450℃保溫粒狀貝氏體中的鐵素體晶粒呈長條狀；在520℃保溫，鐵素體則呈等軸狀。在同一保溫溫度下，實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度隨Ti含量的增加而升高，伸長率下降。不同Ti含量實(shí)驗(yàn)鋼中析出相也有較大區(qū)別。Ti元素的活性較強(qiáng)，鈦與合金元素的親和力從大到小的順序是：O，N，S，C，即Ti的各類化合物穩(wěn)定性遞減的順序?yàn)門i2O3→TiN→Ti4C2S2→ Ti(CN)→TiC，而Ti2O3是在冶煉過程出現(xiàn)[13]。在奧氏體中析出的Ti含量多少直接影響著TiC在低溫區(qū)析出強(qiáng)化效果，當(dāng)Ti含量高于一定值，即超出Ti/N理想化學(xué)配比3.4，較多的鈦在奧氏體中以固溶的方式存在，而在軋后冷卻過程中或者低溫相變區(qū)鈦以細(xì)小的TiC形式析出，起到沉淀強(qiáng)化的作用。根據(jù)公式[10](1)，(2)計(jì)算三種實(shí)驗(yàn)鋼在1250℃加熱時(shí)，C，Ti，N在鋼中的固溶量，如表2所示。由表2可以看出，與高Ti含量的實(shí)驗(yàn)鋼相比，低Ti含量的1#實(shí)驗(yàn)鋼在1250℃時(shí)，仍固溶較多的N元素，而Ti元素的固溶量較少，故在隨后的軋制過程中1#鋼中的Ti主要在奧氏體以TiN或者Ti(C,N)形式析出，而在貝氏體區(qū)析出的量較少。

(1)

(2)

鈦量較高的2#和3#實(shí)驗(yàn)鋼，在軋制過程中也會(huì)有少量的Ti(C,N)粒子因形變誘導(dǎo)而析出，在奧氏體區(qū)析出的顆粒能阻止奧氏體的再結(jié)晶過程，細(xì)化奧氏體晶粒，從而得到更細(xì)小的貝氏體組織。當(dāng)在實(shí)驗(yàn)鋼中添加Mo元素后，由于Mo的碳化物在奧氏體中的固溶度較高，比鐵素體區(qū)大3個(gè)數(shù)量級[14]，所以Mo不在奧氏體區(qū)析出，而是在奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體或者貝氏體后，與Ti復(fù)合析出。由于保溫溫度較低，形核驅(qū)動(dòng)力隨著過冷度的增加而增大，形核臨界尺寸則減小，而低溫轉(zhuǎn)變相貝氏體中存在大量的位錯(cuò)，這又為析出相形核析出提供了有利位置，所以在450℃和520℃能夠析出尺寸細(xì)小的(Ti,Mo)C復(fù)合析出相，且析出相的尺寸在10nm以下，可以起到明顯的析出強(qiáng)化作用。

3#實(shí)驗(yàn)鋼中含有0.13%的V和0.18%的Ti，但強(qiáng)度比2#實(shí)驗(yàn)鋼并沒有太多的提高。首先，由于3#鋼中固溶的N含量較少，而TiN析出溫度要高于VN，在奧氏體高溫階段N首先和Ti結(jié)合形成TiN，消耗了大量的N元素，在軋制階段析出的VN較少，對奧氏體晶粒釘扎作用較小，所以2#和3#實(shí)驗(yàn)鋼的晶粒大小差別不大。由于碳化物的強(qiáng)度非常高[15,16]，根據(jù)Orowan強(qiáng)化機(jī)制，基體內(nèi)的位錯(cuò)不能夠切割這些硬度極高的析出物，必須繞過它們。析出相沉淀強(qiáng)化效果主要取決于析出相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)，在圖8中可以看出，在同一保溫溫度下2#和3#實(shí)驗(yàn)鋼中析出相尺寸相差不大。雖然3#鋼中添加的微合金元素多于2#鋼，但析出顆粒的體積分?jǐn)?shù)沒有明顯的增多，原因是：實(shí)驗(yàn)鋼中雖有較多的V元素，只有在鋼中添加較多的N元素的情況下才能充分發(fā)揮V的析出強(qiáng)化作用，這一點(diǎn)已經(jīng)被很多研究證實(shí)[17,18]。3#實(shí)驗(yàn)鋼中的N含量較低，所以V無法充分發(fā)揮其析出強(qiáng)化效果。在圖10中EDS分析也沒有發(fā)現(xiàn)只含有V元素的析出相顆粒，說明在3#鋼中的V析出可能是以TiC或者(Ti,Mo)C為形核點(diǎn)析出的，從而形成了Ti-V復(fù)合析出相，故V的析出對析出相的體積分?jǐn)?shù)影響較小，故3#實(shí)驗(yàn)鋼的強(qiáng)度比2#鋼僅提高了30～40MPa。

圖8(b)中析出物的位向與基體存在的相關(guān)性為:001M(C,N)//001α-Fe，[010]M(C,N)// [110]α-Fe，可見，析出相與基體呈B-N關(guān)系。如果析出相是在奧氏體區(qū)析出，則與基體呈K-S關(guān)系[19]，故可確定基體中細(xì)小的彌撒析出物的析出現(xiàn)象發(fā)生在奧氏體轉(zhuǎn)變成貝氏體后。通過高分辨透射電鏡觀察了3#鋼中復(fù)合析出相與基體的共格關(guān)系，發(fā)現(xiàn)這種尺寸在5nm左右析出相與基體仍然保持著共格或者半共格關(guān)系。根據(jù)文獻(xiàn)[10]，顆粒粗化速度隨界面能的增大而增大，由于碳化物與基體處于共格或者半共格關(guān)系時(shí)的界面能小于處于非共格關(guān)系時(shí)的界面能，則與基體處于共格狀態(tài)的碳化物長大速度要小于非共格條件下的粗化速度；另外，(Ti,Mo)C或(Ti,V,Mo)C復(fù)合析出物進(jìn)入粗化階段時(shí)，需要從基體中同時(shí)提供兩種以上的微合金元素進(jìn)入碳化物中以提供碳化物成長，但是，擴(kuò)散度的差異使得擴(kuò)散速度不同的原子需要較長時(shí)間的擴(kuò)散，才可以達(dá)到其平衡位置而使碳化物成長[20]。上述分析說明復(fù)合的碳化物有更好的熱穩(wěn)定性。

4 結(jié)論

(1)不同Ti含量的實(shí)驗(yàn)鋼在450℃和520℃保溫，組織主要是粒狀貝氏體。在450℃保溫，2#，3#實(shí)驗(yàn)鋼中貝氏體板條寬度差別較小，平均寬度約為200nm；在520℃保溫，2#，3#實(shí)驗(yàn)鋼中貝氏體板條平均寬度約為300nm。

(2)在450℃和520℃保溫，2#實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度比1#實(shí)驗(yàn)鋼分別提高了177,157MPa；3#實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度比1#實(shí)驗(yàn)鋼分別提高了220，192MPa。主要原因是高Ti含量實(shí)驗(yàn)鋼基體內(nèi)存在大量小于10nm的(Ti,Mo)C或(Ti,V,Mo)C析出相，具有較強(qiáng)的沉淀強(qiáng)化效果。

(3)實(shí)驗(yàn)鋼中不同尺寸的析出相中化學(xué)成分不同，低Ti含量的實(shí)驗(yàn)鋼中析出相尺寸較大，尺寸在50～100nm之間的為Ti4C2S2或者Ti(CN)；尺寸大于200nm的為TiN；高Ti含量實(shí)驗(yàn)鋼基體中存在大量細(xì)小彌散的析出相，尺寸小于10nm的為(Ti,Mo)C或(Ti,V,Mo)C復(fù)合析出相；尺寸大于15nm析出相為TiC。復(fù)合析出相的擴(kuò)散速率較慢，具有較強(qiáng)的熱穩(wěn)定性。

[1] 趙四新,姚連登. Ti和Nb-Ti微合金化高強(qiáng)鋼中Ti的析出行為[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2010,31(12):71-79.

ZHAO S X, YAO L D. Precipitation behavior of Ti in Ti and Nb-Ti microalloyed high strength steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2010,31(12):71-79.

[2] OUCHI C. Development of steel plates by intensive use of TMCP and direct quenching processes[J]. ISIJ International,2001, 41(6): 542-553.

[3] NOBUO S, SHINJI M，SHIGERU E. Recent development in microstructural control technologies through the thermal-mechanical control process (TMCP) with JFE steel’s high performance plates[J]. JFE Technical Report,2008,(11):1-6.

[4] 毛新平,孫新軍,康永林,等.薄板坯連鑄連軋Ti微合金化鋼的物理冶金學(xué)特征[J].金屬學(xué)報(bào),2006,42(10): 1091-1095.

MAO X P,SUN X J,KANG Y L,et al.Physical metallurgy for the titanium microalloyed strip produced by thin slab casting and rolling process[J]. Acta Metallurgical Sinica, 2006,42(10): 1091-1095.

[5] CHARLEUX M, POOLE W J. Precipitation behavior and its effect on strengthening of an HSLA-Nb/Ti steel[J]. Metall Mater Trans A, 2001,32(7) : 1635-1647.

[6] DESCHAMPS A, DANOIX F, GEUSER F D, et al. Low temperature precipitation kinetics of niobium nitride platelets in Fe[J]. Mater Lett, 2011,65 (14) :2265-2268.

[7] XIE Y, ZHENG T, CAIMNEY J M, et al. Strengthening from Nb-rich clusters in a Nb-microalloyed steel[J]. Scripta Mater, 2012, 66 (9):710-713.

[8] 李靜宇,韋弦,于愛民,等.終冷溫度對低碳貝氏體鋼組織和性能的影響[J].物理測試,2008,26(6):13-20.

LI J Y, WEI X,YU A M, et al. Effect of final cooling temperature on microstructure and property of low-carbon bainitic steel[J]. Physics Examination and Testing, 2008,26(6):13-20.

[9] 武會(huì)賓,尚成嘉,楊善武,等.超細(xì)化低碳貝氏體鋼的回火組織及力學(xué)性能[J].金屬學(xué)報(bào),2004,40(11):1143-1150.

WU H B, SHANG C J,YANG S W,et al.Tempering microstructures and mechanical properties of ultra-fine low carbon bainitic steel[J]. Acta Metallurgical Sinica, 2004,40(11): 1143-1150.

[10] 雍岐龍.鋼鐵材料中的第二相[M].北京：冶金工業(yè)出版社，2006.

YONG Q L. The Second Phase of Steel and Iron Material[M].Beijing: Metallurgical Industry Press,2006.

[11] CIZEK P, WYNNE B P, DAVIES C H, et al. Effect of composition and austenite deformation on the transformation characteristics of low carbon and ultra-low carbon microalloyed steels[J].Metallurgical and Materials Transactions A,2002,33(5):1331-1349.

[12] LIU W J, JONAS J, BOUCHARD D, et al. Gibbs energies of formation of TiS and Ti4C2S2in austenite[J].ISIJ International, 1990, 30 (11): 985-990.

[13] MAO X P, HUO X D, SUN X J,et al. Strengthening mechanisms of a new 700MPa hot rolled Ti-microalloyed steel produced by compact strip production[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2010,210(12):1660-1666.

[14] 吳靜,張恒華.鈮微合金鋼析出相的形成與長大規(guī)律[J].金屬熱處理,2011,36(4):4-7.

WU J,ZHANG H H. Formation and growth rules of participate in niobium micro-alloyed steel[J]. Heat Treatment of Metals, 2011,36(4):4-7.

[15] 余偉.針狀鐵素體管線鋼控軋控冷工藝及碳氮化物析出規(guī)律研究[D].北京：北京科技大學(xué)，2008.

YU W. Study on TMCP process and precipitation of carbonitride of acicular ferrite pipeline steel[D].Beijing: University of Science and Technology Beijing,2008.

[16] ARDO D. Micro-alloyed strip steels for the 21st century [J]. Materials Science Forum, 1998, 284(15): 15-26.

[17] 劉建. 釩氮微合金化對高強(qiáng)度熱軋鋼板組織與性能的影響[D].昆明:昆明理工大學(xué),2006.

LIU J. Study on the effect of V-N microalloyed on microstructure and properties of high strength hot rolled sheet[D].Kunming: Kunming University of Science and Technology,2006.

[18] LI Y, CROWTHER D N, MITCHELL P S, et al. The evolution of microstructure during thin slab direct rolling processing in vanadium microalloyed steels[J].ISIJ International,2002,42(6):636-644.

[19] HUNG W Y, CHING Y H, JER R Y. Characterization of interphase-precipitated nanometer-sized carbides in a Ti-Mo-bearing steel [J]. Scripta Materialia,2009,61(6): 616-619.

[20] 焦增寶,劉錦川. 新型納米強(qiáng)化超高強(qiáng)度鋼的研究與進(jìn)展[J].中國材料進(jìn)展,2011,30(12):6-11.

JIAO Z B, LIU J C. Research and development of advanced nano-precipitate strengthened ultra-high strength steels[J]. Materials China,2011,30(12):6-11.

Effect of Ti and Ti-V Microalloyed on Precipitation Behaviors, Microstructure and Properties of Low Carbon Bainitic Steel

LI Xiao-lin1,CAI Qing-wu2,ZHAO Yun-tang1,CUI Yang1

(1 Shougang Research Institute of Technology,Beijing 100043,China; 2 Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China)

The morphology, size, distribution and chemical composition of precipitates and the microstructure of the low carbon bainitic steel with different content of Ti were investigated by field emission scanning electronic microscopy (FE-SEM), high resolution transmission electron microscope(HR-TEM) and energy disperse spectroscopy (EDS). The results show that the test steels holding at 450℃ and 520℃ for 2h, the microstructure of three kinds of steels is granular bainite. Compared with the low titanium steel, the yield strength of the high titanium steel and titanium-vanadium steel increases by over 150MPa.There are two kinds of the nanometer-sized precipitate particles in high titanium steel:one of these is titanium carbide, which size is more than 15nm. The other is composite precipitate with the FCC(face-centered cubic)-(Ti,Mo)C structure, which size is smaller than 10nm. In the matrix of titanium-vanadium steel, there are a great amount of (Ti,V,Mo)C composite precipitates with the size smaller than 10nm.

granular bainite;nanometer-sized precipitate;dislocation line;(Ti,Mo)C;(Ti,V,Mo)C

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.06.009

TG142.1

A

1001-4381(2015)06-0052-08

2013-02-20;

2014-08-28

李曉林(1985-)，男，工程師，研究方向?yàn)闊彳埜邚?qiáng)鋼品種開發(fā)，聯(lián)系地址：北京市石景山區(qū)楊莊大街69號首鋼技術(shù)研究院 (100043)，E-mail：lixiaolinwork@163.com