Nb对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响

工程科学学报，第37卷，第7期：905912,2015年7月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.7:905-912,July 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.07.012:http://journals.ustb.edu.cn Nb对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 耿志达2》，武会宾2)，赵爱民12四，汪小培2》，张岩2)，程俊业2 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)现代交通金属材料与加工技术北京实验室，北京100083 ☒通信作者，E-mail:aimin.hao@ustb.cdu.cn 摘要通过光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、力学性能测试等手段分析了微量合金元素铌对低合金耐磨钢组织和性能的 影响.加入质量分数为0.034%的Nh后，耐磨钢的硬度提高HB9,-20℃夏比冲击功从29.4J提高到37.6J,耐磨性能提高 3.5%.硬度和韧性提高的主要原因是组织的细化和析出强化，含Nb钢在奥氏体化过程中析出纳米级的细小NbC第二相，并 且钉扎奥氏体晶界，抑制晶粒的长大，钉扎类型符合Zner模型，但不同于之前研究者所得的比例系数 关键词耐磨钢：铌：微合金化：晶粒细化；抗磨损性 分类号TG142.1 Effect of Nb on the microstructure and mechanical properties of medium-earbon low-alloy wear-resistant steel GENG Zhi-da),WU Hui-bin'),ZHAO Ai-min,WANG Xiaopei),ZHANG Yan2),CHENG Jun-ye) 1)Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Beijing Laboratory of Metallic Materials and Processing for Modemn Transportation,Beijing 100083.China Corresponding author,E-mail:aimin.zhao@ustb.edu.cn ABSTRACT The effect of Nb on the microstructure and mechanical properties of low-alloy wear-resistant steel was analyzed by opti- cal microscopy,scanning electron microscopy,transmission electron microscopy and mechanical property test.By adding0.034%Nb in low-alloy wear-resistant steel,the hardness increases by HB9,the Charpy impact energy soars to 37.6J from 29.4J at-20 C and the anti-wear performance improves by 3.5%.Microstructure refinement and precipitation strengthening are main reasons for the im- provement of hardness and impact toughness.Nano-sized particles of NbC in the Nb-bearing steel precipitate in the process of austeni- zation,pin the austenite grain boundaries and inhibit the growth of austenite grains.This pining type is in accordance with the Zener model,but different from precedent research. KEY WORDS wear-resistant steel;niobium;microalloying:grain refinement;abrasion resistance 在国际上，铌金属储量巨大，巴西阿拉克斯地区的 化均热过程中，NbC对奥氏体晶粒的钉扎作用回，轧制 烧绿石铌矿Nb,0,的品位高达2.5%~3.5%，储量4.5 过程中析出与再结晶的相互作用B-,NbC第二相粒 亿，占世界铌总储量的70%，仅巴西矿治公司 子析出的动力学和热力学，以及在相变过程中Nb对 (CBMM)一个铌矿就可供全世界使用400年，国际市 组织转变的影响6刀.关于析出第二相对奥氏体晶粒 场价格稳定m,同时随着微合金化技术的大力推广，在 的钉扎作用，雍岐龙通过Zener钉扎模型作了详细的 技术与经济方面的优势使得很多应用领域把铌作为合 分析： 金化设计时的首选.Nb在低碳钢中的作用机理以及 对组织性能的影响研究比较深入，主要集中在奥氏体 收稿日期：201404-10 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(2012AA03A508)

工程科学学报，第 37 卷，第 7 期: 905--912，2015 年 7 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 7: 905--912，July 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 07． 012; http: / /journals． ustb． edu． cn Nb 对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 耿志达1，2) ，武会宾1，2) ，赵爱民1，2) ，汪小培1，2) ，张 岩1，2) ，程俊业1，2) 1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 现代交通金属材料与加工技术北京实验室，北京 100083  通信作者，E-mail: aimin． zhao@ ustb． edu． cn 摘 要 通过光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、力学性能测试等手段分析了微量合金元素铌对低合金耐磨钢组织和性能的 影响． 加入质量分数为 0. 034% 的 Nb 后，耐磨钢的硬度提高 HB 9，－ 20 ℃夏比冲击功从 29. 4 J 提高到 37. 6 J，耐磨性能提高 3. 5% ． 硬度和韧性提高的主要原因是组织的细化和析出强化，含 Nb 钢在奥氏体化过程中析出纳米级的细小 NbC 第二相，并 且钉扎奥氏体晶界，抑制晶粒的长大，钉扎类型符合 Zener 模型，但不同于之前研究者所得的比例系数． 关键词 耐磨钢; 铌; 微合金化; 晶粒细化; 抗磨损性 分类号 TG142. 1 Effect of Nb on the microstructure and mechanical properties of medium-carbon low-alloy wear-resistant steel GENG Zhi-da1，2) ，WU Hui-bin1，2) ，ZHAO Ai-min1，2)  ，WANG Xiao-pei1，2) ，ZHANG Yan1，2) ，CHENG Jun-ye1，2) 1) Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Beijing Laboratory of Metallic Materials and Processing for Modern Transportation，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: aimin． zhao@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The effect of Nb on the microstructure and mechanical properties of low-alloy wear-resistant steel was analyzed by opti￾cal microscopy，scanning electron microscopy，transmission electron microscopy and mechanical property test． By adding 0. 034% Nb in low-alloy wear-resistant steel，the hardness increases by HB 9，the Charpy impact energy soars to 37. 6 J from 29. 4 J at － 20 ℃ and the anti-wear performance improves by 3. 5% ． Microstructure refinement and precipitation strengthening are main reasons for the im￾provement of hardness and impact toughness． Nano-sized particles of NbC in the Nb-bearing steel precipitate in the process of austeni￾zation，pin the austenite grain boundaries and inhibit the growth of austenite grains． This pining type is in accordance with the Zener model，but different from precedent research． KEY WOＲDS wear-resistant steel; niobium; microalloying; grain refinement; abrasion resistance 收稿日期: 2014--04--10 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( 2012AA03A508) 在国际上，铌金属储量巨大，巴西阿拉克斯地区的 烧绿石铌矿 Nb2O5的品位高达2. 5% ～ 3. 5% ，储量4. 5 亿 t，占 世 界 铌 总 储 量 的 70% ，仅巴西矿冶公司 ( CBMM) 一个铌矿就可供全世界使用 400 年，国际市 场价格稳定［1］，同时随着微合金化技术的大力推广，在 技术与经济方面的优势使得很多应用领域把铌作为合 金化设计时的首选． Nb 在低碳钢中的作用机理以及 对组织性能的影响研究比较深入，主要集中在奥氏体 化均热过程中，NbC 对奥氏体晶粒的钉扎作用［2］，轧制 过程中析出与再结晶的相互作用［3 － 5］，NbC 第二相粒 子析出的动力学和热力学，以及在相变过程中 Nb 对 组织转变的影响［6 － 7］． 关于析出第二相对奥氏体晶粒 的钉扎作用，雍岐龙通过 Zener 钉扎模型作了详细的 分析: Dlim = H d f ．

·906· 工程科学学报，第37卷，第7期 式中，H为比例系数，D为临界晶粒尺寸，d为第二相 250℃.2h 粒子尺寸，∫为析出相体积分数.晶粒正常长大时，比 例系数H为0.17：均匀钉扎或者弱钉扎解钉后晶粒长 粗轧 大时，相应的比例系数H为0.44：而非均匀钉扎或者 920℃.1h 精轧 控制 强钉扎解钉后发生反常晶粒长大时，相应的比例系数 冷却 H为0.67.在之前的报道中四，比例系数一般取H= 水 200℃.05h 0.17,即晶粒正常长大.通过晶粒的钉扎可以细化相 茶温 变前的奥氏体晶粒，从而提高强度和抗疲劳性能。由 于认识到Nb在管线钢和高强钢中的优良改性，人们 已经开始在中高碳钢中加入铌元素用来提高性能.目 前，b在中、高碳低合金钢中的研究并不多，作用机理 还未清晰，但是已经引起人们广泛的关注9.本次 图1实验钢的轧制和热处理工艺 实验主要研究微合金N对中碳低合金耐磨钢组织性 Fig.I Rolling and heat treatment process of the experimental steels 能的影响，拓展和探索Nb在钢中的研究范围，明确 在中碳钢性能中的作用机理，同时设计出新型超级耐 JBDW-300D冲击试验机上测量-20℃下的冲击韧 磨钢，在具有高硬度的同时，拥有良好的韧性和优良的 性.断口经丙酮清洗处理后，在扫描电镜下观察断裂 抗磨性能，从而提高使用耐磨钢部门的经济效益和工 形貌. 作效率。 透射电镜观察：试样1用真空喷碳制备复型碳膜， 在Tecnai F30场发射高分辨透射电子显微镜上观察第 1实验材料及方法 二相粒子的组成和形貌特征.试样2用砂纸打磨至40 1.1实验材料 μm,然后用双喷仪进行减薄穿孔，双喷液采用5%高 实验钢在真空感应熔炼炉ZG0.05-100-2.5D 氯酸HCI0,的乙醇溶液，双喷电压为75V,电流为30 中治炼，具体的化学成分见表1,1钢为不含Nb的耐 mA,实验温度为-20℃，在Tecnai F30场发射高分辨 磨钢，2*钢为含Nb的耐磨钢 透射电子显微镜下观察形貌. 1"和2*实验钢锻造成80mm×80mm×80mm的锻 磨损实验依据行业标准JB/T750694,d4mm× 坯.锻坯在1250℃均热2h后，采用两阶段控制轧制 l0mm的磨损试样经过丙酮清洗后，在磨损试验机 工艺，具体的轧制和热处理工艺见图1：粗轧阶段的开 ML-100上测量磨损性能，实验材料与1000目砂纸表 轧温度为1150℃，道次压下率20%，累计压下率为 面发生滑动摩擦磨损，加载力为15N,试样给进速度为 60%:精轧开轧温度为950℃，累计压下率为60%，终 1.5mmr,试样进行50r预磨损后，用丙酮试剂清 轧温度为850℃：终轧后板厚12mm,采用控制冷却工 洗.在万分之一的电子天平上称初始质量m:然后在 艺，水冷控温度到500℃后空冷.热处理工艺采用 磨损试样机上磨损200r,天平上称重，质量为m,绝对 传统的淬火+回火工艺，淬火温度为920℃，保温时间 磨损量m=m。-m。·每种钢测量三个试样的磨损量， 1h,水淬至室温，回火温度为200℃，保温时间30min. 求取平均值作为最终磨损量 表1实验钢的化学成分（质量分数） 2 实验结果 Table 1 Chemical composition of the experimental steels 实验钢C Si Mn Cr N Nb Ti B 2.1微观组织 1÷0.300.170.980.510.004-0.00670.0006 对1和2"钢的组织进行分析，分别见图2(a)和 20.320.211.010.480.00490.0340.0140.0008 (b).由图2可以看出，组织主要为回火的板条马氏体 以及少量的残余奥氏体.图2(b)中马氏体组织比2 1.2实验方法 (a)细小，说明添加了少量的Nb,细化了耐磨钢的组 在热处理后的钢板上取试样进行分析：金相试样 织.图2中红虚线表示原始奥氏体晶界.2钢的组织 在砂纸上经过磨制和抛光，用4%硝酸乙醇侵蚀，在 细小，原始奥氏体晶粒大约10um;1钢的组织粗大，在 ZEISS ULTRA55场发射扫描电镜下观察组织形貌.原 同样放大倍数情况下，视场未包含完整的原始奥氏体 始奥氏体侵蚀液为过饱和苦味酸+少量海鸥牌洗发 晶粒.原始奥氏体晶粒主要由马氏体块构成@，马氏 膏，抛光后的试样在78℃水浴中煮5min,清洗后，在 体块的边界见图中黄色虚线.可以看出，2钢比1钢 ZEISS AX10型光学显微镜观察原始奥氏体形貌.冲 中的马氏体块尺寸小.1"钢的马氏体块尺寸大约10 击试样尺寸为10mm×10mm×55mm,缺口为V形，在 μm,2钢的马氏体块尺寸仅有5μm大小.马氏体块细

工程科学学报，第 37 卷，第 7 期 式中，H 为比例系数，Dlim为临界晶粒尺寸，d 为第二相 粒子尺寸，f 为析出相体积分数． 晶粒正常长大时，比 例系数 H 为 0. 17; 均匀钉扎或者弱钉扎解钉后晶粒长 大时，相应的比例系数 H 为 0. 44; 而非均匀钉扎或者 强钉扎解钉后发生反常晶粒长大时，相应的比例系数 H 为 0. 67． 在之前的报道中［2］，比例系数一般取 H = 0. 17，即晶粒正常长大． 通过晶粒的钉扎可以细化相 变前的奥氏体晶粒，从而提高强度和抗疲劳性能． 由 于认识到 Nb 在管线钢和高强钢中的优良改性，人们 已经开始在中高碳钢中加入铌元素用来提高性能． 目 前，Nb 在中、高碳低合金钢中的研究并不多，作用机理 还未清晰，但是已经引起人们广泛的关注［8 － 9］． 本次 实验主要研究微合金 Nb 对中碳低合金耐磨钢组织性 能的影响，拓展和探索 Nb 在钢中的研究范围，明确 Nb 在中碳钢性能中的作用机理，同时设计出新型超级耐 磨钢，在具有高硬度的同时，拥有良好的韧性和优良的 抗磨性能，从而提高使用耐磨钢部门的经济效益和工 作效率． 1 实验材料及方法 1. 1 实验材料 实验钢在真空感应熔炼炉 ZGJL0. 05--100--2. 5D 中冶炼，具体的化学成分见表 1，1# 钢为不含 Nb 的耐 磨钢，2# 钢为含 Nb 的耐磨钢． 1# 和 2# 实验钢锻造成 80 mm × 80 mm × 80 mm 的锻 坯． 锻坯在 1250 ℃ 均热 2 h 后，采用两阶段控制轧制 工艺，具体的轧制和热处理工艺见图 1: 粗轧阶段的开 轧温度为 1150 ℃，道 次 压 下 率 20% ，累 计 压 下 率 为 60% ; 精轧开轧温度为 950 ℃，累计压下率为 60% ，终 轧温度为 850 ℃ ; 终轧后板厚 12 mm，采用控制冷却工 艺，水冷控制温度到 500 ℃ 后空冷． 热处理工艺采用 传统的淬火 + 回火工艺，淬火温度为 920 ℃，保温时间 1 h，水淬至室温，回火温度为 200 ℃，保温时间 30 min． 表 1 实验钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experimental steels % 实验钢 C Si Mn Cr N Nb Ti B 1# 0. 30 0. 17 0. 98 0. 51 0. 004 － 0. 0067 0. 0006 2# 0. 32 0. 21 1. 01 0. 48 0. 0049 0. 034 0. 014 0. 0008 1. 2 实验方法 在热处理后的钢板上取试样进行分析: 金相试样 在砂纸上经过磨制和抛光，用 4% 硝酸乙醇侵蚀，在 ZEISS ULTＲA 55 场发射扫描电镜下观察组织形貌． 原 始奥氏体侵蚀液为过饱和苦味酸 + 少量海鸥牌洗发 膏，抛光后的试样在 78 ℃ 水浴中煮 5 min，清洗后，在 ZEISS AX10 型光学显微镜观察原始奥氏体形貌． 冲 击试样尺寸为 10 mm × 10 mm × 55 mm，缺口为 V 形，在 图 1 实验钢的轧制和热处理工艺 Fig． 1 Ｒolling and heat treatment process of the experimental steels JBDW--300D 冲击试验机上测量 － 20 ℃ 下的 冲 击 韧 性． 断口经丙酮清洗处理后，在扫描电镜下观察断裂 形貌． 透射电镜观察: 试样 1 用真空喷碳制备复型碳膜， 在 Tecnai F30 场发射高分辨透射电子显微镜上观察第 二相粒子的组成和形貌特征． 试样 2 用砂纸打磨至 40 μm，然后用双喷仪进行减薄穿孔，双喷液采用 5% 高 氯酸 HClO4 的乙醇溶液，双喷电压为 75 V，电流为 30 mA，实验温度为 － 20 ℃，在 Tecnai F30 场发射高分辨 透射电子显微镜下观察形貌． 磨损实验依据行业标准 JB / T 7506—94，4 mm × 10 mm 的 磨 损 试 样 经 过 丙 酮 清 洗 后，在 磨 损 试 验 机 ML--100 上测量磨损性能，实验材料与 1000 目砂纸表 面发生滑动摩擦磨损，加载力为 15 N，试样给进速度为 1. 5 mm·r － 1，试样进行 50 r 预磨损后，用丙酮试剂清 洗． 在万分之一的电子天平上称初始质量 m0 ; 然后在 磨损试样机上磨损 200 r，天平上称重，质量为 mg，绝对 磨损量 m = m0 － mg ． 每种钢测量三个试样的磨损量， 求取平均值作为最终磨损量． 2 实验结果 2. 1 微观组织 对 1# 和 2# 钢的组织进行分析，分别见图 2 ( a) 和 ( b) ． 由图 2 可以看出，组织主要为回火的板条马氏体 以及少量的残余奥氏体． 图 2 ( b) 中马氏体组织比 2 ( a) 细小，说明添加了少量的 Nb，细化了耐磨钢的组 织． 图 2 中红虚线表示原始奥氏体晶界． 2# 钢的组织 细小，原始奥氏体晶粒大约 10 μm; 1# 钢的组织粗大，在 同样放大倍数情况下，视场未包含完整的原始奥氏体 晶粒． 原始奥氏体晶粒主要由马氏体块构成［10］，马氏 体块的边界见图中黄色虚线． 可以看出，2# 钢比 1# 钢 中的马氏体块尺寸小． 1# 钢的马氏体块尺寸大约 10 μm，2# 钢的马氏体块尺寸仅有 5 μm 大小． 马氏体块细 · 609 ·

耿志达等：凸对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 907· 分为不同晶体学取向的马氏体束，马氏体块之间和马 在，在马氏体板条上，析出了细小的日碳化物，尺寸在 氏体束之间均为大角度晶界，马氏体束由马氏体板条 50~200nm之间，1'钢的马氏体板条宽度大约250nm, 组成，马氏体板条间为小角度晶界四.图3(a)和() 2钢的马氏体板条宽度比1钢的细小.添加少量的 分别为实验钢马氏体组织的透射电镜照片.可以看 Nb,在细化原始奥氏体和马氏体块的同时，也细化了 出，组织均为低温回火的板条马氏体，有大量位错存 马氏体板条的宽度 2m910x :驰w : 图2实验钢的扫描电镜照片.(a)1钢：(b)2钢 Fig.2 SEM images of the experimental steels:(a)Steel 1:(b)Steel 2 m 图3马氏体组织的透射电镜照片.(a)1钢：(6)2钢 Fig.3 TEM images of lath martensite structure:(a)Steel 1;(b)Steel 2 图4(a)和(b)分别是1钢和2钢加热到920℃保比1钢晶粒细小.利用Image-Pro Plus软件测量奥氏 温1h后的原始奥氏体晶粒形貌.可以看出，1钢中在 体晶粒平均直径，1钢晶粒尺寸为61.1μm,2钢奥氏 大晶粒间存在小晶粒，2钢中晶粒尺寸分布均匀，2*钢 体晶粒尺寸为16.7μm,与1钢相比，2钢的奥氏体晶 (a) (b) L1004m L1004m 图4实验钢中原始奥氏体品粒的形貌.(a)1钢：(b)2钢 Fig.4 Morphology of original austenite grains in the experimental steels:(a)Steel 1*;(b)Steel 2

耿志达等: Nb 对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 分为不同晶体学取向的马氏体束，马氏体块之间和马 氏体束之间均为大角度晶界，马氏体束由马氏体板条 组成，马氏体板条间为小角度晶界［11］． 图 3( a) 和( b) 分别为实验钢马氏体组织的透射电镜照片． 可以看 出，组织均为低温回火的板条马氏体，有大量位错存 在，在马氏体板条上，析出了细小的 θ 碳化物，尺寸在 50 ～ 200 nm 之间，1# 钢的马氏体板条宽度大约 250 nm， 2# 钢的马氏体板条宽度比 1# 钢的细小． 添加少量的 Nb，在细化原始奥氏体和马氏体块的同时，也细化了 马氏体板条的宽度． 图 2 实验钢的扫描电镜照片． ( a) 1# 钢; ( b) 2# 钢 Fig． 2 SEM images of the experimental steels: ( a) Steel 1# ; ( b) Steel 2# 图 3 马氏体组织的透射电镜照片． ( a) 1# 钢; ( b) 2# 钢 Fig． 3 TEM images of lath martensite structure: ( a) Steel 1# ; ( b) Steel 2# 图 4 实验钢中原始奥氏体晶粒的形貌． ( a) 1# 钢; ( b) 2# 钢 Fig． 4 Morphology of original austenite grains in the experimental steels: ( a) Steel 1# ; ( b) Steel 2# 图 4( a) 和( b) 分别是 1# 钢和 2# 钢加热到 920 ℃保 温 1 h 后的原始奥氏体晶粒形貌． 可以看出，1# 钢中在 大晶粒间存在小晶粒，2# 钢中晶粒尺寸分布均匀，2# 钢 比 1# 钢晶粒细小． 利用 Image--Pro Plus 软件测量奥氏 体晶粒平均直径，1# 钢晶粒尺寸为 61. 1 μm，2# 钢奥氏 体晶粒尺寸为 16. 7 μm，与 1# 钢相比，2# 钢的奥氏体晶 · 709 ·

·908· 工程科学学报，第37卷，第7期 粒细化了近4倍 高，-20℃夏比冲击功从29.4J提高到37.6J,在相 2.2材料性能 同的磨损情况下1钢的绝对磨损量为0.0341g,2钢 1*和2钢的力学性能及磨损性能见表2.添加少 的绝对磨损量降低到0.0329g,抗磨损性提高了 量的Nb,硬度提高了HB9,冲击性能得到明显的提 3.5% 表2实验钢的力学性能和磨损性能 Table 2 Mechanical and wear properties of experimental steels 实验钢 硬度，HB 冲击功/(Jcm1) 磨损前质量，m%/g 磨损后质量，m,g 磨损量，m/g 1# 521.4 29.4 0.9443 0.9102 0.0341 2# 530.1 37.6 0.9661 0.9332 0.0329 韧性提高的主要原因是组织的细化.Wang等☒ 河流花样多而不连续，导致裂纹扩展时所吸收的能量 研究了17 CrNiMo6钢原始奥氏体晶粒的大小与U型 高，所以加入微量的Nb明显提高低合金耐磨钢的冲 缺口冲击韧性的关系，奥氏体晶粒从199μm细化到6 击韧性. um,韧性提高了近8倍.为了研究断裂机理，统计了 硬度提高的主要原因是晶界强化、位错强化和析 马氏体块的大小，并且比较了不同奥氏体晶粒尺寸下 出强化.Grange等系统研究了不同合金元素和不 马氏体块与脆性断裂面大小的关系，指出脆性断裂的 同碳含量对淬火和淬火+回火热处理钢的硬度影响， 最小单位为马氏体块，可见板条马氏体的韧性与马氏 在淬火+回火钢中，当回火温度低于204℃时，合金元 体块尺寸有关.一般将马氏体块作为低碳马氏体的有 素对硬度的影响几乎可以忽略，马氏体的硬度主要取 效晶粒尺寸，原始奥氏体晶粒D。>10m时，马氏体块 决于马氏体钢中含碳量.马氏体的晶体结构为过饱和 大小D=0.34D。+5.34,原始奥氏体晶粒细小，在随 碳的固溶体，200℃回火后，碳原子偏聚在位错附近 后的相变过程中，决定脆性断裂所需能量的马氏体块 或固溶在α体内引起晶格的畸变，强化了马氏体基 尺寸成比例的减小，2钢的组织细小，马氏体块细小， 体，使其具有高硬度和强度的特性.Prawoto等的研究 所以韧性提高 了不同的原始奥氏体晶粒尺寸对淬火后的马氏体形态 本实验中的断裂机制见图5.图5(a)和(b)分别 的影响.研究表明，随着奥氏体晶粒尺寸的减小，硬度 为1*和2钢的冲击断口形貌。1和2钢的断裂机制主 和位错密度增加.同时认为硬度的增加，主要是位错 要为准解理断裂和部分韧性断裂.韧性断裂主要是典 强化和晶界强化，表现为位错密度的提高和大角度晶 型的卵形韧窝，准解理断裂中存在细小河流花样的脆 界数量的增加.在奥氏体化过程中，析出大量NbC颗 性断裂和一部分塑性变形的撕裂棱，舌状花样断裂主 粒，硬质的第二相有助于基体硬度的提高.1和2*实 要存在于低温或者高冲击的断口中，准解理的裂纹源 验钢中，2钢的组织比1钢的组织细小，位错强化和晶 主要在马氏体的内部产生.从图5(a)所标出的封闭 界强化提高，同时析出大量的硬质第二相，所以2钢 圆形区域可以看出，晶粒内部形成空穴，萌生裂纹源， 的硬度高于1*钢 然后裂纹沿着一定的晶体学平面扩展网，河流花样呈 磨损性能标准主要参照硬度和韧性a,韧性和硬 现从中心向四周发散的现象.对比图5(a)和(b)发 度的提高有助于耐磨性能的提高.图6(a)和(b)分别 现，2钢中的断裂刻面要比1钢中的断裂刻面尺寸小， 为1和2实验钢经磨损实验后表面形貌照片.由图可 图5冲击断口形貌.(a)1*钢：(b)2钢 Fig.5 Morphology of impact fractures:(a)Steel 1;(b)Steel 2*

工程科学学报，第 37 卷，第 7 期 粒细化了近 4 倍． 2. 2 材料性能 1# 和 2# 钢的力学性能及磨损性能见表 2． 添加少 量的 Nb，硬度提高了 HB 9，冲击性能得到明显的提 高，－ 20 ℃ 夏比冲击功从 29. 4 J 提高到 37. 6 J，在相 同的磨损情况下 1# 钢的绝对磨损量为 0. 0341 g，2# 钢 的绝对磨损量降低到 0. 0329 g，抗 磨 损 性 提 高 了 3. 5% ． 表 2 实验钢的力学性能和磨损性能 Table 2 Mechanical and wear properties of experimental steels 实验钢 硬度，HB 冲击功/( J·cm － 1 ) 磨损前质量，m0 /g 磨损后质量，mg /g 磨损量，m/g 1# 521. 4 29. 4 0. 9443 0. 9102 0. 0341 2# 530. 1 37. 6 0. 9661 0. 9332 0. 0329 韧性提高的主要原因是组织的细化． Wang 等［12］ 研究了 17CrNiMo6 钢原始奥氏体晶粒的大小与 U 型 缺口冲击韧性的关系，奥氏体晶粒从 199 μm 细化到 6 μm，韧性提高了近 8 倍． 为了研究断裂机理，统计了 马氏体块的大小，并且比较了不同奥氏体晶粒尺寸下 马氏体块与脆性断裂面大小的关系，指出脆性断裂的 最小单位为马氏体块，可见板条马氏体的韧性与马氏 体块尺寸有关． 一般将马氏体块作为低碳马氏体的有 效晶粒尺寸，原始奥氏体晶粒 D0 ＞ 10 μm 时，马氏体块 大小 Dm = 0. 34D0 + 5. 34，原始奥氏体晶粒细小，在随 后的相变过程中，决定脆性断裂所需能量的马氏体块 尺寸成比例的减小，2# 钢的组织细小，马氏体块细小， 所以韧性提高． 图 5 冲击断口形貌． ( a) 1# 钢; ( b) 2# 钢 Fig． 5 Morphology of impact fractures: ( a) Steel 1# ; ( b) Steel 2# 本实验中的断裂机制见图 5． 图 5( a) 和( b) 分别 为 1# 和 2# 钢的冲击断口形貌． 1# 和 2# 钢的断裂机制主 要为准解理断裂和部分韧性断裂． 韧性断裂主要是典 型的卵形韧窝，准解理断裂中存在细小河流花样的脆 性断裂和一部分塑性变形的撕裂棱，舌状花样断裂主 要存在于低温或者高冲击的断口中，准解理的裂纹源 主要在马氏体的内部产生． 从图 5( a) 所标出的封闭 圆形区域可以看出，晶粒内部形成空穴，萌生裂纹源， 然后裂纹沿着一定的晶体学平面扩展［13］，河流花样呈 现从中心向四周发散的现象． 对比图 5 ( a) 和( b) 发 现，2# 钢中的断裂刻面要比 1# 钢中的断裂刻面尺寸小， 河流花样多而不连续，导致裂纹扩展时所吸收的能量 高，所以加入微量的 Nb 明显提高低合金耐磨钢的冲 击韧性． 硬度提高的主要原因是晶界强化、位错强化和析 出强化． Grange 等［14］系统研究了不同合金元素和不 同碳含量对淬火和淬火 + 回火热处理钢的硬度影响， 在淬火 + 回火钢中，当回火温度低于 204 ℃ 时，合金元 素对硬度的影响几乎可以忽略，马氏体的硬度主要取 决于马氏体钢中含碳量． 马氏体的晶体结构为过饱和 碳的 α 固溶体，200 ℃回火后，碳原子偏聚在位错附近 或固溶在 α 体内引起晶格的畸变，强化了马氏体基 体，使其具有高硬度和强度的特性． Prawoto 等［15］研究 了不同的原始奥氏体晶粒尺寸对淬火后的马氏体形态 的影响． 研究表明，随着奥氏体晶粒尺寸的减小，硬度 和位错密度增加． 同时认为硬度的增加，主要是位错 强化和晶界强化，表现为位错密度的提高和大角度晶 界数量的增加． 在奥氏体化过程中，析出大量 NbC 颗 粒，硬质的第二相有助于基体硬度的提高． 1# 和 2# 实 验钢中，2# 钢的组织比 1# 钢的组织细小，位错强化和晶 界强化提高，同时析出大量的硬质第二相，所以 2# 钢 的硬度高于 1# 钢． 磨损性能标准主要参照硬度和韧性［16］，韧性和硬 度的提高有助于耐磨性能的提高． 图 6( a) 和( b) 分别 为 1# 和 2# 实验钢经磨损实验后表面形貌照片． 由图可 · 809 ·

耿志达等：凸对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 *909* 知，1“和2*钢的磨损机制主要为显微切削，局部出现了 比2钢的宽，同时沟槽的深度较2钢深，所以其磨损 疲劳磨损，疲劳磨损出现在沟槽的边部，经过反复挤 量高于2钢.在同样的磨损条件下，添加微量的Nb, 压，达到材料疲劳极限，在基体上出现了碎片.从切削 磨损量从1*钢的34.1mg降低到2钢的32.9mg,抗磨 磨损图可以看出，1钢的磨损表面的切削沟槽的宽度 性能提高了3.5%. 10 Hm 1博特4 10 jm 1234 图6磨损形貌.(a)1*钢：(b)2*钢 Fig.6 Morphology of abrasion:(a)Steel 1:(b)Steel 2* 3分析和讨论 的第二相粒子尺寸较大，大小在30~200nm之间不 等.透射电镜观察中发现，大部分是圆形颗粒的NbC 2钢比1钢的硬度高的原因是奥氏体晶粒的细化 析出.通过Thermal--Calc软件进行热力学分析验证， 和第二相粒子的析出强化，而晶粒细化是韧性提高的 图8为不同温度下FCC相的存在状态及不同相的质 主要原因.透射电镜观察到2钢中第二相粒子形貌， 量分数.由图可知，第二相主要是富含Nb和C的NbC 见图7(a).在基体上分布着大量的圆形细小第二相 以及富含Ti和N的TiN,由于含Ti第二相颗粒大，Ti 粒子，大部分第二相粒子尺寸在6~12nm之间.在随 含量比较低，粒子数量比较少，在电镜下很难观察到. 机的照片中统计200~300个粒子，得到第二相粒子的 探究NbC的钉扎机理有利于对耐磨钢中组织细 平均大小为8.9nm,存在少量较大的椭圆形的颗粒. 化规律的把握.根据经验固溶计算公式和第二相粒子 通过能量色散X射线光谱仪分析，见图7(b)和(c), 的大小可以推算其对奥氏体晶粒的钉扎作用，2钢在 其中(a)和(b)分别为图7(a)中n,和n,粒子的能谱分 奥氏体化过程中，发生碳氮化铌的溶解与碳氮化铌析 析图，圆形颗粒2的析出物主要为NbC,偏方形较大 出的动态平衡， n,析出物富含Ti,为(Nb,Ti)(C,N)复合析出，富含Ti NbC,N=[Nb]+[C]+Y [N], (a) 600Hb 400 Cu 0 20 能量keV c 400 200 50 nm 0 FEeRCu 业必 10 20 能量keV 图7第二相粒子的形貌和能谱图.(a)第二相粒子透射电镜形貌：(b)n1粒子能谱图：(c),粒子能谱图 Fig.7 Morphology and EDS spectra of secondary phase particles:(a)TEM image of second-phase particles:(b)EDS image of the n particle:(e) EDS image of the n2 particle

耿志达等: Nb 对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 知，1# 和 2# 钢的磨损机制主要为显微切削，局部出现了 疲劳磨损，疲劳磨损出现在沟槽的边部，经过反复挤 压，达到材料疲劳极限，在基体上出现了碎片． 从切削 磨损图可以看出，1# 钢的磨损表面的切削沟槽的宽度 比 2# 钢的宽，同时沟槽的深度较 2# 钢深，所以其磨损 量高于 2# 钢． 在同样的磨损条件下，添加微量的 Nb， 磨损量从 1# 钢的 34. 1 mg 降低到 2# 钢的 32. 9 mg，抗磨 性能提高了 3. 5% ． 图 6 磨损形貌． ( a) 1# 钢; ( b) 2# 钢 Fig． 6 Morphology of abrasion: ( a) Steel 1# ; ( b) Steel 2# 图 7 第二相粒子的形貌和能谱图． ( a) 第二相粒子透射电镜形貌; ( b) n1粒子能谱图; ( c) n2粒子能谱图 Fig． 7 Morphology and EDS spectra of secondary phase particles: ( a) TEM image of second-phase particles; ( b) EDS image of the n1 particle; ( c) EDS image of the n2 particle 3 分析和讨论 2# 钢比 1# 钢的硬度高的原因是奥氏体晶粒的细化 和第二相粒子的析出强化，而晶粒细化是韧性提高的 主要原因． 透射电镜观察到 2# 钢中第二相粒子形貌， 见图 7( a) ． 在基体上分布着大量的圆形细小第二相 粒子，大部分第二相粒子尺寸在 6 ～ 12 nm 之间． 在随 机的照片中统计 200 ～ 300 个粒子，得到第二相粒子的 平均大小为 8. 9 nm，存在少量较大的椭圆形的颗粒． 通过能量色散 X 射线光谱仪分析，见图 7( b) 和( c) ， 其中( a) 和( b) 分别为图 7( a) 中 n1和 n2粒子的能谱分 析图，圆形颗粒 n2 的析出物主要为 NbC，偏方形较大 n1析出物富含 Ti，为( Nb，Ti) ( C，N) 复合析出，富含 Ti 的第二相粒子尺寸较大，大小在 30 ～ 200 nm 之间不 等． 透射电镜观察中发现，大部分是圆形颗粒的 NbC 析出． 通过 Thermal--Calc 软件进行热力学分析验证， 图 8 为不同温度下 FCC 相的存在状态及不同相的质 量分数． 由图可知，第二相主要是富含 Nb 和 C 的 NbC 以及富含 Ti 和 N 的 TiN，由于含 Ti 第二相颗粒大，Ti 含量比较低，粒子数量比较少，在电镜下很难观察到． 探究 NbC 的钉扎机理有利于对耐磨钢中组织细 化规律的把握． 根据经验固溶计算公式和第二相粒子 的大小可以推算其对奥氏体晶粒的钉扎作用，2# 钢在 奥氏体化过程中，发生碳氮化铌的溶解与碳氮化铌析 出的动态平衡， NbCXNY幑幐［Nb］+ X［C］+ Y［N］， · 909 ·

·910· 工程科学学报，第37卷，第7期 THERMO0-CAL.C2013.06.05:10.52 DATABASE:TCFEZ P-1.01325x10N=1.WC)=32x103,WSi=2x103,Mm)=1x102,WCr)-5x103 W/Ti)=1.4x104,Nh)=3.4x104.WN)-4.9x103 1.0r 0.9 4T273.15 W(FCC A1#1,M 08 6T 273.1EWFCC AIII 0.7 8T-2?315 MFCC A1#1T0 岁06 12:T273.15.N(FCC A1#2Mn) 0.5 13T-273.15,W(FCC A1#2N0 0.4 15:T-273.15,W(FCC_A182.Si) 17T-2万15 VIECC A13时 0.3 0.2 13 1313 21T27315 WIFCC A130 0.1 024 42a的品。 400 600800 1000 120014001600 温度 图8FCC相及其组成 Fig.8 FCC phases and their chemical composition 任何一温度下固溶和析出的平衡状态铌含量可以通过 弱钉扎解钉后晶粒长大时，Z值可达3，相应的比例系 经验固溶度积公式计算出来.曹建春、赵素、雍岐龙 数H为0.44：而非均匀钉扎或者强钉扎解钉后发生反 等0对第二相的热力学和动力学研究比较多，在忽 常晶粒长大时Z值可以高达9，相应的比例系数H为 略氮元素存在时，多用简单的溶解度公式计算，即 0.67.赵英利等研究了中碳钢中第二相粒子对奥氏 lg(0m0a）=2.96-7510/T, (1) 体晶粒的钉扎作用，运用热力学经验计算公式(1)、 (wh-0m）/(ec-ea）=7.74, (2) (2)和(3)，计算出了第二相颗粒的平均直径d和所占 f=(0-wa） A+Ac Pre 的体积分数了，当比例系数H取晶粒正常长大的数值 (3) AN 100PNHC 时，即0.17，实验结果与Zener模型吻合良好.Maaleki-- 式中，T是热力学温度，心和0口分别为固溶铌和碳 an等网通过激光超声波和金相两种方法测定了奥氏 的质量分数，P.和Pc分别为铁基体和单元第二相的 体晶粒的长大规律，第二相粒子对奥氏体晶粒的钉扎 密度，A和A分别为元素Nb]和[C]的相对原子质 作用同赵英利等的研究结果相近 量，∫为第二相粒子的体积分数.体积分数∫和固溶Nb 1.0 0.035 量随温度的变化趋势见图9.随着温度的升高，固溶 0.030 Nb含量升高，析出的体积分数∫下降，温度为900℃ 时，N基本以析出形式出现，当温度到达1250℃时， 0.025 大部分的NbC已经固溶在奥氏体中. 在均热过程中，第二相粒子的析出对奥氏体晶粒 0.015 有很强的钉扎作用，不同作者的研究方法和所建立的 0.010- 0.2 模型都有差异，最基本的原理是由基于Zener模型分 0.005 析考虑，即 8509009501000105011001150120012501300 Dun =H d (4) 7℃ 图9Nb的固溶和析出曲线 式中，H为比例系数，D为临界晶粒尺寸，d为第二相 Fig.9 Precipitation and dissolution profile of niobium 粒子尺寸.Gladman分析了解钉时的能量变化，得到均 匀分布的球形颗粒对晶界解钉的判据为 表3中列出了在920℃时第二相粒子所能钉扎的 0(3) 理论晶粒，并与实际的奥氏体晶粒大小进行对比.采 (5) 用Zener模型，Dm为理论推断的奥氏体晶粒大小，D 式中，Z为晶粒尺寸不均匀因子.晶粒正常长大时，Z 为实际的晶粒大小.可以看出当比例系数H=067 值约为1.7，此时比例系数H约为0.17：均匀钉扎或者 时，理论值和实际值十分接近，理论值中原始奥氏体晶

工程科学学报，第 37 卷，第 7 期 图 8 FCC 相及其组成 Fig． 8 FCC phases and their chemical composition 任何一温度下固溶和析出的平衡状态铌含量可以通过 经验固溶度积公式计算出来． 曹建春、赵素、雍岐龙 等［17 － 20］对第二相的热力学和动力学研究比较多，在忽 略氮元素存在时，多用简单的溶解度公式计算，即 lg( w［Nb］·w［C］) = 2. 96 － 7510 /T， ( 1) ( wNb － w［Nb］) /( wC － w［C］) = 7. 74， ( 2) f = ( wNb － w［C］) ANb + AC ANb ρFe 100ρNbC ． ( 3) 式中，T 是热力学温度，w［Nb］和 w［C］分别为固溶铌和碳 的质量分数，ρFe和 ρNbC分别为铁基体和单元第二相的 密度，ANb和 AC分别为元素［Nb］和［C］的相对原子质 量，f 为第二相粒子的体积分数． 体积分数 f 和固溶 Nb 量随温度的变化趋势见图 9． 随着温度的升高，固溶 Nb 含量升高，析出的体积分数 f 下降，温度为 900 ℃ 时，Nb 基本以析出形式出现，当温度到达 1250 ℃ 时， 大部分的 NbC 已经固溶在奥氏体中． 在均热过程中，第二相粒子的析出对奥氏体晶粒 有很强的钉扎作用，不同作者的研究方法和所建立的 模型都有差异，最基本的原理是由基于 Zener 模型分 析考虑，即 Dlim = H d f ． ( 4) 式中，H 为比例系数，Dlim为临界晶粒尺寸，d 为第二相 粒子尺寸． Gladman 分析了解钉时的能量变化，得到均 匀分布的球形颗粒对晶界解钉的判据为 Dlim = πd 6 ( f 3 2 － 2 ) Z ． ( 5) 式中，Z 为晶粒尺寸不均匀因子． 晶粒正常长大时，Z 值约为 1. 7，此时比例系数 H 约为 0. 17; 均匀钉扎或者 弱钉扎解钉后晶粒长大时，Z 值可达 3，相应的比例系 数 H 为 0. 44; 而非均匀钉扎或者强钉扎解钉后发生反 常晶粒长大时 Z 值可以高达 9，相应的比例系数 H 为 0. 67． 赵英利等［21］研究了中碳钢中第二相粒子对奥氏 体晶粒的钉扎作用，运用热力学经验计算公式( 1) 、 ( 2) 和( 3) ，计算出了第二相颗粒的平均直径 d 和所占 的体积分数 f，当比例系数 H 取晶粒正常长大的数值 时，即0. 17，实验结果与 Zener 模型吻合良好． Maaleki￾an 等［2］通过激光超声波和金相两种方法测定了奥氏 体晶粒的长大规律，第二相粒子对奥氏体晶粒的钉扎 作用同赵英利等的研究结果相近． 图 9 Nb 的固溶和析出曲线 Fig． 9 Precipitation and dissolution profile of niobium 表 3 中列出了在 920 ℃时第二相粒子所能钉扎的 理论晶粒，并与实际的奥氏体晶粒大小进行对比． 采 用 Zener 模型，Dlim为理论推断的奥氏体晶粒大小，Dt 为实际的晶粒大小． 可以看出当比例系数 H = 0. 67 时，理论值和实际值十分接近，理论值中原始奥氏体晶 · 019 ·

耿志达等：b对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 911 粒为16.1μm,实际所测量的晶粒大小为16.7m.根 carbon niobium microalloyed steel./S///nt,2001,41 (11):1373 据Zener理论，初始的钉扎属于非均匀钉扎或者强钉 [5] Ma LQ,Liu Z Y,Jiao S H,et al.Effect of niobium and titanium 扎解钉后发生反常晶粒长大，不同于赵英利和Maale- on dynamic recrystallization behavior of low carbon steels.I Iron kian等实验所得到的一开始就被稳定地钉扎且能够 Steel Res Int,2008,15(3)31 直保持钉扎状态的钉扎类型 Liu W J.A new theory and kinetic modeling of strain-induced pre- cipitation of Nb (CN)in microalloyed austenite.Metall Mater 表3 Zener模型与实际结果对比 Trans A,1995,26(7):1641 Table 3 Contrast between the Zener model and real results [] Suehiro M,Liu Z K,Agren J.Effect of niobium on massive trans- d/nm HD/μm D,/μm formation in ultra-ow carbon steels:a solute drag treatment.Acta 8.9 3.7×10-40.67 16.1 16.7 Mater,1996,44(10):4241 i8] Department of Structure Material Central Iron and Steel Research 4结论 Institute.Technology research and development of microalloying niobium of Iron and Steel Research Institute /The 30th Anniver- (1)0.034%Nb的添加，细化了耐磨钢的原始奥 sary of the development of Nb-steels Technology in China.Beijing, 氏体晶粒，原始奥氏体晶粒大小从61.1μm减小到 2009:103 16.7um,在随后的相变过程中马氏体块和马氏体板条 (钢铁研究总院结构材料研究所.钢铁研究总院铌微合金化 都有一定的细化，在马氏体板条上析出了细小的碳化 技术研发/中国含铌钢技术发展30周年国际研讨会论文 物，尺寸大小在50~200nm之间. 集.北京，2009：103) (2)0.034%Nb的添加，提高了耐磨钢的硬度和 9]Fang L,Liu C J,Jiang M F.Model study on behavior of niobium 冲击韧性，硬度提高HB9,-20℃夏比冲击功提高10 in high carbon rare earth steel.J Iron Steel Res Int,2007,14 J.冲击韧性的提高主要是由于马氏体块的细化，提高 (5):205 了断裂过程中裂纹扩展所需要的能量，硬度的提高主 [10]Morito S,Tanaka H,Konishic R,et al.The morphology and 要是由于晶界强化、位错强化和析出强化，在相同的磨 crystallography of lath martensite in Fe-C alloys.Acta Mater, 2003,51:1789 损条件下，添加微量b的耐磨钢抗磨性能提高了 [11]Morito S,Saito H,Ogawa T,et al.Effect of austenite grain size 3.5%.0.034%Nb的耐磨钢硬度为HB530,-20℃ on the morphology and crystallography of lath martensite in low 夏比冲击功37J,有良好的抗磨性能，是一种良好的耐 carbon steels.ISIJ Int,2005,45 (1):91 磨钢材料. [12]Wang C F,Wang M Q,Shi J,et al.Effect of microstructure re- (3)0.034%Nb的耐磨钢中析出大量的圆形第 finement on the strength and toughness of low alloy martensitic 二相NbC,粒子尺寸分布在6~12nm之间.利用经验 steel.J Mater Sci Technol,2007,23 (5):659 公式和Zener模型，可以很好地解释第二相粒子对奥 [13]Iron and Steel Research Institute of Ministry of Metallurgical In- 氏体晶粒的钉扎作用，属于非均匀钉扎或者强钉扎拖 dustry.Metallurgical Analysis of Alloy Steel Fracture.Beijing: 钉后晶粒发生反常长大，Zener模型中比例系数取 Science Press,1979:41 0.67,不同于先前研究者所观察到的晶粒正常长大的 (治金工业部钢铁研究院.合金钢断口分析金相图谱.北京： 钉扎类型，其比例系数H取0.17. 科学出版社，1979) [14]Grange R A,Hribal C R,Porter L F.Hardness of tempered martensite in carbon and low-alloy steels.Metall Trans A,1977, 参考文献 8:1775 Fu J Y.Development history of Nb-mieroalloying technology and [15]Prawoto Y,Jasmawati N,Sumeru K.Effect of prior austenite progress of Nb-microalloyed steels.Iron Steel,2005,40(8):1 grain size on the morphology and mechanical properties of mar- (付俊岩.Nh微合金化和含铌钢的发展及技术进步.钢铁， tensite in medium carbon steel.J Mater Sci Technol,2012,28 2005,40(8):1) (5):461 2]Maalekian M,Radis R,Militzer M,et al.In situ measurement [16]Fu H G.,Xiao Q,Fu H F.Heat treatment of multi-element low and modelling of austenite grain growth in a Ti/Nb microalloyed alloy wear-resistant steel.Mater Sci Eng,2005,396:206 steel.Acta Mater,2012,60(3):1015 [17]Zhao D W,Cao J C,Zhou X L,et al.Carbonitride precipitation B]Vervynck S,Verbeken K,Thibaux P,et al.Recrystallization-pre- in austenite of a deformed Nb-Mo microalloyed steel.Trans Ma- cipitation interaction during austenite hot deformation of a Nb mi- ter Heat Treat,2012,33(5)91 croalloyed steel.Mater Sci Eng A,2011,528(16):5519 (赵冬伟，曹建春，周晓龙，等.变形Nb-Mo钢中碳氮化物 [4]Abad R,Fernandez A I,Lopez B,et al.Interaction between re- 在奥氏体中的析出.材料热处理学报，2012,33(5)：91) crystallization and precipitation during multipass rolling in a low [18]Cao JC,Yong QL,Liu Q Y,et al.Precipitation of microal-

耿志达等: Nb 对中碳低合金耐磨钢组织和性能的影响 粒为 16. 1 μm，实际所测量的晶粒大小为 16. 7 μm． 根 据 Zener 理论，初始的钉扎属于非均匀钉扎或者强钉 扎解钉后发生反常晶粒长大，不同于赵英利和 Maale￾kian 等实验所得到的一开始就被稳定地钉扎且能够一 直保持钉扎状态的钉扎类型． 表 3 Zener 模型与实际结果对比 Table 3 Contrast between the Zener model and real results d / nm f H Dlim /μm Dt /μm 8. 9 3. 7 × 10 － 4 0. 67 16. 1 16. 7 4 结论 ( 1) 0. 034% Nb 的添加，细化了耐磨钢的原始奥 氏体晶粒，原始奥氏体晶粒大小从 61. 1 μm 减 小 到 16. 7 μm，在随后的相变过程中马氏体块和马氏体板条 都有一定的细化，在马氏体板条上析出了细小的碳化 物，尺寸大小在 50 ～ 200 nm 之间． ( 2) 0. 034% Nb 的添加，提高了耐磨钢的硬度和 冲击韧性，硬度提高 HB 9，－ 20 ℃ 夏比冲击功提高 10 J． 冲击韧性的提高主要是由于马氏体块的细化，提高 了断裂过程中裂纹扩展所需要的能量，硬度的提高主 要是由于晶界强化、位错强化和析出强化，在相同的磨 损条 件 下，添 加 微 量 Nb 的 耐 磨 钢 抗 磨 性 能 提 高 了 3. 5% ． 0. 034% Nb 的耐磨钢硬度为 HB 530，－ 20 ℃ 夏比冲击功 37 J，有良好的抗磨性能，是一种良好的耐 磨钢材料． ( 3) 0. 034% Nb 的耐磨钢中析出大量的圆形第 二相 NbC，粒子尺寸分布在 6 ～ 12 nm 之间． 利用经验 公式和 Zener 模型，可以很好地解释第二相粒子对奥 氏体晶粒的钉扎作用，属于非均匀钉扎或者强钉扎拖 钉后晶 粒 发 生 反 常 长 大，Zener 模型中比例系数取 0. 67，不同于先前研究者所观察到的晶粒正常长大的 钉扎类型，其比例系数 H 取 0. 17． 参 考 文 献 ［1］ Fu J Y． Development history of Nb-microalloying technology and progress of Nb-microalloyed steels． Iron Steel，2005，40( 8) : 1 ( 付俊岩． Nb 微合金化和含铌钢的发展及技术进步． 钢铁， 2005，40( 8) : 1) ［2］ Maalekian M，Ｒadis Ｒ，Militzer M，et al． In situ measurement and modelling of austenite grain growth in a Ti /Nb microalloyed steel． Acta Mater，2012，60( 3) : 1015 ［3］ Vervynck S，Verbeken K，Thibaux P，et al． Ｒecrystallization-pre￾cipitation interaction during austenite hot deformation of a Nb mi￾croalloyed steel． Mater Sci Eng A，2011，528( 16) : 5519 ［4］ Abad Ｒ，Fernandez A I，Lopez B，et al． Interaction between re￾crystallization and precipitation during multipass rolling in a low carbon niobium microalloyed steel． ISIJ Int，2001，41( 11) : 1373 ［5］ Ma L Q，Liu Z Y，Jiao S H，et al． Effect of niobium and titanium on dynamic recrystallization behavior of low carbon steels． J Iron Steel Ｒes Int，2008，15( 3) : 31 ［6］ Liu W J． A new theory and kinetic modeling of strain-induced pre￾cipitation of Nb ( CN) in microalloyed austenite． Metall Mater Trans A，1995，26( 7) : 1641 ［7］ Suehiro M，Liu Z K，gren J． Effect of niobium on massive trans￾formation in ultra-low carbon steels: a solute drag treatment． Acta Mater，1996，44 ( 10) : 4241 ［8］ Department of Structure Material Central Iron and Steel Ｒesearch Institute． Technology research and development of microalloying niobium of Iron and Steel Ｒesearch Institute / / The 30th Anniver￾sary of the development of Nb-steels Technology in China． Beijing， 2009: 103 ( 钢铁研究总院结构材料研究所． 钢铁研究总院铌微合金化 技术研发 / / 中国含铌钢技术发展 30 周年国际研讨会论文 集． 北京，2009: 103) ［9］ Fang L，Liu C J，Jiang M F． Model study on behavior of niobium in high carbon rare earth steel． J Iron Steel Ｒes Int，2007，14 ( 5) : 205 ［10］ Morito S，Tanaka H，Konishic Ｒ，et al． The morphology and crystallography of lath martensite in Fe--C alloys． Acta Mater， 2003，51: 1789 ［11］ Morito S，Saito H，Ogawa T，et al． Effect of austenite grain size on the morphology and crystallography of lath martensite in low carbon steels． ISIJ Int，2005，45( 1) : 91 ［12］ Wang C F，Wang M Q，Shi J，et al． Effect of microstructure re￾finement on the strength and toughness of low alloy martensitic steel． J Mater Sci Technol，2007，23( 5) : 659 ［13］ Iron and Steel Ｒesearch Institute of Ministry of Metallurgical In￾dustry． Metallurgical Analysis of Alloy Steel Fracture． Beijing: Science Press，1979: 41 ( 冶金工业部钢铁研究院． 合金钢断口分析金相图谱． 北京: 科学出版社，1979) ［14］ Grange Ｒ A，Hribal C Ｒ，Porter L F． Hardness of tempered martensite in carbon and low-alloy steels． Metall Trans A，1977， 8: 1775 ［15］ Prawoto Y，Jasmawati N，Sumeru K． Effect of prior austenite grain size on the morphology and mechanical properties of mar￾tensite in medium carbon steel． J Mater Sci Technol，2012，28 ( 5) : 461 ［16］ Fu H G，Xiao Q，Fu H F． Heat treatment of multi-element low alloy wear-resistant steel． Mater Sci Eng，2005，396: 206 ［17］ Zhao D W，Cao J C，Zhou X L，et al． Carbonitride precipitation in austenite of a deformed Nb--Mo microalloyed steel． Trans Ma￾ter Heat Treat，2012，33( 5) : 91 ( 赵冬伟，曹建春，周晓龙，等． 变形 Nb--Mo 钢中碳氮化物 在奥氏体中的析出． 材料热处理学报，2012，33( 5) : 91) ［18］ Cao J C，Yong Q L，Liu Q Y，et al． Precipitation of microal- · 119 ·

·912· 工程科学学报，第37卷，第7期 loyed carbonitride and its strengthening mechanism in low carbon 热力学计算.宝钢技术，2012(2)：19) steels containing Nb and Mo.Trans Mater Heat Treat,2006,27 0]Yong QL Secondary Phase in Steel.Beijing:Metallurgical In- (5):51 dustry Press,2006 (曹建春，雍岐龙，刘清友，等.含铌钼钢中微合金碳氮化物 (雍岐龙.钢铁材料中第二相。北京：治金工业出版社， 沉淀析出及其强化机制.材料热处理学报，2006,27(5)： 2006) 51) 1]Zhao Y L,Shi J,Cao W Q,et al.Effect of heating temperature [19]Zhao S,Zhang L,Xu GD,et al.Thermodynamie calculations of on austenite grain growth of a medium-carbon Nb steel.Trans the second-phase precipitation in Nb-Ti microalloyed steel. Mater Heat Treat,2010,31(4):67 Baosteel Technol,2012(2):19 (赵英利，时捷，曹文全，等.加热温度对含Nb中碳钢奥氏 (赵素，张立，徐国栋，等.Nb一T微合金钢中第二相析出的 体品粒长大的影响.材料热处理学报，2010,31(4)：67)

工程科学学报，第 37 卷，第 7 期 loyed carbonitride and its strengthening mechanism in low carbon steels containing Nb and Mo． Trans Mater Heat Treat，2006，27 ( 5) : 51 ( 曹建春，雍岐龙，刘清友，等． 含铌钼钢中微合金碳氮化物 沉淀析出及其强化机制． 材料热处理学报，2006，27 ( 5) : 51) ［19］ Zhao S，Zhang L，Xu G D，et al． Thermodynamic calculations of the second-phase precipitation in Nb-- Ti microalloyed steel． Baosteel Technol，2012( 2) : 19 ( 赵素，张立，徐国栋，等． Nb--Ti 微合金钢中第二相析出的 热力学计算． 宝钢技术，2012( 2) : 19) ［20］ Yong Q L． Secondary Phase in Steel． Beijing: Metallurgical In￾dustry Press，2006 ( 雍岐龙． 钢 铁 材 料 中 第 二 相． 北 京: 冶 金 工 业 出 版 社， 2006) ［21］ Zhao Y L，Shi J，Cao W Q，et al． Effect of heating temperature on austenite grain growth of a medium-carbon Nb steel． Trans Mater Heat Treat，2010，31( 4) : 67 ( 赵英利，时捷，曹文全，等． 加热温度对含 Nb 中碳钢奥氏 体晶粒长大的影响． 材料热处理学报，2010，31( 4) : 67) · 219 ·