D0I:10.13374/i.iss1001-053x.2013.04.011 第35卷第4期 北。京科技大学学报 Vol.35 No.4 2013年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2013 Ti-Mo微合金钢中Mo对Ti(C,N)在奥氏体中析 出量的影响 胡彬浩，蔡庆伍四，武会宾 北京科技大学冶金工程研究院，北京100083 区通信作者，E-mail:caiqwe@nercar.ustb,edl.cm 摘要根据热力学相关理论，计算了铁基中T和M0的相互作用系数.结合相关固溶量理论计算方法，对含不同量 Mo和Ti的Ti-Mo微合金钢中Ti(C,N)在800℃到1300℃的奥氏体温度区固溶析出量进行了理论计算.分析计算结 果发现：Mo可降低T1在铁基中的活度，抑制Ti的析出，但影响较小，影响程度随着温度的升高而减小：Ti含量相同 时，影响程度随Mo含量的增大而增大：Mo含量相同时，影响程度随T1含量的增大出现先增大后减小的现象.最后， 与相关实验数据进行对比分析认为：Ti/C原子数比约为0.5时徽合金钢力学性能最好，此时Mo含量对Ti(C.N)析出 量的影响最大 关键词微合金钢：奥氏体：碳氮化物：析出：铝：钛 分类号TG142.33 Effect of Mo on the amount of Ti(C,N)precipitated from austenite in Ti-Mo micro-alloy steel HU Bin-hao,CAI Qing-uu区，WU Hwi--bin Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:caiqw@nercar.ustb.edu.cn ABSTRACT Activity interaction coefficients between elements Ti and Mo in iron-based systems were estimated on the basis of the thermodynamical theory.The solubility of Ti,C and N in austenite of Ti-Mo micro-alloy steel from 800 to 1300 C was theoretically calculated at different Ti and Mo contents.Mo can decrease the activity of Ti in iron-based systems and restrain the precipitation of Ti,but its influence is little.The influence degree decreases with the rise of temperature.When the Ti content is constant,the influence degree heightens with the increase of Mo content in the steel.But when the Mo content is constant,the influence strengthens firstly and then weakens with the increase of Ti content in the steel.Finally,the calculated results were compared with experimental data.It is indicated that when the atomic ratio of Ti/C is about 0.5,the mechanical properties of the steel are the best and the Mo content has the greatest impact on the precipitation of Ti(C,N). KEY WORDS micro-alloy steel;austenite;carbonitrides;precipitation;molybdenum:titanium 近年来析出强化技术得到了广泛的关注，根据 得了铁素体基的Ti-Mo微合金钢，正是由于基体内 析出强化的Orowan机制，析出强化效果与颗粒 有大量个位纳米尺度的析出相，具有较强的析出强 体积分数的0.5次方成正比，与颗粒尺寸成反比，其 化效果，使钢有着较高的强度和良好的塑性.在奥 中颗粒尺寸的影响远大于其体积分数的影响.因此 氏体析出的颗粒由于尺寸较大，析出强化效果不明 有效控制析出颗粒的尺寸，增大小尺寸颗粒的析出 显，而在铁素体析出的颗粒尺寸细小，可以起到明 量对提高析出强化效果有重要意义.段修刚等2！制 显的析出强化作用③.因此，提高Ti在奥氏体区的 收稿日期：2011-12-10 基金项目：“十-一五”国家科技支撑计划资助项目(20O6BE03A0)
第 卷 第 期 年 月 北 京 科 技 大 学 学 报 一 微合金钢中 对 在奥氏体中析 出量的影响 胡彬浩蔡庆伍 困武会宾 北京科技大学冶金工程研究院北京 区 通信作者 一 沮 摘 要 根据热力学相关理论计算了铁基中 和 。的相互作用系数 结合相关 固溶量理论计算方法 对含不同量 。和 的 一 。微合金钢中 在 ℃到 ℃的奥氏体温度区固溶析出量进行了理论计算 分析计算结 果发现 。可降低 在铁基中的活度 抑制 的析 出但影响较小影响程度随着温度的升高而减小 含量相 同 时影响程度随 含量的增大而增大 含量相 同时影响程度随 含量的增大出现先增大后减小的现象 最后 与相关实验数据进行对比分析认为 原子数比约为 时微合金钢力学性能最好此时 含量对 析出 量 的影 响最大 关键词 微合金钢 奥氏体 碳氮化物 析 出 钥 钦 分 类 号 一 万“ 刀 一。。以 。一二。困 ‘执 一石 困 〔 君 ￡ 一 一 一 一 从 近年来析 出强化技术得到了广泛 的关注 根据 析 出强化 的 机制 析 出强化效果与颗粒 体积分数的 次方成正 比与颗粒尺寸成反比其 中颗粒尺寸 的影响远大于其体积分数 的影响 因此 有效控制析 出颗粒 的尺寸 增大小尺寸颗粒 的析 出 量对提高析 出强化效果有重要意义 段修刚等侧 制 得 了铁素体基 的 一 微合金钢 正是 由于基体 内 有大量个位纳米尺度 的析 出相 具有较强的析 出强 化效果 使钢有着较高 的强度和 良好 的塑性 在奥 氏体析 出的颗粒 由于尺寸较大 析出强化效果不明 显 而在铁素体析 出的颗粒尺寸细小可 以起到明 显 的析 出强化作用冈 因此 提高 在奥 氏体区的 收稿 日期 一 一 基金项 目 “十一五 ” 国家科技支撑计划资助项 目 DOI :10．13374／j．issn1001－053x．2013．04．011
482 北京科技大学学报 第35卷 固溶量，使更多的T在铁素体析出，增大细小尺寸 式(2)(4)中，k代表式(1)中的Fe;i和j根据式 颗粒的体积分数，从而提高析出强化效果. (1)中的不同位置分别代表Ti和Mo、Ti和Fe、Mo Mo作为强碳化物的形成元素，具有强烈的析 和Fe. 出强化作用.在全铁素体的T-M0微合金钢中②， 根据应用于二元合金形成焓的Miedema模 起强化作用的个位纳米级析出相为Ti和Mo的复 型o,可以得到 合碳化物，而在大尺寸的颗粒中没有发现M0.苑 少强等4通过研究含Mo微合金钢的析出行为用实 h(ap(n 验证实了Mo不在奥氏体中析出，只在铁素体中析 (△n31+(n3)方 出.Lee等I)和Akben等6认为固溶在奥氏体中的 (5) Mo降低了C和N的活度，从而提高了Nb(C,N)在 其中：V是室温摩尔体积，nws是电子密度，p是 奥氏体的固溶度积，推迟了Nb(C,N)的析出，使得 电负性，通过文献10查得计算所采用数据如表1 Nb(C,N)析出温度降低.Sharma等)给出的低碳 所示：其他量为经验常数，其中r/p均为1.0：鉴于 钢中Mo对C、N在奥氏体中的固溶行为的Wagner Ti、Mo和Fe都为过渡族金属，q/p均为9.4，p为 相互作用系数8)为：e=3.86-17870/T,e0= 14.3,4为0.04：a为相因子，固态a取1.0. -33.1+2888/T.由公式可以看出，在奥氏体温度区 表1计算采用的参数 (800~1300℃)，e和eo均为负值，说明奥氏体 Table 1 Parameters used in the calculation 中的Mo降低了C和N的活度：但固溶在奥氏体 元素 V1/3 n 中的Mo对Ti活度的影响还未被考虑 Ti 4.8 1.47 3.65 Mo 本文参考曹建春)对铌钼复合析出的研究，运 4.4 1.77 4.65 Fe 3.7 1.77 4.93 用Wang等9得到的铁液中元素之间活度相互作用 系数的计算模型对在铁基中Ti、Mo的活度相互作 Tanaka等1对式(3)和(4)中的U,和L 用系数进行了估算，并与TiC和TN的固溶度积 进行了说明，L假设为最邻近原子距离的一半，可 结合，以此来研究Mo对Ti(C,N)在奥氏体中的析 由其摩尔体积Vure计算得到 出量的影响 1理论计算 Li= No (6) 1.1Ti与Mo的活度相互作用系数估算 其中，No为阿伏加德罗常数.U是纯液体中一个原 Ti和Mo的活度相互作用系数e为： 子的势能深度，假设原子协调振动，其表达式为 'a△HTiMo 2NTiMo Ui= 2π2LA1u e=RT (7) OxTi bFe-1 R No 其中，M:为相对原子质量，为原子协调振动频率 -MTiMoT- a8△HTiFe 2NTiFe OxTi bFe→1 R 吃的计算公式可由修订的Lindemann方程得到： +MTiFeT- /O△HMoFe 11/2 OTMo bFe-1 =2.8×10123 Tmi (M·(Pue)2项 (8) 1+ 2NMoFe MMoFeT R (1) 式中，Tm,是纯i的熔点，3：为纯i在熔点从固态 其中，R是气体常数，T是热力学温度，△H是混 转变为液态的颜率的频度系数.根据Iida等12的 合焙，bre是Fe的摩尔分数 文献，这里3：设为0.5. 将Ti、Mo和Fe的物理性质带入上式，联立式 OAHij ui(pi-pj (2) (1)到式(8)，计算得到Ti-Mo的活度相互作用系数 /6k-+1 为 e=-0.1169+73.291/T 3 (9) [L-L2+2-+02 2 LiLji 20U (3) 1.2T(C,N)在奥氏体中固溶量的计算 Ui+Ujs 首先假设含Ti傲合金钢中得到的TiC和TiN UUis (4) 均不存在C、N原子缺位，这样碳氮化钛的化学式
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 固溶量 使更多的 在铁素体析出增大细小尺寸 颗粒的体积分数 从而提高析 出强化效果 作为强碳化物的形成元素具有强烈的析 出强化作用 在全铁素体 的 一 微合金钢 中 起强化作用 的个位纳米级析出相为 和 的复 合碳化物 而在大尺寸 的颗粒 中没有发现 苑 少强等 通过研究含 微合金钢的析出行为用实 验证实了 不在奥 氏体 中析 出只在铁素体中析 出 等 和 等 认为固溶在奥 氏体 中的 。降低了 和 的活度从而提高了 在 奥氏体的固溶度积推迟了 的析出使得 析出温度降低 等 给出的低碳 钢中 对 、 在奥 氏体 中的固溶行为的 触 相互作用系数同为 留。一 一 黔“一 一 由公式可以看出在奥氏体温度区 一 梦。和 哥。均为负值说明奥氏体 中的 降低 了 和 的活度 但固溶在奥 氏体 中的 对 活度 的影响还未被考虑 本文参考曹建春阁对妮铝复合析出的研究运 用 等 得到的铁液中元素之间活度相互作用 系数的计算模型对在铁基中 、 的活度相互作 用系数进行 了估算 并与 和 的固溶度积 结合 以此来研究 对 在奥氏体中的析 出量的影响 式 、 中 代表式 中的 乞和 根据式 中的不同位置分别代表 和 。、 和 、 。 和 根据应用于二元合金形成焙 的 模 型 可 以得到 九 可 可 △。公△厂‘公△一籍△了价‘一 其 中 是室温摩尔体积 、是 电子密度 功是 电负性通过文献 【 查得计算所采用数据如表 所示 其他量为经验常数其 中 均为 。 鉴于 、 。和 都为过渡族金属叮 均为 为 赵为 为相因子 固态 取 住 表 计算采用 的参数 川 元素 “ 冲 。 凸阮产 … 性︸浦 几 硫 等 “ 对式 和 中的 和 进行 了说 明 假设为最邻近原子距离 的一半 可 由其摩尔体积 从犷盯 计算得到 一 、 理论计算 与 的活度相互作用系数估算 和 。的活度相互作用系数 黔 为 翌翌竺、‘ 其 中 为阿伏加德罗常数 是纯液体中一个原 子的势能深度 假设原子协调振动 其表达式为 一卸旦会严。加黔 一场 一旦芸产。 ·粤 场 一镖黯 。 认 一 兰监了 二哎 其中 为相对原子质量 巧为原子协调振动频率 。的计算公式可 由修订的 方程得到 凸 ︸、‘了 ·坪 ·场斗 夕‘一· ‘ 。 ‘’反 界 从 ·耳 二 其中 是气体常数 是热力学温度△从 是混 合焙 是 的摩尔分数 赞 。、一命 孚困 从一到喂忌厂 一三瓮釜拼 二一 队坛 矶 队姚 式 中 是纯 乞的熔 点凤 为纯 乞在熔点从 固态 转变为液态 的频率的频度系数 根据 等 的 文献 这里 凤 设为 将 、 和 的物理性质带入上式 联立式 到式 计算得到 一 的活度相互作用系数 为 黔 一 一 在奥氏体 中固溶量的计算 首先假设含 微合金钢 中得到 的 和 均不存在 、 原子缺位 这样碳氮化钦的化学式
第4期 胡彬浩等：Ti-Mo微合金钢中Mo对Ti(C,N)在奥氏体中析出量的影响 483· 可以写为TiC,N1-r·二元相TiC和TiN在奥氏体 0.007%的一系列Ti-M0微合金钢.首先计算了这一 中的固溶度积公式13！为 系列的钢中T、C和N元素全部溶解的最低温度 都高于1800℃.因此本文在考虑热轧工艺的均热 g{T1]·C}、=2.75-7000/T, (10) 温度的前提下，计算了在800~1300℃温度范围内 g{T1],N},=0.32-8000/T. (11) 的合金中平衡固溶量[T]、[C、N]以及复合系数x. 上式适用于只含有Ti的微合金钢的情况.当考虑 2 计算结果及分析 Mo的影响时，TiC、TiN在奥氏体中的固溶度积公 2.1 不同T含量系列钢中相关元素的固溶量变 式变为4 化规律 lg{Ti·Cj},≈2.75-7000/T- 图1为不同Ti含量下温度对0.2%Mo-0.045%C 0.007%N微合金钢中Ti和C固溶量的影响.从图 MFe (e+eHo)·Mo]· 230.3MMo (12) 中可以看出：基体中Ti和C固溶量均随着温度的 升高而增加：在同一温度下，随基体中原始T含 lg{T1]·N]},兰0.32-8000/T- 量的增加，T固溶量增大，C固溶量减小.将T1固 Mpe 溶量曲线和C固溶量曲线对比来看，当初始T质 (co+eo)·Mo·230.3Mo (13) 量分数为0.045%时，C的固溶量在8001300℃的 其中，1：为相关元素的相对原子质量，e心=3.86- 温度范围内都大于Ti的固溶量；当初始Ti质量分 17870/T,e0=-33.1+2888/T,e4Mo=-0.1169+ 数为02%时，C的固溶量在这个温度范围内都小于 73.291/T,Ti、[C、[N和Mo分别表示溶解在基 Ti的固溶量；而当初始Ti质量分数为0.09%时，C 体中Ti、C、N和Mo的质量分数，也称作某一元素 的固溶量的变化曲线在这个温度范围内与T的变 的固溶量. 化曲线产生了交点，以1050℃为界，大于这个温度 在计算Ti(C,N)在奥氏体固溶量时需要依靠两 时C的固溶量小于T的固溶量，小于这个温度时 个边界条件13：一方面，处于固溶态的Ti、C和N C的固溶量大于T的固溶量， 元素的量必须符合式(10)~式(13)的固溶度积公 不同Ti含量下温度对0.2%Mo-0.045%C 式：另一方面，处于析出态的TiCN1-x相中各元 0.007%N微合金钢中N固溶量及复合系数x的影 素的含量必须保持理想的化学配比，从而得到如下 响分别如图2(a)和(b)所示.从图2(a)中可以看 关系式： 出，随着温度的提高，N固溶量逐渐增加，但在整 gT回=4- B T (14) 个实验温度范围内，三种T含量下微合金钢中N 5四四=a B2 的固溶量非常少（固溶量均在0.0004%以下），说明 (15) 1-x 大部分N在1300℃以上析出，而在1000℃以下N WTi -[Ti] 47.9 固溶量甚至低于0.00002%.在实际轧制过程中， wc-[C12.011z (16) 般均热温度在1200~1300℃左右，在此温度下大部 wTi-[Ti] 47.9 分相关元素将充分固溶.部分未固溶的N与Ti形 N-N14.0067(1-) (17) 成大颗粒的TiN形式存在于组织中，而在1000℃ 式中，A和B为二元相固溶度积公式中相应的常 左右变形时，由于应力诱导析出作用，基体中剩余 数，T]、C和N表示溶解在基体中相关元素的 的N与C复合析出Ti(C,N),因此在这个系列钢中 质量分数，0T、C和U表示在微合金钢中相关 N几乎不会在铁素体中析出.重要的是，由于TN 元素总的质量分数.在确定的初始成分下，联立以 的尺寸大且消耗固溶Ti,不利于Ti(C)或Ti(C,N) 上四式可求得在确定温度T时Ti、C和N元素在 粒子析出强化作用.为了减少这方面的影响，需要 基体中的平衡固溶量T、C、N]以及复合系数x. 减小在热轧之前析出大颗粒TN的量，因此在成 联立式(14)和式(15)还可以求得Ti、C和N元素 分设计时要尽量减少N含量.当初始N含量确定 全部溶解的最低温度TAS· 时，就要通过改变其他元素的配比关系来降低热轧 本文设计了Ti质量分数分别为0.045%、0.09%和前大颗粒TiN的生成量.如图2(a)所示，在本系 0.2%,M0质量分数分别为0%、0.2%、0.4%和0.6%， 列钢中，Ti质量分数为0.045%和0.09%的钢在热轧 而C质量分数统一为0.045%，N质量分数统一为 中N固溶量比Ti质量分数为0.2%的钢要多，从图
第 期 胡彬浩等 一 微合金钢中 对 在奥氏体中析出量的影响 可 以写为 一二二元相 和 在奥 氏体 中的固溶度积公式 为 【卜 【 了、 、 卜 。 的一系列 一 。微合金钢 首先计算 了这一 系列的钢 中 、 和 元素全部溶解 的最低温度 都高于 ℃ 因此本文在考虑热轧工艺的均热 温度的前提下 计算 了在 、 ℃温度范围内 的合金中平衡固溶量 【 、 、【 以及复合系数 上式适用于只含有 的微合金钢 的情况 当考虑 的影响时 、 在奥 氏体中的固溶度积公 式变为 ‘ · 望 · 一 梦 攀 · 几坑 呱 。。’ · 望 · 一 。留〔’ 黔 · · 八 凡 八 入。‘ 其中从 为相关元素的相对原子质量。梦。 。哥 一 。黔 一 、【卜 【 和 分别表示溶解在基 体中 、 、 和 的质量分数 也称作某一元素 的固溶量 在计算 在奥氏体固溶量时需要依靠两 个边界条件冲 一方面 处于固溶态的 、 和 元素的量必须符合式 、式 的固溶度积公 式 另一方面 处于析出态 的 二 一二相 中各元 素的含量必须保持理想的化学配 比 从而得到如下 关系式 计算结果及分析 不同 含量系列钢 中相关元素的固溶量变 化规律 图 为不同 含量下温度对 一 微合金钢 中 和 固溶量的影响 从 图 中可 以看 出 基体 中 和 固溶量均随着温度 的 升高而增加 在 同一温度下 随基体 中原始 含 量 的增加 固溶量增大 固溶量减小 将 固 溶量 曲线和 固溶量 曲线对 比来看 当初始 质 量分数为 时 的固溶量在 ℃的 温度范 围内都大于 的固溶量 当初始 质量分 数为 时 的固溶量在这个温度范围内都小于 的固溶量 而当初始 质量分数为 时 的固溶量的变化 曲线在这个温度范围内与 的变 化 曲线产生 了交点以 ℃为界大于这个温度 时 的固溶量小于 的固溶量 小于这个温度 时 的固溶量大于 的固溶量 不 同 含 量 下 温 度 对 一 微合金钢 中 固溶量及复合系数 二的影 响分别如图 和 所示从图 中可 以看 出随着温度 的提高 固溶量逐渐增加 但在整 个实验温度范围内三种 含量下微合金钢 中 的固溶量非常少 固溶量均在 以下 说 明 大部分 在 ℃以上析出而在 ℃以下 固溶量甚至低于 在实际轧制过程 中一 般均热温度在 ℃左右 在此温度下大部 分相关元素将充分固溶 部分未固溶 的 与 形 成大颗粒 的 形式存在于组织中而在 ℃ 左右变形时由于应力诱导析 出作用 基体中剩余 的 与 复合析出 因此在这个系列钢 中 几乎不会在铁素体中析 出 重要 的是由于 的尺寸大且消耗 固溶 不利于 或 粒子析 出强化作用 为 了减 少这方面 的影 响 需要 减小在热轧之前析 出大颗粒 的量 因此在成 分设计时要尽量减少 含量 当初始 含量确定 时就要通过改变其他元素的配 比关系来 降低热轧 前大颗粒 的生成量 如 图 所示 在本系 列钢 中 质量分数为 和 的钢在热轧 中 固溶量 比 质量分数 为 的钢要 多 从 图 －【 · ‘了、﹃一口氏一渗、沙夕 ‘ · 」 、 一 」 一 、 、一 【 。一 一示 一于’ 一 了’ 一二 式 中 和 为二元相 固溶度积 公式中相应 的常 数 、 和 表示溶解在基体中相关元素的 质量分数 、允 和 、 表示在微合金钢 中相关 元素总的质量分数 在确定的初始成分下 联立 以 上 四式可求得在确定温度 时 、 和 元素在 基体中的平衡固溶量 【 、 、 以及复合系数 欲 联立式 和式 还可 以求得 、 和 元素 全部溶解 的最低温度 几 本文设计 了 质量分数分别为 、 和 质量分数分别为 、 、 和 而 质量分数统一为 质量分数统一为
.484 北京科技大学学报 第35卷 2(b)可以看出，随温度的提高，复合系数x逐渐降 出，TC在相对较低的温度后析出.在全固溶温度 低.这主要是由于TiC的固溶度积比TN的固溶度 附近，x值接近于0.另外，从图中还可以看出同一 积大几个数量级，说明TC的热稳定性比TN的 温度下，随着初始含Ti量的增加x值增大. 热稳定性低，因此造成TN在相对较高的温度先析 0.08 0.08 Ti 0.07 0.07 0.06 0.06 0.05 80.05 0.04 0.04 0.03 0.03 0.02 0.02 0.01 0.01 0.00 800 900 10001100 1200 0.0 1300 800 900 10001100 12001300 温度/C 温度/℃ (a) (b) 0.08 0.07 0.06 0.05 者 0.03 0.02 0.01 0.0g0 900 10001100 1200 1300 温度/℃ (c) 图1不同Ti含量下温度对微合金钢中Ti和C固溶量的影响.(a)0.045%:(b)0.09%:(C)0.2% Fig.1 Effect of temperature on the solubility of Ti and C in the steels with different titanium contents:(a)0.045%;(b)0.09%; (c)0.2% 0.0005 ·-0.045%Ti 1.0 量-0.045%Ti ·-0.09%Ti 0.9 -0.09%Ti 0.0004 +-0.2%Ti 0.8 +-0.2%Ti 0.7 0.0003 0.6 0.5 0.4 0.3 0.0001 0.2 0.1 0.0000 上★★ 800 900 0.0 10001100.12001300 800 900 10001100 1200 1300 温度/℃ 温度/℃ (a) (b) 图2不同Ti含量下温度对微合金钢中N固溶量(a)和复合系数x(b)的影响 Fig.2 Effect of temperature on the N solubility (a)and compositional coefficient r(b)of the steels with different Ti contents
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 可以看出随温度的提高复合系数 逐渐降 低 这主要是 由于 的固溶度积 比 的固溶度 积大几个数量级 说明 的热稳定性 比 的 热稳定性低 因此造成 在相对较高的温度先析 出 在相对较低的温度后析出 在全固溶温度 附近 值接近于 另外从图中还可 以看出同一 温度下随着初始含 量的增加 值增大 刀 【 一一‘四 口 【」 次 一 翌 厄 刀‘ 一 边时啊岁 一 刀 刀 吧 温度 “ 广一一 月 一 一 山 ‘ 温度 ” 一产︺了钊一户 一产二一了广日曰︵ 一产尸口了 刀 刀 边咽暄次 刀 。·蝙 一 温度 “ 图 不同 含量下温度对微合金钢中 和 固溶量的影响 刀 人下龟奋卜 任白勺洲吁︶︸︵︺‘“ 玛燕巾睽 刀 」卜一 刀 叫 ‘ 一 叫卜 刊卜一 喊避名叫圈次 图 温度 ℃ 不同 含量下温度对微合金钢 中 固溶量 温度 ℃ 和复合系数 的影响 丁’
第4期 胡彬浩等：Ti-Mo微合金钢中Mo对Ti(C,N)在奥氏体中析出量的影响 ,485. 2.2不同Mo含量对Ti在奥氏体中固溶量的影响出，Mo只影响H的数值，对H随温度的变化趋势 为了研究Mo含量对Ti在奥氏体中平衡固溶 没有影响.但是，Ti含量影响了这一趋势，当Ti质 量变化程度的影响，将影响程度进行量化，这里定 量分数为0.045%时，H随着温度的升高先下降后略 义影响程度H为 微上升：当T的质量分数为0.09%时，H随温度的 H=TMo-Te×10%. 升高单调下降，不过下降的趋势减缓（或者说曲线 (18) Tilo 斜率趋于0)，有后期上升的可能：当Ti质量分数 其中，[Tio为计算得到的含Mo钢中Ti在奥氏体 为0.2%时，H随温度的升高单调下降，曲线斜率没 中的平衡固溶量，[Tio为不含Mo钢中Ti在奥氏 有减小趋势.考虑到实际轧制温度在1000℃左右， 体中的平衡固溶量.T]Mo和To来自具有相同初 并且低温区H相对高温区大.因此，主要考虑低温 始Tⅰ含量的钢中.对前面计算得到的数据进行处 区影响程度H的变化规律.在低温区，Mo含量对 理得到不同Mo含量下温度对影响程度H的影响， Ti固溶量的影响程度H随着Ti含量的增加出现 见图3和图4所示. 了先增大后减小的趋势 图3为不同Mo含量下0.2%Ti-0.045%C 3.0 0.007%N微合金钢的影响程度H随温度的变化规 -0.2%M0 2.5 ◆-0.4%Mo 律，0.045%Ti和0.09%Ti系列微合金钢情况相同. +-0.6%Io 2.0 从图中可以看出：温度越高，影响程度H越小：Mo 含量越多，影响程度H越大.当温度为800℃时， 1.5f 钢中Mo的质量分数为0.6%时可以使奥氏体中Ti 1.0f 的平衡固溶量增加2.5%，而在1300℃时只能使Ti 0.5 的平衡固溶量增加0.25%左右.可见，虽然Mo可以 降低Ti的活度，抑制Ti在奥氏体的析出，但影响 00 900 1000110012001300 程度有限. 温度/℃ 图4为不同Ti含量下两种微合金钢0.2%Mo 图3不同M0含量下温度对微合金钢的影响程度H的影响 0.045%C-0.007%N和0.4%Mo-0.045%C-0.007%N Fig.3 Effect of temperature on the influence degree H for the 中，影响程度H随温度的变化规律.从图中可以看 steels with different Mo contents 3.0 3.0 ■-0.045%Ti -0.045%Ti -0.09%Ti -0.09%Ti 2.5 一0.2%Ti 2.5 +-0.2%Ti 2.0 °2.0 15 1.0 1.0 0.5 0.5 ◆ 900 10001100 12001300 0.00 900 10001100 12001300 温度/℃ 温度/℃ (a) (b) 图4不同Ti含量下温度对两种微合金钢的影响程度H的影响.(a)0.2%Mo-0.045%C-0.007%N;(b)0.4%Mo-0.045%C-0.007%N Fig.4 Effect of temperature on influence extent H for two kinds of steels with different Ti contents:(a)0.2%Mo-0.045%C. 0.007%N;(b)0.4%Mo-0.045%C-0.007%N steels 另外，影响程度H也可以看成Mo阻止Ti在 不多，但是在低温区，图3中Mo阻止Ti在奥氏体 奥氏体中析出的能力.图3中的Ti/Mo原子数比为 中析出的能力随着Ti/Mo原子数比的增加单调变 0.67、1和2，图4中的Ti/Mo原子数比为0.45、0.9、2 化，图4中则随着T/Mo原子数比的增加先增加 和0.225、0.45、1.图3和图4的Ti/Mo原子数比差 后降低.这说明影响Mo对Ti在奥氏体中固溶量
第 期 胡彬浩等 一 微合金钢中 对 在奥氏体中析出量的影响 不同 含量对 在奥氏体 中固溶量的影响 为了研 究 含量对 在奥氏体 中平衡 固溶 量变化程度 的影响将影响程度进行量化 这里定 义影响程度 为 。一 。 。 其中 、为计算得到的含 。钢中 在奥氏体 中的平衡固溶量 。为不含 。钢中 在奥氏 体中的平衡固溶量 』。和 。来 自具有相同初 始 含量 的钢 中 对前面计算得到的数据进行处 理得到不 同 。含量下温度对影响程度 的影响 见图 和 图 所示 图 为不 同 含量下 一 微合金钢 的影响程度 随温度 的变化规 律 和 系列微合金钢情况相同 从图中可 以看 出 温度越高影响程度 越小 含量越 多 影 响程度 越大 当温度 为 ℃时 钢 中 。的质量分数为 时可 以使奥 氏体中 的平衡 固溶量增加 而在 ℃时只能使 的平衡固溶量增加 左右 可见 虽然 可 以 降低 的活度 抑制 在奥 氏体的析 出但影响 程度有限 图 为不 同 含量下两种微合金钢 一 和 一 一 中影响程度 随温度的变化规律 从图中可 以看 出 只影响 的数值 对 随温度的变化趋势 没有影响 但是 含量影响了这一趋势 当 质 量分数为 时 随着温度的升高先下降后略 微上升 当 的质量分数为 时 随温度的 升高单调下降不过下降的趋势减缓 或者说曲线 斜率趋于 有后期上升的可能 当 质量分数 为 时 随温度的升高单调下降曲线斜率没 有减小趋势 考虑到实际轧制温度在 ℃左右 并且低温 区 相对高温 区大 因此 主要考虑低温 区影响程度 的变化规律 在低温区 含量对 固溶量 的影响程度 随着 含量 的增加出现 了先增大后减小的趋势 一 一日一 。 ‘一。 ‘︸﹄ 趣督漩彩瞬 。昌凉一碳凉一丽丽一节舔一茄厂 温度 ℃ 图 不同 。含量下温度对微合金钢的影响程度 的影响 】 一 吕卜 】一刊卜 刀 八 权 曰卜 ” 、油 。 卜 吸 、 一盛尸 ︸ 恻督彩漩岁 门汀︸ 侧督罐泄岁 谕。 。健舔一几蔽一不赢厂下而厂一赫 厂 书 。 温度 ℃ 图 。县凉一端丁一谕不下而厂不茹 温度 ℃ 不 同 含量下温度对两种微合金钢 的影响程度 的影响 一 一 氏 一。刀 刀 一 另外 影响程度 也可 以看成 阻止 在 奥 氏体中析出的能力 图 中的 原子数 比为 、 和 图 中的 原子数 比为 、 、 和 、 、 图 和图 的 原子数 比差 不多但是在低温区图 中 阻止 在奥氏体 中析出的能力随着 。原子数 比的增加单调变 化 图 中则随着 。原子数 比的增加先增加 后 降低 这说 明影 响 对 在 奥 氏体 中固溶量
486 北京科技大学学报 第35卷 的影响程度H的因素不是Ti/Mo原子数比.从图 下降.结合图4可知，在本文中Ti/C原子数比约 3可以看出，随着Mo/C原子数比变化，影响程度 为0.5时，Mo对Ti在奥氏体中固溶量的影响程度 H的数值单调增大，而影响程度H随温度变化的 H最大. 趋势没有变化：从图4可以看出，随着T/C原子 再由图1可知，当Ti/C原子数比为0.25时，C 数比变化，影响程度H的数值先增大后降低并且 的固溶量大于Tⅰ的固溶量，说明C的固溶量有富 随温度变化的趋势也发生了变化.由此可见，T/C 余，TiC析出不充分，析出强化作用有限.当Ti/C 原子数比是影响Mo对Ti在奥氏体中固溶量的影 原子数比为1.1时，C的固溶量小于Ti的固溶量， 响程度H的根本因素.因此，在成分设计的时候， 这时T的固溶量有大量富余，没有足够的C与之 选择影响程度H的数值最大时Ti/C的原子数比， 结合析出，析出强化作用也不充分.当T/C原子 可增加Mo阻止Ti在奥氏体中析出的能力 数比为0.5时，C的固溶量和Ti的固溶量变化曲线 图4中Ti/C原子数比分别为0.25、0.5和1.11. 出现了交点，因此在此原子数比时，TC的析出最 为了进一步确认影响程度H的数值最大时T/C的 充分，析出强化作用最大 原子数比，运用式(18)计算了T/C原子数比分别 为0.5、0.7、0.9和1.1四种系列钢中温度对影响程 3实验验证 度H的影响，如图5所示.从图5中可以看出，在 3.1实验方案 低温区，影响程度H随T/C原子数比的增大单调 本实验选用七种成分不同的实验用钢，通过对 比其在室温下的力学性能，间接研究了不同化学成 一Ti/C原子数比0.5 ·一Ti/C原子数比0.7 2.5 -Ti/C原子数比0.9 分配比对实验钢析出强化的影响，验证前文计算 Ti/C原子数比1.1 和分析的合理性.七种实验钢化学成分及T/C、 2.0 Ti/Mo原子数比如表2所示.实验用钢由50kg真 空感应冶炼炉制备，随后将其锻造成边长为80mm 1.0 的方坯.在加热炉内加热至1250℃并保温1h,使 其中的微合金元素充分固溶于奥氏体中，之后经过 0.5 两阶段共7道次热轧制成15mm厚的钢板，终轧 900 1000 1100 1200 1300 温度为920℃.轧后层流冷却至620℃，保温1h后 温度/℃ 随炉冷却至室温，从制得的实验钢上切取试样，通 图5不同T/C原子数比下温度对微合金钢的影响程度H的 过ZEISS Image Alm金相显微镜(OM)观察这些试 影响 样的金相组织，并通过室温拉伸试验，测量各成分 Fig.5 Effect of temperature on the influence extent H for the 钢的室温力学性能，拉伸试样沿轧向方向切取，标 steels with different atomic ratios of Ti/C 据为50mm. 表2实验用钢的化学成分（质量分数）及成分中Ti/C,Ti/Mo原子数比 Table 2 Chemical composition of the experimental steels and atomic ratios of Ti/C and Ti/Mo 钢号 C/% Mn/% Si/ P/% S/% Ti/% Mo/% Ti/C Ti/Mo 1 0.043 1.46 0.27 0.005 0.0037 0.041 0.31 0.239 0.265 2 0.044 1.47 0.20 0.005 0.0038 0.047 0.62 0.268 0.152 3 0.062 1.65 0.29 0.005 0.0042 0.150 0.66 0.607 0.455 4 0.072 1.63 0.29 0.004 0.0031 0.200 0.697 0 0.046 1,48 0.13 0.005 0.0035 0.200 0.43 1.090 0.930 6 0.060 1.69 0.27 0.004 0.0032 0.420 0.30 1.755 2.803 7 0.054 1.54 0.30 0.005 0.0033 0.510 0.49 2.368 2.083 3.2实验结果及讨论 分钢而言大体相等.由于终轧温度较高，因此位 钢的屈服强度主要受铁素体的点阵晶格阻力、 错强化较小，可忽略不计.由于几种成分钢中除了 位错强化、固溶强化、细晶强化和析出强化等因素 C、Ti和Mo含量不同外其他成分大致相同，且经 的影响3，其中铁素体的点阵晶格阻力对于不同成 过650℃的保温处理后，钢中大部分的Ti与C结
· · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 的影响程度 的因素不是 原子数比 从图 可以看 出随着 原子数 比变化 影响程度 的数值单调增大 而影响程度 随温度变化的 趋势没有变化 从图 可以看出随着 原子 数 比变化 影响程度 的数值先增大后降低并且 随温度变化的趋势也发生了变化 由此可见 原子数 比是影响 对 在奥 氏体 中固溶量 的影 响程度 的根本 因素 因此 在成分设计 的时候 选择影响程度 的数值最大时 的原子数 比 可增加 阻止 在奥氏体中析 出的能力 图 中 原子数比分别为 、 和 为了进一步确认影响程度 的数值最大时 的 原子数比运用式 计算了 原子数比分别 为 、 、 和 四种系列钢中温度对影响程 度 的影响 如图 所示 从图 中可 以看 出在 低温区影响程度 随 原子数比的增大单调 下降 结合图 可知在本文中 原子数比约 为 时 对 在奥氏体中固溶量的影响程度 最大 再由图 可知当 原子数比为 时 的固溶量大于 的固溶量说明 的固溶量有富 余 析出不充分 析出强化作用有限 当 原子数 比为 时 的固溶量小于 的固溶量 这时 的固溶量有大量富余 没有足够 的 与之 结合析出析出强化作用也不充分 当 原子 数 比为 时 的固溶量和 的固溶量变化 曲线 出现 了交点因此在此原子数 比时 的析出最 充分 析 出强化作用最大 原于数 比住 原子数比。厅 原子数比 原子数比 舀︸︺臼 ︺曰巴﹃﹄ 侧督缺彩次 图 影响 · 温度 ℃ 不同 原子数比下温度对微合金钢的影响程度 的 实验验证 实验方案 本实验选用七种成分不 同的实验用钢 通过对 比其在室温下的力学性能 间接研究了不 同化学成 分配 比对实验钢析 出强化 的影响验证前文计算 和分析的合理性 七种实验钢化学成分及 、 。原子数比如表 所示 实验用钢 由 真 空感应冶炼炉制备随后将其锻造成边长为 的方坯 在加热炉内加热至 ℃并保温 使 其中的微合金元素充分固溶于奥 氏体中之后经过 两阶段共 道次热轧制成 厚的钢板 终轧 温度为 ℃ 轧后层流冷却至 ℃保温 后 随炉冷却至室温 从制得 的实验钢上切取试样 通 过 金相显微镜 观察这些试 样的金相组织 并通过室温 拉伸试验 测量各成分 钢 的室温力学性能拉伸试样沿轧向方 向切取 标 据为 表 实验用钢的化学成分 质量分数 及成分中 、 。原子数比 钢号 一 一 一 一 ‘ 心 山︶︸ … ︶ ︶匕脚︸内了 … 一上卫 实验结果及讨论 钢 的屈服强度主要受铁素体的点阵晶格阻力 、 位错强化 、固溶强化 、细晶强化和析出强化等因素 的影响 其 中铁素体的点阵晶格阻力对于不同成 分钢而言大体相等 由于终轧温度较高 因此位 错强化较小 可忽略不计 由于几种成分钢 中除了 、 和 含量不 同外其他成分大致相 同且经 过 ℃的保温处理后 钢 中大部分的 与 结
第4期 胡彬浩等：Ti-Mo微合金钢中Mo对Ti(C,N)在奥氏体中析出量的影响 .487. 合析出，致使固溶态的C和Ti含量很少，而固溶态 性能峰值处的Ti/C原子数比为0.536，与本文结论 的Mo对于固溶强化的贡献很小，因此几种成分钢 比较吻合.另一方面，当Ti/C原子数比确定时，实 的固溶强化对强度的贡献相差也不大②.图6为7 验钢的强度随着钼含量的增多而增加.如1号钢与 号钢在金相显微镜下的组织暗场图，其他钢的金相 2号钢的Ti/C原子数比基本相同（都在0.25左右）， 组织与7号钢类似，其组织基本为铁素体组织.由而在强度上，Ti/Mo原子数比为0.152的2号钢要 于成分不同，各成分钢组织的晶粒度有所不同，但比T/o原子数比为0.265的1号钢强度高出100 是相差不大，因此各成分钢细晶强化对强度的贡献P以上：再对比Ti/C原子数比基本相同的3号 相差不大.综上所述，各成分钢的力学性能在一定钢和4号钢（都在0.65左右），含M0的3号钢比 程度上能反映析出强化的大小2.为了验证计算及不含Mo的4号钢强度高出近100MPa.因此，当 分析的合理性，测量了几种不同T/C原子数比和T/C原子数比固定时，Mo的含量越多析出强化效 Ti/o原子数比实验钢的室温力学性能，测量结果 果越好，Mo对Tⅰ在奥氏体中固溶量的影响程度就 如表3所示.从表3中可以看出：一方面，随着T/C 越大 原子数比的增加，实验钢的强度先增大后降低，在 T/C原子数比为0.607时，其强度最高.但是，实验 钢的强度与Ti/Mo原子数比是无关的.因此，结合 上文的理论计算结果可以得到如下结论：T/C原子 数比是影响析出强化效果以及影响Mo对Ti在奥 氏体中固溶量的影响程度的根本因素，当T/C原 子数比为0.5左右时，Mo对Ti在奥氏体中固溶量 的影响程度最大，析出强化效果最优，力学性能最 好.Funakawa等研究了不同成分的Ti-Mo钢的 100m 力学性能，得到了Ti/Mo原子数比为1时力学性能 图6实验用钢的金相组织 最好，将其以Ti/C原子数比进行代替发现，力学 Fig.6 Microstructure of the tested steel 表3不同Ti/C,Ti/Mo原子数比实验用钢的力学性能 Table 3 Mechanical properties of the tested steels with different atomic ratios Ti/C and Ti/Mo 钢号 Ti/C原子数比 Ti/小Io原子数比 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 1 0.239 0.265 450 495 2 0.268 0.152 585 605 3 0.607 0.455 640 670 4 0.697 00 525 610 5 1.090 0.930 520 540 6 1.755 2.803 520 540 2.368 2.083 475 510 4结论 因素.当Ti/C原子数比为0.5左右时，析出强化效 (1)通过铁液中元素之间活度相互作用系数的 果最优，Mo对Ti在奥氏体中固溶量的影响程度最 计算模型得到了在铁基中Ti和Mo的活度相互作 大；当T/C原子数比固定后，Mo含量越多析出强 用系数为e=-0.1169+73.291/T. 化效果越好，Mo对Ti在奥氏体中固溶量的影响程 (2)Mo可降低Ti在铁基中的活度，抑制Ti在 度越大 奥氏体中的析出，但影响较小，影响程度随着温度 的降低而增大.Ti含量相同时，影响程度随Mo含 参考文献 量的增大而增大；Mo含量相同时，影响程度随Ti 含量的增大出现先增大后减小的现象 [1]Gladman T.Precipitation hardening in metals.Mater Sci (3)T/C原子数比是影响析出强化效果以及影 Technol,1999.15(1:30 响Mo对T在奥氏体中固溶量的影响程度的根本 [2 Duan X G,Cai Q W,Wu H B.Ti-Mo ferrite matrix micro-
第 期 胡彬浩等 一 微合金钢中 对 在奥氏体中析出量的影响 合析 出致使固溶态的 和 含量很少 而 固溶态 的 人 对于固溶强化的贡献很小 因此几种成分钢 的固溶强化对强度 的贡献相差也不大冈 图 为 号钢在金相显微镜下的组织暗场 图其他钢的金相 组织与 号钢类似 其组织基本为铁素体组织 由 于成分不 同各成分钢组织的晶粒度有所不 同但 是相差不大 因此各成分钢细 晶强化对强度的贡献 相差不大 综上所述 各成分钢 的力学性能在一定 程度上能反映析 出强化的大小闭 为了验证计算及 分析的合理性 测量 了几种不同 原子数比和 。原子数比实验钢的室温力学性能测量结果 如表 所示 从表 中可 以看出 一方面随着 原子数 比的增加 实验钢 的强度先增大后降低 在 原子数 比为 时其强度最高 但是实验 钢的强度与 。原子数比是无关的 因此结合 上文的理论计算结果可以得到如下结论 原子 数 比是影响析 出强化效果 以及影响 对 在奥 氏体中固溶量的影响程度的根本因素当 原 子数 比为 左右 时 对 在奥 氏体中固溶量 的影响程度最大 析 出强化效果最优 力学性能最 好 等 ‘ 研究 了不同成分的 一 钢 的 力学性能得到了 。原子数比为 时力学性能 最好将其以 原子数比进行代替发现力学 性能峰值处的 原子数比为 。 与本文结论 比较吻合 另一方面当 原子数比确定时实 验钢 的强度随着铝含量 的增多而增加 如 号钢与 号钢的 原子数比基本相同 都在 左右 而在强度上 压 原子数比为 的 号钢要 比 。原子数比为 的 号钢强度高出 以上 再对 比 原子数比基本相同的 号 钢和 号钢 都在 左右 含 人 的 号钢 比 不含 的 号钢强度高出近 因此 当 原子数 比固定时 入 的含量越 多析 出强化效 果越好 对 在奥氏体中固溶量的影响程度就 越大 图 实验用钢 的金相组织 入 表 不同 、 。原子数比实验用钢的力学性能 飞 肠 入 钢 号 原子数 比 入 原子数比 屈服强度 抗拉强度 乃卜︸匕曰︹ 口﹃工口︸了︸ 工 结论 通过铁液 中元素之 间活度相互作用系数 的 计算模型得到 了在铁基 中 和 入 的活度相互作 用系数为 黔 一。 · 里 可降低 在铁基 中的活度 抑制 在 奥 氏体中的析出但影响较小影响程度随着温度 的降低而增大 含量相 同时 影 响程度 随 含 量 的增 大而增大 含量相 同时 影响程度 随 含量 的增大出现先增大后减小的现象 原子数比是影响析出强化效果以及影 响 对 在奥 氏体 中固溶量 的影响程度 的根本 因素 当 原子数比为 左右时析出强化效 果最优 对 在奥 氏体中固溶量的影响程度最 大 当 原子数 比固定后入 含量越多析出强 化效果越好 。对 在奥氏体 中固溶量 的影响程 度越大 参 考 文 献 〕 盯 亡 、 〔〕 一
北京科技大学学报 第35卷 ·488 alloy steel with nanometer-sized precipitates.Acta Metall Addison-Wesley,1952 Sin,2011,47(2):251 [9]Wang F M,Li X P,Han Q Y,et al.A model for calculat- (段修刚，蔡庆伍，武会宾.Ti-Mo全铁素体基微合金高强 ing interaction coefficients between elements in liquid and 钢纳米尺度析出相.金属学报，2011,47(2：251) iron-base alloy.Metall Mater Trans B,1997,28(1):109 [3 Cao JC.Study on Carbonitride Precipitation in Low Car-10]Gokeen N A.Statistical Thermodynamics of Alloys.New bon Steel with Compler Microalloying of Molybdenum and York:Plenum Press,1986 Niobium [Dissertation].Kunming:Kunming University [11]Tanaka T,Gokecen N A,Morita Z,et al.Thermody- of Science and Technology,2006 namic relationship between enthalpy of mixing and excess (曹建卷.铌钼复合微合金钢中碳氨化物沉淀析出研究[学 entropy in liquid binary alloys.Z Metallkd,1993,84(3): 位论文].昆明：昆明理工大学，2006) 192 4]Yuan S Q,Wang C,Liang G L,et al.Precipitation be- (12 lida T,Guthrie R I L.The Physical Properties of Liquid havior in a Mo-contained micro-alloyed steel.J Tangshan Metals.Oxford:Clarendon Press.1988 ColL,2008,21(4:1 [13]Yong Q L,Liu Z D,Sun X J,et al.Theoretical calcula- (苑少强，王春，梁国俐，等.含M0微合金钢的析出行为 tion for equilibrium solubilities and compositional coeffi 唐山学院学报，2008,21(4)：1) cient of titanium carbonitrides in Ti-beating microalloyed [5]Lee W B,Hong S G,Park C G,et al.Influence of Mo steel.Iron Steel Vanadium Titanium,2005,26(3):12 on precipitation hardening in hot rolled HSLA steels con- (雍岐龙，刘正东，孙新军，等，钛微合金钢中碳氮化钛固溶 taining Nb.Scripta Mater,2000,43(4):319 量及化学组成的计算与分析.钢铁钒钛，2005,26(3)：12) 16]Akben M G,Baeroix B,Jonas J J.Effect of vanadium [14]Yong Q L.Secondary Phase in Steel.Beijing:Metallur- and molybdenum addition on high temperature recovery gical Industry Press,2006 recrystallization and precipitation behavior of niobium- (雍岐歧龙.钢铁材料中的第二相.北京：冶金工业出版社， based microalloyed steels.Acta Metall,1983,31(1):161 2006) [7]Sharma R C,Lakshmanan V K,Kirkaldy J S.Solubility [15]Funakawa Y,Shiozaki T,Shiozaki K,et al.Development of niobium carbide and niobium carbonitride in alloyed of high strength hot-rolled sheet steel consisting of fer- austenite and ferrite.Metall Trans A,1984,15(3):545 rite and nanometer-sized carbides.IS/J Int,2004.44(11): 8Wagner C.Thermodynamics of Alloys.Massachusetts: 1945
北 京 科 技 大 学 学 报 第 卷 一 云 。艺 乞。 段修刚蔡庆伍武会宾 一 全铁素体基微合金高强 钢纳米尺度析出相 金属学报 她 。艺。 甲优 乞。。云二 一 二决 叨乞 ” 刀 腼 夕坛。 夕 。‘。 几 从 乞。。 【 〕 【」 曹建春 锯铝复合微合金钢中碳氮化物沉淀析出研究 学【 位论文 昆明 昆明理工大学 〕 」 一 几 一 【〕 苑少强王春梁国俐等 含 微合金钢的析出行为 唐山学院学报 】 呷 气 」 【」 〕 【」 【」 材 乃’。 【 夕 饥￡ 万 匕 笋 一 叮 对 亡 、 亡 之乞 附 夕。 、 甘 入 即 叮 艺 刀 。乞 材 已 、 币 一 腼 。 二 乞。 几 。。 雍岐龙刘正东孙新军等 钦微合金钢中碳氮化钦固溶 量及化学组成的计算与分析 钢铁钒钦 印 几 入 一 雍岐龙 钢铁材料中的第二相 北京 冶金工业 出版社 一 ‘ 兔 一 了了了玩