多元微合金钢中的应变诱导复合析出

D0I:10.13374/i.issm1001053x.2003.05.034 第25卷第5期 北京科技大学学报· Vol.25 No.5 2003年10月 Journal of University of Science and Technology Beijing 0ct.2003 多元微合金钢中的应变诱导复合析出 苑少强12)杨善武”武会宾)王学敏” 贺信莱” 1)北京科技人学材料科学与工程学院，北京1000832)唐山学院教务处，唐山063000 摘要采用透射电子显微镜结合纳米束能谱技术，研究了含Nb,T,Mo等多种微合金元素 的超低碳贝氏体钢在奥氏体非再结晶区终轧后弛豫阶段的应变诱导析出行为.实验结果表 明：经30%预变形后，在850℃和900℃等温弛豫时，钢中析出开始主要有纯Nb及Nb-Ti复合 的两类，以后芹为士，随弛豫时间延长，纯Nb型析出物消失，复合夹杂中铌钛比增加.弛豫阶 段后期，Mo会以置换原子形式进入(Ti,Nb)(C,)的面心立方晶格中，其量随弛豫时间的延长 而增加.析出物形状以不规则外形为主，其密度及平均尺寸与变形温度和弛豫时间密切相关. 关键词微合金钢：应力弛豫：应变诱导析出 分类号TG113.25 微合金化与控轧控冷技术的有机结合是近 1.54%,Si为0.22%，Nb为0.076%，Ti为0.080%， 年来用于高强高韧钢发展的一大趋势，在这类钢 Cu为0.32%，Ni为0.33%，Mo为0.33%，B为 中微合金元素在变形奥氏体中的析出行为对钢 0.0020%,S为0.0075%，P为0.0024%. 的组织与性能有至关重要的影响.在过去的20 1.2热模拟步骤 年中，单做合金元素如Nb,Ti等的析出行为受 图1为实验钢的热变形工艺示意图.样品在 到高度重视，对Nb-V和Nb-Mo等少数二元微合 Gleeble--1500热模拟机上加热至1250℃保温20 金体系也开展了少量工作2)，主要侧重于析出的 min进行奥氏体化处理，随后以2℃s的速度冷却 开始和完成阶段，而采用新的形变热处理 到850℃和900℃，再经压缩变形30%，变形后压 (TMCP)加弛豫控制相变技术(RPC)发展实用的 头不动并恒温保持1000s,同时连续测量保温过 高强韧商业钢临”，必须解决多元微合金钢中各组 程中轴向应力随时间的变化.根据测定的应力驰 元的相互作用问题，并且对整个析出过程进行全 豫曲线，将其他样品变形后分别等温到不同时间 面跟踪研究. (分别取0,30,60,200,1000s)后立即水淬，用于观 本文拟研究一种包含Nb,Ti,Mo的多元微合 察等温弛豫过程中析出物形态的变化， 金钢在热变形后的保温弛豫过程中，微合金元素 1250℃×20min 的析出行为，对其进行过程的跟踪监测，并结合 2℃1s 透射电镜研究析出物的长大、粗化及其伴随的成 30% 10℃/s 1 min 分变化 弛豫 1实验材料及方法 1.1实验材料 图1实验钢的热变形工艺 水淬 实验在25kg真空感应炉上冶炼，真空浇注， Fig.1 Procedure of the thermo-simulation test 破真空水冷锭模加速凝固.钢锭在1200℃加热后 1.3析出物的观察与统计 锻成14mm圆棒，制成8mm×12mm的圆柱样 试样沿垂直压缩轴切开，在金相磨面上制备 品.其化学成分（质量分数）：C为0.035%，Mn为 碳萃取复型.采用2%硝酸酒精溶液浸蚀30s,在 收稿山期2002-12-02苑少强另.35岁，讲师，博士研究生 真空度0.1mPa下喷碳，用5%的硝酸酒精溶液脱 *1日家“973”重点研究发展规划(No.G1998061507及中信- 膜.在JEOL-100CX电镜上观察，放大10万倍再 CBMM铌钢研究与j开发项I

第 2 5 卷 第 5 期 2 0 0 3 年 1 0 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f U n iv e r siyt o f S c ie n c e a n d eT e h n o l o yg B e ij i n g 、 b L 2 5 N 0 . 5 O C t . 2 00 3 多元微合金钢 中的应变诱导复合析 出 苑 少强 ’ ,2) 杨 善 武 ” 武会宾 ” 王 学敏 ` ’ 贺信 莱 ” l )北京 科技 大学材 料科 学与 工 程学 院 , 北京 10 0 0 8 3 2) 唐 山 学 院教 务处 , 唐 山 0 6 3 0 0 摘 要 采 用透 射 电子显微 镜 结合 纳米 束能谱 技 术 , 研 究 了含 N b, iT , M。 等 多种微 合金 元 素 的超低 碳 贝 氏体 钢 在奥 氏 体非 再结 晶 区 终 轧后弛 豫阶 段 的应变 诱 导析 出行 为 . 实 验结 果表 明 : 经 3 0 % 预 变形 后 , 在 8 50 ℃ 和 9 0 ℃ 等温 弛豫 时 , 钢 中析 出开始 主要 有纯 N b 及 N b - T l 复合 的两 类 , 以后 者 为主 . 随 弛豫 时间延 长 , 纯 N b 型 析 出物消失 , 复合 夹杂 中妮钦 比增 加 . 弛豫 阶 段后 期 , M O 会 以置换 原子形 式进 入 ( iT ,N b) (C, N )的面 心立 方 晶格 中 , 其 量随 弛豫 时间 的延 长 而 增 加 . 析 出物 形状 以不规 则外形 为主 , 其 密度 及平均 尺寸与 变形温度 和弛 豫时 间密切相 关 . 关键 词 微合 金钢 ; 应力 弛豫 ; 应变 诱导 析 出 分类 号 T G 1 1 3 . 2 5 微 合 金 化 与控 轧控 冷 技 术 的有 机 结 合 是 近 年来用 于 高强 高韧 钢发 展 的一 大趋势 . 在 这类 钢 中微 合 金 元素 在 变 形 奥 氏体 中 的析 出行 为对 钢 的组 织 与性 能有 至 关重 要 的 影响 〔, ’ , 在过 去 的 2 0 年 中 , 单 一 微 合金 元 素如 N b , iT 等 的析 出行 为受 到 高度 重视 , 对 N卜V 和 ’Nb - M O 等 少 数 二 元 微合 金体 系 也开 展 了少量 工作〔2一 ” , 主要 侧 重于析 出的 开 始 和 完 成 阶 段 . 而 采 用 新 的 形 变 热 处 理 (T M C )P 加 弛 豫控 制 相 变技 术 (即)C 发 展实 用 的 高 强韧 商业 钢` 67] , 必 须 解 决多 元微 合金 钢 中各 组 元 的相 互作 用 问题 , 并 且对 整个 析 出过程 进行 全 面跟 踪研 究 . 本 文拟 研 究 一种 包 含 确 , iT , M o 的 多元微 合 金钢在 热 变形 后 的保温 弛豫 过程 中 , 微 合金 元素 的析 出行 为 , 对其 进 行 过程 的 跟踪 监测 , 并 结合 透射 电镜 研 究析 出物 的长 大 、 粗化 及其 伴 随 的成 分 变化 . 1 . 5 4% , 5 1为 0 . 2 2% , N b 为 0 . 0 7 6% , iT 为 0 . 0 8 0% , C u 为 0 . 32 % , N i 为 0 . 3 3% , M o 为 0 . 3 3% , B 为 0 . 0 0 2 0 % , S 为 0 . 0 0 7 5% , P 为 0 . 0 0 2 4% . L Z 热 模拟 步 骤 图 1 为 实验 钢 的热 变 形 工艺 示 意 图 . 样 品在 G l e e b l e 一 15 0 0 热模 拟 机 上 加热 至 1 2 5 0 oC 保温 20 m in 进 行 奥 氏体 化处 理 , 随后 以 2 ℃ s/ 的速度 冷 却 到 8 5 0 ℃和 90 0 ℃ , 再 经 压缩 变 形 30 % , 变形 后 压 头 不动 并 恒温 保 持 1 0 0 5 , 同时 连 续测 量保 温 过 程 中轴 向应 力 随时 间 的变 化 . 根 据测 定 的应 力弛 豫 曲线 , 将 其 他样 品变 形后 分别 等温 到 不 同时 间 ( 分 别取 0 , 3 0 , 6 0 , 2 0 0 , 10 0 0 5 ) 后立 即 水淬 , 用 于观 察等 温 弛豫 过程 中析 出物 形 态 的变 化 . 1 2 5 0℃ x 2 0 m i n 1 0℃ / s 1 实验 材 料 及 方 法 L l 实 验材 料 实 验 在 25 k g 真空 感应 炉 上冶 炼 , 真空 浇注 , 破真 空水冷 锭模 加速 凝 固 . 钢 锭在 1 20 ℃ 加 热后 锻成 拟4 m m 圆棒 , 制 成中s m m ` 12 m m 的 圆柱样 品 . 其 化 学成 分 ( 质 量分 数 ) : C 为 .0 0 35 % , M n 为 收稿 日期 2 0 02 一 1 2一2 苑少 强 男 , 35 岁 , 讲师 , 博士 研究 生 * l习家 “ 9 7 3 ” 重 点研 究发 展规划 ( N o G 19 9 8 0 6 1 50 7) 及 中信一 C B M M 妮钢 研 究 与开 发项 l[ 图 1 实验钢 的热变 形工 艺 F i g . l P or c e d u re o f t h e t h e r ln o 一 s i m u l a ti o n t e s t 水淬 1.3 析 出物 的观 察 与统 计 试 样 沿 垂直压 缩 轴 切开 , 在 金 相磨 面 上制 备 碳萃 取 复 型 . 采用 2% 硝 酸 酒 精溶 液 浸蚀 30 5 , 在 真 空度 0 . 1 m P a 下 喷碳 , 用 5% 的硝 酸酒 精溶液 脱 膜 . 在 JE O -L 10 0 C X 电镜上 观 察 , 放 大 10 万倍 再 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2003. 05. 034

Vol.25 No.5 苑少强等：多元微合金例中的应变诱导复合析出 415· 光学放大3倍后作析出物尺寸的测量.不同弛豫 弱.当1达到200s左右（进入第三阶段）时，析出 时间试样统计的析出物个数在200~400个之间. 已达到平衡体积分数，析出量不再增加，△()不 运用JEM-201OF分析电镜及Nanobeam EDS衍射 再随时间而增加，此时应力又重新按静态回复规 技术确定纳米尺度析出物晶体结构及其成分随 律下降，弛豫曲线平行于第一阶段.以上的应力 弛豫时间的变化. 弛豫曲线显示，在此样品内，经过20s的形核孕育 期后，析出开始发生，并持续到200s左右.900℃ 2实验结果与讨论 的应力弛豫行为与850℃相似，但析出形核的孕 21应力弛豫曲线与析出过程的发生发展 育时间略有增长， 由图2可见，样品在850℃变形30%后，其应 对弛豫不同时间后立即淬火样品进行萃取 力弛豫曲线可划分为三个阶段，应力σ与弛豫时 复型，复型试样中析出物的透射电镜观察结果如 图3所示.从形态大小规律看它与弛豫曲线结果 间t之间的关系可表示为下式： 相一致.在未经弛豫的样品内（图3(a),观察不到 c=c-alnt+△aft) 析出颗粒，只有少量大尺寸的钢中夹杂物，表明 式中，为变形30%时的最大轴向应力.当K20s (第一阶段)时，o=-aln,应力随时间的下降符 变形前的固溶处理已使材料中原有析出物充分 合静态回复规律.在20s0并随t增加而增加，这表明此时样品 (b,(c),(d)时，样品中出现了纳米级的细小析出 中有析出过程发生，使位错运动受阻，导致回复 相，其颗粒大小与分布密度均随弛豫时间延长而 过程变慢列，而△)的大小反映了析出过程的强 增加.当弛豫进行到大于200s的第三阶段（图3 (©)》时，析出颗粒尺寸继续增加，但析出颗粒分布 180 160 密度明显减少，这表明第三阶段是已有析出物的 140 粗化阶段.图3（©）中箭头所指处正在发生大颗粒 120 吞并周围小颗粒的现象. 100 6 22析出颗粒尺寸分布的统计结果 80 不同弛豫时间下析出物尺寸分布曲线及平 60 40 均尺寸如图4所示，可见，在850℃变形30%后， 10 102 10 弛豫不同时间的各样品内，析出颗粒的尺寸分布 t/s 均符合正态分布，并且峰位尺寸接近平均尺寸. 图2850℃变形30%的应力松弛曲线 随着弛豫时间的增加，峰位逐渐向右移动，平均 Fig.2 Stress relaxation curve of the tested steel after pre- 尺寸也从弛豫30s的4nm增加到弛豫1000s时 deformed for 30%at 850C 的13nm以上. 100nm 100nm 100nm (e) 图3850℃变形30%不同弛豫时间 的析出物形貌的图像.(a)0s,(b)30s, (c)60s,(d)200s,(e)1000s Fig.3 Precipitates in the specimens relaxed for 0s(a),30 s(b),60 s(c),200 s(d)and 1000 s(e)after deformed for 100nm 100nm 30%at850℃

V匕L 2 5 N O 一 5 苑少 强 等 : 多元 微 合金 钢 中 的应 变诱 导 复合 析 出 一 4 1 5 - 光 学放 大 3 倍 后 作 析 出物 尺 寸 的测 量 . 不 同 弛豫 时 间试 样 统 计 的析 出物 个数 在 2 0 一4 0 个之 间 . 运 用 J E M 一2 0 1OF 分析 电镜 及 N an o b e am E D S 衍 射 技 术 确 定 纳 米 尺 度 析 出物 晶 体 结 构 及 其 成 分 随 弛豫 时 间 的变 化 . 2 实验结 果 与讨 论 .2 1 应 力 弛豫 曲线 与析 出过程 的发 生 发 展 由图 2 可 见 , 样 品在 8 50 ℃ 变形 30 % 后 , 其 应 力弛 豫 曲线 可 划 分 为三 个 阶 段 , 应 力。 与弛 豫 时 间 t 之 间 的关 系 可表 示 为 下 式 : 。 二 丙 一 a in +t △试t) 式 中 , 丙 为变 形 3 0 % 时 的 最 大轴 向应 力 . 当 t 0并 随 t 增 加 而 增 加 , 这 表 明此 时 样 品 中有 析 出过 程 发 生 , 使 位 错 运 动 受 阻 , 导致 回 复 过 程变慢ls,0] , 而△试t) 的大 小 反 映 了析 出过 程 的 强 180 厂一一 一一 — 一二 — 户 — 一 — 一- 一一门 nU o0 目n 乙U ù 42O C两了O 、 . ó芝讨勺 4 0 L一 一` . J 一 一 山一 一 曰一 ~ 一 月二一一一 曰 J 刘 1 1 0 1 0 2 10 ) t / S 图 2 8 5 0℃ 变形 30 % 的应 力松 弛 曲线 F ig · 2 S t esr s 邝la x a it o n c u Vr e o f 伍 e t e s t e d s t e e l a ft e r P r e - d e fe r m ed fo r 3 0% a t 8 5 0 ℃ 弱 . 当 t 达 到 20 0 5 左 右 ( 进 入 第三 阶 段 ) 时 , 析 出 已 达 到平 衡 体 积 分数 , 析 出量 不 再增 加 . △试t) 不 再 随 时 间而增 加 , 此 时应 力 又重 新 按静 态回 复规 律 下 降 , 弛豫 曲线平 行 于第 一 阶 段 . 以上 的应 力 弛 豫 曲线 显示 , 在此 样 品 内 , 经过 20 5 的形 核孕 育 期 后 , 析 出 开始 发 生 , 并 持 续 到 2 0 5 左 右 . 9 0 ℃ 的 应力 弛 豫行 为 与 8 50 ℃ 相 似 , 但 析 出形 核 的孕 育 时 间略 有 增 长 . 对 弛 豫不 同 时 间 后 立 即 淬 火 样 品进 行 萃 取 复 型 , 复 型试 样 中析 出物 的透射 电镜 观 察 结果 如 图 3 所示 . 从形 态 大 小 规律 看 它 与 弛 豫 曲线 结 果 相 一致 . 在 未 经 弛豫 的样 品 内 ( 图 3( a) ) , 观 察 不 到 析 出颗 粒 , 只 有 少量 大 尺 寸 的钢 中夹 杂 物 , 表 明 变 形 前 的 固溶 处 理 已 使材 料 中原 有 析 出 物 充 分 回溶 . 当弛 豫进 行 到 30 到 2 0 5 的第 二 阶 段 ( 图 3 b( ) , c( ) , d( ) 时 , 样 品 中 出现 了 纳米 级 的细 小 析 出 相 , 其颗 粒大 小 与分 布密 度 均 随弛 豫 时 间延 长而 增 加 . 当 弛 豫进 行 到 大 于 2 0 0 5 的第三 阶 段 ( 图 3 (e ))时 , 析 出颗粒 尺 寸 继续 增 加 , 但 析 出颗 粒 分布 密 度 明 显减少 , 这 表明 第三 阶段 是 己 有析 出物 的 粗 化 阶 段 . 图 3 e( ) 中箭 头所 指 处正 在 发 生 大颗 粒 吞 并周 围 小颗 粒 的现 象 . .2 2 析 出颗 粒尺 寸分 布 的统 计 结 果 不 同 弛 豫 时 间下 析 出物 尺 寸 分 布 曲线 及 平 均 尺 寸 如 图 4 所 示 , 可 见 , 在 8 50 ℃ 变 形 30 % 后 , 弛 豫 不 同时 间 的各 样 品 内 , 析 出颗粒 的尺 寸分 布 均 符 合 正态 分 布 , 并 且 峰位 尺 寸 接近 平 均尺 寸 . 随着弛豫 时 间的 增 加 , 峰位 逐 渐 向右移 动 , 平 均 尺 寸 也 从 弛豫 3 0 5 的 4 nl 增 加 到 弛豫 1 0 0 5 时 的 13 nl 以上 . 瓤藻图 3 8 5 0 ℃ 变 形 30 % 不 同弛 豫 时间 的析 出物 形 貌 的图像 . a( ) 0 5, (b) 3 0 s, ( c ) 6 0 5 , ( d ) 2 00 5 , ( e ) 1 0 0 0 5 F ig · 3 P r ec iP it a est in t h e s Pec i m e n s er l a x e d fo r 0 5 a( ) , 3 0 5 ( b ) , 6 0 5 ( e ) , 2 0 0 s ( d ) a n d 1 0 0 0 5 ( e ) a ft e r d e fo r m e d fo r 3 0% a t 8 5 0 ℃

。416。 北京科技大 学 学报 2003年第5期 (a) 14b) 20 D=4.0 nm 12 D=6.8nm 10+ 15 10 6 5 2 1015 2025 10 1520 25 颗粒尺寸nm 颗粒尺寸/nm 10(c) 71(d) D=10.5nm D=13.4nm 6- 5 6 4 3 2 0. 10 15 20 25 0 15 20 25 颗粒尺寸hm 颗粒尺寸/nm 图4850℃变形30%不同弛豫时间的析出物尺寸分布.(a)30s,(b)60s,(c)200s,(d)1000s Fig.4 Particle size distributions in specimens relaxed for 30s(a),60s(b),200s(c)and 1000s(d)after deformed at 850C 图5比较了850℃和900℃变形及弛豫样中 含多种做合金元素.当其尺寸为5nm或5nm以 测量结果.由图可见，当弛豫时间相同时，900℃ 下时，只包含Nb和Ti,其中Ti含量超过Nb含量 变形样品中析出物平均尺寸较大.在两种变形温 (原子数比)，随着析出颗粒尺寸的增加，TiNb比 度下，析出物平均尺寸的增加速度均随弛豫时间 逐渐下降. 延长而降低 一个值得注意的现象是，当析出颗粒尺寸达 20 到l0nm左右时，能谱中出现Mo峰.已有的工作 -■-850℃ 16 -◆-900℃ 表明0，在此温度下，Mo的碳化物不可能析出， 而现在它与Nb,Ti共同析出，完全是微合金元素 12 间相互作用的结果.电子衍射（图7）表明，含Mo 的析出颗粒仍维持(Ti,Nb)(C,)的点阵结构 2.4讨论 (1)析出颗粒的长大机制.由图4可见，当样 品弛豫到60s后，尺寸在5nm以下的析出颗粒所 5 10 1520253035 占比例已经很小，所以在应力弛豫的第二阶段 tin/sin (20~200s)主要是颗粒的形核及长大过程，从 图5相同弛豫时间不同温度析出物颗粒的尺寸变化 200~1000s的粗化阶段，主要是少量小颗粒的重 Fig.5 Relations between particle size and relaxation time 新溶解与大部分析出颗粒的长大，因而平均尺寸 while specimens held at 850C and 900C respectively 随时间的增加率可视为反映了析出颗粒的长大 23析出颗粒长大过程中的成分演变 速度.由于析出相与基体之间极大的成分差异， 图6为JEM-2010F分析电镜及微束EDS测 析出颗粒的增长是一个扩散控制的长大过程.在 量的不同尺寸析出颗粒所对应的能谱.结果表明 微观上，它可能牵涉到溶质原子的体扩散，沿位 少量呈椭球状的析出颗粒为只含b的析出相 错的扩散或界面扩散.因为模拟试验变形前在 (能谱中的硅峰是碳膜中杂质的干扰)，即Nb(C, 1250℃进行过奥氏体化处理，晶粒尺寸很大（一 .而大部分析出相形状接近不规则多边形，包 般在300m以上)，所以界面扩散效应很小，可以

. 4 1 6 . 北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 03 年 第 5 期 ( a ) 乃 = .4 0 幻比n 、瓣晕次 尸、 ùú ”0 口f ǐ 芝哥暴 1 0 15 颗 粒 尺 寸加m 2 0 25 颗 粒尺 寸厄m 瓣壕芝 途哥蜀 颗 粒 尺寸 / n m 颗 粒 尺寸 / n m 图 4 8 5 0 oC 变 形 3 0% 不同 弛豫 时 ’@j 的 析 出物尺 寸 分布 . ( a ) 30 5 , ( b ) 60 5 , (口 2 00 5 , ( d ) 1 0 0 0 5 F ig . 4 P a rt i e l e s 认e d i s t r i b u it o n s i n s P e e i m e n s er l a x e d fe r 3 0 5 ( a ) , 6 0 5 ( b ) , 2 0 0 5 ( e ) a n d 1 0 0 0 5 (d ) a ft e r d e fe r m e d a t 85 0 ,C 图 5 比 较 了 8 50 ℃ 和 9 0 ℃ 变 形及 弛 豫 样 中 测 量结 果 . 由图可 见 , 当弛 豫 时 间相 同时 , 90 0 ℃ 变 形样 品中析 出物 平均 尺 寸较 大 . 在 两 种变 形温 度 下 , 析 出物 平 均 尺寸 的增加 速 度 均随 弛 豫 时间 延 长 而 降低 . 2 0 r se es es e e 一一一一 -一门 0 L es 习` e - 一一- 上 - 一一一一 J 5 1 0 1 5 2 0 2 5 3 0 3 5 t ,反 / s ,尼 图 5 相 同弛 豫 时 间不 同温 度析 出物颗 粒 的尺 寸 变化 F i g · 5 R e l a it o n s b 。栩e e n P a r it c l e s 坛e a n d r e l a 篮a it o n t im e w h Ue s P e e im e n s h e ld a t 8 50 ,C a n d 90 0℃ r e s P e e t iv e ly .2 3 析 出颗粒 长 大 过程 中的 成 分演 变 图 6 为 JE M佗 ol 0 F 分 析 电镜 及 微 束 ED S 测 量 的不 同尺 寸 析 出颗粒所 对 应 的能 谱 . 结 果表 明 少 量 呈 椭 球 状 的析 出颗 粒 为 只 含 N b 的析 出相 ( 能谱 中的硅 峰是 碳 膜 中 杂质 的干 扰 ) , 即 Nb (C, N ) . 而 大 部 分 析 出相 形 状接 近 不 规 则 多边 形 , 包 含 多种 微合 金 元 素 . 当其 尺 寸 为 s nl 或 s nm 以 下 时 , 只 包 含 Nb 和 iT , 其 中 iT 含 量 超 过 N b 含 量 ( 原 子 数 比 ) , 随着析 出颗粒 尺 寸 的 增 加 , T i介化 比 逐 渐 下 降 . 一 个 值 得注 意 的现 象 是 , 当析 出颗 粒尺 寸达 到 10 ln 左 右 时 , 能谱 中 出现 M o 峰 . 己 有 的工 作 表 明〔5,1 0] , 在此 温度下 , M o 的碳 化 物 不 可 能析 出 , 而现 在 它 与 Nb , iT 共 同析 出 , 完 全 是微 合 金 元 素 间相 互 作用 的 结果 . 电子 衍 射 ( 图 7) 表 明 , 含 M o 的析 出颗 粒 仍 维 持 ( iT , Nb ) ( C, N )的 点 阵 结构 . .2 4 讨 论 ( l) 析 出颗 粒 的长 大机 制 . 由 图 4 可 见 , 当样 品弛 豫 到 60 5 后 , 尺 寸 在 s mn 以下 的析 出颗 粒 所 占 比 例 已 经 很 小 , 所 以在 应 力 弛 豫 的 第 二 阶 段 (2 O一2 0 0 5) 主 要 是 颗 粒 的形 核 及 长 大 过 程 , 从 2 0 0一 1 0 0 0 5 的粗 化 阶段 , 主 要 是 少量 小颗 粒 的 重 新 溶解 与 大部 分 析 出颗粒 的长 大 , 因而 平均 尺 寸 随 时间 的 增 加 率 可 视 为 反 映 了析 出颗 粒 的 长 大 速度 . 由 于析 出相 与基 体 之 间极 大 的成 分 差 异 , 析 出颗 粒 的增 长 是一 个扩 散控 制 的长 大过 程 . 在 微 观上 , 它 可 能 牵涉 到溶 质 原 子 的体扩 散 , 沿 位 错 的扩 散 或 界 面 扩 散 . 因 为模 拟 试 验 变 形前 在 1 25 0 ℃ 进 行 过奥 氏体 化 处理 , 晶粒 尺 寸 很大 ( 一 般在 30 0 林m 以上 ) , 所 以界 面扩 散 效应 很 小 , 可 以 产`O,84 翼曝节、叱日口

VoL.25 No.5 苑少强等：多元微合金钢中的应变诱导复合析出 ·417 2001 (a) Nb:100% 280- (b) Ti:Nb≈52：48 160- 240 Si 200 新120 Si 160- 80- 120- Nb 40- 25 nm 0 0、 Ti 25nm Nb Nb 0+ 0 10 20 0 10 15 20 1001(c) 140 {(d)Ti:Nb:Mo≈39：42：19 Ti:Nb:Mo≈36：49：15 Cu 80 120- 100 60 Nb 整 80 Nb 40 Cu 60- Ti 40 20 20nm Nb Nb MONb 20 50 nm AMo Nb 0- A 0 0 10 15 0 0 10 20 能量keV 能量keV 图6850℃变形30%不同驰豫时间析出颗粒的成分变化.(a)30s,b)60s,(c)200s,(d)1000s Fig.6 Composition evolution of precipitates with relaxation time in the specimens deformed for 30%at 850C 个过程并非遵守同一机制，它说明在变形诱导析 出颗粒的长大进程中，特别是初期，沿位错线的 管道机制将起重要作用. (2)析出物的成分演变规律.由于Ti的析出温 (111) 度较高，因此，在钢的凝固过程中常以微细的富 (220)●-. Ti夹杂（一般为TN)产生，在弛豫开始前钢中固 ●022 溶的Ti已低于名义成分，但Ti形成C,N化合物 (000)每-. 的驱动力-一般高于Nb,所以变形后弛豫过程析 100nm (0202) 出颗粒形成初期大部分主要是富T的.部分析出 图7850℃弛豫1000s时的析出相衍射谱 物也可以原有TN为核心析出.随着析出过程 Fig.7 Diffraction pattern of precipitates in the specimen 的持续，更多的Nb将以C,N化物的形式析出.由 relaxed for 1000s at 850C 于Nb(C,N)和Ti(C,N)点阵结构相同，晶格常数接 不予考虑.随着弛豫时间的延长，回复过程已充 近，大部分Nb(C,N)将以先期形成的富Ti质点为 分进行，使样品内位错密度逐渐降低，形成明显 核心而析出，形成复合析出相，仅有少量细小的 的亚晶结构，部分析出物己脱离位错网，因此弛 Nb(C,)是独立形核的，.因而随着析出颗粒的 豫的最后阶段(200-1000s)可视为是由体扩散控 长大，能谱分析的析出物中的TNb逐渐减小.至 制的生长阶段.从850℃测量结果看，从弛豫开始 于在较大尺寸的析出颗粒中探测到Mo,可能是 到1000s,析出物颗粒尺寸达到13nm左右.如果 因为它在Nb,T)(C,N)析出相中的溶解度远大于 根据析出物长大的平方根定律，即新相的线度和 其在基体中的溶解度，造成它在析出颗粒中富 时间的平方根成正比，xx√D1,按照这一趋势来 集.从Mo进入析出相后对TiNb的影响以及这时 估计，弛豫200s时，析出颗粒尺寸应为5.5nm左 析出相的点阵结构不变来看，Mo置换Nb的可能 右，但实际测量结果为l0nm以上.表明析出的整 性较大，这应归因于它们相近的原子序数

V b】 一 2 5 N O 一 5 苑少 强等 : 多元 微合 金 钢 中的应 变 诱 导复 合析 出 . 4 1 7 - 馨鬓 ll o 曰n0 CUO 0640 `, 石`,U 2 一, 且. 1 彰卞 戴 卞 4R 0 20440680 氧卞 象 卞 有旨量 / ke V 能量 瓜 c V 图 6 8 5 0 ℃ 变形 3 0 0/ 不 同 弛豫 时 间析 出颗 粒 的成 分 变化 . ( a ) 3 0 5 , ( b ) 6 0 5 , ( e ) 2 0 0 5 , ( d ) 1 0 0 0 5 F ig . 6 C o m P o s it i o o e v o l u it o n o f P r e c i P it a t e s w i t h r e l a x a t i o n t i m e i n t h e s P e e i m e n s d e fo r m e d fo r 3 0% a t 8 5 0 ℃ ( 2加) - ` 侧 口 . ` 门 . . . . . . 、 月 . . 气、 . , . 、 。 . 、 ,习 . ` t -` . .`. - 10 0 n m ( 0 0 0 )妇电 勺. 电 ` . . , . . , , . . 帐。乏0 2 ) 图 7 85 0 ℃ 弛豫 1 0 00 5 时 的析 出相 衍射 谱 F ig · 7 D i fr a e ti o n P a t et r n o f P cr e iP i t a t e s i n t h e s P e c im e n 代la x e d fo r 1 0 0 0 5 a t 8 5 0 ℃ 不 予考 虑 . 随 着 弛豫 时 间 的延 长 , 回 复过 程 己 充 分进 行 , 使 样 品 内位 错 密 度 逐 渐 降低 , 形 成 明显 的亚 晶结 构 , 部分 析 出物 己 脱 离位 错 网 , 因此 弛 豫 的最 后 阶段 ( 2 0 0一 1 0 0 0 5 ) 可视 为是 由 体扩 散控 制 的生 长 阶段 . 从 8 50 ℃ 测量 结 果看 , 从 弛豫 开 始 到 1 0 0 0 5 , 析 出物 颗 粒尺 寸 达 到 13 nl 左 右 . 如 果 根 据 析 出物 长 大 的平 方根 定 律 , 即新 相 的线 度和 时 间的平 方根 成正 比 l `” , x 二 创瓦 , 按 照 这一 趋 势来 估 计 , 弛 豫 2 0 5 时 , 析 出颗 粒 尺 寸应 为 .5 S lun 左 右 , 但 实 际测量 结 果 为 10 n m 以上 . 表 明析 出的整 个 过程 并 非 遵 守 同一机 制 . 它 说 明在 变 形 诱导 析 出颗 粒 的长 大 进 程 中 , 特 别 是 初 期 , 沿 位 错 线的 管 道机 制 将 起 重 要 作用 . (2 )析 出物 的成 分演 变 规律 . 由于 iT 的析 出温 度 较 高 , 因此 , 在钢 的凝 固过 程 中 常 以微 细 的 富 iT 夹 杂 ( 一 般 为 IT N ) 产 生 , 在 弛豫 开始 前 钢 中 固 溶 的 iT 己 低 于 名义 成 分 , 但 iT 形 成 C , N 化 合 物 的驱动 力 一般 高 于 N b l , 2] , 所 以变 形后 弛 豫过 程 析 出颗 粒 形成 初 期 大 部分 主要 是 富 iT 的 . 部 分 析 出 物 也 可 以原 有 IT N 为核 心 析 出「15 . 随着析 出过程 的持 续 , 更 多 的 -Nb 将 以 C , N 化物 的形 式 析 出 . 由 于 N’b (C, N )和 iT (,C N )点 阵 结 构相 同 , 晶格 常 数 接 近 , 大部 分 -Nb (C, N )将 以先 期 形成 的富 iT 质 点 为 核心 而 析 出 , 形成 复 合 析 出相 , 仅 有 少 量 细 小 的 N’b ( C, N )是 独 立 形核 的`,4I , 5 , . 因而 随着 析 出颗 粒 的 长大 , 能谱 分 析 的 析 出物 中 的 iT N/ b 逐渐 减 小 . 至 于在 较 大 尺 寸 的析 出颗粒 中探 测 到 M O , 可 能是 因 为它 在 (N b , iT ) (C , N ) 析 出 相 中 的溶 解 度远 大于 其 在 基 体 中 的溶 解 度 , 造 成 它 在 析 出颗 粒 中 富 集 . 从 M o 进 入析 出相后 对 iT 加b 的影 响 以及 这 时 析 出相 的 点 阵结 构 不 变 来看 , M O 置 换 N b 的 可 能 性 较 大 , 这 应 归 因 于 它们 相 近 的原 子序数

418· 北京科技大学学报 2003年第5期 3结论 15 7王学敏，尚成嘉，杨善武，等.组织细化的RPC技术机 (I)含Nb,Ti,Mo的多元微合金实验钢变形后 理研究[.金属学报，2002,38(6)：661 的应力弛豫过程分为三个阶段，分别对应析出相 8 Djahazi M,He X L,Jonas J J,et al.Influence of boron on 的形核、长大与粗化过程 nature and distribution of strain induced precipitates in (2)沿大量变形位错的扩散在析出物的长大 (Ti,Nb)high strength low alloy steel [J].Mater Sci Tech- 过程中特别是长大初期起重要作用 nol,1992,8:628 (③)析出颗粒的长大伴随着成分的变化，析出 9杨善武，贺信莱.铌硼微合金钢高温应变诱导析出 行为U.材料科学与工程，1994,12(2)：49 颗粒在生长初期富Ti,随着颗粒的长大，Tib逐 10 Akben G,Bacroix B.Onas JJ.Effect of vonadium and mo 渐减小，变成以Nb为主，并有Mo进入析出相中. lybdenum addition on high temperature recovery,re- 参考文献 crystallization and precipitation behavior of niobium-bas ed bicroalloyed steels [J).Acta Metall,1983.31:165 1 Hong S G,Kang K B,Park GG.Strain-induced precipita- tion of Nb in Nb and Nb-Ti microalloyed HSLA steels [J] 11余宗森，田中卓，金属物理M).北京：冶金工业出版 社，1981.183 Scripta Mater,2002,46:163 12 Poths R M,Higginson R L,Palmiere E J.Complex pre- 2 Dutta B.Sellars C M..Effect of composition and process cipitation behavior in a microalloyed plate steel [J]. variables on Nb(C,N)precipitation in niobium microal- Scpita Mater,2001,44:147 loyed austenite [J].Mater Sci Technol,1987.3:197 13 Craver A J,He K,Garvie L A J,et al.Complex hetero- 3 Edutta B,Valdes E,Sellars C M.Mechanism and kinetics geneous precipitation in Ti-Nb microalloyed Al-killed of strain induced precipitation of Nb(C,N)in Austenite HSLA stees-I,(Ti,Nb)(C.N)particles [J].Acta Mater, [J].Acta Metall Mater,1992,40(4):653 2000.48:3857 4 Liu W J,Jonas JJ.Nucleation kinetics of Ti carbonitrde 14 Zou HL,Kirkaldy J S.Carbonitride precipitate growth in microalloyed austenite [J].Metall Trans A,1989,20A in Ti/Nb microalloyed steels [J].Metall Trans A,1991, 689 22A(7):1523 5 Lee W B,Hong S G,Park GG,et al.Influence of Mo pre- 15 Okaguchi Shuji,Hasimoto Tamotsu.Computer model for cipitation hardening in hot rolled HSLA steels containing precipitation of carbonitride precipitation during hot Nb [J].Scripta Mater,2000.43:319 working in Nb-Ti bearing HSLA steels [J].ISIJ int,1992, 6 Morrison W B.Past and future development of HSLA 32(3:283 steels [A].Beijing HSLA Steel'2000[C].Beijing,2000. Strain-Induced Precipitation in a Multi-microalloyed Steel YUAN Shaogiang'YANG Shanwu WU Huibin,WANG Xuemin HE Xinlai 1)Materials Science and Engineering School,University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China 2)Tangshan College,Tangshan 063000,China ABSTRACT Transmission electron microscopy (TEM)and nanobeam EDS technique were used to investigate the strain induced precipitation behavior during relaxation process after deformation in the non-recrystallization temperature range of a ultra-low carbon steel containing Nb,Ti and Mo.The experiment results indicate that after 30%predeformatin at 850'C and 900C,two kinds of precipitates,combination of Nb and Ti and a few pure Nb,oc- cur in the steel during isothermal holding.The atomic ratio of Nb to Ti in particles increased and pure Nb particles disappeared with the relaxation extended.After longer holding,some Nb and Ti atoms in the lattice sites of the pre- cipitates were replaced by Mo atoms.The content of Mo in the precipitates rised with the relaxation time increased. The shape of the precipitates is mainly irregular and the density and average size of precipitates are related to de- formation temperature and relaxation time KEY WORDS microalloyed steel;stress relaxation:strain induce precipitation

4 18 北 京 科 技 大 学 学 报 2 00 3 年 第 5期 3 结 论 ( l) 含 Nb , iT , M o 的多 元微 合 金实 验钢 变 形后 的应 力 弛豫过 程 分为三 个 阶段 , 分 别对应 析 出相 的形 核 、 长 大 与粗 化 过程 . (2 )沿 大量 变 形 位 错 的扩 散 在 析 出物 的长 大 过 程 中特 别 是 长大 初 期起 重 要作 用 . (3 )析 出颗 粒 的长 大伴 随着成 分 的变化 , 析 出 颗 粒 在生 长初 期 富 iT , 随着 颗 粒 的长 大 , Ti入b 逐 渐 减 小 , 变成 以Nb 为主 , 并有 M o 进入 析 出相 中 . 参 考 文 献 H o n g S G , K an g K B , P a rk G G . Satr i n 一 i n d u e e d P r e e i Piat - ti o n o f N b i n N b an d N b 一 iT m i e or a l l o y e d H S L A s t e e l s [ J] . S e r i Pt a M at e r, 2 0 0 2 , 4 6 : 16 3 D u t t a B , S e ll ar s C M 二 E fe e t o f e o m P o s i ti o n a n d P r o e e s s v a r i a b l e s o n N b (C , N ) Per e iP i t at i o n i n n i o bi u m m i e or a l - l o y e d a u s t e n i t e [J] . M at e r S e i eT c hn o l , 1 9 8 7 , 3 : 1 9 7 E d u 彻 B , Va ld e s E , S e l lar s C M . M e e han i s m an d k i n e t i e s o f s tr a i n i n d u e e d Per c iP iat it o n o f Nb (C , N ) i n A u s et n iet [J」 . A e at M e t a l l M at e r, 19 9 2 , 4 0 (4 ) : 6 5 3 L i u W J , J o n a s J J . N u e l e at i o n k ine t i e s o f iT c a rb o n i tdr e i n m i e r o a l l o y e d a u st e n iet [ J l . M e at ll T r a n s A , 1 9 8 9 , 2 0 A : 6 8 9 L e e W B , H o n g S G , P ar k G G , e t a l . I n fl u e n c e o f M o P r e - e i Piat i o n h adr e n i n g i n h o t or l l e d H S L A s t e e l s e o nat i n i n g N b 〔J ] . S e r itP a M at e r, 2 0 0O , 4 3 : 3 19 M o ir s o n W B . P a s t a n d fu tu re d e v e loP m en t o f H S L A s t e e l s [ A ] . B e小n g H S L A S t e e l , 2 0 0 0 [C ] . B e ij i n g , 2 0 0 0 . l 5 7 王 学敏 , 尚成嘉 , 杨善 武 , 等 . 组织 细化 的 RP C 技 术机 理研 究 [ J ] . 金属 学报 , 2 0 0 2 , 3 8 ( 6 ) : 6 6 1 8 功ha az i M , H e X L , Jon a s J J , e t a l . nI fl u en e e o f bo onr o n n a t u r e a n d di s tr ibut i o n o f s atr i n i n d u e e d P er e i Pi t a t e s i n ( iT , N b ) h ihg s etr n g t h 1 o w a ll o y s t e e l [J 1 . M at e r S e i eT e h - n o l , 1 9 9 2 , 8 : 6 2 8 9 杨 善武 , 贺信 莱 . 妮 硼微 合 金钢 高温应 变 诱导析 出 行 为 [ J] . 材料科 学 与工 程 , 19 9 4 , 12 ( 2 ) : 4 9 1 0 A kb e n G , B ac or i x B , o an s J J . E fe e t o f v o n ad ium an d m o - ly b d e n u m ad d i ti o n o n h i gh t e m P e art u re re e o v e ry, er - c yr s at l liatZ i o n an d Per e iPi tat ion b e hva i o r o f n i o bi u m 一 b a s - e d bi e r o a l loy e d st e e l s [J ] . Ae at M et a ll , 19 8 3 , 3 1 : 16 5 fl 余 宗森 , 田 中卓 . 金 属物 理 IM ] . 北 京 : 冶 金工 业 出版 社 , 1 9 8 1 . 1 8 3 12 P o ht s R M , H i g i n s o n R L , P a lm i e er E J . C o m Pl e x erP - c i Piat i o n b e h va i o r i n a m i e or a ll o y e d P lat e s t e e l IJ I . S e P iat M 咖f, 2 0 0 1 , 4 4 : 14 7 13 C r va e r A J , H e K , G var i e L A J , e t a l . C o m Pl e x h et e r o - g e ne o u s Per e iP i tat i o n i n iT . N b m i e r o a l loy e d A I 一 k il l e d H SL A s t e e s 一 I , ( Ti , N b ) (C , N ) Part i e l e s [ J] . A e at M aet r, 2 0 0 0 , 4 8 : 3 8 5 7 14 Z o u H L , K i kr al d y J 5 . C a r b o n i t r id e Per e iP i t a t e gr o w th i n T i /N b m i e r o a ll o y e d s t e e l s IJ』 . Me t al l T r a n s A , 1 9 9 1 , 2 2 A ( 7 ) : 1 5 2 3 15 o ka g u c hi s h uj i , H as im o ot aT m o t s u . C o m P u et r m o d e l fo r Per e i Piat i o n o f e ar b o n itr id e Per e i Piat i o n d u ir n g h o t w o ikr n g i n N b 一 T i b e iar n g H S L A s et e l s [J ] . I S IJ int , 1 9 9 2 , 3 2 ( 3 ) : 2 8 3 S tr a i n 一 I n d u e e d rP e e iP it at i o n i n a M u lt i 一 m i c r o a ll o y e d S t e e l 了乙月N hS a o q ia ng , , 2 ), YA 入 . G hS a n w u , ), 砰 尸 U H盼i b’ln ’ ,) 洲刃 6 Xu e脚’ ln ’ ), H石 , 人公王la i , , l ) M at e r i a l s s e i e n e e an d E吧i n e e r in g s e h o o l , U n i v e rs ity o f s e i e n e e an d eT e hn o l o 罗 B e ij i嗯 , B e ij i n g l 00 0 8 3 , C h i n a 2 ) T a n g s h a n C o ll e g e , 几 n g sh an 0 6 3 00 0 , C h in a A B S T RA C T rT an sm i s s i o n e l e e tr on m i e or s e o P y ( T E M ) an d n an ob e am E D S t e e h n i q u e we r e u s e d t o i vn e st i g at e ht e s atr i n i n d u e e d P re e i P iat it on b e h a v ior d而 gn re lax a t ion P r o e e s s a ft e r d e of rm at ion i n ht e n o n 一 re e ry s at lli z at ion t e l n P e r a t u r e r a n g e o f a u ltr a 一 l o w e arb o n s t e e l e o in a i n ign Nb , T i an d M o . T h e e x P e r im e in er s u it s i n d i e aet th a t a fet r 3 0% P r e d e fo mr at i n at 8 50 oC an d 90 0℃ , wt o k i n d s o f P r e e i P itat e s , e o m b i n at ion o f Nb an d iT an d a fe w Pur e 确 , o e - e ur i n th e s t e e l d u r i n g i s o ht e mr a l ho l d ign . T h e at om i e art i o o f Nb t o iT i n P a rt i c l e s icn er a s e d a n d P u r e Nb P art i e l e s d i s ap P e ar e d w i ht ht e r e l ax at i o n e x t e n d e d . A ft e r l o gn e r h o ld ign , s o m e Nb an d T i at om s in ht e lat i e e s it e s o f het P er - e i Pi t at e s w e r e er P l a c e d b y M o at o m s . hT e e o n t e n t o f M o i n ht e Per e i P i at et s ir s e d iw ht het er l ax at i o n it m e i n e er as e d . hT e s h aP e o f ht e P r e e i Pi t at e s 1 5 m a i n ly ier g u l ar an d ht e de n s i yt a n d va e r ag e s i z e o f P r e c i Piat e s aer er l aet d t o d e - fo mr a t i o n t e m P e r a t u r e an d er l ax at i o n t im e . K E Y W O R D S m i e r o a l loy e d s t e e l: s etr s s er l ax at i o n : s tr a i n in d u e e P r e e iP it at i o n