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