苏航等：正火过程中V-N微合金化钢的第二相行为 ·1327· 50m 50 um 图2热轧态(a)与正火态(b)V-N钢显微组织 Fig.2 Microstructures of the hot-tolled V-N steel (a)and normalized V-N steel (b) 在正火保温过程中，V(C,N)数量明显发生减少.此时 形貌、尺寸、成分等作进一步表征和分析.图4(d)衍 M(C,N)中V回溶进奥氏体，未溶的V仍然占V总质 射斑的标定结果为V(C,N)析出相的O31]晶带轴衍 量的32.9%.在随后的正火冷却过程中，溶解的V(C, 射斑.从图4(a)~(c)中可以看出：V(C,N)析出相的 N)粒子又重新析出，数量变多，此时M(C,N)中V占 形状以扁球状分布.热轧态实验钢中的V(C,N)析出 V总质量的48.1%. 相尺寸较小，多数尺寸为5nm左右，且团聚在一起：淬 表2V(C,N)相分析的定量结果 火态实验钢中V(C,N)析出相尺寸较大，多数尺寸为 Table 2 V(C,N)quantitative results of physicochemical phase analysis 20nm左右：正火态实验钢既有较多尺寸为20nm左右 M(C,N)中V在 MC中V在 的大尺寸V(C,N)析出相，也有较多尺寸为5nm左右 编号热处理 固溶V的 合金中的 合金中的 质量分数/% 的小尺寸V(C,N)析出相. 质量分数/% 质量分数/% R1热轧 0.045 0.0039 0.0301 3分析讨论 Q 淬火 0.026 0.0008 0.0522 3.1正火过程V(C,N)第二相行为的分析模型 NI 正火 0.038 0.0032 0.0378 热轧态实验钢在奥氏体区轧制变形过程中，一方 面能够缩短V(C,N)在奥氏体中析出的孕育时间，促 图3给出三种工艺状态下V-N钢由X射线小角 进V(C,N)的形变诱导析出；另一方面热加工使得材 度散射法测量的V(C,N)相粒度分布图以及不同工艺 料的位错密度增加，为随后V(C,N)在铁素体中的析 条件V(C,N)中V在合金中的质量分数随粒度的分 出准备了形核位置.因此，热轧态V-N钢具有数量较 布.从图3(a)~(c)中可以看出，热轧态V-N钢以小 多，尺寸较小，分布弥散的V(C,N)粒子，如图5(a)所 尺寸的V(C,N)为主.其中1~5nm的V(C,N)粒子 示.但是，在随后正火加热过程中，由于V一N钢中氮 质量分数达到37.7%，1~18nm的V(C,N)粒子质量 含量较高，热力学稳定性较好.因此，奥氏体中仍然有 分数达到65.1%.而淬火态及正火态V-N钢主要以 部分未溶解的V(C,N)粒子.而这部分V(C,N)粒子 中等尺寸V(C,N)粒子为主，其中10~36nm的V(C, 在热扩散作用下发生聚集长大，以减少界面能，如 N)粒子质量分数分别达到63.4%及60.3%.另外，从 图5(b)所示.图5(c)是淬火后V-N钢析出相行为. 图3()中可以看出正火过程中V-N钢不同尺寸V 由于冷速较快，V-V钢中第二相根本来不及析出，因 (C,N)数量的变化.在正火保温阶段，尺寸为1~5nm 而正火保温结束后的第二相行为得以保存下来.可以 的V(C,N)第二相数量发生明显的减少：尺寸为10~ 看出，正火保温结束后，V(C,N)第二相回溶进奥氏体 60nm的V(C,N)第二相数量增加，说明这个过程部分 中数量较多，且未溶的V(C,N)发生粗化.在随后正 V(C,N)发生聚集长大以减少界面能.正火冷却的过 火冷却过程中，溶解的V再析出，V(C,N)数量增加， 程中，尺寸为1~36nm的V(C,N)第二相数量明显回 如图5(d)所示 升，说明在正火冷却过程中，V(C,N)第二相又重新 3.2V(C,N)第二相行为对材料强化机制的影响 析出. 根据第二相强化机理，以Ashby-Orowan模型为前 2.2.2析出相的形貌观察 提条件.该模型阐述了当滑移位错以Orowan机制绕 采用JE0L-2100F型高分辨透射电镜对不同工艺 过不可变形颗粒时，其第二相强化效果与第二相的体 条件下V一N钢中V(C,N)析出相（萃取复型样品）的 积分数f的1/2次方成正比，与第二相颗粒尺寸d成苏 航等: 正火过程中 V--N 微合金化钢的第二相行为 图 2 热轧态( a) 与正火态( b) V – N 钢显微组织 Fig． 2 Microstructures of the hot-rolled V--N steel ( a) and normalized V--N steel ( b) 在正火保温过程中，V( C，N) 数量明显发生减少． 此时 M( C，N) 中 V 回溶进奥氏体，未溶的 V 仍然占 V 总质 量的 32. 9% ． 在随后的正火冷却过程中，溶解的 V( C， N) 粒子又重新析出，数量变多，此时 M( C，N) 中 V 占 V 总质量的 48. 1% ． 表 2 V( C，N) 相分析的定量结果 Table 2 V( C，N) quantitative results of physicochemical phase analysis 编号 热处理 M( C，N) 中 V 在 合金中的 质量分数/% M3C 中 V 在 合金中的 质量分数/% 固溶 V 的 质量分数/% Ｒ1 热轧 0. 045 0. 0039 0. 0301 Q1 淬火 0. 026 0. 0008 0. 0522 N1 正火 0. 038 0. 0032 0. 0378 图 3 给出三种工艺状态下 V--N 钢由 X 射线小角 度散射法测量的 V( C，N) 相粒度分布图以及不同工艺 条件 V( C，N) 中 V 在合金中的质量分数随粒度的分 布． 从图 3( a) ～ ( c) 中可以看出，热轧态 V--N 钢以小 尺寸的 V( C，N) 为主． 其中 1 ～ 5 nm 的 V( C，N) 粒子 质量分数达到 37. 7% ，1 ～ 18 nm 的 V( C，N) 粒子质量 分数达到 65. 1% ． 而淬火态及正火态 V--N 钢主要以 中等尺寸 V( C，N) 粒子为主，其中 10 ～ 36 nm 的 V( C， N) 粒子质量分数分别达到 63. 4% 及 60. 3% ． 另外，从 图 3( d) 中可以看出正火过程中 V--N 钢不同尺寸 V ( C，N) 数量的变化． 在正火保温阶段，尺寸为 1 ～ 5 nm 的 V( C，N) 第二相数量发生明显的减少; 尺寸为 10 ～ 60 nm 的 V( C，N) 第二相数量增加，说明这个过程部分 V( C，N) 发生聚集长大以减少界面能． 正火冷却的过 程中，尺寸为 1 ～ 36 nm 的 V( C，N) 第二相数量明显回 升，说明在正火冷却过程中，V( C，N) 第二相又重新 析出． 2. 2. 2 析出相的形貌观察 采用 JEOL--2100F 型高分辨透射电镜对不同工艺 条件下 V--N 钢中 V( C，N) 析出相( 萃取复型样品) 的 形貌、尺寸、成分等作进一步表征和分析． 图 4( d) 衍 射斑的标定结果为 V( C，N) 析出相的［03 － 1］晶带轴衍 射斑． 从图 4( a) ～ ( c) 中可以看出: V( C，N) 析出相的 形状以扁球状分布． 热轧态实验钢中的 V( C，N) 析出 相尺寸较小，多数尺寸为 5 nm 左右，且团聚在一起; 淬 火态实验钢中 V( C，N) 析出相尺寸较大，多数尺寸为 20 nm 左右; 正火态实验钢既有较多尺寸为 20 nm 左右 的大尺寸 V( C，N) 析出相，也有较多尺寸为 5 nm 左右 的小尺寸 V( C，N) 析出相． 3 分析讨论 3. 1 正火过程 V( C，N) 第二相行为的分析模型 热轧态实验钢在奥氏体区轧制变形过程中，一方 面能够缩短 V( C，N) 在奥氏体中析出的孕育时间，促 进 V( C，N) 的形变诱导析出; 另一方面热加工使得材 料的位错密度增加，为随后 V( C，N) 在铁素体中的析 出准备了形核位置． 因此，热轧态 V--N 钢具有数量较 多，尺寸较小，分布弥散的 V( C，N) 粒子，如图 5( a) 所 示． 但是，在随后正火加热过程中，由于 V--N 钢中氮 含量较高，热力学稳定性较好． 因此，奥氏体中仍然有 部分未溶解的 V( C，N) 粒子． 而这部分 V( C，N) 粒子 在热扩 散 作 用 下 发 生 聚 集 长 大，以 减 少 界 面 能，如 图 5( b) 所示． 图 5( c) 是淬火后 V--N 钢析出相行为． 由于冷速较快，V--N 钢中第二相根本来不及析出，因 而正火保温结束后的第二相行为得以保存下来． 可以 看出，正火保温结束后，V( C，N) 第二相回溶进奥氏体 中数量较多，且未溶的 V( C，N) 发生粗化． 在随后正 火冷却过程中，溶解的 V 再析出，V( C，N) 数量增加， 如图 5( d) 所示． 3. 2 V( C，N) 第二相行为对材料强化机制的影响 根据第二相强化机理，以 Ashby-Orowan 模型为前 提条件． 该模型阐述了当滑移位错以 Orowan 机制绕 过不可变形颗粒时，其第二相强化效果与第二相的体 积分数 f 的 1 /2 次方成正比，与第二相颗粒尺寸 d 成 ·1327·