。828 北京科技大学学报 2006年第9期 冷到850℃和600℃水淬样品中的MC型析出相 颗粒及富V颗粒(VxTi-x)(CN-)组成.此结 主要的种类，析出总量无明显差别（表5，表6中 果说明轧管后风冷过程中，33Mn2V钢中的钒元 的样品1和样品2).其中MC型析出相主要由 素主要是以高温下所形成的TN相为基底外延 TiN颗粒及V,富Ti复合颗粒(TixV-x) 生长形式而析出，含钒析出相主要形成为 (CN1-)组成（图6的样品1颗粒形貌及其能 (TixV一x)(CN-)复合颗粒.不同控冷温度 谱)：二者之间MC型析出相间仅存在化学成分、 下MC相析出特性必然是由钒的析出热力学、动 颗粒尺寸分布及颗粒空间分布等方面的细微差 力学综合作用决定，故考虑到动力学的因素，此阶 异.主要表现为当控冷到600℃时，则主要由TN 段钒的析出模式和本文热力学计算的钒的复合析 (a) 250 nm (b) (c) Cu VCu Si A Cu 45678910 E/keV 图6样品1析出相形貌及EDAX谱.(a副析出相T正M形貌：(b)直角方形颗粒能谱：(9圆角方形颗粒能谱 Fig.6 TEM micrograph of precipitates in sample 1 and its EDS spectra:(a)TEM micrograph of precipitates;(b)EDS spectrum of rectangular square particles:(e)EDS spectrum of roud square particles 出方式是一致的. 是一致的. 从表5可知，与工艺1对应的室温组织中 再加热结束至减径变形后的相变开始前的冷 MC相种类复杂，以TN和(TixV-)(CN-), 却过程中，工艺2中将有更多的V,N,C以单独 (VxTi-x)(CyN-)复合颗粒为主，并存在少量 形核方式自奥氏体中析出，形成富碳的 的V(CxN1-x)颗粒（图7(a),(b)):与工艺2对应 V(CxN1-x),这和本文计算得到的富VC的fcc 的室温组织中MC型析出相主要由规则方形 3相在846℃开始单独形核析出是一致的（图2 TiN,大量细小V(CxN-x)颗粒组成（图7(c), (a)及表3)，这样使相变前的奥氏体中固溶钒量、 (d),并且和工艺1相比，工艺2室温组织中MC 碳量明显降低，从而导致奥氏体分解开始温度提 相平均质量分数（表6中的样品5及样品6）的大 高，同时V(CxN一x)的析出所引起的成分重新分 幅度提高.该实验结果表明，在工艺1、工艺2再 布将使钢中C,Mn等元素的均匀性进一步提高. 加热后的减径变形及其空冷至室温过程中V元 其中V(CxN1-x)在相变前奥氏体中的弥散分布 素的析出长大方式绝然不同，其中工艺2中V主 为晶内铁素体的形成提供了大量形核核心，奥氏 要以单独形核长大方式析出，而工艺1中V主要 体基体的低合金化、低碳化及其成分空间分布的 是以钢中高温时既己存在的纯TN或富Ti颗粒 均匀化为铁素体的大量形成提供了热/动力学条 为基底外延生长方式析出.究其原因，这是由于 件.上述因素的综合作用促进了减径变形后的空 两种工艺下的再加热后的析出相的成分不同（表 冷过程中Y→F十P转变.这和热力学计算得到的 5和表6中的样品3和样品4)、析出颗粒尺寸不 由于碳氮化物的析出从而使奥氏体相中的V,N 同以及成分分布均匀性不同引起的.单从钒的析 量大幅度下降图4a),(c),进而影响奥氏体的 出特性考虑，这和本文计算得到的钒的析出模式 分解转变是一致的.冷到 850 ℃和 600 ℃水淬样品中的 MC 型析出相 主要的种类、析出总量无明显差别( 表 5, 表 6 中 的样品 1 和样品 2) .其中 M C 型析出相主要由 TiN 颗 粒 及 V, 富 Ti 复 合 颗 粒 ( Ti xV1-x ) ( CyN1-y ) 组成( 图 6 的样品 1 颗粒形貌及其能 谱) ;二者之间 M C 型析出相间仅存在化学成分、 颗粒尺寸分布及颗粒空间分布等方面的细微差 异.主要表现为当控冷到 600 ℃时, 则主要由 TiN 颗粒及富 V 颗粒( V xTi1-x ) ( CyN1-y ) 组成.此结 果说明轧管后风冷过程中, 33M n2V 钢中的钒元 素主要是以高温下所形成的 TiN 相为基底外延 生长 形 式 而析 出, 含 钒 析 出 相 主 要形 成 为 ( Ti xV1-x ) ( CyN1-y ) 复合颗粒.不同控冷温度 下M C 相析出特性必然是由钒的析出热力学、动 力学综合作用决定, 故考虑到动力学的因素, 此阶 段钒的析出模式和本文热力学计算的钒的复合析 图 6 样品 1 析出相形貌及 EDAX 谱.( a) 析出相 TEM 形貌;(b) 直角方形颗粒能谱;( c) 圆角方形颗粒能谱 Fig.6 TEM micrograph of precipitates in sample 1 and its EDS spectra:( a) TEM micrograph of precipitates;( b) EDS spectrum of rectangular square particles;( c) EDS spectrum of round square particles 出方式是一致的 . 从表 5 可知, 与工艺 1 对应的室温组织中 M C 相种类复杂, 以 TiN 和( Ti xV1-x ) ( CyN1-y ) , ( V xTi1-x ) ( CyN1-y ) 复合颗粒为主, 并存在少量 的V( C xN1 -x ) 颗粒( 图 7( a) , ( b) ) ;与工艺 2 对应 的室温组织中 MC 型析出相主要由规则方形 TiN, 大量细小 V ( C xN1-x ) 颗粒组成( 图 7 ( c) , ( d) ) , 并且和工艺 1 相比, 工艺 2 室温组织中 MC 相平均质量分数( 表 6 中的样品 5 及样品 6) 的大 幅度提高 .该实验结果表明, 在工艺 1 、工艺 2 再 加热后的减径变形及其空冷至室温过程中 V 元 素的析出长大方式绝然不同, 其中工艺 2 中 V 主 要以单独形核长大方式析出, 而工艺 1 中 V 主要 是以钢中高温时既已存在的纯 TiN 或富 Ti 颗粒 为基底外延生长方式析出.究其原因, 这是由于 两种工艺下的再加热后的析出相的成分不同( 表 5 和表 6 中的样品 3 和样品 4) 、析出颗粒尺寸不 同以及成分分布均匀性不同引起的.单从钒的析 出特性考虑, 这和本文计算得到的钒的析出模式 是一致的 . 再加热结束至减径变形后的相变开始前的冷 却过程中, 工艺 2 中将有更多的 V, N, C 以单独 形核 方 式 自 奥 氏 体 中 析 出, 形 成 富 碳 的 V( CxN1 -x ) , 这和本文计算得到的富 V -C 的 fcc #3 相在 846 ℃开始单独形核析出是一致的( 图 2 ( a) 及表 3) , 这样使相变前的奥氏体中固溶钒量、 碳量明显降低, 从而导致奥氏体分解开始温度提 高, 同时 V( C xN1-x ) 的析出所引起的成分重新分 布将使钢中 C, Mn 等元素的均匀性进一步提高. 其中 V( C xN1-x ) 在相变前奥氏体中的弥散分布 为晶内铁素体的形成提供了大量形核核心, 奥氏 体基体的低合金化 、低碳化及其成分空间分布的 均匀化为铁素体的大量形成提供了热/动力学条 件.上述因素的综合作用促进了减径变形后的空 冷过程中 γ※F +P 转变.这和热力学计算得到的 由于碳氮化物的析出从而使奥氏体相中的 V, N 量大幅度下降( 图 4( a) , ( c) ) , 进而影响奥氏体的 分解转变是一致的. · 828 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 9 期