·362· 工程科学学报，第38卷，第3期 600 500 Fe 士后 30 Ti 200 0 能量keV 图8回火态钢析出物透射电镜表征.(a)形貌及分布：(b)能谱分析：()(d)高分辨透射电镜分析 Fig.8 TEM characterization of precipitates in the tempered steel:(a)morphology and distribution:(b)EDS spectrum:(c,d)HRTEM analysis re- sults 改变原来的扩展路径，消耗更多的能量.小角度晶界 的M/A岛组织则不易形成裂纹，对裂纹的扩展有强烈 的晶界能随取向差的变化而变化，只有当取向差≥15° 的阻滞作用四，因此贝氏体中M/A岛以数量少、尺寸 时，晶界能达到最大值，才能保持不变网，所以小角度 小、分布均匀和形状为类球形为最佳四.热轧态试样 晶界不能有效阻止裂纹的扩展.在轧制试样中，晶界 相对于回火态试样具有较多粗大的M/A岛和粒状贝 取向差≥15°的组织单元可以作为有效阻碍裂纹扩展 氏体，是冲击韧性偏低的原因之一圆 的晶粒，有效晶粒尺寸越小，大角度晶界比例越高，裂 在微合金钢中同时存在几种微合金沉淀相时，各 纹扩展时改变方向次数越多，对冲击功的消耗越 沉淀相的沉淀析出具有一定的次序，一般情况下，析出 大0.试样经过回火处理后，具有更多的针状铁素体 相与基体之间更容易满足新析出相形核所需要的条 组织，大角度晶界比例增加3.43%，有效晶粒尺寸降 件.因此，试样中往往会存在复合析出相.C和 低0.56μm,使其具有更好冲击韧性. NC这两种化合物均为面心立方结构，且晶格常数相 在低碳高强度贝氏体钢中，粗大的岛状组织是降 近(0.4328nm和0.447nm),它们的碳氮化物可以相 低板材韧性的一个重要原因.M/A岛主要是在奥氏体 互作用形成复合析出相的，而TC的完全溶解温度在 向铁素体转变过程中形成的，当奥氏体向铁素体转变 1350℃以上比NbC的溶解温度高，所以往往是NbC依 时，碳和合金元素向奥氏体中扩散聚集，使奥氏体相更 附TC形核析出.第二相的形核一长大过程主要受到 加稳定，经过随后的快速冷却，仅部分残余奥氏体转变 碳元素与合金元素的扩散控制.经过480℃回火处 为马氏体组织，从而构成残余奥氏体与马氏体组织的 理后，虽然试样中位错密度降低，减少元素的扩散通 混合组织.尽管M/A岛的存在可以起到一定的强化 道，但却增加碳与合金元素的扩散系数，析出新的第二 作用，但它也破坏基体的连续性，在M/A的周围或多 相.由于回火温度较低，不利于溶质原子的长程扩散， 或少存在一些晶格畸变而产生应力集中.当这些M/A 使得这些析出物来不及聚集长大，而保持细小弥散的 岛尺寸较大时，在相界面处的晶格畸变严重，因塑性变 分布状态.一方面这些细小的析出相将钉扎位错以及 形诱发形成的裂纹尺寸极易超过裂纹失稳扩展的临界 晶界，保证微合金低碳贝氏体钢的回火稳定性团，增 尺寸，在外力作用下将迅速扩展降低韧性.细小弥散 强析出强化作用：另一方面，由于钢铁材料中的析出相工程科学学报，第 38 卷，第 3 期 图 8 回火态钢析出物透射电镜表征． ( a) 形貌及分布; ( b) 能谱分析; ( c) ( d) 高分辨透射电镜分析 Fig． 8 TEM characterization of precipitates in the tempered steel: ( a) morphology and distribution; ( b) EDS spectrum; ( c，d) HＲTEM analysis re￾sults 改变原来的扩展路径，消耗更多的能量． 小角度晶界 的晶界能随取向差的变化而变化，只有当取向差≥15° 时，晶界能达到最大值，才能保持不变［9］，所以小角度 晶界不能有效阻止裂纹的扩展． 在轧制试样中，晶界 取向差≥15°的组织单元可以作为有效阻碍裂纹扩展 的晶粒，有效晶粒尺寸越小，大角度晶界比例越高，裂 纹扩展 时 改 变 方 向 次 数 越 多，对 冲 击 功 的 消 耗 越 大［10］． 试样经过回火处理后，具有更多的针状铁素体 组织，大角度晶界比例增加 3. 43% ，有效晶粒尺寸降 低 0. 56 μm，使其具有更好冲击韧性． 在低碳高强度贝氏体钢中，粗大的岛状组织是降 低板材韧性的一个重要原因． M/A 岛主要是在奥氏体 向铁素体转变过程中形成的，当奥氏体向铁素体转变 时，碳和合金元素向奥氏体中扩散聚集，使奥氏体相更 加稳定，经过随后的快速冷却，仅部分残余奥氏体转变 为马氏体组织，从而构成残余奥氏体与马氏体组织的 混合组织． 尽管 M/A 岛的存在可以起到一定的强化 作用，但它也破坏基体的连续性，在 M/A 的周围或多 或少存在一些晶格畸变而产生应力集中． 当这些 M/A 岛尺寸较大时，在相界面处的晶格畸变严重，因塑性变 形诱发形成的裂纹尺寸极易超过裂纹失稳扩展的临界 尺寸，在外力作用下将迅速扩展降低韧性． 细小弥散 的 M/A 岛组织则不易形成裂纹，对裂纹的扩展有强烈 的阻滞作用［11］，因此贝氏体中 M/A 岛以数量少、尺寸 小、分布均匀和形状为类球形为最佳［12］． 热轧态试样 相对于回火态试样具有较多粗大的 M/A 岛和粒状贝 氏体，是冲击韧性偏低的原因之一［13］． 在微合金钢中同时存在几种微合金沉淀相时，各 沉淀相的沉淀析出具有一定的次序，一般情况下，析出 相与基体之间更容易满足新析出相形核所需要的条 件［14］． 因此，试样中往往会存在复合析出相． TiC 和 NbC 这两种化合物均为面心立方结构，且晶格常数相 近( 0. 4328 nm 和 0. 447 nm) ，它们的碳氮化物可以相 互作用形成复合析出相［15］，而 TiC 的完全溶解温度在 1350 ℃以上比 NbC 的溶解温度高，所以往往是 NbC 依 附 TiC 形核析出． 第二相的形核--长大过程主要受到 碳元素与合金元素的扩散控制［16］． 经过 480 ℃回火处 理后，虽然试样中位错密度降低，减少元素的扩散通 道，但却增加碳与合金元素的扩散系数，析出新的第二 相． 由于回火温度较低，不利于溶质原子的长程扩散， 使得这些析出物来不及聚集长大，而保持细小弥散的 分布状态． 一方面这些细小的析出相将钉扎位错以及 晶界，保证微合金低碳贝氏体钢的回火稳定性［17］，增 强析出强化作用; 另一方面，由于钢铁材料中的析出相 ·362·