Nb- Ti低合金高強鋼第二相析出及其對力學(xué)性能的影響

張志建 陳 剛 劉志橋 李化龍

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，江蘇 張家港 215625)

汽車工業(yè)安全減重的需求，促進(jìn)了冷軋低合金高強鋼(high strength low alloy steel, HSLA)的發(fā)展。HSLA鋼是在低碳的基礎(chǔ)上，通過添加微量鈮、釩、鈦等合金元素，以通過細(xì)晶強化、析出強化和固溶強化等機(jī)制，顯著提高強度，并保持良好的成形性能。添加的微量合金在熱軋及隨后的冷軋退火過程中溶解和析出，形成的碳化物或碳氮化物等第二相粒子對微觀組織有強烈的影響，從而決定了鋼板的力學(xué)性能。微合金元素在控制軋制中的作用已有大量研究[1- 3]，如板坯加熱時粗大析出物可阻止奧氏體晶粒長大，在隨后軋制過程應(yīng)變誘導(dǎo)析出的細(xì)小第二相粒子延遲再結(jié)晶形核，從而在卷取后得到細(xì)小的鐵素體和珠光體組織。對于復(fù)合添加Nb、Ti的HSLA鋼，少量Ti元素對抑制奧氏體晶粒的長大和提高再結(jié)晶溫度有顯著的影響[3]，在熱軋過程中析出的第二相粒子形態(tài)及分布也會影響后續(xù)的冷軋退火過程。因此，本文主要研究了不同成分HSLA鋼在熱軋及冷軋過程中第二相粒子的析出行為及其對顯微組織、力學(xué)性能的影響，以期為冷軋HSLA鋼的開發(fā)提供指導(dǎo)。

1 試驗材料與方法

試驗用HSLA鋼復(fù)合添加Nb和Ti兩種微合金元素，具體化學(xué)成分如表1所示，其中B鋼的Nb含量較A鋼略高。試驗鋼在工業(yè)生產(chǎn)線上澆鑄成坯，然后采用控軋控冷(TMCP)工藝將板坯重新加熱后再熱軋至3.5 mm厚，最后卷取，具體熱軋工藝如表2所示，其中采用了兩種加熱溫度(1 200和1 250 ℃)以研究Nb含量對第二相析出的影響。熱軋鋼板酸洗后在5機(jī)架軋機(jī)上冷軋至1.2 mm厚，總壓下量為65.7%。再將冷軋后的薄板加工成450 mm×140 mm方形試樣，在多爐室?guī)т撨B續(xù)退火試驗機(jī)上模擬帶鋼的連續(xù)退火過程。圖1為連續(xù)退火過程溫度控制曲線圖，該曲線根據(jù)連續(xù)退火生產(chǎn)線退火爐的各段長度制定。為了研究連續(xù)退火溫度對力學(xué)性能的影響，選擇在730～850 ℃多個溫度進(jìn)行均熱退火，退火時間為96 s。退火在氮氣保護(hù)下進(jìn)行，鋼板上的熱電偶測量溫度與設(shè)定溫度的偏差小于5 ℃。退火后的鋼板在Instron 5585拉伸試驗機(jī)上進(jìn)行力學(xué)性能測試。采用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡觀察試樣的顯微組織，并采用透射電鏡分析第二相的析出。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of the experimental steels (mass fraction) %

表2 試驗鋼的熱軋工藝參數(shù)Table 2 Hot rolling parameters of the experimental steels

注：①預(yù)熱,②加熱,③均熱退火,④緩冷,⑤快冷,⑥過時效,⑦終冷

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 成分及熱軋加熱溫度對組織及性能的影響

圖2為不同Nb含量和加熱溫度均熱后軋制的試驗鋼的顯微組織，可見3種試驗鋼的組織均為多邊形鐵素體和珠光體。A1、B1鋼的熱軋工藝相同，但隨著Nb的質(zhì)量分?jǐn)?shù)從0.033%增加到0.053%，B1鋼的晶粒尺寸減小(見圖2a,2b)；B1和B2鋼的Nb含量相同，但當(dāng)熱軋加熱溫度從1 200 ℃升高到1 250 ℃后，B2鋼的晶粒尺寸明顯減小(見圖2c)。通過截線法測量晶粒尺寸，獲得A1、B1和B2鋼的平均晶粒尺寸分別為5.95、5.11和3.53 μm。

表3列出了3種試驗鋼的力學(xué)性能，可見Nb含量的增加和熱軋加熱溫度的升高均顯著提高了試驗鋼的強度，同時降低了斷后伸長率。

根據(jù)修正的Hall- Petch公式，熱軋鋼板的屈服強度由以下幾種強化方式貢獻(xiàn)：

σy=σ0+σss+σppt+kyd-1/2

(1)

圖2 不同Nb含量和加熱溫度熱軋的試驗鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of the tested steels of different Nb contents hot- rolled at different temperatures

表3 不同Nb含量和加熱溫度均熱后軋制的試驗鋼的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of the tested steels of different Nb contents hot- rolled at different heating temperatures

式中：σ0為晶格摩擦力；σss為固溶強化增量；σppt為析出強化增量;kyd-1/2是晶粒細(xì)化增量;ky為晶界強化因子，碳錳鋼為17.4 MPa·mm1/2[4];d是晶粒直徑。

通過式(1)可以估算試驗鋼的強度增量。由于3種試驗鋼的熱軋態(tài)組織基本相同，可認(rèn)為晶格摩擦力相同。在固溶強化方面，相較于A鋼，B鋼中Mn的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加了0.34%，按每添加0.1%Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，強度增加3.7 MPa計算[4]，B鋼的強度增量約13 MPa；A1、B1和B2鋼的晶粒強化增量分別為225、243和292 MPa，據(jù)此可估算出相較于A1鋼，B1鋼的析出強化增量約77 MPa，B2鋼約85 MPa。從以上結(jié)果可以看出，Nb的析出強化效果顯著，每添加0.01%Nb，強度增加約40 MPa；提高熱軋加熱溫度，試驗鋼的析出強化增量并不明顯，其強度的貢獻(xiàn)主要來自于細(xì)晶強化，增量約49 MPa。

2.2 退火溫度對冷軋組織及性能的影響

對冷軋后的A1和B1鋼在730～850 ℃進(jìn)行連續(xù)退火試驗。Chen等[5]采用接近A1鋼成分的0.055C- 1.32Mn- 0.02Ti- 0.032Nb鋼，研究得出其在冷軋壓下量為75%時670 ℃左右退火9 min完成再結(jié)晶。圖3為A1鋼在730～830 ℃退火后的顯微組織，可以看出，在所選擇的4種退火溫度下，再結(jié)晶過程都已經(jīng)完成，組織為多邊形鐵素體和珠光體。隨著退火溫度的升高，晶粒逐漸長大。圖4為A1鋼在730～830 ℃退火后的晶粒尺寸，可見，低溫退火時晶粒長大緩慢；780 ℃以上退火時，晶粒長大速度增快；約810 ℃及以上溫度退火時，晶粒長大速度再次趨緩。在試驗退火溫度區(qū)間，A1鋼的平均晶粒尺寸從730 ℃的4.36 μm逐漸增加到850 ℃的7.15 μm。

圖5為A1和B1鋼在730～830 ℃退火后的力學(xué)性能變化，可見，隨著退火溫度的升高，試驗鋼的強度逐漸降低，斷后伸長率逐漸增加。其中A1鋼的強度在780 ℃以上時下降較快，810 ℃以上時下降速度減緩；當(dāng)退火溫度從730 ℃升高到850 ℃時，A1鋼的強度約降低53 MPa。根據(jù)式(1)計算得出，由晶粒長大而導(dǎo)致強度下降了約58 MPa。由此可推算，晶粒長大是試驗鋼強度降低的主要原因。

與A1鋼不同，B1鋼在730 ℃左右退火時強度就開始明顯下降，790 ℃以上時下降速度減緩。觀察顯微組織發(fā)現(xiàn)，B1鋼經(jīng)730 ℃退火后還存在少量的纖維狀組織[6]，鐵素體也未完成多邊化，這可能與B1鋼中Nb、Mn含量較高，推遲了再結(jié)晶完成有關(guān)。此外，在780 ℃左右退火時，A1鋼與B1鋼的屈服強度差值約36 MPa，而試驗測得在該溫度退火的兩種鋼的晶粒尺寸基本相同，因此判定強度的變化主要是由第二相析出引起的。

2.3 第二相析出及其對力學(xué)性能的影響

2.3.1 熱軋過程中第二相析出及其對力學(xué)性能的影響

采用碳膜復(fù)型萃取制備試樣，在透射電鏡下觀察熱軋和冷軋退火后試驗鋼中第二相的析出。

圖3 A1鋼在不同溫度退火后的顯微組織Fig.3 Microstructures of A1 steels after annealing at different temperatures

圖4 A1鋼在不同溫度退火后的晶粒尺寸Fig.4 Grain size of A1 steels after annealing at different temperatures

圖6是熱軋試驗鋼中第二相粒子分布的TEM照片，可見試驗鋼的晶界均較規(guī)則，有正方體形的粗大顆粒析出，尺寸約80～150 nm。A1鋼中的大顆粒均為規(guī)則正方體(見圖6a,6d)；B1鋼中大顆粒除少量仍為正方體外，大多數(shù)出現(xiàn)了球化趨勢(見圖6b,6e)；B2鋼中大顆粒多數(shù)仍為規(guī)則的正方體，但有少量大顆粒從單顆正方體向?qū)\生體變化(見圖6c,6d)。除粗大析出物外，試驗鋼的晶界及晶內(nèi)還彌散分布著細(xì)小的球狀第二相，尺寸主要為5～40 nm，并有大量φ10 nm左右的第二相析出。對圖6中箭頭所指的大顆粒及典型的細(xì)小析出物進(jìn)行能譜分析，獲得的Nb、Ti的質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表4所示。根據(jù)成分分析及文獻(xiàn)[1,3]，判斷出形狀規(guī)則的正方體顆粒應(yīng)為復(fù)合析出的(Ti,Nb)(C,N)粒子，細(xì)小第二相為(Ti,Nb)C或NbC粒子。

圖5 退火溫度對A1和B1鋼力學(xué)性能的影響Fig.5 Influence of annealing temperature on mechanical properties of A1 and B1 steels

低合金高強鋼中的微合金元素以固溶和析出兩種形式存在，第二相析出比固溶態(tài)對控制軋制過程的微觀組織影響更為顯著[2]。在板坯加熱過程中，通常希望熱軋前Nb元素能夠在奧氏體中完全固溶，再在隨后的控軋控冷過程中彌散析出。Ti的碳氮化物在1 300 ℃以上開始溶解[3]， 在含Nb的HSLA鋼中添加Ti，可以在板坯加熱過程形成穩(wěn)定的富Ti的(Ti,Nb)(C,N)氮化物或碳氮化物，從而有效地阻止晶粒長大；在隨后的軋制變形過程，這些富Ti第二相可以成為NbC等粒子的優(yōu)先形核位置。因此，Nb的碳化物或碳氮化物在加熱過程中的溶解程度對熱軋過程Nb作用的發(fā)揮有重要影響。

圖6 熱軋試驗鋼中析出的第二相TEM形貌Fig.6 TEM morphologies of second phases precipitated in the hot- rolled test steels

表4 熱軋試驗鋼中析出的第二相化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 4 Chemical compositions of second phases precipitated in the hot- rolled test steels (mass fraction) %

目前，已有很多學(xué)者研究了Nb的碳化物在奧氏體中的平衡溶解度計算公式，其中最為典型的為[7]：

(2)

式中：[Nb]、[C]分別為鈮和碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù);TK為加熱溫度，K。根據(jù)式(2)計算得出，0.033%Nb和0.053%Nb鋼的平衡溶解度分別為1 155和1 220 ℃。據(jù)此分析，在1 200 ℃加熱時，0.033%Nb鋼中Nb的碳化物可以充分溶解，而0.055%Nb鋼中Nb的碳化物只有在1 220 ℃以上才能充分溶解。

表4的結(jié)果顯示，圖6中形狀規(guī)則的粗大(Ti,Nb)(C,N)粒子均為富Ti成分，A1鋼中Ti的相對質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到70%左右；隨著Nb含量的升高，B1鋼中Ti的相對質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低到42%左右，這應(yīng)該與加熱溫度不足、Nb的溶解不完全有關(guān)；加熱溫度升高到1 250 ℃后，B2鋼中Ti的相對質(zhì)量分?jǐn)?shù)回升到63%左右，說明Nb的溶解度有進(jìn)一步提升。

對粗大第二相的進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，A1鋼中的第二相均為規(guī)則的正方體，B1鋼中的部分第二相出現(xiàn)了球化趨勢，而B2鋼中第二相的形貌除正方體外還有帽狀。對析出物進(jìn)行成分分析發(fā)現(xiàn),B1鋼的正方體外緣和B2鋼孿生的帽狀體均為富Nb成分。Hong等[3]通過高分辨電鏡在0.08C- 0.043Nb- 0.016Ti鋼中也觀察到了類似形狀的析出物，并確定其為富Nb的(Nb,Ti)C碳化物，該碳化物在未完全溶解的富Ti的(Ti,Nb)(C,N)基體上優(yōu)先形核，并與(Ti,Nb)(C,N)異質(zhì)共格析出。

綜上可見，A1鋼在1 200 ℃加熱時可保證Nb充分溶解，但由于其Nb含量低于B1鋼，因此B1鋼的晶粒細(xì)化及第二相析出強化增量高于A1鋼。在B1、B2鋼中還觀察到了Nb在未溶解第二相上的優(yōu)先析出，但由于B1鋼中粗大第二相大多呈球狀，Nb的消耗較多，從而降低了Nb的固溶量，減少了細(xì)小NbC/(Nb,Ti)C在奧氏體晶內(nèi)的析出。此外，由于B2鋼的加熱溫度高，部分Ti的碳氮化物也開始溶解，在軋制過程析出的粗大第二相粒子較多，對晶粒細(xì)化的作用更為明顯。因此，B2鋼的晶粒細(xì)化和第二相析出對強度的貢獻(xiàn)要大于B1鋼。

2.3.2 冷軋退火過程中第二相析出及其對力學(xué)性能的影響

圖7為3種試驗鋼冷軋后在780 ℃退火過程中析出的第二相，可見，析出物大致可分成為粗大析出和彌散析出兩種類型。對于彌散細(xì)小的析出物，退火后其尺寸明顯增加，呈球狀在晶界及晶內(nèi)彌散析出，尺寸以φ10～50 nm為主，分布不均勻；在透射電鏡下仍可觀察到10 nm左右的第二相粒子，但更細(xì)小的析出物已難以區(qū)別；隨著Nb含量的增加及熱軋加熱溫度的提高，細(xì)小析出物的數(shù)量整體呈增加趨勢。相比較，粗大析出物的分布較均勻，尺寸為80～150 nm，其形貌不同于熱軋態(tài)的，均以球狀為主，但B2鋼中仍存在少量孿生帽狀析出物(見圖7f)。對第二相粒子進(jìn)行能譜分析，得出細(xì)小析出物為富Nb的(Nb,Ti)C，在粗大正方體基體上生長或?qū)\生狀生長的也是富Nb的(Nb,Ti)C。

圖7 試驗鋼冷軋后在780 ℃退火過程中析出的第二相的TEM形貌Fig.7 TEM morphologies of the second phases precipitated in test steels after cold- rolling and then annealing at 780 ℃

冷軋退火后的第二相粒子分布保留了熱軋態(tài)的一些特征，這在粗大粒子的形態(tài)分布上更為明顯。粗大析出物由于異性成核的界面能較低，退火時重新固溶析出的富Nb的(Nb,Ti)C碳化物優(yōu)先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)核心上成長，因此A1、B1鋼退火后的粗大第二相基本呈球狀。而B2鋼中粗大球狀析出的數(shù)量雖增多，但少數(shù)仍為正方體或帽狀。

鋼板冷軋后存儲了大量的變形能，位錯密度高。熱軋析出的細(xì)小第二相在退火過程中逐漸粗化，將迫使位錯從原來的切過或繞過機(jī)制向繞過機(jī)制轉(zhuǎn)變。熱軋初始細(xì)小第二相的數(shù)量一方面影響再結(jié)晶溫度，另一方面也決定了冷軋后細(xì)小析出物的數(shù)量。

3種試驗鋼在780 ℃退火后的力學(xué)性能見表5，相比A1鋼，B1、B2鋼的屈服強度分別提高了36和60 MPa。由于B1鋼的熱軋加熱溫度與A1鋼相同，退火過程中粗大析出物阻礙晶粒長大作用并不明顯，因而其強度的貢獻(xiàn)主要來源于細(xì)小析出物。B2鋼熱軋及退火后的晶粒尺寸均小于B1鋼，且由于Nb的充分溶解，熱軋過程中形成的細(xì)小析出物在退火后數(shù)量仍多于B1鋼，因此，B2鋼強度的貢獻(xiàn)來源于晶粒細(xì)化和析出強化。

表5 試驗鋼在780 ℃退火后的力學(xué)性能Table 5 Mechanical properties of the tested steels after annealing at 780 ℃

3 結(jié)論

(1)對于復(fù)合添加Nb- Ti的HSLA試驗鋼，熱軋加熱溫度對鋼中Nb的溶解及析出有重要影響。0.053%Nb鋼在1 250 ℃的加熱溫度下，熱軋鋼板中每添加0.01%Nb產(chǎn)生的析出強化增量約為40 MPa；冷軋退火后每添加0.01%Nb產(chǎn)生的強度增量約為30 MPa。

(2)冷軋后的退火過程中，隨著退火溫度的升高，晶粒逐漸長大，導(dǎo)致試驗鋼的強度逐漸降低，斷后伸長率逐漸增加。

(3)在高的熱軋加熱溫度下，含Nb碳氮化物可以充分溶解并優(yōu)先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)粗大粒子上異質(zhì)析出，阻止晶粒的長大；熱軋第二相粒子特征遺傳到冷軋后的退火過程，退火加熱時重新固溶的Nb仍優(yōu)先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)粗大粒子上異質(zhì)析出，熱軋初始細(xì)小第二相的數(shù)量決定了退火后細(xì)小析出物的數(shù)量。