Nb微合金化對(duì)Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼組織及力學(xué)性能的影響

張偉鋒，何肖飛，尉文超，李 莉，王毛球

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，云南 昆明 654199；2. 鋼鐵研究總院有限公司 特殊鋼研究院，北京 100081)

Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼作為一類(lèi)常用的高強(qiáng)鋼，是高承載結(jié)構(gòu)件、大型鍛件等關(guān)鍵零部件的主要原材料，在交通、航天、建筑等領(lǐng)域均有廣泛應(yīng)用[1-2]。隨著相關(guān)行業(yè)的發(fā)展，對(duì)原料用鋼的力學(xué)性能要求越來(lái)越高，如更高的強(qiáng)度、韌性和疲勞性能等。一些Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼的抗拉強(qiáng)度高達(dá)2000 MPa，但是室溫及低溫沖擊吸收能量?jī)H在38 J左右，因此韌性的改善對(duì)提高這些材料的綜合力學(xué)性能具有重要意義。

現(xiàn)有研究表明，Nb微合金化是提高鋼材綜合力學(xué)性能的有效方法之一[3]，在鋼中加入適量的Nb，可產(chǎn)生大量彌散的析出相，抑制組織粗化，改善材料韌性，進(jìn)而提升材料綜合性能[4-5]。Chen等[6]通過(guò)研究高強(qiáng)鋼的Nb微合金化，發(fā)現(xiàn)NbC的析出可有效細(xì)化組織，提高材料韌性。衣忠文等[7]研究發(fā)現(xiàn)在NM500高強(qiáng)鋼中加入適量的Nb能使組織細(xì)化，獲得了40 J以上的低溫沖擊吸收能量。張朝磊等[8]研究發(fā)現(xiàn)Nb在中高碳鋼中以固溶或析出的形式存在均能提高鋼材的綜合性能。Huang等[9]在0.4C-5Cr-1.2Mo-1V鋼中加入適量的Nb，發(fā)現(xiàn)(Nb,V)C細(xì)化組織的效果要優(yōu)于VC。張正延等[10]在高強(qiáng)鋼的微合金化研究中發(fā)現(xiàn)，Nb可有效改善析出相尺寸分布。石可偉等[11]研究發(fā)現(xiàn)延長(zhǎng)軋制過(guò)程中高溫固溶處理的時(shí)間，可提高軋制或軋后冷卻過(guò)程中NbC的析出量。曹燕光等[12]研究發(fā)現(xiàn)在高鐵車(chē)軸鋼中加入適量的Nb可以提高M(jìn)C相的析出量并抑制M3C相析出。由此可見(jiàn)，Nb微合金化可提高析出相含量，有效細(xì)化組織，進(jìn)而優(yōu)化鋼的綜合力學(xué)性能。

Cr-Ni-Mo-V鋼屬于超高強(qiáng)度鋼范疇，針對(duì)該類(lèi)型鋼強(qiáng)度的研究已有大量的文獻(xiàn)及資料，但是利用Nb微合金化提高韌性的研究并不多見(jiàn)。因此本文在原有Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼中加入0.035wt%Nb，通過(guò)SEM、EBSD、TEM和物理化學(xué)相分析等手段系統(tǒng)地研究了Nb對(duì)試驗(yàn)鋼組織、析出相及力學(xué)性能的影響，從而為Nb在Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼中的應(yīng)用提供一定的參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼采用200 kg真空感應(yīng)爐熔煉，并最終鍛造成φ40 mm圓棒，始鍛溫度為1150 ℃，終鍛溫度為900 ℃，其主要化學(xué)成分如表1所示。試驗(yàn)鋼經(jīng)900 ℃保溫1 h的正火處理后，在圓棒R/2位置附近切取若干金相試樣、相分析試樣、拉伸試樣和沖擊試樣，之后將所有試樣分批裝入加熱爐中進(jìn)行880 ℃×1 h淬火和300 ℃×3 h回火。

表1 Cr-Ni-Mo-V高強(qiáng)鋼主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

金相試樣經(jīng)機(jī)械研磨拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%硝酸酒精溶液浸蝕5～10 s，然后使用Quanta 650 FEG掃描電鏡(SEM)、Nordlys F+電子背散射衍射(EBSD)進(jìn)行組織觀察分析。相分析試樣先用化學(xué)萃取法濾出析出相并進(jìn)行定性、定量及粒度分析，再對(duì)其進(jìn)行機(jī)械打磨拋光及深腐蝕后制備萃取復(fù)型碳膜，然后用JEM 2100型透射電鏡(TEM)對(duì)析出相尺寸形態(tài)及分布進(jìn)行分析表征。拉伸試樣和沖擊試樣分別加工成φ5 mm標(biāo)準(zhǔn)室溫拉伸試樣和標(biāo)準(zhǔn)夏比U型缺口沖擊試樣，參照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫拉伸性能、室溫及低溫(-40 ℃) 沖擊性能測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 Nb對(duì)試驗(yàn)鋼顯微組織的影響

試驗(yàn)鋼淬火和回火后的顯微組織如圖1所示。由圖1(a, b)可以看出，兩種試驗(yàn)鋼均為典型的中碳馬氏體組織，由許多束尺寸相近且?guī)缀跗叫信帕械募?xì)板條組成。為了更加清晰地表征Nb對(duì)馬氏體組織的影響，利用EBSD對(duì)大小角度晶界進(jìn)行表征，如圖1(c, d) 所示，可見(jiàn)試驗(yàn)鋼的檢測(cè)面被大小角度晶界劃分為若干個(gè)小區(qū)域，也就是馬氏體的亞結(jié)構(gòu)[13]，其中0Nb鋼的大小角度晶界分布情況在檢測(cè)面內(nèi)與0.035Nb 鋼較為接近，仔細(xì)觀察可發(fā)現(xiàn)，0.035Nb鋼在檢測(cè)區(qū)域內(nèi)出現(xiàn)少量比0Nb鋼更細(xì)的組織。

馬氏體板條塊尺寸是馬氏體有效晶粒尺寸的重要依據(jù)[14]，對(duì)EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)一步處理分析，得到0Nb和0.035Nb鋼的馬氏體板條塊尺寸分布，如圖2所示。由圖2可知，0Nb鋼中尺寸為1～2 μm的板條塊數(shù)量最多，0.035Nb鋼中尺寸為0～1 μm的板條塊數(shù)量最多。0Nb和0.035Nb鋼在4 μm以下的板條塊總數(shù)基本一致，4 μm以上的板條塊數(shù)量隨著板條塊尺寸增大逐漸減少，其中0Nb鋼沒(méi)有尺寸為13～14 μm的板條塊，而0.035Nb鋼中仍存在一定數(shù)量尺寸為13～14 μm板條塊，說(shuō)明添加Nb之后，0.035Nb鋼中出現(xiàn)更多尺寸特別細(xì)的板條塊，但仍存在少量尺寸較大的板條塊。另外，0Nb和0.035Nb鋼馬氏體板條塊平均尺寸分別為3.1 μm和2.9 μm，0.035Nb鋼馬氏體板條塊約細(xì)化了6.5%，說(shuō)明Nb對(duì)試驗(yàn)鋼的組織起到了一定的細(xì)化效果。

2.2 Nb對(duì)試驗(yàn)鋼析出相的影響

2.2.1 化學(xué)萃取相分析

Nb與C、N有極強(qiáng)的親和力，在熱處理過(guò)程中能與C、N等元素結(jié)合形成第二相。為表征Nb在試驗(yàn)鋼中的析出情況，采用化學(xué)萃取法提取試驗(yàn)鋼中的第二相，并進(jìn)行物相分析，結(jié)果如表2所示。由表2可得，0Nb和0.035Nb鋼的第二相顆粒都有M3C相和MC相。通過(guò)對(duì)比可以發(fā)現(xiàn)，0.035Nb鋼的M3C相含量明顯低于0Nb鋼，特別是Mo含量明顯下降，而MC相中Cr、V含量較為相似，有接近50%的V以MC相的形式析出。0.035Nb鋼中的MC相含有0.032%Nb，表明Nb接近于全析出狀態(tài)，同時(shí)Mo的析出也有所提高，因而MC相的總量有了明顯增加。Nb在鍛造的過(guò)程中幾乎完全析出，同時(shí)少量的Mo協(xié)同Nb共同析出，產(chǎn)生富Mo的NbC析出相，MC相的析出會(huì)占用部分碳原子[12]，抑制了M3C相析出，導(dǎo)致0.035Nb鋼M3C相總量及Mo都明顯減少。

圖1 試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火和回火后的顯微組織(a, b)和晶界分布(c, d)Fig.1 Microstructures(a, b) and grain boundary distribution(c, d) of the tested steels after quenching and tempering process(a,c) 0Nb； (b,d) 0.035Nb

圖2 試驗(yàn)鋼經(jīng)淬火和回火后的馬氏體板條塊尺寸分布Fig.2 Size distribution of the martensite lath block in the tested steels after quenching and tempering process(a) 0Nb；(b) 0.035Nb

為了探究Nb對(duì)試驗(yàn)鋼析出相尺寸的影響，對(duì)0Nb和0.035Nb鋼的化學(xué)萃取的MC相進(jìn)行小角度X射線散射法測(cè)定，根據(jù)GB/T 13221—2004《納米粉末粒度分布的測(cè)定 X射線小角散射法》把粒徑在0～300 nm的MC相劃分成9個(gè)區(qū)間，結(jié)果如圖3所示。由圖3可知，0.035Nb鋼中粒徑在200～300 nm的MC相質(zhì)量分?jǐn)?shù)要比0Nb鋼少；而粒徑在18～200 nm的MC相質(zhì)量分?jǐn)?shù)則要比0Nb鋼多；粒徑在1～18 nm內(nèi)的MC相質(zhì)量分?jǐn)?shù)則與0Nb鋼相近。

根據(jù)Gibbs-Thomson效應(yīng)可知[15]，在析出相的析出及回溶過(guò)程中，整體的界面能具有逐漸降低的趨勢(shì)，因此在淬火保溫的過(guò)程中，奧氏體基體中的小顆粒MC相會(huì)發(fā)生回溶，而大顆粒的MC相會(huì)發(fā)生長(zhǎng)大。VC相在800 ℃以上時(shí)會(huì)發(fā)生溶解，而NbC則在1150 ℃以上發(fā)生溶解。試驗(yàn)鋼的淬火溫度為880 ℃，因此發(fā)生回溶與長(zhǎng)大的主要是VC相。

表2 試驗(yàn)鋼中析出相的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖3 試驗(yàn)鋼中MC相的粒徑分布Fig.3 Particle size distribution of MC phase in the tested steel(a) 0Nb； (b) 0.035Nb

圖4為T(mén)hermo-Calc模擬計(jì)算出的加熱過(guò)程中V、Nb平衡固溶曲線，可見(jiàn)0Nb鋼中的VC相在825 ℃左右快速析出，并在840～1000 ℃的范圍內(nèi)逐漸回溶，在1000 ℃時(shí)基本全部回溶到基體中。0.035Nb鋼中的VC在接近800 ℃時(shí)就開(kāi)始快速析出，并在810～1000 ℃的范圍內(nèi)逐漸回溶，同樣在1000 ℃左右全部回溶到基體中，而NbC在800～1150 ℃的范圍內(nèi)呈現(xiàn)出先緩慢析出再緩慢回溶的趨勢(shì)，在1000 ℃左右析出量最大。結(jié)合兩種試驗(yàn)鋼的鍛造及熱處理工藝，在880 ℃淬火保溫時(shí)，部分V會(huì)以VC析出的形式存在，而NbC主要是在鍛造過(guò)程加熱至1150 ℃時(shí)析出，并且一直保留在基體中，在880 ℃淬火保溫的過(guò)程中無(wú)明顯變化。在淬火保溫階段，0.035Nb鋼中細(xì)小的NbC可作為形核質(zhì)點(diǎn)，其他合金元素可以附著在其表面生成復(fù)合析出相。因?yàn)镹bC的存在，0.035Nb鋼的形核質(zhì)點(diǎn)要比0Nb鋼更多，使得可析出的合金元素消耗得更快，導(dǎo)致析出相的長(zhǎng)大受到限制。因此0.035Nb鋼中尺寸為200～300 nm的MC相含量比0Nb鋼少，而尺寸為36～200 nm的MC相含量比較多。

圖4 V和Nb平衡固溶曲線Fig.4 Equilibrium solid solubility curves of V and Nb(a) 0Nb； (b) 0.035Nb

圖5 試驗(yàn)鋼中析出相的顯微形貌(a, c)及能譜分析(b, d)Fig.5 Micro morphologies(a, c) and EDS analysis(b, d) of precipitates in the tested steels(a,b) 0Nb；(c,d) 0.035Nb

2.2.2 析出相形貌及分布

為了更加直觀地研究試驗(yàn)鋼中析出相的尺寸、形貌及分布狀態(tài)，使用TEM對(duì)萃取復(fù)型碳膜進(jìn)行觀察，如圖5所示。從圖5可以看出，0Nb和0.035Nb鋼中的析出相形貌相近，均為球形或橢球形，彌散分布于馬氏體基體中。0Nb鋼的析出相主要為VC相與富V的(Mo,V)C相復(fù)合析出，0.035Nb鋼的析出相能譜中出現(xiàn)了明顯的Nb衍射峰，主要析出相為VC相與富V的(Mo,V,Nb)C相復(fù)合析出。另外，能譜中出現(xiàn)Cu的衍射峰主要是制備萃取復(fù)型碳膜時(shí)銅網(wǎng)引入的，并非試驗(yàn)鋼中原有的成分。

采用截線法分別對(duì)0Nb和0.035Nb鋼5個(gè)TEM視場(chǎng)中析出相的尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，結(jié)果如圖6所示。從圖6可以看出，在20～200 nm的統(tǒng)計(jì)區(qū)間范圍內(nèi)，0.035Nb 鋼在各個(gè)尺寸區(qū)間內(nèi)的析出相數(shù)量均稍高于0Nb鋼，尤其在20～40 nm和40～60 nm范圍內(nèi)的析出相數(shù)量明顯提高，這與圖3分析的MC相粒徑分布統(tǒng)計(jì)結(jié)果相吻合。

圖6 0Nb和0.035Nb鋼的析出相數(shù)量統(tǒng)計(jì)Fig.6 Precipitated phase number statistics of the 0Nb and 0.035Nb steel

2.3 力學(xué)性能

0Nb和0.035Nb鋼的室溫拉伸和沖擊性能如表3所示。由表3可以看出，添加Nb之后，0.035Nb鋼強(qiáng)度稍低，但是抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度仍超過(guò)2000 MPa和1680 MPa，而低溫和室溫沖擊性能均優(yōu)于0Nb鋼，其中室溫沖擊吸收能量從39 J提升至44 J，-40 ℃低溫沖擊吸收能量從37 J提高至44 J。鑒于該鋼種為超高強(qiáng)鋼，韌性的改善對(duì)于提高材料的綜合力學(xué)性能具有重要的意義。

表3 試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

通過(guò)相分析結(jié)果可以得出，0Nb和0.035Nb鋼中固溶C和析出C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表4所示。因?yàn)?.035Nb鋼實(shí)測(cè)化學(xué)成分中C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)要稍微低于0Nb鋼，而析出C的質(zhì)量分?jǐn)?shù)要高于0Nb鋼，兩方面的綜合影響下0.035Nb鋼中C的固溶量少于0Nb鋼。固溶強(qiáng)化是高強(qiáng)馬氏體鋼的主要強(qiáng)化機(jī)制[16]，固溶C含量的輕微波動(dòng)也會(huì)導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度的改變。因此0.035Nb 鋼中固溶C含量的減少導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度稍微低于0Nb鋼。雖然添加Nb之后試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度稍有下降，但是韌性得到明顯提升，結(jié)合析出相的形貌和尺寸分析，0Nb和0.035Nb鋼均有尺寸不同的彌散細(xì)小顆粒析出相，其中0Nb鋼在200～300 nm尺寸范圍內(nèi)的析出相含量要高于0.035Nb鋼，大尺寸的析出相在沖擊過(guò)程中會(huì)使得位錯(cuò)塞積，進(jìn)而導(dǎo)致應(yīng)力集中，應(yīng)力集中處更容易產(chǎn)生微裂紋，使得沖擊試樣斷裂[17]。而0.035Nb鋼中200 nm以上的析出相明顯少于0Nb鋼，同時(shí)0.035Nb鋼的馬氏體板條塊稍有細(xì)化，細(xì)化的組織可以進(jìn)一步改善韌性，因此其韌性明顯優(yōu)于0Nb鋼。因此，該Cr-Ni-Mo-V系高強(qiáng)鋼添加0.035%Nb之后，強(qiáng)度仍保持在較高的水平，韌性得到顯著提高，綜合力學(xué)性能進(jìn)一步優(yōu)化。

表4 試驗(yàn)鋼中固溶C和析出C的含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

3 結(jié)論

1) 添加Nb之后，淬火回火后試驗(yàn)鋼的馬氏體平均板條塊尺寸有所下降，從3.1 μm下降至2.9 μm，組織得到細(xì)化。

2) 添加Nb之后，淬火回火后試驗(yàn)鋼的MC相析出量明顯增加，且析出相尺寸分布得以改善，在18～200 nm尺寸范圍內(nèi)的析出相含量明顯增加，而200～300 nm 尺寸范圍內(nèi)的析出相含量有所減少。

3) 添加Nb之后，淬火回火后試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度仍保持在2000 MPa水平，且沖擊性能得到顯著提升，室溫和低溫沖擊吸收能量(KU2)均到達(dá)44 J。