Nb、V和Ti对贝氏体钢屈服强度的影响
28 钢 铁 译 文 集 2009年第 1期
Nb、V和 Ti对贝氏体钢屈服强度的影响
L.Rancel等
摘 要 为 了解微合金元素对 贝氏体钢的影响 ,对七 种含有不 同 V、Ti、Nb和 N含 量的钢进
行 了研 究。35CrM04钢 (C一0.38 ;Mn一0.82 ;Si=0.25 ;Cr=0.83 ;Mo一0.17%)为参 照
钢种。通过不同冷却速率的膨胀试验确定 CCT图,并测定 贝氏体形成的最大和最小冷却速率。
抗拉试验结果显示,与不舍微合金化元素的参照钢种相比,贝氏体显微组织中存在的沉...
28 钢 铁 译 文 集 2009年第 1期
Nb、V和 Ti对贝氏体钢屈服强度的影响
L.Rancel等
摘 要 为 了解微合金元素对 贝氏体钢的影响 ,对七 种含有不 同 V、Ti、Nb和 N含 量的钢进
行 了研 究。35CrM04钢 (C一0.38 ;Mn一0.82 ;Si=0.25 ;Cr=0.83 ;Mo一0.17%)为参 照
钢种。通过不同冷却速率的膨胀试验确定 CCT图,并测定 贝氏体形成的最大和最小冷却速率。
抗拉试验结果显示,与不舍微合金化元素的参照钢种相比,贝氏体显微组织中存在的沉淀物有助
于提 高其屈服 强度 。屈服 强度可 用奥 罗万(Orowan)公式预测 。
关键 词 微合金化 贝氏体 屈服强度
1 前言
由于无法在整个转变温度下获得完全贝
氏体显微组织(不完全反应现象所致[1 ),因
此长久以来一直难以了解贝氏体对钢的力学
性能的影响。在上、下贝氏体中,一个板条束
内的贝氏体铁素体板条之间的边界为小角度
晶界 ,它们会妨碍位错移动,但不会阻碍裂纹
扩展。
板条束之间的晶界或原始奥氏体晶界都
是能够阻止裂纹扩展的大角度晶界。另一方
面,贝氏体内有效的强化机理也是众所周知
的:贝氏体板条束细、板条宽度小 ,位错密度
高,碳化物颗粒(Fe3C)数量大等等[2]。下贝
氏体 比上贝氏体更容易获得上述性能 ,但 因
为获得下贝氏体需要恒温转变,因此上贝 氏
体就比下贝氏体具有转变便宜的优势。
已尝试了几种方法将贝氏体显微组织与
其性能进行定量联系,并导出了不同的方程
式【3 ]。然而,Ti、V、Nb氮化物 、碳化物及碳
氮化物沉淀物对贝氏体钢力学性能 (尤其是
屈服强度和极限强度)的影响方面的研究却
很少 。Ashby-Orowan关系已应用于具有铁
素体一珠光体显微组织的钢上 ,但在贝 氏体
钢上并未得到广泛应用[6]。
贝氏体具有高的位错 密度 ,而且更重要
的是 ,即使当它们在相似的温度下成型时,贝
氏体 比不 整行 铁素体 拥有 更多 的位 错[1]。
Orowan和 Ashby—Orowan表达式过高地估
计了造成颗粒位错旁通所需 的应力 ,所 以在
铁素体或贝氏体情况下,其预测结果可能会
有所不同。
表 1 电渣重熔设备冶炼钢 种的化学成分 。钢基为 35CrMo4 wt
钢种 C Si Mn Cr Mo Xi N
CR1 O.38 O.24 O.82 O.83 O.17 一
CR2 O.38 0.28 0.90 1.O1 O.2O V=0.12
CR3 O.37 0.26 0.91 1.02 O.2O Nb=0.019
CR4 O.36 0.30 0.96 1.14 0.23 Ti一0.08
CR5 O.36 0.38 0.94 1.16 0.23 Ti一0.038
CR6 0.38 0.3l O.93 1.06 0.21 V=0.11
CR7 0.39 0.31 O.85 0.95 0.19 V一 0.07
0.0090
0.0214
0.0082
0.0093
O.OO93
O.O170
0.0090
2009年第l期 钢 铁 译 文 集 29
2 材料与试验程序
用电渣重熔(ESR)设备炼钢。表 1给出
了这些钢的化学成分。除了 CR1钢不含微
合金化元素并作为参照钢种外,其他七种
35CrMo4系的钢锭的微合金化元素及含量
都各不相同。期望不同类型的微合金化元素
(Ti、V、Nb)及其不同的含量证实颗 粒对 贝
氏体晶内成核现象以及力学性能、尤其是韧
性的影响。钢种 CR2、CR6和 CR7是 V/N
比不同的 V微合金化钢,CR3钢是 Nb微合
金化钢 ,而 CR4和 CR5则是 Ti/N 比不同的
Ti微合金化钢。
通过膨胀试验来研究冷却期间的相变。
试验中使用 Adamel DT 1000高分辨率膨胀
仪。膨胀试样直径为 2mm,长 12mm。用
SEM—FEG和 TEM 进行分析 V沉淀物(氮
化物和碳氮化物)。
3 结果与讨论
为每种钢绘制了连续冷却转变(CCT)曲
线图。加热至奥氏体化温度的加热速率都是
相同的,均为 40K/s,且奥氏体化温度一直是
1000~C,这是曲轴及其他汽车部件标准的热
处理和锻造 温 度之 间的 中间温 度。此外 ,
1150℃左右的温度下制造的部件在首次加载
后,奥氏体晶粒尺寸因再结晶而明显缩小。
图 1 CR7钢的 CCT曲线图
该温度的保温时间为 lmin。通过膨胀
试验绘制出各个 CCT图,膨胀试验采用不同
的冷却 速率,从 淬火 (500K/s)直至最 低到
0.1K/s。图 1示出了 CR7钢的 CCT图。根
据该研究的目的,最值得关注 的转变应是冷
却期间的贝氏体转变 ,所以必须限定 冷却速
率,确保贝氏体转变是唯一或几乎唯一的显
微组织(>90 )。
表 2给出了获得几乎完全的贝氏体显微
结构的最大和最小冷却速率。从表 2的数据
中可以看出,所有 CR钢中,贝氏体转变的起
始和最终冷却速率基本类似 ,除 了 CR2和
CR6获得贝氏体的最大冷却速率分别达到
了 8K/s和 9K/s,而其 他钢种则为 3.5K/s
和 4K/s。因此,CR2和 CR6钢中的高 V含
量似乎有助于在连续冷却 中得到贝氏体,这
可能是贝氏体在 V 沉淀物 (VCN)上成核造
成的结果。
表 2 产生完全 贝氏体显微组织的
最高和最低冷却速率
钢种 最高冷却速率,K/s 最低冷却速率,K/s
在贝氏体转变过程中存在三个不同的过
程。一个亚单元在奥 氏体 晶界 处成核并延
伸 ,直至其生长被奥氏体 内的塑性变形所阻
止。然后新的亚单元在其顶端成核 ,而且 由
于连续亚单元之间的迟滞 ,所 以板条束肯定
比亚单元的小。碳化物沉淀物把 C从残余
奥氏体或过饱和铁素体 中去除,影 响了反应
速率 。
用 2×2×1 cm。的试样并 采用标准的
ASTM E一112测量不 同温度下的奥氏体晶
粒度。试样被放置在压力约 10 Mpa的真
30 钢 铁 译 文 集 2009年第 1期
空热处 理 炉 内。在 热 处理 温 度 下 保 温 45
min,然后进行油淬。所用钢种 奥 氏体 晶粒
尺寸的变化过程示 于图 2。图 中显示 了 Ti
颗粒(TiN/TiC)对钢种 CR4和 CR5晶粒尺
寸的控制效果 ,尽管这些钢 ,尤其是 CR4中
的 Ti/N 比 超 过 了 钛 氮 化 物 的 计 量 比
(3.42)。另一方面,Nb和 V对奥氏体晶粒
尺寸的影 响与预期的一样 ,因为众所 周知 ,
Nb的控制力 比 V强,但这两者 的效果都 比
Ti弱一 ]。
图 2 奥 氏体晶粒度与温度的关 系
按照标准 EN一1002—1的规定完成抗
拉试验 。抗拉试验的试样于不同的奥氏体化
温度下进行处理,保温时间为 45 min,冷却
率列于表 2。除了微合金化元素含量和类型
以及 Ni含量外 ,所有的钢种都具有相 同的 C
含量和基础成分 。因此可以说在所有的情况
下,从奥氏体转变而来的渗碳体的百分数是
一 样的。这一点已经通过 CR2和 CR6上的
X射线衍射分析得到 了证 实,这两种钢具 有
几乎相同的贝氏体一铁素体、渗碳体和残余
奥氏体百分数(表 3)。在所有的钢中,贝氏
体(铁素体和渗碳体)的百分数通常在 93 9/6
以上,其余为残余奥氏体。
假设所用 的钢具有高的强度,最重要 的
量值是屈服强度和极限强度 。在把所有钢种
的结果与不含微合金化元素的参照钢种 CR1
表 3 通过 X射线衍射测定的贝氏体
铁素体 、残余奥氏体和渗碳体的百分数
比较后可以发现,贝氏体显微组织中的沉淀
物有助于提高其屈服强度(图 3)。屈服强度
值最高的是 Ti微合金化钢种 CR4,其奥氏体
晶粒尺寸比 V和 Nb微合金化钢 的更细,因
而,使得贝氏体板条束尺寸较细小。另一方
面,在 比较两种 Ti微合金化 钢时发现 CR4
钢中沉淀物体积高于 CR5,因此 CR4可能会
具有更强的强化效果。在奥氏体化温度(最
高 1150℃)时,沉淀物几乎不溶解(很容易计
算),沉淀物的生长只发生在奥氏体化温度升
高时。根据 Lifshitz、Slyozov和 Wagner_6 的
表达式,这种生长在 Ti含量最高,或更具体
地说,在 Ti/N 比最高 的 CR4钢 中更显著。
另一方面,CR4钢中较高的 Ti含量意味着沉淀
物体积较大。这解释了为什么 CR4钢在奥氏
体化温度时,其屈服强度下降得比CR5多。
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图 3 屈服强度与温度的关 系
E 垛 窨趟赠 趟梨咯 球
2009年第 1期 钢 铁 译 文 集 31
上述解释对 CR2和 CR6同样有效。根
据 Turkdoganl1 的研究,CR2和 CR6的 VN
的溶解温度分别为 1140℃和 1105℃。对于
VC0.75沉淀 物 ,其 溶 解 温 度 为 881℃ 和
873℃。根据上述计算,沉淀物类型为 VN。
在 1150℃的奥氏体化温度时,沉淀物完全溶
解并在随后的冷却期间再沉淀。然而,在
1050℃的温度下,沉淀物没有完全溶解。一
些未 溶 沉 淀 物 在 该 温度 时 长 大 (较 之 于
950℃时的平均尺寸)。因此 ,在 1050℃这一
温度下 ,沉淀物分数相当大 ,而形成于随后冷
却期间的部分则较少 。最后在 950℃的奥 氏
体化温度下 ,大部分沉淀物都是不溶解的,但
它们的尺寸长 大不多 ,小 于 1050℃时 的尺
寸。这点可 以解释 1050℃时屈服强度下降
的原因。
其他作者亦发现了复合沉淀物对铁素体
和珠光体显微组织的强化作用n n]。另一方
面,CR4钢比另一种 Ti微合金化钢(CR5)具
有更高的沉淀物体积分数。与其他 V微合
金化钢种(CR2、CR6和 CR7)和 Nb微合金
化钢种(CR3)相 比,CR4钢的奥氏体晶粒尺
寸较小(图 2),因此贝氏体板条束尺寸以及
上述所有的铁素体板条束都较细,从而使屈
服强度提高,这与 TiN沉淀物形成互补。
先前已经提到,所有处理 中获得的显微
组织除了残余奥氏体外,都是贝氏体。图 4a
~ 4c是 CR1钢的若干显微组织图。从 图中
可以看出 950℃和 1150℃时的贝氏体显微组
织之间存在显著差异 ,前者更细小 。
图 4 CR1钢 的贝 氏体显微组织 :(a)95O℃冷却 ;(b)1050~冷却 ;(c)1150~冷却
用 SEM—FEG 和 TEM 对 V 沉 淀物
(氮化物和碳氮化物)进行分析。通过 SEM
— FEG分析,测定分别于 950℃和 l150℃时
处理的钢种 CR2和 CR6中大量 VN沉淀物
的大小,其 贝氏体显微组 织见 图 5和图 6。
对于每种钢和每种热处理,采 用若干显微照
片,在 100多个沉淀物上进行测量。图 7~
1O是一些 SEM—FEG显微照片,从 中可以
看到微毫米的 V沉淀物(VN)和亮的渗碳体
板条在一起 。沉淀物在铁素体板条内(外观
较黑),提高了强化作用,如图3所示。
圈 5 CR2钢 的贝氏体显微组织 :(a)95O℃冷却 ;(b)115o~冷却
32 钢 铁 译 文 集 2009年第1期
图6 CR6钢的贝氏体显微组织:(a)95O℃冷却;(b)1150"(2冷却
图 7 VN纳米颗粒 SEM 图(CR2,950~C) 图 10 VN纳米颗粒 SEM 图(CR6
。 1150~C)
图 8 VN纳米颗粒 SEM 图(CR2。1150~C)
图 9 VN纳米颗粒 SEM图(CR6。950~C)
用光学显微镜对 CR2和 CR6钢中的贝
氏体板条束进行测定。每个板条束的尺寸由
I一~/1 l。计算得出,其中1 和 l 是每个板条
束的平均长度和平均宽度。对应于一次处理
的平均尺寸便是 40多个被测板条束的平均
值。平均尺寸随奥氏体化温度而改变,尽管
这种变化关 系不同于它和奥氏体晶粒尺寸之
间的变化关系。图 11显示了 CR2钢奥 氏体
化温度时贝氏体板条束平均尺寸和奥氏体晶
粒平均尺寸之间的关系。当奥氏体化温度降
低时,贝氏体板条束变细,直至这两种尺寸一
致。换言之,当奥氏体晶粒尺寸较大时,每个
晶粒都转变为几个贝氏体板条束,直到最后,
当奥氏体晶粒较小时,每个晶粒都将转变成
一 个单独的贝氏体板条束。这个结果与其他
作者L1]的预测一致,他们认为奥氏体晶粒尺
寸不会比贝氏体板条束的尺寸小。与 CR6
钢中获得的结果类似,因此这个结论可能对
其他钢种也是通用的。
2009年第1期 钢 铁 译 文 集 33
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图 11 CR2钢的贝氏体板条束尺寸
与奥 氏体 晶粒 尺寸之间的关系
另一方面 ,尽管用光学显微镜测定 了贝
氏体板条束尺寸,电子背散射衍射(EBsD)的
测定结果也显示平均尺寸较小,但随奥 氏体
化温度的变化是相同的。
另外,虽然奥氏体晶粒尺寸影响贝氏体
板条束尺寸,但强度和贝氏体板条束尺寸之
间的关系尚不明确 ,而且我们注意到当贝氏
体板条束尺寸变化时,其他变量,如位错密
度,也会发生变化。那么奥氏体晶粒尺寸或板
条束尺寸未必对强度有任何明显的影响[】]。
已进行过很多尝试来分析晶粒尺寸对贝
氏体屈服强度的影响。尽管有关贝氏体的大
部分数据都能够适用于下列关系式:
d∞ (£)一
但结果却难以解释 ,因为不影响其他变
量,如前面提到的位错 密度和碳化物颗粒的
数密度[1 引,就无法更改从其长度(L)或纵横
比(厚度/长度)得出的板条尺寸。
图12~15示出了沉淀物尺寸的频率分
布。测定值约为 40nm左右。这对屈服强度
有明显影响[2]。
同时进行 了 TEM 研究 ,也测定 了衍射
图和X射线分析光谱。采用碳萃取复型技
术。发现沉淀物尺寸在 20~50nm的范围内
波动,与 SEM(图 16)测定 的平均尺寸一致 。
衍射图显示了FCC结构,晶格参数在 0.408
t 0.418之间,与 VN或 VCN相符 。
l5 35 55 75 95 l15 135 155 l75 l95
沉淀物尺寸,Nm
圈 12 95O℃时 CR2钢的沉淀物尺寸频率分布
沉淀物尺寸,nill
图 13 1150℃时 CR2钢的沉淀物尺寸频率分布
l 5 35 55 75 95 I1 5 l35 l55 l75 l95
沉淀物尺寸,nm
图 14 950℃时 CR6钢的沉淀物尺寸频率分布
34 钢 铁 译 文 集 2009年第 1期
(CR6钢。950~C×45 min) 应值 之差,可以发现试验屈服强度 提高
Orowan和 Ashb—Orowan公式 预测 了 (△d),如图 3所示 。
细颗粒弥散 的强化作用 。根据下列表达式 , 钢种 CR2和 CR6在 95o~C~ 1 150~c u~
颗粒尺寸的细化会使屈服强度显著提高嘲: 的奥氏体晶粒尺寸和相同温度下的参照钢种
0rowan: CR1的晶粒尺寸相似(图 2)。因此,屈服强
.
83.2·f“z , 、 度值上的差异将是由沉淀强化造成的。
A 表 4列出了通过公式(1)和(2)以及试验
A hb)r.ur0wan: 预测的△ 结果。试验预测值和两个公式预
Ao-== ln( ) (2) 测值接近 ,为同一个数量级 。
A U . 上 厶 J ’ 上U
表 4 钢种 CR2 y CR6的预 测与试验 强化 (△ d)
钢种 奥氏 温度
CR2 950
CR2 115O
CR6 950
CR6 115O
f
m
△ 。
lV l fl程 △ 杰程 △ ,试验 nm U r ra
1.86·10-‘ 41.2 5·10一。 71 41 70
1.86 ·1O~ 51 6.2 ·10一。 57 34: 75
1.68 ·10-。 37.6 4.6 ·10一 74 42 79
1.68 ·10_。 37.8 4.6·10一。 73 4-1 64
2009年第1期 钢 铁 译 文 集 35
Orowan公 式 (1)预测 的屈 服强 度 比
Ashby—Orowan公式 (2)的预测结果高很
多,这是因为在 Orowan公式 中采用了颗粒
有序阵列的最小间距 ,而 Ashby-Orowan公
式则采用了颗粒无序阵列的有效间距 。
4 结语
本次研究的重要结论如下:钢种 CR2和
CR6中的 VN沉淀物尺寸大约在 35~50nm
之间;与奥氏体化温度无关 ;与 CR1参照钢
种相比,沉淀物 (氮 化物和碳 化物)提 高 了
CR钢的屈服强度 。这些颗粒所造成的强化
试验值与 0rowan公式的预测值近似。
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韦 菁
张 武
译自《steel research int.92008(79):
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校对
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