Nb- Ti低合金高強鋼第二相析出及其對力學性能的影響

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)

汽車工業安全減重的需求，促進了冷軋低合金高強鋼(high strength low alloy steel, HSLA)的發展。HSLA鋼是在低碳的基礎上，通過添加微量鈮、釩、鈦等合金元素，以通過細晶強化、析出強化和固溶強化等機制，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，在隨后軋制過程應變誘導析出的細小第二相粒子延遲再結晶形核，從而在卷取后得到細小的鐵素體和珠光體組織。對于復合添加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及分布也會影響后續的冷軋退火過程。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、力學性能的影響，以期為冷軋HSLA鋼的開發提供指導。

1 試驗材料與方法

試驗用HSLA鋼復合添加Nb和Ti兩種微合金元素，具體化學成分如表1所示，其中B鋼的Nb含量較A鋼略高。試驗鋼在工業生產線上澆鑄成坯，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機架軋機上冷軋至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，在多爐室帶鋼連續退火試驗機上模擬帶鋼的連續退火過程。圖1為連續退火過程溫度控制曲線圖，該曲線根據連續退火生產線退火爐的各段長度制定。為了研究連續退火溫度對力學性能的影響，選擇在730～850 ℃多個溫度進行均熱退火，退火時間為96 s。退火在氮氣保護下進行，鋼板上的熱電偶測量溫度與設定溫度的偏差小于5 ℃。退火后的鋼板在Instron 5585拉伸試驗機上進行力學性能測試。采用光學顯微鏡、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 試驗鋼的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of the experimental steels (mass fraction) %

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

注：①預熱,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的質量分數從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：

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種試驗鋼的熱軋態組織基本相同，可認為晶格摩擦力相同。在固溶強化方面，相較于A鋼，B鋼中Mn的質量分數增加了0.34%，按每添加0.1%Mn(質量分數，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，其強度的貢獻主要來自于細晶強化，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 ℃進行連續退火試驗。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，再結晶過程都已經完成，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；當退火溫度從730 ℃升高到850 ℃時，A1鋼的強度約降低53 MPa。根據式(1)計算得出，由晶粒長大而導致強度下降了約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。觀察顯微組織發現，B1鋼經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，推遲了再結晶完成有關。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性能的影響

2.3.1 熱軋過程中第二相析出及其對力學性能的影響

采用碳膜復型萃取制備試樣，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，大多數出現了球化趨勢(見圖6b,6e)；B2鋼中大顆粒多數仍為規則的正方體，但有少量大顆粒從單顆正方體向孿生體變化(見圖6c,6d)。除粗大析出物外，試驗鋼的晶界及晶內還彌散分布著細小的球狀第二相，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小析出物進行能譜分析，獲得的Nb、Ti的質量分數如表4所示。根據成分分析及文獻[1,3]，判斷出形狀規則的正方體顆粒應為復合析出的(Ti,Nb)(C,N)粒子，細小第二相為(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成分(質量分數)Table 4 Chemical compositions of second phases precipitated in the hot- rolled test steels (mass fraction) %

目前，已有很多學者研究了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]分別為鈮和碳的質量分數;TK為加熱溫度，K。根據式(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的結果顯示，圖6中形狀規則的粗大(Ti,Nb)(C,N)粒子均為富Ti成分，A1鋼中Ti的相對質量分數達到70%左右；隨著Nb含量的升高，B1鋼中Ti的相對質量分數降低到42%左右，這應該與加熱溫度不足、Nb的溶解不完全有關；加熱溫度升高到1 250 ℃后，B2鋼中Ti的相對質量分數回升到63%左右，說明Nb的溶解度有進一步提升。

對粗大第二相的進一步觀察發現，A1鋼中的第二相均為規則的正方體，B1鋼中的部分第二相出現了球化趨勢，而B2鋼中第二相的形貌除正方體外還有帽狀。對析出物進行成分分析發現,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)基體上優先形核，并與(Ti,Nb)(C,N)異質共格析出。

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，減少了細小NbC/(Nb,Ti)C在奧氏體晶內的析出。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，對晶粒細化的作用更為明顯。因此，B2鋼的晶粒細化和第二相析出對強度的貢獻要大于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。對于彌散細小的析出物，退火后其尺寸明顯增加，呈球狀在晶界及晶內彌散析出，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，但更細小的析出物已難以區別；隨著Nb含量的增加及熱軋加熱溫度的提高，細小析出物的數量整體呈增加趨勢。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)。對第二相粒子進行能譜分析，得出細小析出物為富Nb的(Nb,Ti)C，在粗大正方體基體上生長或孿生狀生長的也是富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的一些特征，這在粗大粒子的形態分布上更為明顯。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量雖增多，但少數仍為正方體或帽狀。

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制向繞過機制轉變。熱軋初始細小第二相的數量一方面影響再結晶溫度，另一方面也決定了冷軋后細小析出物的數量。

3種試驗鋼在780 ℃退火后的力學性能見表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，因而其強度的貢獻主要來源于細小析出物。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小析出物在退火后數量仍多于B1鋼，因此，B2鋼強度的貢獻來源于晶粒細化和析出強化。

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

3 結論

(1)對于復合添加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產生的析出強化增量約為40 MPa；冷軋退火后每添加0.01%Nb產生的強度增量約為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先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)粗大粒子上異質析出，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仍優先在富Ti的(Ti,Nb)(C,N)粗大粒子上異質析出，熱軋初始細小第二相的數量決定了退火后細小析出物的數量。