正火过程中V--N微合金化钢的第二相行为

工程科学学报，第37卷，第10期：1325-1330,2015年10月 Chinese Journal of Engineering,Vol.37,No.10:1325-1330,October 2015 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2015.10.011;http://journals.ustb.edu.cn 正火过程中V-N微合金化钢的第二相行为 苏 航，柴希阳，潘涛区，杨才福，刘翊之 钢铁研究总院工程用钢研究所，北京100081 ☒通信作者，E-mail:pantao(@cisri..com.cn 摘要采用物理化学相分析、高分辨透射电镜等手段研究V-、微合金化钢在正火过程中第二相行为，并进行相应的理论 计算，讨论该行为对材料性能产生的影响.正火加热保温过程中，V-N钢有约32.9%的V(C,N)未溶解，阻止奥氏体晶粒长 大.在正火冷却过程中，未溶解的V(C,N)诱导品内铁素体形核，细化铁素体晶粒，而溶解的V(C,N)重新析出，起到析出强 化作用.V(C,N)析出相行为的变化导致材料力学性能的改变.与热轧态V一N钢相比，正火态V一N钢细晶强化贡献值增加 31MPa,而析出强化贡献值减少45MPa. 关键词钢热处理：正火处理：微合金化：析出：晶粒细化：强化 分类号TG142.4 Precipitation behavior of V-N microalloyed steel at the normalizing process SU Hang,CHAI Xi-yang,PAN Tao,YANG Cai-fu,LIU Yi-zhi Division for Structural Steels,Central Iron and Steel Research Institute,Beijing 100081,China Corresponding author,E-mail:pantao@cisri.com.cn ABSTRACT The precipitation behavior of V-N microalloyed steel at the normalizing process was studied by physicochemical phase analysis and high resolution transmission electron microscopy.The effect of this precipitation behavior on the mechanical properties of the steel was discussed by theoretical calculations.At soaking of the normalizing process,32.9%of V(C,N)precipitations keep undissolved into austenite,and they prevent austenite from growing up.At the subsequent cooling process,the undissolved V(C,N) precipitations induce intra-granular ferrite nucleating,which can refine ferrite grains:besides,the dissolved V(C,N)precipitations re-precipitate and play the role of precipitation strengthening.Compared with the hot-rolled steel,the normalized steel gains a 31 MPa increment in grain-refined strengthening but a 45 MPa decrease in precipitation strengthening. KEY WORDS steel heat treatment:normalizing:microalloying;precipitation:grain refinement:strengthening 近年来随着治金工业装备和技术的飞速发展，热 服役环境、提高安全裕量及结构减重具有重要作用. 轧和热机械控制(thermo-mechanical control process, 由于正火交货状态导致材料工艺的强化手段受到 TMCP)微合金钢的研究和生产得到长足发展，取得了 极大的限制，如控制轧制和在线冷却，因此对正火型钢 显著进步.大部分热轧和TMCP型微合金化钢材均能 板强度升级的主要途径是以合金化设计为主，正火工 获得优异的性能水平.但是，在某些特殊的工业领域 艺为辅.大量研究结果B已表明，V-N微合金化技 和应用场合，要求获得稳定组织结构的正火型钢 术是一种提高材料强度非常有效的方法.目前，V-N 板-，如大型压力容器设备用厚板和海洋工程用厚 微合金技术在钢筋、薄板坯连铸连轧(hin slab casting 板.同时，用户也对正火型钢板的强度提出更高的要 and rolling,TSCR)、型钢、无缝钢管等热轧产品中已有 求和目标.强度升级对于正火型钢板应付日益苛刻的 大量研究与应用.这主要是因为在热轧条件下，钢 收稿日期：2014-06-05

工程科学学报，第 37 卷，第 10 期: 1325--1330，2015 年 10 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 37，No． 10: 1325--1330，October 2015 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2015． 10． 011; http: / /journals． ustb． edu． cn 正火过程中 V--N 微合金化钢的第二相行为 苏 航，柴希阳，潘 涛，杨才福，刘翊之 钢铁研究总院工程用钢研究所，北京 100081  通信作者，E-mail: pantao@ cisri． com． cn 摘 要 采用物理化学相分析、高分辨透射电镜等手段研究 V--N 微合金化钢在正火过程中第二相行为，并进行相应的理论 计算，讨论该行为对材料性能产生的影响． 正火加热保温过程中，V--N 钢有约 32. 9% 的 V( C，N) 未溶解，阻止奥氏体晶粒长 大． 在正火冷却过程中，未溶解的 V( C，N) 诱导晶内铁素体形核，细化铁素体晶粒，而溶解的 V( C，N) 重新析出，起到析出强 化作用． V( C，N) 析出相行为的变化导致材料力学性能的改变． 与热轧态 V--N 钢相比，正火态 V--N 钢细晶强化贡献值增加 31 MPa，而析出强化贡献值减少 45 MPa． 关键词 钢热处理; 正火处理; 微合金化; 析出; 晶粒细化; 强化 分类号 TG142. 4 Precipitation behavior of V--N microalloyed steel at the normalizing process SU Hang，CHAI Xi-yang，PAN Tao ，YANG Cai-fu，LIU Yi-zhi Division for Structural Steels，Central Iron and Steel Ｒesearch Institute，Beijing 100081，China  Corresponding author，E-mail: pantao@ cisri． com． cn ABSTＲACT The precipitation behavior of V--N microalloyed steel at the normalizing process was studied by physicochemical phase analysis and high resolution transmission electron microscopy． The effect of this precipitation behavior on the mechanical properties of the steel was discussed by theoretical calculations． At soaking of the normalizing process，32. 9% of V( C，N) precipitations keep undissolved into austenite，and they prevent austenite from growing up． At the subsequent cooling process，the undissolved V( C，N) precipitations induce intra-granular ferrite nucleating，which can refine ferrite grains; besides，the dissolved V( C，N) precipitations re-precipitate and play the role of precipitation strengthening． Compared with the hot-rolled steel，the normalized steel gains a 31 MPa increment in grain-refined strengthening but a 45 MPa decrease in precipitation strengthening． KEY WOＲDS steel heat treatment; normalizing; microalloying; precipitation; grain refinement; strengthening 收稿日期: 2014--06--05 近年来随着冶金工业装备和技术的飞速发展，热 轧和 热 机 械 控 制 ( thermo-mechanical control process， TMCP) 微合金钢的研究和生产得到长足发展，取得了 显著进步． 大部分热轧和 TMCP 型微合金化钢材均能 获得优异的性能水平． 但是，在某些特殊的工业领域 和应用 场 合，要 求 获 得 稳 定 组 织 结 构 的 正 火 型 钢 板［1--2］，如大型压力容器设备用厚板和海洋工程用厚 板． 同时，用户也对正火型钢板的强度提出更高的要 求和目标． 强度升级对于正火型钢板应付日益苛刻的 服役环境、提高安全裕量及结构减重具有重要作用． 由于正火交货状态导致材料工艺的强化手段受到 极大的限制，如控制轧制和在线冷却，因此对正火型钢 板强度升级的主要途径是以合金化设计为主，正火工 艺为辅． 大量研究结果［3--6］已表明，V--N 微合金化技 术是一种提高材料强度非常有效的方法． 目前，V--N 微合金技术在钢筋、薄板坯连铸连轧( thin slab casting and rolling，TSCＲ) 、型钢、无缝钢管等热轧产品中已有 大量研究与应用［7--9］． 这主要是因为在热轧条件下，钢

·1326· 工程科学学报，第37卷，第10期 中析出大量弥散细小的V(C,N)第二相，产生强烈的 片20幅.采用E0L-2100F型高分辨透射电镜观察实 析出强化作用.正火工艺将对V(C,N)析出相数量及 验钢析出相数量、形貌与尺寸（萃取复型碳膜样品）. 尺寸产生较大影响，使得材料的强化效果发生变化 通过物理化学相分析方法电解实验钢获得第二相残 对于V钢而言，正火过程中，绝大多数的V回溶进基 渣，对第二相残渣进行定性分析和定量分析，得到M 体；而V-N钢由于N含量较高，V(C,N)热力学稳定 (C,N)和M,C析出相中V在合金中的质量分数.对 性增强，可能会有部分未回溶的V(C,N)析出相.这 第二相残渣进行X射线衍射及小角度散射测定实验 部分未回溶的V(C,N)一方面能够在正火保温过程中 钢析出相的类型与粒度分布. 钉扎奥氏体晶界，同时在正火冷却过程中，又能为晶内 2 铁素体形核提供核心.但是，对这一规律目前还缺乏 实验结果 系统研究.本文通过相分析、透射电镜等手段研究V 2.1显微组织与力学性能 微合金化钢板在正火过程中第二相行为，并进行相应 表1给出热轧态与正火态V-N钢室温拉伸性能 的理论计算，讨论该行为对材料性能产生的影响 与-20℃条件下冲击功值.通过对比，可以看出热轧 1 实验材料和方法 态V-N钢抗拉强度(R)比正火态V-N钢高出71 MPa,屈服强度(Ra2)高出44MPa:但是，热轧态V-N 1.1实验材料 钢的塑性值（断后延伸率A,断面收缩率Z)及韧性冲 本实验的合金设计思路是在Q345(C-Mn钢)的 击功值(A,)明显要低于正火态V-N钢的塑性值和韧 成分基础上，采用V-N微合金化来实现材料强度升 性冲击功值 级.实验钢采用50kg真空治炼炉治炼，化学成分为 表1热轧态与正火态V-N钢力学性能 Fe-0.14C-0.45Si-1.50Mn-0.079V-0.020N(质量分 Table 1 Mechanical properties of the hot-tolled and normalized V-N 数，%)以及常见的杂质元素.将铸坯锻造成50mm steel (厚)×120mm(宽)方坯用于轧制，再将锻坯加热到 1150℃保温3h,利用实验轧机5道次轧制成12mm 编号 R!Ro21 Al Z1Ak,(-20℃)1 热处理 MPaMPa % % 板.终轧温度为920℃，空冷到室温.再将1及2热轧 热轧 65951625.768 32 试样加热到900℃保温1h,分别进行淬火（水冷)和正 N1900℃正火58847232 72 80 火（空冷）处理，以研究正火过程V(C,N)第二相行为. 将热轧试样编号为R1,淬火试样编号为Q1,正火试样 图2为热轧态及正火态V一N钢的显微组织.从 编号为N1.具体工艺如图1所示. 图中可以看出，热轧态与正火态V-V钢的组织均为铁 素体+珠光体.热轧态V一N钢中铁素体和珠光体在 轧制时被拉长，且沿轧制方向平行排列，成层状分布， 0℃保温1h 形同条带.正火后，可以看出正火态实验钢的铁素体 晶粒及珠光体团得到明显细化，且尺寸及分布均匀 通过定量统计分析可知，热轧态实验钢平均晶粒尺寸 水淬 空冷 为12.15m;正火态实验钢平均晶粒尺寸为8.21μm 正是由于正火处理带来晶粒的细化及组织的均匀化， 使得实验钢塑性和韧性得到改善. 热轧R1 净火Q1 正火N1 2.2第二相析出表征 时间 2.2.1析出相的物理化学相分析 图1正火过程V(C,N)第二相行为研究工艺曲线 V存在本实验钢中的状态有三种：以固溶状态存 Fig.1 Normalizing process for studying V(C,N)precipitation be- 在于铁基体中，以析出V的形式存在于M(C,N)中和 havior 以析出V的形式存在于M,C中.因此，正火工艺对 1.2实验方法 V-N微合金化钢第二相行为的影响具体表现为V(C, 对热轧态和正火态实验钢进行拉伸和冲击性能的 N)数量、尺寸及形态的变化.通过物理化学相分析及 测试.采用德国Leica公司的MEF4M型号的显微镜 透射电镜手段，可以得出正火对第二相的影响规律 观察实验钢的金相显微组织.对采集的金相显微组织 表2为V-N钢中三种形式V的定量分析结果.可以 照片利用image-pro-plus软件对显微组织中铁素体的 看出，热轧态实验钢析出相M(C,N)中V在合金中的 尺寸进行定量统计，统计样本为放大500倍的金相照 质量分数最大为0.045%，约占到V总质量的57%

工程科学学报，第 37 卷，第 10 期 中析出大量弥散细小的 V( C，N) 第二相，产生强烈的 析出强化作用． 正火工艺将对 V( C，N) 析出相数量及 尺寸产生较大影响，使得材料的强化效果发生变化． 对于 V 钢而言，正火过程中，绝大多数的 V 回溶进基 体; 而 V--N 钢由于 N 含量较高，V( C，N) 热力学稳定 性增强，可能会有部分未回溶的 V( C，N) 析出相． 这 部分未回溶的 V( C，N) 一方面能够在正火保温过程中 钉扎奥氏体晶界，同时在正火冷却过程中，又能为晶内 铁素体形核提供核心． 但是，对这一规律目前还缺乏 系统研究． 本文通过相分析、透射电镜等手段研究 V 微合金化钢板在正火过程中第二相行为，并进行相应 的理论计算，讨论该行为对材料性能产生的影响． 1 实验材料和方法 1. 1 实验材料 本实验的合金设计思路是在 Q345 ( C--Mn 钢) 的 成分基础上，采用 V--N 微合金化来实现材料强度升 级． 实验钢采用 50 kg 真空冶炼炉冶炼，化学成分为 Fe--0. 14C--0. 45Si--1. 50Mn--0. 079V--0. 020N ( 质量分 数，% ) 以及常见的杂质元素． 将铸坯锻造成 50 mm ( 厚) × 120 mm( 宽) 方坯用于轧制，再将锻坯加热到 1150 ℃保温 3 h，利用实验轧机 5 道次轧制成 12 mm 板． 终轧温度为 920 ℃，空冷到室温． 再将 1# 及 2# 热轧 试样加热到 900 ℃保温 1 h，分别进行淬火( 水冷) 和正 火( 空冷) 处理，以研究正火过程 V( C，N) 第二相行为． 将热轧试样编号为 Ｒ1，淬火试样编号为 Q1，正火试样 编号为 N1． 具体工艺如图 1 所示． 图 1 正火过程 V( C，N) 第二相行为研究工艺曲线 Fig． 1 Normalizing process for studying V( C，N) precipitation be￾havior 1. 2 实验方法 对热轧态和正火态实验钢进行拉伸和冲击性能的 测试． 采用德国 Leica 公司的 MEF 4M 型号的显微镜 观察实验钢的金相显微组织． 对采集的金相显微组织 照片利用 image-pro-plus 软件对显微组织中铁素体的 尺寸进行定量统计，统计样本为放大 500 倍的金相照 片 20 幅． 采用 JEOL--2100F 型高分辨透射电镜观察实 验钢析出相数量、形貌与尺寸( 萃取复型碳膜样品) ． 通过物理化学相分析方法电解实验钢获得第二相残 渣，对第二相残渣进行定性分析和定量分析，得到 M ( C，N) 和 M3C 析出相中 V 在合金中的质量分数． 对 第二相残渣进行 X 射线衍射及小角度散射测定实验 钢析出相的类型与粒度分布． 2 实验结果 2. 1 显微组织与力学性能 表 1 给出热轧态与正火态 V--N 钢室温拉伸性能 与 － 20 ℃条件下冲击功值． 通过对比，可以看出热轧 态 V--N 钢抗拉强度( Ｒm ) 比正火态 V--N 钢高出 71 MPa，屈服强度( Ｒp0. 2 ) 高出 44 MPa; 但是，热轧态 V--N 钢的塑性值( 断后延伸率 A，断面收缩率 Z) 及韧性冲 击功值( Akv ) 明显要低于正火态 V--N 钢的塑性值和韧 性冲击功值． 表 1 热轧态与正火态 V--N 钢力学性能 Table 1 Mechanical properties of the hot-rolled and normalized V--N steel 编号 热处理 Ｒm / MPa Ｒp0. 2 / MPa A / % Z / % Akv ( － 20 ℃ ) / J Ｒ1 热轧 659 516 25. 7 68 32 N1 900 ℃正火 588 472 32 72 80 图 2 为热轧态及正火态 V--N 钢的显微组织． 从 图中可以看出，热轧态与正火态 V--N 钢的组织均为铁 素体 + 珠光体． 热轧态 V--N 钢中铁素体和珠光体在 轧制时被拉长，且沿轧制方向平行排列，成层状分布， 形同条带． 正火后，可以看出正火态实验钢的铁素体 晶粒及珠光体团得到明显细化，且尺寸及分布均匀． 通过定量统计分析可知，热轧态实验钢平均晶粒尺寸 为 12. 15 μm; 正火态实验钢平均晶粒尺寸为 8. 21 μm． 正是由于正火处理带来晶粒的细化及组织的均匀化， 使得实验钢塑性和韧性得到改善． 2. 2 第二相析出表征 2. 2. 1 析出相的物理化学相分析 V 存在本实验钢中的状态有三种: 以固溶状态存 在于铁基体中，以析出 V 的形式存在于 M( C，N) 中和 以析出 V 的形式存在于 M3 C 中． 因此，正火工艺对 V--N微合金化钢第二相行为的影响具体表现为 V( C， N) 数量、尺寸及形态的变化． 通过物理化学相分析及 透射电镜手段，可以得出正火对第二相的影响规律． 表 2 为 V--N 钢中三种形式 V 的定量分析结果． 可以 看出，热轧态实验钢析出相 M( C，N) 中 V 在合金中的 质量分数最大为 0. 045% ，约占到 V 总质量的 57% ． ·1326·

苏航等：正火过程中V-N微合金化钢的第二相行为 ·1327· 50m 50 um 图2热轧态(a)与正火态(b)V-N钢显微组织 Fig.2 Microstructures of the hot-tolled V-N steel (a)and normalized V-N steel (b) 在正火保温过程中，V(C,N)数量明显发生减少.此时 形貌、尺寸、成分等作进一步表征和分析.图4(d)衍 M(C,N)中V回溶进奥氏体，未溶的V仍然占V总质 射斑的标定结果为V(C,N)析出相的O31]晶带轴衍 量的32.9%.在随后的正火冷却过程中，溶解的V(C, 射斑.从图4(a)~(c)中可以看出：V(C,N)析出相的 N)粒子又重新析出，数量变多，此时M(C,N)中V占 形状以扁球状分布.热轧态实验钢中的V(C,N)析出 V总质量的48.1%. 相尺寸较小，多数尺寸为5nm左右，且团聚在一起：淬 表2V(C,N)相分析的定量结果 火态实验钢中V(C,N)析出相尺寸较大，多数尺寸为 Table 2 V(C,N)quantitative results of physicochemical phase analysis 20nm左右：正火态实验钢既有较多尺寸为20nm左右 M(C,N)中V在 MC中V在 的大尺寸V(C,N)析出相，也有较多尺寸为5nm左右 编号热处理 固溶V的 合金中的 合金中的 质量分数/% 的小尺寸V(C,N)析出相. 质量分数/% 质量分数/% R1热轧 0.045 0.0039 0.0301 3分析讨论 Q 淬火 0.026 0.0008 0.0522 3.1正火过程V(C,N)第二相行为的分析模型 NI 正火 0.038 0.0032 0.0378 热轧态实验钢在奥氏体区轧制变形过程中，一方 面能够缩短V(C,N)在奥氏体中析出的孕育时间，促 图3给出三种工艺状态下V-N钢由X射线小角 进V(C,N)的形变诱导析出；另一方面热加工使得材 度散射法测量的V(C,N)相粒度分布图以及不同工艺 料的位错密度增加，为随后V(C,N)在铁素体中的析 条件V(C,N)中V在合金中的质量分数随粒度的分 出准备了形核位置.因此，热轧态V-N钢具有数量较 布.从图3(a)~(c)中可以看出，热轧态V-N钢以小 多，尺寸较小，分布弥散的V(C,N)粒子，如图5(a)所 尺寸的V(C,N)为主.其中1~5nm的V(C,N)粒子 示.但是，在随后正火加热过程中，由于V一N钢中氮 质量分数达到37.7%，1~18nm的V(C,N)粒子质量 含量较高，热力学稳定性较好.因此，奥氏体中仍然有 分数达到65.1%.而淬火态及正火态V-N钢主要以 部分未溶解的V(C,N)粒子.而这部分V(C,N)粒子 中等尺寸V(C,N)粒子为主，其中10~36nm的V(C, 在热扩散作用下发生聚集长大，以减少界面能，如 N)粒子质量分数分别达到63.4%及60.3%.另外，从 图5(b)所示.图5(c)是淬火后V-N钢析出相行为. 图3()中可以看出正火过程中V-N钢不同尺寸V 由于冷速较快，V-V钢中第二相根本来不及析出，因 (C,N)数量的变化.在正火保温阶段，尺寸为1~5nm 而正火保温结束后的第二相行为得以保存下来.可以 的V(C,N)第二相数量发生明显的减少：尺寸为10~ 看出，正火保温结束后，V(C,N)第二相回溶进奥氏体 60nm的V(C,N)第二相数量增加，说明这个过程部分 中数量较多，且未溶的V(C,N)发生粗化.在随后正 V(C,N)发生聚集长大以减少界面能.正火冷却的过 火冷却过程中，溶解的V再析出，V(C,N)数量增加， 程中，尺寸为1~36nm的V(C,N)第二相数量明显回 如图5(d)所示 升，说明在正火冷却过程中，V(C,N)第二相又重新 3.2V(C,N)第二相行为对材料强化机制的影响 析出. 根据第二相强化机理，以Ashby-Orowan模型为前 2.2.2析出相的形貌观察 提条件.该模型阐述了当滑移位错以Orowan机制绕 采用JE0L-2100F型高分辨透射电镜对不同工艺 过不可变形颗粒时，其第二相强化效果与第二相的体 条件下V一N钢中V(C,N)析出相（萃取复型样品）的 积分数f的1/2次方成正比，与第二相颗粒尺寸d成

苏 航等: 正火过程中 V--N 微合金化钢的第二相行为 图 2 热轧态( a) 与正火态( b) V – N 钢显微组织 Fig． 2 Microstructures of the hot-rolled V--N steel ( a) and normalized V--N steel ( b) 在正火保温过程中，V( C，N) 数量明显发生减少． 此时 M( C，N) 中 V 回溶进奥氏体，未溶的 V 仍然占 V 总质 量的 32. 9% ． 在随后的正火冷却过程中，溶解的 V( C， N) 粒子又重新析出，数量变多，此时 M( C，N) 中 V 占 V 总质量的 48. 1% ． 表 2 V( C，N) 相分析的定量结果 Table 2 V( C，N) quantitative results of physicochemical phase analysis 编号 热处理 M( C，N) 中 V 在 合金中的 质量分数/% M3C 中 V 在 合金中的 质量分数/% 固溶 V 的 质量分数/% Ｒ1 热轧 0. 045 0. 0039 0. 0301 Q1 淬火 0. 026 0. 0008 0. 0522 N1 正火 0. 038 0. 0032 0. 0378 图 3 给出三种工艺状态下 V--N 钢由 X 射线小角 度散射法测量的 V( C，N) 相粒度分布图以及不同工艺 条件 V( C，N) 中 V 在合金中的质量分数随粒度的分 布． 从图 3( a) ～ ( c) 中可以看出，热轧态 V--N 钢以小 尺寸的 V( C，N) 为主． 其中 1 ～ 5 nm 的 V( C，N) 粒子 质量分数达到 37. 7% ，1 ～ 18 nm 的 V( C，N) 粒子质量 分数达到 65. 1% ． 而淬火态及正火态 V--N 钢主要以 中等尺寸 V( C，N) 粒子为主，其中 10 ～ 36 nm 的 V( C， N) 粒子质量分数分别达到 63. 4% 及 60. 3% ． 另外，从 图 3( d) 中可以看出正火过程中 V--N 钢不同尺寸 V ( C，N) 数量的变化． 在正火保温阶段，尺寸为 1 ～ 5 nm 的 V( C，N) 第二相数量发生明显的减少; 尺寸为 10 ～ 60 nm 的 V( C，N) 第二相数量增加，说明这个过程部分 V( C，N) 发生聚集长大以减少界面能． 正火冷却的过 程中，尺寸为 1 ～ 36 nm 的 V( C，N) 第二相数量明显回 升，说明在正火冷却过程中，V( C，N) 第二相又重新 析出． 2. 2. 2 析出相的形貌观察 采用 JEOL--2100F 型高分辨透射电镜对不同工艺 条件下 V--N 钢中 V( C，N) 析出相( 萃取复型样品) 的 形貌、尺寸、成分等作进一步表征和分析． 图 4( d) 衍 射斑的标定结果为 V( C，N) 析出相的［03 － 1］晶带轴衍 射斑． 从图 4( a) ～ ( c) 中可以看出: V( C，N) 析出相的 形状以扁球状分布． 热轧态实验钢中的 V( C，N) 析出 相尺寸较小，多数尺寸为 5 nm 左右，且团聚在一起; 淬 火态实验钢中 V( C，N) 析出相尺寸较大，多数尺寸为 20 nm 左右; 正火态实验钢既有较多尺寸为 20 nm 左右 的大尺寸 V( C，N) 析出相，也有较多尺寸为 5 nm 左右 的小尺寸 V( C，N) 析出相． 3 分析讨论 3. 1 正火过程 V( C，N) 第二相行为的分析模型 热轧态实验钢在奥氏体区轧制变形过程中，一方 面能够缩短 V( C，N) 在奥氏体中析出的孕育时间，促 进 V( C，N) 的形变诱导析出; 另一方面热加工使得材 料的位错密度增加，为随后 V( C，N) 在铁素体中的析 出准备了形核位置． 因此，热轧态 V--N 钢具有数量较 多，尺寸较小，分布弥散的 V( C，N) 粒子，如图 5( a) 所 示． 但是，在随后正火加热过程中，由于 V--N 钢中氮 含量较高，热力学稳定性较好． 因此，奥氏体中仍然有 部分未溶解的 V( C，N) 粒子． 而这部分 V( C，N) 粒子 在热扩 散 作 用 下 发 生 聚 集 长 大，以 减 少 界 面 能，如 图 5( b) 所示． 图 5( c) 是淬火后 V--N 钢析出相行为． 由于冷速较快，V--N 钢中第二相根本来不及析出，因 而正火保温结束后的第二相行为得以保存下来． 可以 看出，正火保温结束后，V( C，N) 第二相回溶进奥氏体 中数量较多，且未溶的 V( C，N) 发生粗化． 在随后正 火冷却过程中，溶解的 V 再析出，V( C，N) 数量增加， 如图 5( d) 所示． 3. 2 V( C，N) 第二相行为对材料强化机制的影响 根据第二相强化机理，以 Ashby-Orowan 模型为前 提条件． 该模型阐述了当滑移位错以 Orowan 机制绕 过不可变形颗粒时，其第二相强化效果与第二相的体 积分数 f 的 1 /2 次方成正比，与第二相颗粒尺寸 d 成 ·1327·

·1328· 工程科学学报，第37卷，第10期 a 热轧态 40 淬火态 30 20 1-551010-18- 36-60-96-140-200 1-55-1010-18- 36- 60-96-140-200- 18366096140200300 18366096140200300 V(C,N)析出相粒度anm V(C.N)析出相粒度hmm 正火态 0016 ☐热轧态 淬火态 ☑正火态 0.012 20 0.008 10H ☑ 15 5-1010-18- 36-60-96-140-200- 5-1010- 18- 36- 60-96-140-200- 18366096140200300 18366096140200300) V(C,N析出相粒度/m V(CN)析出相粒度m 图3不同工艺条件下V-N钢中V(C,N)相粒度分布及V(C,N)中V在合金中的质量分数随粒度的分布.(a)热轧态R1:(b)淬火态Q1: (c)正火态N1:(d)V(C,N)中V在合金中的质量分数随粒度的分布 Fig.3 Size distribution of V(C.N)precipitations and mass fraction of the precipitated V of V(C,N)in the V-N microalloyed steel under different processes:(a)hot-rolled:(b)quenched:(c)normalized:(d)mass fraction of precipitated V with particle size 01m d 50 nm 图4不同工艺条件下V(C,N)析出相的透射电镜明场相形貌及其对应的衍射花样标定.()热轧态：(b)淬火态：()正火态：(d)衍射花 样标定 Fig.4 Morphology of V(C,N)by using high resolution transmission electron microscopy and diffraction pattern of precipitations:(a)hot-rolled: (b)quenched:(c)normalized:(d)diffraction pattern

工程科学学报，第 37 卷，第 10 期 图 3 不同工艺条件下 V--N 钢中 V( C，N) 相粒度分布及 V( C，N) 中 V 在合金中的质量分数随粒度的分布． ( a) 热轧态 Ｒ1; ( b) 淬火态 Q1; ( c) 正火态 N1; ( d) V( C，N) 中 V 在合金中的质量分数随粒度的分布 Fig． 3 Size distribution of V( C，N) precipitations and mass fraction of the precipitated V of V( C，N) in the V--N microalloyed steel under different processes: ( a) hot-rolled; ( b) quenched; ( c) normalized; ( d) mass fraction of precipitated V with particle size 图 4 不同工艺条件下 V( C，N) 析出相的透射电镜明场相形貌及其对应的衍射花样标定． ( a) 热轧态; ( b) 淬火态; ( c) 正火态; ( d) 衍射花 样标定 Fig． 4 Morphology of V( C，N) by using high resolution transmission electron microscopy and diffraction pattern of precipitations: ( a) hot － rolled; ( b) quenched; ( c) normalized; ( d) diffraction pattern ·1328·

苏航等：正火过程中V-N微合金化钢的第二相行为 ·1329· (a) b 奥氏体 珠光体 … 铁素体 细小的V(CN) 聚集长大的V(C.N 未溶的V(C.) d 珠光体 铁素体 聚集长大的V(CN) 保留在板条束未溶的V(C 重新析出的V(C,N) 未溶的V(CN) 图5正火过程中V(C,N)析出行为定性描述.(a)热轧态：(b)900℃奥氏体化：(c)淬火态：(d)正火态 Fig.5 Description of V(C,N)precipation behavior at the process of normalizing:(a)hot-tolled:(b)austenitized at 90C:(c)quenched:(d) normalized 反比.对本文热轧态及正火态实验钢的第二相析出强 出强化贡献值为108.2MPa,而正火态V一N钢的析出 化贡献值选取如下公式B,进行计算： 强化贡献值为62.7MPa.导致热轧态V一N钢与正火 △o。=8.995×103frd-1n2.417d. (1) 态V-V钢析出强化贡献值差异的主要原因是正火工 式中，f为第二相的体积分数，d为第二相颗粒尺寸. 艺导致V(C,N)第二相有一定数量上的减少及尺寸的 具体结果如表3所示.可以看出，热轧态V-N钢的析 长大，弱化正火态V-V钢的析出强化作用 表3热轧态及正火态V-N钢的沉淀析出强化贡献值计算 Table 3 Calculation of precipitation strengthening in the hot-olled and normalized V-N steel 粒子尺寸间隔/nm 1-5 6~10 10~18 18~36 36~60 均方根叠加 热轧态体积分数/% 0.0276 0.0104 0.0097 0.0100 0.0027 一 正火态体积分数/% 0.0067 0.0027 0.0164 0.0200 0.0041 热轧态强度增量/MPa 98.7 35.4 22.2 13.9 4.64 108.2 正火态强度增量MPa 48.4 18.1 29.0 19.7 5.7 62.7 对本文热轧态及正火态V-N钢的细晶强化贡献 献值；α为比例系数，a=0.5;。为基础强度值，0。= 值、固溶强化贡献值及位错强化贡献值分别采用如下 75.46MPa:G为切变弹性模量，G=80.65GPa;b为伯 所示的Hall-Petch公式、固溶强化强度增量经验公式 氏矢量，b=0.258nm(假设为1/2<110>型位错)：p 及位错强化强度增量经验公式000进行计算： 为位错密度，假设正火态与热轧态V一N钢的位错密 △oa=K,dn, (2) 度网为5×10°mm2.由图6可以看出，热轧态和正火 △om=32×Mn]+83×[Si], (3) 态V-N钢屈服强度的计算值与实验值差别不大.与 △oD=o。+2 xCbp'R, (4) 轧制状态相比，正火后V一N钢细晶强化贡献值增加 式中：△σ为析出强化贡献值；K,为强度增量系数， 31MPa,而析出强化贡献值减少45MPa. K,=15.49MPa·mmP;△gu为固溶强化贡献值：Mn] 针对V(C,N)促进铁素体晶粒细化的作用，瑞典 和Si]分别为Mn和Si的固溶量；△σn为位错强化贡 金属所的Zajac、日本JFE钢厂的大森章夫及钢铁研究

苏 航等: 正火过程中 V--N 微合金化钢的第二相行为 图 5 正火过程中 V( C，N) 析出行为定性描述． ( a) 热轧态; ( b) 900 ℃奥氏体化; ( c) 淬火态; ( d) 正火态 Fig． 5 Description of V( C，N) precipation behavior at the process of normalizing: ( a) hot-rolled; ( b) austenitized at 900 ℃ ; ( c) quenched; ( d) normalized 反比． 对本文热轧态及正火态实验钢的第二相析出强 化贡献值选取如下公式［3，10--11］进行计算: Δσp = 8. 995 × 103 f 1 /2 d － 1 ln2. 417d． ( 1) 式中，f 为第二相的体积分数，d 为第二相颗粒尺寸． 具体结果如表 3 所示． 可以看出，热轧态 V--N 钢的析 出强化贡献值为 108. 2 MPa，而正火态 V--N 钢的析出 强化贡献值为 62. 7 MPa． 导致热轧态 V--N 钢与正火 态 V--N 钢析出强化贡献值差异的主要原因是正火工 艺导致 V( C，N) 第二相有一定数量上的减少及尺寸的 长大，弱化正火态 V--N 钢的析出强化作用． 表 3 热轧态及正火态 V--N 钢的沉淀析出强化贡献值计算 Table 3 Calculation of precipitation strengthening in the hot-rolled and normalized V--N steel 粒子尺寸间隔/nm 1 ～ 5 6 ～ 10 10 ～ 18 18 ～ 36 36 ～ 60 均方根叠加 热轧态体积分数/% 0. 0276 0. 0104 0. 0097 0. 0100 0. 0027 — 正火态体积分数/% 0. 0067 0. 0027 0. 0164 0. 0200 0. 0041 — 热轧态强度增量/MPa 98. 7 35. 4 22. 2 13. 9 4. 64 108. 2 正火态强度增量/MPa 48. 4 18. 1 29. 0 19. 7 5. 7 62. 7 对本文热轧态及正火态 V--N 钢的细晶强化贡献 值、固溶强化贡献值及位错强化贡献值分别采用如下 所示的 Hall-Petch 公式、固溶强化强度增量经验公式 及位错强化强度增量经验公式［10--11］进行计算: Δσref = Kyd － 1 /2 ， ( 2) Δσsol = 32 ×［Mn］+ 83 ×［Si］， ( 3) ΔσD = σ0 + 2αGbρ 1 /2 ， ( 4) 式中: Δσref 为析出 强 化 贡 献 值; Ky 为 强 度 增 量 系 数， Ky = 15. 49 MPa·mm1 /2 ; Δσsol为固溶强化贡献值; ［Mn］ 和［Si］分别为 Mn 和 Si 的固溶量; ΔσD为位错强化贡 献值; α 为比例系数，α = 0. 5; σ0 为基础强度值，σ0 = 75. 46 MPa; G 为切变弹性模量，G = 80. 65 GPa; b 为伯 氏矢量，b = 0. 258 nm ( 假设为 1 /2 ＜ 110 ＞ 型位错) ; ρ 为位错密度，假设正火态与热轧态 V--N 钢的位错密 度［3］为 5 × 106 mm － 2 ． 由图 6 可以看出，热轧态和正火 态 V--N 钢屈服强度的计算值与实验值差别不大． 与 轧制状态相比，正火后 V--N 钢细晶强化贡献值增加 31 MPa，而析出强化贡献值减少 45 MPa． 针对 V( C，N) 促进铁素体晶粒细化的作用，瑞典 金属所的 Zajac、日本 JFE 钢厂的大森章夫及钢铁研究 ·1329·