5-微合金化非调质钢

非调质钢中的钛
钛是很强的氮化物、碳化物形成元素，钛的氮化物在接 近凝固前或凝固过程中形成。 钛、氮含量越低，形成TiN的温度越低，颗粒尺寸越小， 而且均匀弥散分布，可以成为液态结晶核细化原始晶粒，还 可以阻止再加热时晶粒长大。 钛含量足够多时，还可在奥氏体区内形成TiC，对形变奥 氏体再结晶起“钉扎”作用。
(3)冷却速度：随冷却速度增大，相变组织从铁素体一珠光 体向贝氏体、马氏体过渡。对于铁素体一珠光体型钢，冷速 增加，细化铁素体和珠光体晶粒，韧性提高，强度增大；冷 速过大，可能出现贝氏体和马氏体，降低塑性。对于贝氏体 钢，冷速增加，强度和韧性都提高较多；冷速过大，生成马 氏体，强度增加，伸长率下降。 (4)形变程度：在奥氏体未再结晶区进行形变时，形变程度 越大，相变后晶粒就越细小，综合力学性能就越好。 (5)形变速率：在不同的形变速率下，钢的显微组织变化不 很明显，对钢力学性能的影响不大。
硼在非调质钢中的作用
主要是增大贝氏体转变区的范围，在轧制缓冷的条件下， 这类非调质钢常常表现出非常好的强韧性。
非调质钢中的铝
铝的氮化物和V、Ti、Nb的氮化物有相似的影响，但析出 条件和产生的效果与其它元素相比存在一定差异。 AIN具有沉淀强化和细晶强化作用，但由于A1N在低温下的 过饱和铁素体中形核较困难，因此其沉淀强化作用没有细晶强 化对强度的贡献显著。
非调质钢的微合金化
合金元素的基本作用 非调质钢中的合金元素分为两类 其中一类是锰、铬、钼等合金元素，它们的作用除与在 普通合金钢中相同的作用之外，还通过降低相变温度来细化 晶粒，并细化相变过程中或相变后析出的微合金碳氮化物； 第二类是形成碳化物或氮化物的微合金化元素，如钒、 钛、铌、硼、铝等。根据它们在钢中存在形式的不同，将对 非调质钢的性能产生不同的影响。
Nb4C3的尺寸及铌含量对低碳钢 屈服强度的影响
第二相质点数、各元素含量与非调质钢强度的关系： Gladman关于铁素体一珠光体组织微合金非调质钢的力 学性能表达式: σs=f1/3[35+58ω(Mn)+17d-1/2]+(1-f1/3)[179+3.9S-1/2] +63ω(Si)+425ω(N) σb=f1/3[246+1143ω(N)+18d-1/2]+(1-f1/3)[719+3.5S-1/2] +97ω(Si) 式中，f一第二相粒子的体积分数；d—铁素体晶粒尺寸； S—珠光体片间距。 第二相粒子的体积分数增加、铁素体晶粒尺寸和珠光 体片间距减小、合金元素含量上升，钢的强度提高。
微合金元素钒、钛、铌在非调质钢中的作用： 奥氏体中未溶解的微合金碳氮化物质点钉扎晶界，阻止奥 氏体晶粒长大； 通过应变诱导析出的微合金碳氮化物沉淀在晶界和位错上， 起钉扎作用，阻止再结晶和位错的运动，抑制或阻止回复、再 结晶过程的进行； 微合金元素的碳氮化物起沉淀强化作用； 钒、钛、铌等强碳化物形成元素能固定钢中的一部分碳而 导致碳含量的变化，钢的组织、形态及分布也将受到影响； 固溶于钢中的微合金化元素提高过冷奥氏体的稳定性，降 低转变的温度，改变钢的显微组织，从而对钢的性能产生显著 影响。 在细化晶粒上，复合微合金化比单独添加微合金化元素的 效果更显著。
第5 章
微合金化非调质钢
Hale Waihona Puke 非调质钢（non-quenched and tempered steel) 指在制造和应用过程中，通过采用微合金化、控制轧制 (锻造)和控制冷却等强韧化方法，取消调质热处理，能够达到 或接近调质钢性能的优质或特殊质量钢。 非调质钢的种类： • 铁素体+珠光体型非调质钢 • （铁素体+贝氏体）型非调质钢 • 贝氏体型非调质钢 • （贝氏体+马氏体）型非调质钢 • 马氏体非调质钢 非调质钢主要特点在于：节能、省略热处理、生产周期短、 硬度分布均匀、抗拉强度和疲劳强度与同等级的调质钢相当、 没有调质处理过程中的弯曲形变和淬裂废品等
非调质钢中的钒
VC在奥氏体区不能析出，呈完全溶解态。钒微合金化钢不 能实行非再结晶控轧，钒可形成VN，细化奥氏体γ→α相变后 的铁素体、珠光体组织。 在低碳钢中，形成钒的氮化物的最佳温度为900℃，作为 再结晶控轧空间很小。当V/N比达到理想化学配比(V/N =3.64) 时，钒能最大程度地析出，增强沉淀强化效果。偏离此配比越 大，固溶含量越高。 VN大量沉淀会使韧性损失，采用Nb-V-Ti复合微合金化较 合适。
由以上表达式可见，[V][C]、 [N]、[Nb][N]溶解度 由以上表达式可见，[V][C]、[V] [N]、[Nb][N]溶解度 积增加，钢的强度提高；而[Nb][C]溶解度积增加，有损 积增加，钢的强度提高； [Nb][C]溶解度积增加， 溶解度积增加 于钢的强度。 于钢的强度。
钒对韧性的影响
非调质钢中的氮含量控制
在含钛的非调质钢中，其含量对强韧性的影响明显。 有研究认为，含钛非调质钢中的氮含量应满足以下要求： ω(Ti)/ω(N)≤3.0 或 0.4ω(Ti) ／ ω(3S+N)<1.0 ， 否 则 ， 易引起析出粗大的TiN，损害切削加工性和疲劳性能。 氮含量太低，还可能使V(C，N)中氮贫化，从而降低其 强化作用。在钒微合金化钢中，增氮不仅促讲了V(C，N)的 析出，还减小了V(C，N)颗粒的平均尺寸，大大增加了颗粒 尺寸低于10 nm的细小析出相的百分数。细小弥散V(C，N) 析出相数量的增加是钒氮钢强度升高的主要原因。
第二相质点数、各元素含量与铁素体一珠光体非调质钢韧 脆转变温度的关系式： Tc=f(-46-11.5d-1/2)+(1-f)(-355+5.6S-1/2-13.3p1/2+3.48×106t) Tc=f(-46-11. )+(1 f)(-355+ 13. 48× 762ω +49ω(Si)+762ω(N)1/2 49ω 式中f一第二相粒子的体积分数； d—铁素体晶粒尺寸； S—珠 光体片间距；p—珠光体团尺寸； t—渗碳体片厚度。 进一步描述微合金非调质钢的韧脆转变温度，Tc(℃)： Tc=Tc+306[ω(V)-19ω(Nb)]ω(C)+30200[ω(V)+8ω(Nb)]ω(N) 随着第二相粒子体积分数的增加，铁素体晶粒尺寸、珠光 体片间距、珠光体团尺寸以及渗碳体片厚度减小，钢的韧脆转 变温度降低，韧性提高。
微合金元素对强化的影响
不同时期析出的微合金化 元素的碳氮化物，其强化机制 不同。 在奥氏体化温度下析出时， 是钉扎晶界机制，阻止奥氏体 晶粒的粗化，或阻止奥氏体再 结晶和晶粒的长大，以利于相 变形成细小的铁素体； 在发生铁素体相变后，在 铁素体中析出时，通过第二相 质点强化铁素体基体，产生显 著的析出强化。
钛对韧性的影响
钛与碳、氮、硫均有较强的亲和力，一方面与碳氮结合形 成碳氮化物产生细晶强化作用，另一方面又能与硫作用形成塑 性比硫化锰低得多的硫化钛，从而降低硫化锰的有害作用，改 善钢的横向性能。 钛含量较低时增加钛含量不引起钢的韧性下降，但钛含量 过高，由于在晶界上形成钛的氮化物和硫化物而引起钢的脆化。 在其它成分基本相同的情况下，加钛钢较不加钛钢强度明显提 高，但韧脆转变温度也有一定程度的提高。 另外，钛的碳氮化物通过“钉扎”机制，具有细化晶粒的 作用，可以提高韧性。因此，在当今的技术条件下，钛不仅是 提高非调质钢强度的重要元素，而且是改善非调质钢韧性的重 要元素。
控轧控冷工艺对非调质钢性能影响的基本特点：
(1)加热温度：随加热温度升高，钢的强度、韧性和硬度 降低。其原因在于：钢在奥氏体化过程中，随着加热温度 的升高，奥氏体晶粒也随之长大，在其它影响因素不变的 前提下，粗大的原始奥氏体晶粒，必然导致成品晶粒粗大 化，而粗大的晶粒则造成强度、韧性、硬度降低。 (2)终轧温度：随终轧温度的降低，组织细化，强度提高。 但对韧性的影响可能出现不同的情况，温度过低，硬化的 组织得不到回复，韧性会下降。
钢中加入钒不仅能提高钢的强度、降低过热倾向，而且 对钢的低温韧性有明显的影响。 当钒含量(质量分数)低于0.1%时，随着钒含量的增加的 韧脆转变温度降低。当钒含量(质量分数)超过0.1%时，钒含 量增加，韧脆转变温度反而升高。 这是因为钒含量较低时其析出物细小弥散，起到明显细 化晶粒的作用，使钢的强韧性提高。钒含量过高时，析出物 数量增加尺寸增大导致钢的韧性降低。 在含锰和硅的钢中，加人少量的钒就可以明显减轻这两 种元素在晶粒长大和提高韧脆转变温度的影响。
微合金元素可以视同为铁素体或珠光体的作用，如果迭 加上微合金化碳氮化物的线性强化相，屈服强度可以表示为：
σs=σs (Gladman)+A1[ω(V)+B1ω(Nb)]ω(C)+ A2[ω(V)+B2ω(Nb)]ω(N)
公式中的A和B是与热加工相关的系数，因为析出粒子尺寸 和体积更决于热加工过程。
非调钢中的稀土
稀土元素在钢中的作用除净化钢水(如降低硫含量)、改变 钢中残留夹杂物(如硫化锰)形态、脱氢等作用； 稀土在钢中晶界的偏聚能抑制硫、磷等低熔点夹杂在晶界 的偏析，并能与这些夹杂形成高熔点的化合物，消除低熔点夹 杂的有害影响，净化和强化晶界，阻碍晶间裂纹的形成和扩展； 钢中细小弥散的稀土氧化物（如CeO2或者Ce203)，可以作 为结晶核心而细化铸态晶粒，还可以提高晶界对位错运动的阻 力，从而提高钢的强度和韧性，降低脆性转变温度等.
非调质钢中的铌
铌的碳氮化物在轧钢时可以“钉扎”晶界，阻止晶粒长大。固 溶铌由于其原子半径比铁大得多，在晶界富集浓度可达到1.0%以上 (原子比)，而晶内较低，使铌具有强烈的“拖拽”晶界移动的能力。 这两种作 用让铌具有阻止晶 粒长大的最佳效果 ，使钢在1100～ 900℃之间的热加工的道次之间，不发生再结晶，可以累加形变量， 奥氏体晶粒达到高形变延伸而成薄“铁饼”状，在γ→α转变时为 α形核提供大量晶界面。 相变后的铁素体细化程度决定于γ晶粒的非再结晶形变度， Nb(C,N)的“钉扎”作用和铌原子的“拖拽”作用，使控轧控冷效 果最佳。 Nb(C,N)颗粒尺寸越细，强度增量越大。固溶铌是析出Nb(C,N) 的组分，由终轧温度控制，铌的质量分数为0.05%的铌钢，在终轧 温度1000℃以上时，均有一部分铌固溶，可供相变或相变后析出产 生进一步强化。超低碳的铌钢在终轧温度下有大量固溶抑制γ→α 相变，抑制二次(先共析)铁素体析出，可以发生γ→B转变。
合金元素 合金元素都具有固溶强化作用，提高非调质钢的强度。 硅能促进铁素体形成，并有一定的细化晶粒的作用， 能改善铁素体一珠光体的韧性； 锰、铬、钼等能降低相变温度、细化铁素体晶粒、减 小珠光体片间距，并细化相变过程中或相变后析出的微合 金碳氮化合物，使韧性有所增加。 锰、钼能有效地推迟高温珠光体转变，促进贝氏体形 成；对于碳含量较低、锰和硅含量较高的铁素体一珠光体 型非调质钢，可以通过加入少量钼获得针状铁素体(一种 铁素体呈板条状的类贝氏体)的方法改善韧性。
铁素体－ 铁素体－珠光体型非调质钢 应用于结构件的热锻F+P型非调质钢，强度高、价格便宜 常用来代替部分40、40Cr、40MnB、45、50等结构钢，使用最 多的汽车零件是曲轴、连杆、转向节、轮载等。 德国汽车行业中曲轴、连杆、前轴、半轴等锻件70%以上 采用非调质钢制造；日本目前汽车制造业中75%的连杆、90%的 曲轴采用了非调质钢；瑞典Volvo汽车制造厂每年约耗25000多 吨非调质钢制造汽车零件。 早期的非调质钢大多用钒(仅巴西用铌)微合金化，制品从 锻造温度直接在空气中冷却，通过析出碳化钒来实现强化。钢 的组织为铁素体－珠光体，抗拉强度大于770MPa，屈服强度大 于540MPa，而室温夏比V缺口韧性为7～14J，脆性转变温度在 室温以上。
Y.Sawada等通过对钒或钒+铌微合金非调质钢的研究， Y.Sawada等通过对钒或钒+铌微合金非调质钢的研究，得 等通过对钒或钒 出的描述非调质钢的强度关系式如下： 出的描述非调质钢的强度关系式如下：
σs==σs(Gladman)+2032[ω(V)-3.18ω(Nb)]ω(C) +110300[ω(V)+2.35ω(Nb)]ω(N) σb==σb(Gladman)+592[ω(V)-12.42ω(Nb)]ω(C) +116560[ω(V)+2.46ω(Nb)]ω(N)