杜瑜賓1, 2, 胡小鋒1, , 姜海昌1, 閆德勝1, 戎利建1

1 中國科學(xué)院金屬研究所中國科學(xué)院核用材料與安全評價重點實驗室 沈陽 110016
2 中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院 沈陽 110016

摘要

關(guān)鍵詞： Fe-Cr-Ni-Mo ; 高強鋼 ; 回火時間 ; 碳化物 ; 強度 ; 低溫沖擊韌性

高強鋼的抗拉強度可達2000 MPa以上,但強度的不斷提高對高強鋼的塑韌性損害較大[1]。為了滿足工業(yè)發(fā)展需求,尤其是對低溫沖擊韌性要求較高的領(lǐng)域,開發(fā)強韌性匹配良好的高強鋼是近年來的發(fā)展方向之一[2]。改善高強鋼強韌性匹配的常用技術(shù)手段包括優(yōu)化合金成分、調(diào)整加工工藝和熱處理工藝等,以獲得不同的基體組織和析出相,尤其是析出相的類型、尺寸、分布等[3~5]。作為高強鋼的一種,Fe-Cr-Mo系合金鋼由于其包含一定的合金元素以及少量的微合金化元素,與傳統(tǒng)C-Mn鋼相比,該合金鋼具有較高的強度、良好的韌性、一定的焊接性和較低的成本[6,7]等優(yōu)點,常用來制造大型水電站水輪機組的部件、壓力容器以及船用部件等[8~10]。為了獲得良好的強韌性匹配,Fe-Cr-Mo合金鋼常用的熱處理工藝為調(diào)質(zhì)處理[11],其中回火過程析出的碳化物是決定其強韌性的關(guān)鍵因素。近年來,針對Fe-Cr-Mo合金鋼回火工藝的影響展開了廣泛研究,其中對回火溫度的研究相對較多[4,12~15]。與回火溫度相比,回火時間對合金鋼碳化物的析出行為研究相對較少,例如Vyrostková等[16]研究了回火時間對0.1C-0.9Cr-V鋼中碳化物演變的影響,發(fā)現(xiàn)在580 ℃經(jīng)100 h回火后,碳化物的類型主要為M3C、M7C3和MC,延長回火時間到5000 h后,碳化物的類型未發(fā)生變化,但M3C和M7C3型碳化物中Fe/Cr的比值呈現(xiàn)下降趨勢;Thomson和Miller[17]研究發(fā)現(xiàn),2.25Cr-1Mo-0.15C鋼在350 ℃回火5 min后,形成Mo2C,延長回火時間到40 h后,除了Mo2C外還形成了M3C型碳化物,但由于回火溫度較低,Cr、Mo、Mn元素未發(fā)生擴散。綜上可知,對回火時間的研究主要集中在1 h之后的長時間回火(最長1000 h以上),而對較高溫度回火初期(比如20 min)碳化物的析出行為及其對后續(xù)碳化物的轉(zhuǎn)變和合金鋼的強韌性關(guān)注較少。

Wen等[18]研制了一種含V的Fe-Cr-Ni-Mo合金鋼,通過控制V元素的添加量(0.03%~0.10%,質(zhì)量分?jǐn)?shù)),可使該合金鋼具有良好的強韌性匹配,其抗拉強度不低于1100 MPa,低溫(-50 ℃)沖擊功可達70 J以上。本課題組前期工作[11]表明,在較低溫度(如400 ℃)回火時,先析出較粗大的M3C型碳化物(尺寸約為1 μm),隨著回火溫度的升高,逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽缂毿〉?i style="margin: 0px; padding: 0px; box-sizing: border-box;">M2C和MC型碳化物(尺寸小于100 nm),這種細小彌散分布的碳化物起到了良好的二次硬化效果,使得Fe-Cr-Ni-Mo合金鋼的強度在較寬回火溫度范圍內(nèi)(450~600 ℃)基本不變,而沖擊功和延伸率呈現(xiàn)升高的趨勢,從而可以獲得良好的強韌性匹配。本工作選用不同V含量的Fe-Cr-Ni-Mo合金鋼,通過改變回火時間(10、20、40 和120 min),重點研究短時間(如20 min)回火時合金鋼中碳化物的形貌,通過與回火120 min后碳化物的形貌進行對比分析,系統(tǒng)研究了回火時間對Fe-Cr-Ni-Mo合金鋼中碳化物的析出行為及其對合金鋼強韌性的影響機制。

1 實驗方法

選用3種不同V含量(0、0.08%、0.14%,質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Fe-Cr-Ni-Mo合金鋼,依據(jù)V含量的不同分別標(biāo)記為0V、008V和014V,具體化學(xué)成分如表1所示。采用真空感應(yīng)爐熔煉,澆鑄為25 kg的鑄錠。鑄錠先經(jīng)過熱鍛,然后熱軋為12 mm厚的板材。

利用線切割從熱軋后的板材上取適當(dāng)尺寸的試樣進行熱處理,熱處理制度為正火+淬火+回火,其中正火工藝為：860 ℃保溫60 min,空冷;淬火工藝為：860 ℃保溫40 min,水淬。回火溫度選取610 ℃,為了研究短時間回火保溫過程中碳化物的析出行為,分別選用10、20、40和120 min保溫時間進行回火,隨后水冷。分別從淬火態(tài)和回火態(tài)的試樣上沿軋制方向取料加工成標(biāo)準(zhǔn)Charpy-V型缺口沖擊試樣和棒狀的拉伸試樣,Charpy-V型缺口沖擊試樣的尺寸為10 mm×10 mm×55 mm,拉伸試樣螺紋段直徑為10 mm,平行段直徑為5 mm。沖擊實驗在RKP450沖擊試驗機上進行,實驗溫度為-50 ℃,室溫拉伸實驗在AK-1000KNG拉伸機上進行,沖擊和拉伸斷口形貌采用JSM-6301F場發(fā)射掃描電鏡(SEM)進行觀察,工作電壓為20 kV。SEM樣品經(jīng)過機械研磨、拋光和4%硝酸酒精(體積分?jǐn)?shù))侵蝕后,利用JSM-6301F場發(fā)射SEM觀察顯微組織。透射電鏡(TEM)樣品制備方法為：利用線切割分別從淬火態(tài)和回火態(tài)試樣上切取厚度為0.5 mm的薄片,用水磨砂紙機械減薄到50 μm以下,然后利用沖孔器制備直徑為3 mm的圓形薄片,最后雙噴電解減薄,雙噴液為10%的高氯酸酒精(體積分?jǐn)?shù))溶液,雙噴電壓為20 V,溫度-20 ℃。利用Tecnai G2 20 TEM觀察碳化物的形貌及分布,TEM工作電壓為120 kV。

2 實驗結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

表2為不同熱處理條件下0V、008V和014V鋼的力學(xué)性能。可以看出,淬火態(tài)合金鋼的強度較高,其中0V鋼的強度最高,其抗拉強度為2060 MPa,添加V后淬火態(tài)合金鋼的強度略有下降,008V和014V鋼的抗拉強度分別為1906和1857 MPa。此外,淬火態(tài)合金鋼的延伸率和沖擊功均較低,其中延伸率為13%~15%,沖擊功為15~25 J,加入V后,合金鋼的延伸率和沖擊功均有一定程度增加。回火處理后,合金鋼的強度顯著下降,如經(jīng)過10 min回火后,0V鋼的抗拉強度為1256 MPa,008V、014V鋼的抗拉強度分別為1292和1279 MPa。與淬火態(tài)合金鋼相比,0V和014V鋼的抗拉強度分別下降了804和578 MPa。隨著回火時間的延長,0V鋼的強度呈現(xiàn)較明顯的下降趨勢,而008 V和014V鋼強度變化較小,經(jīng)過120 min回火后,0V鋼的抗拉強度降低到1088 MPa,與回火10 min時相比下降了168 MPa,而014V鋼經(jīng)10和120 min回火處理后抗拉強度分別為1279和1277 MPa,強度基本不變。不同V含量合金鋼的延伸率隨回火時間的變化規(guī)律基本相同,均在回火20 min時達到最大,為18.8%~19.8%。繼續(xù)延長回火時間,合金鋼的延伸率均有一定程度的下降,在15.5%~19.1%之間,下降幅度較小。與延伸率的變化規(guī)律不同,3種不同V含量合金鋼的低溫沖擊功均隨著回火時間的延長而呈現(xiàn)增加的趨勢,其中0V鋼的沖擊功由回火10 min時的50 J持續(xù)增加到120 min時的70 J;與0V鋼不同,008V鋼經(jīng)10 min回火處理后其沖擊功為48 J,而后在回火40 min時達到最大值,為75 J,但經(jīng)過120 min回火處理后,沖擊功下降到68 J;與008V鋼相比,V含量較高的014V鋼的沖擊功相對較低,變化較小,由10 min的49 J增加到120 min的59 J。

2.2 淬火態(tài)合金鋼的微觀組織

圖1為0V鋼860 ℃淬火態(tài)顯微組織的SEM像。可以看出,0V鋼經(jīng)過淬火處理后,其顯微組織為典型的板條馬氏體。008V和014V鋼經(jīng)過淬火處理后,其顯微組織與0V鋼類似,均為板條馬氏體。

圖1   0V鋼860 ℃淬火態(tài)顯微組織的SEM像

Fig.1   SEM image of 0V steel quenched at 860 ℃

圖2為淬火態(tài)0V和008V鋼顯微組織的TEM明場像、暗場像及選區(qū)電子衍射(SAED)花樣。可以看出,淬火態(tài)的0V鋼和008V鋼的基體組織均為板條馬氏體,且存在較多的位錯。值得注意的是,在0V鋼中存在少量的長條狀碳化物(圖2a),經(jīng)SAED分析可知,為M7C3型碳化物。由TEM暗場像(圖2b)可知,該碳化物主要沿板條間析出,且尺寸比較粗大,長度為300~450 nm。與0V鋼不同,008V鋼在馬氏體板條間、晶粒內(nèi)部均未觀察到碳化物析出(圖2c和d)。與008V鋼類似,淬火態(tài)的014V鋼中同樣未觀察到碳化物的存在。

圖2   淬火態(tài)0V和008V合金鋼顯微組織的TEM明場像、暗場像及SAED花樣

Fig.2   Bright field (a, c) and dark field (b, d) TEM images and corresponding SAED patterns (insets) of 0V steel (a, b) and 008Vsteel (c, d) quenched at 860 ℃ for 40 min

2.3 回火20 min合金鋼的微觀組織

圖3為0V鋼經(jīng)過610 ℃回火20 min后顯微組織的SEM像。可以看出,經(jīng)過20 min回火處理后,回火態(tài)組織為回火索氏體。因本工作合金鋼中碳化物的尺寸較細小,不同回火態(tài)合金鋼的顯微組織均與圖3類似。

圖3   0V鋼610 ℃回火20 min后顯微組織的SEM像

Fig.3   SEM image of 0V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

圖4~6分別為0V、008V和014V鋼經(jīng)過610 ℃回火20 min后碳化物形貌的TEM明場像、暗場像及SAED花樣。可以看出,經(jīng)過20 min回火處理后,3種回火態(tài)合金鋼均有碳化物析出,碳化物形貌以長條狀和顆粒狀為主。SAED分析結(jié)果表明,長條狀碳化物均為M3C,主要分布在板條間,在3種不同V含量的合金鋼中尺寸相當(dāng),長度范圍為150~300 nm。0V鋼中的顆粒狀碳化物與長條狀碳化物一致,為M3C型碳化物且分布在板條間(圖4b),但尺寸較小,為30~50 nm;而008V鋼中的顆粒狀碳化物結(jié)構(gòu)類型有2種,其中以M2C型碳化物為主,還有少量的M7C3,M2C主要在晶內(nèi)析出(圖5a和b),而M7C3型碳化物主要分布在板條間(圖5c和d),兩者尺寸相當(dāng),均在40~80 nm之間;與008V鋼相似,014V鋼中析出的顆粒狀碳化物為M2C,在晶內(nèi)析出但尺寸更小,為20~40 nm。不同的是,014V鋼中未觀察到M7C3型碳化物。

圖4   0V鋼經(jīng)過610 ℃回火20 min后的碳化物形貌的TEM明場像、暗場像及SAED花樣

Fig.4   Bright field (a) and dark field (b) TEM images and corresponding SAED pattern (inset) of carbides in 0V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

圖5   008V鋼經(jīng)過610 ℃回火20 min后的碳化物形貌的TEM明場像、暗場像及SAED花樣

Fig.5   Bright field (a, c, e) and dark field (b, d) TEM images and corresponding SAED patterns (insets) of carbides in 008V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

圖6   014V鋼經(jīng)過610 ℃回火20 min后的碳化物形貌的TEM明場像、暗場像及SAED花樣

Fig.6   Bright field (a, c) and dark field (b) TEM images and corresponding SAED pattern (insets) of carbides in 014V steel tempered at 610 ℃ for 20 min

3 分析與討論

3.1 回火時間對碳化物的影響

回火處理過程中,馬氏體將發(fā)生分解并析出碳化物,本工作中析出的碳化物特征主要與淬火態(tài)組織、回火時間和V含量相關(guān)。表3所示為淬火態(tài)、回火20和120 min后合金鋼的碳化物類型及尺寸對比。由表3可知,不同V含量及熱處理狀態(tài)的合金鋼具有不同的碳化物結(jié)構(gòu)和尺寸。合金鋼經(jīng)過淬火處理后,僅在0V鋼中觀察到少量的M7C3型碳化物,其析出原因可能為在淬火快速冷卻的過程中,0V鋼中的過飽和C由于淬火余溫的存在發(fā)生自回火,同時由于板條間位錯密度高、能量起伏大,有利于碳化物的形核長大,但其具體析出原因仍需進一步探索。值得注意的是,淬火過程中主要合金元素(Cr、Mn、Mo、V等)未發(fā)生顯著擴散,對碳化物的穩(wěn)定性造成影響[19],故0V鋼在淬火過程形成的M7C3 (M主要為Fe)穩(wěn)定性較低,在高溫(610 ℃)回火過程中易溶解。而008V和014V鋼中由于加入了強碳化物形成元素V,降低了C的擴散能力[14],進而降低了自回火的傾向,所以淬火過程中008V和014V鋼中未觀察到碳化物析出。

回火過程中馬氏體發(fā)生分解,合金元素發(fā)生擴散,而合金元素的擴散將對碳化物的穩(wěn)定性產(chǎn)生影響[19]。當(dāng)回火溫度較低時,合金元素的長程擴散受到限制,形成穩(wěn)定性較弱的θ-碳化物(即滲碳體M3C,M以Fe為主),且主要在晶界(位錯密度高、能量起伏大)析出。為了使合金鋼獲得良好的強韌性匹配,本工作選擇高溫回火((610±20) ℃)[11,18],在該溫度回火過程中,主要合金元素Mn、Cr、Mo、V等均已經(jīng)開始顯著擴散(Mn、Cr、Mo、V合金元素發(fā)生擴散的溫度分別為350、400~450、500和500~550 ℃)[19]。擴散是一個動力學(xué)過程,因此在回火時間較短時,析出相仍以M3C為主。與低溫M3C的析出不同,回火溫度較高時,M3C除了在晶界有析出外,在晶內(nèi)也有部分析出(圖4~6),并因回火溫度較高而迅速長大,其尺寸為150~300 nm。對于0V鋼而言,淬火過程中形成的M7C3,由于其穩(wěn)定性較差,在高溫回火過程中易失穩(wěn)分解,因此回火20 min后0V鋼中僅觀察到M3C型碳化物(圖4),且其尺寸小于M7C3。M3C穩(wěn)定性較弱,在610 ℃的高溫回火下穩(wěn)定性差,隨著回火時間的延長(120 min),碳化物形成元素充分?jǐn)U散,更多的碳化物形成元素進入M3C中,使M3C逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楦€(wěn)定的M23C6[20]。合金鋼中加入V后,因V與C的結(jié)合能力明顯強于Cr等合金元素,因此在008V和014V鋼中均析出了含V的M2C,且尺寸較細小(分別為50~80和20~40 nm),同時Mn、Cr、Mo等碳化物形成元素的擴散,將導(dǎo)致部分M3C型碳化物中的Cr、Mn含量增加,促使其晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生轉(zhuǎn)變,析出M7C3 (M主要為Fe、Cr、Mn等),該碳化物的穩(wěn)定性要強于淬火態(tài)0V鋼中的M7C3 (M主要為Fe),其原因為回火態(tài)碳化物中合金元素含量的提高增加了其穩(wěn)定性,因而在008V合金鋼的晶界處存在少量的M7C3 (M主要為Fe、Cr、Mn等)[4,19,21]。延長回火時間(120 min),晶界處不穩(wěn)定的M3C (包括M7C3)溶解消失,而后在晶內(nèi)析出數(shù)量更多的富V碳化物,如008V鋼回火120 min后析出的是M6C和M2C,而014V鋼析出的是MC[11,18]。碳化物結(jié)構(gòu)不同主要是由于V含量不同造成的,V含量越高,則越傾向于析出更加穩(wěn)定的碳化物 [14,18,22],這可能是回火20 min后014V鋼中未觀察到M7C3型碳化物的原因。

3.2 回火時間對力學(xué)性能的影響

對淬火態(tài)Fe-Cr-Ni-Mo合金鋼而言,因V的加入將使原始奧氏體晶粒得到細化,從0V的26 μm減小到014V的10 μm[18],將對合金鋼起到一定程度的細晶強化效果。與此同時,固溶在基體內(nèi)的V也會起到一定的固溶強化作用,因此,淬火態(tài)含V合金鋼的強度應(yīng)該比0V鋼高,然而力學(xué)性能測試結(jié)果卻相反。這是由于在淬火態(tài)0V鋼中因自回火析出了少量的M7C3,導(dǎo)致較強的析出強化效果,從而造成淬火態(tài)0V合金鋼的強度高于008V和014V鋼(表2)。然而M7C3尺寸較粗大,且主要沿晶界分布,因此對塑韌性,尤其是低溫沖擊功非常不利[23]。在該碳化物處裂紋容易形成和擴展,從而導(dǎo)致脆性斷裂,而含V合金鋼的原始奧氏體晶粒尺寸相對較小,有利于塑韌性的提升,因此淬火態(tài)0V鋼的延伸率和沖擊功低于008V和014V鋼。淬火態(tài)合金鋼主要由板條馬氏體組成,回火過程中發(fā)生馬氏體分解并析出碳化物,其中0V鋼因過飽和碳的析出以及位錯密度的降低而產(chǎn)生軟化,使強度下降而塑韌性增加;而008V和014V鋼因C的擴散并與合金元素形成滲碳體或合金碳化物而獲得析出強化效果,提高合金鋼回火抗力,其對塑韌性的影響主要取決于碳化物的分布、數(shù)量和結(jié)構(gòu)特征。隨著回火時間的延長,基體軟化與碳化物的析出強化作用同時存在,不同的碳化物對合金鋼的強化效果不同。根據(jù)Ashby-Orowan機制[24],沉淀強化引起的強度σppt可表示如下：

$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{ppt}}=\frac{0.8\mathit{MGb}}{2\mathit{\pi L}\sqrt[]{1-?}}\mathit{ln}\left(\frac{?}{2?}\right)\end{array}$(1)

其中,

$\begin{array}{c}?=\sqrt[]{\frac{2}{3}}\left(\sqrt[]{\frac{?}{?}}-2\right)?\end{array}$(2)

$\begin{array}{c}?=2\sqrt[]{\frac{2}{3}}?\end{array}$(3)

將式(2)和(3)代入式(1)中并整理得：

$\begin{array}{c}{?}_{\mathit{ppt}}=\frac{?+\mathit{clnr}}{\left(\sqrt[]{\frac{?}{?}}-2\right)?}\end{array}$(4)

式中,M為Taylor常數(shù),G為剪切模量,ν為Poisson比,b為Burgers矢量模,r為析出相尺寸,f為析出相體積分?jǐn)?shù),a和c均為常數(shù)。由式(4)可知,析出沉淀強化效果主要與f和r有關(guān),即f越大、r越小,強度越高。本工作中短時間(20 min)回火后合金鋼析出的碳化物類型主要分M3C、M23C6和M2C等兩類：第一類碳化物不僅尺寸較為粗大(150~300 nm),而且以晶界析出為主,對強度不利;第二類合金碳化物尺寸不超過80 nm,主要在晶內(nèi)析出。根據(jù)文獻[25,26]可知,碳化物的強化效果由強到弱依次為：富V的MC型碳化物,隨后為含V的M2C、M6C型碳化物,最后為不含V的M23C6型碳化物。結(jié)合式(4)可知,第二類碳化物引起的強化效果更好。對于0V鋼而言,隨著回火時間的延長,析出的均為第一類碳化物,其對合金鋼的強度貢獻σppt相對較小,而且隨著時間的延長碳化物特征變化不大,因此隨著基體的持續(xù)軟化,0V合金鋼的強度呈現(xiàn)單調(diào)下降的趨勢。而加入0.08%V后,合金鋼經(jīng)短時間(20 min)回火后析出M3C和M2C (還有少量的M7C3)型碳化物,因此與0V鋼相比,008V鋼的強度下降較少,而隨著回火時間的延長,M3C逐漸溶解消失,M2C的尺寸逐漸增加,同時析出尺寸更加細小的M6C (35 nm),沉淀強化效果增強,因此008V鋼的強度下降趨勢較緩慢,提高了回火穩(wěn)定性。與008V鋼不同,014V鋼的強度在回火10~120 min的范圍內(nèi)基本不變,其主要原因為隨著V含量的增加,一方面析出了尺寸更細的M2C和對強度貢獻更大的MC型碳化物[18,25],另一方面014V合金鋼的原始奧氏體晶粒尺寸減小了一倍多,因此回火20~120 min內(nèi)該合金鋼的強度基本不變,說明其回火穩(wěn)定性最好。除此之外,沉淀強化效果還與f有關(guān),然而僅通過TEM觀察并不能有效反映f,因此本工作中未做統(tǒng)計。但根據(jù)文獻[27]研究表明,在4.5Cr-2W-0.25V鋼中,隨著回火時間(20~120 min)的延長,碳化物的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加,有利于沉淀強化,使合金鋼的強度增加。

隨著回火時間的延長,板條馬氏體逐漸分解而使基體軟化,位錯密度不斷降低,因而有助于提高合金鋼的塑韌性。然而,本工作中008V和014V鋼在延長回火時間的過程中,強度基本不變,而延伸率與沖擊功整體呈現(xiàn)增加的趨勢。除了與基體軟化有關(guān)外,還與回火過程中析出的碳化物類型和尺寸有關(guān)。由表3可知,在回火過程中,隨著回火時間的延長,008V和014V鋼中析出的顆粒狀碳化物的穩(wěn)定性逐漸增加,并且碳化物的尺寸也逐漸減小,而細小顆粒狀、彌散分布的碳化物對塑韌性的損害相對較小[11,18,24,28]。圖7為008V合金鋼淬火態(tài)與回火20 min后的-50 ℃沖擊和室溫拉伸斷口微觀形貌的SEM像。由圖可知,淬火態(tài)合金鋼的沖擊斷裂方式為準(zhǔn)解理斷裂,斷口形貌主要以解理面為主,可以觀察到典型的河流花樣(圖7a);回火處理后,斷口中的韌窩數(shù)量明顯增加(圖7b和d),其斷裂方式為韌性斷裂。當(dāng)回火時間少于20 min時,碳化物析出不充分,主要以馬氏體分解為主,有助于提高塑韌性,因而回火20 min處理的合金鋼具有較好的延伸率。回火時間延長后,雖然碳化物析出數(shù)量有所增加,但尺寸粗大的M3C碳化物數(shù)量減少,因而合金鋼的延伸率下降較少。

圖7   008V鋼淬火態(tài)與610 ℃回火20 min后的-50 ℃沖擊和室溫拉伸斷口形貌的SEM像

Fig.7   SEM fractographs of 008V steel quenched at 860 ℃ (a, c) and then tempered at 610 ℃ for 20 min (b, d) after Charpy impact test at -50 ℃ (a, b) and tensile test at room temperature (c, d)

4 結(jié)論

(1) 不含V的0V鋼淬火時發(fā)生自回火,在晶界處會析出數(shù)量不多的M7C3型碳化物,而添加V后,V降低了C在鐵素體中的擴散能力,使淬火態(tài)008V和014V合金鋼中沒有碳化物析出;由于0V鋼中析出了碳化物,對合金鋼起到了沉淀強化效果,使得淬火態(tài)0V合金鋼的強度高于含V合金鋼,但塑韌性較低。

(2) 短時間(20 min)回火后,0V鋼中析出了M3C型碳化物,該碳化物沿著晶界析出,且尺寸較粗大(150~300 nm),而008V和014V鋼中除了在晶界處析出M3C外,還析出M2C (以及少量的M7C3),該碳化物以晶內(nèi)析出為主且尺寸較小(20~80 nm)。隨著回火時間的延長(120 min),0V鋼中的M3C以晶格重組的形式逐漸轉(zhuǎn)變成了M23C6,而含V合金鋼中的M3C將發(fā)生溶解,其中在008V鋼中將逐漸析出數(shù)量更多的M6C和M2C,而014V鋼中碳化物將全部轉(zhuǎn)變成MC。

(3) 隨著回火時間的延長,0V鋼因析出的碳化物尺寸均較大,其強度呈現(xiàn)持續(xù)下降的趨勢;而008V和014V鋼因析出了尺寸更加細小的M2C和MC等合金碳化物,起到了較強的沉淀強化效果,因此合金鋼的強度基本不變。V在提高合金鋼回火穩(wěn)定性的同時,還細化了原始奧氏體晶粒,使合金鋼的延伸率和沖擊功仍保持較高水平。

來源--金屬學(xué)報