鈮對高碳鋼共析轉變和退火組織的影響

王浩云,曹建春,陰樹標,劉 星,盧 超,薛焱明

(1.昆明理工大學 材料科學與工程學院,云南 昆明 650093;2.昆明理工大學 冶金與能源工程學院,云南 昆明 650093)

0 引 言

高碳鋼本身優秀的高強硬度、高耐磨性、高耐腐蝕性以及高抗疲勞性等性能使其具有廣泛應用,但由于塑韌性較差,又限制了其應用發展.Nb元素是鋼中最常用的微合金化元素之一.在低碳鋼領域內,不少研究都對Nb在鋼基體中可發揮的作用及其機理做過深入研究與分析,各種研究[1-3]都表明Nb在其中可以發揮細晶強化,沉淀強化作用,還可以一定程度上提高鋼的塑韌性,拓寬該鋼種的應用范圍.由于在低碳鋼中加入Nb產生的顯著效果,現在不少研究關注Nb對中、高碳鋼性能的影響[4-8].彈簧鋼50CrV和52CrMnV中加入鈮后,實現了整體降重20%,疲勞壽命分別提升40%和60%[4,9];60Si2MnA中加入0.022%的Nb可以降低鋼材的脫碳敏感性,同時提高耐腐蝕性能和抗延遲斷裂性能[5-7];87B硬線鋼利用鈮微合金化處理后,明顯提高了索氏體形成率,改善組織均勻性[8];GCr15鋼中加入Nb顯著抑制網絡狀碳化物的析出并且降低其厚度[9].對Nb在高碳鋼中的研究[9-16]發現,微量Nb加入高碳鋼中,導致Nb(C,N)相析出,縮小珠光體的片層間距,促進珠光體中滲碳體的球化,同時Nb還可以釘扎晶界,細化高溫下奧氏體晶粒,抑制再結晶,從而改變高碳鋼塑韌性較差的缺點,提高鋼的綜合性能.蘇雪等[17]利用高溫激光共聚焦顯微鏡,原位觀察高碳鋼中Nb對珠光體相變的影響,發現Nb的添加增大過冷度,導致珠光體相變溫度區間降低,但是Nb顯著阻礙碳在奧氏體中的擴散系數,所以Nb減慢珠光體長大速率,同時也發現,Nb對珠光體形核也有促進作用,Nb的綜合作用表現為推遲珠光體轉變;此外,研究表明,當Nb的質量分數低于0.014%時,Nb的增加會使基體內珠光體片層細化,基體的強度提高,而超過0.014%后,細化效果不再進一步增強.陳明昕等[18]研究了75Cr1鋼中加入Nb之后的組織與性能變化,發現Nb可以擴大過冷奧氏體區.Nb在高碳鋼中可以發揮顯著作用,但對于其作用機理的分析與研究并不詳細,因此研究Nb在高碳鋼中的存在形式和作用機理變得十分重要.

張正延等[19]研究指出,Nb對高碳鋼珠光體轉變影響嚴重,微量的Nb加入就可以改變共析成分,使共析點碳含量增加.Yong等[20]在后續研究中針對0.77%碳含量附近的鈮高碳鋼,提出固溶[Nb]含量與共析點之間的關系式,每固溶 0.000 001% 的Nb可以使得共析點含碳量增加約 0.000 477%.本文在此基礎上進一步研究不同碳含量的高碳鋼中加入Nb,在退火工藝中固溶Nb含量對共析轉變的影響,從而獲得共析點含碳量和固溶Nb含量之間的線性關系式,為實際生產工藝優化提供理論指導.

1 實驗材料及方法

本文為了探究Nb和C對于共析轉變的影響,設計不同含鈮量和不同含碳量的高碳鋼,研究在不同退火工藝處理后的組織形貌和不同組織含量的變化.在 25 kg 真空感應爐中冶煉,實驗要求排除其他元素的影響,所以其他元素的含量按最低標準質量分數進行冶煉,試驗鋼的成分如表1所示.

表1 試驗高碳鋼的化學成分

根據前人得到的NbC在低碳鋼中固溶度積公式,[Nb]·[C]的值只與溫度相關,即同一溫度下,碳含量越高,可以固溶的[Nb]含量越少,所以早期認為Nb在高碳鋼中很難發揮固溶作用[9].但是隨著研究的深入,發現高碳鋼中含C量增加導致固溶Nb含量升高,與低碳鋼中規律不同.雍岐龍[21]在原有固溶度積公式中引入了Fe-C-Nb三元體系中各原子之間的相互作用系數這一概念,重新給出了鋼中NbC在奧氏體中的固溶度積公式——[Nb]·[C]與ω(C)(碳含量)的之間關系式:

log{[Nb]·[C]}=3.555-8 800/T+(1 320/T-0.044)ω(C)

(1)

從公式(1)中可以發現,碳含量會影響NbC的固溶度積,這為后續研究高碳鋼中的固溶Nb提供了理論支撐.

基于公式(1),假設T達到某一溫度值之后,[Nb]=ω(Nb),[C]=ω(C),那么NbC固溶度積此刻的條件就變為了Nb與C完全固溶于基體中,這個溫度就被稱為NbC的全固溶溫度,此刻的溫度用TAS表示:

為了觀察共析碳含量的變化,保證試驗鋼組織的均勻性,設計試驗鋼預處理工藝為固溶處理,之后再進行完全退火處理.將試驗鋼成分代入公式(2),可以計算出1#鋼和2#鋼的全固溶溫度分別為 1 547K(1 273 ℃)和 1 539 K(1 266 ℃).固溶溫度過高會使試樣過燒,使試樣的表層氧化嚴重,影響后續實驗進行以及性能的測試.根據公式(1),可以計算出全固溶溫度 1 250 ℃ 時,兩種鋼內均可以保證90%以上Nb發生了固溶,所以,固溶溫度選擇 1 250 ℃,保溫時間 20 min,隨后用10% NaCl冰水溶液快速冷卻至室溫,保證大部分的Nb在常溫下保持固溶態.

圖1 退火工藝示意圖Fig.1 Schematic diagram of annealing process

為了觀察不同溫度下鈮對高碳鋼共析轉變的影響,對試驗鋼進行不同溫度的退火處理,使其得到平衡態組織.對試驗鋼進行相變點測試,2#鋼的Accm或Ac3(Accm為加熱時,二次滲碳體全部溶入奧氏體的終了溫度;Ac3為加熱時,鐵素體完全轉變為奧氏體的終了溫度)溫度為 730 ℃,為保證基體發生奧氏體轉變的同時又避免晶粒長大導致晶粒尺寸差距過大影響實驗,所以設計退火溫度在Accm或Ac3以上 20 ℃ 和 70 ℃,即將1#、2#、3#試驗鋼固溶處理后,各選兩個試樣分別重新加熱到 750 ℃ 和 800 ℃,保溫 1 h,爐冷到 600 ℃,隨后取出空冷.退火工藝圖如圖1所示.

在退火實驗后的試驗鋼中切取金相樣品,選擇切面為觀察面,磨制拋光后用4%的硝酸酒精溶液腐蝕,利用AXIOVERT40 MAX型光學顯微鏡和TESCAN VEGA3型鎢燈絲掃描電鏡觀測試驗鋼的顯微組織;利用DHV—1000型數顯顯微維氏硬度計進行顯微硬度分析,對試驗鋼退火態的不同組織進行分析;利用Image-Pro軟件對組織內非共析組織進行占比分析,結合組織占比和杠桿定律逆推共析點的變化.

2 實驗結果與分析

2.1 退火處理后的顯微組織和顯微硬度

1#、2#和3#鋼 800 ℃ 退火態和 750 ℃ 退火態的顯微組織如圖2所示.3種試驗鋼經相同工藝退火后得到的金相組織并不相同.對比含鈮鋼與不含鈮鋼的金相組織,明顯觀察到含鈮鋼出現了區別于珠光體的白色相區域,在 800 ℃ 退火后呈現大片的非連續性狀態,750 ℃ 退火后出現的白色相區域明顯更細小,也區別于無鈮鋼中的二次滲碳體的連續網狀分布;而無鈮的試驗鋼根據含碳量屬于過共析鋼,其退火態金相組織應為珠光體加網狀二次滲碳體,如圖2(c1)與圖2 (c2)所示.對比圖2(a1)與圖2 (b1)、圖2 (a2)與圖2 (b2),不同含碳量的含鈮鋼內,白色非共析組織的體積百分含量也明顯不同,含碳量低的1#鋼的白色相含量要大于2#鋼的白色相含量.金相結果表明,兩種含鈮鋼在兩個退火溫度下,均產生了非共析組織,而要確定非共析組織的成分,需要做進一步研究.

(a2)1#鋼 750 ℃ (b2)2#鋼 750 ℃ (c2)3#鋼 750 ℃圖2 試驗鋼不同溫度退火后的顯微組織Fig.2 Microstructure of tested steels annealed at different temperatures

表2 800 ℃退火態試驗鋼不同相區的顯微硬度

對試驗鋼 800 ℃ 退火態的組織進行顯微硬度分析,結果如表2所示.1#和2#鋼中純白色組織區的平均維氏硬度分別為HV148.8和HV166.2;黑色組織區平均維氏硬度分別為HV189.9和HV180.1.3#鋼中的主要基體組織就是珠光體,其顯微硬度為HV216.9.顯微硬度結合金相組織可以說明,1#鋼和2#鋼在 800 ℃ 退火處理后均出現了先共析鐵素體組織.

由于2#鋼 750 ℃ 退火態白色組織區的尺寸不適合做顯微硬度分析,所以對其共析組織進行能譜分析,結果如圖3所示.圖3的能譜儀分析(Energy Dispersive Spectrometer,EDS)結果中,B點處碳含量基本為零,說明2#鋼在 750 ℃ 退火后,確實出現了先共析鐵素體.結合金相和硬度實驗,說明實驗中含鈮高碳鋼在當前退火工藝處理后,均出現了先共析鐵素體.

圖3 2#鋼750 ℃退火態EDS取點位置圖及EDS數據(δ為EDS測量時的公差范圍)Fig.3 Location of EDS and EDS data of 2# steel after annealing at 750 ℃

從金相結果可以觀察到隨著含碳量升高,先共析鐵素體的體積百分含量越低,這與含碳量與共析點含碳量的差異減少有關;溫度改變對于先共析鐵素體含量影響顯著.統計兩種試驗鋼的先共析鐵素體體積百分含量,得到表3.數據顯示兩種含鈮試驗鋼在 750 ℃ 退火后得到先共析鐵素體含量比 800 ℃ 退火后的要低,即溫度越高,共析點碳含量越高,退火態下得到的先共析鐵素體組織含量就越高.

表3 含鈮鋼不同退火處理下先共析鐵素體的體積百分含量

2.2 退火后珠光體組織形貌

圖4為1#、2#和3#鋼在 800 ℃ 和 750 ℃ 退火處理后的掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope,SEM)形貌.對比圖4(b)和圖4 (c),相同含碳量的2#和3#鋼在相同的 800 ℃ 和 750 ℃ 退火處理后,加Nb的2#鋼觀察到珠光體明顯發生了退化,出現大片的短棒狀和球狀的滲碳體顆粒;3#鋼在較高溫下沒有觀察到明顯的珠光體退化,而在 750 ℃ 退火后出現了部分的球化現象.如圖4(a1)和圖4(a2)所示,較低含碳量的含鈮高碳鋼,1#鋼在退火處理后,珠光體也發生了退化現象,與2#鋼相比,可以觀察到退火后的球化率明顯較低.對比 800 ℃ 和 750 ℃ 不同退火處理后的試驗鋼的組織形貌,可以發現無鈮的3#鋼在較低溫下出現了部分的球化現象,而在較高溫下沒有觀察到明顯的球化;含鈮的1#和2#鋼在兩種退火處理后,珠光體都發生了明顯的退化,可以觀察到清晰的球化滲碳體,但是在 750 ℃ 退火后的球化率要明顯高于 800 ℃ 退火后的球化率,這一點在2#鋼中尤為明顯,如圖4(b2)和(b1)所示.

(a1)1#鋼 800℃ (b1)2#鋼 800℃ (c1)3#鋼 800℃

(a2)1#鋼 750℃ (b2)2#鋼 750℃ (c2)3#鋼 750℃.圖4 試驗鋼不同退火處理后的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of tested steels after different annealing temperatures

3 分析討論

3.1 鈮對共析轉變的影響

過共析鋼在平衡冷卻過程中發生共析轉變前,由于基體中含碳量超過共析點,會從奧氏體中先析出二次滲碳體,這些先析滲碳體往往會沿奧氏體晶界析出,呈現網狀分布[22],冷卻結束后,組織形貌即為網狀滲碳體圍繞著珠光體分布,如圖2(c1)和圖2(c2)所示.當試驗的高碳鋼中加入Nb后,發現網狀滲碳體消失,取而代之的是出現了先共析鐵素體,說明Nb使鋼種的共析點發生了右移.張正延等[19]指出亞共析鋼中加入微量的Nb,不僅擴大先共析鐵素體占比,而且其形貌更加細小、均勻,且形貌多呈現多邊形化.李翔等[23]對含鈮高碳鋼的研究發現,在奧氏體向珠光體轉變的過程中,Nb會從奧氏體中析出,釘扎附近的碳元素形成碳化鈮析出相,降低奧氏體晶界附近的碳濃度,使奧氏體無法在后續轉變過程中沒有足夠的碳濃度析出二次滲碳體.高麗[24]利用第一性原理從原子層面計算分析得到,當Nb固溶存在奧氏體中時,降低鐵素體的轉變溫度,延遲奧氏體向珠光體以及鐵素體的轉變,有利于提供更多的形核位置.在高碳鋼中Nb的析出相阻礙了二次滲碳體的析出,而固溶Nb有利于先共析鐵素體形核,從而使含碳量超過0.77%一定量的含鈮鋼在退火過程中可以產生先共析鐵素體.

在盡可能避免溫度對奧氏體晶粒大小影響的情況下,降低退火保溫溫度,退火后得到的先共析鐵素體占比也會降低,兩種含鈮試驗鋼在 750 ℃ 退火處理后得到先共析鐵素體含量為 800 ℃ 退火處理后的55%～75%.保溫溫度降低,NbC在鋼中的固溶度積就越小,奧氏體中固溶的Nb含量和C含量降低,在冷卻過程中,相對析出的NbC的含量也減少,即對碳元素的釘扎能力就越弱,導致奧氏體晶界附近的碳濃度降低程度小,從而生成先共析鐵素體含量降低.高麗[24]的第一性原理計算表明,Nb會降低鐵素體轉變溫度,推遲奧氏體向鐵素體的轉變;劉鋮霖等[25-26]利用價電子結構理論計算得到,Nb將會阻礙碳在奧氏體中擴散,阻礙珠光體的形核與長大,但同時C曲線上移又體現了含鈮高碳鋼的珠光體開始轉變溫度升高.所以溫度降低,珠光體含量升高,而先共析鐵素體含量降低.

3.2 鈮對退火組織的影響

在退火過程中,鐵素體和滲碳體之間的界面能是碳化物球化的驅動力.優先球化的位置一般均為錯配度高的位置.錢永愉[27]提出在奧氏體化過程中,過共析鋼在兩相區加熱會有相當數量的滲碳體殘留,這些殘留的滲碳體會在球化保溫的過程中逐漸球化,為后續共析轉變提供非自發形核質點.李振興等[28]研究不同奧氏體化溫度對GCr15鋼的球化效果的影響,當奧氏體化溫度在Ac1(加熱時,珠光體奧氏體化開始溫度)～Accm之間時,在奧氏體化過程中,碳化物不能完全溶解,在界面能的作用下,碳化物逐漸呈現顆粒狀.在后續的冷卻過程中,當奧氏體化后的冷卻速度低于臨界冷卻速度,過冷度低于臨界過冷度時,會發生離異共析轉變,粒狀碳化物會成為非均勻形核的核心,從而吸附沉淀碳元素進而完成球化.當奧氏體化溫度較高時,碳元素的擴散速度較快,片狀碳化物退化所需時間較短,若退化后繼續保溫,碳元素就繼續從高濃度向低濃度區域擴散.Robbins等[29]提出的Gibbs-Thomson效應中,曲率半徑越大滲碳體附近的碳濃度越低,曲率差異導致的碳濃度差異構成了一種碳濃度梯度,碳元素會沿著碳濃度梯度由高向低擴散.碳元素不斷擴散,為了維持平衡,尺寸較小的碳化物不斷溶解,尺寸較大的碳化物繼續長大,使未溶碳化物數量較少,平均尺寸較大,球化效果減弱.所以奧氏體化溫度超過球化合適溫度范圍之后,溫度越高,球化效果越差.

Nb是強碳化物形成元素,能夠有效地抑制鋼中碳元素的擴散.高碳鋼中加入微量Nb后,Nb在鋼中的存在形式為NbC析出相和固溶Nb兩種.在試驗鋼退火過程中,Nb的作用分兩方面,一方面降低碳化物的溶解與析出過程中碳元素的長程擴散速率;另一方面減少碳化物溶解與析出過程中碳元素的擴散距離[30].從實驗結果來看,Nb的兩方面作用綜合結果是促進了試驗鋼中碳化物的析出與球化的速率.劉鋮霖[26]對球化滲碳體進行元素定性分析,結果觀察到滲碳體中存在清晰的Nb峰,雖然Nb峰值很低,但是可以說明Nb元素與滲碳體有關.同時Nb會使基體產生較多的缺陷,提高了鐵素體和珠光體之間的錯配度,從而提高兩者間的界面能,缺陷也會加速元素擴散,容易導致基體內產生成分起伏、能量起伏和結構起伏[31],因此,Nb的加入會加速試驗鋼的片狀珠光體的退化.Gavriljuk[32]研究指出,短棒狀滲碳體尖角端的滲碳體的溶解過程中,碳原子會沿著位錯等高擴散通道進行擴散,而Nb的加入會新增大量的缺陷,提高了體系內的界面能,也為碳的擴散提供了更多的高擴散通道,加速了碳的短程擴散,同時由于Nb的加入會減少珠光體層的片層間距,縮短了碳的擴散距離,從而加速了顆粒狀滲碳體的形成,也加速了珠光體球化的進程.

實驗結果中,800 ℃ 退火處理后無鈮鋼的珠光體沒有明顯球化現象,而 750 ℃ 退火處理后無鈮鋼的珠光體區發生部分球化;加入Nb后,試驗鋼在兩個溫度的退火態SEM結果中都觀察到了明顯的球化.研究表明[33],加熱溫度越高,奧氏體化越完全,珠光體組織含量就越少,合金元素和碳化物的回溶程度就越大,導致珠光體內的碳濃度差異越小,就會阻礙球化過程,這一點在圖4(c1)和(c2)中可以觀察到.但是溫度對于球化進程的影響并不是單一的,溫度升高對元素擴散具有促進作用,而Nb元素和C元素的擴散有利于球化進程[31].這就是溫度升高,無鈮鋼的滲碳體球化能力減弱,而含鈮鋼在較高溫下仍可以表現出良好的球化能力的原因.

3.3 鈮與共析點含碳量的關系

3.3.1 鋼中固溶的Nb和C含量的計算

通過實驗證明,加入相同含量的Nb之后,不同成分的試驗鋼在退火后的共析點含碳量變化量不同,同時相同成分的含鈮試驗鋼在不同退火工藝處理后得到的共析點含碳量變化量也不同.說明共析點含碳量的改變與在鋼中加入Nb有關.研究表明,在含鈮量不高時,鋼中能生成的Nb的碳氮化物只有MC型的Nb(C,N).所以在無氮的含鈮高碳鋼中,微量Nb的存在形式只有兩種,一種以NbC析出相形式存在,一種以固溶Nb形式存在于鋼基體中.所以試驗鋼中Nb、C滿足以下公式(3):

式中:ω(Nb)、ω(C)分別表示試驗鋼中Nb與C的質量百分數;[Nb]、[C]分別表示試驗鋼中固溶Nb和C的質量百分數.這個公式含義即為用Nb、C元素含量減去固溶Nb、C含量即為析出NbC中Nb、C的含量,而NbC析出相中Nb、C原子數量比為1∶1,Nb、C的原子質量比為7.735 1.

表4 試驗鋼在不同退火處理下[C]與[Nb]

結合生產鋼成分及生產工藝,公式(1)和(3)中就有T、[Nb]、[C]、ω(C)以及ω(Nb) 5種變量關系.首先確定了試驗鋼中Nb和C含量,利用公式(1)即可確定某一成分的鋼在合適的溫度保溫且達到平衡態狀態下奧氏體中NbC的固溶度積[Nb]·[C],再結合公式(3)中C和Nb之間的關系即可求得試驗鋼在該條件下的[C]和[Nb].表4即為1#和2#試驗鋼不同熱處理條件下的[C]和[Nb]的計算結果.

3.3.2 共析點含碳量的計算

設鋼的共析點含碳量為x,單位為%(質量分數),根據杠桿定律,可以得到亞共析鋼先共析鐵素體占比公式:

(4)

式中:Af為先共析鐵素體質量百分數,[C]為試驗鋼固溶的碳含量.根據先共析鐵素體占比,可以反推該鋼種目前的共析點的含碳量.如表3所示,已經得到1#鋼和2#鋼在 800 ℃ 和 750 ℃ 保溫條件下退火得到的先共析鐵素體的體積百分數,所以需要將先共析鐵素體的體積分數與質量分數進行轉換.但由于Nb的加入改變了共析轉變點,使珠光體內鐵素體和滲碳體的占比發生了改變,即珠光體的密度也隨之變化.

根據相圖和杠桿定律,可以計算珠光體內的鐵素體和滲碳體的質量分數,其公式如下:

(5)

(6)

式中:AF為珠光體中鐵素體的質量分數,AFe3C為珠光體中滲碳體的質量分數.經查找數據,確定滲碳體的密度ρFe3C=7.66 g/cm2,以及鐵素體的密度ρF=7.88 g/cm2.假設珠光體的質量為1,體積為鐵素體與滲碳體的體積和,那么可以推出珠光體的密度公式如下:

表3已經得到了當前試驗鋼在不同實驗溫度下得到的先共析鐵素體的體積分數和珠光體的體積分數,利用鐵素體的密度和求得的珠光體密度,即可轉換成先共析鐵素體的質量分數:

(8)

將表3的先共析鐵素體體積分數和表4的固溶[C]含量的數據代入公式(8),得到結果如表5所示.

3.3.3 固溶[Nb]含量和共析點含碳量的關系

表5 含鈮鋼在不同退火處理后共析點碳含量

圖5 共析點碳含量-[Nb]擬合曲線Fig.5 Relationship between the carbon content of the eutectoid point and[Nb]

根據計算,在 800 ℃ 保溫時,1#和2#鋼內平衡固溶Nb(質量分數)含量分別為 0.000 242% 和 0.000 277%,對應其提升共析點含碳量為 0.155 2% 和 0.160 3%,能得到大致固溶Nb對共析點含碳量(質量分數)的提升能力,分別為每 0.000 001% 固溶[Nb]可以提升共析點含碳量 0.000 641% 和 0.000 579%;在 750 ℃ 保溫時,1# 和2#鋼內平衡固溶Nb的(質量分數)含量分別為 0.000 107% 和 0.000 124%,對應其提升共析點含碳量為 0.078 0% 和 0.140 0%,即每 0.000 001% 固溶[Nb]可以提升共析點含碳量 0.000 729% 和 0.001 129%.根據計算結果可以觀察到,相同含鈮量的情況下,含碳量和溫度對共析點均產生了影響.保溫溫度相同時,含碳量越高,固溶Nb含量越高,得到的共析點右移量越多;在奧氏體晶粒大小近似的情況下,含碳量相同時,溫度越高,固溶Nb含量越高,共析點右移量越多.但是對于共析點碳含量和固溶Nb含量之間的關系,并不是直觀的線性關系,所以統計表4和表5中[Nb]和共析點碳含量的擬合關系,得到圖5.

圖5為固溶[Nb]和共析點含碳量的擬合圖,對固溶[Nb]和共析點碳含量做擬合處理,得到公式(9):

式中:Wc表示共析點碳含量,wt.%.得到的公式只能作為經驗公式,根據計算得出含碳量在0.7%～0.9%之間的高碳鋼加入Nb之后在不同溫度退火態下共析點的改變.公式(1)與公式(9)指出在高碳鋼內加入Nb之后,經奧氏體化處理后,部分鈮固溶進奧氏體中,共析點就已經有大幅度提升.隨著固溶Nb含量的提高,共析點碳含量升高,最后趨近于0.953 9%.

3.3.4 經驗公式的推演與驗證

由公式(1)和公式(3)可以求出不同成分的高碳鋼在不同保溫條件下可固溶的Nb和C的含量.將不同條件計算得到的[Nb]代入公式(9),可以得到碳含量、鈮含量以及保溫溫度對共析點含碳量(質量分數)的關系圖,如圖6所示.

(a) (b) (c)圖6 共析點含碳量與保溫溫度、碳含量以及鈮含量之間的曲線圖Fig.6 Relationship between the carbon content of the eutectoid point and the carbon content,or niobium content or holding temperature

圖6(a)為共析點含碳量-保溫溫度曲線;圖6(b)為共析點含碳量-C含量曲線,其中Nb含量為0.04%;圖6(c)為共析點含碳量-Nb含量曲線,其中碳含量為0.80%.結果表明,含鈮中、高碳鋼中,C含量和退火保溫溫度對共析點含碳量的影響較為顯著:1)根據計算得到的固溶Nb含量在低溫下的數量級極低,但明顯提升了共析點碳含量,隨著保溫溫度提高,共析點碳含量隨之增大,最后趨近于一個最大值;2)在合適的保溫溫度下退火處理,得到的共析點碳含量隨著基體中碳含量的升高而升高;3)根據公式(1),鈮含量對于固溶[Nb]含量變化影響不大,所以鈮含量對共析點影響不大,這也說明,僅從改變高碳鋼內共析轉變產物而言,加入少量Nb就可以達成預期目標.

張正延等[19]和Yong等[20]設計了兩種含鈮鋼在 800 ℃ 保溫 1 h 的退火實驗,其中第一種鋼(ω(C)=0.75%;ω(Nb)=0.04%)實測的先共析鐵素體占比為15.30%,根據條件計算得到的固溶Nb和固溶C含量分別為 0.000 235% 和 0.744 86%,由此計算得到的共析點碳含量為 0.924 8%,可以得到先共析鐵素體占比為19.92%;第二種(ω(C)=0.78%;ω(Nb)=0.064%)實測的先共析鐵素體占比為12.63%,而計算得到的固溶Nb和固溶C含量分別為 0.000 246% 和 0.771 76%,由此計算得到的共析點碳含量為 0.927 2%,可以得到先共析鐵素體占比為16.94%.模擬公式所得數據與Yong等[20]的實驗數據有一定偏差,這也與實驗中對先共析鐵素體占比的統計方式有關,可能存在統計誤差.模擬數據與實驗數據之間的變化趨勢是相同的,說明模擬數據有一定的可行性與合理性,可以為實際生產提供計算支持.

4 結 論

1) 800 ℃ 退火處理后無鈮鋼沒有發生球化,而相同退火處理的含鈮鋼發生了明顯的球化現象.在含鈮高碳鋼和無鈮高碳鋼同樣發生球化的 750 ℃ 退火處理下,可以明顯觀察到含鈮鋼的球化率要優于無鈮鋼.Nb拓寬了原有鋼種的球化溫度范圍,提高了高碳鋼球化滲碳體的能力.

2) 高碳鋼中加入Nb之后可以增加共析點含碳量.800 ℃ 退火后,0.77%含碳量的含鈮鋼中先共析鐵素體含量為17.69%;0.86%含碳量的含鈮鋼中先共析鐵素體含量為10.03%;750 ℃ 退火后,0.77%含碳量的含鈮鋼中先共析鐵素體含量為8.27%,0.86%含碳量的含鈮鋼中先共析鐵素體含量為6.19%.根據計算發現固溶Nb含量是影響共析點右移的重要因素.

3) 通過擬合,得到共析點含碳量與固溶Nb含量之間的定量關系: