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微合金化元素钛、钒、铌的特性
近年来,钢中添加微合金化元素的重要性各受关注,并通常被视为现代钢种的一大特点。因此可以
预见,随着新钢种的开发,微合金化元素的使用会越来越多。
“微合金化”即是指这些元素在钢中的含量很低,通常低于0.1%(重量分比)。和钢中不需要的
残余元素不同,微合金化元素是有日的的加入钢中以改善钢材的性能。合金化元素和微合金化元素不仪在
合金含量有明显的区别,而且其不同的治金效应也各有特点:合金化元素主要是影响钢的基体;而微合
金化元素除了溶质原了的拖曳作用外,几乎总是通过第二相的析出而影响钢的显微维织结构。
钢的可焊性、成型性和断裂韧性要求较少的非金属夹杂(氧化物和硫化物),并希望残余夹杂以球
形状态存在。因此低氧和低硫是现代钢的必要条件。另外,铝脱氧的钢水脱氧的标准工艺。在钢凝固后,
未结合成氧化铝的线留铝将形成氮化铝。这一古典的微合金元素析出物细化晶粒的效应已被使用了50多
年。其它微合金添加元素如钙或稀上元素,由于对硫化物形态的控制的作用也广为人知。
除了上述这些影啊非金属夹杂物的元素外,自1960年代以来,钢中単独或复合加入一些碳化物和氮
化物形成元素也对钢的发展产生了重要影响。
元素的潜势
根据各元素在周期表中的位置,可以大致确定其对钢的性能产生何种可能的影响。图4,176显示出4-6
周期的ⅣVa-VIa族的化学元
素。这些元素因为其熔点很高通常被称为“难熔金属”。它们不仪具有高的熔点,而且具有形成氮化物和
碳化物趋势。这利趋势从图中石上角向左下角方向逐渐増强;而且形成氮化物的倾问要强于形成碳化物的
倾向。
除形成氮化物和碳化物的倾向外,第Ⅳa族元素还具有更高的形成氧化物和硫化物的倾向。
另ー方面,VIa族元素与非金属化合物的亲合力比IVa族和Va族元素低,此外他们的碳化物民有正斜
方体或六角体的晶体结构
这种结构与Ⅳa族和Va族元素的面心立方结构碳化物相比较,不太可取,面心立方和钢的立方体基体有
定的共格性,这可能对钢的性能有益。
有效影响钢的显微组织结构的析出质点是在热加工和热处理过程中形成的,由此要求微合金化元素
要首先固溶在基体中。
某一化学元素在钢基体中的固溶能力取决于该元素原子尺寸与铁原子尺小之差。表4.48给出了各种
难熔元素的原子半径。由于与铁原子半径相差很大。强烈碳化物和氮化物形成元素如锆,铪等基本不溶丁
钢中,因此对改变钢的显徽组织结构没有实用性
表4.48难熔元素原子半径(nm)
元素原了半径mm与铁原了半径差%
Ti
0.147
+14.8
0.136
-6.2
Cr
0.128
0.160
+25.0
Nb
0.148
+15.6
0.140
0.168
+31.3
0.148
+15.6
0.141
+10.2
综合以上考虑,根据化学和物理性能原因,一般不把Va族元素及错、铪作为有效的碳氮化物形成元
素。此外,钽出丁稀有和品贵的价格也限制了它的广泛应用。
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?此,在钢中实际可利用的微合金化碳一氮化形成元素也就集中在钛、钒、铌了。
溶解度积
非金属化合物溶解和生成的平衡条件是由其溶解度积米描述的。如前所述,钛是有很强的形成氧化物
硫化物以及氮化物和碳化物趋势的元素。图4,177グ纳了几种钛化物的溶解度积。可以看出其氧化物在液
态阶段ロ经形成。就大多数钢的典型氮含量水平而言,甚至钛的氮化物在凝固前或凝固过程中也己形成
在钢液中形成的这些颗柆可以被分离到钢渣中,对钢的性能没有影响。如果这些颗粒不进入钢澹中,由于
其形成温度高,颗粒相对粗大,应视为对钢的塑性有破坏性的有害夹杂物。由于颗粒尺寸大,其细化显微
组织结构的能力大大降低。但是,由于钛可以形成TO和TiN減少了钢中自由氧和氮的含量,因此,钛仍有
好的作用。因为自由的氧和氮对钢的韧性是有害的。例如,白由氮(N)损害钢的冲击转变温度
(FATT)可根据下面公式算出:
△FATI=700yVr,
可以看出,30ppm左右的自由氮将使沖击转变温度升高38C。氧氮或钛含量越低,形成IiO或iN的温
度也越低,析出物的尺寸也就越小。均匀分布的和稳定的质点可以控制奥氏体晶粒的尺寸,这种作用通常
用于热轧前再加热过程和焊接热影响区晶粒的细化
在凝固后的较低的温度下,钛和硫反应形成硫化物和碳硫化物。类似地也可能形成任何钛的氧化
物,此时要考虑钢中各种成分对氧的活度的影响,特别是铝和元素的影响。锰含量对任何钛的硫化物形
成都有很强烈的影响。由于钛的碳硫化物比锰的硫化物在热变形温度下具有更高的硬度,因此,在标准生
产中低含量还末普及时,钛曾一度用于硫化物形态控制。
最后需要强调的一点是,如果有足够的钛,则钛的碳化物是在低温哭氏体区或ッ/a转变之后オ形成
的。另外,钛在铁素体中也可能形成磷化物。
图4.178归納了钛、钒、馄三种元素在奥氏体中形成氮化物和碳化物的自由能。它显示了获得这些化
合物的可能性大小。
H丁钛的氮化物是在较高温度下形成的,并且实际不溶于奥氏体,因此这种稳定的化合物起省在
高温下控制晶粒尺寸的作用,对此,上面已经议论
在另一方面,钒的氮化物和碳化物在奥氏体区内几乎完全溶解,因此对控制奥氏体晶粒不起作用。
钒的化合物在y/转变过程中或之后析出。在这样低的温度ド形成的析出物非常细小,产生析出强化,提
高钢的性能
钛的碳化物及馄的氮化物和碳化物的溶度积均在这些柲限之间,表明这些化合物均可在上.奥氏体区
域内溶解并在低温下重新析出。
图4.179可以用米做如下的定量分析。图中显示了在同一温度下NC和IiC在上奥氏体区和下氏体区
的溶解等温线,并与N在ド奥氏体区两个溶解度等温线的比较。900c等温线代表正火处理或类似热处理
时获得的情况,1200C等温线则代表热变形前再加热时的典型情况。
以具有典型的0.15%碳含量的钢种在900c正火温度处理为例,几乎所有的铌都是以NbC析出物的形态
存在。对于TiC也是如此,?是它在奥氏体中的溶解度比NbC稍高一些。这些析出物在奥氏体晶界处的钉扎
作用使Y/转变后铁素体晶粒得到细化。这一结论在其它文章中已总结过。
1200C等温线证明,对丁一种含碳量在0.08%左石的典型热机械钆制高强度低合金钢(ISLA),铌可
溶解到高达0.08%,钛可溶解到高达0.11%。在?氏体中固溶的这些微合金化元素成分是实施阻止?氏体再
结晶的热机械处理工艺的基础
VN的溶解度等温度(钒的碳化物具有更高的溶解度)表明,所有微合金元素钒即使在奥氏体区也全
部溶解于固溶体中,尤其是考虑到铝与氮的亲和力相对更强的情况下更是如此
推迟再结晶一溶质原子的拖曳作用
用浓度积所描述的平衡状态一般在热处理过程,如热变形工艺之前的均热过程中都可达到。正如其
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