目前 ,无间隙原子钢 (即 IF钢 )是深冲性能最好、级别最高的冲压用钢。根据添加合金元素的不同 ,IF钢可分为 Ti- IF钢、Nb- IF钢及 Ti+ Nb- IF钢 ,其中 Ti- IF钢的产量最高。近年来 ,各国学者积极进行 IF钢机理研究 ,以使 IF钢的使用范围向深度和广度发展。 经长期研究发现 :钢板热轧中均匀细小的晶粒、退火时粗大稀疏的第二相粒子以及极低的 C、N间隙原子固溶量均有利于退火过程中 <1 1 1 >∥ ND织构的发展 ,从而提高了退火钢板的深冲性能。而热轧钢板晶粒尺寸的变化及 C、N间隙原子的固定 ,均与第二相粒子的析出密切相关。由于第二相粒子绝大多数是在热轧过程中析出的 ,它的形态在冷轧过程中几乎不发生变化 ,所以深入了解第二相粒子在热轧过程中的析出行为 ,对提高 IF钢的深冲性能具有重要的理论和现实意义。1 第二相粒子的种类 Ti- IF钢是通过向超低碳钢液中加入钛元素而得到的。加入的 Ti与基体中的 C、N、S反应 ,在浇注过程和热轧过程中逐渐生成一系列的第二相 ,从而固定了间隙原子 C和 N。经过多年的研究 ,人们已经确定 Ti- IF钢中存在着 Ti N、Ti S、Ti4 C2 S2 、Ti C和Fe Ti P等多种析出物 ,而且随着锰含量的增加 ,还会出现 Mn S。目前 ,对于大多数第二相粒子的相结构已经有了较为明确的认识 (如表 1所示 ) <1～ 6> 。不过对 Ti S中 S/Ti的原子比的看法还不一致 ,有 Ti2 S3 、Ti4 S5及 Ti8S9等多种提法 ,概括起来应为 Ti XS,其中 X=0 .8～ 1 .3。这些分歧还有待于采用新的研究方法来解决。另外 ,对 Ti4 C2 S2 中 C/S的原子比还无法确定 ,所以假定化学计量比为 1。 Ti- IF钢中 ,Ti S和 Ti4 C2 S2 沉淀物的形状和尺表 1 Ti- IF钢中主要沉淀物的相结构及化学配比Table1 Phase structures and atom ic ratios of m ain precipitates in Ti- IF steels沉淀物 Ti N Ti S Ti4C2 S2 Ti C 相结构 晶格参数 原子比 确定方法 面心立方 a=0 .42 4nm N/Ti=1.0 化学分析 三角晶系 a=0 .3 4 2 nm,c=2 .65 nm S/Ti=1.18 S/Ti=1.2 5 S/Ti=1.3 EDX EDX 化学分析 六方晶系 a=0 .3 2 1nm,c=1.12 nm S/Ti=0 .5 C/S=11 EDX面心立方a=0 .42～ 0 .44nmC/Ti=0 .85EEL S2 1化学计量比 ; 2电子能量损失光谱法。寸相差不多 ,因而无法从形状和大小上来区分。当采用能谱仪 ( EDX)来鉴别时 ,会发现许多硫化物的原子比 S/Ti在 1～ 2之间。对于这种现象 ,有些学者认为 ,若 EDX能谱图上的 Ti峰与 S峰之比接近 1 ,则该硫化物是 Ti S;若接近 2 ,该硫化物为 Ti4 C2 S2 。而Hua M<1> 认为 ,原子比 S/Ti为非化学计量的硫化物是 9R- H型两相粒子 ( 9R为 Ti S,H为 Ti4 C2 S2 )。这种 9R- H型两相粒子是 Ti S向 Ti4 C2 S2 转变的中间产物。通过选区电子衍射和 EDX的鉴别 ,Hua M发现了这种两相粒子。他认为 ,这种两相粒子中 Ti与 S的平均整体原子比 S/Ti应为 1 /( 0 .9+ 1 .1 Ha) ,其中 Ha为 Ti4 C2 S2 相所占的体积分数。 但是 ,Dupuis G<6>借助 EDX对 Ti- IF钢中大量硫化物粒子内部逐点进行了测定 ,发现 S/Ti为非化学计量的硫化物一般都是 Ti4 C2 S2 与 Ti S组成的复合析出粒子。复合析出粒子中的 Ti4 C2 S2 和 Ti S,其内部的 S/Ti均为一个常数 ,只有在它们的交界处或边缘处 S/Ti才发生变化。而且 ,并未发现 Hua M所说的 9R- H型两相粒子。以上两种说法有待于进一步验证。2 热轧时第二相粒子的析出过程 1 994年 ,Tither G<7> 给出了 IF钢中各种析出物随温度的降低开始析出的先后顺序 ,即 Ti N→ Ti S→Ti4 C2 S2 → Ti C。析出物的稳定性与多种参数有关 ,尤其与温度和各元素的含量关系密切。由于 Ti- IF钢中碳、氮含量都非常低 ,所以碳、氮化物的析出过程比较缓慢 ,析出物也非常稀少、细小。除此以外 ,各种析出物的粒度分布很不均匀 ,而且存在多种析出物的复合析出。2 .1 Ti N的析出 钛元素与氮元素之间有着十分强烈的化学亲和力。一般认为 ,在炼钢和连铸过程中 ( t>1 50 0℃ ) ,Ti N就已经形成了。Ti N具有非常高的稳定性。在随后的工艺处理过程中变化很小。由于 Ti N是在高温下形成的 ,所以其尺寸比较粗大 (单个 Ti N粒子的尺寸一般大于 1 0 0 nm,有的甚至可以达到数μm) ,一般呈方形或长方形 ,大多在晶界上形核析出。2 .2 Ti S和 Ti4 C2 S2 的析出 Tither G<7>认为 ,在连铸坯的冷却和再加热过程中 ( t>1 2 0 0℃ ) ,Ti- IF钢中会先形成 Ti S析出物。之后 ,随着温度的降低 ,Ti S粒子将在热轧过程中( 90 0～ 1 2 0 0℃ )向 Ti4 C2 S2 转变。到一定温度下 ,Ti S就完全转变为 Ti4 C2 S2 粒子。在一定的温度范围内 ,这两种析出物共同存在 ,有时是单独析出 ,有时则是复合析出 (而 Hua M认为复合析出物是这两种粒子转变的中间产物 )。Ti S和 Ti4 C2 S2 粒子的形状均有球形、六角形和棒形等 ,因而从形状上难以区别。这两种析出物的尺寸范围也比较大 ,小的只有几十个nm,大的则可达到 1 μm。 大量研究表明 ,随着温度的降低 ,Ti S粒子会逐渐消失而 Ti4 C2 S2 粒子会逐渐增多。到目前为止 ,尚未搞清出现这种现象的机理。 Hua M<8> 认为 ,这是随着温度的降低 ,Ti S向 Ti4 C2 S2 原位转变造成的。他认为 ,Ti4 C2 S2 并不是独立形核长大的 ,而是 Ti S粒子在原位置上通过消耗奥氏体基体内的固溶原子Ti、C直接相变而形成的。他提出了如下的反应式 :Ti S+
+ → ( 1 / 2 ) Ti4 C2 S2 。而且他还发现了呈 Ti S- Ti4 C2 S2 - Ti S三明治结构的两相析出物 <1> ,他认为这是 Ti S向 Ti4 C2 S2 转变的中间产物。 不过 ,这种原位转变机理还未被其他研究者证实。最近 ,Dupuis G<6>对 Ti S的平衡溶解和析出行为进行了研究 ,但未发现 Hua M所说的转变中间产物 ,所以仍不能证实 Hua M的理论。研究过程中 ,Dupuis G发现了许多 Ti S- Ti4 C2 S2 的复合析出物 ,以及许多细小的 Ti4 C2 S2 独立析出物。他认为 ,这些复合析出物是 Ti S粒子附近的固溶原子 Ti、C在Ti S粒子上形核并发展成 Ti4 C2 S2 的结果。至于那些细小的 Ti4 C2 S2 独立析出物则是固溶原子 Ti、C在Ti S刚分解后的富钛、富硫区域直接形成的。 Yamada K<9> 对 1 2 50℃加热后 ,在 950℃保温的 Ti- IF钢进行了 TEM观察 ,发现 Ti S大多在奥氏体晶界上呈链状分布。而在 950℃热变形后 ,奥氏体晶粒内部出现了应变诱导析出的细小的 Ti4 C2 S2 粒子。另外 ,950℃保温后再在 70 0℃保温 ,发现晶界上的 Ti S变成了 Ti4 C2 S2 ,而铁素体晶粒内也出现了细小的 Ti4 C2 S2 粒子。用“Ti4 C2 S2 粒子由 Ti S粒子直接原位转变而来”的理论很难解释细小 Ti4 C2 S2 粒子的出现。看来 ,随着温度的降低 ,Ti S粒子消失而Ti4 C2 S2 粒子增多的机理 ,还需更深入的研究。2 .3 Ti C的析出 通常认为 ,由于 Ti- IF钢中碳含量很低 (一般小于 0 .0 0 50 % ) ,所以 Ti C主要是在铁素体区析出 ,即在热轧后急冷过程中和卷取过程中析出。研究发现 :Ti C在铁素体区主要是在位错及亚晶界上形成。由于这种碳化物是在铁素体区析出 ,温度比较低 ,所以它的尺寸细小 (一般小于 30 nm)、分布稠密。但是 ,焦书军 <10 >对碳含量为 0 .0 0 30 %的 Ti- IF钢进行的热模拟试验中 ,在模拟粗轧的第六道次 ( 1 0 90℃ )即发现大量 1 0～ 1 5nm的应变诱导析出的细小 Ti C粒子。焦书军还对此钢进行了应力松弛试验 ,证明该试验用钢在热轧过程中确实出现了应变诱导析出的Ti C粒子。这说明热轧能够使 Ti- IF钢在碳含量很低的情况下 ,在奥氏体区产生应变诱导析出的 Ti C析出物。3 化学成分对第二相粒子析出行为的影响 C、N、S、Ti和 Mn是 Ti- IF钢中的主要元素 ,这几种元素含量的变化将对第二相粒子的析出行为产生极大的影响。鉴于 Ti- IF钢的首要目标是良好的成形性能 ,即高的 r值 ,所以研究 Ti- IF钢化学成分的变化 ,应以提高 r值为依据。3.1 碳和氮含量的影响 固定间隙原子 C和 N是形成再结晶有
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