发布日期：2026-6-1 10:21:12
Ti-Mo微合金钢在低碳、微合金化的条件下可获得良好的强韧性与耐蚀性能，已成为海洋平台、大跨度桥梁、能源装备及高应力承载部件中的关键基础材料[1-3]。近年来，围绕Ti-Mo钢的研究主要集中在第二相析出行为以及工艺-组织-性能关系两方面。在析出行为方面，众多学者[4-10]系统分析了Ti-Mo及Ti-Mo-V钢中TiC、(Ti，Mo)C、(Ti，Mo，V)C的形貌、体积分数与析出动力学，指出该类碳化物在铁素体中的体积分数与弥散度直接决定沉淀强化贡献量。GONGS等[11]研究发现，通过优化高强管线钢中(Ti，Mo)C的尺寸与分布，可同时满足屈服强度与低温冲击韧性等多项性能指标要求。ZAITSEVA等[12]在低碳Ti-Mo热轧钢中重点解析了不同析出相的形成机制及微观组织的弥散效应，揭示了其对材料性能的调控作用，并指出合理的热加工制度有助于提升析出相的强化效果。在工艺-组织-性能关系方面，部分学者[13-16]通过钛含量设计、控轧控冷工艺优化等方式，系统研究了Ti-Mo、Ti-V-Mo钢中(Ti，Mo)C析出相的演化及铁素体、贝氏体等组织的形成规律，认为Ti-Mo钢的强度主要源于细晶强化与沉淀强化的协同作用。相关研究还关注了淬火温度、冷却速度对(Ti，Mo)C粗化及低温冲击韧性的影响，指出Ti-Mo钢在获得高强度的同时存在韧性下降的潜在风险[17-18]。
现有研究在揭示Ti-Mo微合金钢强化规律及机制方面已形成较为一致的结论，但对韧化机制的关注相对不足，尤其是析出相、晶界角度等微观结构与强韧性能之间的协同关系鲜有报道，这在一定程度上限制了Ti-Mo微合金钢的推广应用。因此，本文以Ti-Mo微合金钢为研究对象，深入分析其光学组织、晶界角度、纳米尺度析出相形貌与强韧性能之间的关联，阐明试验钢的韧化机制，旨在为丰富Ti-Mo微合金钢强韧化理论提供参考。
1、试验材料及方法
1.1 试验材料
试验材料为课题组自主设计的Ti-Mo微合金钢，主要化学成分在钢中的质量分数见表1。
表1试验钢化学成分(质量分数)
Table 1 Chemical composition of test steel(mass fraction)
%
| No. | C | Mn | Si | Ti | Mo | P | P | S |
| a | 0.029 | 1.53 | 0.186 | 0.040 | 0.0858 | 0.0051 | 0.0046 | 0.0028 |
| b | 0.034 | 1.48 | 0.186 | 0.077 | 0.0957 | 0.0017 | 0.0042 | 0.0606 |
| c | 0.034 | 1.50 | 0.194 | 0.157 | 0.0972 | 0.0018 | 0.0039 | 0.0591 |
1.2试验方法
将钢锭经锻造与轧制后，按图1所示工艺流程对3种不同钛含量的试验钢进行热处理，其中Ac3为Ti-Mo微合金钢加热时组织完全转变为奥氏体的温度。具体工艺如下:首先使用CARBOLITE-RF箱式电阻炉将试样加热至1200℃并保温2h，随后迅速水淬至室温，以保证合金元素充分固溶于奥氏体中;接着将固溶处理后的试样置于箱式电阻炉中，加热至900℃保温30min，再快速转移至设定温度为700℃的箱式电阻炉中保温30min，最终水淬至室温。通过上述工艺，获得了具有不同微观组织的试验钢。
使用卡尔蔡司ZEISS倒置光学显微镜(opticalmicroscope，OM)、蔡司GeminiSEM500场发射扫描电子显微镜(scanning electron microscope, SEM)及 FEI Tecnai G2 F20透射电子显微镜(transmission electron microscope，TEM)对热处理后试验钢的微观结构进行表征。金相试样依次经400~2000目砂纸打磨、抛光后，采用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀抛光表面约8s，经吹风机吹干后利用光学显微镜观察显微组织。扫描试样采用体积分数为10%的高氯酸与90%酒精混合溶液电解抛光1~2min，经超声波清洗仪清洗后，利用电子背散射衍射仪(electron backscatter diffraction，EBSD)进行分析。使用线切割机将热处理后试样切割成厚度为500μm的薄片，随后用砂纸手工打磨至50~70μm后，冲出直径为3mm的小圆片，通过双喷减薄仪制备成具有适宜薄区的薄膜样品，用于TEM观察。
使用CSS-WAW300DL电液伺服万能试验机对热处理后的试验钢进行拉伸测试。拉伸试样依据国家标准GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》加工，每种试验钢选取3个平行试样。冲击试样依照国家标准GB/T229一2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》切取，断面粗糙度均控制在5μm以下，每块试验钢切取3个冲击试样进行测试，并在结果中标注误差棒。
在每个样品中随机选取5个不同视场拍摄金相照片，使用Photoshop软件调整图像对比度以加深铁素体晶界，随后采用ImageJ软件的像素分离功能，将晶粒与晶界分离。记录每个晶粒的面积，并将晶粒等效为圆形，计算其直径作为铁素体的平均晶粒尺寸。
2、试验结果与分析
2.1钛含量对试验钢组织形貌的影响
不同钛含量试验钢的光学组织形貌及晶粒尺寸如图2所示。图2(a)~(c)所示为试验钢的光学组织形貌，利用ImageJ软件统计得到的晶粒尺寸分布如图2(d)所示。可以看出，3种试验钢的基体组织均由多边形铁素体(proeutectoid ferrite，PF)和针状铁素体(acicular ferrite，AF)构成。当钛质量分数为0.04%时[图2(a)]，试验钢基体组织以PF为主，AF所占比例约15%，平均晶粒尺寸约为13.8μm。随着钛质量分数升高至0.077%[图2(b)]，晶粒尺寸细化至11.5μm。当钛质量分数进一步增加至0.157%时[图2(c)]，AF比例上升至50%，晶粒细化效果最为显著，平均尺寸仅为9.6μm。产生上述现象的主要原因如下:随着钛含量增加，钛与碳之间的强亲和力有效降低了奥氏体中的碳活度及实际碳含量，导致Ac3线升高，从而拓宽了铁素体相区，使得后续700℃等温处理过程中铁素体转变更为充分。固溶于奥氏体中的钛会引起晶粒内部的能量、浓度与结构起伏，提高体系自由焓，降低铁素体形核功;同时，钛对位错运动与晶界迁移具有阻碍作用，位错在运动中发生塞积并产生晶格畸变，提高了形核驱动力，促使铁素体在奥氏体晶粒内部的高应变区多点形核[19-21]。此外，钛在奥氏体/铁素体相界发生偏析，产生溶质拖曳效应，强烈抑制铁素体侧向增厚，但对尖端推进影响较小，从而使铁素体形态趋于针状，促进AF形成。PF要形成等轴多边形，则需较高的界面迁移率与充分的侧向生长，在钛元素的强拖曳效应下难以实现[18]。因此，随着钛含量增加，AF比例升高。另一方面，溶质原子对晶界的拖曳作用提高了晶界表面摩擦阻力，降低了铁素体晶粒长大速率，有效抑制了晶粒粗化。在上述2种机制的协同作用下，钛含量的升高实现了晶粒细化[22-23]。
2.2钛含量对试验钢晶界特征的影响
不同钛含量试验钢的EBSD表征结果如图3所示，分别统计了晶粒取向与晶界角度分布。图3(a)~(c)为试验钢的反极图(inverse pole figure,IPF)，图3(d)~(f)为晶界分布图(grainboundaries，GB)。由图3(a)~(c)可知，AF呈交错分布，相邻晶粒间颜色差异明显，表明其具有显著的取向差。由图3(d)~(f)可知，试验钢中大角度晶界(high angle grain boundaries，HAGB， θ ⩾ 15 ∘)主要由PF晶界与AF晶界构成，是晶界网络的主体;小角度晶界(low angle grain boundaries, LAGB,2°<θ<15°)则主要来源于组织中的位错胞、亚结构或单个AF晶粒内部片束状结构的低取向差界面。随着钛质量分数从0.04%逐步提高至0.157%，小角度晶界的体积分数由26.4%下降至16.4%，而大角度晶界比例则由73.6%上升至83.6%。钛含量增加促进了AF形成，导致PF与AF之间产生较大的晶体学取向差。片束状AF的晶界具有较高的取向离散度，因此也呈现大于15°的大角度晶界特征。随着钛含量升高，AF与PF晶粒进一步细化，大量细小的AF与PF晶界共同构成高度弯曲、密集交织的细碎网络，从而使大角度晶界数量增多 [21−22]。
2.3钛含量对试验钢第二相析出行为的影响
图 4所示为不同钛含量试验钢的 TEM形貌及纳米级析出相尺寸统计结果。如图所示，试验钢中的析出粒子呈球形,其弥散程度与尺寸存在明显差异。当钛质量分数为 0.04%时,析出粒子以弥散分布为主，尺寸较小，平均粒径为 3.81 nm，尺寸分布主要集中在 2~5 nm，析出相体积分数f约为0.022%。钛质量分数增加至0.077%时，析出相平均粒径增大至5.11 nm，粒径分布向中等尺寸偏移，2~8nm区间占比提高，f增加至0.045%。当钛质量分数进一步升高至0.157%时，试验钢中析出相除在冷却过程中弥散析出外，还存在高温时沿奥氏体晶界成排析出的现象，如图4(c)左上角插图所示。这是由于钛含量较高，部分含钛碳化物在高温阶段沿平直的奥氏体晶界偏聚，形成的大尺寸析出物在后续相变过程中仍保留其原始分布特征，呈现平直排列形态。在此钛含量下，析出相尺寸呈现粗化趋势，平均粒径进一步增大至7.96nm，粒径分布峰值明显向大尺寸方向移动，主要集中在5~10nm，少量颗粒尺寸可达12~15nm，对应的f为0.113%。
析出相体积分数由式(1)计算得出。
式中: f为析出相体积分数; R为析出相的半径, nm; n为 TEM图像中析出物的数量; V为TEM视野区域的体积, nm 3; d ˉ为析出相的平均直径, nm; f s 为析出相在 TEM图像中的面积分数(图4所示);h为金属箔厚度，取100nm[24-25]。
2.4钛含量对试验钢力学性能的影响
不同钛含量试验钢的强韧性能如图5所示。由图5(a)可知，3种试验钢均未出现明显屈服平台。随着钛质量分数从0.04%升高至0.077%，抗拉强度由513MPa提升至530MPa。这一现象的原因在于，钛含量增加使更多溶质原子固溶于基体晶格，增强了对位错运动的阻碍作用;同时，更多的溶质原子溶入基体晶格，溶质原子对晶界的拖曳效应导致平均晶粒尺寸由13.8μm细化至9.6μm。此外，当钛质量分数从0.04%增至0.157%时，析出相体积分数从0.022%增加到0.113%，更多弥散分布的纳米级析出相迫使位错绕过析出物而发生弯曲，产生额外应力，从而进一步提高试验钢的强度[26]。由图5(b)可知，随着钛质量分数从0.04%升高至0.157%，冲击功也逐渐增加，由67.9J提高至123.9J。由此可见，试验钢经热处理后既保持了较高抗拉强度，又具备较高的冲击韧性，表现出优异的强韧性匹配。其优异的力学性能与细化的网络状晶界结构密切相关。当钛含量升高时，细化后的组织具有更高的大角度晶界比例，由73.6%增加至83.6%，同时晶界结构从大尺寸多边形逐渐转变为交织分布的网络状结构。这种结构能使微裂纹在载荷作用下发生偏折、钝化，并消耗孔洞形核能量，因此冲击功随钛含量增加而显著提高[27-28]。这种软基体与网络状晶界结构的分布，既保证了整体均匀变形能力，又在关键区域维持了较高的变形抗力与强化效果，从而实现了强度与韧性的良好平衡[29-30]。
不同钛含量试验钢的拉伸断口特征如图6所示。图6(a)~(c)所示为试验钢拉伸断口的SEM形貌，利用Nano measure软件统计的韧窝最大直径与数量分布如图6(d)、(e)所示。从图中可见，3种试验钢的断口均以大量等轴或近等轴韧窝为主，呈现典型的韧性断裂特征。图6(a)中钛质量分数为0.04%的试验钢韧窝尺寸较大，平均韧窝直径为15.66μm。当钛质量分数升高至0.077%时[图6(b)]，韧窝明显细化，平均尺寸降低至10.22μm。钛质量分数进一步增加至0.157%时[图6(c)]，韧窝尺寸细小且分布均匀，平均直径仅为8.63μm。与此同时，随着钛含量升高，单位面积内的韧窝数量逐渐增多，韧窝数密度从5.510增加至9.4x107m-2。试验结果表明，随着钢中钛含量增加，拉伸断口由少量粗大韧窝向细小致密的韧窝群演变。产生该现象的主要原因是:钛含量升高使试验钢中析出相数量增多，为微孔洞提供了更多潜在形核位置，导致断口表面微孔洞在更广的体积内同步形核，数量增加且分布均匀[31]。随着宏观塑性变形持续进行，在较高剪切应力与平均静水拉应力的作用下，这些微孔洞沿应力方向不断扩张，并伴随周围基体的塑性流动而长大。析出相与位错的相互作用改变了滑移行为，多个滑移系的激活提高了宏观变形的均匀性，使塑性变形分散于多个滑移系之间，而非集中于少数易滑移区域。因此，塑性变形不易在局部弱区过度集中，单个孔洞在长大过程中受到周围基体的较强约束，从而避免形成极大的孤立韧窝，使得平均韧窝尺寸减小[32]。韧窝数量的增加反映出试验钢在断裂过程中需要消耗更多能量，表明钛含量提高时，试验钢具有更高的塑韧性，这与图5(b)中冲击韧性的变化规律一致。
不同钛含量试验钢的冲击断口形貌如图7所示。从图中可见，3种试验钢的断口均以大量等轴或近等轴韧窝为主，表现出典型的韧性断裂特征。随着钛含量升高，韧窝形态由扁平状、尺寸较小逐渐向孔洞较深、尺寸较大的方向转变。韧窝尺寸与第二相粒子尺寸具有对应关系。当钛质量分数为0.04%时，析出相尺寸较小且分布弥散，应力得以均匀分散，塑性变形较为均匀，孔洞长大受到抑制，因而形成小而浅的韧窝形貌[33]。随着钛质量分数增加至0.157%，析出相尺寸增大，应力集中位置相应增多。在剪切应力作用下，这些区域的韧窝逐渐被拉长并聚合，形成大尺寸韧窝[33-34]。韧窝尺寸的粗化反映出试验钢在断裂过程中需要消耗更多能量。由此可见，随着钛含量增加，试验钢表现出更高的韧性，与图5(b)中冲击韧性的变化规律一致。
3、结论
1)当钛质量分数从 0.04%增加至 0.157%时,试验钢中针状铁素体所占比例由 15%升高至50%，平均晶粒尺寸由 13.8μm细化至 9.6μm，大角度晶界比例由 73.6%提高至 83.6%,析出相平均粒径由3.81μm增大至7.96μm，析出相体积分数由0.022%增长至0.113%。
2)随着钛质量分数从0.040%增加至0.157%，溶质钛原子通过增强位错运动阻力促使位错发生塞积，并在晶界处产生溶质拖曳效应，抑制晶界迁移，从而实现晶粒细化。同时，纳米尺度析出相的体积分数增加，对位错形成有效钉扎，增大了位错绕过的阻力。上述因素共同作用，提高了试验钢的强度。
3)随着钛质量分数从0.040%增加至0.157%，细化后的组织具有更高比例的大角度晶界，形成细碎交错的晶界网络。这种结构能有效阻碍由局部应力集中引起的裂纹扩展，从而提升材料的韧性。
4)通过热处理调控Ti-Mo微合金钢光学组织形态、晶界状态、析出相分布，可以同步提高试验钢的强韧性能。当钛质量分数由0.040%升高至0.157%时，试验钢的抗拉强度由513 MPa提高至572MPa，拉伸断口均表现为韧性断裂特征，冲击功由67.9J提高至123.9J。
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（注，原文标题：钛含量对Ti-Mo钢微观结构及力学性能的影响_杨洪波）