未再結(jié)晶區(qū)控軋控冷工藝對低碳高鈮鋼組織的影響

鐘 榮，張志波，陰樹標(biāo)，劉清友，王華昆

（昆明理工大學(xué)1.材料科學(xué)與工程學(xué)院；2.冶金與能源工程學(xué)院，昆明650093；3.鋼鐵研究總院結(jié)構(gòu)材料研究所，北京100081；4.蕪湖新興鑄管有限責(zé)任公司，蕪湖241002）

0 引 言

為了提高輸送效率、減少投資和降低管線運(yùn)營費(fèi)用，國內(nèi)外對油氣輸送用管線鋼的強(qiáng)度級別要求越來越高。隨著國外開發(fā)HTP（高溫?zé)崽幚恚╀摕岢钡呐d起，我國也開始了對其的研發(fā)和生產(chǎn)，現(xiàn)已經(jīng)生產(chǎn)出合格的鋼板和大口徑鋼管。HTP鋼的合金設(shè)計(jì)思路及基本冶金原理是通過降低碳含量，提高鈮含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)由常規(guī)的0.03%提高到0.10%以上），使其獲得較高韌性的同時(shí)又具有良好的焊接性。傳統(tǒng)的控軋工藝極易導(dǎo)致低碳高鈮鋼組織不均勻，出現(xiàn)混晶現(xiàn)象。眾所周知，鋼中較高的固溶鈮含量能顯著提高奧氏體再結(jié)晶溫度及降低奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度，使鋼能在較高和較寬的溫度區(qū)間內(nèi)進(jìn)行未再結(jié)晶區(qū)控制軋制。為此，作者嘗試采用完全未再結(jié)晶區(qū)控軋技術(shù)對低碳高鈮鋼進(jìn)行軋制，研究了不同控軋控冷工藝對其顯微組織的影響，希望能為實(shí)際生產(chǎn)工藝的改進(jìn)提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

在實(shí)驗(yàn)室真空感應(yīng)爐上冶煉試驗(yàn)鋼，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為0.05C，0.177Si，1.439Mn，0.129Nb，0.009 7P，0.006N，0.002 2S。澆鑄 成50kg的鋼錠，鍛造后機(jī)加工出熱模擬試驗(yàn)所需要的φ8mm×12mm的圓柱試樣。

1.2 試驗(yàn)方法

在Formast－D型全自動相變儀上測定奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度Ar3，將試樣以200℃·h－1的速率加熱到1 300℃，保溫5min后以200℃·h－1的速率降溫，確定Ar3為692℃。

將試樣在Thermecmastor－Z型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上以10℃·s－1的速率加熱至1 350℃，然后保溫300s，然后再以5℃·s－1的速率分別降至1 100，1 050，1 000，980，960℃后進(jìn)行壓縮變形，變形量為40%，應(yīng)變速率為2s－1，可得到變形溫度的倒數(shù)與變形抗力的曲線，曲線的拐點(diǎn)位置所對應(yīng)的溫度就是奧氏體的未再結(jié)晶溫度Tnr，為1 048℃。

模擬軋制試驗(yàn)在Thermecmastor－Z型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，首先以10℃·s－1的速率加熱至1 350℃，保溫300s后再以5℃·s－1的速率分別降至1 000，950，900℃，然后進(jìn)行10%，20%，30%，40%的熱壓縮變形，應(yīng)變速率為2s－1，然后以0.1，2，5，10，30，50℃·s－1的速率冷至200℃。

將熱壓縮變形后的試樣沿壓縮方向剖開，研磨、拋光后采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，然后用S－4300SE／N型掃描電子顯微鏡（SEM）和H－800型透射電子顯微鏡（TEM）對組織進(jìn)行觀察；用MVK－E型顯微硬度計(jì)測不同冷速下試樣的硬度，載荷為0.98N。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 變形溫度對組織的影響

從圖1中可以看出，試驗(yàn)鋼在900～1 000℃進(jìn)行40%的熱壓縮變形后得到貝氏體、準(zhǔn)多邊形鐵素體的混合組織，但其微觀形貌均有所不同。當(dāng)變形溫度為900℃時(shí)，組織以準(zhǔn)多邊形鐵素體為主，有少量粒狀貝氏體，準(zhǔn)多邊形鐵素體晶界連續(xù)光滑；溫度升高到950，1 000℃時(shí)，準(zhǔn)多邊形鐵素體急劇減少，取而代之的是大量粒狀貝氏體。

這是因?yàn)楫?dāng)變形溫度較低時(shí)，奧氏體回復(fù)和再結(jié)晶［1－2］過程難以進(jìn)行，位錯及其它缺陷的密度增加，不利于貝氏體相變中鐵素體的切變過程，所以變形促進(jìn)了鐵素體相變［3］的進(jìn)行，導(dǎo)致先共析鐵素體量和未轉(zhuǎn)變奧氏體中碳含量增加，奧氏體的穩(wěn)定性也增加，從而不利于貝氏體相變的進(jìn)行。在較高的溫度下變形時(shí)，回復(fù)及再結(jié)晶等軟化行為的增強(qiáng)將導(dǎo)致鐵素體的形核驅(qū)動力減弱，鐵素體的含量相對降低；鐵素體轉(zhuǎn)變量的減少導(dǎo)致未轉(zhuǎn)變奧氏體量相對增多，這些奧氏體在經(jīng)過貝氏體相變區(qū)后轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的量便增多了。因此，由于先共析鐵素體的影響而間接影響了貝氏體的量，這與高溫變形提高貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度、促進(jìn)貝氏體相變的結(jié)論一致。

2.2 變形量對組織的影響

從圖2可以看出，試驗(yàn)鋼在1 000℃進(jìn)行不同變形量的熱壓縮后組織主要由貝氏體、準(zhǔn)多邊形鐵素體和彌散分布的M／A島［4－5］組成；隨著變形量的增大它們的形貌和相對含量都發(fā)生了明顯的變化。隨著變形量的增加，準(zhǔn)多邊形鐵素體的量明顯增加，這是由于奧氏體在未再結(jié)晶區(qū)發(fā)生變形時(shí)，增加了奧氏體內(nèi)部的空位濃度、位錯、變形帶等晶體缺陷，引起非均勻形核點(diǎn)增多，導(dǎo)致奧氏體的穩(wěn)定性降低，促進(jìn)了鐵素體的形核，增加了鐵素體的轉(zhuǎn)變量，因而貝氏體的量減少。當(dāng)變形量為10%時(shí)基體組織為板條貝氏體；當(dāng)變形量為30%時(shí)，組織中出現(xiàn)少量準(zhǔn)多邊形鐵素體，它們主要是在奧氏體晶界和晶內(nèi)變形帶形核產(chǎn)生的，板條貝氏體的板條逐漸變短，最后成為粒狀貝氏體，并且隨變形量增大，準(zhǔn)多邊形鐵素體增多，貝氏體減少，試驗(yàn)鋼組織得到細(xì)化；當(dāng)變形量增加到60%時(shí)，大部分組織轉(zhuǎn)變成為準(zhǔn)多邊形鐵素體，鐵素體晶粒比較均勻。貝氏體相變［6］過程中伴隨著碳的擴(kuò)散及碳化物的形成，變形促進(jìn)了奧氏體內(nèi)碳的分布不均勻，碳原子和結(jié)構(gòu)缺陷的相互作用導(dǎo)致碳原子局部偏析，這樣在貝氏體轉(zhuǎn)變過程中富碳區(qū)促進(jìn)了碳化物的形核，而貧碳區(qū)促進(jìn)了貝氏體鐵素體的形核；貝氏體轉(zhuǎn)變［7］過程也是由形核和長大兩部分組成的，當(dāng)變形量增大后，形核點(diǎn)會迅速增多，而長大速度則變化不大，這也是變形促進(jìn)貝氏體細(xì)化的重要影響因素。

從圖3可以清晰地看到，當(dāng)變形量為10%時(shí)，組織為板條狀貝氏體，板條連續(xù)、平行分布；當(dāng)變形量為30%時(shí)，連續(xù)分布的板條大多已經(jīng)斷開，變短成為粒狀，組織主要由板條貝氏體和粒狀貝氏體構(gòu)成；當(dāng)變形量為60%時(shí)，貝氏體基本為粒狀，并伴有準(zhǔn)多邊形鐵素體。

2.3 冷卻速率對組織的影響

從圖4可以看出，變形溫度為900℃、熱壓縮變形量為40%時(shí)，低冷速和高冷速下得到的組織存在明顯的區(qū)別［8－9］。冷速較低時(shí)（0.1 ℃·s－1），顯微組織主要由準(zhǔn)多邊形鐵素體和珠光體組成，黑色部分為珠光體，其組織均勻性較差，鐵素體晶粒較為粗大，其尺寸為15～65.5μm。當(dāng)冷卻速率為5℃·s－1時(shí)，晶粒明顯變得細(xì)小，并出現(xiàn)了粒狀貝氏體，得到了貝氏體和準(zhǔn)多邊形鐵素體的混合組織。由圖5可見，貝氏體中的 M／A島比較粗大，多為短棒狀。當(dāng)冷卻速率為50℃·s－1時(shí)，組織以板條貝氏體為主，有少量粒狀貝氏體，貝氏體的板條束相互平行、結(jié)構(gòu)比較細(xì)密，板條間距較窄。當(dāng)冷卻速率較低時(shí)，鐵原子和碳原子有足夠的時(shí)間擴(kuò)散，在接近貝氏體相變開始溫度前已形成準(zhǔn)多邊形鐵素體，在隨后的冷卻過程中，貝氏體層片從剩余的奧氏體晶界和準(zhǔn)多邊形鐵素體的界面形核向晶內(nèi)生長；在晶內(nèi)貝氏體鐵素體形核長大的同時(shí)伴隨著碳原子以很快的速率向界面前沿?cái)U(kuò)散，最后形成粒狀貝氏體。隨著冷速的提高，鐵原子來不及擴(kuò)散，碳原子的擴(kuò)散能力也有所減弱，抑制了準(zhǔn)多邊形鐵素體的形成；貝氏體從原始奧氏體晶界的局部貧碳區(qū)形核向晶內(nèi)生長，由于溫度較低時(shí)貝氏體縱向的長大速率高于橫向的，并伴隨有碳原子向貝氏體板條間的擴(kuò)散，導(dǎo)致高冷速條件下貝氏體為板條狀。

2.4 冷卻速率對顯微硬度的影響

從圖6中可以看出，冷卻速率較低時(shí)，試驗(yàn)鋼的顯微硬度較低，隨著冷卻速率的增大，顯微硬度隨之增大。這是因?yàn)樵谳^低的冷卻速率下，相變產(chǎn)物主要是高溫轉(zhuǎn)變的先共析鐵素體和少量珠光體，且鐵素體屬于軟相，因此硬度較低；隨著冷卻速率的增大，有大量貝氏體產(chǎn)生，且組織中的M／A島也逐漸增多，M／A島與貝氏體都屬于硬相，因此其硬度顯著增大。隨冷卻速率繼續(xù)增大，硬度的變化不大，這是因?yàn)槔鋮s速率較大時(shí)都有貝氏體生成，冷卻速率雖然影響了貝氏體的形貌，使硬度雖有所增加，但變化并不明顯。

圖6 不同冷卻速率下試驗(yàn)鋼的顯微硬度ig.6 Micro－h(huán)ardness of the tested steel at different cooling rates

3 結(jié) 論

（1）低碳高鈮鋼在未再結(jié)晶區(qū)控制軋制時(shí)，組織為鐵素體和貝氏體；隨變形溫度的降低，準(zhǔn)多邊形鐵素體增多，粒狀貝氏體減少。

（2）隨著變形量的增大，鐵素體量增多，貝氏體減少，貝氏體的形貌逐漸由板條狀變?yōu)榱睢?/p>

（3）當(dāng)冷速低于5℃·s－1時(shí)，形成鐵素體和珠光體的混合組織；冷速大于5℃·s－1時(shí)，出現(xiàn)了比較細(xì)小的粒狀貝氏體組織；隨著冷速的增加，粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l狀貝氏體。

（4）隨著冷速的增大試驗(yàn)鋼的顯微硬度增大。

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