含Nb 管線鋼針狀鐵素體相變動力學(xué)研究

陳 燕，張哲平，張傳友，劉江成，張國柱，趙興亮，趙蘇娟

（天津鋼管制造有限公司，天津 300301）

鋼的微合金化處理是通過在鋼中加入V、Nb、Ti 等微合金化元素形成細小的碳氮化物顆粒，在鋼材軋制和熱處理過程中發(fā)揮細晶強化和析出強化作用，從而改善鋼的性能。Nb 在鋼中以固溶態(tài)或Nb（C，N）析出相的形式存在，其不同的存在形式對微合金鋼顯微組織及力學(xué)性能的影響方式也不相同。其中Nb（C，N）析出相的沉淀強化作用明顯高于V、Ti 等其他微合金化元素；同時Nb（C，N）析出相在高溫均熱時能阻止奧氏體晶粒長大，細化軋制后的奧氏體和鐵素體晶粒，起到細化晶粒的作用。試驗研究結(jié)果表明，奧氏體溫度區(qū)間Nb（C，N）的析出有利于針狀鐵素體的形核析出，從而改善管線鋼的力學(xué)性能［1-2］。

針狀鐵素體型組織中具有較小的等效晶粒尺寸和細小彌散析出相及高密度位錯，因此具備優(yōu)良的力學(xué)性能、焊接性能和良好的抗腐蝕性能，并且應(yīng)力-應(yīng)變曲線具有連續(xù)屈服現(xiàn)象，這些特點明顯區(qū)別于傳統(tǒng)的鐵素體-珠光體管線鋼，使得針狀鐵素體成為管線鋼的研究熱點［3］。目前X60 至X80 鋼級管線鋼廣泛采用針狀鐵素體組織，并且在未來的一段時間內(nèi)，管線鋼組織設(shè)計仍將以針狀鐵素體為主［4-5］。

考慮到針狀鐵素體組織對管線鋼性能的改善作用，針對Nb 在高溫保溫過程中的析出行為，分析研究了含Nb 鋼針狀鐵素體相變動力學(xué)的特點，為改善管線鋼力學(xué)性能提供新的工藝措施。

1 試驗材料及試驗方法

試驗鋼種采用X65 鋼級管線鋼，主要合金元素含量見表1。

表1 試驗鋼種合金元素含量（質(zhì)量分數(shù)） %

試驗方案如下：將試驗鋼種加熱至1 050 ℃并保溫300 s 進行奧氏體化，隨即以10 ℃/s 冷卻速度冷卻至850 ℃并分別保溫0，300，600，1 200 s，然后將試樣以13 ℃/s 的冷卻速度冷卻至室溫。

根據(jù)測得的數(shù)據(jù)，繪制850 ℃不同保溫時間條件下試樣的線膨脹曲線；使用金相顯微鏡蔡司智能材料顯微鏡Axio Imager A1m 觀察試樣顯微組織；使用透射電子顯微鏡對Nb 元素析出相的微觀形貌進行了觀察分析。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 850 ℃不同保溫時間條件下的室溫組織

1 050 ℃奧氏體化后，試樣在850 ℃保溫不同時間并冷卻至室溫的顯微組織如圖1 所示。

可以看出，保溫0 s 時顯微組織為帶有原奧氏體晶界的板條狀貝氏體鐵素體，圖1（a）所示的方框為原奧氏體晶界；保溫時間為300 s 時板條狀的貝氏體鐵素體基體中開始出現(xiàn)無方向性雜亂分布的非等軸組織，即針狀鐵素體；保溫時間增加至600 s 時，試驗鋼種顯微組織為貝氏體鐵素體和針狀鐵素體混合組織，其中針狀鐵素體體積分數(shù)約50%；保溫時間延長至1 200 s 時，試樣顯微組織以針狀鐵素體為主，還可以觀察到M-A 島（圖1d 箭頭所示），這是針狀鐵素體里面的典型組織。

圖1 1 050 ℃奧氏體化后試樣在850 ℃保溫不同時間的顯微組織

2.2 熱膨脹曲線及鐵素體相變動力學(xué)

奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變的特點是各相體積分數(shù)的變化引起膨脹量的改變，相變動力學(xué)取決于各相體積分數(shù)的變化，連續(xù)冷卻過程中奧氏體相變可以采用測量熱膨脹的方法，并根據(jù)杠桿定律計算鐵素體體積分數(shù)。

使用金屬膨脹儀測量試樣在850 ℃保溫不同時間條件下的伸長量-溫度曲線，如圖2 所示。用切線法確定了各保溫時間下對應(yīng)的相變開始溫度Ar3及終止溫度Ar1值，結(jié)果見表2。

圖2 試樣冷卻過程線膨脹曲線

表2 試樣850 ℃保溫不同時間條件下相變臨界溫度

可以看出，隨著奧氏體區(qū)保溫時間延長，試樣冷卻過程中相變開始和終止溫度均逐漸提高，說明隨著保溫時間的延長，鐵素體開始形核越快，且相變驅(qū)動力不斷增加，新相長大速度越快，相變完成時間越短。推測相變孕育期縮短的原因是在保溫過程中鋼中產(chǎn)生了析出相，為鐵素體的形核提供了有利位置。但該結(jié)論需要進一步分析驗證。

根據(jù)冷卻曲線數(shù)據(jù)及杠桿定律，使用MATLAB軟件計算不同保溫時間條件下室溫組織中針狀鐵素體體積分數(shù)，計算結(jié)果如圖3 所示?？梢钥闯觯S著保溫時間延長，曲線逐漸右移，相變開始和終止溫度均提高，說明想要獲得同樣鐵素體體積分數(shù)的顯微組織，通過延長奧氏體區(qū)內(nèi)保溫時間，即可使相轉(zhuǎn)變在較高溫度下發(fā)生。

圖3 850 ℃保溫不同時間鐵素體轉(zhuǎn)變量-溫度曲線

相變動力學(xué)表述的是相變進行程度與相變溫度和相變時間的關(guān)系，因而主要取決于新相的形核率及長大速度［6］。Johnson 和Mehl 最早提出了恒溫轉(zhuǎn)變動力學(xué)曲線的數(shù)學(xué)表達式［7］，他們假設(shè)形核率和長大速度均為恒定，但實際相變過程中新相形核率和晶核長大速率都與時間有關(guān)，因此Johnson-Mehl 方程的精度受到一定影響。根據(jù)實際觀測到的大量相變動力學(xué)結(jié)果，Avrami 提出了相變動力學(xué)方程，為［8］：

式中 t —— 相變時間，s；

X —— 相變時間為t 時對應(yīng)的鐵素體體積分數(shù)；

k，n —— 材料參數(shù)。

Avrami 方程是相變動力學(xué)的基礎(chǔ)方程，但僅適用于恒溫條件下的相變過程，而絕大多數(shù)相變過程都是在連續(xù)冷卻的動態(tài)條件下完成的；因此，研究非等溫相變過程的動力學(xué)方程更有實際意義。

非等溫相變的理論和方法大部分是在等溫相變動力學(xué)Avrami 方程的基礎(chǔ)上演化而來的，其中常用的有Ozawa 方程、Jeziorny 方程、Ziabicki 方程、莫志深方程等［9］。這些方程分別適用于不同的相變條件，但各自都有其局限性。由于幾組試驗鋼種在850 ℃分別保溫不同時間后均以13 ℃/s 冷卻速度冷至室溫，因此選用Jeziorny 方程對連續(xù)冷卻過程中鐵素體相變動力學(xué)過程進行分析。

Jeziorny 方程是以Avrami 等溫方程為基礎(chǔ)，考慮到冷卻速度β的影響，對Avrami 等溫方程中的參數(shù)k 進行修正［10］，即以接近非等溫效果。

Jeziorny 方程把連續(xù)冷卻相變曲線先處理成等溫相變過程，通過修正冷卻速度參數(shù)k 得到非等溫結(jié)果。該方程處理方法簡單，只從一條冷卻曲線即可獲取參數(shù)n 和k 的值，只需要根據(jù)試驗數(shù)據(jù)對相關(guān)參數(shù)進行擬合即可確定鐵素體連續(xù)冷卻相變的動力學(xué)方程。

對公式（1）兩邊分別取自然對數(shù)：

根據(jù)公式（2）建立了ln［-ln（1-X）］-ln t 曲線，如圖4 所示，對曲線進行線性擬合后直線斜率即為n；擬合后直線截距為ln k，根據(jù)Jeziorny 方程冷卻速度修正ln，得到連續(xù)冷卻條件下動力學(xué)參數(shù)kc。

圖4 相變過程ln［-ln（1-X）］-ln t 曲線

850 ℃不同保溫時間后冷卻過程中針狀鐵素體相變動力學(xué)Jeziorny 方程參數(shù)擬合結(jié)果見表3。

將參數(shù)擬合結(jié)果帶入公式（1）即可得含Nb 管線鋼850 ℃保溫不同時間后針狀鐵素體析出動力學(xué)方程，為：

保溫0 s，X=1-exp（-0.117 8t9.5744）

保溫300 s，X=1-exp（-0.241 5t6.2705）

保溫600 s，X=1-exp（-0.293 8t5.3570）

保溫1 200 s，X=1-exp（-0.329 9t4.8010）

表3 試樣850 ℃保溫不同時間條件下相變動力學(xué)參數(shù)擬合結(jié)果

850 ℃保溫不同時間針狀鐵素體相變的Avrami動力學(xué)曲線如圖5 所示?？梢钥闯?，隨著保溫時間的增加，相變開始時間逐漸縮短，即針狀鐵素體形核析出的驅(qū)動力增大，形核孕育期縮短，使得動力學(xué)曲線向左移動。與此同時，隨著保溫時間的增加，曲線變得更陡，相變完成越快，初步分析原因是850 ℃保溫過程中發(fā)生了微合金顆粒的析出，以致于影響了針狀鐵素體的形核即相變動力學(xué)。

圖5 850 ℃保溫不同時間鐵素體轉(zhuǎn)變量-時間曲線

2.3 Nb（C，N）析出對針狀鐵素體相變的影響

文獻［11-13］指出，影響貝氏體鐵素體/針狀鐵素體析出動力學(xué)的主要因素有：原始奧氏體晶粒大小，較大的晶粒尺寸會導(dǎo)致Ar3降低，不利于針狀鐵素體的相變析出；最終冷卻速度，較快的冷卻速度有利于針狀鐵素體的析出。而在本研究中，各組試樣的奧氏體晶粒和冷卻速度均保持不變，試驗條件中唯一的變量是850 ℃保溫時間，考慮到試驗鋼種為Nb 微合金化管線鋼，推測在保溫時間內(nèi)發(fā)生了微合金元素化合物的析出，從而對針狀鐵素體相變析出臨界溫度即動力學(xué)參數(shù)產(chǎn)生影響。

為了觀察鋼中的微合金析出相，使用透射電鏡對各組試樣進行了高分辨率分析能量色散X 射線光譜儀（EDX）能譜檢測，結(jié)果如圖6 所示。

圖6 試樣在850 ℃保溫不同時間后Nb（C，N）析出相形貌及EDX 能譜分析結(jié)果

圖6（a）~（d）分別為850 ℃保溫0~1 200 s 時的析出相形貌，可以看出隨著保溫時間增加，析出相含量逐漸增加，且析出相顆粒直徑均處于10~20 nm。對圖6（d）中箭頭所指析出相進行能譜分析，結(jié)果證實該析出相為Nb（C，N）。

文獻［14-15］報道，Nb（C，N）的析出對過冷奧氏體相變過程及相變臨界溫度有重要影響。一方面固溶Nb 原子可以與C 原子相互作用從而降低C 原子的活性；固溶Nb 原子還可以對晶界起到拖拽作用，阻礙鐵素體晶粒的生長。另一方面，Nb（C，N）的析出可以為鐵素體提供大量形核位置，據(jù)報道，針狀鐵素體在奧氏體晶粒內(nèi)部的位錯、缺陷及貧碳區(qū)處形核生長，Nb（C，N）的析出必然導(dǎo)致周圍貧碳區(qū)的產(chǎn)生，因而有利于針狀鐵素體的形核生長。因此，隨著850 ℃保溫時間的延長，Nb（C，N）析出量增大，溶解量減少，管線鋼室溫組織中鐵素體體積分數(shù)增大，貝氏體鐵素體含量逐漸減少，保溫時間足夠長時室溫組織以針狀鐵素體為主。

3 結(jié) 語

（1） 隨著含Nb 管線鋼奧氏體化后850 ℃保溫時間的延長，管線鋼室溫組織由貝氏體鐵素體/針狀鐵素體混合組織轉(zhuǎn)變?yōu)橐葬槧铊F素體為主；

（2） 含Nb 管線鋼850 ℃保溫后冷卻試驗結(jié)果表明，隨著保溫時間的延長，Nb（C，N）析出量增多，微合金化合物的析出能為針狀鐵素體的相變提供大量形核位置，有利于針狀鐵素體的形成，為控制鐵素體/貝氏體雙相管線鋼室溫組織相比例提供了新的工藝措施；

（3） 850 ℃保溫不同時間條件下針狀鐵素體相變Jeziorny 動力學(xué)方程擬合結(jié)果顯示，隨著Nb（C，N）析出量的增多，曲線向左移動，相變開始時間逐漸縮短，同時曲線變得更陡，相變完成時間縮短，證實Nb（C，N）等溫析出，有利于針狀鐵素體的相變析出。