一種Nb-Ti微合金化貝氏體鋼等溫轉(zhuǎn)變研究

鄧 陽，欽祥斗，邱保文

（南京鋼鐵股份有限公司，江蘇 南京 210035）

引 言

低碳貝氏體鋼的應(yīng)用越來越廣泛，在油氣管線、橋梁、船舶建造等領(lǐng)域，對強(qiáng)度和韌性匹配的要求也越來越嚴(yán)格。采用Nb，Ti微合金化處理成為一種常態(tài)化技術(shù)手段，為進(jìn)一步提高強(qiáng)度或控制相變也少量添加鎳、鉻、銅、鉬等合金元素，獲得強(qiáng)韌性匹配良好的鋼種［1-4］。其對應(yīng)的TMCP工藝也隨之相應(yīng)發(fā)展，通過降低熱變形溫度，提高待溫坯厚度，加快冷卻速度，通常待溫坯厚度與成品厚度之比為2.0～3.0，并且冷卻速度大于3.5℃/s，由此可獲得理想的組織［4-6］。但是對于厚度超過60 mm的厚板，隨著板厚的增加，上述優(yōu)化的熱機(jī)械控制（TMCP）工藝不再可行。鋼板的控制冷卻的能力開始受到材料傳熱能力的限制，在鋼板心部，冷速相對較慢，對于貝氏體組織細(xì)化貢獻(xiàn)較小。尤其是90～100 mm特厚板，最大冷速通常小于3.5℃，控冷結(jié)束后返溫時段鋼板心部甚至表現(xiàn)出等溫特性，強(qiáng)度和韌性匹配情況研究得并不深入。尤其值得指出的是，在以w（C）=0.06 %，w（Mn）=1.60 %這種常見成分基礎(chǔ)上進(jìn)行合金化的低碳貝氏體鋼，在冷卻速率很寬的范圍內(nèi)（如0.1～5.0℃/s）都可以獲得先共析鐵素體，其后續(xù)演變很少被關(guān)注。探究特厚板慢冷速下低碳貝氏體等溫轉(zhuǎn)變顯得十分必要。

本文通過Gleeble 3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)，對一種Ni，Cr，Cu復(fù)合強(qiáng)化、Nb-Ti微合金化處理的低碳貝氏體鋼進(jìn)行了慢冷速下的等溫轉(zhuǎn)變研究，為優(yōu)化制備工藝提供參考。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)鋼的主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）如表1所示。采用實(shí)際軋制的鋼板，取出樣坯，然后加工成試驗(yàn)平行部尺寸為Ф8 mm×10 mm的熱壓縮變形試樣。試驗(yàn)在Gleeble3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分

根 據(jù)Shiga等［7］的 研 究，奧 氏 體 開 始 轉(zhuǎn) 變 溫 度Ar3可以下式計(jì)算：

由式（1）計(jì)算該鋼種的Ar3點(diǎn)為720.0℃。

Van Bohemen［8］通過系列低合金和高合金鋼中回歸了一個計(jì)算貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度Bs的經(jīng)驗(yàn)性公式：

由式（2）計(jì)算的該鋼種Bs=626.4℃。

根據(jù)100 mm厚鋼板心部返紅過程的傳熱分析，可以逆推不同返紅溫度下出現(xiàn)的等溫點(diǎn)，試驗(yàn)選擇了Bs以下的三個等溫處理溫度點(diǎn)600，550和500℃。等溫處理時長與導(dǎo)熱分析的時長保持一致，為90 s。

圖1所示為試驗(yàn)方案示意圖。首先將試樣加熱到1150℃保溫300 s，然后在再結(jié)晶溫度1050℃下以應(yīng)變速率1 s-1壓縮40%，以3℃/s降溫到非再結(jié)晶溫度780℃，以應(yīng)變速率1 s-1壓縮35%，等溫30 s；然后以3℃/s冷卻到貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)，在等溫處理溫度保溫90 s，等溫處理后以3℃/s冷卻到100℃。記錄試驗(yàn)過程溫度、試樣徑向膨脹量和時間等參數(shù)。

圖1 試驗(yàn)方案示意圖

各方案的試樣對應(yīng)標(biāo)記為1#～4#，將試樣橫向切開，剖面經(jīng)研磨拋光后在4 %（體積分?jǐn)?shù)）的硝酸酒精溶液中腐蝕，然后采用Zeiss-M2M型光學(xué)顯微鏡對其顯微組織進(jìn)行觀察，并采用Vickers硬度計(jì)測定試驗(yàn)鋼的顯微硬度值，載荷砝碼為10 kg，測試數(shù)據(jù)取試樣心部5個位置的平均值作為最終結(jié)果。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 冷卻過程膨脹曲線

圖2是各試驗(yàn)記錄的溫度-膨脹量曲線圖，上、中、下三條曲線分別記錄的是在500，550和600℃等溫的過程。圖中向下的箭頭指示的位置就是相變起始點(diǎn)，向上的箭頭指示的位置就是相變終止點(diǎn)。

對圖2中各熱膨脹曲線運(yùn)用杠桿原理［9］進(jìn)行相變過程分析，通過相變前γ相（780～700℃區(qū)間）和相變后α相（450～350℃區(qū)間）的降溫曲線線性擬合，熱膨脹曲線與各擬合直線偏離點(diǎn)即為轉(zhuǎn)變起始點(diǎn)和轉(zhuǎn)變終止點(diǎn)（詳見圖2中箭頭指示處）。

圖2 各等溫處理過程的熱膨脹曲線

表2顯示轉(zhuǎn)變起始點(diǎn)均為678℃，但是不同溫度等溫處理后對于轉(zhuǎn)變終止點(diǎn)的影響是大不同的。600℃等溫處理90 s，后續(xù)冷卻過程中還有轉(zhuǎn)變發(fā)生，終止溫度為451℃。550℃等溫處理90 s，轉(zhuǎn)變?nèi)客瓿?，終止溫度就是550℃；而500℃等溫處理90 s，轉(zhuǎn)變接近全部完成，轉(zhuǎn)變終止溫度為496℃。

表2 各試驗(yàn)下的轉(zhuǎn)變溫度

運(yùn)用杠桿原理，可以進(jìn)一步計(jì)算出相變體積百分?jǐn)?shù)f的變化，如圖3所示。三條曲線在678～600℃區(qū)間，幾乎重合在一起，說明試驗(yàn)的可重復(fù)性高，試驗(yàn)規(guī)律可以適用于工藝設(shè)計(jì)。

在本實(shí)驗(yàn)3℃/s的冷速下，鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度Ar3由720℃下降到678℃，繼續(xù)下降到626.4℃時貝氏體開始轉(zhuǎn)變，貝氏體轉(zhuǎn)變量隨溫度下降而增加，到600℃等溫處理90 s，相變體積分?jǐn)?shù)從47.2 %上升到80.4 %，溫度下降到500℃時，接近轉(zhuǎn)變完成，f值為97.1 %，剩余部分一直降溫到451℃才全部轉(zhuǎn)變完畢。在550℃等溫處理90 s，相變體積分?jǐn)?shù)從89.1 %上升到100 %，轉(zhuǎn)變?nèi)客瓿?。?dāng)溫度從770℃一直下降到500℃，相變體積分?jǐn)?shù)f已經(jīng)達(dá)到97.1 %，最終的2.9 %只需要4 K的溫降就完成轉(zhuǎn)變。相比600℃等溫后的大溫降，可以認(rèn)為500℃的等溫處理對后續(xù)的轉(zhuǎn)變過程沒有明顯影響。

圖3相變體積百分?jǐn)?shù)與溫度的關(guān)系

2.2 顯微組織

圖4 是不同溫度等溫處理后的顯微組織。在600℃等溫90 s后，顯微組織以塊狀鐵素體加少量退化珠光體為主，同時還有少量貝氏體組織（大部分貝氏體條束的寬度約為3.1～5.6 μm），鐵素體晶粒尺寸大小不一，均勻度較低，主要分布區(qū)間在11.5～21.3 μm之間。在550℃等溫90 s后，顯微組織以交錯編織狀板條束貝氏體為主控組織，在貝氏體板條束之間有粗大MA島組織和細(xì)小條狀碳化物析出，貝氏體條束的寬度約為2.2～3.5 μm，長寬比集中在5.0～7.0之間。通過灰度識別出的面積大于等于2 μm2的顆粒占同視場面積的15 %。偶見鐵素體晶粒內(nèi)散布有島狀顆粒，分辨不出原始奧氏體晶界。在500℃等溫90 s后，顯微組織以細(xì)小貝氏體板條束為主要特征，貝氏體板條束寬度分布相對集中，以1.6～2.1 μm區(qū)間居多，長寬比集中在3.0～4.0之間。板條束間分布細(xì)小MA島，相同面積的視場中面積大于等于2 μm2的顆粒數(shù)量比550℃等溫的多一倍，面積百分比為17 %左右。

圖4 不同溫度等溫處理后的顯微組織

600℃等溫處理，貝氏體中過飽和的C元素有一部分以碳化物形態(tài)析出，金相組織上可以見到較粗大的碳化物顆粒，并且貝氏體板條呈現(xiàn)二維生長，板條寬度在3.1 μm以上居多。有些地方很難區(qū)分是鐵素體還是貝氏體。同時貝氏體板條前沿C元素因擴(kuò)散而在周圍的剩余奧氏體中形成一定的濃度梯度，造成局部熱力學(xué)條件上達(dá)到T0溫度，貝氏體反應(yīng)停止，發(fā)生Bhadeshia［10］所描述的轉(zhuǎn)變不完全現(xiàn)象。而先共析鐵素體也因剩余奧氏體中C元素具有較高的擴(kuò)散速率而得以長大，組織中出現(xiàn)珠光體。研究表明［11］，隨著珠光體體積分?jǐn)?shù)的增加，材料上平臺能下降。可見600℃下珠光體的產(chǎn)生對低溫韌性的影響并不是一件有益的事。同時從鐵素體晶粒度來看，表現(xiàn)為ASTM 7級+9級混合形態(tài)，常規(guī)認(rèn)為這種組織是混晶組織，其低溫沖擊性能不穩(wěn)定，難以滿足規(guī)范要求。

550℃等溫處理，體系成分提供的驅(qū)動力增強(qiáng)，并且C元素?cái)U(kuò)散速率下降，先共析鐵素體長大緩慢，貝氏體長大速率增加，形成量增多，貝氏體板條束的寬度明顯下降，長度加長，長寬比達(dá)到了5.0～7.0之間。同時很少發(fā)現(xiàn)作為低碳貝氏體相變過程中伴生的MA島。

500℃等溫處理，先共析鐵素體在連續(xù)冷卻過程中很難長大，占組織中的體積百分比低，其尺寸也小。而貝氏體在不斷增加的驅(qū)動力作用下，一方面貝氏體在形核后以板條形態(tài)長大，同時因板條長大帶來的體積膨脹對周圍的剩余奧氏體造成擠壓，又反過來促進(jìn)貝氏體形核，即自催化形核效應(yīng)加強(qiáng)；相對低的溫度，限制板條寬度增加，又因新形核的貝氏體長大，截?cái)嗔嗽愂象w的長大路徑，因此得到細(xì)小的貝氏體板條束，其寬度僅有1.6～2.1 μm，長寬比下降到3.0～4.0，同樣析出的MA島尺寸更加細(xì)小，分布更加彌散、均勻。在MA島對性能影響的研究中［12-15］，細(xì)小彌散分布的MA島可以有效釘扎晶界并提高材料的低溫韌性。從組織形態(tài)來看，先共析鐵素體得到細(xì)化，貝氏體板條束也得到細(xì)化，伴生的MA島細(xì)小彌散分布，組織細(xì)化效果最佳。

2.3 硬 度

通過對各等溫處理后的試樣測量硬度HV10，如表3所示。600℃等溫后因鐵素體晶粒尺寸大，其流變應(yīng)力較低，硬度值最低，均值為202.0 HV10；550℃等溫處理的組織其硬度值最高，均值為208.4 HV10；500℃等溫處理的組織其硬度值居中，均值為203.4 HV10。

表3 各試樣維氏硬度HV10測量值

從主控組織形態(tài)上和第二相（碳化物、MA島）的尺寸和分布來看，600℃等溫處理的組織以粗大鐵素體組織為主，有珠光體形成，成分的固溶強(qiáng)化作用小，強(qiáng)度偏低。550℃等溫處理的組織以貝氏體為主，碳化物析出數(shù)量多，尺寸也較小，析出強(qiáng)化作用明顯，強(qiáng)度也是最高的。500℃等溫處理的組織中盡管晶粒尺寸最細(xì)小，但是MA島數(shù)量最多，其中偏聚了大量的碳元素，含碳量遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過基體中的平均含碳量，使基體固溶強(qiáng)化效果下降，其強(qiáng)度也表現(xiàn)較低，硬度僅比600℃等溫處理的高1.4 HV10。

3 結(jié) 論

（1）因在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)上部等溫處理，先共析鐵素體繼續(xù)長大，貝氏體的轉(zhuǎn)變發(fā)生不完全轉(zhuǎn)變現(xiàn)象；造成組織不均勻，發(fā)生了混晶。特厚板控冷工藝應(yīng)避免在該溫區(qū)的停留。

（2）在貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)中部往下部溫度區(qū)間等溫處理，先共析鐵素體長大緩慢，比例少，晶粒細(xì)化；貝氏體組織也得到細(xì)化，并且材料強(qiáng)度提高；越往下行，產(chǎn)生的MA島越多，會造成材料強(qiáng)度降低。

（3）從強(qiáng)韌化匹配考慮，特厚板的控冷工藝設(shè)計(jì)應(yīng)該以厚板心部溫度緩變區(qū)處于貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)中部往下為佳。