未再結晶區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，劉清友，王華昆

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

0 引 言

為了提高輸送效率、減少投資和降低管線運營費用，國內外對油氣輸送用管線鋼的強度級別要求越來越高。隨著國外開發HTP（高溫熱處理）鋼熱潮的興起，我國也開始了對其的研發和生產，現已經生產出合格的鋼板和大口徑鋼管。HTP鋼的合金設計思路及基本冶金原理是通過降低碳含量，提高鈮含量（質量分數由常規的0.03%提高到0.10%以上），使其獲得較高韌性的同時又具有良好的焊接性。傳統的控軋工藝極易導致低碳高鈮鋼組織不均勻，出現混晶現象。眾所周知，鋼中較高的固溶鈮含量能顯著提高奧氏體再結晶溫度及降低奧氏體向鐵素體轉變的溫度，使鋼能在較高和較寬的溫度區間內進行未再結晶區控制軋制。為此，作者嘗試采用完全未再結晶區控軋技術對低碳高鈮鋼進行軋制，研究了不同控軋控冷工藝對其顯微組織的影響，希望能為實際生產工藝的改進提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

在實驗室真空感應爐上冶煉試驗鋼，其化學成分（質量分數／%）為0.05C，0.177Si，1.439Mn，0.129Nb，0.009 7P，0.006N，0.002 2S。澆鑄 成50kg的鋼錠，鍛造后機加工出熱模擬試驗所需要的φ8mm×12mm的圓柱試樣。

1.2 試驗方法

在Formast－D型全自動相變儀上測定奧氏體向鐵素體轉變的溫度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型熱模擬試驗機上以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℃后進行壓縮變形，變形量為40%，應變速率為2s－1，可得到變形溫度的倒數與變形抗力的曲線，曲線的拐點位置所對應的溫度就是奧氏體的未再結晶溫度Tnr，為1 048℃。

模擬軋制試驗在Thermecmastor－Z型熱模擬試驗機上進行，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℃，然后進行10%，20%，30%，40%的熱壓縮變形，應變速率為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、拋光后采用體積分數為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）對組織進行觀察；用MVK－E型顯微硬度計測不同冷速下試樣的硬度，載荷為0.98N。

2 試驗結果與討論

2.1 變形溫度對組織的影響

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

這是因為當變形溫度較低時，奧氏體回復和再結晶［1－2］過程難以進行，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，所以變形促進了鐵素體相變［3］的進行，導致先共析鐵素體量和未轉變奧氏體中碳含量增加，奧氏體的穩定性也增加，從而不利于貝氏體相變的進行。在較高的溫度下變形時，回復及再結晶等軟化行為的增強將導致鐵素體的形核驅動力減弱，鐵素體的含量相對降低；鐵素體轉變量的減少導致未轉變奧氏體量相對增多，這些奧氏體在經過貝氏體相變區后轉變為貝氏體的量便增多了。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變開始溫度、促進貝氏體相變的結論一致。

2.2 變形量對組織的影響

從圖2可以看出，試驗鋼在1 000℃進行不同變形量的熱壓縮后組織主要由貝氏體、準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生了明顯的變化。隨著變形量的增加，準多邊形鐵素體的量明顯增加，這是由于奧氏體在未再結晶區發生變形時，增加了奧氏體內部的空位濃度、位錯、變形帶等晶體缺陷，引起非均勻形核點增多，導致奧氏體的穩定性降低，促進了鐵素體的形核，增加了鐵素體的轉變量，因而貝氏體的量減少。當變形量為10%時基體組織為板條貝氏體；當變形量為30%時，組織中出現少量準多邊形鐵素體，它們主要是在奧氏體晶界和晶內變形帶形核產生的，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，準多邊形鐵素體增多，貝氏體減少，試驗鋼組織得到細化；當變形量增加到60%時，大部分組織轉變成為準多邊形鐵素體，鐵素體晶粒比較均勻。貝氏體相變［6］過程中伴隨著碳的擴散及碳化物的形成，變形促進了奧氏體內碳的分布不均勻，碳原子和結構缺陷的相互作用導致碳原子局部偏析，這樣在貝氏體轉變過程中富碳區促進了碳化物的形核，而貧碳區促進了貝氏體鐵素體的形核；貝氏體轉變［7］過程也是由形核和長大兩部分組成的，當變形量增大后，形核點會迅速增多，而長大速度則變化不大，這也是變形促進貝氏體細化的重要影響因素。

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

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，低冷速和高冷速下得到的組織存在明顯的區別［8－9］。冷速較低時（0.1 ℃·s－1），顯微組織主要由準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。當冷卻速率為5℃·s－1時，晶粒明顯變得細小，并出現了粒狀貝氏體，得到了貝氏體和準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。當冷卻速率為50℃·s－1時，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、結構比較細密，板條間距較窄。當冷卻速率較低時，鐵原子和碳原子有足夠的時間擴散，在接近貝氏體相變開始溫度前已形成準多邊形鐵素體，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多邊形鐵素體的界面形核向晶內生長；在晶內貝氏體鐵素體形核長大的同時伴隨著碳原子以很快的速率向界面前沿擴散，最后形成粒狀貝氏體。隨著冷速的提高，鐵原子來不及擴散，碳原子的擴散能力也有所減弱，抑制了準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形核向晶內生長，由于溫度較低時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散，導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，試驗鋼的顯微硬度較低，隨著冷卻速率的增大，顯微硬度隨之增大。這是因為在較低的冷卻速率下，相變產物主要是高溫轉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。隨冷卻速率繼續增大，硬度的變化不大，這是因為冷卻速率較大時都有貝氏體生成，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鋼的顯微硬度ig.6 Micro－hardness of the tested steel at different cooling rates

3 結 論

（1）低碳高鈮鋼在未再結晶區控制軋制時，組織為鐵素體和貝氏體；隨變形溫度的降低，準多邊形鐵素體增多，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為粒狀。

（3）當冷速低于5℃·s－1時，形成鐵素體和珠光體的混合組織；冷速大于5℃·s－1時，出現了比較細小的粒狀貝氏體組織；隨著冷速的增加，粒狀貝氏體轉變為板條狀貝氏體。

（4）隨著冷速的增大試驗鋼的顯微硬度增大。

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