Ti、Nb微合金化－100℃級別低溫鋼連續冷卻轉變曲線研究

2013-09-07 07:51:38周千學黃海娥楊志婷

武漢工程職業技術學院學報 2013年3期

周千學黃海娥楊志婷

（武漢鋼鐵（集團）公司研究院湖北武漢：430080）

通常將各種液化石油氣、液氨、液氧、液氮等生產、儲存容器和輸送管道以及在寒冷地區服役的設備，稱為低溫容器，制造這些容器所用的鋼，統稱為低溫鋼。隨著石化工業的發展，氣體的液化、分離、貯運在各國已普遍應用，這些低溫技術和設備的開發促進了低溫壓力容器用鋼的發展［1－2］。3.5Ni鋼是國際上含Ni系列低溫用鋼中的一種，在上世紀60年代就已開始將其應用于能源及石化設備的制造，使用溫度一般在－80℃～－101℃，是輸送低溫液體介質的理想管道材料。它的價格也僅為不銹鋼管的1／3左右，故其有很好的市場前景［3－4］。

以往關于Ti、Nb微合金在HSLA鋼中的應用以及對熱處理工藝、力學性能、組織變化有不少研究報道［5－6］，但對于 Ti、Nb微合金化－100℃級別的鎳系低溫鋼在不同冷卻條件下的顯微組織與性能變化規律，迄今研究尚少。鋼的過冷奧氏體連續冷卻轉變（CCT—Continuous Cooling Transformation）曲線圖，可較好地模擬實際生產條件，所以它能夠為制訂實際生產工藝提供參考。本文研究了一種添加Ti、Nb微合金的－100℃級別低溫鋼的CCT曲線和冷卻速度對組織的影響。

1 試驗材料和方法

試驗鋼在50kg真空感應爐冶煉，澆注成鋼錠，將鋼錠裝入加熱爐，均熱溫度為1200℃，加熱時間為180分鐘。出爐后，在500mm的兩輥軋機上進行軋制。軋制成的試驗鋼板尺寸為16mm×200mm×Lmm。試驗鋼的化學成分見表1。

表1 試驗用鋼的主要化學成分（wt%）

從16mm厚的軋態板上取料，軋向取樣，加工成φ3mm×10mm標準的熱模擬試樣，在Formastor－F型熱模擬試驗機上根據標準YB／T5128－93《鋼的連續冷卻轉變曲線圖的測定方法（膨脹法）》進行連續冷卻試驗，冷卻速率分別為0.1、0.2、0.5、1、2、3、5、10、20、30、50、100℃／s。同時按標準 YB／T5127－93《鋼的臨界點測定方法（膨脹法）》的要求，進行了升溫和降溫過程的相變溫度測試試驗（Ac、Ar點的測試升降溫度為0.05℃／s），繪制試驗鋼靜態CCT曲線。采用金相法對不同冷速下的試樣進行組織觀察，用PME3光學顯微鏡觀察分析不同冷卻速度條件下的組織形貌，用FV－700型顯微維氏硬度計測定不同冷速下試樣的顯微維氏硬度，測試壓力為5kg，在每個試樣上測試5次，取平均值。

2 試驗結果及討論

2.1 相變點

隨著溫度的變化，鋼鐵材料將發生熱脹冷縮的現象。但當鋼發生固態相變時，常伴隨體積的不連續變化，從而引起熱膨脹的不連續變化，因而熱膨脹曲線在相變發生的溫度處曲線的斜率發生變化。根據此變化，就可以比較容易地確定各相變點。該－100℃級別的低溫鋼的典型膨脹曲線如圖1。

圖1 2℃／s冷卻速度下試驗鋼的膨脹曲線

從圖1可以看出曲線上有四個拐點，對應的溫度分別為693℃、642℃、627℃、541℃，結合不同冷速條件下試樣的金相組織觀察，2℃／s冷卻速度下試樣組織為鐵素體、珠光體及貝氏體，因此可以確定鐵素體開始溫度及結束溫度分別為693℃、642℃，珠光體開始溫度及結束溫度分別為642℃、627℃，貝氏體開始溫度及結束溫度分別為627℃、541℃，同理可以確定及一系列冷卻條件下相變開始溫度及結束溫度，具體情況見表2；試驗鋼的Ac3、Ac1溫度值是在0.05℃／s升溫情況下測出的，Ac3及Ac1溫度值分別為801℃及675℃。

表2 試驗鋼相變點及組織

2.2 不同冷速條件下的顯微組織及硬度

不同冷速條件下的部分顯微組織照片見圖2，試樣的金相組織表明：冷速在小于0.5℃／s時，試樣組織主要為鐵素體＋珠光體，隨著冷卻速率的增加，貝氏體開始出現并隨冷速的增加而增多，珠光體的量開始減少，當冷卻速率大于2℃／s時，珠光體基本消失，即不發生珠光體相變，組織為鐵素體＋貝氏體，以鐵素體為主，即提高冷卻速度可以一定程度上減輕帶狀組織；隨著冷卻速率的繼續增加，貝氏體含量逐步增加，鐵素體含量逐漸減少，但即使冷卻速率為100℃／s時，組織仍然以鐵素體為主，同時試驗未觀察到馬氏體組織；另外，隨著冷卻速率的增加，鐵素體晶粒逐漸細化；當冷卻速率小于5℃／s時，隨著冷卻速度的增加，鐵素體晶粒的形狀由多邊形向準多邊形演變。冷卻速率超過5℃／s時，繼續增加冷卻速率，鐵素體晶粒的形狀變化不明顯。

維氏硬度測試結果表明：試樣的硬度值基本上隨著冷卻速率的增加而增大，維氏硬度由155逐步增加到199，這與組織觀察的結果相符；冷速小于5℃／s時，隨著冷速增加，鐵素體晶粒的細化，增加試樣的強度和硬度，當冷速在1℃／s，組織變為準多邊形鐵素體＋細小的珠光體，珠光體條帶有所減輕，硬度有較明顯的提高，冷速在3℃／s時，貝氏體組織的產生，硬度又出現明顯的增加，進一步提高冷速，樣品的組織種類沒有變化，但鐵素體逐步減少，硬相組織貝氏體增多，硬度逐步增加，在100℃／s達到最大值，快速冷卻可以提高鋼板的強度和硬度。結果見表3。

2.3 連續冷卻轉變曲線

結合金相組織和維氏硬度，根據降溫膨脹曲線可確定不同冷速下對應的過冷奧氏體相變溫度，依據文獻［7］提出的方法，繪制出相應的CCT曲線，如圖3所示，圖中冷卻曲線下面的數字為冷卻速度。由圖3可知，當試驗鋼以不同速度連續冷卻時，過冷奧氏體會析出鐵素體和發生珠光體轉變（A—F＋P）以及貝氏體轉變（A—F＋B），但即使在100℃／s的冷卻條件下，試驗鋼也未發生馬氏體轉變；隨著冷卻速度的增大，鐵素體轉變開始溫度呈下降趨勢，珠光體的轉變溫度變化不大。

鋼的CCT曲線與奧氏體中的合金元素有關。本試驗鋼添加的合金元素有：Ni、Mn、Si、Mo、Ti、Nb，這些元素增加了γ相的穩定性，使C曲線右移；C含量的降低將使C曲線左移，降低了γ相的穩定性，有利于鐵素體的形成。與共析鋼標準的CCT曲線相比，本試驗鋼的鐵素體轉變溫度明顯提高，表明C含量的降低對γ相的穩定性影響更為顯著，降低C含量將有利于先共析鐵素體的生成；由于先共析鐵素體的析出可以促進珠光體的形成，另一方面珠光體轉變的冷卻速度的范圍有限，導致珠光體開始轉變的溫度比較穩定。

圖2 試驗鋼不同冷速的顯微組織

表3 不同冷速下硬度值

在本試驗鋼中加入的Ni、Mn等合金元素能減小奧氏體和鐵素體的自由能差，減少了相變的驅動力，因而降低奧氏體向鐵素體的轉變溫度，同時這些合金元素降低了C的擴散速度，Si能阻止鐵素體的脫溶，對貝氏體也有較大的推遲作用。Ti、Nb、Mo等合金元素能使奧氏體向鐵素體和珠光體轉變的孕育期延長，這是因為珠光體轉變時，碳及合金元素需要在鐵素體及滲碳體間進行重新分配，由于合金元素的自擴散慢，并且降低碳的擴散速度，因此使珠光體的形核困難；Ti、Nb、Mo等強碳化物形成元素能增加奧氏體與鐵素體的自由能差，增大向鐵素體轉變的驅動力，可縮短奧氏體向貝氏體轉變的孕育期。