Ti微合金鋼熱變形后連續冷卻相變及第二相析出行為

韓杰，劉艷林，孫乾雙，李俊玉

（萊蕪鋼鐵集團有限公司，山東萊蕪 271104）

試驗研究

Ti微合金鋼熱變形后連續冷卻相變及第二相析出行為

韓杰，劉艷林，孫乾雙，李俊玉

（萊蕪鋼鐵集團有限公司，山東萊蕪 271104）

采用熱力模擬試驗技術、金相顯微鏡（OM）、掃描電鏡（SEM）及透射電鏡（TEM），并結合宏觀硬度測試，研究了鈦微合金鋼形變奧氏體的連續冷卻相變和組織演變規律，建立了試驗鋼連續冷卻轉變曲線，探討了不同冷速對第二相析出的影響。結果表明，不同冷速下，試驗鋼獲得了不同的微觀組織，隨冷速增加，第二相析出量增多，尺寸更細小，但冷速過高，析出被抑制。

Ti微合金鋼；連續冷卻；相變；第二相

1 前言

熱變形奧氏體向鐵素體、珠光體、貝氏體及馬氏體的轉變是鋼材軋后冷卻過程中發生的主要相變，因此，對形變奧氏體連續冷卻相變行為的研究是制定合理變形工藝制度的前提條件。實施控軋控冷工藝時，為大幅度提高材料性能，通常向鋼中加入Nb、V或Ti等微合金元素［1-2］，利用碳、氮化物的溶解和析出機制，可以對鋼材的物理、化學及力學性質產生十分明顯的影響。在熱變形過程中，借助于它們的“溶質拖曳”和“沉淀釘扎”效應，使奧氏體晶粒充分細化；通過形變誘導析出和軋后冷卻析出使鋼強化。本研究探討一種含Ti、Mo、Cr的微合金鋼進行熱變形奧氏體的連續冷卻轉變規律及第二相粒子析出行為，為實際生產提供理論依據。

2 試驗材料及方法

試驗材料為經鋼廠真空感應爐冶煉的鋼錠，經鍛造軋制成厚度為14mm的鋼板，其主要化學成分見表1。熱模擬試樣取自該熱軋態鋼板，并加工成直徑為6mm、高15mm的圓柱形試樣，在MMS-300熱力模擬試驗機上進行試驗。

表1 試驗材料化學成分（質量分數）%

試驗規程如圖1所示，將試樣以15℃/s的速率加熱至1 250℃，保溫120 s進行奧氏體化，隨后以10℃/s的速率冷至950℃，保溫20 s以均勻試樣內部溫度，再進行變形量為40%、變形速率為1 s-1的單道次壓縮，隨后分別以0.5、1、2、5、10、15、20、30℃/s的冷速冷至室溫，記錄冷卻過程中的熱膨脹曲線，并結合金相組織找出不同冷速下各種相變的相變點，繪制動態CCT曲線。

圖1 熱模擬試驗工藝曲線

將熱變形后試樣在熱電偶處沿軸向剖開，制成金相試樣，采用LEICA-DMIRM多功能金相顯微鏡和FEI Quanta 600掃描電鏡進行顯微組織觀察；使用HV-50A宏觀維氏硬度計進行硬度檢測；選取代表性試樣，利用電解雙噴法制備透射樣品，在TECNAI G2 20透射電鏡上觀察第二相的析出形貌。

3 試驗結果及分析

3.1 連續冷卻轉變曲線

圖2為試驗鋼經950℃變形40%后的連續冷卻轉變曲線（CCT曲線），圖中不同冷卻曲線清晰地反映了過冷奧氏體在各冷速下的連續冷卻過程中所發生的各類轉變及其轉變時間。根據冷速的不同，CCT曲線中存在3種不同的相變區，即低冷速的珠光體＋貝氏體相變區，中冷速的貝氏體相變區，高冷速的馬氏體相變區。當冷速＜10℃/s時，其連續冷卻轉變曲線均經過了貝氏體相區，即得到貝氏體組織；但當冷速＜1℃/s時，冷卻轉變曲線又經過了珠光體相區，沒有出現先共析鐵素體，故可得貝氏體＋珠光體組織，隨著冷速的增加，珠光體的量逐漸減少直至消失；當冷速＞5℃/s，連續冷卻轉變曲線經過了馬氏體相區，故當冷速介于5～10℃/s之間時，轉變組織為馬氏體+貝氏體組織；當冷速＞10℃/s時，相變組織則為單一的馬氏體。從圖中可看出，隨冷速增加，相變發生和相變結束的溫度降低。CCT圖中另一顯著特點即馬氏體轉變開始線向右下側傾斜，這是由于在較高冷速區內隨冷速的減小，貝氏體轉變量增大使周圍的奧氏體富碳，導致Ms點逐漸降低。

圖2 試驗鋼的CCT曲線

3.2 連續冷卻過程的組織演變

圖3為試驗鋼在950℃變形40%后以不同冷速冷至室溫的顯微組織。由圖3a可知，當冷速為0.5℃/s時，相變組織以粒狀貝氏體為主，并含少量珠光體，從其對應的掃描組織形貌（見圖3d）中可看出，金相組織中黑色塊狀組織為較細小的片層狀珠光體，又稱之為索氏體，也可清晰地觀察到貝氏體鐵素體基體上分布著的碳化物顆粒及M/A島組織；當冷速增大至2℃/s時，轉變產物以粒狀貝氏體組織為主，并生成了少量板條貝氏體，但沒有觀察到珠光體，且M/A島尺寸明顯細化，均勻地分布在貝氏體鐵素體基體上（見圖3b、圖3e）；在冷速為5℃/s時的轉變產物中，粒狀貝氏體組織已經大大減少，板條貝氏體組織明顯增多，且出現馬氏體組織，從圖3f掃描組織中可以清晰地觀察到馬氏體束和貝氏體組織中的碳化物；當冷速增至10℃/s以上，相變后組織均為單一的板條馬氏體，并且冷速越大，更多的C會過飽和地固溶在馬氏體中，分布在馬氏體上的碳化物顆粒減少，在原奧氏體內部可觀察到取向不同的馬氏體束將原奧氏體分割成不同的區域，而且馬氏體塊尺寸和馬氏體束間距也會減小（如圖3g～i所示）。

圖3 不同冷速下試驗鋼的顯微組織

Mo、Fe原子直徑分別為0.28 nm、0.254 nm，當Mo固溶后，較大的原子半徑對晶格起著彈性拉緊作用，阻礙Fe原子的擴散，由于鐵素體的形成屬于擴散型相變，故合金元素Mo對先共析鐵素體將產生較大的抑制作用，進而有利于貝氏體的形成，在低冷速下即可得貝氏體組織而無鐵素體。此外，由于強碳化物形成元素Ti及強淬透性元素Cr、B的加入，使C的擴散速率減慢，亦導致珠光體形核困難，而冷卻過程中B原子偏聚于晶界處，降低晶界能，阻滯晶界原子擴散，提高淬透性，故該Ti微合金鋼馬氏體轉變的臨界冷卻速度偏低。

3.3 不同冷速下相變組織的宏觀硬度

圖4為變形后冷卻速度與組織宏觀硬度的關系曲線。由圖4知，試驗鋼宏觀硬度隨冷速的升高而增大。據前文分析，隨冷速增大，試驗鋼轉變組織按珠光體＋貝氏體→貝氏體→貝氏體＋馬氏體→馬氏體依次演變，故其硬度隨之增加。此外，冷速增加，碳氮化物形成元素的擴散能力降低，第二相析出更加細小、彌散，同時，相變驅動力增加，相變組織中位錯密度增大，硬度亦相應提高。冷速＞10℃/s時，轉變組織為單一的板條馬氏體，硬度幾乎達到最大值，約HV 515，且冷速繼續增加，更多的C會過飽和地固溶在馬氏體中，固溶強化作用增強，硬度稍有所提升，但趨勢變化不大。

3.4 第二相粒子的析出

在熱變形后的冷卻過程中，隨著溫度的降低，鋼中C、N及Ti元素過飽和度相應增大，便以第二相形式在相界、位錯以及基體處快速析出并長大。采用TECNAI G2 20透射電鏡對經電解雙噴法獲取的樣品進行分析，不同冷速下第二相析出形貌如圖5所示，一般呈橢圓形、圓形、方形、長方形及不規則形狀，尺寸約幾納米到十幾納米，析出相類型也呈多樣性，有TiN、Ti（C，N）及TiC等，由于鋼中N含量很低，Ti含量較高，使得析出相中C含量相對較高，故第二相多以TiC形式存在。

圖4 冷卻速度與組織宏觀硬度的關系

圖5 不同冷速下第二相粒子的析出形貌

有研究指出［3］，Mo的碳化物不在高溫析出，而是在低溫下和Ti一起復合析出，形成的細小納米尺度的析出相，且析出相大多為復合型碳氮化物，這與J.Strid和K.E.Easterling的觀點相一致［4］。這是因為所形成的各種單一析出相的量是由各自不同的熱力學穩定性所決定的，此外，由于析出反應的動力學限制，隨溫度的不同，所形成復合型碳氮化物的化學成分也不同［5］，這決定了試驗鋼中所形成的第二相具有多樣性。

對比圖5a、b發現，隨冷速增加，第二相析出量增多，且更細小化。這是由于隨變形后冷卻速度的增大，溫度迅速降低，沉淀析出驅動力增大，第二相粒子大量快速析出。已析出的細小粒子在隨后的繼續冷卻過程中會聚集長大，且遵循Ostwald熟化機制，但隨溫度降低，粒子長大速度變慢，故析出粒子更趨于細小化。

當冷速增至15℃/s，第二相析出量大大減少（見圖5c），從析出動力學角度分析，由于Ti原子的擴散激活能比C原子的高，故Ti的碳化物析出受Ti長程擴散的影響，即需有足夠時間才能析出，且已析出粒子的尺寸也更細小。此外，在圖5c中觀察到少數30 nm以上大尺寸粒子，呈橢圓形或方形，據分析可能是TiN，其在冶煉過程中即已形成。基體中也存在一種呈棒狀或桿狀分布的碳化物，有研究［6］表明其為ε碳化物，即過渡性碳化物Fe2.4C。

4 結論

4.1采用膨脹法結合金相法，測定Ti微合金鋼的動態CCT曲線，在低冷速1℃/s以下，試驗鋼均無先共析鐵素體出現，隨冷速增加，轉變組織按珠光體+貝氏體→貝氏體→貝氏體+馬氏體→馬氏體依次演變，硬度逐漸增大，當冷速＞10℃/s時，硬度幾乎達到最大值，即已得全馬氏體組織。

4.2合金元素Ti在熱變形后析出并長大，為MC型碳化物TiC，且隨冷速增加，析出量增多，尺寸更細小，但冷速達15℃/s時，析出將被抑制。

［1］陳紅桔，劉清友，韓力，等.控軋控冷工藝對鈮鈦微合金鋼組織和性能的影響［J］.鋼鐵研究學報，1999，11（3）：38-43.

［2］田村今男，關根寬，田中智智.高強度低合金鋼的控制軋制與控制冷卻［M］.王國棟，劉振宇，熊尚武，譯.北京：冶金工業出版社，1992.

［3］段修剛，蔡慶武，武會賓.Ti—Mo全鐵素體基微合金高強度鋼納米尺度析出相［J］.金屬學報，2011，47（2）：251-256.

［4］J.Strid,K.E.Easterling.On the chemistry and stability of complex carbides and nitrides in microalloyed steels［J］.Acta Metall， 1985，33：2 057-2 074.

［5］R.Kuziak,T.Bold,Yi-Wen Cheng.Microstructure control of ferrite-pearlite high strength low alloy steels utilizing microalloying additions［J］.Journal of Materials Processing Technology，1995，53：225-262.

［6］葉宏，溝引寧，張春艷.金屬材料與熱處理［M］.北京：化學工業出版社，2013.

PhaseTransformation and Second-phasePrecipitation Behavior of Ti Microalloyed Steel during ContinuousCooling after Hot Deformation

HAN Jie,LIU Yanlin,SUN Qianshuang,LI Junyu
（Laiwu Iron and Steel Group Corporation,Laiwu 271104,China）

By using thermo-mechanical simulator,OM,SEM,TEM and macroscopic hardness test,the phase transformation behavior and microstructures evolution of deformed austenite in Ti microalloyed steel during continuous cooling process was studied.The CCT curve of tested steel was determined.The effect of cooling rate on the second-phase precipitation was investigated.The results show that different microstructures are obtained in tested steel at the different cooling rates.The precipitation amount of second-phase got more and the particle size is finer with increasing of cooling rate.But if the cooling rate is too high,the precipitation will be inhibited.

Ti microalloyed steel;continuous cooling;phase transformation;second-phase

TG142.33

文章編號：1004-4620（2014）04-0041-03

2014-04-28

韓杰，男，1987年生，2012年畢業于東北大學材料加工工程專業，碩士。現為萊鋼技術中心助理工程師，從事新產品開發及工藝技術研究工作。