含Nb 管线钢针状铁素体相变动力学研究

2020-09-02张哲平张传友刘江成张国柱赵兴亮赵苏娟

钢管 2020年2期

陈燕，张哲平，张传友，刘江成，张国柱，赵兴亮，赵苏娟

（天津钢管制造有限公司，天津 300301）

钢的微合金化处理是通过在钢中加入V、Nb、Ti 等微合金化元素形成细小的碳氮化物颗粒，在钢材轧制和热处理过程中发挥细晶强化和析出强化作用，从而改善钢的性能。Nb 在钢中以固溶态或Nb（C，N）析出相的形式存在，其不同的存在形式对微合金钢显微组织及力学性能的影响方式也不相同。其中Nb（C，N）析出相的沉淀强化作用明显高于V、Ti 等其他微合金化元素；同时Nb（C，N）析出相在高温均热时能阻止奥氏体晶粒长大，细化轧制后的奥氏体和铁素体晶粒，起到细化晶粒的作用。试验研究结果表明，奥氏体温度区间Nb（C，N）的析出有利于针状铁素体的形核析出，从而改善管线钢的力学性能［1-2］。

针状铁素体型组织中具有较小的等效晶粒尺寸和细小弥散析出相及高密度位错，因此具备优良的力学性能、焊接性能和良好的抗腐蚀性能，并且应力-应变曲线具有连续屈服现象，这些特点明显区别于传统的铁素体-珠光体管线钢，使得针状铁素体成为管线钢的研究热点［3］。目前X60 至X80 钢级管线钢广泛采用针状铁素体组织，并且在未来的一段时间内，管线钢组织设计仍将以针状铁素体为主［4-5］。

考虑到针状铁素体组织对管线钢性能的改善作用，针对Nb 在高温保温过程中的析出行为，分析研究了含Nb 钢针状铁素体相变动力学的特点，为改善管线钢力学性能提供新的工艺措施。

1 试验材料及试验方法

试验钢种采用X65 钢级管线钢，主要合金元素含量见表1。

表1 试验钢种合金元素含量（质量分数） %

试验方案如下：将试验钢种加热至1 050 ℃并保温300 s 进行奥氏体化，随即以10 ℃/s 冷却速度冷却至850 ℃并分别保温0，300，600，1 200 s，然后将试样以13 ℃/s 的冷却速度冷却至室温。

根据测得的数据，绘制850 ℃不同保温时间条件下试样的线膨胀曲线；使用金相显微镜蔡司智能材料显微镜Axio Imager A1m 观察试样显微组织；使用透射电子显微镜对Nb 元素析出相的微观形貌进行了观察分析。

2 试验结果与分析

2.1 850 ℃不同保温时间条件下的室温组织

1 050 ℃奥氏体化后，试样在850 ℃保温不同时间并冷却至室温的显微组织如图1 所示。

可以看出，保温0 s 时显微组织为带有原奥氏体晶界的板条状贝氏体铁素体，图1（a）所示的方框为原奥氏体晶界；保温时间为300 s 时板条状的贝氏体铁素体基体中开始出现无方向性杂乱分布的非等轴组织，即针状铁素体；保温时间增加至600 s 时，试验钢种显微组织为贝氏体铁素体和针状铁素体混合组织，其中针状铁素体体积分数约50%；保温时间延长至1 200 s 时，试样显微组织以针状铁素体为主，还可以观察到M-A 岛（图1d 箭头所示），这是针状铁素体里面的典型组织。

图1 1 050 ℃奥氏体化后试样在850 ℃保温不同时间的显微组织

2.2 热膨胀曲线及铁素体相变动力学

奥氏体-铁素体转变的特点是各相体积分数的变化引起膨胀量的改变，相变动力学取决于各相体积分数的变化，连续冷却过程中奥氏体相变可以采用测量热膨胀的方法，并根据杠杆定律计算铁素体体积分数。

使用金属膨胀仪测量试样在850 ℃保温不同时间条件下的伸长量-温度曲线，如图2 所示。用切线法确定了各保温时间下对应的相变开始温度Ar3及终止温度Ar1值，结果见表2。

图2 试样冷却过程线膨胀曲线

表2 试样850 ℃保温不同时间条件下相变临界温度

可以看出，随着奥氏体区保温时间延长，试样冷却过程中相变开始和终止温度均逐渐提高，说明随着保温时间的延长，铁素体开始形核越快，且相变驱动力不断增加，新相长大速度越快，相变完成时间越短。推测相变孕育期缩短的原因是在保温过程中钢中产生了析出相，为铁素体的形核提供了有利位置。但该结论需要进一步分析验证。

根据冷却曲线数据及杠杆定律，使用MATLAB软件计算不同保温时间条件下室温组织中针状铁素体体积分数，计算结果如图3 所示。可以看出，随着保温时间延长，曲线逐渐右移，相变开始和终止温度均提高，说明想要获得同样铁素体体积分数的显微组织，通过延长奥氏体区内保温时间，即可使相转变在较高温度下发生。

图3 850 ℃保温不同时间铁素体转变量-温度曲线

相变动力学表述的是相变进行程度与相变温度和相变时间的关系，因而主要取决于新相的形核率及长大速度［6］。Johnson 和Mehl 最早提出了恒温转变动力学曲线的数学表达式［7］，他们假设形核率和长大速度均为恒定，但实际相变过程中新相形核率和晶核长大速率都与时间有关，因此Johnson-Mehl 方程的精度受到一定影响。根据实际观测到的大量相变动力学结果，Avrami 提出了相变动力学方程，为［8］：

式中 t —— 相变时间，s；

X —— 相变时间为t 时对应的铁素体体积分数；

k，n —— 材料参数。

Avrami 方程是相变动力学的基础方程，但仅适用于恒温条件下的相变过程，而绝大多数相变过程都是在连续冷却的动态条件下完成的；因此，研究非等温相变过程的动力学方程更有实际意义。

非等温相变的理论和方法大部分是在等温相变动力学Avrami 方程的基础上演化而来的，其中常用的有Ozawa 方程、Jeziorny 方程、Ziabicki 方程、莫志深方程等［9］。这些方程分别适用于不同的相变条件，但各自都有其局限性。由于几组试验钢种在850 ℃分别保温不同时间后均以13 ℃/s 冷却速度冷至室温，因此选用Jeziorny 方程对连续冷却过程中铁素体相变动力学过程进行分析。

Jeziorny 方程是以Avrami 等温方程为基础，考虑到冷却速度β的影响，对Avrami 等温方程中的参数k 进行修正［10］，即以接近非等温效果。

Jeziorny 方程把连续冷却相变曲线先处理成等温相变过程，通过修正冷却速度参数k 得到非等温结果。该方程处理方法简单，只从一条冷却曲线即可获取参数n 和k 的值，只需要根据试验数据对相关参数进行拟合即可确定铁素体连续冷却相变的动力学方程。

对公式（1）两边分别取自然对数：

根据公式（2）建立了ln［-ln（1-X）］-ln t 曲线，如图4 所示，对曲线进行线性拟合后直线斜率即为n；拟合后直线截距为ln k，根据Jeziorny 方程冷却速度修正ln，得到连续冷却条件下动力学参数kc。

图4 相变过程ln［-ln（1-X）］-ln t 曲线

850 ℃不同保温时间后冷却过程中针状铁素体相变动力学Jeziorny 方程参数拟合结果见表3。

将参数拟合结果带入公式（1）即可得含Nb 管线钢850 ℃保温不同时间后针状铁素体析出动力学方程，为：

保温0 s，X=1-exp（-0.117 8t9.5744）

保温300 s，X=1-exp（-0.241 5t6.2705）

保温600 s，X=1-exp（-0.293 8t5.3570）

保温1 200 s，X=1-exp（-0.329 9t4.8010）

表3 试样850 ℃保温不同时间条件下相变动力学参数拟合结果

850 ℃保温不同时间针状铁素体相变的Avrami动力学曲线如图5 所示。可以看出，随着保温时间的增加，相变开始时间逐渐缩短，即针状铁素体形核析出的驱动力增大，形核孕育期缩短，使得动力学曲线向左移动。与此同时，随着保温时间的增加，曲线变得更陡，相变完成越快，初步分析原因是850 ℃保温过程中发生了微合金颗粒的析出，以致于影响了针状铁素体的形核即相变动力学。

图5 850 ℃保温不同时间铁素体转变量-时间曲线

2.3 Nb（C，N）析出对针状铁素体相变的影响

文献［11-13］指出，影响贝氏体铁素体/针状铁素体析出动力学的主要因素有：原始奥氏体晶粒大小，较大的晶粒尺寸会导致Ar3降低，不利于针状铁素体的相变析出；最终冷却速度，较快的冷却速度有利于针状铁素体的析出。而在本研究中，各组试样的奥氏体晶粒和冷却速度均保持不变，试验条件中唯一的变量是850 ℃保温时间，考虑到试验钢种为Nb 微合金化管线钢，推测在保温时间内发生了微合金元素化合物的析出，从而对针状铁素体相变析出临界温度即动力学参数产生影响。

为了观察钢中的微合金析出相，使用透射电镜对各组试样进行了高分辨率分析能量色散X 射线光谱仪（EDX）能谱检测，结果如图6 所示。

图6 试样在850 ℃保温不同时间后Nb（C，N）析出相形貌及EDX 能谱分析结果

图6（a）~（d）分别为850 ℃保温0~1 200 s 时的析出相形貌，可以看出随着保温时间增加，析出相含量逐渐增加，且析出相颗粒直径均处于10~20 nm。对图6（d）中箭头所指析出相进行能谱分析，结果证实该析出相为Nb（C，N）。

文献［14-15］报道，Nb（C，N）的析出对过冷奥氏体相变过程及相变临界温度有重要影响。一方面固溶Nb 原子可以与C 原子相互作用从而降低C 原子的活性；固溶Nb 原子还可以对晶界起到拖拽作用，阻碍铁素体晶粒的生长。另一方面，Nb（C，N）的析出可以为铁素体提供大量形核位置，据报道，针状铁素体在奥氏体晶粒内部的位错、缺陷及贫碳区处形核生长，Nb（C，N）的析出必然导致周围贫碳区的产生，因而有利于针状铁素体的形核生长。因此，随着850 ℃保温时间的延长，Nb（C，N）析出量增大，溶解量减少，管线钢室温组织中铁素体体积分数增大，贝氏体铁素体含量逐渐减少，保温时间足够长时室温组织以针状铁素体为主。