一种Nb-Ti微合金化贝氏体钢等温转变研究

2022-12-02钦祥斗邱保文

现代交通与冶金材料 2022年6期

邓阳，钦祥斗，邱保文

（南京钢铁股份有限公司，江苏南京 210035）

引言

低碳贝氏体钢的应用越来越广泛，在油气管线、桥梁、船舶建造等领域，对强度和韧性匹配的要求也越来越严格。采用Nb，Ti微合金化处理成为一种常态化技术手段，为进一步提高强度或控制相变也少量添加镍、铬、铜、钼等合金元素，获得强韧性匹配良好的钢种［1-4］。其对应的TMCP工艺也随之相应发展，通过降低热变形温度，提高待温坯厚度，加快冷却速度，通常待温坯厚度与成品厚度之比为2.0～3.0，并且冷却速度大于3.5℃/s，由此可获得理想的组织［4-6］。但是对于厚度超过60 mm的厚板，随着板厚的增加，上述优化的热机械控制（TMCP）工艺不再可行。钢板的控制冷却的能力开始受到材料传热能力的限制，在钢板心部，冷速相对较慢，对于贝氏体组织细化贡献较小。尤其是90～100 mm特厚板，最大冷速通常小于3.5℃，控冷结束后返温时段钢板心部甚至表现出等温特性，强度和韧性匹配情况研究得并不深入。尤其值得指出的是，在以w（C）=0.06 %，w（Mn）=1.60 %这种常见成分基础上进行合金化的低碳贝氏体钢，在冷却速率很宽的范围内（如0.1～5.0℃/s）都可以获得先共析铁素体，其后续演变很少被关注。探究特厚板慢冷速下低碳贝氏体等温转变显得十分必要。

本文通过Gleeble 3800型热模拟试验机，对一种Ni，Cr，Cu复合强化、Nb-Ti微合金化处理的低碳贝氏体钢进行了慢冷速下的等温转变研究，为优化制备工艺提供参考。

1 试验材料和方法

试验钢的主要化学成分（质量分数）如表1所示。采用实际轧制的钢板，取出样坯，然后加工成试验平行部尺寸为Ф8 mm×10 mm的热压缩变形试样。试验在Gleeble3800型热模拟试验机上进行。

表1 试验钢化学成分

根据Shiga等［7］的研究，奥氏体开始转变温度Ar3可以下式计算：

由式（1）计算该钢种的Ar3点为720.0℃。

Van Bohemen［8］通过系列低合金和高合金钢中回归了一个计算贝氏体开始转变温度Bs的经验性公式：

由式（2）计算的该钢种Bs=626.4℃。

根据100 mm厚钢板心部返红过程的传热分析，可以逆推不同返红温度下出现的等温点，试验选择了Bs以下的三个等温处理温度点600，550和500℃。等温处理时长与导热分析的时长保持一致，为90 s。

图1所示为试验方案示意图。首先将试样加热到1150℃保温300 s，然后在再结晶温度1050℃下以应变速率1 s-1压缩40%，以3℃/s降温到非再结晶温度780℃，以应变速率1 s-1压缩35%，等温30 s；然后以3℃/s冷却到贝氏体转变区，在等温处理温度保温90 s，等温处理后以3℃/s冷却到100℃。记录试验过程温度、试样径向膨胀量和时间等参数。

图1 试验方案示意图

各方案的试样对应标记为1#～4#，将试样横向切开，剖面经研磨抛光后在4 %（体积分数）的硝酸酒精溶液中腐蚀，然后采用Zeiss-M2M型光学显微镜对其显微组织进行观察，并采用Vickers硬度计测定试验钢的显微硬度值，载荷砝码为10 kg，测试数据取试样心部5个位置的平均值作为最终结果。

2 试验结果与分析

2.1 冷却过程膨胀曲线

图2是各试验记录的温度-膨胀量曲线图，上、中、下三条曲线分别记录的是在500，550和600℃等温的过程。图中向下的箭头指示的位置就是相变起始点，向上的箭头指示的位置就是相变终止点。

对图2中各热膨胀曲线运用杠杆原理［9］进行相变过程分析，通过相变前γ相（780～700℃区间）和相变后α相（450～350℃区间）的降温曲线线性拟合，热膨胀曲线与各拟合直线偏离点即为转变起始点和转变终止点（详见图2中箭头指示处）。

图2 各等温处理过程的热膨胀曲线

表2显示转变起始点均为678℃，但是不同温度等温处理后对于转变终止点的影响是大不同的。600℃等温处理90 s，后续冷却过程中还有转变发生，终止温度为451℃。550℃等温处理90 s，转变全部完成，终止温度就是550℃；而500℃等温处理90 s，转变接近全部完成，转变终止温度为496℃。

表2 各试验下的转变温度

运用杠杆原理，可以进一步计算出相变体积百分数f的变化，如图3所示。三条曲线在678～600℃区间，几乎重合在一起，说明试验的可重复性高，试验规律可以适用于工艺设计。

在本实验3℃/s的冷速下，铁素体开始转变温度Ar3由720℃下降到678℃，继续下降到626.4℃时贝氏体开始转变，贝氏体转变量随温度下降而增加，到600℃等温处理90 s，相变体积分数从47.2 %上升到80.4 %，温度下降到500℃时，接近转变完成，f值为97.1 %，剩余部分一直降温到451℃才全部转变完毕。在550℃等温处理90 s，相变体积分数从89.1 %上升到100 %，转变全部完成。当温度从770℃一直下降到500℃，相变体积分数f已经达到97.1 %，最终的2.9 %只需要4 K的温降就完成转变。相比600℃等温后的大温降，可以认为500℃的等温处理对后续的转变过程没有明显影响。

图3相变体积百分数与温度的关系

2.2 显微组织

图4 是不同温度等温处理后的显微组织。在600℃等温90 s后，显微组织以块状铁素体加少量退化珠光体为主，同时还有少量贝氏体组织（大部分贝氏体条束的宽度约为3.1～5.6 μm），铁素体晶粒尺寸大小不一，均匀度较低，主要分布区间在11.5～21.3 μm之间。在550℃等温90 s后，显微组织以交错编织状板条束贝氏体为主控组织，在贝氏体板条束之间有粗大MA岛组织和细小条状碳化物析出，贝氏体条束的宽度约为2.2～3.5 μm，长宽比集中在5.0～7.0之间。通过灰度识别出的面积大于等于2 μm2的颗粒占同视场面积的15 %。偶见铁素体晶粒内散布有岛状颗粒，分辨不出原始奥氏体晶界。在500℃等温90 s后，显微组织以细小贝氏体板条束为主要特征，贝氏体板条束宽度分布相对集中，以1.6～2.1 μm区间居多，长宽比集中在3.0～4.0之间。板条束间分布细小MA岛，相同面积的视场中面积大于等于2 μm2的颗粒数量比550℃等温的多一倍，面积百分比为17 %左右。

图4 不同温度等温处理后的显微组织

600℃等温处理，贝氏体中过饱和的C元素有一部分以碳化物形态析出，金相组织上可以见到较粗大的碳化物颗粒，并且贝氏体板条呈现二维生长，板条宽度在3.1 μm以上居多。有些地方很难区分是铁素体还是贝氏体。同时贝氏体板条前沿C元素因扩散而在周围的剩余奥氏体中形成一定的浓度梯度，造成局部热力学条件上达到T0温度，贝氏体反应停止，发生Bhadeshia［10］所描述的转变不完全现象。而先共析铁素体也因剩余奥氏体中C元素具有较高的扩散速率而得以长大，组织中出现珠光体。研究表明［11］，随着珠光体体积分数的增加，材料上平台能下降。可见600℃下珠光体的产生对低温韧性的影响并不是一件有益的事。同时从铁素体晶粒度来看，表现为ASTM 7级+9级混合形态，常规认为这种组织是混晶组织，其低温冲击性能不稳定，难以满足规范要求。

550℃等温处理，体系成分提供的驱动力增强，并且C元素扩散速率下降，先共析铁素体长大缓慢，贝氏体长大速率增加，形成量增多，贝氏体板条束的宽度明显下降，长度加长，长宽比达到了5.0～7.0之间。同时很少发现作为低碳贝氏体相变过程中伴生的MA岛。

500℃等温处理，先共析铁素体在连续冷却过程中很难长大，占组织中的体积百分比低，其尺寸也小。而贝氏体在不断增加的驱动力作用下，一方面贝氏体在形核后以板条形态长大，同时因板条长大带来的体积膨胀对周围的剩余奥氏体造成挤压，又反过来促进贝氏体形核，即自催化形核效应加强；相对低的温度，限制板条宽度增加，又因新形核的贝氏体长大，截断了原贝氏体的长大路径，因此得到细小的贝氏体板条束，其宽度仅有1.6～2.1 μm，长宽比下降到3.0～4.0，同样析出的MA岛尺寸更加细小，分布更加弥散、均匀。在MA岛对性能影响的研究中［12-15］，细小弥散分布的MA岛可以有效钉扎晶界并提高材料的低温韧性。从组织形态来看，先共析铁素体得到细化，贝氏体板条束也得到细化，伴生的MA岛细小弥散分布，组织细化效果最佳。

2.3 硬度

通过对各等温处理后的试样测量硬度HV10，如表3所示。600℃等温后因铁素体晶粒尺寸大，其流变应力较低，硬度值最低，均值为202.0 HV10；550℃等温处理的组织其硬度值最高，均值为208.4 HV10；500℃等温处理的组织其硬度值居中，均值为203.4 HV10。

表3 各试样维氏硬度HV10测量值

从主控组织形态上和第二相（碳化物、MA岛）的尺寸和分布来看，600℃等温处理的组织以粗大铁素体组织为主，有珠光体形成，成分的固溶强化作用小，强度偏低。550℃等温处理的组织以贝氏体为主，碳化物析出数量多，尺寸也较小，析出强化作用明显，强度也是最高的。500℃等温处理的组织中尽管晶粒尺寸最细小，但是MA岛数量最多，其中偏聚了大量的碳元素，含碳量远远超过基体中的平均含碳量，使基体固溶强化效果下降，其强度也表现较低，硬度仅比600℃等温处理的高1.4 HV10。