X70针状铁素体管线钢析出相

D0I:10.13374/i.issn1001053x.2006.03.011 第28卷第3期 北京科技大学学报 Vol.28 No.3 2006年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2006 X70针状铁素体管线钢析出相 王春明1,2) 吴杏芳1)刘 瑜2)徐宁安) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)鞍山钢铁集团公司，鞍山114021 摘要用透射电镜研究了X70针状铁素体管线钢中的析出相.一种是以TN为主、尺寸较大 (50nm一1m)、外形规则、几乎呈立方体的Ti(Nb)NC复合析出相，其中Ti/Nb比值处于5一12之 间.另一种是以NbC为主、尺寸十分细小（小于20nm)、形态为圆形或椭圆形的Nb(Ti)C复合析出 相，Nb/Ti比值处于1-6.37之间，衍射分析结果表明其为多晶粒构成.分析表明，尺寸较大的方 形析出相在1150℃的温度时已经存在，并且在热模拟过程中变化不大.细小圆形析出相绝大部分 是在1100一900℃之间析出，而且与基体保持共格或半共格的关系，V的析出不明显，其作用相对 较弱.高温热塑性曲线的测量结果显示，在没有变形情况下，1050℃时析出相开始析出，900~850 ℃之间析出量达到最大 关键词X70管线钢；针状铁素体；析出相 分类号TG124.1+1 近20年来低合金钢的发展也由低碳低合金 用，来满足管线钢对强度和韧性的苛刻要求.仔 转向低碳或超低碳微合金.对低碳低合金钢而 细分析管线钢轧制过程中多种微合金元素析出相 言，钢中析出相的作用是多方面的.它既能够在 的结构、析出规律和析出相在不同阶段的作用，对 适当的条件下阻止奥氏体晶粒长大，延迟高温形 深入认识管线钢的强韧化机理，进一步研制更高 变奥氏体的再结晶，又能够在相变过程中提供形 级别的管线钢具有较大意义， 核地点，还能够在较低温度下大量弥散析出从而 本文采用热模拟的方法模拟实际热轧工艺过 对钢的屈服强度起到附加强化的作用1).X70 程，研究了X70针状铁素体管线钢中多种微合金 针状铁素体管线钢属于超低碳微合金钢，对强韧 元素在模拟轧制的不同阶段析出的情况，用透射 性要求更高，尤其是低温韧性和较好的焊接性能. 电镜观察分析了Nb,Ti,V的析出相的微观形态， 因此要求进一步降低碳含量，获得良好的焊接性 还测试了钢的高温热塑性及热强性曲线，分析了 能；更好地控制微合金元素析出，减少对韧性的损 析出相对其影响. 害.对加入的V,Ti,Nb等微合金元素来说，既利 用其传统意义上的附加强化作用，更注重发挥其 1实验方法 在轧制过程中控制组织的作用.在管线钢轧制过 实验钢的化学成分见表1.采用180t转炉治 程中，一般采用热机械控制工艺(Thermal--me- 炼，经炉外精炼后浇铸成230mm×1550mm的连 chanical controlled processing,TMCP),充分发挥 铸坯，再经过鞍钢1780热连轧机组轧成14.6mm 多种微合金元素析出相在轧制工艺不同阶段的作 ×1550mm的卷板， 表1实验钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the test steel C Si Mn P S Nb V Ti Cu Ni Mo N Al Pem Ceq 0.06600.20001.56000.01400.00120.04700.02700.02100.18000.19000.22000.00760.05200.18000.4000 Pem=C+(Mn+Cu+Cr)/20+Mo/15+V/10+Si/30+Ni/60+5B;Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15. 1.1 TMCP工艺的热模拟实验 热模拟实验在Gleeble-1500试验机上进行， 收稿日期：2005-03-31修回日期：200506-23 作者筒介：王卷明(1966一)，男，博士 从连铸坯上取样，尺寸为8mm×16mm,实验条

第 2 8 卷 第 3期 2 0 06 年 3 月 北 京 科 技 大 学 学 报 J o u r n a l o f t j n i v e r s i t y . o f S e i e n e e a n d 介 c h n o l o yg B e幼ing V o l . 2 8 M a r 。 N 0 . 3 2 0 0 6 x 7 0 针状铁素体管线钢析出相 王春 明 ` , 2 ) 吴杏 芳 ` ) 文 , J 价 2 ) 徐 宁安 ` ) 1 ) 北京科技大学材料科学与工程学院 , 北京 10 0 0 8 3 2) 鞍 山钢铁集 团公司 , 鞍 山 1 4 0 21 摘 要 用透 射 电镜研 究了 X 70 针状铁 素体管 线钢 中的析 出相 . 一种是 以 IT N 为主 、 尺寸较大 ( 5 0 n m 一 1 拜m ) 、 外形规则 、 几乎呈立方体 的 iT ( N b) N C 复合析 出相 , 其 中 iT / N b 比值处于 5一 12 之 间 . 另一种是以 N bC 为主 、 尺寸十分细小 (小于 20 n m ) 、 形态为 圆形或椭圆形 的 N b( iT ) C 复合析 出 相 , N b/ iT 比值处于 1 一 6 . 3 7 之间 , 衍射分析结果表 明其为多 晶粒构 成 . 分析表 明 , 尺寸 较大的方 形析 出相在 1 1 5 0 ℃ 的温度 时已经存在 , 并且在热模拟过程中变化不大 . 细小圆形析出相绝大部分 是在 1 1 0 0 一 9 0 ℃ 之 间析 出 , 而且与基体保持共格或半共格的关系 . V 的析出不明显 , 其作用相对 较弱 . 高温热塑性 曲线的测量结果显示 , 在没 有变形情况下 , 1 0 5 0 ℃ 时析 出相开 始析出 , 9 0 一 8 50 ℃ 之间析出量达到最大 . 关键词 X 70 管线钢 ; 针状铁素体 ; 析 出相 分类号 T G 1 24 . 1 十 1 近 20 年来低 合金钢的发 展 也 由低 碳 低合金 转向低 碳 或 超 低 碳 微 合金 . 对 低碳 低 合金 钢 而 言 , 钢 中析出相的作 用 是多方 面 的 . 它 既 能够 在 适当的条件下阻 止 奥氏体晶粒长 大 , 延 迟高温 形 变奥氏体的再结 晶 , 又 能够在 相 变过程 中提供 形 核地 点 , 还 能够 在较低 温度 下大 量 弥散析 出从 而 对钢的屈 服 强 度 起 到 附加 强 化 的作 用〔` 一 4〕 . x 7)I 针状铁素体管线钢属 于超 低碳 微合金钢 , 对强 韧 性要求更 高 , 尤其 是低温韧性和较好 的焊接性能 因此 要求进一步 降低 碳含 量 , 获 得 良好的焊 接性 能 ; 更好地控制微 合金元 素析出 , 减少对 韧性的损 害 . 对 加入的 v , iT , N b 等微合金 元 素来说 , 既利 用其传统意义 上 的附加强 化作 用 , 更 注重发挥 其 在轧制过程中控 制组织 的作 用 . 在管线钢轧制过 程中 , 一 般 采 用 热 机 械控 制 工 艺 ( T h er m al 一 m e - C h a n i c a l e o n t r o ll e d p or e e s s i n g , T M e P ) , 充 分 发挥 多种微合金元素析 出相 在轧制工 艺不 同阶段 的作 用 , 来 满足 管线钢对 强度和 韧性 的苛刻要 求 . 仔 细分 析管线钢轧制过程 中多种微合金元 素析出相 的 结构 、 析出规律和析 出相在不 同阶段 的作用 , 对 深入认识管线钢的强韧化机 理 , 进 一 步研 制更高 级别的管线钢具有较大意 义 . 本 文采 用热模拟 的方法 模拟 实际热 轧工 艺过 程 , 研 究了 X 70 针状 铁素体管 线 钢 中多 种微合 金 元素在模拟轧 制 的 不 同阶段 析 出的情况 , 用透 射 电镜 观察分析 了 N b , iT , V 的析 出相 的微观 形态 , 还测试了钢的高 温 热塑 性及 热 强性 曲线 , 分析 了 析 出相 对其影 响 . 1 实验方法 实验钢的化学 成分见表 1 . 采用 18 0 t 转炉 冶 炼 , 经 炉外精炼后浇 铸成 2 30 m m x 1 5 5 0 m m 的连 铸坯 , 再经过鞍钢 1 7 8 0 热连 轧机组 轧成 14 . 6 m m X 1 5 5 0 m m 的卷板 . 表 1 T a b l e l 实验钢的化学成分 (质量分数 ) C h e 而 e a l co m op s it i o n o f t he et s t st e e l C 5 1 M n P N b V T i C u N i M o N iA P e m C e q 0 . 0 6 6 0 0 . 2 0 0 0 1 . 5 60 0 0 . 0 1 4 0 0 . 0 0 1 2 0 . 04 7 0 0 . 0 2 7 0 0 . 0 2 1 0 0 . 1 8 0 0 0 . 19 0 0 0 . 22 0 0 0 . 0 0 7 6 0 . 0 5 2 0 0 . 1 80 D 0 . 4 0 0 0 注 : P e m = C + ( M 。 + C u + C r ) / 2 0 + M o/ 15 + V / 1 0 + 5 1/ 3 0 + N i/ 6 0 + SB ; C e q = C + M n / 6 + (rC + M o + V ) / 5 + ( N i + C u ) / 1 5 . T M c P 工艺 的热模拟 实验 收稿 日期 : 2 0 0 5 一 0 3 一 3 1 修回 日期 : 2 0 0 5 一 06 一 2 3 作者简介 : 王春 明( 196 6一 ) , 男 , 博士 热模拟 实验 在 lG e eb l e 一 1 5 0 0 从连 铸坯上 取 样 , 尺 寸为 怜 m m , 试验 机 上 进行 , x 1 6 m m , 实 验条 DOI: 10. 13374 /j . issn1001 -053x. 2006. 03. 011

·254 北京科技大学学报 2006年第3期 件为在1150℃时加热4min,淬水冷却，结果见表 后在10%硝酸酒精溶液中将碳膜与基体分离.析 2.采用萃取法制备电镜样品.具体过程如下：经 出相的形貌、结构及其成分分析在JEM2000FX 金相抛光的试样，在3%的硝酸酒精溶液中浸蚀 及JEM2010(有超薄窗口的能谱仪)上进行，并选 后置于真空喷涂仪中喷碳（膜厚10~30nm),最 用5nm束斑对纳米相进行成分确定 表2热模拟实验方案 Table 2 The program of the thermo-mechanical simulation treatment 加热温度/ 高温变形温度（形变量） 试样编号 冷却过程 时间 第一次变形 第二次变形 第三次变形 1 1150℃/4min 淬水 1150℃/4min 1100℃(40%) 淬水 1150℃/4min 1100℃(40%) 900℃(35%) 淬水 1150℃/4min 1100℃(40%) 900℃(35%) 820℃(30%) 淬水 1.2高温热塑性及热强性曲线的测试 图2(c)为对应(200)衍射斑的中心暗场像，显示 在Gleeble-1500试验机上进行高温热塑性 出微小的析出相的形态，图2(d)给出尺寸约20 及热强性曲线的测试，试样尺寸为10mm×130 nm的椭圆形析出物的成份分析结果，其中Nb/Ti mm.以10℃·s1的速率升温到1350℃保持5 比值高达6.37，N元素含量不明显.可见这类析 min后再以3℃·s1的速率降温到预定温度，在 出物是以Nb为主同时含有Ti的复合析出相Nb 该温度保持2min以10-3℃·s1的速率进行拉伸 (Ti)C.而对尺寸小于20nm的椭圆形析出物的 实验，测得钢的断面收缩率和抗拉强度与温度之 成分分析表明，其中的Nb/Ti比值处于6.37~1 间的关系 之间，上述结果与普通奥氏体钢以及微合金钢中 2结果与讨论 有相似之处[56]，在此类析出相中未发现V. 上述结果表明，管线钢中多种微合金元素的 2.1析出相的结构与成份 析出行为既符合低碳低合金钢中微合金元素析出 经三次高温变形试样中存在着大量的亚微米 的一般规律，同时又有其自身特点.钢中存在的 及纳米级的析出相.经透射电镜观察可见，有两Ti,Nb,V等过渡族微合金元素具有相似的理化 种典型的析出物.一种为尺寸较大(50nm~1 性质，它们形成的碳化物的晶体结构相似，均为 um)、外形规则、几乎呈立方体的析出相，如图1 NaCl型结构，因此往往形成多元复合析出物 (a)所示，其电子衍射谱示于图1(b)和(c)中，经 从Ti,Nb,V三种元素的一般溶解度关系中 指数标定分别是TN结构的[100]与[233]晶带 可知[]，TiN的固溶度最低，NbC和TiC,NbN的 轴.为更进一步分析其成分，对方形析出物进行 固溶度接近，而VC,VN固溶度最大.从本实验 了相应的能谱以及半定量分析，结果示于图1(d) 钢的成分推算，TN完全固溶的平衡态温度约为 中.结果表明，该类析出物是以T为主同时含有 1702℃，NbC完全固溶的平衡态温度约为1147 少量Nb的复合碳氮化合物Ti(Nb)NC,其中T/ ℃，VC完全固溶的平衡态温度约为730℃.本实 Nb的比值在不同析出相中也表现出不同.在本 验中观察到的以TN为主的方形析出相是在高 研究中，对大量方形析出相的分析表明：T/N比 于1150℃的较高温度形成的，其尺寸相对较大. 值处于5~12之间；碳与氮的比值是不正确的，因 由于其形成时间不同，其尺寸在50nm~1m范 为采用的是碳复型样品：在部分析出相中发现极 围之间变化.析出相中含有的复合的Nb以及少 少量的V. 数析出相中含有的极少量的V是由于在变形和 另一种析出相尺寸千分细小（小于20nm), 温度降低过程中，少量的Nb和V可以在已存在 形态为圆形或椭圆形，如图2(a),(b)所示，其电 的TiN上进一步析出NbC和VC,从而形成复合 子衍射图示（图2(b))由于该类析出相细小弥散， 析出相.该复合析出相是以TiN结构为主的多元 因此选区光栏含了多个析出相，此谱是多个析出 复合析出相 相的综合结果.经标定此衍射图对应NbC结构 由于N元素在较高温度与Ti形成TN,本实

北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 0 6 年第 3 期 件为在 1 15 0 ℃ 时加 热 4 m in , 淬水冷 却 , 结果 见表 2 . 采用萃取法制备 电镜样 品 . 具体过程 如下 : 经 金相抛 光 的试样 , 在 3 % 的硝 酸 酒精溶液 中浸 蚀 后置 于真 空喷 涂仪 中 喷碳 (膜厚 10 一 30 n m ) , 最 后 在 10 % 硝酸酒精溶液 中将碳 膜与基体分离 . 析 出相 的形 貌 、 结构及其成 分分析 在 JE M 2 0 0 0 F X 及 J E M 2 0 1 0( 有 超薄窗 口 的能谱仪 ) 上进 行 , 并选 用 5 n m 束斑对 纳米相进行成分 确定 . 表 2 热模拟实验方案 T a b l e 2 T h e p r o g r a n l Of t h e t h e r 幻口0 一 m e c h a 苗 e a l sim ul a t i on t r e a t血 n t 加热温度 / 时间 高温变形温度 (形变量 ) 试样编号 冷却过程 第一次变形 第二次变形 第三次变形 1 15 0 ℃ / 4 m i n 淬水 1 15 0 ℃ / 4 m i n 1 10 0 ℃ ( 4 0 % ) 1 15 0 ℃ / 4 m i n 1 10 0 ℃ ( 4 0 % ) 9 0 0 ℃ ( 3 5 % ) 淬水 淬水 1 1 5 0 ℃ / 4 m i n 1 10 0 ℃ ( 4 0 % ) 9 0 0 ℃ ( 3 5 % ) 8 20 ℃ ( 3 0 % ) 淬水 1 . 2 高温热 塑性及 热强性曲线的测试 在 lG e bl e 一 1 5 0 0 试 验 机 上进 行 高 温 热 塑 性 及热 强性曲线的测 试 , 试 样 尺寸为 小10 m m X 1 30 m m . 以 1 0 ℃ · S 一 `的 速率 升温 到 1 3 5 0 ℃ 保 持 5 m in 后再 以 3 ℃ · S 一 `的 速率降温 到 预 定温 度 , 在 该温 度保持 2 m in 以 10 ’ 3℃ · S 一 1的速率进 行拉伸 实验 , 测得钢的 断面 收缩 率和抗拉 强 度 与温 度 之 间的关 系 2 结果与讨论 2 . 1 析出相 的结构与 成份 经三 次高温 变形试 样 中存在着大量 的亚 微米 及纳 米 级的析 出相 . 经 透射 电镜观 察可见 , 有两 种典 型 的 析 出 物 . 一 种为尺 寸 较大 ( 50 n m 一 1 拜m) 、 外形 规 则 、 几 乎 呈 立 方 体的 析 出相 , 如 图 1 ( a )所示 , 其 电子衍 射 谱示 于 图 1 ( b) 和 ( 。 ) 中 , 经 指数标定分别是 IT N 结 构 的 「10 0 」与 「2 3 〕晶 带 轴 . 为更 进一 步分析 其 成分 , 对 方形析 出物 进行 了相应 的能谱以及半定 量 分析 , 结果 示 于 图 1 ( d) 中 . 结果表 明 , 该类析 出物是 以 iT 为主 同时 含有 少 量 N b 的复合碳 氮化合物 iT ( N b ) N C , 其中 iT / N b 的 比值在 不 同析出相 中也 表 现 出不 同 . 在 本 研 究中 , 对大量方形 析出相 的分析 表明 : iT / N b 比 值处 于 5 一 12 之 间; 碳与氮的比值是不 正确的 , 因 为采用 的是碳 复型样 品 ; 在 部 分析 出相中发现 极 少量 的 V . 另一 种 析出相 尺 寸十分 细小 (小 于 20 n m ) , 形 态为 圆形或椭 圆形 , 如 图 2 ( a) , ( b) 所示 . 其 电 子衍射 图示 ( 图 2 ( b) ) 由于该 类析 出相细 小弥散 , 因此选区光栏含 了多 个 析 出相 , 此谱是 多个 析 出 相 的综合结果 . 经标定 此衍射图对 应 N b C 结构 . 图 2 ( c )为 对应 ( 2 0 0) 衍 射 斑 的 中心 暗 场像 , 显 示 出微小 的析 出相 的形 态 . 图 2( d) 给 出尺 寸约 20 n m 的椭圆形析 出物 的成份分析结果 , 其 中 N b/ iT 比值高达 6 . 37 , N 元 素含 量不 明显 . 可见 这类 析 出物 是 以 N b 为主 同时含有 iT 的复合析出相 N b ( iT ) C . 而 对尺 寸小 于 20 n m 的椭 圆形 析 出物的 成分分析表 明 , 其中的 N b/ iT 比值处 于 6 . 37 一 1 之 间 . 上述 结果 与普通 奥 氏体钢 以及微合金钢中 有相似 之处 1 5一 , 在此类析出相 中未发现 v . 上述 结果表 明 , 管线钢 中多 种微合金 元 素的 析 出行为既符合低碳 低合金 钢 中微 合金 元素析 出 的一般规律 , 同时 又有 其 自身特点 . 钢 中存 在 的 T i , N b , V 等过 渡 族 微 合金 元 素具 有相 似 的理 化 性质 , 它 们形 成 的 碳 化物 的 晶体结构 相似 , 均 为 N a CI 型结构 , 因此 往往 形成多 元复合析 出物 . 从 iT , N b , v 三 种 元 素 的一 般 溶解 度关 系 中 可知 川 , IT N 的固溶 度最低 , N b c 和 iT c , N b N 的 固溶度 接近 , 而 v C , v N 固溶度最 大 . 从本实验 钢的成分推算 , IT N 完全 固溶的平衡 态 温 度 约 为 1 7 0 2 ℃ , N b C 完 全 固溶 的平衡 态 温 度 约为 1 14 7 ℃ , V C 完全 固溶的平衡态 温度 约为 7 30 ℃ . 本实 验 中观察到 的以 IT N 为主 的方 形 析 出相 是 在 高 于 1 15 0 ℃ 的较高温度形 成 的 , 其尺 寸相对 较 大 . 由于 其形 成 时 间不 同 , 其尺 寸在 50 n m 一 1 拌m 范 围之 间变化 . 析出相中含 有的复合的 N b 以及 少 数析 出相 中含 有 的极少 量 的 V 是 由于 在 变形 和 温度 降低 过程 中 , 少 量的 N b 和 V 可 以 在 已 存在 的 IT N 上进 一步 析 出 N b C 和 v C , 从而 形 成复合 析 出相 . 该复合析 出相是 以 IT N 结构为 主的 多元 复合析 出相 . 由于 N 元 素在较高温度与 iT 形 成 IT N . 本 实

Vol.28 No.3 王春明等：X70针状铁素体管线钢析出相 ·255· (022) 0221 (33) 3i0 (a (b) (o) 图1(a)经三次高温变形试样中尺寸较大的 spectrum 5 方形析出相：(b)方形析出相选区衍射花样， [100]晶带轴：()方形析出相选区衍射花样 [233]晶带轴：(d)方形析出相EDs Fig.1 (a)Large cubic shaped precipitates in the specimen after three-pass high temperature Nb Nb deformation;(b)[110]diffraction pattern, 101214161820 Full scale 221 cts cursor 0.002 keV(2 566 cts)kev (c)[233]diffraction pattern,and (d)EDS of (d④ the cubic shaped precipitates (4202 100m 100m (b) (c) 图2(a)细小的圆（椭圆）形析出相形貌明场 Spectrum 3 像：(b)细小的圆（椭圆）形析出相形貌暗场像： (c)细小的圆（椭圆）形析出相衍射谱：()细小 的圆（椭圆）形析出相EDS Fig.2 (a)Bright field image and (b)dark Nb field image of fine spherical (ellipsoidal)shaped 810121416 182 precipitates;(c)diffraction pattern and EDS of Full scale 176 cts cursor 0.002 keV(2 542 cts) keV the fine spherical (ellipsoidal)shaped precipi (d) tates 验中观察到的细小圆形析出相应为NbC和TC NbC和TiC同时在一处析出，可能形成不同的晶 的复合析出相，其中以NbC为主，在小于20nm 粒.另外，此类复合析出相与基体具有共格或半 的较小的此类析出相中Ti与Nb的含量比较接 共格的关系.如图3为金属薄膜试样中，尺寸小 近，可以认为在较低的温度下NbC和TiC能够同 于20nm的析出相（即以Nb为主的析出）在位错 时在一处析出，形成了此类复合析出相.由于 上择优析出，而且在基体中呈现半弧形衬度，如箭

V o l . 2 8 N o . 3 王春明等 : x7 0 针状铁素体管线钢析 出相 验 中观 察到 的细 小 圆形 析 出相 应 为 N b C 和 T 尤 的复合 析 出相 , 其 中 以 N b C 为 主 . 在 小于 2 0 n m 的较 小的此 类 析 出相中 iT 与 N b 的含 量 比较接 近 , 可以认 为在较 低的温度下 N b c 和 iT c 能够 同 时在一 处 析 出 , 形 成 了 此 类 复 合 析 出 相 . 由 于 N b C 和 IT C 同 时在一 处 析 出 , 可 能形 成不 同 的 晶 粒 . 另外 , 此类 复 合析 出相 与基 体具有 共 格或 半 共格 的关 系 . 如 图 3 为金属 薄膜试 样 中 , 尺 寸小 于 2 0 n m 的析出相 ( 即 以 N b 为主 的析 出 )在位 错 上择优 析 出 , 而且在基 体 中呈 现半 弧形衬度 , 如箭

·256· 北京科技大学学报 2006年第3期 头所示，表明其与基体具有共格或半共格的关 样品中没有明显观察到VC的存在，仅在个 系[8)，其应力场衬度为20nm,说明析出相远小于 别的以TN为主的较粗大方形复合析出相中发 20nm.在本实验的复型试样上，该析出相周围基 现有极少量的V.对实际钢板试样的观察未能明 体具有择优腐蚀特征，表现为析出相均处于圆坑 显观察到VC的存在.分析其原因，一方面是Ti, 中，可能是共格应力场的应力腐蚀效应，也间接证 Nb的氮化物、碳化物大量析出使钢中N,C的浓 明了这种共格或半共格的关系 度降低，不利于V的析出；另一方面，V的析出温 度较低，受扩散的影响析出物十分细小，在复型样 品中不易发现. 由于V,Ti,Nb在奥氏体中溶解度不同，造成 在奥氏体中各种碳氨化合物的析出次序以及析出 相尺寸的差异。根据前述分析，奥氏体中这些元 素析出相的形成（成分变化）次序为：TN→(Ti, Nb)N或Ti(NC)→(Ti,Nb)(NC)或Nb(C,N)+ VC. 200m 2,2不同工艺条件下的析出相 (a) 按表2的工艺将高温变形的试样直接淬火处 图3金属薄膜中的析出相.(a)低倍明场像：(b)高倍明场像 理，并对不同工艺产生的析出相进行分析，四种 Fig.3 Precipitates in the foil:(a}lower magnified bright field 工艺分别模拟实际生产中的加热、粗轧、两道精 image:(b)higher magnified bright field image 轧.四种工艺试样的析出相情况示于图4. 100m 2 um 100nm d 2m 100m 2 um 100nm (E) h 图41150℃加热4min后淬水试样中的析出相.(a),(b)没有变形：(c),(d)1100℃变形40%：(e),(f)1100℃变形40%，900℃变 形35%：(g),(h)1100℃变形40%，900℃变形35%，820℃变形30% Fig.4 Precipitates in the specimen heated in 1150C for 4 min and qoenched:(a),(b)the specimen without deformation;(e),(d) 40%deformation at110o℃；(e）,(r)40%deformation at1100cand35%deformation at900℃；(g,(h)40%deformation at1 100℃，35%deformation at900℃and then30%deformation at820℃

北 京 科 技 大 学 学 报 2 0 0 6年第 3 期 头 所示 , 表 明其 与基 体 具 有 共 格 或 半 共 格 的关 系 f “ 〕 , 其应力 场衬度 为 20 n m , 说 明析出相 远小于 2 0 n m . 在本实验 的复型 试 样上 , 该析出相 周 围基 体具 有择优腐蚀 特征 , 表现 为析出 相均处 于 圆坑 中 , 可能是 共格应 力场 的应力 腐蚀效 应 , 也 间接证 明了这种共格或半 共格 的关系 . 图 3 金属薄膜 中的析出相 . ( a) 低倍明场像 ; ( b) 高倍 明场像 F i g . 3 P 代 e ip it a est i n t h e fo il : ( a ) l o w e r m sg in fl e d br i g血t n e l d im a g e : ( b ) h ig h er ma 脚if ed b r ig ht if el d im a 罗 样 品 中没有 明显 观察到 V C 的 存在 , 仅 在个 别 的以 IT N 为 主 的较粗大方形 复合析 出相 中发 现 有极少 量 的 V . 对 实际钢板试样 的观 察未 能 明 显 观察到 V C 的存在 . 分析其原因 , 一方面是 iT , N b 的氮化 物 、 碳 化 物 大 量析 出使 钢中 N , C 的浓 度 降低 , 不 利于 V 的析 出 ; 另 一方 面 , V 的析出温 度较 低 , 受扩散 的影响析 出物 十分细 小 , 在复 型样 品 中不易发现 . 由于 V , T i , N b 在 奥氏体 中溶解度不 同 , 造 成 在奥 氏体中各种碳 氮化合物 的析出次序以及析 出 相尺 寸的差 异 . 根据前述分析 , 奥 氏体中这 些 元 素析出相的 形 成 (成 分变化 )次 序为 : IT N 一 ( iT , N b ) N 或 T i ( N C )~ ( T i , N b ) ( N C )或 N b ( C , N )一 V C . 2 . 2 不 同工艺 条件下 的析出相 按表 2 的工 艺将高 温变形 的试样 直接淬火处 理 , 并 对不 同工 艺 产生 的析出相 进行 分析 . 四 种 工 艺 分别 模拟 实 际 生 产 中的 加 热 、 粗 轧 、 两 道 精 轧 . 四种工艺试样 的析 出相情况示 于 图 4 . 图 4 1 15 0 ℃ 加热 4 im n 后淬水试样 中的析出相 . ( a ) , ( b )没有变形 ; ( e ) , 《 d ) 1 10 0 ℃ 变形 4 0 % ; ( e ) , 形 35 % ; ( g ) , ( h ) 1 1 0 0 ℃ 变形 4 0 0, , , 0 0 ℃ 变形 3 5 0, , 8 2 0 ℃ 变形 3 0 0/ iF g . 4 P er e 宜p宜亡a est i n t加 s pec im e n h 吧 a 吸ed i n l l 50 ℃ fo r 4 面 . a n d q u e n c h e d : ` a ) , 〔b ) 比 e s碑 e 言 ~ 4 0 % d e fo r m at i o n a t 1 10 0 ℃ : ( e ) , ( f ) 4 0 % d e fo mr a t i皿 a t 1 1 00 ℃ a n d 3 5 % d e fo r m a t i o n a t 9 0 0 ℃ ; 10 0 ℃ , 3 5 % de fo r m a t i o n a t 9 0 0 ℃ an d t ben 3 0 % d e fo r 〔口a t i o n a t 8 2 0 ℃ ( f ) 1 10 0 ℃ 变形 40 % , 9 0 0 ℃ 变 iw t h o “ t ( g ) , ( h 】 d e of 前 a t l朋 ; 〔 e ) , ( d ) 4 0 % d e fo r m a t i o n at l

Vol.28 No.3 王春明等：X70针状铁素体管线钢析出相 ·257· 比较可见，析出相在不同工艺过程下有所不 由图可见其二次脆化区（Ⅲ区）约处于700~1000 同.图4(a)~(h)中均包含低倍以及高倍像.比 ℃之间，800℃时塑性达到最低点 较这些低倍像，可见以TN为主的方形析出相的 断面收缩率 尺寸及数量在四种情况下变化不明显，即在1150 1004 500 ℃加热4min时该析出相已在基体中形成，并在 80 40 60 300 随后的三次高温形变过程中没有明显的长大.以 6 NbC为主的细小圆形析出相仅在图4(e)~(h)中 多40 20o 点20 明显可见，同时在这两种情况中此类析出相的数 抗拉强度 0 10 量和尺寸差别不大，而在图4(a)~(d)中却几乎 400 6008001000120014001600 没有发现此类析出相.说明在本实验条件下此类 试险泪度/℃ 析出相绝大部分是在1100℃以下和900℃以上 图5实验钢的高温热塑性及热强性曲线 析出的 Fig.5 Curves of hot plasticity and heat resistance of the test steel 在实际生产中，板坯的加热温度一般控制在 1150℃左右，可见此时以TiN为主的方形析出相 钢的高温热塑性及热强性曲线也能够在一定 已经充分形成.在粗轧过程中(1100℃以上)析出 程度上反映出析出相在高温析出的情况.一般认 相变化不大.在精轧过程中(1100℃以下和900 为二次脆化区的脆裂机理是析出相于奥氏体晶界 ℃以上)主要形成了以NbC为主的细小圆形析出 处析出，并作为应力集中源，或者是由于在奥氏体 相，而且绝大部分在900℃以上析出. /铁素体相变时，在奥氏体晶界上形成薄膜状初生 因此，实际生产中综合运用微合金元素作用， 铁素体，弱化晶界产生脆裂10]，从前面结果知， 合理控制其析出相的析出过程是管线钢开发的关 实验钢在700~1000℃之间析出相主要以细小圆 键.从析出强化作用分析可知，在总析出量相同 形的Nb(T)C复合析出相为主，因此钢的高温热 的条件下，析出物越细小、越分散，对强度的贡献 塑性及热强性曲线的二次脆化区也反映了在没有 越大，对韧性的损害越小.从上述结果可知，在管 热变形的情况下该复合析出相的析出行为，从图 线钢中含Ti,Nb,V的析出相在不同的工艺过程 5可见，温度降至1050℃时，钢的热塑性开始明 中起着不同的作用.一般认为其中较大的颗粒对 显下降，表明Nb(Ti)C复合析出相开始析出. 钢的强度贡献不大，因此T在管线钢中的作用更 900~850℃之间塑性曲线下降趋势略显平坦，表 主要体现在用T来固定钢中的N,从而间接地对 明析出量达到最大.经测试，实验钢的临界点为： 钢的性能起作用.主要作用有三个：一是由于形 Ar3为803℃，Ar1为674℃.可知温度达到803 成难溶的TN而消除了钢中的自由氨，从而改善 ℃时，在奥氏体晶界上能够形成先共析铁素体，使 了钢的韧性；二是难溶的TN多数处于奥氏体晶 晶界产生脆化.因此，在800℃时钢的塑性达到 界上，能够对高温下奥氏体晶粒长大起到一定的 最低，这是奥氏体/铁素体相变和析出相共同作用 延迟作用；三是N被T:固定后可以提高奥氏体 的结果，与前面结果比较可知，在施加较大变形 状态下铌的固溶度，可以进一步发挥铌的作用. 的条件下细小圆形的Nb(Ti)C复合析出相在900 为充分发挥Ti的作用，一般要控制T/N的比例 ℃以上可以绝大部分析出，比没有变形的条件下 小于3.59}.Nb元素在管线钢中作用十分突出. 温度提高50℃以上，证明了形变诱导析出的作 通过多次实验的推算，实验钢的奥氏体再结晶停 用 止温度为950℃左右，这个温度范围正是NbC大 3 结论 量快速析出的温度范围.因此NbC的大量析出 能够阻碍奥氏体的再结晶，对TMCP工艺的应用 (1)管线钢中存在两种典型的析出物：一种 十分有利.NC的另一个作用是其与基体成共格 是以TiN为主、尺寸较大(50nm~1m)、外形规 或半共格关系的细小弥散析出物对钢的屈服强度 则、几乎呈立方体的Ti(Nb)NC复合析出相，其 起到附加强化的作用.V的作用相对较弱，从本 中Ti/Nb比值处于5-12之间；另一种是以NbC 实验结果看其作用是有限的. 为主、尺寸十分细小（小于20nm)、形态为圆形或 2.3高温热塑性及热强性曲线 椭圆形的Nb(Ti)C复合析出相，其中的Nb/Ti比 图5给出了钢的高温热塑性及热强性曲线 值处于6.37一1之间

V o l 。 2 8 N o . 3 王春明等 : x 7 0 针状铁素体 管线钢析出相 比较 可见 , 析 出相 在不 同工 艺过程 下有 所 不 同 . 图 《 a) 一 ( h ) 中均包 含 低倍 以及 高倍像 . 比 较这些低倍像 , 可 见 以 IT N 为主 的方形 析出相 的 尺寸及数量 在 四 种情况下 变化 不明显 , 即在 1 1 50 ℃ 加热 4 m in 时该析 出相 已在 基 体 中形 成 , 并在 随后的三 次高温形 变过程 中没有 明显 的长 大 . 以 N b C 为 主的细 小 圆形 析 出相 仅在 图 4 ( e ) 一 ( h) 中 明显可见 , 同时在这 两 种情况 中此类析 出相 的数 量和尺寸差别 不大 , 而 在 图 4 ( a ) 一 ( d) 中 却几 乎 没有发现此 类析 出相 . 说明在本 实验 条 件下此 类 析 出相绝 大部分是 在 1 1 0 ℃ 以下 和 9 0 ℃ 以上 析出的 . 在实 际生产 中 , 板 坯 的加 热温 度一般 控 制 在 1 15 0 ℃ 左右 , 可见此 时 以 IT N 为 主的方形 析 出相 已经充分形 成 . 在粗 轧过 程 中 ( 1 1 0 ℃ 以上 )析 出 相 变化不大 . 在精 轧过程 中 ( 1 1 0 ℃ 以 下 和 9 0 ℃ 以上 ) 主要形成 了 以 N b C 为主 的 细小 圆形析 出 相 , 而且 绝大部分在 9 0 ℃ 以上析 出 . 因此 , 实际 生产中综合运 用微合金元 素作用 , 合理控制其析 出相 的析出过程 是管线钢开发 的关 键 . 从析 出强 化作用 分析 可 知 , 在 总析 出量相 同 的条件下 , 析 出物 越细小 、 越分散 , 对 强度的 贡献 越大 , 对 韧性 的损害越 小 . 从上述结果 可知 , 在管 线钢 中含 iT , N b , V 的析 出相 在 不 同 的工 艺过 程 中起着 不 同的 作用 . 一般认为 其中较大 的颗 粒对 钢 的强 度贡献不大 , 因此 iT 在管 线钢 中的作 用 更 主要体现在用 iT 来固定 钢中的 N , 从 而 间接地 对 钢的性能起作用 . 主要 作用有 三 个 : 一是 由于 形 成难溶 的 IT N 而消 除 了钢 中的 自由氮 , 从 而 改善 了钢的韧性 ; 二是难溶的 IT N 多 数处于 奥 氏体晶 界上 , 能够对 高温 下 奥氏体晶 粒 长大起 到一 定 的 延迟 作用 ; 三 是 N 被 iT 固定 后 可 以提 高奥 氏体 状 态 下 妮的 固溶度 , 可 以 进一 步 发 挥 妮的 作 用 . 为充分发挥 iT 的 作用 , 一 般要 控制 iT / N 的 比例 小于 3 . 5图 . N b 元 素在管 线钢 中作 用 十分 突 出 . 通过 多次实验 的推算 , 实验钢的 奥 氏体再 结晶停 止温度 为 95 0 ℃ 左右 , 这个 温度范 围正是 N b C 大 量快 速 析 出 的温 度 范 围 . 因此 N b C 的大量析 出 能够阻 碍奥氏体的再结晶 , 对 T M CP 工 艺 的应用 十分有利 . N b C 的 另一个作用是其 与基体成共格 或 半共格关系的细 小弥散 析出物 对钢的屈服强 度 起到 附加强 化的 作 用 . V 的 作用 相 对较 弱 , 从 本 实验结果看其作用是有限的 . 2 . 3 高温热塑性及热 强性 曲线 图 5 给 出了钢 的高温 热塑性 及 热 强性 曲线 . 由图可见其 二次脆 化 区 ( m 区 ) 约 处于 7 0 一 1 0 0 ℃ 之 间 , 8 0 0 ℃ 时塑性达到 最低点 . `叼乙. 侧烈橄编\了 八曰 0 八U o 曰八Un O 、ù` U 4 ǎ j 2 i J. 了 ” 一’ 薇 一 八U 0on 八O 64 岁飞 乙内 侨甥孚断旧 0匕 4 0 0 - - -一气 6 0 0 8 00 1 0 0 0 1 2 0 0 1 4 0 0 1 60 0 试验温度 /℃ 图 5 实验钢的高温热塑性及热强性曲线 F ig . 5 C u r v e s o f h o t Pl as t i e i t y a n d he a t r e s i s t au ce o f t h e t es t S t e e l 钢的高温热塑性及 热强性 曲线也 能够在一 定 程度 上反 映出析 出相在 高温析 出的情况 . 一般认 为二 次脆 化 区的 脆裂机 理是析 出相于 奥 氏体 晶界 处析 出 , 并 作为应 力集中源 , 或 者是 由于在奥 氏体 /铁 素体相 变时 , 在奥氏体晶界上形 成薄膜状初 生 铁素体 , 弱 化 晶界 产生 脆 裂 〔`“ 〕 . 从 前 面 结果 知 , 实验 钢在 7 0 0 一 1 0 0 ℃ 之间析 出相主要 以 细小 圆 形 的 N b( iT ) C 复合析出相 为主 , 因此 钢的高温 热 塑性 及热 强性曲线的二 次脆化 区也反 映了在没 有 热变形 的情况下该复合析 出相的析 出行 为 . 从 图 5 可 见 , 温度 降至 1 0 5 0 ℃ 时 , 钢 的热 塑 性 开始 明 显 下 降 , 表 明 N b ( iT ) C 复 合析 出相 开 始 析 出 . 90 0 一 8 5 0 ℃ 之 间塑性 曲线 下 降趋 势略显 平坦 , 表 明析 出量达到 最大 . 经 测试 , 实验 钢的临界 点为 : A r 3 为 8 0 3 ℃ , A r l 为 6 7 4 ℃ . 可 知温 度 达到 8 0 3 ℃ 时 , 在奥 氏体晶界上 能够形 成先共 析铁 素体 , 使 晶界 产 生脆 化 . 因此 , 在 8 0 ℃ 时钢 的塑 性达 到 最低 , 这是奥氏体/铁素体相 变和析 出相共同作用 的结果 . 与前面 结果 比较可 知 , 在 施 加较大变形 的条 件下 细小 圆形 的 N b( iT ) C 复合析出相 在 9 0 ℃ 以 上可 以绝 大部 分析 出 , 比 没有 变形 的条 件下 温度 提高 50 ℃ 以 上 , 证 明 了形 变 诱导 析 出 的 作 用 . 3 结论 ( 1) 管 线钢 中存 在 两种 典 型 的 析 出物 : 一 种 是以 T IN 为 主 、 尺 寸较大 ( 5 0 n m 一 1 拼m ) 、 外形 规 则 、 几 乎呈 立 方体 的 iT ( N b) N C 复 合 析 出相 , 其 中 T i/ N b 比值处于 5 一 12 之 间 ; 另一 种是 以 N b C 为 主 、 尺寸十分细 小 (小 于 2 0 n m ) 、 形态 为圆形 或 椭 圆形 的 N b ( iT ) C 复合 析 出相 , 其 中的 N b/ iT 比 值处于 6 . 37 一 1 之 间