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