微量硼在现代超低碳贝氏体钢中的应用

微量铌在现代超低碳贝氏体钢中的应用贺信莱，王学敏，杨善武，尚成嘉（北京科技大学）超低碳贝氏体钢（ULCB）是近二十年来国际上发展起来的一大类高强度、高韧性、多用途新型钢种。这类钢的合金设计改变了原有高强度低合金钢的设计思路。大幅度降低了钢中的碳含量（一般碳含量均小于0.05%），这样彻底消除了碳对贝氏体韧性的影响，得到极细的含有高位错密度的贝氏体基体组织。这时钢的强度不再依赖碳含量，而主要靠细化晶粒强化，位错及亚结构强化，Nb、Ti、V微合金强化，以及ε-Cu沉淀硬化来保证，从而使钢的强韧性匹配极佳，尤其是具有优良的野外焊接性能和抗氢致开裂能力。在超低碳贝氏体钢出现以前，国内外屈服强度大于500MPa级高强度钢主要是回火马氏体钢，这类钢一般合金含量较高，采用调质处理，其强度水平受碳含量和回火温度控制，随着强度水平的提高，碳含量和合金含量均上升。一般而言，这类钢经适当的淬回火处理可以获得较好的综合性能，但低温韧性和焊接性能却较差。钢种的生产成本高，工艺过程长，能耗大。为适应经济发展对钢种强度级别的要求不断提高，为降低制造成本，提高综合性能，特别是解决强度水平的提高与焊接性能下降这一矛盾，世界各国均进行了大量研究工作。早在1978年Granrille已对高强度低合金钢焊接后热影响区冷裂纹敏感性和钢中碳含量以及计算的碳当量关系作了较系统的研究，结果如图1所示。发现按冷裂纹敏感性可把已有钢种分成三个区，当钢种碳含量在0.10%以下时（即位于区域Ⅰ中时），钢的碳当量对冷裂纹敏感性影响不大。即使碳当量较高时，钢种仍具有较佳的焊接性能。若把世界各国50年代至90年代发展的不同级别钢种画在Granrille图上，可以看到其发展轨迹也是钢的强度不断提高碳含量不断下降，而焊接性能却明显改善，特别是超低碳贝氏体钢的出现，这种趋势更为明显了。在工业性大生产中能出现大批量商业性超低碳贝氏体钢的关键技术因素有两方面。一方面是各国冶金生产技术的发展，首先是钢包冶金技术的大规模应用，使超低碳钢的大生产成为可能，钢中的氧氮等气体含量得以降低，各种微量元素的回收得到控制。在热加工技术上，TMCP技术全面发展，钢种生产全过程控制得以实现。另一个关键技术因素是Nb、Ti、V、B等微合金元素的研究与应用得到全面发展。特别是微量Nb以及Nb-B、Nb-Cu-B等元素的综合作用的研究和应用在这一发展过程中起了突出的作用。世界上目前已基本形成Mn-Nb-B及Cu-Nb-B两大系列超低碳贝氏体钢，广泛用于石油管线、工程机械、采油平台、海洋设施、桥梁以及军用舰船上。页码，1/8微量硼在现代超低碳贝氏体钢中的应用2007-5-31file://C:\DocumentsandSettings\yhl\桌面\新建文件夹\微量硼在现代超...在我国，超低碳贝氏体钢发展较晚，80年代末我们与宝钢合作开展了含Nb超低碳贝氏体管线钢的研究，并在工业转炉上进行了第一次试生产。90年代初我们与武钢开展了Nb微合金化的DB590和DB685两个级别超低碳贝氏体工程机械用钢研究与开发。其中DB590已全面投产，DB685已达到年产千吨级规模，应用于工程机械，采矿设备等方面。1995年以来在武钢进行了600-700MPa级Cu-Nb-B系超低碳贝氏体钢的研究开发，特别是1998年国家973项目启动，为了实现新一代低成本节能型钢种的开发，发展了新型的TMCP工艺控制技术，在含Nb超细组织的超低碳贝氏体钢中，在实验性中试轧制条件下实现了屈服强度达800MPa级中厚板的试制。在超低碳贝氏体钢的整个发展过程中，微量Nb起着独特的作用。这类钢中C含量已降到≤0.05%，又不加入较多合金元素，因此强化主要靠位错强化、析出强化特别是组织强化。我们近年来的研究表明：微量Nb在超低碳贝氏体钢中的作用，主要体现在如下几个方面：1、微量Nb抑制变形再结晶行为，加剧变形奥氏体中的应变积累，大幅度提高相变前组织中的位错密度超低碳贝氏体钢的优良综合性能主要来自钢的组织细化以及贝氏体中的高位错密度，要实现这一目标，首先需要在控轧过程中，在非再结晶区轧制时引入大量高密度畸变区，这些高密度畸变区在随后的冷却过程中成为相变核心，大幅度促进相变组织细化。同时要在发生切变型贝氏体相变过程中，能把相当一部分变形位错保留在贝氏体基体中，从而大幅度提高贝氏体基体强度。为了达到这一点，要求钢种有相当高的热轧再结晶终止温度以及抑制冷却时扩散型铁素体转变的能力，合金成分设计中充分考虑了Nb及Nb-B在这方面的综合作用。研究发展的几类超低碳贝氏体钢其化学成分范围如表1。采用高温变形两次压缩法，测定了各组钢的高温变形再结晶行为，实验是在MTS试验机及Gleeble热模拟机上进行，结果表明：（1）C-Mn钢中单独加入Nb和B时这类钢经25%热变形后再结晶曲线如图2，由图可见，C-Mn钢1000℃变形后再结晶很快，10秒后再结晶就完成了，即使变形温度降到900℃，变形后再结晶也在20-30秒内完成。C-Mn钢中单加B后，再结晶状况有少量延后，但效果不大。但当C-Mn钢中加入少量Nb后，变形后再结晶行为有明显改变，1000℃变形后20秒，软化率才达50%，900℃变形后则要到几千秒后再结晶才开始。这表明C-Mn钢中加微量Nb后，有可能在900℃开始进入非再结晶区轧制。国内外已有研究工作表明，Nb的这种作用与奥氏体中固溶Nb原子的溶质拖曳效应，以及页码，2/8微量硼在现代超低碳贝氏体钢中的应用2007-5-31file://C:\DocumentsandSettings\yhl\桌面\新建文件夹\微量硼在现代超...900℃以下Nb碳化物析出阻止再结晶过程的进行有关。（2）综合加入Nb、B、Cu等合金元素时当钢中综合加入Nb、B、Cu等合金元素后，高温变形时的再结晶行为如图3。结果表明，在1050℃加热变形后10秒再结晶完成。1000℃变形要150秒后再结晶完成，而950℃变形后要约几百秒后再结晶才开始。看来同时加入Nb、B、Cu后超低碳贝氏体钢中的非再结晶区温度范围扩大到950℃以上，从而可以在工业生产中明显加大非再结晶区变形积累。关于Nb和B对钢再结晶的综合分析表明，这种作用看来和它们会在奥氏体晶界发生共偏聚有关，从Nb-B相互作用看，它们相互作用很强会形成多种化合物。另外，从这两种元素原子的半径看，由于Nb、B原子半径之和相当于两倍铁原子半径，因此在奥氏体中Nb、B原子有形成复合对的倾向，并且这种复合对的形成在一定程度上将加速Nb在基体中的扩散，使溶质对晶界移动的拖曳力明显加大。另一方面，实验也证明B的加入会加速钢中Nb(C,N)的析出，并且B原子会直接进入Nb的碳氮化物之中（下文将讲明），这些均会影响Nb-B钢的高温变形再结晶行为。2、微量Nb与B、Cu的复合作用加快应变诱导析出，稳定变形位错结构微量Nb加入贝氏体钢中的第二个重要作用是，这类钢高温非再结晶轧制阶段会应变诱导形成极细的Nb(C,N)析出物。这些析出物主要析出在变形晶界及变形位错网上，它们阻碍了位错的恢复及消失过程，稳定了位错结构，为随后冷却过程相变形核提供更多机会，同时阻止新相的长大，最终细化组织。实验研究表明当Nb和B、Cu综合加入时，它们的综合作用会进一步促进析出过程加速，并且进一步降低冷却时的相变温度，使最终组织进一步细化。实验用材料同表1，采用热变形后应力弛豫方法测定钢中应变诱导析出的开始与结束时间（Ps及Pf），采用MTS试验机与Gleeble控制变形量、温度、时间等工艺过程，记录弛豫阶段的应力变化曲线，得到所需结果。图4为1#及4#钢1100℃加热后冷却到850℃，变形5%后的应力弛豫曲线，由图可见，当钢中不加Nb时，应变后没有应变诱导析出现象，这时应力弛豫曲线上不出现Ps及Pf点。而加入Nb、B后，在应力弛豫曲线的18秒到180秒范围会出现明显的标志Nb(C,N)析出与长大过程的平台，图5则给出当不进行热变形时，含0.05C-0.035Nb钢虽然也有Nb(C,N)析出，但即使在最快的析出温度下，析出开始时间也要在100秒之后，而Pf点出现在2·104秒以上，这样的析出过程在TMCP整个生产过程中是难以应用的。图6给出单加Nb与Nb、B复合加入后Nb(C,N)应变诱导析出动力学曲线(PTT曲线)，由图可见，单加Nb时Nb(C,N)的析出最快的温度在800℃，时间在16秒左右，而同时加入Nb和B页码，3/8微量硼在现代超低碳贝氏体钢中的应用2007-5-31file://C:\DocumentsandSettings\yhl\桌面\新建文件夹\微量硼在现代超...后，析出曲线的鼻尖温度升到850℃，Ps点在6秒左右。图7给出了当钢中同时加入Nb、B、Cu后，少量Cu的加入对Nb(C,N)析出有进一步的促进作用。由图可见，加Cu使PTT曲线进一步左移，在850℃变形后，3-4秒析出就开始，而析出结束时间提前到20-30秒，这就为下一步采用RPC工艺创造了条件，也使得RPC工艺不单在中板轧机，并且在连轧机上也有可能实现。已有的研究工作表明，微量Nb析出物是在变形后保温中逐步析出并长大，其核心可以是在晶界或相界等界面上，也可以在钢中已有的析出物颗粒上，图8给出析出物电镜能谱分析，结果表明，Nb化物是以TiN为核心逐渐在其上析出并长大的。此外电镜能量损失谱研究也发现，复合加入微量B后，微量B能进入析出的Nb(C,N)中，成为Nb(C,N,B)化合物，图9。看来B对Nb析出的影响不单体现在Nb、B的晶界共偏聚及Nb、B复合对形成，影响Nb的扩散速度上，并且微量B的加入它可以直接作为Nb(C,N)的一部分，进入析出物中从而相当于增加了C、N原子浓度(特别是它会聚集在析出物的界面及其附近)从而会明显加速应变诱导析出过程。从Cu-Nb-B钢PTT曲线看，加入Cu后Nb(C,N)应变诱导析出更加加快，并且随Cu含量增加(由0.09%-增加到1.5%)，这种加快更明显。实验结果表明，当钢中加入Cu后，在同样的预应变程度下，其加工硬化程度明显高于不加Cu的钢种，从而经过同样20-30%变形后，钢的强度随Cu含量升高而增加，相应其晶内位错密度(ρ)及畸变储能明显增高，这种现象可能与Cu原子在钢中的固溶强化效应有关。此外，已有研究表明，在奥氏体中Cu对碳的活度有影响，Cu的加入提高了碳的活度从而也会促进钢中Nb(C,N)的析出。3、在弛豫-析出-控制相变工艺过程中微量Nb的作用弛豫-析出-控制相变(RPC)工艺是控制中温转变产物(主要是各类贝氏体)从而达到超低碳贝氏体钢组织超细化的一种新工艺。特殊成份设计的Nb、Cu、B钢经过这种工艺控制后得到了如图10所示的超细的贝氏体(少量马氏体)组织，这时其屈服强度水平比同成份钢调质处理后高20-30%。从分析这种组织形态可以发现，超细化钢中，真正典型的结构形态是两类，它们如图11所示。一类是相互交叉的短而细的板条束，这些板条束的取向不同，并且板条束之间有明显的边界。另一种组织形态是基体内出现了一系列针状或条带状的针状铁素体或粒状贝氏体，它们与周围的板条贝氏体束成大角度取向，这时这种针状或条带状的组织把其两侧的板条贝氏体束切割成不同的几部分，大大缩短了贝氏体束的长度。热模拟试样的综合分析发现，在RPC工艺过程中微量Nb起到了特殊的作用。采用透射电镜及扫描电镜上电子背散射衍射谱(EBSD)方法研究了变形奥氏体轧后弛豫阶段的内部结构变页码，4/8微量硼在现代超低碳贝氏体钢中的应用2007-5-31file://C:\DocumentsandSettings\yhl\桌面\新建文件夹\微量硼在现代超...化发现，在弛豫阶段大量变形位错会发生回复和重新排列，形成大量细小的多边形位错胞结构，由于Nb原子在位错墙上的偏聚以及大量细小的Nb(C,N)在胞壁上析出，从而稳定了这种有一定取向差的多边形胞状组织(如图12，图13所示)。这种胞状结构在随后的冷却相变过程中起到了实际细小奥氏体晶粒的作用，各胞状结构内形成了具有不同取向的贝氏体束，最终得到相互交叉的短而细的板