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本文設(shè)計了一種含 Nb 的超高強貝氏體鋼，鈮在這類鋼中的作用是未溶的 Nb(CN)細小顆�？梢宰柚乖俳Y(jié)晶，避免在熱處理或熱加工過程中奧氏體晶粒長大。因此在原料的生產(chǎn)軋制過程中，控制細小 Nb(CN) 顆粒彌散析出，控制相變前奧氏體晶粒尺寸，將有利于后續(xù)熱處理工藝過程中奧氏體晶粒的細化。通過熱模擬試驗研究了含 Nb 鋼在熱變形過程中 Nb(CN) 顆粒析出與奧氏體再結(jié)晶規(guī)律的關(guān)系， 旨在為線棒材生產(chǎn)含 Nb 鋼提供技術(shù)依據(jù)。同時希望通過工藝參數(shù)的變化來進一步了解工藝過程中內(nèi)在微觀結(jié)構(gòu)的變化及相關(guān)的微觀機制。

1試驗過程和材料

1.1 實驗材料

試驗用鋼采用 100kg 真空感應(yīng)爐冶煉，化學成分為：w(C)＝0.21%，w(Mn)=0.96%，w(Si)=0.49%，w(Nb)=0.47%，其余 Cr、Mo 等元素合金化。

1.2 實驗過程

冶煉坯鍛造成 40mm×40mm 方坯，采用小軋機軋制成φ18mm 圓鋼， 再加工成φ8×15mm 圓柱狀熱模擬試樣。實驗在 Gleeble-2000 熱模擬試驗機上進行。試驗工藝圖見圖 1，將試樣以 30 /s ℃ 速度加熱到 1150℃，保溫 5min， 然后以 10 /s ℃ 冷卻到變形溫度， 變形溫度分別為 1050℃、 1000℃、 950℃、 900℃、 850℃、 800℃，第一道次變形量 60%，變形速率 20s -1 ，變形間隙保溫時間：1s、5s、10s、20s、50s，第二道次變形量 20%，變形速率 10s -1 ， 3s 后淬火。 淬火樣用苦味酸溶液腐蝕后， 用光學顯微鏡觀察材料組織， 按國標 GB/T 6394—2002進行奧氏體晶粒度評級。

多道次變形過程中， 兩道次變形間隙時間奧氏體軟化的數(shù)量可以用軟化百分數(shù)來表示�？梢杂脕砼袛鄪W氏體是否發(fā)生了靜態(tài)再結(jié)晶， 衡量靜態(tài)再結(jié)晶的程度， 作為分析鋼在熱變形過程的再結(jié)晶行為和組織變化規(guī)律的依據(jù)。軟化百分數(shù)可用下式計算：

2 實驗結(jié)果

圖 2 示出了試驗鋼在 60%應(yīng)變量時的靜態(tài)再結(jié)晶百分數(shù)-時間曲線。圖 3～圖 6 示出了在 1050℃、1000℃、950℃、900℃雙道次變形條件下奧氏體晶粒大小。由于軟化率曲線的變化反映了材料中回復(fù)和再結(jié)晶共同作用的結(jié)果。按文獻[3]的分析，在保溫時，回復(fù)軟化先于再結(jié)晶， 其數(shù)量約為 10％。 而從 10％到 95％的軟化過程主要是由再結(jié)晶而引起的。 由圖 2 可知，試驗鋼隨著變形溫度提高再結(jié)晶百分數(shù)呈現(xiàn)上升趨勢， 且隨著變形間隙時間的增加再結(jié)晶百分數(shù)呈現(xiàn)上升趨勢。但在 1000℃、950℃、900℃變形軟化率曲線上出現(xiàn)了平臺，即在間隔時間為 10～50s 這段時間內(nèi)，靜態(tài)再結(jié)晶軟化趨勢出現(xiàn)停滯。 靜態(tài)再結(jié)晶軟化率曲線中出現(xiàn)平臺形狀類似于已研究的鈮鈦微合金化鋼所顯示出的形狀，它與鈮鈦的碳氮化物顆粒的析出有關(guān)。微合金化鋼的靜態(tài)再結(jié)晶，Nb 被認為是最能夠延遲靜態(tài)再結(jié)晶動力過程的合金元素，靜態(tài)再結(jié)晶的激活能非常明顯地受溶解、尤其是沉淀析出行為的影響。當含Nb 鋼在變形后，經(jīng)過一定的保溫時間（孕育期）開始析出，變形程度越高（畸變能越高），析出速度越高。細小的 Nb（CN）析出相質(zhì)點釘扎了奧氏體亞晶，使晶界難以移動，因而阻止和推遲再結(jié)晶的發(fā)生。

在本試驗條件下，1050℃變形時，軟化率曲線沒有出現(xiàn)明顯的平臺，可以認為，高溫變形后，鈮的析出速度不大，其原因是變形產(chǎn)生的位錯和畸變能由于回復(fù)和再結(jié)晶使產(chǎn)生位錯消失，不能再為鈮原子和碳原子提供析出場所。但隨著變形溫度降低，產(chǎn)生位錯數(shù)量增加，變形后鋼中回復(fù)、再結(jié)晶進行緩慢，因而加大了此過程中鈮的析出速度。因此 1000℃以下變形，經(jīng)過一定保溫時間，形變誘導(dǎo) Nb（CN）顆粒開始析出，靜態(tài)再結(jié)晶在此階段內(nèi)被中止，使軟化曲線出現(xiàn)平臺，直到沉淀析出完成，此后靜態(tài)再結(jié)晶繼續(xù)進行直到終了。

1050℃變形道次間隔時間為 1s 到 5s 時間內(nèi)，軟化率為 25%~50%，為部分再結(jié)晶區(qū)；道次間隔時間為10～50s 時間內(nèi)，軟化率達到了 80%以上，完成了靜態(tài)再結(jié)晶，為完全再結(jié)晶區(qū)。然而由圖 3 可看出，不同道次間隔時間后再次經(jīng)過第二道次 20%變形后，奧氏體晶粒隨著間隔時間增加逐漸粗大。這是由于第一道次變形后，在道次間隔時間內(nèi)，奧氏體發(fā)生回復(fù)、部分再結(jié)晶、完全再結(jié)晶軟化過程，再經(jīng)過第二道次變形后，雙道次變形后產(chǎn)生的應(yīng)變積累引起的應(yīng)變提高隨著道次間隔時間的增加而越來越小。這樣，在隨后的停留 3s 時間內(nèi)，應(yīng)變積累量越大的熱變形組織發(fā)生完全再結(jié)晶，晶粒細化，見圖 3（a） 、 （b） ，應(yīng)變積累量越小的組織發(fā)生部分再結(jié)晶，出現(xiàn)混晶組織，見圖 3（c） 、 （d） 、 （e） 。

當1000℃第一道次變形后，在間隔時間約為 10s 時，1000℃變形再結(jié)晶完成 60%，950℃變形再結(jié)晶完成約 50％時，鈮開始析出，在 10～50s 的道次間隔時間內(nèi)，再結(jié)晶過程停滯，這是由于固溶于奧氏體中的鈮與位錯的相互作用阻止晶界的遷移。有圖 2 可知，1000℃變形，間隔時間為 1～50s 范圍內(nèi)，為部分再結(jié)晶區(qū)。由圖 4 可知，在 1000℃雙道次變形后，隨著道次間隔時間的延長，奧氏體晶粒大小趨勢與 1050℃變形后的晶粒大小趨勢一致。

隨著變形溫度的降低，由圖 5、圖 6 可知。950℃、900℃雙道次變形后，晶粒進一步細化，如 900℃變形后晶粒平均尺寸為 9.4μm。950℃第一道次變形后停留時間為 1s 時，軟化率低于 10%，為未再結(jié)晶區(qū)，再經(jīng)過第二道次累計變形后，由圖 5（a）可見在奧氏體晶粒變形帶上部分再結(jié)晶的細小晶粒。900℃經(jīng)過第二道次累計變形后，由圖 6（a）可見在奧氏體未再結(jié)晶變形帶。950℃、900℃變形，道次間隔時間為 5～50s的時間內(nèi)，為部分再結(jié)晶區(qū)，經(jīng)過第二道次累計變形后，發(fā)生完全再結(jié)晶，晶粒得到均勻的細化，而且隨著道次間隔時間的增加，晶粒長大趨勢緩慢，這是由于析出的 Nb (C，N) 顆粒，釘扎奧氏體晶界，使整個組織晶粒長大趨緩。

當850℃變形時，在本試驗條件下所有的道次間隔時間內(nèi)，都未發(fā)生再結(jié)晶，軟化率低于 10%，為未再結(jié)晶區(qū)。再結(jié)晶區(qū)軋制時，Nb（CN）顆粒析出部位是沿奧氏體晶界析出，而在晶內(nèi)析出量很少。而在未再結(jié)晶區(qū)軋制時，由于奧氏體未發(fā)生再結(jié)晶，具有較高畸變能，位錯密度高，加速了碳和鈮的擴散速度，Nb（CN）顆粒在亞晶界，晶內(nèi)和晶界上微細析出。此過程中，析出 Nb（CN）量占其總量的 25%～30%，控制軋制就是應(yīng)用這種微小的 Nb（CN）析出質(zhì)點，通過固定亞晶界而阻止奧氏體晶粒再結(jié)晶，達到細化晶粒的目的。

3 討論與分析

盡管固溶的 Nb 溶質(zhì)原子能顯著地推遲再結(jié)晶，但固溶 Nb 阻止再結(jié)晶細化晶粒遠遠滿足不了實際生產(chǎn)的需要。如圖 3（c）所示，1050℃經(jīng)過間隔時間為 10s 的雙道次變形后，奧氏體在很短的時間內(nèi)再結(jié)晶然后晶粒急劇長大（晶粒尺寸 75μm） 。因此對于線棒材高溫粗軋階段，必須控制道次間隔時間在盡量短的時間內(nèi)或者控制較低的軋制溫度，以抑制再結(jié)晶后晶粒急劇長大。在 1000～950℃溫度區(qū)間，由于應(yīng)變誘導(dǎo)析出 Nb（CN）細小顆粒延遲再結(jié)晶進程，使中軋階段進入部分再結(jié)晶區(qū)。如在 950℃變形后 10s 再結(jié)晶達到 60%時，再結(jié)晶過程中止，但經(jīng)過下道次的變形由于應(yīng)變累積的效果，使變形量大大增加，同時，Nb（CN）顆粒阻止再結(jié)晶后晶粒長大，最終保證了部分再結(jié)晶區(qū)多道次變形后的晶粒細化。因此對于棒線材軋制，中軋和精軋階段，軋制節(jié)奏快，多道次部分再結(jié)晶區(qū)軋制，結(jié)合形變誘導(dǎo)析出 Nb（CN）可以獲得小于 10μm 的細小奧氏體晶粒。精軋階段，軋制節(jié)奏快，采用 900℃以下未再結(jié)晶區(qū)控軋，使細化了的奧氏體晶粒進行多道次的變形積累，在奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生大量的位錯亞結(jié)構(gòu)和形變帶，見圖 6（a） ，既能促使貝氏體轉(zhuǎn)變時大量形核，又能抑制貝氏體鐵素體針的長大。因此，在線棒材軋制每道次變形量固定，和軋制節(jié)奏固定的條件下，合理控制粗軋、中軋、精軋階段變形溫度，可以最大程度的細化奧氏體晶粒組織。并且控制終軋溫度 900～850℃進行軋制，也可以抑制終軋至相變前這段冷卻過程中奧氏體晶粒的長大。

4 總結(jié)

（1）900℃以下未再結(jié)晶區(qū)控軋，奧氏體晶粒內(nèi)產(chǎn)生大量的位錯亞結(jié)構(gòu)和形變帶，可抑制終軋至相變前冷卻過程中奧氏體晶粒長大.

（2）對該成分的超高強貝氏體鋼，在 1000～900℃的變形溫度條件下進行變形后約 10s，開始了形變誘導(dǎo)析出 Nb(CN)，使靜態(tài)再結(jié)晶過程中止。

（3）部分再結(jié)晶區(qū)雙道次變形后， 由于累積應(yīng)變的效果， 同時形變誘導(dǎo)析出 Nb(CN)顆粒阻止晶粒長大，在 950℃以下溫度變形，可獲得晶粒尺寸小于 10μm 均勻細小的奧氏體晶粒。