商 艷，張偉強

(沈陽理工大學材料科學與工程學院，遼寧沈陽110159)

高性能管線鋼以低碳或超低碳針狀鐵素體組織為特征，具有高強度、高韌性、低的包申格效應和良好的焊接性能，同時具有高的止裂韌性［1］。針狀鐵素體管線鋼為第二代微合金管線鋼，是20世紀70年代發(fā)展起來的，強度級別范圍可覆蓋X60 ～ X90［2－4］。管線鋼的控冷工藝對其組織有較大影響，而CCT冷卻曲線可以為實際的冷卻工藝提供理論指導。已有學者對高合金化及高強度級別管線鋼的 CCT曲線進行了研究［2－4］，但對低合金化及微合金化管線鋼的CCT曲線研究還不多見。本文主要研究微合金化X70級管線鋼的CCT曲線，以及冷速對實驗鋼組織和硬度的影響規(guī)律。

1 實驗材料與方法

實驗材料為低碳微合金鋼。經(jīng)真空感應熔煉再鍛造獲得120mm×100mm×120mm的熱軋試驗坯料。實驗鋼的化學成分如表1所示。

表1 實驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))wt.%

實驗鋼經(jīng)過熱鍛、鋸切后，加工成100mm×100mm×33mm的熱軋坯料，再加熱至1200℃，保溫2h后，采用Ф450mm熱軋實驗機將熱軋坯料軋制成厚度為18mm左右的鋼板。在該鋼板上切取熱模擬實驗所用試樣，試樣尺寸為 Ф8mm×15mm。將試樣以10℃/s的加熱速度分別加熱到1200℃保溫180s后以10℃/s的冷卻速度冷卻至900℃，然后分別以 0.5、1、2、5、10、15、20℃ /s 的冷卻速度進行連續(xù)冷卻(或進行變形量為20%和50%的壓縮變形后連續(xù)冷卻)到室溫，同時記錄實驗鋼的溫度－膨脹量曲線。實驗鋼的變形模擬工藝如圖1所示。

圖1 實驗鋼的變形模擬工藝

利用電火花數(shù)控線切割機床(型號為DK7725)將熱模擬實驗后的樣品沿試樣變形方向，在熱電偶的1/4處切開。用砂紙對切割面進行研磨，采用手動拋光機進行最終拋光處理，再用4%硝酸酒精腐蝕顯微組織。在正置金相顯微鏡下觀察分析組織特征。采用割線法測量實驗鋼微觀組織的平均晶粒尺寸。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 實驗鋼的CCT曲線

實驗鋼進行未變形、變形量20%及變形量50%的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線如圖2所示。實驗鋼在900℃進行的變形是處于未再結(jié)晶區(qū)的變形，變形速率為1℃/s。

圖2 實驗鋼的CCT曲線

由圖2可得，實驗鋼在三種條件下的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要有鐵素體、珠光體及貝氏體組織。隨著冷速的增加，實驗鋼在三種條件下的相轉(zhuǎn)變溫度均呈下降趨勢;隨變形程度的增加，相同冷速實驗鋼的相變溫度略有升高，同時鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)間略有擴大，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間略有減小，珠光體轉(zhuǎn)變區(qū)間變化較小。實驗鋼在進行50%變形量的變形后，變形產(chǎn)生的熱能及畸變能促進了相轉(zhuǎn)變過程，使實驗鋼的相變溫度升高。

2.2 實驗鋼的微觀組織

實驗鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變的部分微觀組織如圖3所示。

圖3 實驗鋼的顯微組織

由圖3可得，當冷卻速度為1℃/s時，由于冷卻速度較慢，微觀組織主要由多邊形鐵素體組織和珠光體組織及少量的粒狀貝氏體組織組成。由于變形促進了相轉(zhuǎn)變，變形50%的試樣組織中貝氏體的含量在三者中最高(圖3g);當冷卻速度為5℃/s時，珠光體消失，組織主要為針狀鐵素體、粒狀貝氏體，隨變形程度的增大，針狀鐵素體的含量逐漸增多;冷卻速度達到10℃/s及進一步增大時，微觀組織主要是板條貝氏體組織，而且隨冷速的增大，貝氏體組織形貌略有變化，由粒狀貝氏體組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l貝氏體，形貌逐漸細化。

當冷卻速度為1℃/s時，未變形條件下多邊形鐵素體組織的平均晶粒尺寸為19.1μm左右(圖3a);變形量為20%和50%條件下，多邊形鐵素體組織的平均晶粒尺寸分別降低為11.3μm(圖3d)和8.3μm(圖3g)左右。可見，實驗鋼的變形過程使鐵素體晶粒細化，主要是由于變形使晶粒內(nèi)的能量增加，應變能誘導微合金元素沉淀出析出物［5－6］。在變形條件下，應變誘導析出的微合金元素Nb的析出物，使形變奧氏體的回復、再結(jié)晶受到抑制，增加了鐵素體轉(zhuǎn)變的驅(qū)動力，使鐵素體形核率增加，造成組織細化。處于晶界上的析出物同時抑制鐵素體的長大，使長大受到限制的鐵素體產(chǎn)生一種具有非常細小鐵素體晶粒的轉(zhuǎn)變顯微組織［7］。冷卻速度達到10℃/s及進一步增大時，貝氏體組織逐漸細化。當實驗鋼發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變時，奧氏體的過冷度進一步增大，此時鐵與合金元素幾乎不能進行擴散，唯有碳可以進行短距離的擴散，因此，貝氏體中的鐵素體通過協(xié)作的鐵原子剪切機制而生核［8］。Nb對貝氏體轉(zhuǎn)變的影響主要體現(xiàn)在對γ-α的轉(zhuǎn)變速度和對碳擴散速度的影響。未變形連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變中，固溶在奧氏體中的Nb擴散速度慢，使貝氏體中碳擴散速度減緩，進而使貝氏體轉(zhuǎn)變溫度降低;變形連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變中，Nb的添加促進了鐵素體轉(zhuǎn)變，使碳富聚在未轉(zhuǎn)變奧氏體中，當溫度降低時，低溫奧氏體中的碳濃度超過飽和，使奧氏體排碳，促進了貝氏體的轉(zhuǎn)變，同時細化了貝氏體組織。

2.3 實驗鋼的硬度

實驗鋼在三種條件下的硬度值如圖4所示。

圖4 實驗鋼在三種條件下的硬度曲線

由圖4可知，隨著冷卻速度的增大，試樣的硬度不斷增加;冷卻速度小于10℃/s時，硬度相差不大;但冷卻速度大于10℃/s時，硬度隨著變形量的增加而變大。這是因為隨著冷卻速度的增大，貝氏體含量不斷增多，使試樣硬度變大;同時隨冷速的增大，晶粒逐漸細化;碳氮化物的形成及擴散能力降低，第二相析出更加細小、彌散;同時，驅(qū)動力也相應增加，使得相變組織中位錯密度逐步提高，硬度就相應提高。因而隨冷速的提高，相變機制逐漸由擴散向切變轉(zhuǎn)化，微合金碳氮化物形成元素擴散能力降低，位錯密度增高，幾種因素共同促進了相變組織的硬度提高。但對于管線鋼來說，硬度不是越高越好，硬度太高會導致韌性、焊接性能、抗H2S腐蝕性能下降，故在保證足夠的強度的同時，要盡可能地降低硬度［9］。

為了得到具有優(yōu)良綜合性能的微合金化X70管線鋼，應將軋后冷卻速度控制在10℃/s～20℃/s之間。

3 結(jié)論

1)實驗鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要有鐵素體、珠光體及貝氏體組織。隨冷速的增加，實驗鋼的相轉(zhuǎn)變溫度均呈下降的趨勢;隨變形程度的增加，相同冷速實驗鋼的相變溫度略有升高，鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)間略有擴大，貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間略有減小。

2)當冷卻速度為1℃/s時，實驗鋼的微觀組織主要由多邊形鐵素體和珠光體及少量的粒狀貝氏體組織組成;冷速為5℃/s時，珠光體消失，組織主要為針狀鐵素體、粒狀貝氏體;冷速達到10℃/s及進一步增大時，主要是板條貝氏體組織，形貌逐漸細化。

3)實驗鋼的硬度隨冷卻速度的增大不斷增加。冷卻速度小于10℃/s時，硬度相差不大，但冷卻速度大于10℃/s后，硬度隨著變形量的增加而變大。為了得到具有優(yōu)良綜合性能的微合金化X70管線鋼，應將軋后冷卻速度控制在10℃/s～20℃/s之間。

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