于建國(guó)

（承德石油高等?？茖W(xué)校，河北 承德 066004）

自從德國(guó)建成首條X80實(shí)驗(yàn)管線以來(lái)，高壓、薄壁、大口徑的X80管線鋼成為研究的熱點(diǎn)，并最終使X80管線鋼的工業(yè)化應(yīng)用成為可能，其高強(qiáng)度、高韌性等諸多優(yōu)點(diǎn)也被廣泛應(yīng)用于長(zhǎng)距離油氣的輸送[1]。目前X80管線鋼主要采用低碳的合金成分設(shè)計(jì)，可以增加韌性，改善焊接性能，但工藝參數(shù)的變化也會(huì)對(duì)管線鋼性能產(chǎn)生顯著的影響。本文以一種高Nb X80管線鋼為研究對(duì)象，通過CCT和金相組織的分析，得出工藝參數(shù)對(duì)相變的影響規(guī)律，對(duì)X80管線鋼的應(yīng)用有十分重要的參考價(jià)值。

1 試驗(yàn)材料與方法

以低碳Mn-Mo-Nb系X80管線鋼為試驗(yàn)材料，成份如下表。試樣制備成Φ8x12mm圓棒。

將Φ8mm x 12mm的圓棒形試樣，在Gleeble-3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬實(shí)驗(yàn)，實(shí)驗(yàn)工藝如圖1。

采用切線法在膨脹曲線上確定相變點(diǎn)溫度。顯微組織觀察在金像顯微鏡下進(jìn)行，觀察面為端面直徑1/3處沿軸向剖開的截面，腐蝕劑為4%硝酸酒精。根據(jù)所采集的數(shù)據(jù)和金相照片繪制CCT曲線。

圖1 相變動(dòng)力學(xué)曲線測(cè)定工藝

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變組織

X80管線鋼的典型組織是細(xì)小的針狀鐵素體和貝氏體[2]。如圖2所示，在低冷速0.2°C/s轉(zhuǎn)變組織為PF+AF+P，其中PF占的比例較大。在冷卻速度較低的情況下形成了PF，是一種先共析鐵素體，其特點(diǎn)是晶界清晰且規(guī)則的等軸晶粒。

冷速達(dá)到0.5°C/s時(shí)，組織主要以AF形式存在，PF組織減少。QF邊界變得不清晰，呈現(xiàn)波浪狀或鋸齒形。與圖2(a)相比，可看到部分不完全的晶界。隨著冷速的繼續(xù)增加，PF數(shù)量逐漸消失，AF組織數(shù)量逐漸增加。冷速2°C/s時(shí)，全部轉(zhuǎn)變?yōu)锳F組織，其中占有一定比例的粗大的BF組織出現(xiàn)，原始奧氏體晶界比較明顯.當(dāng)冷速為5°C/s時(shí)，轉(zhuǎn)變組織為AF，組織明顯細(xì)化。圖3為未變形試樣的TEM形貌，AF的典型板條形態(tài)出現(xiàn)，并在板條內(nèi)部伴有高密度位錯(cuò)，能夠?qū)崿F(xiàn)多滑移，提高了鋼的屈服和變形能力。這些特性補(bǔ)償和抵消了包申格效應(yīng)所引起的強(qiáng)度損失，保證鋼管在成形過程中強(qiáng)度得到進(jìn)一步提高[3]。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

圖2 未變形試樣不同冷速下的顯微組織

圖3 未變形試樣TEM形貌

2.2 單道次熱變形冷卻后的組織

圖4 A鋼單道次熱變形冷卻后的組織

圖4是A鋼在冷速0.2°C/s，組織由PF和少量P組成，F(xiàn)形態(tài)無(wú)明顯變化，熱變形促進(jìn)了多邊形鐵素體和珠光體的形成，AF的形成被抑制。在冷速0.5°C/s，組織主要是PF，伴有少量退化P組織，在部分區(qū)域有島狀組織存在。與圖2(b)相比可知，變形對(duì)組織有細(xì)化作用。冷速為2°C/s時(shí)，AF出現(xiàn)。相比未變形條件下，組織細(xì)化，M/A島增多，存在一定量PF，沒看到原奧氏體晶界。在冷速在5°C/s 和10°C/s時(shí)，組織以AF為主，PF轉(zhuǎn)變被有效得抑制，粒狀和短桿狀的M/A島數(shù)量增加，組織更加細(xì)小。

2.3 雙道次熱變形冷卻后的金相顯微組織

在冷速0.5°C/s，組織由PF和少量P組成，與一次變形相比，F(xiàn)晶粒變小，雙道次變形促進(jìn)了PF和P的形成。冷速達(dá)到2°C/s時(shí)，組織以AF+PF為主，珠光體組織消失，鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)無(wú)規(guī)律島狀組織，且邊界不規(guī)則性加大，準(zhǔn)多邊形鐵素體和粒狀貝氏體組織出現(xiàn)。冷速在(5-20)°C/s時(shí)，島狀組織數(shù)量增加，分布有規(guī)則，晶粒明顯細(xì)化。當(dāng)冷速在20°C/s時(shí)，M/A島呈條狀，鐵素體板條特征變明顯，板條貝氏體組織出現(xiàn)。與圖4相比，AF在冷速2°C/s被觀察到，M/A島數(shù)量增加，兩道次變形更細(xì)化組織。

圖5 A鋼雙道次熱變形冷卻后的組織

3 CCT曲線

圖6 X80鋼CCT曲線

圖6 （a）所示，為未變形試樣的CCT曲線，通過觀察金相組織可知，鐵素體在高溫區(qū)相變產(chǎn)生，PF在低冷速下形成，AF在高冷速下形成。隨著冷速的增加，γ/a相變點(diǎn)略有下降，說(shuō)明原子擴(kuò)散能力降低，所以相變的發(fā)生必須降低溫度，增大過冷度。冷卻速度不同，不僅對(duì)高鈮管線鋼的相變點(diǎn)有影響，同時(shí)對(duì)性能也有影響。實(shí)驗(yàn)測(cè)得在0.5-5°C/s的冷速范圍內(nèi)，每個(gè)冷速下測(cè)得3個(gè)試樣的平均硬度值分別為194HV、207.3HV、210.8HV?？梢婋S著冷速的增加硬度值也在增加，因?yàn)槔渌僭龃驪F數(shù)量減少，AF組織增多，同時(shí)組織得到細(xì)化。

與圖6（a）相比，圖6（b）中變形使各相區(qū)向左上方移動(dòng)，相變開始溫度提高明顯，說(shuō)明變形促進(jìn)鐵素體組織轉(zhuǎn)變。冷速增加，相變開始點(diǎn)和結(jié)束點(diǎn)向低溫區(qū)移動(dòng)，導(dǎo)致過冷度比較大,α晶粒與相鄰的γ晶粒生長(zhǎng)出共格α-γ界面,鐵素體從一邊以凸階機(jī)制長(zhǎng)大,形成針狀鐵素體[4]。實(shí)驗(yàn)測(cè)得在0.5-10°C/s的冷速范圍內(nèi)，每個(gè)冷速下測(cè)得3個(gè)試樣的平均硬度值分別為188.7HV、238.5HV、239.3HV、240.9HV。硬度測(cè)試結(jié)果與金相組織相符合，在0.2°C/s時(shí)組織以PF為主，因此硬度值比較??；在2-20°C/s時(shí)AF組織占有的比例很大，而且以GF居多，因此在這個(gè)冷卻速度范圍內(nèi)硬度值很接近。

圖6（c）與圖6（b）相比，相變開始點(diǎn)明顯提高，各相區(qū)向左上方移動(dòng)。圖6（c）中各相變開始點(diǎn)在低冷速與高冷速之間的差異也很大，隨著冷速的增加相變開始點(diǎn)變化的趨勢(shì)較圖6（a）和圖6（b）中相變開始點(diǎn)下降幅度要大的多。實(shí)驗(yàn)測(cè)得兩道次變形的冷速范圍內(nèi)（0.5-20°C/s）的硬度值188.7HV、238.5HV、237.3HV、240.9HV、245.5HV，隨著冷卻速度的增加硬度值也隨著增加。

受變形的影響，含Nb的第二相粒子會(huì)在隨后的冷卻過程中析出，尤其是當(dāng)冷速較低時(shí)，應(yīng)變誘導(dǎo)析出會(huì)更充分，從而顯著降低奧氏體中固溶鈮的含量。而奧氏體中的固溶鈮含量減少時(shí)，奧氏體的穩(wěn)定性也隨之下降，這將導(dǎo)致相變開始溫度的升高及高溫轉(zhuǎn)變組織區(qū)域擴(kuò)大。與圖6（a）比較，圖6（b）在高冷速下，奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變溫度升高10度左右；在低冷速下，相變溫度相差30度左右。

與圖6（b）比較，圖6（c）在高冷速下，奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變溫度升高10度左右；在低冷速下，相變溫度相差30度左右。同時(shí)，在圖6中還可以看出，隨著變形次數(shù)的增加PF區(qū)和P區(qū)逐漸增大，而AF去逐漸減小，完全的針狀鐵素體只能在更高的溫度下才能獲得。

4 結(jié)論

（1）冷速增大，會(huì)使鋼的相變點(diǎn)降低，硬度增加，組織由鐵素體和珠光體組織轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體。

（2）結(jié)合CCT曲線及金相組織，變形產(chǎn)生的形變儲(chǔ)存能能夠促進(jìn)相變的發(fā)生，使相變點(diǎn)提高。同時(shí)，由于在變形過程中形成的位錯(cuò)和亞晶為相變提供了形核點(diǎn)，相變組織最終得到細(xì)化。