高强度钢冷却组织影响

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提高输气管线压力的主要推动力是经济。在大口径管线工程中，25％～40％的工程成本与材料有关。降低材料成本对工程成本有举足轻重的影响，这就需要不断提高管线钢的性能［1－3］，开发X100／X120等级的管线钢成为一种必然。通过不断增加Mn、Cu、Ni、Cr、Mo的含量来提高管线钢的屈服强度和抗拉强度，势必造成管线钢韧性和延展性的下降，降低钢的焊接性能，也使材料的制造成本增加。在钢中加入B可以提高钢的强度，并相应地降低部分合金元素的添加，从而降低材料的制造成本［4］。本文设计了Mo－Nb－Ti和Mo－Nb－Ti－B两种成分的高级别管线钢，利用热膨胀仪测定了不同成分体系试验钢的CCT曲线，利用光学显微镜研究了两种成分钢在不同冷速下的显微组织形貌，分析了B元素对高级别管线钢相变规律的影响，从而为高级别管线钢X100／X120的工业试制与生产提供理论依据。

1试验材料和方法试验钢的化学成分如表1所示。本试验用钢采用50kg真空感应炉冶炼，真空浇注成铸锭，然后锻成80mm×100mm的矩形断面钢坯。在钢坯上取样加工成4mm×10mm的热膨胀试样，在DIL805A热膨胀仪上进行模拟试验。热膨胀试样以10℃／s的升温速度升至1000℃，保温5min，使其完全奥氏体化，然后分别以0．5、1、3、5、10、15、20、25、30、40、50℃／s的冷速冷却至室温。根据试验数据，结合金相分析法绘制试验钢的静态CCT曲线。将试样磨制和抛光，用4％硝酸酒精侵蚀，在ZeissAxiovert40MAT光学显微镜下观察金相组织。

2试验结果与分析

2．1Mo－Nb－Ti系试验钢连续冷却相变组织根据试验数据，结合金相分析方法确定不同冷速下不同组织的相变温度，将所测定的不同冷却速率下的相变温度标注在温度和时间坐标系中，分别将转变开始点和转变终了点连接起来，即获得不同成分试验钢的连续冷却转变图（CCT曲线）。图1为不含B试验钢1经模拟后得到钢的静态连续冷却相变曲线。如图1所示，该钢种的Ac3＝867℃，Ac1＝749℃，相变区间在700～350℃之间。图2为试验钢1以不同冷速后冷却后的金相组织。在0．5～40℃／s的冷却范围内，试验钢经过相变存在多边形铁素体、针状铁素体、粒状贝氏体、板条贝氏体和多相共存区域，钢的连续转变得到的最终组织是多相共存的，只不过在不同条件下，各相在组织的比例有所不同。这是管线钢热连轧过程的基本特征。如图2（a）所示，当冷速为0．5℃／s时，组织为多边形铁素体和粒状贝氏体的混合组织。由于转变温度高，冷却速度慢，碳原子长程扩散，多边形铁素体在原奥氏体晶界优先形核。粒状贝氏体在光学显微镜下呈现为不规则的块状，其上的M－A岛呈粒状或点状［5］。随冷速增加，相变开始点呈现缓慢下降趋势，相变驱动力变大，相变产物变细。当冷速为3℃／s时，试样组织明显细化，组织中粒状贝氏体量逐渐增多（图2（b））；当冷速为10℃／s时，组织以粒状贝氏体为主（图2（c））；冷速达到20℃／s时，钢中开始出现部分贝氏体铁素体（图2（d））；当冷速为30℃／s时，试样组织中贝氏体铁素体数量明显增多（图2（e））；当冷速为40℃／s时，相变终止下降，温度范围约为350～400℃，部分奥氏体转变为马氏体，最终试样的组织为贝氏体和马氏体的复合组织（图2（f））。随冷速进一步增加，马氏体量增加，贝氏体铁素体的量减少。

2．2Mo－Nb－Ti－B系试验钢连续冷却相变组织图3是含B试验钢2的静态连续冷却相变曲线，可以看出，含B钢与不含B钢经过热模拟后的连续冷却转变曲线具有非常相似的转变特性。CCT曲线总体呈扁平状，且整体以贝氏体相变为主。随着冷速的增加，相变开始点呈缓慢下降趋势，过冷度增加，相变驱动力增加，从而有利于相变后组织的细化。图4为试验钢2以不同冷速冷却后的金相组织。由于试验钢含有Mo、Ni、B、Mn和较高含量Nb，以上元素均对贝氏体相变具有不同程度的促进作用。钢中的Mn、Mo、Nb具有抑制多边形铁素体作用，微量B的添加具有明显提高淬透性的作用，因此，在以上元素的共同作用下，钢的奥氏体稳定性及淬透性得到提高，贝氏体相变得到促进，在较大冷速范围内都可获得贝氏体组织。从图4（a）可知，当冷速为0．5℃／s时，试样组织主要为粒状贝氏体。当冷速为1℃／s时，相变产物中出现贝氏体铁素体（图4（b））。随着冷速的进一步增加，贝氏体铁素体的量增加，粒状贝氏体的量减少，见图4（c）和（d）。当冷速为15℃／s时，组织几乎全部为贝氏体铁素体（图4（e）），在基体中，可以清晰看到原奥氏体晶界。贝氏体铁素体由原奥氏体晶界以相互平行的板条向晶内生长，不同位向的BF束将原奥氏体晶粒分割成不同的区域，从而细化晶粒，提高材料的强韧性。在图4（f）中，当冷速到30℃／s时，组织主要是贝氏体铁素体和马氏体。

2．3B对组织工艺的影响在钢中加入B的主要作用是提高钢的淬透性。B作为表面活性元素，吸附在奥氏体的晶界上，延缓γα转变的作用，其在奥氏体晶界的偏聚阻碍铁素体的形核而有利于贝氏体的形成。加入B后，同冷速下，相变开始点大大降低［6］。未加入B的钢，其相变开始温度在600℃以上，而加入B后，其相变温度开始点在500℃左右，多边形铁素体析出受到抑制，在较低的冷速（0．5℃／s）下就能获得粒状贝氏体，贝氏体铁素体的冷速从20℃／s降低到1℃／s。对于两种成分的试验钢，随冷速增加，相变开始温度下降，相变驱动力变大，贝氏体形核量增多，扩散受到抑制，只能短程扩散，长大速度慢，组织细小，有利于提高材料的强韧性。B提高了钢的淬透性，使钢在获得相同组织的冷速降低，这样就能比较容易获得所需要的组织，使冷却工艺大大简化。国内外研究表明，X100管线钢的显微组织是由针状铁素体、粒状贝氏体和贝氏体铁素体构成的复相组织，一些学者认为针状铁素体其实质是粒状贝氏体、贝氏体铁素体或者是粒状贝氏体与贝氏体组成的复相组织［7－8］，故X100管线钢的组织为粒状贝氏体和贝氏体铁素体组成的复相组织，二者的比例决定着X100管线钢的力学性能。加入B后，要获得上述复相组织，冷速控制在5～15℃／s，而无B钢获得上述复相组织，冷速应控制在20～30℃／s，比含B钢的冷速要高。因此，在钢中加入B可降低获得相同组织的冷却速度，简化冷却工艺，同时还可以节约部分贵重合金元素的加入，在保证性能前提下，追求成分和工艺设计的经济性。对于更高强度级别的管线钢X120来说，其组织类型是板条马氏体、板条贝氏体及少量针状铁素体、粒状贝氏体和M／A的复合组织，并且要求板条贝氏体和板条马氏体组织必须占到60％以上，B元素的加入有利于上述组织的实现。因此B元素的加入有利于提高管线钢的力学性能，实现高级别管线钢的工业生产。

3结论

1）与含B钢相比，无B钢相变开始温度较高，在冷速低于10℃／s时，组织由多边形铁素体和部分粒状贝氏体组成。而含B钢在冷速为0．5℃／s时即可获得粒状贝氏体组织。2）B的作用主要是提高钢的淬透性，其在奥氏体晶界的偏聚有利于贝氏体的形成，在较大冷速范围内都可获得贝氏体组织。3）X100管线钢的组织为粒状贝氏体和贝氏体组成的复相组织，要获得该类型组织，无B钢冷速需控制在20～30℃／s，而含B钢的冷速控制在5～15℃／s即可，比无B钢的冷速要低，从而简化了高级别管线钢的冷却工艺。