X70管线钢的CCT曲线研究

商 艳，张伟强

(沈阳理工大学材料科学与工程学院，辽宁沈阳110159)

高性能管线钢以低碳或超低碳针状铁素体组织为特征，具有高强度、高韧性、低的包申格效应和良好的焊接性能，同时具有高的止裂韧性［1］。针状铁素体管线钢为第二代微合金管线钢，是20世纪70年代发展起来的，强度级别范围可覆盖X60 ～ X90［2－4］。管线钢的控冷工艺对其组织有较大影响，而CCT冷却曲线可以为实际的冷却工艺提供理论指导。已有学者对高合金化及高强度级别管线钢的 CCT曲线进行了研究［2－4］，但对低合金化及微合金化管线钢的CCT曲线研究还不多见。本文主要研究微合金化X70级管线钢的CCT曲线，以及冷速对实验钢组织和硬度的影响规律。

1 实验材料与方法

实验材料为低碳微合金钢。经真空感应熔炼再锻造获得120mm×100mm×120mm的热轧试验坯料。实验钢的化学成分如表1所示。

表1 实验钢的化学成分(质量分数)wt.%

实验钢经过热锻、锯切后，加工成100mm×100mm×33mm的热轧坯料，再加热至1200℃，保温2h后，采用Ф450mm热轧实验机将热轧坯料轧制成厚度为18mm左右的钢板。在该钢板上切取热模拟实验所用试样，试样尺寸为 Ф8mm×15mm。将试样以10℃/s的加热速度分别加热到1200℃保温180s后以10℃/s的冷却速度冷却至900℃，然后分别以 0.5、1、2、5、10、15、20℃ /s 的冷却速度进行连续冷却(或进行变形量为20%和50%的压缩变形后连续冷却)到室温，同时记录实验钢的温度－膨胀量曲线。实验钢的变形模拟工艺如图1所示。

图1 实验钢的变形模拟工艺

利用电火花数控线切割机床(型号为DK7725)将热模拟实验后的样品沿试样变形方向，在热电偶的1/4处切开。用砂纸对切割面进行研磨，采用手动抛光机进行最终抛光处理，再用4%硝酸酒精腐蚀显微组织。在正置金相显微镜下观察分析组织特征。采用割线法测量实验钢微观组织的平均晶粒尺寸。

2 实验结果与分析

2.1 实验钢的CCT曲线

实验钢进行未变形、变形量20%及变形量50%的连续冷却转变(CCT)曲线如图2所示。实验钢在900℃进行的变形是处于未再结晶区的变形，变形速率为1℃/s。

图2 实验钢的CCT曲线

由图2可得，实验钢在三种条件下的连续冷却转变产物主要有铁素体、珠光体及贝氏体组织。随着冷速的增加，实验钢在三种条件下的相转变温度均呈下降趋势;随变形程度的增加，相同冷速实验钢的相变温度略有升高，同时铁素体转变区间略有扩大，贝氏体转变区间略有减小，珠光体转变区间变化较小。实验钢在进行50%变形量的变形后，变形产生的热能及畸变能促进了相转变过程，使实验钢的相变温度升高。

2.2 实验钢的微观组织

实验钢连续冷却转变的部分微观组织如图3所示。

图3 实验钢的显微组织

由图3可得，当冷却速度为1℃/s时，由于冷却速度较慢，微观组织主要由多边形铁素体组织和珠光体组织及少量的粒状贝氏体组织组成。由于变形促进了相转变，变形50%的试样组织中贝氏体的含量在三者中最高(图3g);当冷却速度为5℃/s时，珠光体消失，组织主要为针状铁素体、粒状贝氏体，随变形程度的增大，针状铁素体的含量逐渐增多;冷却速度达到10℃/s及进一步增大时，微观组织主要是板条贝氏体组织，而且随冷速的增大，贝氏体组织形貌略有变化，由粒状贝氏体组织转变为板条贝氏体，形貌逐渐细化。

当冷却速度为1℃/s时，未变形条件下多边形铁素体组织的平均晶粒尺寸为19.1μm左右(图3a);变形量为20%和50%条件下，多边形铁素体组织的平均晶粒尺寸分别降低为11.3μm(图3d)和8.3μm(图3g)左右。可见，实验钢的变形过程使铁素体晶粒细化，主要是由于变形使晶粒内的能量增加，应变能诱导微合金元素沉淀出析出物［5－6］。在变形条件下，应变诱导析出的微合金元素Nb的析出物，使形变奥氏体的回复、再结晶受到抑制，增加了铁素体转变的驱动力，使铁素体形核率增加，造成组织细化。处于晶界上的析出物同时抑制铁素体的长大，使长大受到限制的铁素体产生一种具有非常细小铁素体晶粒的转变显微组织［7］。冷却速度达到10℃/s及进一步增大时，贝氏体组织逐渐细化。当实验钢发生贝氏体转变时，奥氏体的过冷度进一步增大，此时铁与合金元素几乎不能进行扩散，唯有碳可以进行短距离的扩散，因此，贝氏体中的铁素体通过协作的铁原子剪切机制而生核［8］。Nb对贝氏体转变的影响主要体现在对γ-α的转变速度和对碳扩散速度的影响。未变形连续冷却转变中，固溶在奥氏体中的Nb扩散速度慢，使贝氏体中碳扩散速度减缓，进而使贝氏体转变温度降低;变形连续冷却转变中，Nb的添加促进了铁素体转变，使碳富聚在未转变奥氏体中，当温度降低时，低温奥氏体中的碳浓度超过饱和，使奥氏体排碳，促进了贝氏体的转变，同时细化了贝氏体组织。

2.3 实验钢的硬度

实验钢在三种条件下的硬度值如图4所示。

图4 实验钢在三种条件下的硬度曲线

由图4可知，随着冷却速度的增大，试样的硬度不断增加;冷却速度小于10℃/s时，硬度相差不大;但冷却速度大于10℃/s时，硬度随着变形量的增加而变大。这是因为随着冷却速度的增大，贝氏体含量不断增多，使试样硬度变大;同时随冷速的增大，晶粒逐渐细化;碳氮化物的形成及扩散能力降低，第二相析出更加细小、弥散;同时，驱动力也相应增加，使得相变组织中位错密度逐步提高，硬度就相应提高。因而随冷速的提高，相变机制逐渐由扩散向切变转化，微合金碳氮化物形成元素扩散能力降低，位错密度增高，几种因素共同促进了相变组织的硬度提高。但对于管线钢来说，硬度不是越高越好，硬度太高会导致韧性、焊接性能、抗H2S腐蚀性能下降，故在保证足够的强度的同时，要尽可能地降低硬度［9］。

为了得到具有优良综合性能的微合金化X70管线钢，应将轧后冷却速度控制在10℃/s～20℃/s之间。

3 结论

1)实验钢连续冷却转变产物主要有铁素体、珠光体及贝氏体组织。随冷速的增加，实验钢的相转变温度均呈下降的趋势;随变形程度的增加，相同冷速实验钢的相变温度略有升高，铁素体转变区间略有扩大，贝氏体转变区间略有减小。

2)当冷却速度为1℃/s时，实验钢的微观组织主要由多边形铁素体和珠光体及少量的粒状贝氏体组织组成;冷速为5℃/s时，珠光体消失，组织主要为针状铁素体、粒状贝氏体;冷速达到10℃/s及进一步增大时，主要是板条贝氏体组织，形貌逐渐细化。

3)实验钢的硬度随冷却速度的增大不断增加。冷却速度小于10℃/s时，硬度相差不大，但冷却速度大于10℃/s后，硬度随着变形量的增加而变大。为了得到具有优良综合性能的微合金化X70管线钢，应将轧后冷却速度控制在10℃/s～20℃/s之间。

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