V、N含量和熱處理對(duì)抗腐蝕油套管組織和性能的影響*

董曉明,陳業(yè)新,張忠鏵

(1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200000; 2.寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海 200000)

?

V、N含量和熱處理對(duì)抗腐蝕油套管組織和性能的影響*

董曉明1,2,陳業(yè)新1,張忠鏵2

(1.上海大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 200000; 2.寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海 200000)

研究了不同正火溫度和不同V、N含量對(duì)1%Cr中碳鋼的組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，V、N含量提高，雖然增加了析出強(qiáng)化作用，但材料強(qiáng)度卻隨之降低，韌性大幅度提高。在950℃正火溫度下較高V、N含量V3鋼中的鐵素體含量是較低V、N含量的V1鋼中鐵素體的6倍，而在850℃正火溫度下V1鋼中的珠光體晶粒尺寸是V3鋼的3倍。隨著正火溫度提高，鐵素體和珠光體含量均降低，貝氏體含量增加。因此可以看出增加V、N含量以及降低正火溫度都有利于鐵素體和珠光體組織轉(zhuǎn)變。通過(guò)分析可知，未溶解的V(C,N)會(huì)阻礙奧氏體晶粒的粗化，并作為先共析鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)了鐵素體轉(zhuǎn)變，阻礙了貝氏體的形成，從而獲得了具有良好抗腐蝕性能的鐵素體+珠光體組織結(jié)構(gòu)，并且使材料強(qiáng)度達(dá)到80ksi(552 MPa)。

低合金鋼；V(C,N)析出相；鐵素體

0　引　言

CO2腐蝕會(huì)造成管材和設(shè)備的失效，產(chǎn)生巨大的經(jīng)濟(jì)損失和安全事故，甚至造成環(huán)境污染，是油氣田開(kāi)發(fā)過(guò)程中必須解決的重大問(wèn)題。Cr元素能夠有效的提高材料的抗二氧化碳腐蝕性能，一般來(lái)說(shuō)石油工業(yè)中采用低鋼級(jí)的碳鋼和含1%Cr的低合金鋼制造油氣開(kāi)采所用的油管產(chǎn)品[1-4]。除了采用合金元素提高材料的抗腐蝕性能之外，許多研究發(fā)現(xiàn)材料的組織形態(tài)也會(huì)影響抗腐蝕性能，比如鐵素體+珠光體組織的抗腐蝕性能就比馬氏體和貝氏體組織的抗腐蝕性能好，這是由于在含有二氧化碳的腐蝕環(huán)境下具有鐵素體+珠光體組織的材料中Fe3C的腐蝕電位比鐵素體高，鐵素體作為陽(yáng)極優(yōu)先腐蝕，片層狀的Fe3C骨架保留在集體表面，有利于形成保護(hù)性的腐蝕膜，從而降低材料的腐蝕速率[5-6]。

但是鐵素體+珠光體組織的強(qiáng)度較低，一般為55ksi鋼級(jí)，所生產(chǎn)的油套管難以用于3 000 m以上的油氣井(強(qiáng)度達(dá)到80ksi鋼級(jí))，因此使用范圍受到很大的限制。為了提高材料強(qiáng)度，一般依靠微合金化元素(Ti、Nb、V)的鐵素體+珠光體晶粒細(xì)化效果和析出強(qiáng)化效果來(lái)實(shí)現(xiàn)[7-9]，但是Cr元素對(duì)先共析鐵素體的形成影響較大，如果在相變過(guò)程中形成先共析鐵素體，將會(huì)抑制奧氏體晶界作為貝氏體形核的作用，因此在存在先共析鐵素體的時(shí)候，晶內(nèi)針狀鐵素體形核轉(zhuǎn)變是奧氏體組織轉(zhuǎn)變的主要機(jī)制。但是Cr元素會(huì)提高鋼的淬透性，阻礙先共析鐵素體和珠光體的形成,促進(jìn)了貝氏體和馬氏體的形成[10],因此對(duì)于含1%Cr元素、強(qiáng)度達(dá)到80鋼級(jí)并且具有鐵素體+珠光體組織的抗腐蝕性能材料的設(shè)計(jì)研究很少，因此本文對(duì)V和N對(duì)含1%Cr鐵素體+珠光體組織的抗腐蝕材料組織和力學(xué)性能的影響進(jìn)行研究。

1　實(shí)　驗(yàn)

1.1材料制備

實(shí)驗(yàn)鋼由50 kg真空感應(yīng)熔煉爐熔煉而成.V、N 的含量通過(guò)添加V-Fe、V-N合金來(lái)控制.實(shí)驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。澆鑄成40 kg鋼錠，在均熱爐加熱至1 250℃,均熱2 h。開(kāi)始軋制溫度為1 100℃，軋制5道次，終軋溫度為930～960℃,然后空冷到室溫，終軋時(shí)的板厚為12 mm。熱軋板進(jìn)行正火熱處理，V1、V2和V3正火溫度分別為850，900和950℃，保溫時(shí)間40 min。

1.2性能檢測(cè)和微觀組織表征

根據(jù)ASTM標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行室溫力學(xué)性能檢測(cè)，拉伸速率2 mm/min，采用洛氏硬度進(jìn)行硬度檢測(cè)。金相試樣采用4%的硝酸酒精溶液侵蝕，通過(guò)光學(xué)顯微鏡、EVO MA25掃描電鏡和JEM 2100F透射電鏡以及日本JFCC掃描透射電鏡(STEM，VG-HB501UX，EELS電子能量損失譜)對(duì)測(cè)試試樣進(jìn)行微觀組織解析，鐵素體和珠光體晶粒尺寸、體積分?jǐn)?shù)的測(cè)量采用金相網(wǎng)格法，取統(tǒng)計(jì)平均值。

表1　化學(xué)成分(%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))

2　結(jié)果和討論

2.1金相組織

圖1為V1、V2和V3試樣分別在不同正火溫度下熱處理后的金相組織，表2是不同3種試樣在不同正火溫度下的鐵素體和珠光體相比例。從圖1和表2可以看出，V1鋼種在850℃奧氏體化是組織為形成于晶界的連續(xù)網(wǎng)狀的先共析鐵素體、珠光體和貝氏體，隨著奧氏體化溫度的提高，貝氏體含量提高，鐵素體和珠光體含量降低，在950℃的奧氏體溫度下組織為少量的鐵素體+貝氏體組織。

圖1不同成分和正火溫度下金相組織

Fig 1 Microstructures of V1,V2 and V3 at different austenization tepmerature

V2在不同奧氏體溫度下的鐵素體和珠光體以及貝氏體組織含量變化與V1有相同的趨勢(shì)，但是V1在850℃奧氏體化后空冷的組織為沿晶界析出的先共析鐵素體和珠光體，沒(méi)有貝氏體組織，而且鐵素體晶粒比V1在同樣奧氏體化溫度的晶粒尺寸大。隨著奧氏體化溫度的提高，V2鋼種的貝氏體含量越來(lái)越多，鐵素體和珠光體含量逐漸減少，但是在同樣奧氏體化溫度下，V2比V1的鐵素體和珠光體含量明顯增加。

V3在不同奧氏體化溫度下的組織均為鐵素體+珠光體組織，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)貝氏體，鐵素體組織包含了先共析鐵素體和晶內(nèi)鐵素體，隨著奧氏體化溫度的提高，鐵素體含量降低，珠光體含量提高。

表2V1-V3不同正火溫度下組織含量分析

Table 2 Volume fraction of ferrite,pearlite,bainite and mean linear intercept grain sizes of V1,V2 and V3

編號(hào)鐵素體含量/%珠光體含量/%貝氏體含量/%珠光體晶粒尺寸/μmV1-85010405040V1-9008092-V1-9505095—V2-8503070025V2-9001057523V2-950558020V3-8504060015V3-9003565020V3-9503169025

2.2力學(xué)性能

V1、V2和V3不同奧氏體溫度下的力學(xué)性能如圖2所示，在不同奧氏體化溫度下強(qiáng)度都滿足80ksi(552 MPa)的要求。V1-V3 3個(gè)鋼種力學(xué)性能與奧氏體化溫度的關(guān)系類(lèi)似，屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均隨隨著奧氏體化溫度的提高而提高，延伸率和沖擊韌性明顯降低，但是變化的幅度不一致。V1和V2鋼種奧氏體化溫度每提高50℃，強(qiáng)度提高30～35 MPa，而V3強(qiáng)度提高15～20 MPa；雖然V1-V3的V和N含量依次提高，但是在同樣奧氏體化溫度下屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均依次降低，屈強(qiáng)比也依次降低，這與一些研究成果中說(shuō)提到的材料強(qiáng)度隨著V和N含量的增加而增加的說(shuō)法不太一致[10]。另外在沖擊韌性指標(biāo)上，V1奧氏體化溫度為850℃時(shí)沖擊功最高，約20 J，但是同樣溫度下V2和V3沖擊功分別達(dá)到40和75 J，是V1韌性的2倍和4倍。在更高的奧氏體化溫度下(950℃)，V3的沖擊韌性分別為V1的9倍和3倍。

圖2V1-V3不同正火溫度下力學(xué)性能分析

Fig 2 A comparison of mechanical properties of different normalizing temperature in V1,V2 amd V3 samples

2.3TEM形貌分析

V1-V3試樣在850℃正火熱處理后的TEM微觀組織如圖3所示。圖3(a)-(c)分別為V1-V3珠光體微觀形貌，圖3(d)-(f)分別為V1-V3中鐵素體的TEM微觀形貌。圖3(g)為析出物的明場(chǎng)TEM圖像，圖3(h)為析出物的暗場(chǎng)TEM圖像，并采用EELS電子能量損失譜對(duì)V的析出物成分組成進(jìn)行了分析(圖(i))，分別測(cè)試了4個(gè)點(diǎn)，析出相主要組成為C、N和V，另外還有少量的Ti和Cr，說(shuō)明組織中的碳化物主要是V的碳氮化物。從圖3(d)-(e)中可以看出，V1-V3鐵素體組織中均發(fā)現(xiàn)有V(CN)析出物，隨著V和N含量的增加析出相的含量也隨之增加。而圖3(a)-(c)中V1試樣在珠光體的片層滲碳體間鐵素體和片層狀滲碳體中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)析出物，而V2和V3析出物明顯增多，尺寸大約為10～25 nm。V3的TEM圖像中發(fā)現(xiàn)有線性分布的V的碳氮化物(如圖3(c)所示)，平行于γ/α界面，這種V的析出物一些學(xué)者已做過(guò)大量研究[11-12]，為NaCl型面心立方結(jié)構(gòu)的碳化物，與組織中的鐵素體組織保持了Baker-Nutting 取向關(guān)系。根據(jù)V3試樣中的鐵素體基體和V(CN)析出物的電子衍射光斑分析，鐵素體的[001]晶向也是平行于V(CN)的[001]晶向的(如圖3(j)和(k))，說(shuō)明圖3(c)中V的析出物是與鐵素體保持了Baker-Nutting 取向關(guān)系。

圖3850℃正火溫度下V1-V3試樣TEM形貌

Fig 3 TEM micrographs of V(CN)precipitation within pearlite and ferrite at 850℃

3　討論

3.1微觀組織

材料的化學(xué)成分是影響最終微觀組織的重要因素，Cr元素對(duì)先共析鐵素體的形成影響較大，如果在奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中形成了先共析鐵素體，則會(huì)抑制奧氏體晶界作為貝氏體形核質(zhì)點(diǎn)的作用，因此鐵素體晶內(nèi)形核成為奧氏體轉(zhuǎn)變的主要機(jī)制。而Cr能夠提高淬透性，阻礙先共析鐵素體和珠光體的形成[10]，促進(jìn)貝氏體和馬氏體的形成，因此V1和V2鋼種在900和950℃正火時(shí)出現(xiàn)大量的貝氏體組織，這也是含有Cr元素的材料控制鐵素體+珠光體組織難度較大的原因之一。

根據(jù)Narita[13]關(guān)于溶解度的數(shù)據(jù),VN的溶解度遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于VC，因此VN在850℃以上優(yōu)先形成而且更加穩(wěn)定，因此VN的含量決定了V1-V3的組織和性能變化。

根據(jù)式(1)[14]計(jì)算出V1-V3鋼種中的VN在奧氏體中完全溶解的平衡溫度，相應(yīng)的計(jì)算結(jié)果如表3所示，可以看到V1鋼種在930℃時(shí)VN完全溶解于奧氏體中，而隨著V和N含量的增加，VN完全溶解的溫度顯著提高。

(1)

表3VN在奧氏體中完全溶解溫度

Table 3 Calculated temperature for complete dissolution of VN

鋼種TVN/℃V1930V21054V31446

根據(jù)式(1)計(jì)算出不同溫度下VN的溶解度曲線，如圖4所示，從圖中可以看出，隨著正火溫度的提高，VN的溶解度隨之提升。實(shí)線代表V和N的理想配比曲線。V3鋼種(A點(diǎn))VN配比曲線平行于VN理想配比曲線，分別與950，900和850℃溶解度曲線相交于B、C、D點(diǎn)，AB段表示950℃奧氏體化時(shí)未溶的析出相,BE段表示950℃溶解于奧氏體的VN重新在鐵素體中析出的量；AC段表示900℃奧氏體化時(shí)未溶的析出相,CE段表示900℃溶解于奧氏體的VN重新在鐵素體中析出的量；同樣的，AD段表示850℃奧氏體化時(shí)未溶的析出相,DE段表示850℃溶解于奧氏體的VN重新在鐵素體中析出的量。

從圖4還可以看出，V1鋼種(A′)在950℃奧氏體化時(shí)完全溶解于奧氏體中，其VN配比曲線分別與900、850℃溶解度曲線相交于B′、C′，A′B′段表示900℃奧氏體化時(shí)未溶的析出相,B′D′段表示900℃溶解于奧氏體的VN重新在鐵素體中析出的量；A′C′段表示900℃奧氏體化時(shí)未溶的析出相,C′D′段表示900℃溶解于奧氏體的VN重新在鐵素體中析出的量。

根據(jù)以上分析可以知道，V1-V3鋼種隨著V和N含量的增加，在同一奧氏體化溫度下奧氏體中未溶的析出相逐漸增加，同時(shí)隨著奧氏體化溫度的降低，同一鋼種在奧氏體中未溶的析出相也逐漸增加，這與圖3中TEM照片中析出相變化的趨勢(shì)是一致的。

圖4　V1-V3鋼在不同正火熱處理溫度下溶解度曲線

Fig 4 The solubility curves of V1-V3 steel at different normalized temperature

一般說(shuō)來(lái)，V的析出物能夠阻礙原奧氏體晶粒長(zhǎng)大，細(xì)小晶粒的晶界可以作為先共析鐵素體形核點(diǎn)從而提升先共析鐵素體的含量[10,15]。對(duì)比V1-V3在850℃正火后的組織可以看出，V1鐵素體和珠光體晶粒較粗大，隨著V和N含量的提升，鐵素體和珠光體晶粒逐漸減小。這是由于V1-V3中V和N含量的提高，奧氏體中未溶解的V(C,N)也逐漸增多(如圖4)，V(C,N)析出物阻礙了奧氏體化過(guò)程中晶界的遷移和晶粒的長(zhǎng)大，形成了細(xì)小的奧氏體晶粒，細(xì)小的奧氏體晶粒在空冷過(guò)程中形成了細(xì)小的鐵素體晶粒[16-19]，因此使得V1-V3鐵素體和珠光體晶粒尺寸依次減小。

V(C,N)的另一個(gè)作用是可以作為先共析鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)，促使奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中在原奧氏體晶界形成先共析鐵素體，這些先共析鐵素體可以抑制貝氏體的形成，并有助于在奧氏體晶內(nèi)形成鐵素體。

V1鋼種在850℃正火時(shí)未溶于奧氏體中的V(C,N)作為形核質(zhì)點(diǎn)，在奧氏體晶界形成連續(xù)的較細(xì)的先共析鐵素體(圖3(a))，隨著正火溫度的提升，從圖4可以知道900和950℃V(C,N)溶解于奧氏體的量越來(lái)越多，在冷卻過(guò)程中V(C,N)形成先共析鐵素體含量減少(表2)，貝氏體易在奧氏體晶界形核，導(dǎo)致貝氏體含量顯著增加(圖1(d)和(g))。

V2和V3鋼種V和N含量增加，在850℃正火時(shí)未溶于奧氏體中的V(C,N)含量較V1多(圖4)，晶界先共析鐵素體和晶內(nèi)鐵素體含量明顯增加。隨著正火溫度提升(900～950℃)，未溶于奧氏體中的V(C,N)逐漸較少(圖4)，V2出現(xiàn)貝氏體組織(圖1(e)和(h))，V3鐵素體晶界先共析鐵素體和晶內(nèi)鐵素體含量逐漸降低。

3.2力學(xué)性能

微合金鋼中V是主要的合金元素，V通過(guò)在奧氏體相鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中所形成的V(C，N)第二相粒子析出強(qiáng)化作用來(lái)提高材料的強(qiáng)度[10]。但是圖2的力學(xué)性能數(shù)據(jù)表明V和N的加入在相同的正火溫度下強(qiáng)度顯著降低，這與上面提到的V析出強(qiáng)化作用是相反的[11]。鐵素體+珠光體組織的材料強(qiáng)度受珠光體含量變化影響較大，這是由于珠光體的加工硬化效果強(qiáng)于鐵素體組織，因此材料的強(qiáng)度與珠光體含量是呈線性關(guān)系的。從圖1和表2可以看出，V1、V2和V3材料在同樣的850℃的正火溫度下鐵素體含量逐漸提高，珠光體含量逐漸降低，使得不同V和N含量的V1-V3材料強(qiáng)度逐漸降低。但是相比于鐵素體和珠光體組織，貝氏體的加工硬化效果更加顯著[18]，因此V1和V2在900和950℃正火時(shí)貝氏體含量更多，強(qiáng)度也更高。

如圖2所示，隨著正火溫度和V、N含量的變化，V1-V3的沖擊韌性也有顯著的差異，這是由于不同正火工藝條件下V1-V3的貝氏體和鐵素體含量不同所產(chǎn)生的。貝氏體板條阻礙脆性裂紋擴(kuò)展的能力較差[18]，因此較高的正火溫度下V1和V2材料形成了大量貝氏體，沖擊韌性明顯降低。而V(C,N)析出物作為形核質(zhì)點(diǎn)所形成的鐵素體組織能夠很好的阻礙脆性裂紋拓展，較貝氏體組織具有更好的韌性[18]，V1-V3較低正火溫度下V(C,N)未溶析出物促進(jìn)了鐵素體的析出，抑制了貝氏體和珠光體轉(zhuǎn)變，從而使材料的韌性更高(圖2(d))。

4　結(jié)　論

(1)Cr元素會(huì)使材料易于產(chǎn)生貝氏體組織，添加適量的V和N會(huì)促進(jìn)先共析鐵素體和晶內(nèi)鐵素體的析出，抑制貝氏體的形成，從而獲得具有良好抗腐蝕性能的鐵素體+珠光體組織。

(2)奧氏體中未溶的V(C,N)可以防止奧氏體晶粒粗化，同時(shí)作為先共析鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)鐵素體析出，正火溫度提高會(huì)降低奧氏體中未溶的V(C,N)含量，從而不利于鐵素體+珠光體組織的形成，導(dǎo)致貝氏體組織形成。

(3)V和N含量增加不提高材料的強(qiáng)度，由于V(C,N)作為先共析鐵素體的形核質(zhì)點(diǎn)促進(jìn)了鐵素體的析出，使組織中鐵素體含量增加，珠光體含量降低，使得材料強(qiáng)度降低，韌性大幅提升。

[1]Paolinelli L D,Perez T.Electrochemical and sulfide stress corrosion cracking behaviors of tubing steels in a H2S/CO2Annular Environment[J].Corros Sci,2008,50:2456-2464.

[2]Kermani M B,Morshed A.Carbon dioxide corrosion in oil and gas production- a compendium[J].Corrosion,2003,59(8):659-683.

[3]Linter B R,Burstein G T.Reactions of pipeline steels in carbon dioxide solution[J].Corros Sci,1999,41:117-139.

[4]Xia Z,Chou K C.Effect of chromium on the pitting resistance of oil tube steel in a carbon dioxide corrosion system[J].Corrosion,1989,45:636-642.

[5]Palacios C A,Shadley J R.Characteristics of corrosion scales on steels in a CO2saturated NaCl brine[J].Corrosion,1991,47:122-127.

[6]Crolet J L,Olsen S,Wilhelmsen W.Influence of a layer of undissolved cementite on the rate of CO2corrosion of carbon steel[D].Houston:Corrosion NACE International,1994,4.

[7]Show B K,Veerababu R.Effect of vanadium and titanium modication on the microstructure and mechanical properties of a microalloyed HSLA steel[J].Mater Sci Eng A,2010,527:1595-1604.

[8]Zhao J,Lee J H,Kim Y W,et al.Effects of tungsten addition on the microstructure and mechanical properties of microalloyed forging steels[J].Mater Sci Eng A,2013,559:427-35.

[9]Matlock D K,Krauss G.Microstructures and properties of direct-cooled microalloy forging steels[J].J Mater Process Technol,2001,117:324-328.

[10]Siwecki T,Eliasson J,Lagneborg R.Vanadium microalloyed bainitic hot strip steels[J].ISIJ Int,2010,50:760-767.

[11]Hamidreza Najafi,Jafar Rassizadehghani,Siroos Asgari.As-cast mechanical properties of vanadium/niobium microalloyed steels[J].Materials Science and Engineering A,2008,486:1-7.

[12]Ollilainen V,Kasprzak W,Holappa L.Fatigue performance evaluation of forged versus competing process technologies[J].J Mater Process Technol,2003,134:405-412.

[13]Narita K.Physical chemistry of the groups IVa(Ti,Zt),Va(V,Nb,Ta)[J].Trans ISIJ,1975,15:145-52.

[14]Sandberg O,Westerhult P,Roberts W.Vanadium-Modified alloy steels for quench-and-temper applications requiring high hardenability[J].Journal of Heat Treating,1985,4(2):184-193.

[15]Garcia-Mateo C,Capdevila C,Cabalero F.Influence of V precipitates on acicular ferrite transformation part 1:the role of nitrogen[J].ISIJ Int,2008,50:1270-1275.

[16]Capdevila C,Ferrer J,Garcia-Mateo G.Influence of deformation and molybdenum content on acicular ferrite formation in medium carbon steels[J].ISIJ Int,2006,46:1093.

[17]Huang Fuxiang,Jiang Zhixiao,Cao Dengju,et al.Research on structure and corrosion of the RE-chromevanadium multicomponent layers on die[J].Journal of Chongqing University of Technology(Natural Science),2015,(4):48-52.

黃福祥，姜智梟，曹登駒，等.模具鉻釩稀土多元共滲層組織及腐蝕性能研究[J].重慶理工大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版)，2015,(4):48-52.

[18]Madariaga I,Guttierez I.Role of the particle-matrix interface on the nucleation of acicular ferrite in a medium carbon microalloyed steel[J].Acta Mater,1999,47:951.

[19]De Andres C G,Capdevila C,Madariaga I,et al.Role of molybdenum in acicular ferrite formation under continuous cooling in a medium carbon microalloyed forging steel[J].Scripta Mater,2001,45:709.

Influence of V,N content and heat treatment on microstructure and mechanical properties of corrosion resistant pipe

DONG Xiaoming1,2,CHEN Yexin1，ZHANG Zhonghua2

(1.School of Materials Science and Engineering,Shanghai University,Shanghai 200000,China; 2.Baosteel Research Institute,Baoshan Iron and Steel Co.,Shanghai 200000,China)

The effect of V and N addition on microstructure and mechanical properties of microalloyed medium carbon steel at different normalized temperature had been studied.The results showed that even though the precipitation strengthening effect was promoted with the increase of V and N,the strength of material decreases and toughness was greatly improved.The amount of ferrite in V3 steel with higher V and N content is almost 6 times more than that of V1 steel with lower V and N content at normalized temperature of 950℃.However,the size of pearlite grains in V1 steel is about 3 times larger than that of V3 steel at 850℃.Meanwile,the content of ferrite and pearlite of material reduces and that of bainite increases at higher normalized temperature.It is obvious that increasing V and N content and decreasing normalized temperature is beneficial to the amount of ferrite and pearlite.According to analyses,the undissolved V(C,N)prevents coarsening of austenite grain,serving as nucleation of proeutectoid ferrite,promoting transformation of ferrite,inhibiting transformation of bainite.Subsequently,the ferrite and pearlite microstructure with good corrosion resistant property is formed,and the strength reaches up to 80ksi(552 MPa).

low alloy steel; VN precipitation; ferrite

1001-9731(2016)09-09057-06

十二五國(guó)家科技支撐計(jì)劃課題資助項(xiàng)目(2011BAE25B00)

2015-07-08

2016-03-23 通訊作者：董曉明，E-mail:slayer_k2505@163.com

董曉明(1980-),男,山東威海人，工程師，博士，從事石油天然氣用高等級(jí)抗腐蝕新材料開(kāi)發(fā)。

TG174

ADOI:10.3969/j.issn.1001-9731.2016.09.011