工藝參數(shù)對高Nb X80管線鋼連續(xù)冷卻相變的影響研究

于建國

（承德石油高等?？茖W(xué)校，河北 承德 066004）

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

1 試驗材料與方法

以低碳Mn-Mo-Nb系X80管線鋼為試驗材料，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熱模擬試驗機上進行熱模擬實驗，實驗工藝如圖1。

采用切線法在膨脹曲線上確定相變點溫度。顯微組織觀察在金像顯微鏡下進行，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 相變動力學(xué)曲線測定工藝

2 試驗結(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，其特點是晶界清晰且規(guī)則的等軸晶粒。

冷速達到0.5°C/s時，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，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，轉(zhuǎn)變組織為AF，組織明顯細化。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，能夠?qū)崿F(xiàn)多滑移，提高了鋼的屈服和變形能力。這些特性補償和抵消了包申格效應(yīng)所引起的強度損失，保證鋼管在成形過程中強度得到進一步提高[3]。

表1 試驗鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分數(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)無明顯變化，熱變形促進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，變形對組織有細化作用。冷速為2°C/s時，AF出現(xiàn)。相比未變形條件下，組織細化，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，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，雙道次變形促進了PF和P的形成。冷速達到2°C/s時，組織以AF+PF為主，珠光體組織消失，鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)無規(guī)律島狀組織，且邊界不規(guī)則性加大，準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，島狀組織數(shù)量增加，分布有規(guī)則，晶粒明顯細化。當(dāng)冷速在20°C/s時，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相變點略有下降，說明原子擴散能力降低，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，不僅對高鈮管線鋼的相變點有影響，同時對性能也有影響。實驗測得在0.5-5°C/s的冷速范圍內(nèi)，每個冷速下測得3個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，因為冷速增大PF數(shù)量減少，AF組織增多，同時組織得到細化。

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

圖6（c）與圖6（b）相比，相變開始點明顯提高，各相區(qū)向左上方移動。圖6（c）中各相變開始點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變化的趨勢較圖6（a）和圖6（b）中相變開始點下降幅度要大的多。實驗測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的第二相粒子會在隨后的冷卻過程中析出，尤其是當(dāng)冷速較低時，應(yīng)變誘導(dǎo)析出會更充分，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，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，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，會使鋼的相變點降低，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)生的形變儲存能能夠促進相變的發(fā)生，使相變點提高。同時，由于在變形過程中形成的位錯和亞晶為相變提供了形核點，相變組織最終得到細化。