（材料加工工程专业论文）输油气用x65管线钢的开发与研究.pdf

1 一 at h e s i si nm a t e r i a l sf o r m i n g e n g i n e e r i n g r e s e a r c ha n d d e v e l o p m e n to f x 6 5 p i p e l i n es t e e l f o rt r a n s p o r t i n go i la n dn a t u r a lg a s b yz h a n gw e i w e i s u p e r v i s o r ：p r o f e s s o rd ul i n x i u a s s o c i a t es u p e r v i s o r ：a s s o c i a t ep r o f e s s o rg a ox i u h u a n o r t h e a s t e r nu n i v e r s i t y j u n e2 0 0 9 独创性声明 本人声明所呈交的学位论义是在导帅的指导下完成的。论文中取得的 研究成果除加以标注和致谢的地方外，不包含其他人已经发表或撰写过的 研究成果，也不包括本人为获得其它学位而使用过的材料。与我一同工作 过的同志对本研究所做的任何页献均已在论文中作了明确的说明并表示 谢意。 学位论文作者签名：狄纬玮 日期：砂罗7 3 学位论文版权使用授权书 本学位论文作者和指导教师完全了解东北大学有关保留、使用学位论 文的规定：即学校有权保留并向国家有关部门或机构送交论文的复印件和 磁盘，允许论文被查阅和借阅。本人同意东北大学可以将学位论文的全部 或部分内容编入有关数据库进行检索、交流。 作者和导师同意网上交流的时间为作者获得学位后： 半年口一年口一年半口两年口 学位论文作者签名： 签字日期： 导师签名： 签字日期： 东北大学硕士学位论文 摘要 输油气用x 65 管线钢的开发与研究 摘要 随着人们对天然气、石油等能源的需求同益增加，困内和跨国输油气用管道建设数 量逐渐增加，导致管线钢的需求量与h 俱增。近n 来，中俄跨幽输油管道的建设，增加 了对x 6 5 管线钢的需求量。本文针对国内某钢厂用于生产管线钢的连铸坯厚度相对较 薄，以及该钢厂矿石原料中含有有害元素a s 和s n ，冶炼后在钢水中残余量较高的特点， 对x 6 5 管线钏的生产工艺进行了研究。本文的主要工作和取得的结果如f ： ( 1 ) 采用单道次压缩变形方法，研究了实验钢热变形奥氏体动态软化行为，确定了 实验钢动态再结晶激活能；并且研究了变形温度、变形程度和变形速率对试验钢变形抗 力的影响规律，建立了实验钢的变形抗力数学模型。 ( 2 ) 采用双道次压缩变形方法，研究了实验钢奥氏体在热变形后等温保持时间罩的 静态再结晶行为，绘制了静态软化率曲线，确定了实验钢静态再结晶激活能，给出了静 态再结晶动力学模型。 ( 3 ) 采用热膨胀法测定了变形和未变形条件下的连续冷却转变曲线，结合金相观察 结果，给出了变形以及冷却速度对实验钢组织的影响规律。结果表明：变形使c c t 曲 线向左上移动，扩大了铁素体区和珠光体区，缩小了贝氏体区，变形促进了奥氏体向铁 素体的转变。当真应变为o 3 ，冷却速率在1 5 - 2 0 s 之间时，两种实验钢均可获得以针 状铁素体为主，加少量多边形铁素体和粒状贝氏体组织。 ( 4 ) 通过实验室热轧实验结果可知，采用t m c p t 艺和h t p 工艺轧制的试验钢，其力 学性能均满足要求。t m c p 工艺参数为：加热温度12 0 0 ，两阶段轧制，1 i 阶段开轧温 度应 2 0 m m ) 管线钢时，其落锤性能一般不能满足要求。有些钢厂采用在其 成分中添加合金元素m o 的方法，获得针状铁素体含量较高的组织，以满足其落锤性能 要求。各种合金元素在钢中的作用叙述如下。 碳是传统的钢的强化元素，但它对韧性和焊接性十分有害。国际焊接学会( i i w ) 规定 了描述影响钢的焊接性的两个指数c e p 和p c m ，可见碳是影响焊接性的最敏感元素。为 了使管线钢获得更好的焊接性能，c 含量逐年下降，正朝着超低碳方向发展。然而对于 管线钢而言，碳含量并不是越低越好。t a d a a k it a i r a 等人研究了不同含碳量的管线钢 热影响区韧性变化情况，结果发现，当钢的含碳量 3 4 2 。 一5 一 东北大学硕士学位论文第1 章绪论 与铌和钛相比，钒的溶解温度较低，它几乎不彤成奥氏体中的析出物。其阻碍再结 晶的作j j 较弱，仪在9 0 0 。c 以下彳对再结晶起推迟作用，具自。轻微的细化组织作用和一 定的沉淀强化作用【2 2 1 。在y _ q 相变r i - 发生相i u j 沉淀，形成，i t - 常细小的合金碳化物，起 沉淀强化的作用。 总之，管线钢的强韧性要求决定了多种合金元素的使用。合金设计的目标是充分发 挥合会元素各自独特的作用，在保证实现组织的最细化及附加强化最大化的自订提下，加 入最少量的合金元素。 1 2 2 高性能管线钢的工艺控制 管线钏通过合适的成分设计，并结合超纯净钢冶炼和控轧控冷等先进工艺技术，来 获得所需的高性能要求。 1 2 2 1 超纯净钢冶炼技术 高性能管线钢充分应用超纯净钢的冶炼技术，从入炉铁水开始对s 等有害元素进行 控制，中问经真空除气和炉外精炼，并采用钙处理对夹杂物进行球化处理，使钢中没有 明显的纤维状组织或条状夹杂物，从而保证钢质的高纯净度。并采用电磁搅拌和连铸轻 压下，尽量提高钢的成分和组织的均匀性。 1 2 2 2t m c p 和h t p 技术在管线钢中的应用 t m c p 技术是以再结晶、相变和沉淀等冶金工艺为基础，在规定的变形和温度条件 下完成固溶强化、位错强化和晶粒细化等强化处理，从而使轧制状态钢板的性能达到最 佳化。t m c p 技术的特点是，在奥氏体未再结晶区进行轧制，从而提高铁素体的形核数 目，从而细化晶粒。 t m c p 技术的原理是【2 3 】：通过控制轧制温度和轧后冷却速度、冷却的开始温度和终 止温度，来控制钢材高温的奥氏体组织形态以及控制相变过程，最终控制钢材的组织类 型、形态和分布，提高钢材的组织和力学性能。通过t m c p 可以替代正火处理，利用钢 材余热可进行在线淬火一回火( 离线) 处理，取代离线淬火一回火处理，改善钢材的力学性 能，大幅度减少热处理能耗。t m c p 工艺要求对整个工艺过程的- 车l n 温度和轧制压下率 进行精确控制。 h t p 技术是一种新兴的高温轧制技术，采用h t p 技术生产管线钢，由于其化学成 分中取消或降低了m o 、v 等昂贵的合金元素的添加量，并且其终轧温度可以比传统管 线钢生产高出5 0 l o o ，所以对轧机能力的要求显著降低，并可以减少$ l n 过程中板坯 的待温时间，从而增加了轧机的产能。可用于制造x 6 5 、x 7 0 、x 8 0 、x 1 0 0 等高级别的 6 东北大学硕士学位论文 第1 章绪论 管线钢，该工艺的应用不仅能使管线钢获得良好的综合性能，还能有效地降低其冶炼 及轧制成纠2 4 j 。冈此，h t p 技术逐渐受到了人们的亲眯。 1 2 2 3h t p 管线钢的开发与应用 h t p ( h i g ht e m p e r a t u r ep r o c e s s i n g ) t 艺，是2 0 多年前提出的，研究发现，降低钢 中的c 含量可增加n b 的固溶度，在超低碳钢( o 0 3 ) 中，n b 同溶量可达0 1 0 。固溶 n b 量的增力i j 使奥氏体再结晶温度显著提高，在较高的温度区就可以获得热机轧制的效 果。h t p 管线钢中的c 、m n 含量显著降低，可以获得极好的韧性、塑性，易于焊接 并目减少偏析。这种含有约o 0 3 c 、o 1 0 n b 和进行t i n 处理的高温轧制钢称为 h t p 钢。 在h t p 管线钢的化学成分中减少或取消昂贵的m o 、v 等元素的添加量，而且其终 轧温度比常规管线钢高8 0 。c 以上，这样可明显减小轧制力和减少待温时间，增加轧机产 能。h t p 工艺可用于制造x 6 5 x 1 0 0 管线钢，不仅能使管线钢获得良好的性能，还能降 低高钢级管线钢的冶炼和轧制成本，同时使更多的厂家能够生产高钢级管线钢，这对保 证高钢级管线钢的资源是十分重要的，也为未来管线建设带来巨大的经济效益【2 5 1 。 加拿大i p s c o 公司早在1 9 7 1 1 9 7 9 年就已将h t p 管线钢应用于加拿大管线工程项目。 1 9 9 7 1 9 9 8 年，p e m e 公司在墨西哥湾卡特莱尔海底管道项目上首次大规模应用h t p 管线 钢制成6 万吨x 7 0 级管线钢获得成功。在卡特莱尔管道x 7 0 级管线钢的化学成分中n b 含量 达到o 1 0 【2 6 l 。 卡特莱尔管道工程应用x 7 0 级h t p 管线钢的成功引起了美国管道界的注意。俄勒冈 钢铁公司利用卡特莱尔工程剩余的3 块板坯，进行了h t p 工艺的研究和性能评价，在初 步证实采用该工艺所生产管线钢具有高性能低成本的优越性后，用不到6 个月的时间完 成了从轧板到制管以及现场焊接等全套技术的开发，使该技术迅速从试验室试验发展到 大批量应用于美国第l 条、也是目前世界上最长的x 8 0 级输气管道一夏延输气管道。美国 夏延输气管道采用x 8 0 级管线钢，该管道施工十分顺利，夏延输气管道的成功建设，标 志着x 8 0 级h t p 管线钢的制造工艺和技术已趋向成熟2 7 1 。 h t p 管线钢具有高性能低成本的优势，对管线建设具有显而易见的巨大经济效益， 被称为新一代管线钢。世界各国都在加紧研究高钢级h t p 管线钢的工艺技术。在巴西矿 冶公司( c b m m ) 的推动和支持下，日本在1 9 8 3 年试制了h t p 管线钢并在1 3 家公司进行了 轧制试验。巴西国家石油公司也进行了x 8 0 级h t p 管线钢的开发、制管试验和性能评价。 在夏延输气管线成功建成的基础上，美国又启动了更大规模的“西气东输”管道一落 基捷运管道( r o c k i e se x p r e s sp i p e l i n e ) 建设。该输气管线全长2 1 3 0 k m ，管径1 0 6 7 m m ，一 - 7 - 东北大学硕士学位论丈 第1 章绪论 期1 程( 11 4 2 k m ) q ：2 0 0 7 年开工、2 0 0 8 年建成投产，二、三期工程将在2 0 0 9 年建成，并继 续采用x 8 0 级h t p 管线钢【2 8 1 。 尽管近年来h t p 管线钢在北美地区获得了广泛的应用，但还未在其他地区高钢级 管线上应用，主要原因之一是过去的一些管线标准对管线钢中n b 的最高含量有限制( 如 有些标准限制n b 铁素体 珠光体 上、下贝氏体 马氏体；而比容的排 列顺序是：马氏体 珠光体 铁素体 奥氏体 碳化物。铬和钒的碳化物比容大于奥氏 体。所以在钢的组织中，凡发生铁素体析出、奥氏体分解为珠光体或马氏体的过程都将 伴随着体积膨胀【6 5 】。 3 1 3 实验材料 实验原料是在本溪钢铁有限公司，用含有高a s 和s n 等有害元素的钢坯，在高频感应 加热炉中冶炼并浇铸成1 5 0 k g 的钢锭，然后锻成1 2 0 m m x l 3 0 m m 的方坯。a 钢种试样均是 由上述方坯加工而成的q 5 1 8 m m x l 5 m m 的实心圆柱形热模拟试样，b 钢种试样由上述方坯 在实验室b 4 5 0 5 l 机上轧成1 2 m m 厚的板材，然后再加工成b 8 m m x l 5 m m 的实心圆柱形热 模拟试样。其化学成分如表2 1 所示，试样形状如图2 1 所示。 3 1 4 热模拟实验方案 本实验在实验室m m s 一3 0 0 热力模拟实验机上利用热膨胀法结合金相法测定了实验 钢在连续冷却转变中的转变温度和相变组织。实验时将实验腔抽成真空，保证膨胀曲线 实验结果的可靠性。采用不同的冷却速度， 程中因温度和相变引起的试样直径的变化， 由夹持在试样中部的传感器测定连续冷却过 并记录温度一膨胀量曲线，采用切线法在热 膨胀曲线上确定相变温度，进而绘制出实验钢在变形和未变形条件下的连续冷却转变 ( c c t ) 曲线。热模拟实验方案示意图如图3 1 所示。 ( 1 ) 静态c c t 曲线的测定 将试样以2 0 * c s 的速度加热到1 2 0 0 0 c ，保温3 m i n 后以1 0 c s 的冷却速度冷却到 一4 0 一 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 萄蕊i 赫渤；i 赫赫；籀萄i 菌涵鞴话i 蕊赫锄磁赫赫谶嘲黼鞴溺黼赫晒翰獬溺赫函赢翰赫蕊菌翰茜赫赫藏赫溺i 泓籀蕊滋函瓣i 磊赫；i 磊：i 黼蕊汹泐耐。珏耥。西赫赫酾i 鞴i 藏蕊 8 2 0 ，保温3 0 s 后分别以0 1 s 、0 5 s 、l s 、2 s 、5 s 、l0 * c s 、15 s 、2 0 s 、 3 0 s 币t 1 4 0 s 的冷却速度冷却下室温，记录冷却过程巾的热膨胀曲线。 ( 2 ) 动念c c t 曲线的测定 将试样以2 0 s 的速度加热到1 2 0 0 ，保温3 m i n 后以l o 。c s 的冷却速度冷却剑 8 2 0 ，保温3 0 s 后进行真应变量为0 3 的单道次压缩变形，变形速率为4 s 1 ，然后分别以 0 1 s 、0 5 s 、1 s 、2 s 、5 s 、1 0 s 、1 5 s 、2 0 s 、3 0 s 平1 4 0 s 的冷却 速度冷却到室温，记录冷却过程中的热膨胀曲线。 然后将所得试样在热电偶位置深2 m m 处沿轴向切丌，经过研磨抛光，用4 的硝酸 酒精溶液腐蚀后，通过l e i c a q 5 5 0 i w 光学裎微镜脱察奥氏休连续冷却转变后的显微组 织，并测定各组织含晕和铁素体晶粒大小。 芝 童 g 旨 占 p 、 2 三 盘 吕 盘 t i m e s 图3 1 用热膨胀法测定c c t 曲线的实验方案示意图 f i g 3 1t h es c h e m a t i ci l l u s t r a t i o no ft h e r m a le x p a n s i o nm e t h o dt od e t e r m i n et h ec c t c u r v e 3 2 实验结果与分析 3 2 1c c t 曲线绘制及分析 根据测得试样在冷却过程中膨胀量一温度曲线，从曲线上分析并结合金相组织检验 结果找出不同冷速下的各种相变起始点温度和终了点温度。在时间一温度坐标中做出试 验钢在未变形和压缩变形后的连续冷却转变曲线，即静态c c t 并i 动态c c t 曲线。 试样冷却过程中典型的膨胀曲线如图3 2 所示，采用切线法可确定相变开始和结束温 度。根据相变点测定结果和金相组织观察结果作出该试验钢的动、静态c c t 曲线。 实验钢a 和实验钢b 在8 2 0 奥氏体未发生变形和变形0 3 时的c c t 曲线如图3 3 和图 3 4 所示。各种冷却速度下过冷奥氏体所经历的相变区在图中标出。 一4 1 东北大学硕士学位论文 第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 量 鲁 星 o t e m p e r a t u r e u 图3 22 0 。c s 冷速下试验钢a 变形时的相变温度( b s 、b o c c i 定 f i g 3 2t h et r a n s f o r m a t i o nt e m p e r a t u r e ( b s 、b f ) o f d e f o r m e ds t e e la i n2 0 。c sc o i l i n gs p e e d 从图3 3 和图3 4 中可以看出，静、动态c c t 曲线的相变区域均分为两部分：高温转 变区，相变产物主要是先共析多边形铁素体( p f ) 和珠光体( p ) ；中温转变区，相变产物主 要是贝氏体( b ) 。随着冷却速度的增大，相变转变区域越来越窄。分别对比图3 3 矛1 1 3 4 中 的( a ) 和( b ) 可以看出，对于实验钢a 的不变形试样来说，当冷却速度1 c s 时发生珠光体 相变，而经真应变量为0 3 的变形后，冷却速度为2 s 时，实验钢也存在珠光体相变， 因而可以说变形促进了珠光体相变。 同时还可以看出，实验钢在未变形的情况下，奥氏体具有较高的稳定性，出现贝氏 体的冷却速度一直延续到较小的冷速。这说明，变形也改变了贝氏体铁素体的形貌，随 着变形量的增加( 奥氏体未变形时也可看成变形量为o ) ，出现贝氏体的冷却速度增大，贝 氏体区向左移动。但变形可以促进先共析铁素体相变，使整个相变区向左上移动。这样， 出现先共析铁素体加珠光体混合组织的临界冷却速度增大。 根据上述分析可知，变形提高了铁素体的开始转变温度，缩短了奥氏体向铁素体转 变的孕育期，加快了相变速度。这是因为，变形使系统的自由能增加，提高了奥氏体向 铁素体转变的驱动力，导致铁素体开始转变温度升高【鲫。另外，变形会使奥氏体的晶粒 拉长，并且在奥氏体晶粒内产生大量的变形带和位错，导致奥氏体内的缺陷密度大幅度 增加，而缺陷一方面存储大量的畸变能，另一方面有利于铁原子与碳原子的扩散。因此， 变形会导致奥氏体中铁素体的形核率增加，从而缩短奥氏体向铁素体转变的孕育期。 对于贝氏体相变来说，变形奥氏体的贝氏体开始转变温度低于未变形奥氏体的贝氏 体开始转变温度，这说明在连续冷却条件下变形抑制贝氏体转变。这主要有以下几个影 响因素，变形使奥氏体的晶粒尺寸明显减小，提高了切变相变的阻力，同时变形产生很 高的位错密度，抑制了以切变机制转变的贝氏体相变【6 1 7 1 。 - 4 2 东北大学硕士学位论文 第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 赫耘赫赫赫赫谪萌磊菇蕃磊磊藏嚣蕊黼荔磊蕊翕蠢蘸蕊荔麓蠹磊蕊嵇瑷籀酵赫葫磊萄菇i 号 萎 蕾 = 号 墓 蕾 0 t i m e ，s 图3 3 实验钢a 的c c t 曲线 f i g 3 3c c t - c u r v eo fs t e e la ( a ) 奥氏体朱变形( b ) 奥氏体变形0 3 对比图3 3 和图3 4 可以看出，实验钢a 的相变开始温度略高于实验钢b 。当变形 及冷却条件相同时，与实验钢a 相比，实验钢b 中含量较高的微合会元素铌对奥氏体 _ 铁素体相变丌始温度的降低作用比较显著，这与固溶铌在冷却过程中始终保持固溶态 而很少沉淀析出有关。由于固溶铌明显地降低奥氏体_ 铁素体相变温度，因而将有效地 加强细晶强化作用。从贝氏体开始转变温度来说，微合金元素铌的加入，抑制了贝氏体 的产生，导致贝氏体开始转变温度降低。以切变机制为主的贝氏体相变过程包括原子 的运动，但是这种运动会被较强的缺陷( 例如晶界) 所阻碍。由于微合金元素铌的加入， 一4 3 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 p ： 刍 甚 旨 占 图3 4 实验钢b 的c c t 曲线 f i g 3 4c c t - c u r v eo fs t e e lb ( a ) 奥氏体未变形( b ) 奥氏体变形o 3 一方面使晶界处的能量降低，降低了相变驱动力；另一方面，铌在奥氏体的基体上会产 生固溶作用，阻碍切变机制的进行，抑制贝氏体相变过程，所以使贝氏体开始转变温度 降低【6 引。当变形量为o 3 ，冷却速度为l c s 时，实验钢a 的连续冷却转变曲线不经过 贝氏体相变区，而实验钢b 的连续冷却转变曲线经过贝氏体相变区，这说明铌含量的增 加，缩小了铁素体和珠光体相变区域，扩大了贝氏体相变区，使整个贝氏体相变区向右 移动。这主要是因为随着铌含量的增加，提高了钢的淬透性。资料表明【6 9 1 ，作为强的碳 氮化物形成元素，微合金元素将具有双重作用，当微合金元素固溶于奥氏体中时，它们 一4 4 一 p、黑雷q暑。一 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 将有效的提高钢材的淬透性。而当微合金元素形成其相应的碳氮化物时，则将会降低钢 材的淬透性。因此，钢材的奥氏体化温度对微合金钢淬透性会产生一定的影响。当奥氏 体化温度较高时，微合金元素固溶在奥氏体中的量增多，有效的提高钢材的淬透性。淬 透性的提高意味在相同冷却条件下，实验钢将有更多的中低温转变产物，如贝氏体等。 3 2 2 不同变形量对相变组织的影响 图3 5 、3 6 分别为实验钢a 的试样8 2 0 9 c 时未变形和变形奥氏体以不同速度冷却至 室温的会相组织照片。图3 7 、3 8 分别为实验钢b 的试样8 2 0 时未变形和变形奥氏体 以不同速度冷却至室温的金相组织照片。可以看出，对于实验钢a 未变形试样来说，当 冷却速度为0 1 s 时，组织为铁素体+ 珠光体，且珠光体块比较大。当冷却速度为1 。c s 时，组织中存在大量的粒状贝氏体，说明在此冷却速度下经过了贝氏体相变区，发生贝 幽3 5 实验钢a8 2 0 朱变形奥氏体不同冷却速度卜的会相组织 f i g 3 5m i c r o s t r u c t u r e so ft e s t e ds t e e lau n d e f o r m e da t8 2 0 w i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ( a ) 0 1 。c s ( b ) l 。c s 图3 6 实验钢a8 2 0 变形奥氏体不同冷却速度卜的金相组织 f i g 3 6m i c r o s t r u c t u r e so f t e s t e ds t e e lad e f o r m e da t8 2 0 。cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ( a ) o 1 s ( b ) l 。c s - 4 5 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 图3 7实验铡b8 2 0 。c 米变形奥氏体不同冷却速度卜的金相组织 f i g 3 7m i c r o s t r u c t u r e so ft e s t e ds t e e lbu n d e f o r m e da t8 2 0 。cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ( a ) 0 1 s ( b ) 0 5 s 图3 8 实验钢b8 2 0 变形奥氏体不同冷却速度f 的金相组织 f i g 3 8m i c r o s t r u c t u r e so f t e s t e ds t e e rbd e f o r m e da t8 2 0 。cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ( a ) o 1 * c s ( b ) 0 5 。c s 氏体转变，这与前面得到的实验钢a 的连续冷却转变曲线( 图3 3 ( a ) ) 相一致。对于实验 钢a 的变形试样来说，当冷却速度为o 1 s 时，变形试样的组织相对于未变形试样的 组织明显变细，同时珠光体块变小。当冷却速度为1 s 时，变形试样的组织为铁素体+ 退化的珠光体，组织中没有出现粒状贝氏体。对于实验钢b 未变形试样来说，当冷却速 度为0 1 s 时，组织为铁素体+ 退化的珠光体，当冷却速度为0 5 s 时，其组织为铁 素体+ 珠光体+ 粒状贝氏体。而对于变形试样来说，当冷速为o 5 s 时，其组织为铁素 体+ 珠光体，未出现贝氏体。综合实验钢a 和b 的变形与未变形试样的显微组织，以及 c c t 曲线可知，变形明显扩大了铁素体和珠光体转变区，抑制了贝氏体相变，随着冷却 速度的提高，其促进效果减弱。 一4 6 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 结合实验钢a 、b 的静态及动态c c t 曲线可知，变形提高了铁素体相变开始温度。 由于形变将促使晶粒变形和晶界转动，从而使晶界原子混乱度增大，晶界能增大，其结 果是促进先共析铁素体形核。未经热变形奥氏体晶界临界形核能g 二和热变形奥氏体晶 界临界形核能g ：有如下关系【7 0 】： ，丹、 a 6 ；= i 二l g 0 ( 3 1 ) 7 由式3 1 可知，奥氏体晶界凸阶上形核所需自由能只是平滑晶界上形核自由能的 0 7 r 倍。随着变形量的增加，奥氏体加工硬化程度加大，晶界畸变越来越严重，有可能 使秒远小于刀，这样会使a g l 远大于a g ；。根据形核率的计算公式【7 0 1 ，形核率与 e x p ( 一a g ；七丁) 成讵比，因此，在奥氏体热变形时，晶界上的新相形核速度将会有很大 的提高。形核率的提高是热变形促进新相形成的最重要的因素。 热变形促进奥氏体中铁素体、珠光体形成的另外一个原因是热变形奥氏体中新相的 形核位置增多，这主要表现在奥氏体晶粒因变形而拉长，增加单位体积内的奥氏体晶界 面积；再结晶细化奥氏体晶粒，增加单位体积内的奥氏体晶界面积；奥氏体晶粒内缺陷摹 区域( 位错密集区) 成为形核位置；变形带区域由于有大量位错存在而处于高能量状态， ” 在变形带处存在大量聚集的位错，形核将会使位错消失而降低能量，因而变形带区域也 将是优先形核区域1 7 。总之，变形促进了奥氏体向铁素体的转变，提高了铁素体开始转 变温度，使相变开始所需时问缩短。从而使c c t 曲线向左、向上移，扩大了铁素体区 和珠光体区。 遂 攀 从图3 5 3 8 的金相显微照片以及图3 3 、3 4 所示的c c t 曲线可知，变形抑制了贝 氏体相变。k h l e s t o v 7 2 1 和b h a d e s h i a 等的研究结果表明，变形奥氏体在不同的相变温度 下对贝氏体相变均具有抑制作用。在奥氏体未再结晶区变形诱发位错缠结形成，奥氏体 得到强化。经变形的奥氏体( 未再结晶) 在向贝氏体相变时，贝氏体长大被位错缠结阻止， 因此变形奥氏体转变的贝氏体百分含量小于无变形奥氏体转变的贝氏体百分含量。由于 变形诱发的晶体缺陷成为新相的形核点，因此当奥氏体变形量达到某一程度，贝氏体铁 素体形核数的增加抵消了变形奥氏体对其长大的抑制作用，此时从变形奥氏体转变的贝 氏体百分数与从无变形奥氏体转变的贝氏体百分数基本相当，而显微组织得到细化。李 承基【7 3 】认为，连续冷却相变时，奥氏体预变形量对m 。、b 。、她分别具有不同影响，其 中奥氏体预变形对m 。、b 。的影响，实质是两个因素综合作用的结果：第一，变形奥氏 体储存能增加，因而相变驱动力加大，有利于新相形核；第二，变形奥氏体强化，阻碍 切变机制的相变。以上两种因素与变形量有关。第一个因素占主导时，使m 。、b 。、a r 3 在不同程度上提高。当变形量逐渐增加，第二个因素逐步成为主导因素，使切变型m 。、 - 4 7 东北大学硕士学位论文 第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 b 。点降低。 一 3 2 3 不同冷却速率对相变组织的影响 图3 9 3 1 2 分别为实验钢a 和实验钢b 变形和未变形试样在不同冷速条件下的室 温组织。从图中可以看出，当冷却速率小于5 s 时，随着冷却速度的变化，试样的显 微组织的相组成发生了较大的变化；当冷速大于等于5 s 时，显微组织的组成相不再 变化，晶粒大小随着冷却速率的增大而减小，晶粒细化作用更加明显。结合实验钢a 和 实验钢b 的动态和静态c c t 曲线可知，随着冷却速度的增大，过冷奥氏体连续冷却相 ， 变点下降，晶粒尺寸减小。当冷却速度较低时，实验钢的组织是多边形铁素体+ 珠光体； 当冷却速度较高时，实验钢的组织是多边形铁素体、针状铁素体和粒状贝氏体的混合组 织；随着冷却速度的进一步增大，实验钢中的多边形铁素体消失，贝氏体的体积分数增 多，针状铁素体的体积分数减少，针状铁素体的晶粒变细；当冷却速率大于3 0 s 时， 一4 8 东北大学硕士学位论文 第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 图3 9 实验钢a 在8 2 0 未变形时不同冷却速度下的金相组织 f i g 3 9 m i c r o s t r u c t u r e so ft e s t e ds t e e l sau n d e f o r m e da t8 2 0 cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ： ( a ) 0 1 。c s ( b ) o 5 。c s ( c ) 1 c s ( d ) 2 。c s ( e ) 5 c s ( f ) 1 0 。c s ( g ) 1 5 * c s ( h ) 2 0 。c s ( i ) 3 0 * c s ( j ) 4 0 。c s 一4 9 一 埘 净 东北大学硕士学位论文 第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 i i 一5 0 一 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 图3 1 0 实验钢a 在8 2 0 变形后不同冷却速度下的金相组织 f i g 3 1 0 m i c r o s t r u c t u r e so f t e s t e ds t e e l sad e f o r m e da t8 2 0 。cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ： ( a ) 0 1 * c s ( b ) 0 5 c s ( c ) 1 c s ( d ) 2 s ( e ) 5 c s ( f ) l o 。c s ( g ) 1 5 s ( h ) 2 0 * c s ( i ) 3 0 。c s ( i ) 4 0 。c s 显微组织进一步细化，贝氏体由粒状贝氏体转变为板条状贝氏体。当实验钢成分相同时， 提高冷却速度则过冷度增加，相变点下降，相变后的晶粒长大受到抑制，组织得到细化。 从图3 1 0 可以看出，对于实验钢a ，当冷却速率小于5 s 时，得到的组织为多边 形铁素体+ 少量珠光体+ 针状铁素体；当冷速大于1 0 s 时，得到的组织主要是针状铁 素体+ 贝氏体，随着冷速的提高，针状铁素体的含量减少，贝氏体含量增多，贝氏体的 形态从粒状转变成板条状。当冷速大于等于3 0 s 时，得到的是完全的板条状贝氏体 组织。 一5 1 东北大学硕士学位论文 笫3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i i 一i i 嗣i i i 麓i i i i i i i i i i i i i i i i 菌i i 麓i i i 一5 2 _ ( g ) 烈 图3 11 实验钢b 在8 2 0 。c 未变形时不同冷却速度卜的金相组织 f i g 3 11m i c r o s t r u c t u r e so f t e s t e ds t e e l sbu n d e f o r m e da t8 2 00 cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ： ( a ) o 1 c s ( b ) 0 5 c s ( c ) 1 s ( d ) 2 。c s ( e ) 5 。c s ( f ) l o * c s ( g ) 1 5 。c s ( h ) 2 0 * c s ( i ) 3 0 。c s ( j ) 4 0 。c s - 5 3 瓠“ 3 ，瑾： 一t h “ 一5 4 东北大学硕士学位论文第3 章x 6 5 奥氏体连续冷却转变的研究 图3 1 2 实验钢b 在8 2 0 变形后不i 司冷却速度卜的金相组织 f i g 3 12m i c r o s t r u c t u r e so ft e s t e ds t e e l sbd e f o r m e da t8 2 0 。cw i t hd i f f e r e n tc o o l i n gr a t e s ： ( a ) 0 1 c s ( b ) 0 5 。c s ( c ) 1 。c s ( d ) 2 * c s ( e ) 5 。c s ( f ) 1 0 。c s ( g ) 1 5 。c s ( h ) 2 0 。c s ( i ) 3 0 。c s ( j ) 4 0 。c s 从图3 1 2 可以看出，对于实验钢b ，当冷却速率小于1 s 时，得到的室温组织是 一 多边形铁素体+ 珠光体；当冷却速率在1 - 5 。c s 范围之i 、日j 时，得到的室温组织是多边形铁：“：。一 素体+ 针状铁素体+ 少量粒状贝氏体，随着冷却速率的增加，多边形铁素体的含量逐渐减 少，最后完全消失，针状铁素体的含量逐渐增多；当冷速大于5 。c s 时，得到的室温组， _ i ，。 织为针状铁素体+ 少量粒状贝氏体组织，随着冷却速率的增大，组织得到了细化：当冷 速大于4 0 s 时，得到的室温组织是板条状贝氏体。 由以上分析可知，实验钢b 比实验钢a 更容易得到性能较好的针状铁素体组织；”吖t ! ；二。 并且冷速范围较大，易于控制。这主要是由于实验钢b 中的铌含量较高，而铌含量的增 加不仅使固溶铌含量提高，而且也增加了试样在保温阶段形成的碳氮化铌颗粒，这些冷 却前奥氏体中少量碳氮化铌的析出对贝氏体转变的影响较大。所以，在铌溶质原子的拖 拽和二相粒子的析出双重作用下使得相变驱动力降低，最终抑制了不规则铁素体的形成 并延迟了贝氏体转变，扩大了针状铁素体的转变区间。 结合在实验条件下建立的实验钢a 和实验钢b 的c c t 曲线( 图3 3 ( b ) 、3 4 ( b ) ) ，图 3 3 、3 4 虽然是在特定的变形量及变形温度下测定的，但由于是连续冷却的结果，与现 场生产中轧后控冷条件相似，仍能系统的表示出热变形工艺参数及轧后在线冷却速度对 相变丌始温度、相变进行速度和相变产物的影响，是衡量与之相配合的热轧变形工艺是 否恰当的重要依据，对制定轧后控冷工艺有重要的参考作用。随着冷却速度的提高，相 变开始点与终了点温度下降，由于相变温度下降，铁素体的形核驱动力增大，形核速度 提高。同时，在冷却过程中，较大的冷却速度抑制铁素体晶粒长大，可以得到更细的铁 素体晶粒，并促进一些针状铁素体的形成。而且，由于微合金元素铌、钒、钛的加入， - 5 5 东北大学硕士学位论文 第3 章x 6 5 奥氏体连续冷去p 4 毒- 变的研究 使过冷奥氏体连续相变点降低，大块铁素体越来越少，板条状贝氏体铁素体越来越多， 晶粒逐渐细化。 当实验钢经控n 车l , n 后，用高于空冷的速度从a r 3 温度以上对实验钢进行控制冷却 时，会产生明显的铁素体的晶粒细化效果。同时，通过控制轧制后的控制冷却，能够形 成细晶粒铁素体和贝氏体的混合组织，铁素体晶粒细化和贝氏体比率的增加将使强度增 大。因此，对于实验钢来说，通过控轧后有效地控制冷却可以显著提高性能。根据控制 冷却的实质，其合金设计基本上与控制轧制时相同，但是它可设法实现高强度化和低合 金成分化，合金成分与水冷( 冷却速度) 有相辅相成的关系。因此，在缺少合金元素m o 、 c r 、n i 、b 的情况下，通过改变冷却速度、冷却方式( 同时冷却型和通过冷却型) 以及采 用超快冷等冷却装置的方法，能够有效的实现减量化的目标。 在中厚板的工业生产中，对于实验钢a 来说，控轧后的冷却速率控制在1 0 2 0 。c s 范围内，即可得到细小而均匀的针状铁素体加+ 贝氏体组织；对于实验钢b ，控轧后的 冷却速率控制在1 5 3 0 s 范围内，即可得到以细小均匀的针状铁素体为主的组织。 3 3 本章小结 通过分析动静态c c t 曲线，奥氏体变形后连续冷却相变组织、以及变形对铁素体 相变和贝氏体相变的影响，可以得出如下结论： ( 1 ) 奥氏体在8 2 0 。c 变形时，变形量对其相变行为具有很大的影响。变形量从0 增 加到o 3 ( 真应变) 时，各相变区向左移动。完全获得先共析铁素体和珠光体组织的临界冷 却速度逐渐渐增大，从应变量为o ( 未变形) 时的0 5 。c s 到应变量为0 3 时的0 5 - 1 s 。 ( 2 ) 奥氏体变形时，内部形成大量的位错等变形结构，促进了铁素体相变，提高了 铁素体开始转变温度，同时在一定程度上抑制了以切边相变机制为主的贝氏体相变。 ( 3 ) 在相同的冷却速度下，随着变形量的增大，铁素体含量增加，晶粒变小，贝氏 体含量减少，这种变化趋势随着冷却速度的增大而降低。在相同的变形条件下，随着冷 却速度的增大，组织逐渐由先共析铁素体和珠光体( 另加少量针状铁素体) 过渡到针状铁 素体和贝氏体，最后完全是贝氏体组织；铁素体和珠光体含量随冷却速度的增大而减少， 而贝氏体含量逐渐增大，晶粒逐渐减小。 ( 4 ) 对于实验钢a ，当变形量为o 3 ( 真应变) 时，冷却速率在1 0 2 0 s 之间时，可 以得到以针状铁素体为主，加少量多边形铁素体和粒状贝氏体的组织。 ( 5 ) 对于实验钢b ，当变形量为o 3 ( 真应变) 时，冷却速率在1 5 3 0 * c s 之间时，均 可获得以针状铁素体为主，加少量多边形铁素体和粒状贝氏体的组织。 ( 6 ) 在相同的变形量和冷却速率的条件下，铌含量增加，抑制了先共析铁素体和珠 光体的形成，扩大了针状铁素体的转变区间，有利于针状铁素体的形成。 一5 6 东北大学硕士学位论文第4 章x 6 5 管线钢热轧工艺研究 葫菌西i i i 翰i 历面菇i i 珏捌彩：嘲蕊ii 磊螽赫蕊蕊萄鞴萄蕊嗣苗话萌i 葫赫函i 菇函鞴蠢齑藏萄藏蕊甄函赫鞴翰荔葡萄菌萄西蕊酾蟊赫蕊萄蕊蕊西赢i 蕊，；i 赫；i i 西藏i 磊；嘉萄葫磊i i i ：赫iii 语赫疡菇葫赫蕊葫蕊蕊“蔷i 茹 一第4 章x 6 5 管线钢热轧工艺研究 4 1 轧制实验思路 根据相似性原理，由国内某中厚板厂轧辊直径尺寸、连铸坯尺寸、成品尺寸和实验 室的轧机轧辊参数，结合实验室的热模拟结果，制定合理的轧制工艺，研究不同的工艺 对成品性能的影响。 ( 1 ) 根据钢种的化学成分、控轧工艺、成品厚度和实验室热模拟的结果确定该钢种 的加热温度。 ( 2 ) 控轧工艺实验：通过不同控轧工艺( 丌轧温度、终轧温度) 的试验，确定出第一 阶段轧制后中间坯厚度，未再结晶区轧制开轧温度，压下率和终轧温度。 ( 3 ) 控冷工艺实验：研究不同开始冷却温度、冷却速度、终冷温度对成品性能的影 响，确定合理的控冷工艺参数。 ( 4 ) 检测轧制实验试样，对不同工艺参数下管线钢的各项技术指标( 屈服强度、抗拉 强度、伸长率、低温冲击韧性) 进行实际测试值对比及理论分析，确定出最佳的轧制工 艺，根据相似性原理和某钢厂生产实际，拟定符合现场的工艺制度。 4 2 实验设备 本次轧制实验采用东北大学轧制技术与连轧国家重点实验室的矽4 5 0 热轧试验机 组，进行轧制试验，并且在轧制机组后面配有水幕冷却系统，其冷却能力为5 1 0 0 s 。 本轧制机组设备基本参数如表4 1 所示。 表4 14 4 5 0 热轧试验机组 t a b l e4 14 , 4 5 0h o tr o l l e de x p e r i m e n t a lu n i t 轧辊尺寸m m砂4 5 0 x 4 5 0 最人轧制力k n 轧制速度m s 一1 最人开口度m m 主电机功率k w 4 0 0 0 o 1 5 1 7 0 4 0 0 4 3 轧制实验方案 合理的化学成分设计是管线钢获得优良的组织、提高产品性能的途径之一；严格控 制热轧工艺( t m c p ) 则是另一种获得优良组织和性能的有效方法，而( h t p ) 更符合现代管 线钢的发展趋势。 一5 7 东北大学硕士学位论文第4 章x 6 5 管线铜热轧工艺研究 4 3 1 控轧类型的选择 在轧制钢板时，随着轧制温度和变j 髟是的不同，将奥氏体区分为完伞再结晶区、部 分再结晶【又：和未冉结晶区【7 4 l 。 在完全再结晶区z f l n 的变形特点是：钢在变形的同时发生动念回复( 动态回复或动 念再结晶) ；变形之后，在两道次之间，则发生静态软化( 静念回复或静念再结晶) ，变形 和静态软化交替进行；随着变形和静念再结晶的进行，钢的温度不断降低，奥氏体晶粒 逐步细化，奥氏体品界而积增大，为奥氏体向铁素休相变形核提供更多位置【7 引。 在未再结晶区轧制的特点是：钢在奥氏体的温度下限范围进行轧制；轧后的变形奥 氏体不发生再结品，奥氏体品粒压扁和拉长；变形大时，品粒内产生大量滑移带和位错， 增大了有效晶界面积；相变时在晶界上和变形带上铁素体形核。由于形核位置增多和分 散，所以奥氏体一铁素体晶粒细小，珠光体晶粒可细化到1 1 1 2 级。但是，如果在未再 结晶区变形量不足，就会得到粗细不均的铁素体晶粒，造成混品。 在碳钢中，由于奥氏体未再结晶区狭小，所以要实现在未再结晶区中的多道次轧制 以保证必要的变形量是困难的。而含有n b 、v 、t i 元素的钢，由于再结晶温度升高， 扩大了奥氏体未再结晶区，因而有利于实现未再结晶区的轧制。 在奥氏体部分再结晶区轧制时，钢中具有完全再结晶和未再结晶区轧制的两种特 点。再结晶数量的多少，取决于轧制温度、变形量及轧后停留时间。在奥氏体部