实际生产过程中

1、实际生产过程中，钢在变形的过程中会产生一定的变形抗力，变形抗力会阻碍塑性变形的发生，因此，实际变形过程中要尽量选择合理的生产参数减小变形抗力的产生。对于管线钢的轧制，目前国内外各大钢厂多采用热轧的生产工艺，在实际热变形过程中可控制的基本变量为应变速率和变形温度，在保证其中一个参数恒定的前提下，我们可以研究另一个参数对变形过程的影响。目前，对于管线钢的变形抗力的影响的研究主要是在其应力-应变曲线的基础上进行的，应力-应变曲线有两种形式，即动态再结晶型和动态回复型13。动态回复型应力-应变曲线的产生是由于在变形初期，在未达到钢铁材料临界应变量之前，随着变形的不断进行，钢铁材料内部逐渐产生密度很高的

2、位错，随着位错密度的不断增加，位错与位错之间会产生相互交割，阻塞，缠结网等状态，阻碍位错的进一步运动，产生加工硬化的现象。在这个阶段，钢铁材料的变形抗力会随着变形的进行不断的增大，在超过钢铁材料的临界应变量之后，材料内部储能增大到一定的程度，并且开动了更多的滑移系，这个时候，随着位错在变形过程中通过滑移和攀移的方式运动，正负位错相互抵消，同类位错相互合并，使材料的加工硬化过程得到回复，这种回复在发生加工硬化的同时发生，故称之为动态回复型。在应力-应变曲线上的表现为一条趋于平缓的曲线。图3.1.1为应变速率为10s-1时，通过ORGION软件处理得到的不同温度下实验钢的应力-应变曲线。由图3.1

3、可知，在应变量为0到0.1的范围内，实验钢呈现典型的弹性变形趋势，此阶段金属内部阻碍变形产生升的变形抗力明显增大，此阶段的变形较难进行，随着变形温度的升高，出现了明显的屈服平台，应力-应变曲线呈现为不平稳的状态为波动的曲线，这是由于奥氏体晶粒在长大的过程中，晶界会产生一定的钉扎力阻止其长大的过程，是随着温度的增加，金属内部激活能增加，会促进晶界发生脱钉的过程，在钉扎和脱钉的过程之中金属组织内部会产生一定的柯氏气团，造成了屈服平台的产生。随着温度的升高，金属内部储能达到一定的程度，柯氏气团会随着位错移动，此时应力-应变曲线上的屈服平台逐渐消失，在超过实验钢的弹性极限经过屈服平台之后，在应变量为0

4、.1到0.2的范围内，应力-应变曲线表现为加工硬化形式，加工硬化是指金属材料在再结晶温度以下进行加工过程的中，由于发生晶粒间的滑移，出现位错的缠结，使晶粒拉长、破碎和纤维化，这个过程会使金属材料出现强度和硬度升高，塑性和韧性降低的现象14。因此，金属内部阻止金属变形的变形抗力在此过程中呈现明显的上升趋势。在应变量超过0.2时应力-应变曲线表现为典型的动态回复形式，再此过程中金属内部会发生动态回复与动态再结晶的形式与变形过程中产生的变形抗力相平衡，在此阶段应力-应变曲线趋于平缓。由实验得到的应力-应变曲线图3.1可知，相同的变形量下，变形温度高时的变形抗力与低变形温度时的变形抗力相比较小，据此，

5、我们可以得出结论，变形抗力的大小随着变形温度的升高而降低。如图3.2所示，二者之间呈现一种线性关系。从金属内部组织来看，这是因为随着变形温度的升高，金属内部的原子动能会逐渐增加，为了降低能量变化的趋势，金属内部位错的活动加剧，促进了位错的滑移和攀移，进而出现更多新的滑移系，这些滑移系使正负位错相互合并，同类位错相互抵消。位错间的这些活动改善了晶粒间的协调性，减少了位错的堆积，使变形抗力减小。此外，温度升高，在位错的滑移过程中，会出现更多位错的消失与重新排列，使变形过程中更容易发生动态回复与动态再结晶两类对材料的软化过程起到促进的效应，进而与塑性变形过程中产生的加工硬化现象相抵消，能够更好的实现

6、金属的软化。3.1.2变形温度对X100管线钢显微组织的影响在材料学的研究领域中，显微组织是金属性能的一个重要特征，它是金属性能内在的体现，在一定程度上来说，金属外在性能的改变是由于其内部显微组织变化所引起的。国内外对于金属显微组织的研究是金属材料的一个重要领域，到目前为止高级别管线钢X100尚处于研发试制阶段，现有资料研究表明其显微组织主要由粒状贝氏体、针状铁素体，贝氏体铁素体或下贝氏体和少量的马氏体岛状结构组成。图3.2为实验钢在变形速率为10s-1时，不同变形温度下的X100管线钢的显微组织图片，由图片可以看出，本实验用的X100管线钢的显微组织是以粒状贝氏体为主要的基体上带有少量的贝氏

7、体铁素体，在铁素体内部分布着少量的M/A岛。贝氏体是一种呈羽毛状分布的基体，由于粒状贝氏体含量较高，因此，X100较低级别管线钢相比具有更好的强度和韧性。在钢铁材料的热轧过程中，材料存在一个重要的参数即动态再结晶临界变形量，在超过动态再结晶临界变形量时，动态再结晶才会发生，此时变形抗力的大小将降低。随着温度升高，临界变形量成下降的趋势，因此，动态再结晶现象更容易发生。X100管线钢硫元素含量较低，在其熔点温度区间热加工一般不会有热脆现象发生。因此，在X100管线钢的轧制过程中，在符合产品质量的要求前提下，高温区应采用尽可能大变形，从而达到细化奥氏体晶粒的目的。由图（d）（f）可以看出不同变形温

8、度为1000、1050、1100时在晶界处，存在未完全长大的晶粒，且晶界并无受到破坏无明显的加工硬化现象，因此可以说明，这些温度下，实验钢的主要软化机制为回复和再结晶且进行的较为完全，与图3.1的应力-应变曲线比较吻合。图（a）和图（f）做对比可以明显的看出，变形温度为850时的显微组织为细小的被拉长的粒状贝氏体，而1100时为块状结构晶粒更为粗大。这是由于随着变形温度的降低，回复过程将组织内部存在的大量缺陷通过回复过程消除或者减少，铁素体晶粒和贝氏体晶粒可以在更多的地方形核，更容易形成铁素体和贝氏体晶粒。因此，铁素体和贝氏体晶粒形核的数量增多从而在显微组织图片上出现了更多细小的晶粒组织，晶粒

9、得到进一步的细化。结合变形温度对X100变形抗力的影响，选取适合的变形温度为1000。3.2变形速率对X100管线钢高温力学行为和显微组织的影响 实际生产过程中，钢铁材料在变形的过程中会产生变形抗力，变形抗力是一种会对塑性变形过程中钢铁材料的软化过程起到阻碍的作用的不好因素，钢铁材料的轧制会受到其阻碍，因此，在实际轧制生产过程中要控制变形抗力的大小，现有的研究表明对变形抗力的影响因素主要有变形温度、变形速率以及变形量，在这三个因素中，变形抗力对变形温度、变形速率较为敏感，在前文中已经对变形温度对变形抗力及显微组织的影响作出了研究，本节中，主要针对另一个主要影响因素变形速率对变形抗力和显微组织的

10、影响进行研究。在材料学中，显微组织是钢铁材料性能的一个重要特征，据现有的研究表明，材料某些性能的变化，实际上就是材料内部显微组织的变化所引起的。3.2.1变形速率对X100管线钢高温力学行为的影响图3.4（a）和图3.4（b）分别为变形温度为1050和900时不同应变速率下实验钢的应力-应变曲线。由图3.4（a）可见，变形速率，变形温度，以及变形量等热变形参数都会对变形抗力的大小产生一定的影响。在变形速率为0.5,1,5s-1变形量超过0.2时实验钢的应力-应变曲线呈现动态回复的形式，在0.1s-1时呈现明显的动态再结晶形式。应力-应变曲线的形式主要有动态回复和动态再结晶两种，前文已经对动态回

11、复型应力-应变曲线做出了介绍，对于动态再结晶型的曲线，该现象的产生是由于在变形的过程中随着变形量的不断增加，材料内部的位错密度会大幅度的提高，内部储存能也继续增加，当变形量达到一定程度时（超过其临界变形量）材料将使奥氏体发生另一种转变即动态再结晶，动态再结晶的发生可以在材料晶界处形成更多细小未长大的晶粒，使晶粒得到进一步的细化，从而提高了材料的韧性，能够消除加工硬化现象，使材料实现更好的软化变形。在应力-应变曲线上的表现为在超过一定应变量后缓慢下降的曲线。由于动态再结晶过程可以加强晶粒细化，因此，该过程对于加强钢铁材料的强度和韧性是有一定帮助的。由曲线可知，在相同的变形量以及相同的变形温度下，

12、实验钢的变形抗力随着变形速率的增大而变大，呈非线性的关系，变化趋势如图3.5所示。这是由于金属的塑性变形过程中随着位错的消失与重新排列会产生动态回复与再结晶等软化机制14。并且，这两种软化机制可以与塑性变形过程中金属产生的加工硬化相互抵制。随着变形速率的增加，位错的移动和产生速率会加快，容易造成位错的堆积，产生加工硬化，增大了金属的变形抗力16。另外，变形速率的增大会使金属完成塑性变形的时间减少使金属没有足够的时间软化，而且，位错的滑移和攀移的数量会大大减少，不利于回复与再结晶的实现。3.2.2变形速率对显微组织的影响图3.6为实验钢在变形温度为1050时不同变形速率下的显微组织图片，实验钢的

13、显微组织为粒状贝氏体、贝氏体铁素体以及少量的M/A岛。变形速率不同的情况下，显微组织也有所不同。在变形速率为0.1s-1时（图3.6（a）在晶界处存在大量的细小的未长大的晶粒，并且无明显的加工硬化现象晶界没有收到破坏，结合实验钢的应力-应变曲线可知，在这种情况下发生了动态再结晶的现象。这是由于较低的变形速率积累了更多的畸变能，达到了再结晶所需的再结晶激活能，因此低的变形速率更有利于再结晶行为的发生17。热加工过程中，动态再结晶过程的发生有一个必要的因素，即对金属施加的变形量超过动态再结晶临界变形量，在这种情况下，金属内部流变应力会降低，再结晶发生的开始应变量-临界应变量也会有所降低，因此，再结

14、晶现象更容发生，材料能够实现更好的软化。变形速率的增加会使变形过程中X100管线钢内部的变形抗力增大，阻碍变形的产生，但是会使晶粒得到细化，使其韧性增加18。因此，在实际生产的过程中，在不影响强度韧性的前提下，要尽量采取较低的变形速率对X100管线钢进行热变形，以获得更好的性能，实现更大的经济效应。图3.6（b）中显微组织有针状铁素体，和少量羽毛状的贝氏体，且晶粒大小不均与。图（c）中贝氏体消失，出现了大量细小的粒状贝氏体晶粒，形状较为均匀，基体内分布着M/A岛，存在着一定数量的大尺寸的晶粒。（d）中晶粒再结晶更为完全，粒状贝氏体晶粒更为细小均匀。据此，我们可以得出以下结论。在的情况下，材料的

15、晶粒的尺寸随着变形速率逐渐增大会逐渐减小，晶粒得到了细化。在微观角度分析，这是因为为了获得相同的变形量，变形速率较低所需的变形时间较长，晶体内部的缺陷通过回复作用和再结晶作用而大量减少。在相同的变形量下，变形速率越快，加工硬化现象越明显，变形所需的储能越多。因此，铁素体及贝氏体晶粒在奥氏体晶粒的晶界和缺陷处形核的数量较低速形变时有所减少19。在变形速率加快的情况下，材料完成变形的时间逐渐减少，变形不完全，晶体内部缺陷以及位错增加。因此，晶粒核率增加，得到更多细小的组织。结合变形速率对变形抗力的影响，选取5s-1为合适的变形速率。3.3 X100管线钢Z参数的确定现有的研究表明，钢铁材料在热变形

16、过程中会发生动态再结晶现象，促进其软化过程的进行，在动态再结晶现象的研究领域,Zener-Hollomon参数是一个重要研究课题，钢铁材料的临界应变量c、峰值应力p、动态再结晶激活能Qd、晶粒长大后的晶粒尺寸都可以通过Z参数来确定。前人在对于较低级别钢的动态再结晶现象研究中，做出了大量的关于Z参数的报道，本文在前人总结的基础之上，根据单道次压缩实验所得到的实验数据，结合计算软件对实验钢的Z参数进计算即： （3.1） 式中，为应变速率，s-1； T为变形温度，K； 为动态再结晶激活能，kj/mol；动态再结晶激活能的大小反映了材料在热轧过程中，软化变形的难易程度，是材料在热塑性变形的重要力学性能

17、参数;其大小反映了合金热变形过程中位错开动、回复和再结晶进行的难易程度10。R为气体常数，8.31J/(mol.K)； ，T和之间的一个普遍使用的双曲正弦关系为 （3.2）式（3.2）中，A，和n为与钢种成分有关的参数；值为0.0120.013，此处取0.012；n值对钢的化学成分比较敏感，成分不同，变化范围较大，因此，需要通过实验数据来确定10。对式(3.5)两边取对数，整理后得 （3.3）当一定时，根据式(3.6)，对求偏导数，得 （3.4） 令 （3.5）应用SPSS软件进行最小二乘法回归，得到与之间的关系曲线，如图3.4.2所示，得到其平均斜率即为b=9026.6当变形温度一定时，对式

18、（4.6）求的偏导，可以得到n，即 （3.6）与存在线性关系，直线斜率为。作图得到与的关系曲线，如图4.3所示，利用SPSS软件对实验数据进行线性回归，取n的平均值为6.45。n为X100的加工硬化指数，从数值上看，硬化指数n值或近似等于单向拉伸时材料最大均匀伸长应变的大小，即所谓细颈点应变。也就是说，n表征了颈缩点位置27。应变分布不均是板材成形中的一个重要特点，n值的大小在实际上反映的是板材的应变均化能力，n值的大小主要说明了材料的两方面特征：第一方面，在应变峰值方面，n值得不同，表示成形件的应变峰值不同。n值小的材料产生的应变峰值高，n值大的材料产生的应变峰值低 。第二方面，成形件上的应

19、变分布不同。n值小的材料应变分布不均匀，n值大的材料应变分布均匀。硬化指数n值对板材成形极限曲线具有明显的影响，n值大材料的成形极限曲线高，n值小材料的成形极限曲线低。板材的拉胀性能在很大程度上取决于材料的n值，n值高时，拉胀性能也好。因此，硬化指数n值是评价板材成形性能的重要指标之一。由式(4.7)可得再结晶激活能为484.05kj/mol则Z参数可表示为Z= (3.7)3.4章节结论十二五以来，随着国民经济飞速发展，我国对于石油和天然气等能源的需求量和消耗量逐渐增大。但大部分油气田都地处偏远地区，地距消费市场终端有一定的距离。目前，世界各国将石油和天然气从开采地输送到消费市场的途径主要管线

20、输送。高级别管线钢具有更高的强度和更好的韧性，良好的耐腐蚀性以及焊接性能，能够更好的适应油气田所处的恶劣环境。因此，为了提高油气的输送效率，降低建设成本，响应国家节能减排的号召，高级别管线钢的研制和生产已成为必然趋势。然而，国内外针对X100的研究还处于实验室研究阶段，没有真正投产。为此，本章采用在Gleeble-1500热模拟试验机上对X100级别管线钢进行单道次压缩的实验方法，对实验钢动态再结晶现象进行研究。通过应力-应变曲线分析应变速率、变形温度等因素对其高温力学性能的影响，结合微观组织实验得到的显微组织，研究其在高温变形时变性参数对X100管线钢组织性能的影响，为X100管线的生产研发

21、提供理论依据。本章主要得到以下结论：（1）X100管线钢的应力-应变曲线为回复型，在变形温度为1050，变形速率为0.1s-1，变形量大于0.2的情况下实验钢的应力-应变曲线上表现出了明显的动态再结晶现象，在超过临界应变量后应力-应变曲线成下降的趋势。在各种实验工艺下，实验钢均发生了加工硬化和动态回复现象。（2）X100管线钢的显微组织主要为粒状贝氏体，伴随着少量的贝氏体铁素体以及M/A岛，因此具有更好的强度和韧性。在变形抗力方面，在高温变形过程中，实验钢的变形抗力随着变形温度的升高而降低，随着变形速率的加快而增大。在显微组织方面，温度的降低和变形速率的加快使X100管线钢的晶粒得到细化。结合

22、实际生产，选取合适的变形温度为1000，变形速率为5s-1。（3）根据单道次压缩实验的实验数据，运用数学软件对实验数据进行线性回归得到能够对该实验钢钢种的动态再结晶激活能、峰值应变，临界应变量，以及动态再结晶后的晶粒尺寸大小作出预测的在Z参数为：Z=第四章 X100管线钢变形抗力模型的建立在金属高温变形的过程中，金属内部会产生一定的变形抗力，变形抗力对材料的软化起到阻碍的作用。由上文单道次实验得到的应力-应变曲线和不同热变形参数下实验钢的显微组织可以看出，在热变形过程中，实验钢经历了，弹性形变、加工硬化、动态回复和动态再结晶现象。这几种现象都与变形抗力的大小有关系，在实际生产过程中，研发人员要

23、根据不同的钢种，制定合理的变形温度和变形速率，这样有利于消除钢材内部的加工硬化现象，从而实现更好的变形。因此，在实际生产的前期工作中，根据实验室数据建立精准的变形抗力模型显得十分的重要。近些年来，越来越多的中外学者开始了对此模型的研究。对于X70、X80管线钢以作出了大量的报道，但是对于本文所研究的X100管线钢而言，由于技术方面的原因没有得到解决，目前，国内外各大厂商并未对其进行大规模的生产，对其变形抗力模型的研究也鲜有报道，因此，本章主要在前人研究的理论基础之上，根据单道次实验的实验数据，运用数学软件对实验数据进行线性回归，建立X100管线钢在奥氏体变形区建立变形抗力模型，以期为生产实际提

24、供合理的理论依据。变形温度的高低、金属的的合金成分、变形程度和变形速率等因素会对热变形过程中金属产生的变形抗力产生影响，金属塑性变形时的变形抗力会对变形后后变形材料的微观组织产生影响、变形温度、再结晶温度及动态回复等机制的发生也会对热变形过程中材料变形抗力的大小产生一定的关系22-24，变形抗力模型主要就是用来确定热变形抗力与这些因素的关系，根据前人总结的大量的实验和理论经验，一般来说，变形抗力的模型可用下式表示： （4.1）式中：为学成分（质量分数），%；为变形抗力，MPa；T为温度，K；为应变速率，s-1；为应变量。国内外学者对于变形抗力模型的建立有着不同的观点，由于本文的试验钢X100管

25、线钢是一种低碳微合金的高级别管线钢，根据低碳微合金钢的特点，本文考虑到应变速率、应变量和变形温度等主要影响因素对与变形抗力大小的影响，并且采用文献25中的模型进行计算根据金属变形抗力数学模型建立的原则，确定变形抗力数学模型如下： （4.2）式中：a1、a2、a3、a4、a5、a6为与材料有关的系数，为基准变形抗力（1000下应变量为0.4时的应力，实验值为180MPa）；为变形抗力，MPa；T为温度，K；为应变速率，s-1；为应变量利用SPSS软件对上式进行回归，确定式（4.2）中各待定参数。按照最小二乘法原理确定非线性模型中的待定系数。这样可得出X100管线钢的变形抗力数学模型为： （4.3

26、）由于实验数据具有一定的局限性，式（4.3）中a1-a6的数值为通过数学模型得到的最佳估计值，如表1所示：表4.1 数学模型中的各个系数Table4.1 Each coefficient of the Mathematical modela1a2a3a4a5a6-1.5792.2510.423-0.3480.3901.648由于软件的回归计算会有一定的误差，这是不可避免的，因此，对于模型的误差分析过程也十分的重要，为了对上文中得到的变形抗力模型的准确性进行验证，采用了理论值与实验所得到实际值相比较的方法，将变形温度为1000、应变速率为10s-1和变形温度为900、应变速率为0.1s-1的单道

27、次压缩实验数据带入所得的模型，将得到的应力-应变曲线与热模拟实验得到的应力-应变曲线进行拟合得到以下结果，将变形温度为1000、应变速率为10s-1和变形温度为900、应变速率为0.1s-1时的实验数据代入式(4.3)，可得实验值与模型计算值之间最大相差12MPa；相关系数为0.947，实验值与模拟值能够很好的吻合，说明所建立的变形抗力模型具有较高的准确性。 图4.1显示的是模拟值与实验值对比的结果。如图4.1可以看出，模拟值与实验值相差不大，基本能够达到良好的吻合。说明该实验所得到的变形抗力模型较为准确，但是，在实际的实验过程中存在很多其他复杂的因素对变形抗力会造成一定的影响，数据或多或少会

28、存在一定的误差，因此，模拟值与实验值数值上存在误差是正常的。根据前人对于较低级别管线钢的报道，在变形过程中变形速率过快的情况下，模型的准确性会有所下降，因此，在实际生产过程中要对变形速率的波动进行严格的控制，以确保变形抗力模型的精准。4.3 章节结论 本章中对实验钢X100管线钢热模拟的实验数据进行处理，得到X100管线钢的变形抗力模型：与实验值较为吻合。相关系数为0.947，具有较好的拟合性。第五章 X100管线钢未变形奥氏体CCT曲线的确定管线钢的综合性能是由加工后管线钢的显微组织成分和晶粒的细化程度所决定的，而对显微组织和晶粒的细化产生影响的因素主要有管线钢本身的成分设计，轧制过程中工艺

29、的设计，以及轧制后的冷却过程，随着理论的发展以及轧制设备的先进，在成分一定的前提之下，通过控轧控冷得到高性能的管线钢已经成为管线钢发展的必然趋势，因而在管线钢的发展领域得到广泛的关注29。过冷奥氏体的转变过程主要有等温转变（TTT曲线）和连续冷却转变（CCT曲线）两种，就本文研究的管线钢而言，在管线钢轧制后的冷却过程中，会发生热变形奥氏体向铁素体、珠光体、贝氏体或马氏体的相变，对于钢轧制后的冷却行为，属于连续冷却行为，对于此种现象的研究主要是通过制定该钢种轧制后的连续冷却相变曲线来确定的，连续冷却相变曲线也称CCT曲线，它反映了连续冷却条件下奥氏体的转变规律，对于预测冷却后相变产物有着指导性的

30、意义30。因此，在实际生产过程中，热处理工艺工艺参数的制定大多都是以CCT曲线为理论依据的。20世纪50年代之后，随着材料科学的发展，研究人员开始能够对CCT曲线进行精确的制定，并且运用该曲线解决实际生产过程中遇到的问题。 5.1相变临界点的确定CCT曲线反映了过冷奥氏体在连续冷却条件下，相变的开始和终了温度，开始和终了的时间以及转变所得的组织，硬度与冷却速度之间的关系31。在连续冷却相变过程中实验钢的化学成分（C,Mn,Si,Cr,Ni,V）、原始组织成分、冷却速度以及其应力-应变状态会对其CCT曲线产生影响。对于CCT曲线的测定，目前常用的方法有热膨胀法、热分析法、金相硬度法、端淬法和磁性

31、法。本节主要采用热膨胀法、热分析法和金相法结合的方法，测定X100管线钢的连续冷却相变曲线。随着温度的变化，钢铁材料会发生热胀冷缩的现象，在固态相变的过程中，铁材料的体积会发生一定的变化，在本实验中主要是试样直径的变化，热膨胀法在研究钢铁材料相变的过程中具有非常重要的意义，它可以预测相变的开始和结束温度，以及钢铁材料的热膨胀系数。由于过冷奥氏体在连续冷却过程中会向铁素体和贝氏体发生转变，对于铁素体相变转变温度Ar3和贝氏体转温度Bs主要是通过对实验中的到的流变应力-温度曲线或者膨胀量-温度曲线进行拐点法或者切线法所确定的，就准确度而言，切线法较为准确。因此，本节采用膨胀量-温度曲线的切线法确定

32、相变的开始和结束温度。图5.2.1为冷却速度为4/s时X100管线钢的膨胀量-温度曲线。当铁素体形成时，曲线开始偏移单相奥氏体应力的延长线，这个点可以确定为Ar3温度，变形在奥氏体和铁素体范围内继续进行时，奥氏体在冷却过程中所产生的加工硬化现象就会被生成铁素体带来的软化作用抵消。Bs点为应力达到最小值的点，为了验证分析所得的点的正确与否，实验中结合金相法，观察各试样的金相组织，确定相变的开始以及结束温度32-35。 由上文介绍的方法可以得到当冷却速率为4/s时，相变的开始温度656，相变结束温度304。本文利用取热膨胀曲线的切点法分别得到了冷却速度分别为2/s、4/s、5/s、8/s、30/s

33、时X100管线钢在连续冷却相变实验中相变的开始温度和结束温度，数据处理结果如表5.1所示。奥氏体在连续冷却转变冷却相变的过程中在超过Ar3线的温度之后会发生奥氏体向铁素体的转变，由于X100管线钢属于低碳微合金钢，在未达到Ar3线之前会发生多边形铁素体的先共析现象36。因此，冷却速率的不同会对冷却后室温下的显微组织细化程度造成一定的影响。 本节对经过热模拟实验后的实验试样进行显微组织分析，将处理好的试样在光学显微镜下得到其以确定不同冷却速度下的显微组织。由图5.2（a）可以看出冷却速度为2/s时，X100管线钢冷却后的室温组织主要是少量的的多边形铁素体（PF）并且出现了少量的粒状贝氏体（GB）

34、和少量的M/A岛。原奥氏体晶界清晰，随着冷却速度的加快，多边形铁素体进一步转变，在图5.2（c）中可以清晰的看到，在冷却速度达到5/s时，多边形铁素体逐渐转变成少量的针状铁素体（AF）,铁素体晶粒得到了进一步的细化，形状逐渐变得不规则，M/A岛的数量也在逐渐增多。在冷却速度为8/s时，多边形铁素体转变结束，铁素体晶粒得到进一步细化，多边形铁素体得到更深一步的转化，多数以准多边形铁素体的形式出现，针状铁素体的数量较低的冷却速度逐渐增多，并且出现了大量的粒状贝氏体（GB），如图5.2（d）所示。在图5.2（e）中，部分铁素体以板条状存在，形成板条状结构，板条长且边界清晰，粒状贝氏体的数量较之前增多

35、，多边形铁素体的转变结束，铁素体主要以针状铁素体的形式出现，显微组织实验中原奥氏体晶界基本消失，晶粒得到细化。传统较低级别的管线钢的主要成分为珠光体与铁素体，X100级别的管线钢的主要成分为针状铁素体与粒状贝氏体，针状铁素体是一种具有高密度位错和亚结构的非等轴铁素体，韧性较高，较低级别管线钢相比，X100管线钢的显微组织中奥氏体晶粒更为细小，且M/A岛的大小更细小，晶粒得到了更好的细化，这与不同级别的管线钢合金成分和碳含量的不同有一定的关系。冷却速度不同，室温下的显微组织不同，这是由于多边形铁素体和准多边形铁素体属于高温转变的产物，在未达到铁素体相变转变温度时就可以率先析出，粒状贝氏体和贝氏体铁素体是由板条状铁素体及其上或板条间的M/A岛构成的，在低的冷却速度下，X100管线钢可以在生产过程中通过控轧控冷得到粒状贝氏体、针状铁素体、M/A岛复相组织37。这是由于金属内部存在大量密度很高的位错，可以诱导相变的发生，相变后可以得到较为细化的性能较好的粒状贝氏体组织；Ni和Ti在冷却过程中可以促使管线钢在晶界析出二相粒子，从而起到了强化析出的作用，在两种强化机制的共同作用下，X100管线钢与较低级别管线钢相比，具有更好的强度和韧性。在X100管线钢的强塑性方面，钢中复相组织的数量、形态和分布相互结合确定其具强塑性得到了更好的提高。在快速冷却的条件下，奥氏体向铁素体转变的