含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变

D01:10.13374j.isml00103x2006.09.006 第28卷第9期 北京科技大学学报 Vol.28 Na 9 2006年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep.2006 含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变 肖国华)肖寄光王福明李长荣2) 1)北京科技大学治金与生态工程学院.北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要利用热模拟实验机模拟了中板控制轧制工业生产工艺，测定了一种钒微合金化船体结构 钢经不同温度多道次变形后的动态CCT曲线，讨论了终轧温度和冷却速度对组织、Y/α相变及 CCT曲线的影响.结果表明：随终轧温度的降低，实验钢的动态CCT曲线整体向左上方移动，获得 铁素体十珠光体组织的冷却速度范围变宽：随冷却速度的增加，Y/α相变开始温度Aa逐渐降低，贝 氏体相变开始温度B,以抛物线形式变化：铁素体晶粒随终轧温度降低或冷速的增加而细化 关键词船体结构钢：钒微合金化：动态CCT曲线：终轧温度 分类号TG142.41 高强度船体结构钢一般需要具有优良的综合 心偏析对实验的影响.在纵轧成材的钢板上，沿轧 力学性能、良好的加工工艺性能、一定的抗海水腐 制横向1/4厚度处用线切割机取样坯，然后将样 蚀性能.一般在铁素体一珠光体钢的基础上加入 坯机加工成图1所示的试样，中间变形段有效尺 微量的钒、铌、钛等元素，通过微合金化和控轧控 寸为6mm×15mm. 冷来促使晶粒细化和第二相弥散析出，从而实现 2×45 中6±0.025 强韧化的目的.随着控轧控冷、微合金化与治炼 技术的成熟和完善，高洁净度、超细晶和微合金化 己成为新世纪高强度铁素体一珠光体钢的主要发 89 展方向川 图1热模拟试样形状和尺寸 有关普通碳锰钢和微合金化钢的连续冷却转 Fig.I Shape and size of a specimen for thermo-simulation ex- 变(CCT)的研究有许多报导29，但关于工业生 periment 产的含钒高洁净船体结构钢的多道次变形动态 2 实验方法 CCT曲线还未见报导.为了充分发挥微合金元素 的作用，获得理想的组织，必须对控轧控冷工艺条 在Gleeble-一1500热模拟试验机上对试样进 件下的相变规律有深入的了解，这样才能制定出 行轴向压缩变形，试样中心表面焊接热电偶来监 合理的生产工艺制度.本文模拟船体结构钢的实 测温度，采集时间、温度、膨涨量等参数，整个实验 际生产工艺，重点研究了终轧温度对含钒船体结 过程由计算机控制完成.为防止氧化脱碳，试样 构钢动态连续转变的影响，摸索出生产该钢种的 加热变形在5Lmin'氩气流保护气氛中进行. 工艺制度，为生产工艺优化提供依据 模拟再结晶区十未再结晶区分6道次的两阶 段控轧控冷工艺（以下简称工艺1，见图2），前3 1 材料及加工 道次模拟粗轧，后3道次模拟精轧.试样以10 实验钢取自工业生产的厚度为36mm钒微 ℃s速度升至1100℃保温10min,以5℃·s1 合金化的热轧船体结构钢钢板，其化学成分为（质 冷却至1050℃进行第1道次变形，间隔14s到 量分数)：C0.14%；Si,0.31%:Mn,1.35%: 1030℃进行第2道次变形，再间隔14s后到 P,0.0I5%:S,0005%:V,0.067%;Al 1000C进行第3道次变形：粗轧完成后，以1 0.031%.根据实验要求，为减少板坯化学成分中 ℃·s冷至T4温度开始后3道次模拟精轧，第 4,5道次间隔时间为19s,第5,6道次间隔14s 收稿日期：2005-08-04修回日期：2006-03-17 基金项目：教有部博士点专项基金资助项目(Na20030002010): 终轧变形后2s以0.25~30℃·s1之间不同的冷 国家自然科学基金资助项目(Na50574010) 却速度冷至室温，精轧温度见表1. 作者简介：肖国华(1974一)，男，顾士研究生：王福明(1963一）， 男，教授.博士

含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变 肖国华 1) 肖寄光 1) 王福明 1) 李长荣 2) 1) 北京科技大学冶金与生态工程学院, 北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 摘 要 利用热模拟实验机模拟了中板控制轧制工业生产工艺, 测定了一种钒微合金化船体结构 钢经不同温度多道次变形后的动态 CCT 曲线, 讨论了终轧温度和冷却速度对组织、γ/α相变及 CCT 曲线的影响.结果表明:随终轧温度的降低, 实验钢的动态CCT 曲线整体向左上方移动, 获得 铁素体+珠光体组织的冷却速度范围变宽;随冷却速度的增加,γ/α相变开始温度 A r3逐渐降低, 贝 氏体相变开始温度 B s 以抛物线形式变化;铁素体晶粒随终轧温度降低或冷速的增加而细化. 关键词 船体结构钢;钒微合金化;动态 CCT 曲线;终轧温度 分类号 TG 142.41 收稿日期:2005 08 04 修回日期:2006 03 17 基金项目:教育部博士点专项基金资助项目( No.20030002010 ) ; 国家自然科学基金资助项目( No.50574010) 作者简介:肖国华( 1974—) , 男, 硕士研究生;王福明( 1963—) , 男, 教授, 博士 高强度船体结构钢一般需要具有优良的综合 力学性能 、良好的加工工艺性能、一定的抗海水腐 蚀性能 .一般在铁素体-珠光体钢的基础上加入 微量的钒、铌、钛等元素, 通过微合金化和控轧控 冷来促使晶粒细化和第二相弥散析出, 从而实现 强韧化的目的.随着控轧控冷、微合金化与冶炼 技术的成熟和完善, 高洁净度 、超细晶和微合金化 已成为新世纪高强度铁素体-珠光体钢的主要发 展方向 [ 1] . 有关普通碳锰钢和微合金化钢的连续冷却转 变( CC T) 的研究有许多报导[ 2 6] , 但关于工业生 产的含钒高洁净船体结构钢的多道次变形动态 CCT 曲线还未见报导 .为了充分发挥微合金元素 的作用, 获得理想的组织, 必须对控轧控冷工艺条 件下的相变规律有深入的了解, 这样才能制定出 合理的生产工艺制度 .本文模拟船体结构钢的实 际生产工艺, 重点研究了终轧温度对含钒船体结 构钢动态连续转变的影响, 摸索出生产该钢种的 工艺制度, 为生产工艺优化提供依据. 1 材料及加工 实验钢取自工业生产的厚度为 36 mm 钒微 合金化的热轧船体结构钢钢板, 其化学成分为( 质 量分数) :C, 0.14 %;Si, 0.31 %;M n, 1.35 %; P, 0.015 %;S, 0.005 %;V, 0.067 %;Al, 0.031 %.根据实验要求, 为减少板坯化学成分中 心偏析对实验的影响, 在纵轧成材的钢板上, 沿轧 制横向 1/4 厚度处用线切割机取样坯, 然后将样 坯机加工成图 1 所示的试样, 中间变形段有效尺 寸为 6 mm ×15 mm . 图 1 热模拟试样形状和尺寸 Fig.1 Shape and size of a specimen for thermo-simulation ex￾periment 2 实验方法 在Gleeble-1500 热模拟试验机上对试样进 行轴向压缩变形, 试样中心表面焊接热电偶来监 测温度, 采集时间、温度、膨胀量等参数, 整个实验 过程由计算机控制完成 .为防止氧化脱碳, 试样 加热变形在 5 L·min -1氩气流保护气氛中进行. 模拟再结晶区+未再结晶区分 6 道次的两阶 段控轧控冷工艺( 以下简称工艺 1, 见图 2) , 前 3 道次模拟粗轧, 后 3 道次模拟精轧 .试样以 10 ℃·s -1速度升至 1 100 ℃保温 10 min, 以 5 ℃·s -1 冷却至 1 050 ℃进行第 1 道次变形, 间隔 14 s 到 1 030 ℃进行第 2 道次变形, 再间隔 14 s 后到 1 000 ℃进行第 3 道次变形 ;粗轧完成后, 以 1 ℃·s -1冷至 T4 温度开始后 3 道次模拟精轧, 第 4, 5 道次间隔时间为 19 s, 第 5, 6 道次间隔 14 s, 终轧变形后 2 s 以 0.25 ～ 30 ℃·s -1之间不同的冷 却速度冷至室温, 精轧温度见表 1 . 第 28 卷 第 9 期 2006 年 9 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .28 No.9 Sep.2006 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2006.09.006

Vol.28 No.9 肖国华等：含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变 831· 压缩方向从变形区中部切开，按常规方法制成金 1100℃10min 相试样，用4%硝酸酒精浸蚀，用Leica DMRX光 5℃s\ 1050℃e=15%E=5s-4 1030℃e=15%E=8s1 学金相显微镜及Lo1400扫描电镜对样品的组织 %I000℃e=15%e=10sJ 1℃st T,e=14%e=10s1 进行观察分析.根据测出的温度一膨胀量变化曲 10℃1 T5e=12%e=12s TE=9%e=14s1 线，采用切线法在热膨胀曲线上确定相变温度、相 变时间，结合金相及扫描电镜观察结果，绘制 25℃s 0.25℃.s- CCT曲线. 时间min 3 实验结果 图2测定工艺1动态CCT曲线的热模拟工艺示意图 Fig.2 Schematic diagram for determining the dynamic CCT 3.1连续冷却转变室温组织特征 curves of Process I by thermal simuation 图3给出了工艺1终轧温度为800℃，经6 表1工艺1精轧温度 道次变形再以不同冷速冷却后的典型金相显微组 Table 1 Finish rolling temper ature of Process 1 织：图4分别为工艺2于1030℃工艺1于 Ty℃ T/℃ Td℃ 880℃和830℃终轧变形再以2℃·s1的冷速冷至 950 930 910 室温的金相显微组织.由图3可以看出：在冷速 920 900 880 为℃·s1时，组织为多边形铁素体和珠光体 890 870 850 (图3(a):当冷速达到5℃s1时.开始出现贝氏 870 850 830 840 820 800 体铁素体及粒状贝氏体，铁素体晶粒变小 (图3b):当冷速增至15℃·s1,主要由沿原奥 模拟再结晶区一阶段控轧控冷工艺（以下简 氏体品界析出的先共析多边形铁素体、小部分针 称工艺2).加热、保温均热、变形率、变形速度及 状铁素体、上贝氏体及一部分粒状贝氏体组成，珠 冷却参数同工艺1，粗轧和精轧之间不进行待温 光体逐渐消失（图3(c))；当冷速进一步增至 等轧，第1道次到第6道次连续轧制，各道次变形 25℃1，组织组成为沿原奥氏体晶界析出的先 温度分别为1080,1070,1060.1050,1040和 共析铁素体、贝氏体、马氏体及M/A岛，随着冷 1030℃，道次间隔时间依次为10,9,8,7，和6 速增大，铁素体体积分数逐渐减少，贝氏体及马氏 s与工艺1作比较.将热模拟后的试样沿垂直于 体体积分数增加（图3(d). 5 um d 25 um 图3工艺1终轧温度800℃不同冷速下典型的金相显微组织照片.(a)1C·s1;(b)5℃~s:(c)15℃·s1(d25℃~s1 Fig.3 Optical microstructures of specimens cooled at different cooling rates after deformation at 800 C for Process 1:(a)1C.s; (b)5℃s:(g15℃s(d25℃·g1

图 2 测定工艺1 动态 CCT 曲线的热模拟工艺示意图 Fig.2 Schematic diagram for determining the dynamic CCT curves of Process 1 by thermal simulation 表 1 工艺 1精轧温度 Table 1 Finish rolling temperature of Process 1 T 4 / ℃ T5 / ℃ T6 / ℃ 950 930 910 920 900 880 890 870 850 870 850 830 840 820 800 模拟再结晶区一阶段控轧控冷工艺( 以下简 称工艺 2) .加热 、保温均热、变形率、变形速度及 冷却参数同工艺 1, 粗轧和精轧之间不进行待温 等轧, 第 1 道次到第 6 道次连续轧制, 各道次变形 温度分别为 1 080, 1 070, 1 060, 1 050, 1 040 和 1 030 ℃, 道次间隔时间依次为 10, 9, 8, 7, 和 6 s, 与工艺 1 作比较 .将热模拟后的试样沿垂直于 压缩方向从变形区中部切开, 按常规方法制成金 相试样, 用 4 %硝酸酒精浸蚀, 用 Leica-DMRX 光 学金相显微镜及 Leo1400 扫描电镜对样品的组织 进行观察分析.根据测出的温度-膨胀量变化曲 线, 采用切线法在热膨胀曲线上确定相变温度、相 变时间, 结合金相及扫描电镜观察结果, 绘制 CCT 曲线 . 3 实验结果 3.1 连续冷却转变室温组织特征 图3 给出了工艺 1 终轧温度为 800 ℃, 经 6 道次变形再以不同冷速冷却后的典型金相显微组 织;图 4 分别为工艺 2 于1 030 ℃、工艺 1 于 880 ℃和830 ℃终轧变形再以2 ℃·s -1的冷速冷至 室温的金相显微组织 .由图 3 可以看出 :在冷速 为1 ℃·s -1时, 组织为多边形铁素体和珠光体 ( 图 3( a) ) ;当冷速达到 5 ℃·s -1时, 开始出现贝氏 体铁 素 体 及粒 状 贝 氏 体, 铁 素 体 晶粒 变 小 ( 图 3( b) ) ;当冷速增至 15 ℃·s -1 , 主要由沿原奥 氏体晶界析出的先共析多边形铁素体 、小部分针 状铁素体 、上贝氏体及一部分粒状贝氏体组成, 珠 光体逐渐消失( 图 3 ( c) ) ;当冷速进一步增至 25 ℃·s -1 , 组织组成为沿原奥氏体晶界析出的先 共析铁素体、贝氏体、马氏体及 M/A 岛, 随着冷 速增大, 铁素体体积分数逐渐减少, 贝氏体及马氏 体体积分数增加( 图 3( d) ) . 图 3 工艺 1 终轧温度 800 ℃不同冷速下典型的金相显微组织照片.( a) 1 ℃·s -1 ;( b) 5 ℃·s -1 ;( c) 15 ℃·s -1 ;(d) 25 ℃·s -1 Fig.3 Optical microstructures of specimens cooled at different cooling rates after deformation at 800 ℃ for Process 1:(a) 1 ℃·s -1 ; (b) 5 ℃·s -1 ;( c) 15 ℃·s -1 ;( d) 25 ℃·s -1 Vol.28 No.9 肖国华等:含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变 · 831 ·

。832 北京科技大学学报 2006年第9期 终轧温度高时容易出现贝氏体.在相同的冷 晶粒明显细化（图3，图4）. 速2℃s1下，终轧温度1030℃和880℃时，组织 3.2动态CCT曲线 由铁素体、珠光体及贝氏体组成（图4(），(b), 实验钢在不同终轧温度下的动态CCT曲线 当终轧温度降至800℃，未发现贝氏体（图4(）， 见图5.在0.25一30℃·s1冷速范围内随着冷速 与文献7刀报导一致. 的增加，室温组织依次由铁素体和珠光体向贝氏 随着冷速的增加和终轧温度的降低，铁素体 体、马氏体转移.铁素体转变开始温度A3随冷却 40m 0m 图4冷速2℃·s一1不同终轧温度相变后金相显微组织.(m1030℃C:(b)880℃：(c800℃ Fig.4 Optical microstructures of specimens cooled at 2C.s after deformation at different finish temperatures:(a)1030C:(b) 880℃，(c)800℃ 1100 1000 1000 (a) (b) 900 Ag=846℃ 900 4e=846℃ 800 4,=726元 800 A=726 700 700 600 600 500 500 400 400 300 300 200 200 100 冷速℃-5')252015105 10.50.25 100 冷速/（℃·3）252015105 2 10.50. 25 00 1000 0 10 100 1000 时间s 时间s 1000 1000 900 (c) Ag846℃ 900 (d) A=846℃ 800 A=726℃ 800 A=726℃ 700 700 600 E 600 500 500 400 400 300 300 200 200 100冷速（℃·3）252015105 0.50.25 100 冷速℃s)25201510 5 0.5025 10 100 i000 04 10 100 1000 时间s 时间s 1000 1000 900 (e) 4u-846℃ 900 (f) A=846℃ 800 A1=726℃ 800 A=726t: 700 700 600 600 500 留 500 400 400 300 300 200 200 100冷速（℃s252015i05 100 冷速（℃·s)252015i05 0 0.5025 0 10.50,25 10 100 1000 1 10 100 1000 时间s 时间s 图5工艺1和工艺2不同终轧温度的动态CCT曲线.(a)工艺2.1030℃：(b)工艺1.910℃：(c)工艺1,880C:(d)工艺1. 850℃，(e)工艺1,830℃：(0工艺1,800℃ Fig.5 CCT curves of deformation at different finish rolling temperatures for Processes I and 2:(a)Process 2,1030 C:(b)Process L,910℃，(c)Process1,880℃：(d)Process 1,850℃：(e)Process 1,830℃，()Process1,800℃

终轧温度高时容易出现贝氏体.在相同的冷 速2 ℃·s -1下, 终轧温度1 030 ℃和 880 ℃时, 组织 由铁素体、珠光体及贝氏体组成( 图 4( a) , ( b) ) , 当终轧温度降至800 ℃, 未发现贝氏体( 图 4( c) ) , 与文献[ 7] 报导一致 . 随着冷速的增加和终轧温度的降低, 铁素体 晶粒明显细化( 图 3, 图 4) . 3.2 动态 CCT 曲线 实验钢在不同终轧温度下的动态 CCT 曲线 见图 5 .在 0.25 ～ 30 ℃·s -1冷速范围内随着冷速 的增加, 室温组织依次由铁素体和珠光体向贝氏 体、马氏体转移 .铁素体转变开始温度 A r3随冷却 图 4 冷速 2 ℃·s -1不同终轧温度相变后金相显微组织.( a) 1 030 ℃;( b) 880 ℃;( c) 800 ℃ Fig.4 Optical microstructures of specimens cooled at 2 ℃·s -1 after deformation at different finish temperatures:( a) 1 030 ℃;( b) 880 ℃;( c) 800 ℃ 图 5 工艺1 和工艺 2 不同终轧温度的动态CCT 曲线.( a) 工艺 2, 1 030 ℃;(b) 工艺 1, 910 ℃;( c) 工艺 1, 880 ℃;(d) 工艺 1, 850 ℃;( e) 工艺 1, 830 ℃;( f) 工艺 1, 800 ℃ Fig.5 CCT curves of deformation at different finish rolling temperatures for Processes 1 and 2:( a) Process 2, 1 030 ℃;( b) Process 1, 910 ℃;( c) Process1, 880 ℃;( d) Process 1, 850 ℃;( e) Process 1, 830 ℃;( f) Process 1, 800 ℃ · 832 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 9 期

Vol.28 No.9 肖国华等：含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变 ·833。 速度增加而降低；珠光体转变开始温度A随冷 1030℃与880℃，880℃与800℃的CCT曲线的 却速度增加而缓慢降低：贝氏体转变开始温度在 比较见图6.随着终轧温度的降低，CCT曲线整 珠光体下叠区随冷速增加而增加，到一定程度后， 体向左移动，向上移动幅度不大，出现贝氏体的上 保持恒定，然后将近向马氏体转变区过渡时，又成 临界冷却速度增加 下降趋势，这与文献[6]一致.终轧温度为 1000 1000 900 (a) A,-846℃ 900 (b) Aa=846℃ 800 A1=726℃ 800 1=726元 700 700 于600 600 是网 -0-终轧880℃ --终轧880℃% 300 一●终轧830℃ 300 -o终轧】030℃ 200 200 10F 冷速（℃·s-)252015105 10.50.25 10 冷速（℃·5）25201510 10.5025 0 10 100 1000 10 100 1000 时间s 时间s 图6终轧温度对动态CCT曲线的影响 Fig 6 Effect of finish rolling temperature on the CCT curves 3.3冷却速度对相变动力学影响 细小弥散，阻止晶粒长大，共同作用使铁素体晶粒 图7给出了工艺1在910℃850℃和800℃ 细化；另一个原因是增加冷速，限制了晶界的运动 3种终轧温度下，冷却速度对相变时间的影响. 能力，抑制先共析铁素体和珠光体扩散型相变，降 总体上相变时间随着冷却速度的加大而缩短，在 低铁素体和珠光体数量，中温和低温相变得到加 缓冷阶段，随着冷却速度的增加，相变时间迅速降 强，由扩散型相变向切变型相变过渡，结果引起相 低.当达到5℃·s1以上，相变时间平缓下降，冷 变时间的缩短. 速继续增加，相变时间保持不变.同时可以看出 42终轧温度对动态CCT曲线的影响 终轧温度对相变时间影响不明显 随着终轧温度的降低，CCT曲线整体向左上 700 方移动（图6.这是因为：一方面轧后试样在高温 600 区停留时间相对较短，阻止了相变前己经细化的 500 口终轧温度910℃ 0终轧温度850℃ 奥氏体晶粒长大，在边界形核的位置增加；另一方 400 △终轧温度800℃ 300 面，降低轧制温度，可以有效增加变形带、位错及 200 孪晶等缺陷，储存形变能，减少奥氏体的回复，减 100 少了孕育时间，加速相变的进行，使CCT曲线向 左上方移动到 1015202530 冷速（℃-s) 43终轧温度对铁素体晶粒的影响 许多研究和实验表明，在通常低碳锰钢成分 图7冷却速度对相变时间的影响 范围，碳氮化钒自奥氏体的析出动力学非常缓慢， Fig.7 Effect of cooling rate on the transformation time 连续冷却转变过程受冷速限制，绝大部分钒将在 4 讨论 相变及相变后呈点列状的相间析出、或于铁素体 中弥散析出，尺寸较小810；极小部分碳氮化钒在 41冷却速度对相变的影响 轧制的后期.即精轧阶段由于应力诱发析出，属于 轧后对再结晶和未再结晶奥氏体进行加速冷 高温析出，析出物尺寸较大.降低终轧温度，一方 却对成品的组织和性能有重要的影响3母.加速 面促进在Y/α相变前及相变过程中析出微细钒的 冷却降低相变A,加快相变过程（图7），细化晶 碳氮化物，延迟相变过程，阻止再结晶进行，使沿 粒（图3）.冷速增加促进相变，细化晶粒，主要有 呈扇形的奥氏体晶界的铁素体有更充分形核时 两个原因：随冷速增加.A3降低，使相变时的过冷 间：另一方面，相变前的奥氏体晶粒变的更加扁 度增加，低温相变促进晶内形核9，于是增加形 平，内部变形带增加，使沿锯齿突出状的奥氏体边 核率，加上微合金碳氮化物趋向于低温析出，更加 界及内部变形带上的铁素体形核率增加，从而细

速度增加而降低 ;珠光体转变开始温度 A r1随冷 却速度增加而缓慢降低 ;贝氏体转变开始温度在 珠光体下叠区随冷速增加而增加, 到一定程度后, 保持恒定, 然后将近向马氏体转变区过渡时, 又成 下降 趋势, 这 与文 献[ 6] 一 致.终 轧温 度为 1 030 ℃与 880 ℃, 880 ℃与 800 ℃的 CCT 曲线的 比较见图 6 .随着终轧温度的降低, CCT 曲线整 体向左移动, 向上移动幅度不大, 出现贝氏体的上 临界冷却速度增加. 图 6 终轧温度对动态 CCT 曲线的影响 Fig.6 Effect of finish rolling temperature on the CCT curves 3.3 冷却速度对相变动力学影响 图 7 给出了工艺 1 在 910 ℃, 850 ℃和 800 ℃ 3 种终轧温度下, 冷却速度对相变时间的影响. 总体上相变时间随着冷却速度的加大而缩短, 在 缓冷阶段, 随着冷却速度的增加, 相变时间迅速降 低, 当达到 5 ℃·s -1以上, 相变时间平缓下降, 冷 速继续增加, 相变时间保持不变 .同时可以看出 终轧温度对相变时间影响不明显. 图 7 冷却速度对相变时间的影响 Fig.7 Effect of cooling rate on the transformation time 4 讨论 4.1 冷却速度对相变的影响 轧后对再结晶和未再结晶奥氏体进行加速冷 却对成品的组织和性能有重要的影响 [ 3, 8] .加速 冷却降低相变 A r3, 加快相变过程( 图 7) , 细化晶 粒( 图 3) .冷速增加促进相变, 细化晶粒, 主要有 两个原因 :随冷速增加, A r3降低, 使相变时的过冷 度增加, 低温相变促进晶内形核[ 4] , 于是增加形 核率, 加上微合金碳氮化物趋向于低温析出, 更加 细小弥散, 阻止晶粒长大, 共同作用使铁素体晶粒 细化 ;另一个原因是增加冷速, 限制了晶界的运动 能力, 抑制先共析铁素体和珠光体扩散型相变, 降 低铁素体和珠光体数量, 中温和低温相变得到加 强, 由扩散型相变向切变型相变过渡, 结果引起相 变时间的缩短 . 4.2 终轧温度对动态 CCT 曲线的影响 随着终轧温度的降低, CCT 曲线整体向左上 方移动( 图 6) .这是因为 :一方面轧后试样在高温 区停留时间相对较短, 阻止了相变前已经细化的 奥氏体晶粒长大, 在边界形核的位置增加;另一方 面, 降低轧制温度, 可以有效增加变形带、位错及 孪晶等缺陷, 储存形变能, 减少奥氏体的回复, 减 少了孕育时间, 加速相变的进行, 使 CCT 曲线向 左上方移动[ 3] . 4.3 终轧温度对铁素体晶粒的影响 许多研究和实验表明, 在通常低碳锰钢成分 范围, 碳氮化钒自奥氏体的析出动力学非常缓慢, 连续冷却转变过程受冷速限制, 绝大部分钒将在 相变及相变后呈点列状的相间析出、或于铁素体 中弥散析出, 尺寸较小[ 8 10] ;极小部分碳氮化钒在 轧制的后期, 即精轧阶段由于应力诱发析出, 属于 高温析出, 析出物尺寸较大 .降低终轧温度, 一方 面促进在 γ/α相变前及相变过程中析出微细钒的 碳氮化物, 延迟相变过程, 阻止再结晶进行, 使沿 呈扇形的奥氏体晶界的铁素体有更充分形核时 间;另一方面, 相变前的奥氏体晶粒变的更加扁 平, 内部变形带增加, 使沿锯齿突出状的奥氏体边 界及内部变形带上的铁素体形核率增加, 从而细 Vol.28 No.9 肖国华等:含钒高强度船体结构钢的连续冷却转变 · 833 ·

。834 北京科技大学学报 2006年第9期 化铁素体晶粒 发展.机械工程材料，2001,25(2)：4 44工艺1与工艺2比较 [?】蔡庆伍，余伟，董洪波，等.控轧控冷工艺对N一V钢的组织 性能析出行为的影响.钢铁，2002,37(3)：32 与板卷热连轧相比，船体结构钢中厚板生产 [3]de Andres C G.Caballero F G.Capdevil C.et al.Applica 流程自动化程度较低、轧制道次间隔时间长并且 tion of dltometric analysis to the study of solidsold phase 难于获得大冷却速度山，所以其组织细化很困 transformat ions in steels Mater Charact,2002.48:101 难.比较实验钢两种工艺的CCT曲线，工艺1的 [4 Manohar P A.Chandra T.Illmore C R.Continuous cooling CCT曲线整体向左上方移动，但是移动幅度不 transformat ion behaviour of microalloyed steels contairing Ti. Nb.M n and Mo.ISIJ Int 1996 36(12):1486 大.当轧制厚度相对较薄的含钒钢板，轧制后控 [5 Manohar PA.Chandma T.Contiruous cooling transformation 冷设备能满足要求，在对含钒船体结构钢的成分 behaviour of high strength micmalloyed steels for linepipe ap 进行合理设计、加热制度适当的基础上，采用工艺 plications.ISIJ Int.1998.38(7):766 2在再结晶区进行大压下量多道次轧制变形，轧 [6 Ouchi C.Sampei T.Kozasu I.The effect of hot mlling cond- 后迅速进行快冷至贝氏体相变开始温度30~50 tion and chemical composition on the onset temperature of Y/a ℃以上，然后依靠钢板自回火，缓慢冷却也可以获 transformation after hot rolling.Trans ISIJ.1982.22:214 7 Zhao J C.Notis M R.Continupus codling transformation ki- 得希望的组织.这样可以省却中间待温等轧工 netics versus isothemal tmansformation kinetics of steds:a 序，节约能源，提高效率， phenomenological rationalization of experimental obervations. Mater Sci Eng 1995,15:135 5结论 [8 Lagneborg R,Siw ecki T,Zajac S,et al.The mle of vanadium (1)降低终轧温度，钒微合金化船体结构钢 in microalloyed steels.Scand J Metall,1999.28:186 [9 Mekkawy M F,El-Fawakhry K A.Mishreky M L,et al.Ef- 的动态CCT曲线整体向左上方移动，得到铁素体 fec of finishrolling temperature on microstructure and 十珠光体的冷却速度范围变宽，而且铁素体晶粒 strength of V-and Ti-microalbyed steels.Scand J Metall. 细化. 1990.19:246 (2)提高轧后冷却速度导致A3降低，造成较 10]Medna S F,Mancilla JE,Hernandez CA.Stat ic recrystah 大的过冷度，增加铁素体形核率，晶粒细化；贝氏 lization of hot deformed austenite and induced precipitation 体相变开始温度B。以抛物线形式变化. kinetics in vanadum microalloyed steels.ISJ Int,1994.34 (8):689 参考文献 [范建文，易敏，陈明跃，等.细晶强化Q345中板的控轧控冷 工艺研究.轧钢，2003,201)：11 【刂徐平光，白秉哲，方鸿生.高强度低合金中厚钢板的现状与 Effect of finish rolling temperature on the continuous cooling transformation of V-alloyed high strength hull steel XIAO Guohua,XIAO Jiguang,WANG Fuming,LI Changrong? 1)Metallurgical and Ecological Engineering School,University of Science and Technology Beiing.Beijing 100083.China 2)Materiak Science and Ergineering School.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT The dynamic continuous cooling transformation(CCT)diagrams of a kind of V-alloyed high strength hull steel were determined by the use of a thermo-simulating machine after multi-pass deformat ion designed to simulate the industrial controlled rolling procedures for the production of plates at different tem- peratures.The effects of finish rolling temperature and cooling rate on the microstructure,Y/a transforma- tion and CCT diagrams of the hull steel were investigated.The results show that the dy namic CCT dia- grams shift to left and upper,and the region of cooling rate to obtain ferrite and pearlite is widened with de- creasing finish rolling tem perature.With the increase of cooling rate,the onset of y transfo mation (A3)is lowered gradually,and the bainite start temperature B.changes in a parabolic way.As the finish rolling temperature decreases or the cooling rate increases,the grains of ferrite are refined. KEY WORDS hull steels;vanadium-microalloyed;dynamic CCT diagrams;finish rolling temperature

化铁素体晶粒. 4.4 工艺 1 与工艺 2 比较 与板卷热连轧相比, 船体结构钢中厚板生产 流程自动化程度较低 、轧制道次间隔时间长并且 难于获得大冷却速度 [ 11] , 所以其组织细化很困 难.比较实验钢两种工艺的 CCT 曲线, 工艺 1 的 CCT 曲线整体向左上方移动, 但是移动幅度不 大.当轧制厚度相对较薄的含钒钢板, 轧制后控 冷设备能满足要求, 在对含钒船体结构钢的成分 进行合理设计、加热制度适当的基础上, 采用工艺 2 在再结晶区进行大压下量多道次轧制变形, 轧 后迅速进行快冷至贝氏体相变开始温度 30 ～ 50 ℃以上, 然后依靠钢板自回火, 缓慢冷却也可以获 得希望的组织 .这样可以省却中间待温等轧工 序, 节约能源, 提高效率. 5 结论 (1) 降低终轧温度, 钒微合金化船体结构钢 的动态CCT 曲线整体向左上方移动, 得到铁素体 +珠光体的冷却速度范围变宽, 而且铁素体晶粒 细化 . ( 2) 提高轧后冷却速度导致 A r3降低, 造成较 大的过冷度, 增加铁素体形核率, 晶粒细化 ;贝氏 体相变开始温度 B s 以抛物线形式变化. 参 考 文 献 [ 1] 徐平光, 白秉哲, 方鸿生.高强度低合金中厚钢板的现状与 发展.机械工程材料, 2001, 25( 2) :4 [ 2] 蔡庆伍, 余伟, 董洪波, 等.控轧控冷工艺对 Nb-V 钢的组织 性能析出行为的影响.钢铁, 2002, 37( 3) :32 [ 3] de Andres C G, Caballero F G, Capdevila C, et al.Applica￾tion of dilatometric analysis to the study of solid-solid phase transformations in st eels.Mater Charact, 2002, 48:101 [ 4] Manohar P A, Chandra T, Illmore C R.Continuous cooling transformation behaviour of microalloyed steels containing Ti, Nb, M n and Mo .ISIJ Int, 1996, 36( 12) :1486 [ 5] Manohar P A, Chandra T .Continuous cooling transf ormation behaviour of high strength microalloyed steels for linepipe ap￾plications.ISIJ Int, 1998, 38( 7) :766 [ 6] Ouchi C , Sampei T, Kozasu I .The effect of hot rolling condi￾tion and chemical composition on the onset temperature of γ/ α transformation after hot rolling .Trans ISIJ, 1982, 22:214 [ 7] Zhao J C, Notis M R.Continuous cooling transformation ki￾netics versus isothermal transformati on kinetics of st eels:a phenomenological rationalization of experiment al observations. Mater Sci Eng, 1995, 15:135 [ 8] Lagneborg R, Siw ecki T , Zajac S, et al.The role of vanadium in microalloyed steels.Scand J Metall, 1999, 28:186 [ 9] Mekkaw y M F, El-Fawakhry K A, Mish reky M L, et al.Ef￾fect of finish-rolling tem peratu re on microstructu re and strength of V-and Ti-microalloyed steels.Scand J Metall, 1990, 19:246 [ 10] Medina S F, Mancilla J E, Hernandez C A .S tatic recrystal￾lization of hot deformed austenite and induced precipitation kinetics in vanadium microalloyed steels.ISIJ Int, 1994, 34 ( 8) :689 [ 11] 范建文, 易敏, 陈明跃, 等.细晶强化Q345 中板的控轧控冷 工艺研究.轧钢, 2003, 20( 1) :11 Effect of finish rolling temperature on the continuous cooling transformation of V-alloyed high strength hull steel X IAO Guohua 1) , XIAO J iguang 1) , WANG Fuming 1) , LI Changrong 2) 1) Metallurgical and Ecological Engineering S chool, Uni versit y of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Materials Science and Engineering School, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China ABSTRACT The dynamic continuous cooling transformation ( CCT) diagrams of a kind of V-alloyed high strength hull steel w ere determined by the use of a thermo-simulating machine after multi-pass deformation designed to simulate the industrial controlled rolling procedures for the production of plates at different tem￾peratures .The effects of finish rolling temperature and cooling rate on the microstructure, γ/αtransforma￾tion and CCT diagrams of the hull steel were investigated .The results show that the dy namic CCT dia￾g rams shift to left and upper, and the region of cooling rate to obtain ferrite and pearlite is w idened w ith de￾creasing finish rolling temperature .With the increase of cooling rate, the onset of γtransfo rmation ( A r3) is lowered gradually , and the bainite start temperature B s changes in a parabolic way .As the finish rolling temperature decreases or the cooling rate increases, the grains of ferrite are refined . KEY WORDS hull steels ;vanadium-microalloyed ;dynamic CCT diagrams ;finish rolling temperature · 834 · 北 京 科 技 大 学 学 报 2006 年第 9 期