不同终轧温度下36Mn2V钢的连续冷却转变规律

D0:10.13374/.issn1001-053x2012.03.008 第34卷第3期 北京科技大学学报 Vol.34 No.3 2012年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2012 不同终轧温度下36Mn2V钢的连续冷却转变规律 卢忠山2) 王福明2)@李长荣》 程慧静12) 1)北京科技大学钢铁治金新技术国家重点实验室，北京1000832)北京科技大学治金与生态工程学院，北京100083 3)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:wangfuming(@metall.usth.edu.cm 摘要采用Gleeble--l500热模拟机，测定了36M2V钢经四种终轧温度变形后的连续冷却膨胀曲线，结合金相-硬度法，获 得了该钢种的连续冷却转变曲线.结果表明：随冷却速度的增大，实验钢的γα相变开始温度逐渐降低，贝氏体相变开始温度 先升高到一个平台，随冷却速度的进一步增加又降低，晶粒细化：随终轧温度的降低，实验钢的动态连续冷却转变曲线整体向 左上方移动，网状铁素体和晶内铁素体明显减少，晶粒略有细化：经四种温度终轧后以3℃·s的冷速冷却到室温的四个试样 中，唯独950℃终轧的试样中未观察到贝氏体. 关键词微合金化钢：轧制：冷却：相变：金相 分类号TG142.3 Continuous cooling transformation of 36Mn2V steel at different finish rolling temperatures LU Zhong-shan',2,WANG Fu--ming2回，ⅡChang+-ong》，CHENG Huijing'.a 1)State Key Laboratory of Advanced Metallurgy,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Metallurgical and Ecological Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 3)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:wangfuming@metall.ustb.edu.cn ABSTRACT The continuous cooling transformation (CCT)curves of 36Mn2V steel were obtained on the basis of the expansion curves of continuous cooling at 4 finish rolling temperatures measured on a Gleeble-1500 thermal simulator in combination with metallo- graphic and hardness methods.The experimental results show that with increasing cooling rate the starting temperature of y/o transfor- mation gradually lowers,but the starting temperature of bainite transformation increases to a plateau and then decreases,and the grains are refined.With the finishing rolling temperature decreasing,the experimental dynamic CCT curves shift to the left and upper wholly, the ferrite along grain boundaries and intra-granular ferrite decrease,and the grains are slightly refined.No bainite appears in the spec- imen finally rolled at 950 C. KEY WORDS microalloyed steel:rolling:cooling:phase transitions:metallography 微合金非调质钢因具备高性价比和良好的综合 可靠的理论依据而.本文对36Mn2V钢的过冷奥氏 力学性能而被广泛用于现代工业生产四，近几年 体分解转变特性和行为进行系统的实验研究，测定 N80级石油套管的大量生产就是其应用之一回，实 了经四种终轧温度下变形后的连续冷却转变 践表明，微合金化钢在热轧过程中通过控制轧制与 (continuous cooling transformation,CCT)曲线，揭示 控制冷却工艺优化可大幅度提高钢的性能回. 不同冷却速度条件下的组织特征. 36Mn2V钢是国内钢厂近几年专为生产N80级油井 1实验材料及方法 管而研制和开发的钢种，目前生产技术尚不成熟，轧 后组织状态不稳定，在其热加工工艺的优化时缺乏 实验材料为断面260mm×300mm的连铸坯，试 收稿日期：2011-03-02

第 34 卷 第 3 期 2012 年 3 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 3 Mar． 2012 不同终轧温度下 36Mn2V 钢的连续冷却转变规律 卢忠山1，2) 王福明1，2) 李长荣3) 程慧静1，2) 1) 北京科技大学钢铁冶金新技术国家重点实验室，北京 100083 2) 北京科技大学冶金与生态工程学院，北京 100083 3) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn 摘 要 采用 Gleeble--1500 热模拟机，测定了 36Mn2V 钢经四种终轧温度变形后的连续冷却膨胀曲线，结合金相--硬度法，获 得了该钢种的连续冷却转变曲线． 结果表明: 随冷却速度的增大，实验钢的 γ/α 相变开始温度逐渐降低，贝氏体相变开始温度 先升高到一个平台，随冷却速度的进一步增加又降低，晶粒细化; 随终轧温度的降低，实验钢的动态连续冷却转变曲线整体向 左上方移动，网状铁素体和晶内铁素体明显减少，晶粒略有细化; 经四种温度终轧后以 3 ℃·s － 1 的冷速冷却到室温的四个试样 中，唯独 950 ℃终轧的试样中未观察到贝氏体． 关键词 微合金化钢; 轧制; 冷却; 相变; 金相 分类号 TG142. 3 Continuous cooling transformation of 36Mn2V steel at different finish rolling temperatures LU Zhong-shan1，2) ，WANG Fu-ming1，2) ，LI Chang-rong3) ，CHENG Hui-jing1，2) 1) State Key Laboratory of Advanced Metallurgy，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Metallurgical and Ecological Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 3) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: wangfuming@ metall． ustb． edu． cn ABSTRACT The continuous cooling transformation ( CCT) curves of 36Mn2V steel were obtained on the basis of the expansion curves of continuous cooling at 4 finish rolling temperatures measured on a Gleeble-1500 thermal simulator in combination with metallo￾graphic and hardness methods． The experimental results show that with increasing cooling rate the starting temperature of γ/α transfor￾mation gradually lowers，but the starting temperature of bainite transformation increases to a plateau and then decreases，and the grains are refined． With the finishing rolling temperature decreasing，the experimental dynamic CCT curves shift to the left and upper wholly， the ferrite along grain boundaries and intra-granular ferrite decrease，and the grains are slightly refined． No bainite appears in the spec￾imen finally rolled at 950 ℃ ． KEY WORDS microalloyed steel; rolling; cooling; phase transitions; metallography 收稿日期: 2011--03--02 微合金非调质钢因具备高性价比和良好的综合 力学性能而被广泛用于现代工业生产［1］，近几年 N80 级石油套管的大量生产就是其应用之一［2］． 实 践表明，微合金化钢在热轧过程中通过控制轧制与 控制 冷 却 工 艺 优 化 可 大幅度提高钢的性能［3］． 36Mn2V 钢是国内钢厂近几年专为生产 N80 级油井 管而研制和开发的钢种，目前生产技术尚不成熟，轧 后组织状态不稳定，在其热加工工艺的优化时缺乏 可靠的理论依据［4］． 本文对 36Mn2V 钢的过冷奥氏 体分解转变特性和行为进行系统的实验研究，测定 了经四种终轧温度下变形后的连续冷却转变 ( continuous cooling transformation，CCT) 曲线，揭示 不同冷却速度条件下的组织特征． 1 实验材料及方法 实验材料为断面260 mm × 300 mm 的连铸坯，试 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.03.008

·284· 北京科技大学学报 第34卷 样取自稳浇期的同一块铸坯上，其化学成分见表1. 变温度和相变时间，并结合金相组织分析测试，绘制 取样长度方向垂直于拉坯方向.试样加工成中间带 连续冷却转变曲线. 凹槽的哑铃状，中间变形段的有效尺寸为8mm× 15mm. 1I50M 5 min E=45是 表1试样的化学成分（质量分数） e-0.5. 15T4 1=1150℃ Table 1 Chemical composition of the tested steel M Si Mn P e-20.7% 0.360.281.540.0130.0040.122 10℃.4 =880℃.950℃ 100.1050℃ 为了模拟260mm×300mm连铸坯经热轧成为 0205.08.1 中l30mm圆棒坯的轧制工艺，在实验室采用Gleeble-- 35.7.10.20 30℃.1 1500热模拟机对试样进行如图1所示两道次轧制： 时间公 试样以10℃·s-的速率升温到1150℃，保温5min; 然后将15mm试样压下6.8mm(工程应变为 图1经两道次高温变形的奥氏体连续冷却转变曲线测定工 艺流程 45%),变形速率为0.5s1:再以1.5℃s1的冷速 Fig.1 Processes for determining CCT curves after two-pass high- 分别冷却至880、950、1000和1050℃；试样 temperature deformation (8.2mm)压下1.7mm(工程应变为20.7%)，变形 速率为1·s1;形变结束后试样分别以0.2、0.5、 2实验结果与分析 0.8、1、3、5、7、10、20和30℃s-1的冷却速度冷却至 室温 2.1金相显微组织 将得到的试样沿压缩鼓肚的中部，垂直于轴向 实际生产中，轧后中130mm圆棒坯空冷的平均 切开，经研磨抛光后用4%硝酸酒精溶液浸蚀，采用 冷速为0.8~1℃·s-1.图2是分别经880、950、 光学显微镜和布氏显微硬度仪观察显微组织.根据 1000和1050℃变形后试样以0.8℃·s-1的冷速冷 测量的温度一膨胀量变化曲线，采用切线法确定相 至室温的显微组织.四者均为先共析铁素体和珠光 图2不同终轧温度变形后试样以冷速0.8℃s1冷至室温的显微组织.(a)880℃：(b)950℃：(c)1000℃：(d)1050℃ Fig.2 Microstructures of the specimens cooled at0.8℃·s-after deformation at different temperatures:(a)880℃；(b)950℃：(c）10O0 ℃：(d)1050℃

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 样取自稳浇期的同一块铸坯上，其化学成分见表 1． 取样长度方向垂直于拉坯方向． 试样加工成中间带 凹槽的哑铃状，中间变形段的有效尺寸为 8 mm × 15 mm． 表 1 试样的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested steel % C Si Mn P S V 0. 36 0. 28 1. 54 0. 013 0. 004 0. 122 为了模拟 260 mm × 300 mm 连铸坯经热轧成为 130 mm 圆棒坯的轧制工艺，在实验室采用Gleeble-- 1500 热模拟机对试样进行如图 1 所示两道次轧制: 试样以 10 ℃·s － 1 的速率升温到 1 150 ℃，保温 5 min; 然后 将 15 mm 试 样 压 下 6. 8 mm ( 工 程 应 变 为 45% ) ，变形速率为 0. 5·s － 1 ; 再以 1. 5 ℃·s － 1 的冷速 分 别 冷 却 至 880、950、1 000 和 1 050 ℃ ; 试 样 ( 8. 2 mm) 压下 1. 7 mm( 工程应变为 20. 7% ) ，变形 速率为 1·s － 1 ; 形变结束后试样分别以 0. 2、0. 5、 0. 8、1、3、5、7、10、20 和 30 ℃·s － 1 的冷却速度冷却至 室温． 图 2 不同终轧温度变形后试样以冷速 0. 8 ℃·s － 1冷至室温的显微组织 . ( a) 880 ℃ ; ( b) 950 ℃ ; ( c) 1 000 ℃ ; ( d) 1 050 ℃ Fig． 2 Microstructures of the specimens cooled at 0. 8 ℃·s － 1 after deformation at different temperatures: ( a) 880 ℃ ; ( b) 950 ℃ ; ( c) 1000 ℃ ; ( d) 1 050 ℃ 将得到的试样沿压缩鼓肚的中部，垂直于轴向 切开，经研磨抛光后用 4% 硝酸酒精溶液浸蚀，采用 光学显微镜和布氏显微硬度仪观察显微组织． 根据 测量的温度--膨胀量变化曲线，采用切线法确定相 变温度和相变时间，并结合金相组织分析测试，绘制 连续冷却转变曲线． 图 1 经两道次高温变形的奥氏体连续冷却转变曲线测定工 艺流程 Fig． 1 Processes for determining CCT curves after two-pass high￾temperature deformation 2 实验结果与分析 2. 1 金相显微组织 实际生产中，轧后 130 mm 圆棒坯空冷的平均 冷速为 0. 8 ～ 1 ℃·s － 1 ． 图 2 是分别经 880、950、 1 000和 1 050 ℃ 变形后试样以 0. 8 ℃·s － 1 的冷速冷 至室温的显微组织． 四者均为先共析铁素体和珠光 ·284·

第3期 卢忠山等：不同终轧温度下36M2V钢的连续冷却转变规律 ·285· 体的混合组织.相比而言，随终轧温度的降低，晶粒 明显细化，组织中可见大量的细羽毛状的上贝氏体 有所细化，铁素体含量增多，并且由晶界向晶内 (图3())，并且贝氏体含量随冷速的增加而增大： 发展. 冷速达到7℃·s组织最为复杂，显微硬度值为 图3给出了实验钢在1000℃终轧变形后以不 Hv307~630,结合金相分析，确认仍存在铁素体-珠 同冷速冷却至室温的显微组织.冷速不高于1℃· 光体转变，基体主要由上贝氏体和粒状贝氏体组成 s的试样中，组织全部由白亮的铁素体与黑色的细 (图3())，并且局部区域可见少量马氏体；当冷速 珠光体组成，在0.2℃·s1冷速下，铁素体得到充分 增至10℃·s-1,试样以较快的速度进入低温转变 的析出，呈块状沿原奥氏体晶界和晶内分布，随冷速 区，组织主要为板条和针状马氏体以及少量贝氏体 加快，铁素体析出量减少，主要呈网状分布于晶界 (图3())；冷速达到30℃s-1,则为全部的板条马 (图3(a)、(b):当冷速达到3℃·s时，晶粒组织 氏体组织（图3(）) 254m 25 wm 254m 图31000℃终轧后试样以不同冷速冷至室温的典型显微组织.(a)0.2℃sl:(b)1℃·s1:(c)3℃s1:(d)7℃s1:(e)10℃ s1:(030℃s1 Fig.3 Typical microstructures of the specimens after finish rolling at 1000C with different cooling rates:(a)0.2Cs:(b)ICs:(c) 3℃s1;(d)7℃s1:(e)10℃s1:(030℃s1 经880、950、1000和1050℃变形后的组织随冷 一定的冷速范围内随终轧温度降低，连续冷却转变 速的变化规律基本相似，但中温转变的临界冷速差 曲线整体向左上方轻微移动.主要表现为：在相同 别较大.图4为经四种终轧温度变形后试样以 冷速下，终轧温度降低，铁素体和珠光体的转变开始 3℃·s1的冷速冷至室温的显微组织.由图4可见， 温度上升，最大升温幅度为25~40℃（图6(a)):贝 随变形温度的降低，贝氏体含量减小，950℃变形的 氏体转变开始温度也有所升高，最大升温幅度为 试样组织中已无贝氏体的出现，但如图4(a)所示 12~20℃（图6(b).特别的是，与图5(a)相比， 880℃变形试样中又出现大量贝氏体组织. 图5(b)和(c)中的7℃·s1冷速线都穿过珠光体转 2.2动态连续冷却转变曲线 变区，图5(c)的3℃·s冷速线则避开了贝氏体转 图5为1050、1000、950和880℃变形后的动态 变区：随冷速的增加，铁素体和珠光体各自的转变开 连续冷却转变曲线，终轧温度对y/α相变开始 始点和结束点均下降，而贝氏体转变开始温度先升 (Ar3)温度和贝氏体转变开始(Bs)温度影响见图6. 高，达到一定平台后逐渐下降：低温下的马氏体转变 可以看出：本实验条件下发生铁素体、珠光体、贝氏 在四组实验中差别不明显，30℃·s冷速下四组试 体和马氏体转变的冷速范围分别为0.2~10℃· 样测得马氏体转变开始(Ms)温度在376~390℃ s1、0.2~7℃s1、3-20℃s1和7~30℃s1;在 之间

第 3 期 卢忠山等: 不同终轧温度下 36Mn2V 钢的连续冷却转变规律 体的混合组织． 相比而言，随终轧温度的降低，晶粒 有所 细 化，铁素体含量增多，并且由晶界向晶内 发展． 图 3 给出了实验钢在 1 000 ℃ 终轧变形后以不 同冷速冷却至室温的显微组织． 冷速不高于 1 ℃· s － 1 的试样中，组织全部由白亮的铁素体与黑色的细 珠光体组成，在 0. 2 ℃·s － 1 冷速下，铁素体得到充分 的析出，呈块状沿原奥氏体晶界和晶内分布，随冷速 加快，铁素体析出量减少，主要呈网状分布于晶界 ( 图 3( a) 、( b) ) ; 当冷速达到 3 ℃·s － 1 时，晶粒组织 明显细化，组织中可见大量的细羽毛状的上贝氏体 ( 图 3( c) ) ，并且贝氏体含量随冷速的增加而增大; 冷速达到 7 ℃·s － 1 组织最为复杂，显微硬度值为 Hv 307 ～ 630，结合金相分析，确认仍存在铁素体--珠 光体转变，基体主要由上贝氏体和粒状贝氏体组成 ( 图 3( d) ) ，并且局部区域可见少量马氏体; 当冷速 增至 10 ℃·s － 1 ，试样以较快的速度进入低温转变 区，组织主要为板条和针状马氏体以及少量贝氏体 ( 图 3( e) ) ; 冷速达到 30 ℃·s － 1 ，则为全部的板条马 氏体组织( 图 3( f) ) ． 图 3 1000 ℃终轧后试样以不同冷速冷至室温的典型显微组织. ( a) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( b) 1 ℃·s － 1 ; ( c) 3 ℃·s － 1 ; ( d) 7 ℃·s － 1 ; ( e) 10 ℃ ·s － 1 ; ( f) 30 ℃·s － 1 Fig． 3 Typical microstructures of the specimens after finish rolling at 1000 ℃ with different cooling rates: ( a) 0. 2 ℃·s － 1 ; ( b) 1 ℃·s － 1 ; ( c) 3 ℃·s － 1 ; ( d) 7 ℃·s － 1 ; ( e) 10 ℃·s － 1 ; ( f) 30 ℃·s － 1 经 880、950、1 000 和 1 050 ℃变形后的组织随冷 速的变化规律基本相似，但中温转变的临界冷速差 别较 大． 图 4 为经四种终轧温度变形后试样以 3 ℃·s － 1 的冷速冷至室温的显微组织． 由图 4 可见， 随变形温度的降低，贝氏体含量减小，950 ℃ 变形的 试样组织中已无贝氏体的出现，但如图 4 ( a) 所示 880 ℃变形试样中又出现大量贝氏体组织． 2. 2 动态连续冷却转变曲线 图 5 为 1 050、1 000、950 和 880 ℃变形后的动态 连续 冷 却 转 变 曲 线，终 轧 温 度 对 γ /α 相 变 开 始 ( Ar3 ) 温度和贝氏体转变开始( Bs) 温度影响见图 6． 可以看出: 本实验条件下发生铁素体、珠光体、贝氏 体和马氏体转变的冷速范围分别为 0. 2 ～ 10 ℃· s － 1 、0. 2 ～ 7 ℃·s － 1 、3 ～ 20 ℃·s － 1 和 7 ～ 30 ℃·s － 1 ; 在 一定的冷速范围内随终轧温度降低，连续冷却转变 曲线整体向左上方轻微移动． 主要表现为: 在相同 冷速下，终轧温度降低，铁素体和珠光体的转变开始 温度上升，最大升温幅度为 25 ～ 40 ℃ ( 图 6( a) ) ; 贝 氏体转变开始温度也有所升高，最大升温幅度为 12 ～ 20 ℃ ( 图 6( b) ) ． 特别的是，与图 5 ( a) 相比， 图 5( b) 和( c) 中的 7 ℃·s － 1 冷速线都穿过珠光体转 变区，图 5( c) 的 3 ℃·s － 1 冷速线则避开了贝氏体转 变区; 随冷速的增加，铁素体和珠光体各自的转变开 始点和结束点均下降，而贝氏体转变开始温度先升 高，达到一定平台后逐渐下降; 低温下的马氏体转变 在四组实验中差别不明显，30 ℃·s － 1 冷速下四组试 样测得马氏体转变开始( Ms) 温度在 376 ～ 390 ℃ 之间． ·285·

·286· 北京科技大学学报 第34卷 25m 图4不同终轧温度变形后试样以冷速3℃·s1冷至室温的显微组织.(a)880℃：(b)950℃：(c)1000℃：(d)1050℃ Fig.4 Microstructures of the specimens cooled at 3Cs-after deformation at different temperatures:(a)880C:(b)950C:(c) 1000℃：(d)1050℃ 1100 1100 1000 a 1000 800 800 600 600 400 M376℃ 400 M380℃ 200 200 冷却速度T302010753 10.80.50.2 冷却速度℃，)302010753 10.80.502 lo 10 10P 10 10Y 10 10P 109 时间 时间/s 1100 1100 1000 c 1000 d 800 800 600 600 400 M390℃ 400E M380C 20 200 冷却速度/℃*s302010753 108050.2 冷却速度℃s3020107531080.50.2 0 0P 10 10 10 10 10 10￥ 10 时间A 时间/ 图5不同终轧温度变形后的动态连续冷却转变曲线(F一铁素体，P一珠光体，B一贝氏体，M一马氏体).()1050℃：(b)1000 ℃：(c)950℃：(d)880℃ Fig.5 CCT curves after deformation at different temperatures (F-ferrite,P-pearlite,B-bainite and M-martensite):(a)1050 C; (b)1000℃：(c)950℃：(d)880℃

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 4 不同终轧温度变形后试样以冷速 3 ℃·s － 1冷至室温的显微组织 . ( a) 880 ℃ ; ( b) 950 ℃ ; ( c) 1 000 ℃ ; ( d) 1 050 ℃ Fig． 4 Microstructures of the specimens cooled at 3 ℃·s － 1 after deformation at different temperatures: ( a) 880 ℃ ; ( b) 950 ℃ ; ( c) 1 000 ℃ ; ( d) 1 050 ℃ 图 5 不同终轧温度变形后的动态连续冷却转变曲线( F—铁素体，P—珠光体，B—贝氏体，M—马氏体) . ( a) 1 050 ℃ ; ( b) 1 000 ℃ ; ( c) 950 ℃ ; ( d) 880 ℃ Fig． 5 CCT curves after deformation at different temperatures ( F—ferrite，P—pearlite，B—bainite and M—martensite) : ( a) 1 050 ℃ ; ( b) 1 000 ℃ ; ( c) 950 ℃ ; ( d) 880 ℃ ·286·

第3期 卢忠山等：不同终轧温度下36M2V钢的连续冷却转变规律 ·287· 800 。-1050℃ 5s0 -1050℃ +1000 +-1000℃ 760 4-950 4-950℃ 一1 570 ￥-880℃ 560 550 60 540 640 530 4 6 10 12 16 20 冷却速度℃·， 冷却速度℃。·少 图6终轧温度对γ/α相变开始温度和贝氏体转变开始温度的影响 Fig.6 Effect of finish rolling temperature on the starting temperatures of y/a transformation and bainite transformation 终轧温度对动态连续冷却转变曲线的影响规律 3讨论 主要体现在相变开始温度和临界冷速两个方面.随 3.1冷却速度对组织转变的影响 终轧温度的降低，γ/α相变的开始点升高；在一定终 轧后不同的冷却速度对组织转变有较大的影 轧温度范围内(950~1050℃)，铁素体和珠光体转 响.加速冷却可细化晶粒，降低γ/α相变开始温度， 变的下临界冷速和贝氏体转变的上临界冷速有所增 贝氏体转变开始点先升高，达到一定平台后逐渐下 加，两因素的综合作用使连续冷却转变曲线整体向 降.这是因为随冷速的增加，相变过冷度增大，加之 左上方轻微移动 微合金碳氮化物的析出，促进形核并阻止晶粒长大； 随着铁素体析出量的减少，奥氏体中碳含量回降，促 4结论 使贝氏体转变开始点升高：当冷速进一步增加，贝氏 (1)随冷却速度的增大，实验钢的y/α相变开 体转变过冷度增大，贝氏体转变开始点又有所下降. 始温度逐渐降低，贝氏体相变开始温度先升高到一 3.2终轧温度对相变和连续冷却转变曲线的影响 个平台，随冷却速度的进一步增加又降低，晶粒得 在慢冷区，如果变形温度较低，发生不完全再结 以细化. 晶，沿奥氏体边界及内部变形带上生成新相的形核 (2)随终轧温度的降低，实验钢的动态连续冷 率增加，利于铁素体沿晶界和晶内析出：加之试 却转变曲线整体向左上方移动，晶界网状铁素体和 样在高温区的停留时间相对较短以及微细碳氮化物 晶内铁素体明显减少，晶粒略有细化.经950℃终 的弥散析出，有效地抑制了晶粒的长大因.晶内针 轧温度变形的连续冷却转变曲线中，3℃·s冷速线 状铁素体的存在可提高钢的韧性，但在工业生 避开了贝氏体区，分析主要与奥氏体中钒、碳的大量 产中，为了获得铁素体、珠光体组织良好的强韧性配 析出有关 合☒，铁素体含量应尽量控制，因此如图4所示，终 (3)在工业生产中，为了获得铁素体、珠光体组 轧温度控制在1000℃左右是可取的. 织良好的强韧性配合，36M2V钢的终轧温度控制在 终轧温度对贝氏体转变的作用可以是促进的， 1000℃左右，冷速在0.8~1℃s-1之间是适宜的. 也可以是抑制的.在快冷速条件下，微合金碳氮化 物的析出受到抑制，此时形变对析出的诱导作用显 参考文献 著，若形变发生在适宜钒的碳氮化物析出的温度区 [1]Chen Y B,Ma W,Jin K.Development on improving the strength 间，则相变前析出的大量微细相可以成为γy/α相变 and toughness of microalloyed steel.Mater Rer,2000,14(8):3 的形核核心，促进铁素体和珠光体转变，缩小贝氏体 (陈蕴博，马炜，金康.强韧微合金非调质钢的研究动向.材料 相区，以至950℃终轧的试样中无贝氏体组织出现 导报，2000,14(8)：3) (图3(b));若形变温度（如880℃）低于钒的碳氮 D]Liu S X,Liu G Q,Zhong Y L,et al.Transformation characteris- tics and application of steel 33Mn2V for non-quenched/tempered 化物的析出温度，则钒、碳仍大量固溶于奥氏体中， oil-well tubes.Iron Steel,2003,38(1):38 增加了过冷奥氏体的稳定性，使高温转变区缩小，过 (刘胜新，刘国权，钟云龙，等.33M2V非调质油井管钢的相 冷奥氏体冷却至贝氏体转变区发生组织转变 变特性及其应用.钢铁，2003,38(1)：38) (图3(a)). 3]Liu J,Li YL,Song L Q.The effects of finish rolling temperature

第 3 期 卢忠山等: 不同终轧温度下 36Mn2V 钢的连续冷却转变规律 图 6 终轧温度对 γ /α 相变开始温度和贝氏体转变开始温度的影响 Fig． 6 Effect of finish rolling temperature on the starting temperatures of γ /α transformation and bainite transformation 3 讨论 3. 1 冷却速度对组织转变的影响 轧后不同的冷却速度对组织转变有较大的影 响． 加速冷却可细化晶粒，降低 γ /α 相变开始温度， 贝氏体转变开始点先升高，达到一定平台后逐渐下 降． 这是因为随冷速的增加，相变过冷度增大，加之 微合金碳氮化物的析出，促进形核并阻止晶粒长大; 随着铁素体析出量的减少，奥氏体中碳含量回降，促 使贝氏体转变开始点升高; 当冷速进一步增加，贝氏 体转变过冷度增大，贝氏体转变开始点又有所下降． 3. 2 终轧温度对相变和连续冷却转变曲线的影响 在慢冷区，如果变形温度较低，发生不完全再结 晶，沿奥氏体边界及内部变形带上生成新相的形核 率增加［5］，利于铁素体沿晶界和晶内析出; 加之试 样在高温区的停留时间相对较短以及微细碳氮化物 的弥散析出，有效地抑制了晶粒的长大［6］． 晶内针 状铁素体的存在可提高钢的韧性［7--11］，但在工业生 产中，为了获得铁素体、珠光体组织良好的强韧性配 合［12］，铁素体含量应尽量控制，因此如图 4 所示，终 轧温度控制在 1 000 ℃左右是可取的． 终轧温度对贝氏体转变的作用可以是促进的， 也可以是抑制的． 在快冷速条件下，微合金碳氮化 物的析出受到抑制，此时形变对析出的诱导作用显 著，若形变发生在适宜钒的碳氮化物析出的温度区 间，则相变前析出的大量微细相可以成为 γ /α 相变 的形核核心，促进铁素体和珠光体转变，缩小贝氏体 相区，以至 950 ℃ 终轧的试样中无贝氏体组织出现 ( 图 3( b) ) ; 若形变温度( 如 880 ℃ ) 低于钒的碳氮 化物的析出温度，则钒、碳仍大量固溶于奥氏体中， 增加了过冷奥氏体的稳定性，使高温转变区缩小，过 冷奥氏体冷却至贝氏体转变区发生组织转变 ( 图 3( a) ) ． 终轧温度对动态连续冷却转变曲线的影响规律 主要体现在相变开始温度和临界冷速两个方面． 随 终轧温度的降低，γ /α 相变的开始点升高; 在一定终 轧温度范围内( 950 ～ 1 050 ℃ ) ，铁素体和珠光体转 变的下临界冷速和贝氏体转变的上临界冷速有所增 加，两因素的综合作用使连续冷却转变曲线整体向 左上方轻微移动． 4 结论 ( 1) 随冷却速度的增大，实验钢的 γ /α 相变开 始温度逐渐降低，贝氏体相变开始温度先升高到一 个平台，随冷却速度的进一步增加又降低，晶粒得 以细化． ( 2) 随终轧温度的降低，实验钢的动态连续冷 却转变曲线整体向左上方移动，晶界网状铁素体和 晶内铁素体明显减少，晶粒略有细化． 经 950 ℃ 终 轧温度变形的连续冷却转变曲线中，3 ℃·s － 1 冷速线 避开了贝氏体区，分析主要与奥氏体中钒、碳的大量 析出有关． ( 3) 在工业生产中，为了获得铁素体、珠光体组 织良好的强韧性配合，36Mn2V 钢的终轧温度控制在 1000 ℃左右，冷速在0. 8 ～1 ℃·s －1 之间是适宜的． 参 考 文 献 ［1］ Chen Y B，Ma W，Jin K． Development on improving the strength and toughness of microalloyed steel． Mater Rev，2000，14( 8) : 3 ( 陈蕴博，马炜，金康． 强韧微合金非调质钢的研究动向． 材料 导报，2000，14( 8) : 3) ［2］ Liu S X，Liu G Q，Zhong Y L，et al． Transformation characteris￾tics and application of steel 33Mn2V for non-quenched /tempered oil-well tubes． Iron Steel，2003，38( 1) : 38 ( 刘胜新，刘国权，钟云龙，等． 33Mn2V 非调质油井管钢的相 变特性及其应用． 钢铁，2003，38( 1) : 38) ［3］ Liu J，Li Y L，Song L Q． The effects of finish rolling temperature ·287·

·288· 北京科技大学学报 第34卷 on the structure and properties of V-N micro-alloy hot-rolled steel (陈蕴博，马炜，王云生，等.铁素体一珠光体型非调质钢及其 plate.New Technol New Process,2010(1):63 控锻控冷技术.金属热处理，1997(6)：7) (刘建，李月丽，宋立秋.终轧温度对钒氮微合金化热轧钢板 8] Yang Z B,Wang S,Wang F M,et al.Effect of cooling rate on 组织与性能的影响.新技术新工艺，2010(1)：63) formation of intragranular ferrite in Ti-containing non-quenched 4]Zhang W.Dou S P,Li GZ,et al.Development and production of and tempered steel.Heat Treat Met,2008,33(6):24 high quality steel (36Mn2V)for oil well pipe in Laigang.Laigang (杨占兵，王森，王福明，等.冷却速度对含T非调质钢中晶内 Sci Technol,2009(6):33 铁素体形成的影响.金属热处理，2008,33(6)：24) (张伟，窦圣朋，李广真，等.莱钢36M2V高品质油井管用钢 ] Byun J S,Shim J H,Suh J Y,et al.Inoculated acicular ferrite 的研制与生产.莱钢科技，2009(6)：33) microstructure and mechanical properties.Mater Sci Eng A,2001, [5]Xiao G H.Wang F M,Li C R,et al.Continuous cooling transfor- 319-321:326 mation of Nb-V-microalloyed high-strength hull steel.J Univ Sci [10]Shim J H,Cho Y W,Chung S H,et al.Nucleation of intragran- Technol Beijing,2008,30(5):495 ular ferrite at Ti2 O;particle in low carbon steel.Acta Mater, (肖国华，王福明，李长荣，等.铌钒微合金化高强度船板钢的 1999,47(9):2751 连续冷却转变规律.北京科技大学学报，2008,30(5)：495) [11]Xu L,Liu G Q.Austenite decomposition and intragranular ferrite [6]Pereloma E V,Timokhina I B,Russell K F,et al.Characteriza- formation in a medium-carbon vanadium-nitrogen microalloyed tion of clusters and ultrafine precipitates in Nb-containing C-Mn-Si steel.Trans Mater Heat Treat,2009,30(3):102 steels.Scripta Mater,2006,54(3):471 (许磊，刘国权.中碳VN微合金钢连续冷却奥氏体分解及 7]Chen Y B.Ma W,Wang YS,et al.Ferritepearlite microalloyed 品内铁素体的形成.材料热处理学报，2009,30(3)：102) engineering steels and its controlled forging and cooling technique [12]Morrison W B.The effect of grain size on the stress strain rela- Heat Treat Met,1997(6):7 tionship in low carbon steel.Trans ASM,1996,59:825

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