D0I:10.13374/1.issm100I103.2008.05.019 第30卷第5期 北京科技大学学报 Vol.30 No.5 2008年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2008 铌钒微合金化高强度船板钢的连续冷却转变规律 肖国华)王福明)李长荣)肖寄光) 1)北京科技大学冶金与生态工程学院，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 摘要利用相变仪和热模拟试验机模拟现场生产工艺条件测定了一种铌钒微合金化高强度船板钢的静态和经三种终轧温 度变形后的动态连续冷却转变(CCT)曲线·结果表明：同静态CCT曲线比较，实验钢的动态CCT曲线整体向左上方移动.随 冷却速度的增大，实验钢的/α相变开始温度逐渐降低：贝氏体相变开始温度B.先升高到一个平台，随冷却速度的进一步增 加又降低：铁素体晶粒细化.终轧温度自900降至800℃，动态CCT曲线的Y/α相变开始温度及贝氏体上临界冷却速度轻微 增加，B,下降10℃左右，晶粒细化. 关键词船板钢：连续冷却转变曲线：铌钒微合金化：控轧控冷 分类号TG142.41 Continuous cooling transformation of Nb-V-microalloyed high-strength hull steel XIAO Guohua),WANG Fuming,LI Changrong2,XIAO Jiguang) 1)School of Metallurgical and Ecological Engineering.University of Science and Technology Beijing Beijing 100083.China 2)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083,China ABSTRACT A thermo"simulating machine and a dilatometer were used to test the continuous cooling transformation (CCT)dia- grams of a kind of Nb-V-microalloyed high"strength hull steel,including the dynamic (with deformation at three temperatures)and the static(without deformation)CCT diagrams.Experimental results show that the dynamic CCT diagrams shift to the left and up- per compared with the static ones.With increasing cooling rate the onset temperature of y/a transformation is gradually lowered,the starting temperature of bainitic transformation B,increases to a plateau and then decreases,and the ferrite grains are dramatically re- fined.When the finish rolling temperature reduces from 900C to 800C,the onset temperature of 7/a transformation and the upper critical cooling rate for bainite slightly increase while B.decreases about 10C,and the ferrite grains are refined. KEY WORDS hull steel:continuous cooling transformation (CCT)diagram:Nb-V-microalloyed:controlled rolling and controlled cooling 现代高强度船板要求具有高强度、良好的低温 温度下变形后的CCT曲线，揭示不同冷却速度条件 韧性、优良的焊接性及一定的抗海水腐蚀性能，通常 下的组织特征，为轧制工艺制定和优化提供依据 在纯净钢中加入钒、铌、钛等微合金元素，结合控轧 控冷工艺，以达到强韧化目的，关于微合金化钢的 1实验材料和方法 连续冷却转变(continuous cooling transformation, 实验用钢采用工业生产厚度为l4mm的热轧 CCT)有大量报导山，但模拟铌钒微合金化高强度 板材，其化学成分为（质量分数，%）：C,0.14;Si, 船板钢工业生产工艺的动态CCT曲线尚未见报导， 0.36;Mn,1.37:P,0.017;S,0.005;Cr,0.02; 本文以C Mn Nb V高强度船板钢为研究对象，模 Ni,0.02;C,0.08;Nh,0.032;V,0.063;Al, 拟实际生产工艺，测定了未变形及经三种常规终轧 0.033;N,0.0040;0,0.0035,根据实验要求，为 收稿日期：2007-03-17修回日期：2007-05-30 减少成分偏析对实验结果的影响，钢板经1200℃真 基金项目：国家自然科学基金资助项目(No-505740I0:No, 空保温扩散1h出炉空冷处理，沿轧制横向截取样 50731002) 作者简介：肖国华(1974一)，男，博士研究生， 坯.测定静态CCT曲线的试样加工成3mm× E-mail:xiaoguohua009@gmail.com: 10mm的圆柱体；测定动态CCT曲线的试样加工成 王福明(1963一)，男，教授，博士生导师 中间带凹槽的哑铃状，中间变形段的有效尺寸为
铌钒微合金化高强度船板钢的连续冷却转变规律 肖国华1） 王福明1） 李长荣2） 肖寄光1） 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 利用相变仪和热模拟试验机模拟现场生产工艺条件测定了一种铌钒微合金化高强度船板钢的静态和经三种终轧温 度变形后的动态连续冷却转变（CCT）曲线．结果表明：同静态 CCT 曲线比较实验钢的动态 CCT 曲线整体向左上方移动．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 Bs 先升高到一个平台随冷却速度的进一步增 加又降低；铁素体晶粒细化．终轧温度自900降至800℃动态 CCT 曲线的γ／α相变开始温度及贝氏体上临界冷却速度轻微 增加Bs 下降10℃左右晶粒细化． 关键词 船板钢；连续冷却转变曲线；铌钒微合金化；控轧控冷 分类号 TG142∙41 Continuous cooling transformation of Nb-V-microalloyed high-strength hull steel XIA O Guohua 1）W A NG Fuming 1）LI Changrong 2）XIA O Jiguang 1） 1） School of Metallurgical and Ecological EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） School of Materials Science and EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China ABSTRACT A thermo-simulating machine and a dilatometer were used to test the continuous cooling transformation （CCT ） diagrams of a kind of Nb-V-microalloyed high-strength hull steelincluding the dynamic （with deformation at three temperatures） and the static （without deformation） CCT diagrams．Experimental results show that the dynamic CCT diagrams shift to the left and upper compared with the static ones．With increasing cooling rate the onset temperature of γ／αtransformation is gradually loweredthe starting temperature of bainitic transformation Bs increases to a plateau and then decreasesand the ferrite grains are dramatically refined．When the finish rolling temperature reduces from900℃ to800℃the onset temperature of γ／αtransformation and the upper critical cooling rate for bainite slightly increase while Bs decreases about 10℃and the ferrite grains are refined． KEY WORDS hull steel；continuous cooling transformation （CCT ） diagram；Nb-V-microalloyed；controlled rolling and controlled cooling 收稿日期：2007-03-17 修回日期：2007-05-30 基金 项 目：国 家 自 然 科 学 基 金 资 助 项 目 （ No．50574010；No． 50731002） 作者简介：肖国华（1974—）男博士研究生 E-mail：xiaoguohua009＠gmail．com； 王福明（1963—）男教授博士生导师 现代高强度船板要求具有高强度、良好的低温 韧性、优良的焊接性及一定的抗海水腐蚀性能通常 在纯净钢中加入钒、铌、钛等微合金元素结合控轧 控冷工艺以达到强韧化目的．关于微合金化钢的 连续冷却转变 （continuous cooling transformation CCT）有大量报导［1—11］但模拟铌钒微合金化高强度 船板钢工业生产工艺的动态 CCT 曲线尚未见报导． 本文以 C—Mn—Nb—V 高强度船板钢为研究对象模 拟实际生产工艺测定了未变形及经三种常规终轧 温度下变形后的 CCT 曲线揭示不同冷却速度条件 下的组织特征为轧制工艺制定和优化提供依据． 1 实验材料和方法 实验用钢采用工业生产厚度为14mm 的热轧 板材其化学成分为（质量分数％）：C0∙14；Si 0∙36；Mn1∙37；P0∙017；S0∙005；Cr0∙02； Ni0∙02；Cu0∙08；Nb0∙032；V0∙063；Al 0∙033；N0∙0040；O0∙0035．根据实验要求为 减少成分偏析对实验结果的影响钢板经1200℃真 空保温扩散1h 出炉空冷处理沿轧制横向截取样 坯．测定静态 CCT 曲线的试样加工成●3mm × 10mm的圆柱体；测定动态 CCT 曲线的试样加工成 中间带凹槽的哑铃状中间变形段的有效尺寸为 第30卷 第5期 2008年 5月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．5 May2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．05．019
.496 北京科技大学学报 第30卷 6mm×15mm 量变化曲线，采用切线法确定相变温度和相变时间， 图1给出了利用Thermo℃alc软件对实验钢的 并结合金相观察结果，绘制CCT曲线， 碳氨化物平衡固溶析出规律的计算结果，铌、钒的 全固溶温度分别为1130℃和1081℃，确定实验钢 1200℃10min 的加热保温温度为1200℃，以保证绝大部分碳氨化 5℃.s 1050℃ %E=15%e=58↓ 物溶于奥氏体中，同时避免奥氏体晶粒过分粗大， 1030℃E=15%e=8s 1000℃E-15%e=10s1 9 1℃.st ke=14%e=10s1 920.870,820℃e=12%e=12s- 940,890.840℃ 0.142%C e=9%e=14s1 M(C,N) 0.360%Si 10℃.s1 900.850.800℃ 1.365%Mh 0.032%Mb 0.063%V 20℃.s 0.25℃-s1 0.004%N 时间min 多 图2测定动态CCT曲线热模拟工艺示意图 Nb Fig.2 Schematic diagram of the processing for determining dynamic 2 CCT diagrams by thermal simulation 00 600 800100012001400 温度℃ 2实验结果与分析 图3为实验钢在未变形条件下，经不同冷速冷 图1碳氮化物平衡固溶析出计算结果 Fig-I Equilibrium solubility and precipitation of carbides and ni- 却至室温的显微组织.可见在冷速为1,2℃s1 trides in the tested steel 时，先共析铁素体首先沿原奥氏体晶界析出，随着冷 却过程的进行，大部分奥氏体在中温区转变为贝氏 测定静态CCT曲线在Formastor一Digital全自 体，最后形成的M/A岛分散于贝氏体基体上 动相变仪上进行.在真空保护条件下将试样以 (图3(a),(b);当冷速达到10℃s1时，转变的组 10℃s-1的速度升至1200℃保温3min,以 织主要为上贝氏体和少量粒状贝氏体，上贝氏体板 10℃s-1的速度冷至920℃均温0.5min,然后以 条宽度变细，原奥氏体晶界清晰可见（图3(c));当 0.1~20℃s-1不同的冷速冷至室温，记录冷却过 冷速增至20℃s1,在贝氏体基体上出现了板条马 程的热膨胀曲线，测定动态CCT曲线在Gleeble一 氏体（图3(d)) 1500热模拟试验机上进行，采用轴向压缩变形方式 图4给出了实验钢在800℃终轧变形后以不同 共6道次模拟再结晶十未再结晶区控轧控冷工艺， 冷速冷却至室温的显微组织，冷速低于2℃s时， 试样在5Lmin氩气流保护气氛中以10℃s一的 为铁素体十珠光体混合组织（图4(a),(b);当冷速 速度升至1200℃保温10min,以5℃s-的速度冷 增至10℃s1,组织组成为先共析铁素体和贝氏体 却至1050℃进行第1道次变形，间隔14s至 铁素体及粒状贝氏体，（图4(c);当冷速为 1030℃进行第2道次变形，再间隔14s后至 20℃s1,先共析铁素体的体积分数减少，贝氏体 1000℃进行第3道次变形；粗轧3道次完成后，以 的体积分数增加（图4(d))在0.1~25℃s-1冷速 1℃s1的速度冷至对应的精轧开始温度(940， 范围，经850,900℃变形后的组织随冷速的变化规 890,840℃)开始后3道次精轧变形，第4,5道次的 律与经800℃变形后的相似. 间隔时间为19s,第5,6道次的间隔时间为14s,终 图5是经900,850,800℃终轧变形后以 轧变形后立即以0.25~25℃s不同的速度冷至 5.0℃s1的冷速冷至室温的组织.组织都为铁素 室温，采集时间、温度、膨胀量等参数，实验中采用 体、贝氏体及少量珠光体的混合组织.但随终轧温度 的温度、变形及冷却制度参照某中板厂生产实际情 的降低，晶粒有所细化，贝氏体的体积分数明显减少 况，其中道次间隔时间以轧件中部通过轧机相邻道 而铁素体和珠光体的体积分数明显增加， 次的时间差为基准，具体工艺见图2. 实验钢静态CCT曲线及经900,850,800℃终 将得到的试样沿轴向中部切开，经研磨抛光后 轧变形后的动态CCT曲线见图6，变形及终轧温度 用4%硝酸酒精浸蚀，采用Leica一DMRX光学显微 对Y/a相变开始温度和贝氏体相变开始温度B,影 镜观察分析显微组织形貌、根据测量的温度膨胀 响见图7，可以看出：随冷速的增加，静态和动态
●6mm×15mm． 图1给出了利用 Thermo—Calc 软件对实验钢的 碳氮化物平衡固溶析出规律的计算结果．铌、钒的 全固溶温度分别为1130℃和1081℃确定实验钢 的加热保温温度为1200℃以保证绝大部分碳氮化 物溶于奥氏体中同时避免奥氏体晶粒过分粗大． 图1 碳氮化物平衡固溶析出计算结果 Fig．1 Equilibrium solubility and precipitation of carbides and nitrides in the tested steel 测定静态 CCT 曲线在 Formastor—Digital 全自 动相变仪上进行．在真空保护条件下将试样以 10℃·s —1 的 速 度 升 至 1200 ℃ 保 温 3 min以 10℃·s —1的速度冷至920℃均温0∙5min然后以 0∙1～20℃·s —1不同的冷速冷至室温记录冷却过 程的热膨胀曲线．测定动态 CCT 曲线在 Gleeble— 1500热模拟试验机上进行采用轴向压缩变形方式 共6道次模拟再结晶＋未再结晶区控轧控冷工艺． 试样在5L·min —1氩气流保护气氛中以10℃·s —1的 速度升至1200℃保温10min以5℃·s —1的速度冷 却至 1050℃ 进行第 1 道次变形间隔 14s 至 1030℃进 行 第 2 道 次 变 形再 间 隔 14s 后 至 1000℃进行第3道次变形；粗轧3道次完成后以 1℃·s —1的速度冷至对应的精轧开始温度（940 890840℃）开始后3道次精轧变形第45道次的 间隔时间为19s第56道次的间隔时间为14s终 轧变形后立即以0∙25～25℃·s —1不同的速度冷至 室温采集时间、温度、膨胀量等参数．实验中采用 的温度、变形及冷却制度参照某中板厂生产实际情 况其中道次间隔时间以轧件中部通过轧机相邻道 次的时间差为基准具体工艺见图2． 将得到的试样沿轴向中部切开经研磨抛光后 用4％硝酸酒精浸蚀采用 Leica—DMRX 光学显微 镜观察分析显微组织形貌．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 并结合金相观察结果绘制 CCT 曲线． 图2 测定动态 CCT 曲线热模拟工艺示意图 Fig．2 Schematic diagram of the processing for determining dynamic CCT diagrams by thermal simulation 2 实验结果与分析 图3为实验钢在未变形条件下经不同冷速冷 却至室温的显微组织．可见在冷速为12℃·s —1 时先共析铁素体首先沿原奥氏体晶界析出随着冷 却过程的进行大部分奥氏体在中温区转变为贝氏 体最 后 形 成 的 M／A 岛 分 散 于 贝 氏 体 基 体 上 （图3（a）（b））；当冷速达到10℃·s —1时转变的组 织主要为上贝氏体和少量粒状贝氏体上贝氏体板 条宽度变细原奥氏体晶界清晰可见（图3（c））；当 冷速增至20℃·s —1在贝氏体基体上出现了板条马 氏体（图3（d））． 图4给出了实验钢在800℃终轧变形后以不同 冷速冷却至室温的显微组织．冷速低于2℃·s —1时 为铁素体＋珠光体混合组织（图4（a）（b））；当冷速 增至10℃·s —1组织组成为先共析铁素体和贝氏体 铁素 体 及 粒 状 贝 氏 体（图 4（c））；当 冷 速 为 20℃·s —1先共析铁素体的体积分数减少贝氏体 的体积分数增加（图4（d））．在0∙1～25℃·s —1冷速 范围经850900℃变形后的组织随冷速的变化规 律与经800℃变形后的相似． 图5 是 经 900850800℃ 终 轧 变 形 后 以 5∙0℃·s —1的冷速冷至室温的组织．组织都为铁素 体、贝氏体及少量珠光体的混合组织．但随终轧温度 的降低晶粒有所细化贝氏体的体积分数明显减少 而铁素体和珠光体的体积分数明显增加． 实验钢静态 CCT 曲线及经900850800℃终 轧变形后的动态 CCT 曲线见图6变形及终轧温度 对γ／α相变开始温度和贝氏体相变开始温度 Bs 影 响见图7．可以看出：随冷速的增加静态和动态 ·496· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第5期 肖国华等：铌钒微合金化高强度船板钢的连续冷却转变规律 .497 (a) b 25μm () 25μm 25m 图3未变形试样以不同冷速冷至室温的典型显微组织.(a)1℃s-;(b)2℃s1:(c)10℃s1;(d)20℃s1 Fig.3 Typical microstructures of specimens without deformation and cooled at different cooling rates:(a)ICs (b)2Cs(c)10C. s1;(d)20℃s-1 (a) 25m 25μnm (d) 25 um 25μm 图4经800℃终轧变形后试样以不同冷速冷至室温的典型显微组织.(a)1℃s1:(b)2℃一1，(c)10℃1；(d)20℃s」 Fig4 Typical microstructures of specimens cooled at different cooling rates after deformation at8O0℃：(a）1℃·s-l;(b)2℃·s-l; (c)10℃s-1:(d)20℃s-1
图3 未变形试样以不同冷速冷至室温的典型显微组织．（a）1℃·s —1；（b）2℃·s —1；（c）10℃·s —1；（d）20℃·s —1 Fig．3 Typical microstructures of specimens without deformation and cooled at different cooling rates：（a）1℃·s —1；（b）2℃·s —1；（c）10℃· s —1；（d）20℃·s —1 图4 经800℃终轧变形后试样以不同冷速冷至室温的典型显微组织．（a）1℃·s —1；（b）2℃·s —1；（c）10℃·s —1；（d）20℃·s —1 Fig．4 Typical microstructures of specimens cooled at different cooling rates after deformation at 800℃：（a） 1℃·s —1；（b） 2℃·s —1； （c）10℃·s —1；（d）20℃·s —1 第5期 肖国华等： 铌钒微合金化高强度船板钢的连续冷却转变规律 ·497·
498 北京科技大学学报 第30卷 图5经不同终轧温度变形后试样以冷速5℃s1冷至室温的显微组织.(a)900℃：(b)850℃；()800℃ fig-5 Microstructures of specimens cooled at5℃s-after deformation at(a)900℃，(b)850℃，and(c)800℃ 1000 1000 (a) (b) Ac=825℃ Ac,=825℃ 800 AC= 800 Ac= 680℃ 680℃ 600 600 400 量 400 Ms 200 200 冷速℃·s)2015105 210.5 冷速（℃·5s) 252015105 2 0.50.25 0 10 100 1000 100 1000 时间s 时间s 1000 1000 (c) (d) Ac-825℃ Ac,=825℃ 800 800 Ac,=680℃ Ac=680℃ 600 600 400 400 200 200 冷速（℃·s) 252015105 0.50.25 冷速（℃·s 252015105 10.50.25 0 10 100 1000 0 10 100 1000 时间s 时间s 图6试样的CCT曲线.(a)静态CCT曲线；经不同终轧温度变形后动态CCT曲线：(b)900℃；(c)850℃；(d)800℃，A一奥氏体；F- 铁素体：P一珠光体；B一贝氏体 Fig.6 CCT diagrams of specimens:(a)static CCT diagrams:(b).(c).(d)CCT diagrams after deformation at 900.850.and 800C.respee- tively.A-austenite;F-ferrite:P-pearlite;B-bainite 780 (a) 一未变形 595 (b) 口一未变形 -0-900℃终轧 7401 -0-900℃终轧 ,4·850℃绕轧 585 ·a·850℃终轧 --800℃终轧 700f -- --800℃终轧 575 660 2 565 620 580 555 5406 1015 545 20 25 0101214161820222426 冷却速度（℃s 冷却速度（℃·s) 图7变形及终轧温度对Y/α相变开始温度和B,的影响 Fig.7 Effects of deformation and finish rolling temperature on the onset temperature of /a transformation and B
图5 经不同终轧温度变形后试样以冷速5℃·s —1冷至室温的显微组织．（a）900℃；（b）850℃；（c）800℃ Fig．5 Microstructures of specimens cooled at 5℃·s —1after deformation at （a）900℃（b）850℃and （c）800℃ 图6 试样的 CCT 曲线．（a） 静态 CCT 曲线；经不同终轧温度变形后动态 CCT 曲线：（b）900℃；（c）850℃；（d）800℃．A—奥氏体；F— 铁素体；P—珠光体；B—贝氏体 Fig．6 CCT diagrams of specimens：（a） static CCT diagrams；（b）（c）（d） CCT diagrams after deformation at900850and800℃respectively．A—austenite；F—ferrite；P—pearlite；B—bainite 图7 变形及终轧温度对γ／α相变开始温度和 Bs 的影响 Fig．7 Effects of deformation and finish rolling temperature on the onset temperature of γ／αtransformation and Bs ·498· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第5期 肖国华等：铌钒微合金化高强度船板钢的连续冷却转变规律 .499 CCT曲线的Y/a相变开始温度显著降低，珠光体转 微移动，主要表现为贝氏体上临界冷速轻微增加 变开始温度缓慢降低，在珠光体下叠区，B。随冷速 (图6(b),(c),(d),晶粒细化.在较低温度下变形， 增加而增加，到一定程度后保持恒定，接近马氏体转 试样在高温区的停留时间相对较短，相变前已经细 变区时，又成下降趋势，与文献[8]的结果一致.比 化的奥氏体晶粒来不及长大，加之变形量容易累计， 较静态（图6(a)和动态CCT曲线（图6(b),(c), 使沿奥氏体边界及内部变形带上的生成新相的形核 (d)),动态CCT曲线明显向左上方移动，在相同的 率增加；另一方面，轧制温度降低，促进Y/α相变前 冷速条件下，Y/a相变开始温度提高80~160℃， 及相变过程中析出更多微细的碳氨化物，降低其对 B.温度升高1530℃（图7(a),(b),珠光体消失 铁素体珠光体扩散型转变的抑制作用4，但本实 的冷却速度自静态的1.0℃·s左右升至动态的 验中终轧温度变化幅度较小(100℃)，由于受热模 7.5℃·s1左右，而贝氏体的上临界冷速自 拟试验机的影响，精轧阶段变形量偏小，所以其作用 0.15℃s左右升至2.5~3.5℃s左右.终轧 效果主要表现对贝氏体上临界冷速的变化和晶粒度 温度自900℃降至800℃，CCT曲线向左上方轻微 的影响，而对Y/α相变温度影响不大 移动，Y/α相变开始温度升高幅度很小，B。下降 3.4变形和终轧温度对B,的影响 10℃左右（图7(a),(b),而且贝氏体的上临界冷速 本实验条件下，动态变形后的B,随终轧温度 自2.5℃s升至3.5℃s(图6(b),(c),(d), 降低而下降，动态较静态高（图7(b),可能是由于 与图5中观察到的组织变化规律吻合， 存在促进和抑制贝氏体相变两因素综合影响的结 果.促进作用主要是变形增加了形变能，形核点增 3讨论 加：抑制作用主要是变形促进了铁素体生成，使残余 3.1冷却速度对相变的影响 奥氏体中碳含量增加，且变形产生的位错等缺陷抑 控制冷却对钢材的组织和性能有重要的影 制贝氏体切变型相变的进行，未变形条件下新相形 响山.加速冷却可降低Y/a相变开始温度和B。 核需要更大的过冷度；而在变形条件下，促进作用占 (图7)，细化晶粒（图3），随冷速的增加，Y/α相变的 主导地位，导致B。上升，当变形达到一定程度，形 过冷度增加，促进晶内形核3]，加之趋向于低温析 核相对容易时，抑制作用逐渐占主导地位，终轧温度 出的弥散微合金碳氨化物，阻止晶粒长大，从而使铁 越低，抑制作用越强，从而导致B,小幅度下降， 素体晶粒细化， 3.2变形对Y/a相变的影响 4结论 变形大幅提高Y/α相变开始温度，促进铁素体 (I)与静态CCT曲线相比，实验钢的动态CCT 和珠光体转变（图6），这是因为变形特别是在低温 曲线整体向左上方移动， 未再结晶区变形，除奥氏体晶粒产生大量的变形带、 (2)终轧温度自900℃降至800℃，实验钢的动 位错及空位外，由于形变诱导作用，还在奥氏体变 态CCT曲线贝氏体上临界冷速轻微增加，珠光体 形晶界和变形带等局部区域析出微细的碳氮氨化铌及 相变得以加强，在相同的冷速下Y/α相变开始温度 氮化钒，固溶于奥氏体中碳、铌、钒的含量得以减少， 增加很小，B,下降10℃左右，且铁素体晶粒细化， 从而降低过冷奥氏体的稳定性，且相变前析出的微 (3)随冷却速度的增大，Y/α相变开始温度逐渐 细相已长大到一定程度，可以成为铁素体的形核位 降低，B。先升高到一个平台，随冷速的进一步增加 置.而在未变形条件下，绝大部分铌和钒固溶于奥 又降低，且组织细化， 氏体中并偏聚在晶界上，严重阻碍碳的扩散，抑制珠 参考文献 光体转变；即使当冷速特别缓慢接近平衡时自奥氏 体中析出1012]，与晶界比较，该类细小的微细相能 [1]Cai Q W,Yu W.Dong H B.et al.Effect of controlled rolling 量小，不能成为优先形核位置，甚至起抑制作用] and cooling on microstructures and mechanical properties of Nb-V microalloyed steel.Iron Steel,2002,37(3):32 所以动态CCT曲线相对静态CCT曲线整体向左上 (蔡庆伍，余伟，董洪波，等.控轧控冷工艺对Nb一V钢的组织 方移动，相变温度范围变宽，工业生产中的变形量比 性能析出行为的影响.钢铁，2002,37(3)：32) 本模拟实验的大，可以推测其CCT曲线会进一步向 [2]Garcia de Andres C.Caballero F G.Capdevila C.et al.Applica tion of dilatometric analysis to the study of solid-solid phase trans 左上方移动 formations in steels.Mater Charact.2002.48:101 3.3终轧温度对动态CCT曲线及组织的影响 [3]Manohar P A.Chandra T.Illmore C R.Continuous cooling 随终轧温度的降低，CCT曲线整体向左上方轻 transformation behavior of microalloyed steels containing Ti.Nb
CCT 曲线的γ／α相变开始温度显著降低珠光体转 变开始温度缓慢降低在珠光体下叠区Bs 随冷速 增加而增加到一定程度后保持恒定接近马氏体转 变区时又成下降趋势与文献［8］的结果一致．比 较静态（图6（a））和动态 CCT 曲线（图6（b）（c） （d））动态 CCT 曲线明显向左上方移动在相同的 冷速条件下γ／α相变开始温度提高80～160℃ Bs 温度升高15～30℃（图7（a）（b））珠光体消失 的冷却速度自静态的1∙0℃·s —1左右升至动态的 7∙5℃·s —1 左 右而 贝 氏 体 的 上 临 界 冷 速 自 0∙15℃·s —1左右升至2∙5～3∙5℃·s —1左右．终轧 温度自900℃降至800℃CCT 曲线向左上方轻微 移动γ／α相变开始温度升高幅度很小Bs 下降 10℃左右（图7（a）（b））而且贝氏体的上临界冷速 自2∙5℃·s —1升至3∙5℃·s —1（图6（b）（c）（d）） 与图5中观察到的组织变化规律吻合． 3 讨论 3∙1 冷却速度对相变的影响 控制冷却对钢材的组织和性能有重要的影 响［11］．加速冷却可降低γ／α相变开始温度和 Bs （图7）细化晶粒（图3）．随冷速的增加γ／α相变的 过冷度增加促进晶内形核［3］加之趋向于低温析 出的弥散微合金碳氮化物阻止晶粒长大从而使铁 素体晶粒细化． 3∙2 变形对γ／α相变的影响 变形大幅提高γ／α相变开始温度促进铁素体 和珠光体转变（图6）．这是因为变形特别是在低温 未再结晶区变形除奥氏体晶粒产生大量的变形带、 位错及空位外由于形变诱导作用还在奥氏体变 形晶界和变形带等局部区域析出微细的碳氮化铌及 氮化钒固溶于奥氏体中碳、铌、钒的含量得以减少 从而降低过冷奥氏体的稳定性且相变前析出的微 细相已长大到一定程度可以成为铁素体的形核位 置．而在未变形条件下绝大部分铌和钒固溶于奥 氏体中并偏聚在晶界上严重阻碍碳的扩散抑制珠 光体转变；即使当冷速特别缓慢接近平衡时自奥氏 体中析出［10—12］与晶界比较该类细小的微细相能 量小不能成为优先形核位置甚至起抑制作用［13］． 所以动态 CCT 曲线相对静态 CCT 曲线整体向左上 方移动相变温度范围变宽工业生产中的变形量比 本模拟实验的大可以推测其 CCT 曲线会进一步向 左上方移动． 3∙3 终轧温度对动态 CCT 曲线及组织的影响 随终轧温度的降低CCT 曲线整体向左上方轻 微移动主要表现为贝氏体上临界冷速轻微增加 （图6（b）（c）（d））晶粒细化．在较低温度下变形 试样在高温区的停留时间相对较短相变前已经细 化的奥氏体晶粒来不及长大加之变形量容易累计 使沿奥氏体边界及内部变形带上的生成新相的形核 率增加；另一方面轧制温度降低促进γ／α相变前 及相变过程中析出更多微细的碳氮化物降低其对 铁素体珠光体扩散型转变的抑制作用［14］．但本实 验中终轧温度变化幅度较小（100℃）由于受热模 拟试验机的影响精轧阶段变形量偏小所以其作用 效果主要表现对贝氏体上临界冷速的变化和晶粒度 的影响而对γ／α相变温度影响不大． 3∙4 变形和终轧温度对 Bs 的影响 本实验条件下动态变形后的 Bs 随终轧温度 降低而下降动态较静态高（图7（b））可能是由于 存在促进和抑制贝氏体相变两因素综合影响的结 果．促进作用主要是变形增加了形变能形核点增 加；抑制作用主要是变形促进了铁素体生成使残余 奥氏体中碳含量增加且变形产生的位错等缺陷抑 制贝氏体切变型相变的进行．未变形条件下新相形 核需要更大的过冷度；而在变形条件下促进作用占 主导地位导致 Bs 上升．当变形达到一定程度形 核相对容易时抑制作用逐渐占主导地位终轧温度 越低抑制作用越强从而导致 Bs 小幅度下降． 4 结论 （1） 与静态 CCT 曲线相比实验钢的动态 CCT 曲线整体向左上方移动． （2） 终轧温度自900℃降至800℃实验钢的动 态 CCT 曲线贝氏体上临界冷速轻微增加珠光体 相变得以加强在相同的冷速下γ／α相变开始温度 增加很小Bs 下降10℃左右且铁素体晶粒细化． （3） 随冷却速度的增大γ／α相变开始温度逐渐 降低Bs 先升高到一个平台随冷速的进一步增加 又降低且组织细化． 参 考 文 献 ［1］ Cai Q WYu WDong H Bet al．Effect of controlled rolling and cooling on microstructures and mechanical properties of Nb-V microalloyed steel．Iron Steel200237（3）：32 （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200237（3）：32） ［2］ Garcia de Andres CCaballero F GCapdevila Cet al．Application of dilatometric analysis to the study of solid-solid phase transformations in steels．Mater Charact200248：101 ［3］ Manohar P AChandra TIllmore C R．Continuous cooling transformation behavior of microalloyed steels containing TiNb 第5期 肖国华等： 铌钒微合金化高强度船板钢的连续冷却转变规律 ·499·
,500 北京科技大学学报 第30卷 Mn and Mo.1SIJ1t,1996,36(12):1486 of 800 MPa grade HSLA steel during the continuous cooling. [4]Manohar P A.Chandra T.Continuous cooling transformation be- Steel Rolling.2003.20(1):4 haviour of high strength microalloyed steels for linepipe applica- (漆世泽，陆匠心，苏连锋，等.8O0MPa级超级钢变形后连续 tions.1SJ1t,1998,38(7):766 冷却过程的组织变化.轧钢，2003,20(1)：4) [5]Ouchi C,Sampei T.Kozasu I.The effect of hot rolling condition [10]Yuan X Q,Liu Z Y,Jiao S H.et al.Dilatometric study on the and chemical composition on the onset temperature of /a trans- start temperature for Y to a phase transformation in C-Mn steels formation after hot rolling.Trans ISI,1982.22:214 Micro-alloyed with Nb.Iron Steel.2005.40(Suppl):269 [6]Liu X D,Jan K S,Rarnar G.Measurement of austenite to ferrite [11]Lagneborg R.Siwecki T,Zajac S,et al.The role of vanadium transformation temperature after multi pass deformation of steels. in microalloyed steels.Scand J Metall,1999,28:186 Mater Sci Eng A.1995.194:L15 [12]Medina S F.Mancilla J E.Hernandez C A.Static recrystalliza [7]Petrov R,KestensY,Houbaert Y.Characterization of the mi- tion of hot deformed austenite and induced precipitation kinetics crostructure and transformation behavior of strained and non- in vanadium microalloyed steels.ISIJ Int,1994.34(8):689 strained austenite in Nb V-alloyed C Mn steel.Mater Charact, [13]Jung YC.Ueno H,Ohtsubo H.et al.Effects of small amounts 2004,53:51 of B.Nb and Ti additions on nucleation and growth processes of [8]Zhao JC.Notis M R.Continuous cooling transformation kinetics intermediate transformation products in low carbon 3%Mn versus isothermal transformation kinetics of steels:a phenomeno- Steels.1SIJ1nt,1995,35(8):1001 logical rationalization of experimental observations.Mater Sci [14]Mekkawy M F,El-Fawakhry K A.Mishreky M L.et al.Ef- EgA,1995,15:135 fect of finish-rolling temperature on microstructure and strength [QiSZ.Lu JX.Su L F,et al.Transformation of microstructure of V-and Ti-microalloyed steels.Scand J Metall,1990,19:246 (上接第494页) 纹形成的细观力学分析.兰州理工大学学报，2004,30(5)：1) 在炉停留时间不足3h时，中厚板超声波探伤合格 [2]Dai P Q,He Z R.Mao Z Y.In situ TEM observation of crack 率显著降低；延长铸坯在炉停留时间能够有效提高 initiation and propagation in pearlite.Trans Mater Heat Treat. 2003,24(2):41 中厚板的超声波探伤合格率；中厚板中引起超声波 (戴品强，何则荣，毛志远·珠光体裂纹萌生与扩展的TEM原 探伤不合的缺陷是珠光体带中的微裂纹；减弱连铸 位观察.材料热处理学报，2003,24(2)：41) 板坯的中心线偏析能够有效提高中厚板的探伤 [3]Yu Y N.Metal Principle.Beijing:Metallurgical Industry Press- 质量， 2000,189 (余永宁.金属学原理.北京：治金工业出版社，2000：189) [4]YamashitaT.Torizuka S,Nagai K.Effect of manganese segre 参考文献 gation on finegrained ferrite structure in low carbon steel slabs. [1]Ren X C.Wang GZ.Wand Y L.et al.Mesoscopic mechanical 1SJ1t,2003,43(11):1833 analysis of cleavage micro crack forming in ferrite pearlite mi- [5]Majka T F,Matlock D K.Krauss G.Development of microstrue- crostructure.JLanzhou Univ Technol,2004.30(5):1 tural banding in low alloy steel with simulated Mn segregation. (任学冲，王国珍，王玉良，等，铁素体一珠光体组织中解理微裂 Metall Mater Trans A.2002.33A(6):1627
Mn and Mo．ISIJ Int199636（12）：1486 ［4］ Manohar P AChandra T．Continuous cooling transformation behaviour of high strength microalloyed steels for linepipe applications．ISIJ Int199838（7）：766 ［5］ Ouchi CSampei TKozasu I．The effect of hot rolling condition and chemical composition on the onset temperature of γ／αtransformation after hot rolling．T rans ISIJ198222：214 ［6］ Liu X DJan K SRarnar G．Measurement of austenite-to-ferrite transformation temperature after mult-i pass deformation of steels． Mater Sci Eng A1995194：L15 ［7］ Petrov RKestensYHoubaert Y．Characterization of the microstructure and transformation behavior of strained and nonstrained austenite in Nb—V—alloyed C—Mn steel．Mater Charact 200453：51 ［8］ Zhao J CNotis M R．Continuous cooling transformation kinetics versus isothermal transformation kinetics of steels：a phenomenological rationalization of experimental observations． Mater Sci Eng A199515：135 ［9］ Qi S ZLu J XSu L Fet al．Transformation of microstructure of 800 MPa grade HSLA steel during the continuous cooling． Steel Rolling200320（1）：4 （漆世泽陆匠心苏连锋等．800MPa 级超级钢变形后连续 冷却过程的组织变化．轧钢200320（1）：4） ［10］ Yuan X QLiu Z YJiao S Het al．Dilatometric study on the start temperature for γtoαphase transformation in C—Mn steels Micro—alloyed with Nb．Iron Steel200540（Suppl）：269 ［11］ Lagneborg RSiwecki TZajac Set al．The role of vanadium in microalloyed steels．Scand J Metall199928：186 ［12］ Medina S FMancilla J EHernandez C A．Static recrystallization of hot deformed austenite and induced precipitation kinetics in vanadium microalloyed steels．ISIJ Int199434（8）：689 ［13］ Jung Y CUeno H Ohtsubo Het al．Effects of small amounts of BNb and Ti additions on nucleation and growth processes of intermediate transformation products in low carbon 3％ Mn Steels．ISIJ Int199535（8）：1001 ［14］ Mekkawy M FE-l Fawakhry K AMishreky M Let al．Effect of finish-rolling temperature on microstructure and strength of V-and T-i microalloyed steels．Scand J Metall199019：246 （上接第494页） 在炉停留时间不足3h 时中厚板超声波探伤合格 率显著降低；延长铸坯在炉停留时间能够有效提高 中厚板的超声波探伤合格率；中厚板中引起超声波 探伤不合的缺陷是珠光体带中的微裂纹；减弱连铸 板坯的中心线偏析能够有效提高中厚板的探伤 质量． 参 考 文 献 ［1］ Ren X CWang G ZWand Y Let al．Mesoscopic mechanical analysis of cleavage micro-crack forming in ferrite-pearlite microstructure．J L anz hou Univ Technol200430（5）：1 （任学冲王国珍王玉良等．铁素体—珠光体组织中解理微裂 纹形成的细观力学分析．兰州理工大学学报200430（5）：1） ［2］ Dai P QHe Z RMao Z Y．In situ TEM observation of crack initiation and propagation in pearlite．T rans Mater Heat T reat 200324（2）：41 （戴品强何则荣毛志远．珠光体裂纹萌生与扩展的 TEM 原 位观察．材料热处理学报200324（2）：41） ［3］ Yu Y N．Metal Principle．Beijing：Metallurgical Industry Press 2000：189 （余永宁．金属学原理．北京：冶金工业出版社2000：189） ［4］ Yamashita TTorizuka SNagai K．Effect of manganese segregation on fine-grained ferrite structure in low-carbon steel slabs． ISIJ Int200343（11）：1833 ［5］ Majka T FMatlock D KKrauss G．Development of microstructural banding in low-alloy steel with simulated Mn segregation． Metall Mater T rans A200233A（6）：1627 ·500· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷