低合金Cr-Mo-V钢临界区温度范围奥氏

低碳钢低合金钢必须具有高可塑性和韧性，良好的焊接性能，以及耐寒冷性能，才能满足现代石油天然气开采对管材性能日益严格的性能要求。人们一直在努力通过优化其结构和相组成，进一步提高钢材属性。本文主要研究了采用双重淬火(第二次在临界区温度范围Acl-Ac2)和回火工艺，以提高低合金低碳Cr-Mo-V钢机械性能的可能性。
1.实验方法
实验钢材是在OAOSeverskiiTrubnyiZavod批量生产的低碳低合金26X1MϕA结构钢，其化学成分组成（质量百分比）如下：0.26%的C，0.62%的Mn，0.25%的Si，1.60%Cr，0.08%V，006%S，0.009%P，0.43%Mo，0.09%Ni，0.09%Cu，0.0028%Ca，0.026%Al，0.005%As和0.011%的N。
在配备SchaevitzHR100(MC)电感式纵向位移传感器LinseisL88R.I.T.A.膨胀计上对等温条件和连续冷却条件下奥氏体的分解动力学进行了研究。
在热处理之前，12×10×5mm的样品经过30分钟880°C的单相奥氏体区保温后，初步在盐水淬火，随后的最终热处理考虑如下：
从780°C临界区淬火(临界区温度范围的底部)；
从810°C临界区淬火(临界区温度范围的顶部)；
从780°C临界区淬火和在655°C回火60分钟；
从810°C临界区淬火和在655°C回火60分钟；
2.实验结果和分析
钢从单相区（880°C）以至少19°C/s的速度冷却，从Min=390°C到Mf=215°C全部是马氏体组织。较慢的冷却导致了初始和最终温度贝氏体形成大幅度上涨。以3°C/s速度冷却时，奥氏体在535°C开始分解，在385°C结束。在铁素体-珠光体区的分解首先在Vcool=0.7°C/s观察到。由于富碳残余奥氏体，进一步降低冷却速度，增加了铁素体含量，并稳定降低了贝氏体转换的初始温度。以低于0.1°C/s冷却时，基本上所有的奥氏体在高温铁素体-珠光体区分解。
临界区温度范围预热淬火钢中形成的过冷奥氏体的分解主要取决于碳含量，非均质形核质点的数量，以及结构的缺陷浓度。例如，对于13XϕA钢来说，它被指出，在相边界处容易形核可能显著降低了奥氏体在铁素体-珠光体区的稳定性，即使提高碳含量。在本文中，我们发现这种行为在也更多合金化的26X1MϕA型钢中出现。这种情况下最根本的不同是碳化物形成起了较大的作用，导致结合了大量的碳。由于其较小的含量（10-5vol%）在临界温度范围下部形成的奥氏体富含碳，由Min和Mf分别降低30和10°C可以证实(360和205°C)。然而，铁素体-珠光体第一个部分分解产物是在冷却5°C/s时观察到，数量级大于单相ɤ区的奥氏体化率。当Vcool=0.5°C/s时，残余奥氏体碳含量的增加抑制了贝氏体转变，并导致了Min(255°C)和Mf(140°C)的系统减少。
如果在临界温度范围的奥氏体化温度提高到810°C，热动力学图类似于从ɤ单相区冷却，但有一些差异。特别是，向铁素体-珠光体区转换的最后温度低了30-40°C，在0.5-l°C/s冷却速度下。由于抑制了贝氏体转换，增强稳定性的区间的扩大显著减少。考虑到所有冷却率，奥氏体的转换在低于Min温度结束。事实上，温度Min和Mf实际上对应于那些奥氏体从ɤ单相区快速冷却的温度。通过VisualWeld9.0软件(EST集团销售)，热动力学图可以用于模拟钢管的临界区淬火，并在OAOSeverskiiTrubnyiZavod评估其适用性。
在具有马氏体或马氏体-贝氏体结构的预淬钢观察到在临界区淬火对其力学性能有所改善。因此，那些在铁素体-珠光体区有相对高的稳定的过冷奥氏体的钢，特别是26X1MϕA钢——适合这样处理。
由于用Mo合金化和相对较大的Cr和C含量，26X1MϕA钢在工业条件下加速冷却后，大部分大截面都具有马氏体-贝氏体结构。实验室条件下的一次性淬火产生了完全马氏体结构。
经过临界区淬火类型2和3后，形成了混合马氏体和铁素体结构，其含量和精确的结构取决于临界区温度范围的温度。铁素体数量随着温度增加而下降(从50-20%)。加热到临界区温度范围的下部(780°C)，残余铁素体继承了马氏体形态，表现为带有晶界碳化物链的板状晶体(尺寸180–300nm)，聚集成板条。碳化物阻碍了再结晶。由于加速冷却，奥氏体转换为板条状马氏体(板条长度2-4µm，正常淬火后的值的五分之一)。加热到810°C，碳化物部分溶解，他们的含量几倍的下降。铁素体部分再结晶，呈现多面体形态。加速冷却后比一次性的淬火冷却情况下形成的奥氏体颗粒相对较小并允许较小的马氏体板条束的形成(4-6µm)。
EBSD数据表明，在马氏体板条内，一组特殊的边界(Ʃ3，Ʃ11，Ʃ25a，Ʃ33b和Ʃ41c)在板条之间形成。这是ɤ-ɑ切变的一个直接后果。Ʃ3形成时，晶体之间的边界不按bcc晶格(211)的孪晶面排列，因为它是由两个独立生长的晶体碰撞形成而不是孪生。奥氏体分解导致了三对相互孪晶取向（Ʃ3）形成，受限于ɤ相单一的{111}面的平面的(10–13)，与马氏体板条束平行。
特殊边界Ʃ3(和其他)在金属的变形和热处理中结构转换的重要性在文献(14、15)进行了描述。马氏体板条束中所有类型的边界都相对固定和相对不容易滑动位移，根据建议。在这种结构中，板条尺寸对强化做了最大的贡献；强化是由于板条小了1-2个数量级。在本研究中，我们发现只有一个方向的马氏体板条束出现在(2-6µm)奥氏体晶粒处。与文献数据相一致，关于在小晶粒(<25µm)形成的一个或两个方向马氏体板条束，而在一个大颗粒所有六个方向占领平等的空间。
在26X1MϕA钢回火过程中，由于铁素体相继承了马氏体的形貌，铁素体的晶体的平均板条大小相当于不同温度淬火得到板条束的大小。经过热处理4和5后铁素体晶粒尺寸分别为10-20,2–20µm，经热处理6后为2-4µm。因此，从临界区温度范围上方二次淬火导致晶粒尺寸的降低，经回火后仍保留了。晶体结构是特别稳定的。(在临界温度范围加热后和高温回火后依然保留)。这显然与特殊边界Ʃ3的低流动性相关以及在这些边界的额外的碳化物沉积。
碳化物的形态和分布对所形成钢的性能发挥相当大的作用。经过处理4和6，分散的碳化物均匀分布在铁素体基体。经过处理5后，第二次淬火后沿大的马氏体板条束边界形成的颗粒长大（到400nm）。
力学性能的测试表明，冲击强度在-60°C增加了30%，由于铁素体的存在和马氏体板条束的大小减少。双重淬火及回火后，大约是2MN/m，相比单一淬火及回火后1.4MN/m。强度有所下降：σy下跌17%(单一淬火和回火900N/mm2和双重淬火和回火720-760N/mm2)和σB下降15%(,分别1000和830-870N/mm2)。由于本研究中考虑了高温回火，我们预期选择合适的回火温度将提高强度，冲击强度不损失。
3.结论
(1)26X1MϕA钢在880°C(单相ɤ地区)和810和780°C(临界区温度范围)形成的过冷奥氏体分解的热动力学图表明，在临界区温度范围下方淬火，过冷奥氏体的稳定性会降低。与过剩铁素体更容易形核相关。
(2)当两相区淬火后及高温回火后板条结构保留下来，晶体具有较高的稳定性。
(3)使用双重淬火(第二次从临界区温度范围)减小了铁素体晶粒尺寸，与传统热处理相比冲击强度增加30%，强度下降了15%。
(来源：钢铁产业)