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第２期藍慧芳等：控軋控冷工藝對高強度結構鋼組織及力學效能的影響２０１
生產工藝、降低能耗以生產出低成本、高效能的鋼鐵產品已成為現今鋼鐵生產的趨勢．
近２０年來，控制軋制、控制冷卻技術在鋼材軋制生產過程中得到了更加廣泛的應用．化學成分、控軋和控冷引數對最終顯微組織和力學效能的影響很大．合理設計合金元素含量及終軋溫度、終冷溫度和冷卻速度等引數，以相變強化、細晶強化和亞晶強化等強化方式補償由於降低碳及其合金元素含量帶來的固溶強化損失，有助於獲得高的強韌效能［２－３１；同時，在化學成分固定的情況下，通過改變控軋控冷工藝引數能夠實現鋼材組織效能的柔性化軋制ｌ４ｊ．
本文著重對控制軋制及加速冷卻過程中工藝引數對高強度結構鋼組織及效能的影響做了**，借助光學顯微鏡、掃瞄電鏡、電子背散射衍射和透射電鏡對鋼的強韌化機制進行了分析；並且，在綜合考慮實際生產中冷卻能力的前提下，給出了適合ｑ５５０及其以上級別的高強度結構鋼的工藝引數．１實驗材料及方法
實驗鋼的化學成分（質量分數，％）為在實驗鋼上取樣，加工成聲的熱模擬試樣，在ｍｍｓ熱模擬試驗機上測定動態ｃｃｔ曲線．實驗方案：將試樣以１０℃／ｓ的速度加熱至１２００℃，保溫３ｒａｉｎ後以１０℃／ｓ的速度冷卻至９００℃，保溫３０ｓ後進行５０％的變形，分別經不同冷速冷卻至２００℃以下．實驗得到的動態ｃｃｔ曲線如圖１所示．可見，實驗鋼能在很大冷速範圍內得到貝氏體或貝氏體十針狀鐵素體組織．
鍛後實驗鋼厚度為７５１ｔｌｒｎ，在實驗室聲４５０ｒａｉｎ可逆式熱軋機上經７道次兩階段熱軋至１０ｎｌｆｎ．參考動態ｃｃｉ＂曲線，具體實驗控軋及冷卻引數如表１所示．ｐ嗇
ｔ／ｓ圖１實驗鋼的動態連續冷卻轉變曲線
表１實驗鋼軋制及冷卻引數
試樣經砂紙研磨和電動拋光後，經質量分數為２％的硝酸酒精溶液侵蝕．用掃瞄電鏡進行觀察．用電子背散射衍射對試樣進行晶體取向分布測量，步長為０．５ｔｔｍ．根據製取拉伸試樣，在ｗａｗ一１０００型拉伸試驗機上進行拉伸試驗．採用的夏比非標準衝擊試樣在ｊｍｂ一５００型衝擊試驗機上進行衝擊試驗，試驗溫度為～２０℃．
２實驗結果及分析討論
圖２所示為冷速大於３５℃／ｓ的＃１鋼，＃２鋼和＃３鋼的顯微組織．＃１鋼組織主要為板條
圖２冷速大於３５℃／ｓ實驗鋼掃瞄電鏡組織**
（ａ）一＃１鋼；（ｂ）一＃２鋼；（ｃ）一＃３鋼．
東北大學學報（自然科學版）第３０卷
狀貝氏體、粒狀貝氏體和少量針狀鐵素體（圖２ａ），＃２鋼組織為粒狀貝氏體和少量針狀鐵素體（圖２ｂ），＃３鋼組織為板條狀貝氏體、粒狀貝氏體和少量針狀鐵素體（圖２ｃ）；隨終冷溫度公升高，貝氏體形態由板條狀向粒狀轉變，且ｍ／ａ島尺寸增大．圖３所示為冷速低於２０℃＾的＃４鋼，＃５鋼和＃６鋼的顯微組織．＃４鋼和＃５鋼主要為粒狀貝氏體和針狀鐵素體（圖３ａ和圖３ｂ），＃６鋼主要為粒狀貝氏體和少量針狀鐵素體（圖３ｅ）；隨終冷溫度公升高，ｍ／ａ島尺寸明顯增大，終軋溫度較高的＃６鋼組織較粗大．
圖３冷速低於２０℃／ｓ實驗鋼掃瞄電鏡組織**
２０℃／ｓ
（ａ）一＃４鋼；（ｂ）一＃５鋼；（ｃ）一＃６鋼．
表２所示為不同控軋控冷條件下實驗鋼的力學效能．可以看出：＃１和＃３鋼板強度水平已達到了嘶９０級別的要求；＃２和＃４鋼板達到了ｑ（泫０級別的要求；＃５和＃６鋼板達到了ｑ５５０級別的要求．實驗鋼低溫韌性優良．
表２實驗鋼的力學效能
綜合考慮實驗工藝引數，對本實驗條件下全部實驗資料進行多元回歸處理，得到的工藝引數與力學效能之間關係的回歸方程如下：一一口
口ｆｃ一
口ｆｒ一０．１４２０ｖｃ一
式中：０ｗ為終軋溫度，℃；０ｖｃ為終冷溫度，℃；ｖｃ為冷卻速度，℃／ｓ；ｒ為相關因數．
由上面的回歸公式看出：屈服強度隨終軋溫度和終冷溫度的降低以及冷卻速度的增大而公升高；抗拉強度隨終軋溫度和冷卻速度的增大以及終冷溫度的降低而公升高；延伸率隨終軋溫度和冷卻速度的降低和終冷溫度的公升高而公升高；低溫韌性隨終軋溫度、終冷溫度和冷卻速度的降低而公升高．
在快速冷卻過程中，隨終冷溫度降低，更多的位錯、空位等缺陷保留在基體中；而且易於形成板條狀貝氏體，有效細化組織，對提高強度十分有利．冷卻速度提高，促進晶內形核，增加了形核率並加快相變速度ｂｊ，能有效細化組織，使組織由擴散型轉變為由擴散控制的切變型．＃３鋼和＃４鋼終冷溫度接近，但高冷速使＃３鋼貝氏體呈板條狀，而＃４鋼中板條形貌不明顯．可見，提高冷卻速度可以促進貝氏體由粒狀組織形貌轉變為板條形貌［刮．但板條貝氏體中高密度的位錯不利於變形過程中位錯的運動，導致塑性較差．
圖４所示為＃５鋼和＃６鋼的ｅｂｓｄ取向圖（圖中黑線表示晶界取向差＞１５。的大角晶界，白線表示晶界取向差在２。～１５。
之間的小角晶界）．終軋溫度較高的＃６鋼組織較＃５鋼明顯粗大，而且相變前奧氏體晶界（圖４ｂ中箭頭所示）明顯．鑑於針狀鐵素體晶內形核的特點，出現較明顯的奧氏體晶界通常認為是針狀鐵素體不足造成的．終軋溫度降低，組織中位錯、形變帶等缺陷密度將大大增加．在加速冷卻條件下，這些位錯組成的位錯纏結以及形變帶將成為針狀鐵素體的有效形核地點．經ｅｂｓｄ測定，＃５鋼和＃６鋼等效晶粒尺寸分別為３．８ｐｔｍ和６．１ｐｍ．細晶強化對屈服強度增加的貢獻可以用公式來描述：
％＝ｋｙｄ～．
其中，忌。為係數，對於大角晶界一般為１５．１～
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一％［７－８］，ｄ為晶粒直徑．因此，＃５鋼和＃６鋼晶界對屈服強度的貢獻分別為和由於晶粒細化，＃５鋼比＃６鋼屈服強度提高５２～６２ｍｐａ．可見，終軋溫度的降低對於提高屈服強度十分有利．
通過控軋控冷實現組織細化，提高組織中大角晶界的比例和數量，是改善衝擊韌性的主要途徑．終軋溫度的提高導致組織粗化是降低衝擊韌性的乙個原因，造成＃６鋼低溫韌性較差．從圖５看出：＃６鋼衝擊斷口表現為河川狀（圖５ｂ），即發生脆性斷裂；＃５鋼斷口表現為韌窩狀（圖５ａ），發生韌性斷裂．ｍ／ａ島的數量和形態也對衝擊韌性有較大影響［９１．當ｍ／ａ島比較粗大時，相介面可因塑變而誘發出斷裂的核心，在外力的作用下裂紋得以迅速擴充套件，導致韌性惡化【１０］．分析實驗結果發現，冷卻速度和終冷溫度對ｍ／ａ島的數量和形態有較大影響．冷速高、終冷溫度低的＃１和＃３鋼較冷速低、終冷溫度較高的＃５和＃６鋼ｍ／ａ島數量少，尺寸小．冷卻速度提高使碳原子的擴散速度相對降低，碳向奧氏體中的富集速度也隨之降低，從而大大降低了冷卻過程中形成富碳
ｍ／ａ島的可能性；終冷溫度公升高，碳更充分地向奧氏體中富集，從而易於形成大塊的ｍ／ａ島．儘管冷速高的組織中ｍ／ａ島的數量和形態對衝擊韌性有利，但通過回歸公式看，過高的冷卻速度反而不利於衝擊韌性的提高，這可能與針狀鐵素體的數量有關．彼此咬合、相互交錯的針狀鐵素體能有效阻礙裂紋的擴充套件【１１１２１，使組織具有更高的衝擊韌性．過高的冷速使冷卻曲線在針狀鐵素體的形成溫度範圍內停留時間短，從而抑制其形成．
表３列出了日本新日鐵以及ｊｆｅ的標準．本實驗中＃２，＃４，＃５和＃６鋼力學效能分別達到ｗｅｌ一和ｊｆｅ—ｈｉｔｅｎ一６９０ｓ的要求，＃３鋼效能達到了的要求，＃ｌ鋼塑性偏低．對比本實驗中的工藝引數和力學效能，可以認為在終軋溫度８７０～８８０℃，冷速約１５～２０℃／ｓ的條件下，終冷溫度５７０～６００℃，能夠達到ｑ５５０級別，而終冷溫度５００～５７０℃，能夠達到ｑ６２０級別；冷速提高至３５～４０℃／ｓ，終冷溫度在５５０℃左右，能夠達到ｑ６９０級別．
圖４＃５鋼和＃６鋼組織的ｅｂｓｄ取向圖
ｆｉｇ．４
（ａ）一＃５鋼；（ｂ）一＃６鋼．
圖５＃５鋼和＃６鋼－２０℃衝擊斷口形貌
ｆｉｇ．５
ａｔ一（ａ）一＃５鋼；（ｂ）一＃６鋼．
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鑽井井控工藝試題
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熱控儀表管敷設工藝方案
1編制目的 熱控儀表管路安裝工藝要求比較高，整齊美觀的配管工藝可以形成安裝工藝的亮點。為了提高施工工藝，高質量 高標準的順利完成此施工專案，在工程a標段熱控儀表管施工中創亮點工程，特制定本細則。1編制依據 電力建設施工技術規範第4部分 熱工儀表及控制裝置 dl t5190.4 2012 火電工程達標...