李東遠(yuǎn)，吳光輝，周正平，周 勇，宋述鵬，吳 潤(rùn)

（1.武漢科技大學(xué)，湖北 武漢 430081；2.衡陽(yáng)華菱鋼管有限公司，湖南 衡陽(yáng) 421001）

隨著經(jīng)濟(jì)的發(fā)展，國(guó)家對(duì)能源的需求日益增加，油井向更深、更嚴(yán)苛環(huán)境發(fā)展，深層油田的開(kāi)發(fā)要求油井用無(wú)縫管具有高強(qiáng)度高韌性。材料的成分配方是性能保證的根本，其中的淬透性決定了厚度方向性能的均勻性。之前也有關(guān)于油井管的研究，李紅英［1］和喬志霞等［2］分別對(duì)鋼管淬火應(yīng)力和淬火相變機(jī)理進(jìn)行了探討，但都缺乏組織對(duì)淬透性的影響的系統(tǒng)研究。因此，本文研究了高強(qiáng)韌性HG05無(wú)縫鋼管組織對(duì)淬透性的影響，通過(guò)熱模擬方法確定了鋼的靜態(tài)過(guò)冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT）曲線及其臨界淬火冷卻速度，并分析了熱成形后鋼管的組織，熱模擬其臨界淬火冷卻速度下的組織，給實(shí)際生產(chǎn)熱處理工藝提供參考。

1 試驗(yàn)過(guò)程及方法

試驗(yàn)鋼為HG05，其化學(xué)成分見(jiàn)表1，為低合金高強(qiáng)鋼。

表1 HG05 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） %

使用Gleeble 3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)調(diào)質(zhì)態(tài)HG05鋼進(jìn)行靜態(tài)CCT 曲線和相變點(diǎn)的測(cè)定。靜態(tài)相變?cè)囼?yàn)：首先以5 ℃/s 的加熱速度加熱至1 280 ℃，保溫6 min 進(jìn)行奧氏體化，隨后以10 ℃/s 冷卻至880 ℃等溫50 s，再分別以0.1，0.3，0.5，1，5，10，15，20，30，40，50，80，100，120 ℃/s 冷卻至室溫，記錄膨脹量數(shù)據(jù)并觀察金相組織。熱模擬后的試樣沿?zé)犭娕己附狱c(diǎn)處切開(kāi)，制成金相試樣，用4%硝酸酒精溶液侵蝕。使用HV-1000A 型顯微硬度計(jì)測(cè)定試樣中不同顯微組織的維氏硬度。分析各個(gè)工藝下的溫度-膨脹曲線，結(jié)合金相照片和顯微硬度結(jié)果判斷相變類型和相變點(diǎn)，繪制出靜態(tài)CCT 曲線。

從規(guī)格為直徑254 mm，壁厚32 mm 的熱成形鋼管上截取試樣，對(duì)內(nèi)、中、外三層切割并制備成CCT 試樣，按靜態(tài)CCT 曲線中臨界淬火冷卻速度進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，然后用金相顯微鏡觀察顯微組織并進(jìn)行硬度測(cè)定。

采用定量金相法分析熱成形鋼管各層的組織，依據(jù)GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》［3］測(cè)定其原奧氏體的晶粒度、鐵素體塊尺寸和體積分?jǐn)?shù)；并用飽和苦味酸溶液顯示熱模擬后試樣的原奧氏體，采用截點(diǎn)法測(cè)定其晶粒的大小。

2 結(jié)果與討論

2.1 調(diào)質(zhì)態(tài)HG05 鋼的熱模擬分析

2.1.1 調(diào)質(zhì)態(tài)HG05 鋼的相變點(diǎn)

CCT 試驗(yàn)整個(gè)過(guò)程膨脹量-溫度曲線和不同冷卻速度下的膨脹曲線如圖1 所示。

圖1 HG05 鋼靜態(tài)CCT 試驗(yàn)整個(gè)過(guò)程膨脹量-溫度曲線和不同冷卻速度下的膨脹曲線

鋼的熱模擬分析中測(cè)定的加熱和冷卻膨脹量-溫度曲線如圖1（a）所示，鋼的加熱相變點(diǎn)為加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的溫度Ac1和加熱時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的終了溫度Ac3，測(cè)定CCT 曲線的加熱條件相同，冷卻相變有鐵素體（F）、珠光體（P）、貝氏體（B）和馬氏體（M）相變，其轉(zhuǎn)變溫度均不同，所以采用切線法測(cè)取14 組試樣的加熱奧氏體化的相變點(diǎn)，得到Ac1為761 ℃，Ac3為873 ℃。同時(shí)分析圖1（b）～（f）得：當(dāng)冷卻速度為0.1 ℃/s，膨脹曲線中可觀察到鐵素體相變開(kāi)始溫度771 ℃，組織主要是鐵素體和貝氏體；當(dāng)冷卻速度為5 ℃/s，可觀察到貝氏體相變開(kāi)始溫度558 ℃，組織主要是貝氏體；冷卻速度≥20 ℃/s 時(shí)，相變開(kāi)始溫度約370℃，判斷組織中發(fā)生了馬氏體相變（相變溫度低于JMatPro 軟件計(jì)算出的奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的開(kāi)始溫度Ms，即394 ℃）。

2.1.2 調(diào)質(zhì)態(tài)HG05 鋼靜態(tài)CCT 曲線

調(diào)質(zhì)態(tài)HG05 鋼靜態(tài)CCT 試樣不同冷卻速度下的金相組織如圖2 所示。

圖2 調(diào)質(zhì)態(tài)HG05 鋼靜態(tài)CCT 試樣在不同冷卻速度下的金相組織

HG05 鋼靜態(tài)CCT 試驗(yàn)的膨脹曲線、顯微組織類型，匯總結(jié)果見(jiàn)表2，并據(jù)此繪制試驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT 曲線（圖3）。

圖3 HG05 試驗(yàn)鋼的靜態(tài)CCT 曲線

表2 HG05 鋼在不同冷卻速度下不同組織轉(zhuǎn)變的溫度

從靜態(tài)CCT 曲線中可以看出：當(dāng)冷卻速度≤0.5 ℃/s，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體、貝氏體和珠光體；冷卻速度為10～15 ℃/s 時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為貝氏體和馬氏體。橫截面金相組織表明，在20 ℃/s 冷卻時(shí)，邊部出現(xiàn)少量貝氏體，而心部未見(jiàn)貝氏體組織，為全馬氏體。這是由于邊部發(fā)生脫碳，臨界淬火速度下降引起。故認(rèn)為當(dāng)冷卻速度≥20 ℃/s，可以得到全馬氏體組織，20 ℃/s 為臨界淬火冷卻速度。因此，調(diào)質(zhì)鋼的整個(gè)截面的金相組織全馬氏體的臨界淬火冷卻速度應(yīng)為20～30 ℃/s。

2.2 HG05 熱成形鋼管組織及其對(duì)淬透性的影響

圖4（a）、4（c）和4（e）所示為熱成形鋼管的組織，貝氏體占大部分，鐵素體占小部分。對(duì)比外中內(nèi)三層發(fā)現(xiàn)，貝氏體的晶粒尺寸是中層略大，內(nèi)外層稍?。欢F素體體積分?jǐn)?shù)，則是內(nèi)層鐵素體的占比最多，達(dá)到12.40%（圖5a）；鐵素體晶粒尺寸平均約為10 μm，中間層相比內(nèi)外層略大，這是由于內(nèi)外壁的冷卻速度較中間層更快，過(guò)冷度增大，細(xì)化晶粒［4-18］。

圖4 HG05 鋼熱成形鋼管原始組織和熱模擬后的組織

圖5 HG05 鋼熱成形鋼管組織定量統(tǒng)計(jì)

調(diào)質(zhì)態(tài)鋼熱模擬（按臨界淬火冷卻速度20 ℃/s下）后的組織為馬氏體，而熱成形鋼管的組織中存在微量的鐵素體。鋼管的外層鐵素體極少（圖4b），中層鐵素體量增加（圖4d），內(nèi)層鐵素體最多（圖4f），鋼管內(nèi)層的淬透性最弱?？傊?，熱成形組織未淬透，其淬透性弱于調(diào)質(zhì)態(tài)。

熱成形鋼管不同層級(jí)在熱模擬中的奧氏體晶粒尺寸如圖5（b）所示，平均尺寸為6 μm。熱成形組織中鐵素體和熱模擬中奧氏體晶粒尺寸均是中層的晶粒尺寸略大于外層和內(nèi)層，即熱成形組織中鐵素體晶粒尺寸越大，加熱保溫后生成的奧氏體晶粒越大；奧氏體晶粒尺寸增大能降低鋼的臨界冷卻速度，進(jìn)而提高淬透性。因此熱成形組織中層的淬透性會(huì)強(qiáng)于內(nèi)層。

而熱成形組織的淬透性要弱于調(diào)質(zhì)態(tài)，這是因?yàn)闊岢尚武摴艿慕M織基本都是鐵素體和貝氏體，貝氏體是非平衡組織，碳含量高，鐵素體是平衡組織，碳含量低，熱模擬試驗(yàn)的加熱和保溫未能均勻組織碳含量，熱軋態(tài)組織不均勻，而調(diào)質(zhì)態(tài)組織均勻，加熱奧氏體形核核心少，熱模擬加熱后奧氏體晶粒大，故其臨界淬火冷卻速度為20 ℃/s，而熱成形組織的臨界淬火冷卻速度要大。

3 結(jié)語(yǔ)

（1）當(dāng)冷卻速度≥20 ℃/s，調(diào)質(zhì)態(tài)可以得到全馬氏體組織，20 ℃/s 為臨界淬火冷卻速度。

（2）熱成形組織的鐵素體晶粒尺寸是中間層略大于內(nèi)外層，導(dǎo)致中間層加熱保溫后再結(jié)晶形成的奧氏體晶粒尺寸更大，淬透性較內(nèi)層更好。

（3）熱成形組織中的貝氏體是碳含量高的非平衡組織，而鐵素體是碳含量低的平衡組織，組織不均勻，而調(diào)質(zhì)組織均勻，加熱奧氏體形核核心少，熱模擬加熱后奧氏體晶粒大，故其臨界淬火冷卻速度為20 ℃/s，而熱成形組織的臨界淬火冷卻速度要大。