货油舱用钢要求具有高抗腐蚀性、高强度、良好的低温韧性和焊接性能.一般情况是在普通钢中加入一些合金元素，利用控轧控冷技术得到良好的组织性能，提高钢的强韧性和耐蚀性.关于传统合金钢的连续冷却转变行为研究论文很多^{[1, 2, 3, 4]}，但对货油舱用钢的研究甚少^{[5, 6]}.而且，近年来油船遭受腐蚀导致的事故频频发生，因此迫切需要开发新型的耐腐蚀货油舱用钢.

本文针对一种新型的货油舱用钢进行奥氏体连续冷却变形转变行为的研究.利用热模拟机结合金相－硬度法得到耐蚀钢的静态和动态CCT曲线.研究不同条件下耐蚀钢的转变产物和维氏硬度，系统分析了不同冷速对相变各阶段的影响规律，为热轧生产工艺的制定奠定理论基础.

实验原料在150kg高频感应加热炉中冶炼、浇铸，锻成120mm×100mm矩形钢坯，在实验室φ450轧机上将钢坯轧成16mm厚的板材，加工成规格为φ8mm×15mm的热模拟试样.试验钢化学成分(质量分数，% )为C 0.085，Si 0.24，Mn 1.36，P 0.006，S 0.002，Al 0.04，Cr 0.23，Cu 0.16，W 0.21，Mo 0.21，Sn 0.1，Ni 0.11，Nb 0.012，Fe余量.

利用东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室自主开发的MMS－300热模拟实验机进行相关实验.实验的步骤如下：首先测试不同冷速下的相变行为，将试样以20℃/s的速度加热至1200℃，保温3min，然后以10℃/s的速度冷却至900℃，进行变形和未变形，保温20s后分别以0.5，1，2，5，10，15，20，30，40和50℃/s的冷却速度冷却至室温.利用热模拟试验机记录冷却过程中的热膨胀曲线，采用切线法确定相变温度，如图 1所示.将热模拟后得到的试样沿轴向中间切开用于硬度和金相实验研究，利用SVDTM维氏硬度计测量耐蚀钢硬度，利用Leica金相显微镜观察显微组织形貌.结合以上数据绘制CCT曲线.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图1 耐蚀钢相变温度曲线 Fig. 1 Transformation temperature curve of corrosion resistant steel

实验钢在900℃奥氏体未发生变形和变形0.4的CCT 曲线如图 2所示，图中标示出在不同冷却速度下过冷奥氏体所经历的相变区.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图2 耐蚀钢未变形和变形奥氏体连续冷却转变曲线 Fig. 2 CCT curves of austenite for corrosion resistant steel before and after deformation (a)—静态CCT； (b)—动态CCT.

从图 2可以看出，静、动态CCT曲线相变区域主要分成2个部分：高温转变区主要为先共析铁素体(PF)和珠光体(P)；中温转变区主要是贝氏体(B)；低温转变区主要是马氏体(M).

由图 2a可知，未变形奥氏体具有较好的稳定性，推迟了多边形铁素体相变，珠光体转变发生在0.5～1℃/s的冷速范围内.图 2b与2a相比，珠光体开始转变温度较高，而且冷速在0.5～2℃/s范围内均可以发生珠光体相变，说明变形在一定程度上促进了珠光体转变.当变形量为0.4，贝氏体转变的冷却速度增大，与图 2a相比贝氏体相变区整体向左上移动.表明变形可以促进先共析铁素体相变，导致出现先共析铁素体+珠光体混合组织的临界冷却速度增大.变形提高了铁素体的开始转变温度，缩短了γ→α转变的孕育期.这是因为变形使奥氏体晶粒拉长，晶内产生大量的变形带和位错，使晶内缺陷密度大幅度增加，畸变能存储量增大，易于相变形核，形核率增加，细化晶粒；另一方面有利于铁原子与碳原子的扩散^{[7, 8]}.

在不同冷却速度下耐蚀钢的显微组织如图 3和图 4所示.可以看出耐蚀钢晶粒的大小随着冷却速度的增加而减小，晶粒细化作用更加明显.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图3 耐蚀钢未变形时不同冷速下的显微组织 Fig. 3 Microstructure of corrosion resistant steel with different cooling rates before deformation (a)—0.5℃/s； (b)—2℃/s； (c)—10℃/s； (d)—15℃/s; (e)—20℃/s; (f)—30℃/s.

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图4 耐蚀钢变形时不同冷速下的显微组织 Fig. 4 Microstructure of corrosion resistant steel with different cooling rates after deformation (a)—0.5℃/s； (b)—2℃/s； (c)—10℃/s； (d)—15℃/s; (e)—20℃/s; (f)—30℃/s.

在未变形条件下，当冷速为0.5℃/s时，耐蚀钢组织主要为多边形铁素体+珠光体；冷速的进一步增加会使在原奥氏体晶界形核的多边形铁素体转变为针状铁素体，转变过程中碳会扩散到相邻的奥氏体组织中.当扩散的碳含量(质量分数)达到共析转变时形成退化珠光体，随后冷却转变成贝氏体组织.因此当冷速增加到2℃/s时得到的组织主要是针状铁素体+粒状贝氏体，针状铁素体板条中分布着短杆状或粒状直线平行排列的岛状组织.当冷速为10℃/s，得到的组织主要为粒状贝氏体+板条贝氏体，针状铁素体明显减少.冷速升高到15℃/s时，组织进一步细化，粒状贝氏体体积分数增加.当冷速为30℃/s时，贝氏体形态由粒状转变成板条状，出现马氏体组织，最后得到的组织为贝氏体+马氏体.

奥氏体经过0.4的变形后，当冷速为0.5℃/s时，得到的室温组织为多边形铁素体+珠光体，其中铁素体晶粒相对于未变形组织明显变细，珠光体更弥散均匀.当冷速为2℃/s时，得到的组织主要是多边形铁素体+粒状贝氏体.随着冷速的增加，当冷速为10℃/s时组织为针状铁素体+粒状贝氏体.当冷速增加到15℃/s时，得到的组织同样是针状铁素体+粒状贝氏体且晶粒分布更加均匀细小，而且粒状贝氏体的体积分数增加.当冷速达到30℃/s时，得到的室温组织为贝氏体+马氏体，针状铁素体减少，组织得到了细化，马氏体的体积分数增加.

对比动态CCT曲线和静态CCT曲线，可以看出在发生0.4变形后铁素体相变开始温度增加，扩大了先共析铁素体相变区，马氏体相变区相对减小.结合金相照片，发生变形后形成的铁素体晶粒相对拉长且比较细小，这是由于变形促使奥氏体晶粒发生了变形和晶界的相对转动，致使晶界畸变，晶界能增大，同时晶粒内原子排序发生混乱，促使先共析铁素体形成.当奥氏体变形量达到0.4时使奥氏体晶粒变形拉长，增加晶界面积，由于有大量位错存在而处于高能量状态，位错处优先形核，铁素体形核位置与数量增多，使晶界上的新相形核速率提高^[9].总之，变形促进了铁素体转变，提高了转变开始温度，细化了晶粒，使相变开始所需时间缩短及CCT曲线向左上移动，扩大了铁素体和珠光体相变区.从金相照片中还可看出，变形在一定程度上抑制了贝氏体的相变，变形奥氏体诱发位错缠结，贝氏体相变时被位错缠结阻止，晶粒不易长大，但当变形增加时，变形诱发的晶体缺陷提供更多形核位置，这种抑制作用逐渐被取消.此时从变形奥氏体转变的贝氏体体积分数与从无变形奥氏体转变的贝氏体体积分数基本相当，但显微组织得到细化，强化了金属基体.

通过对耐蚀钢相变规律的研究可以看出，不同的冷却速度能够得到不同的显微组织.不同冷速对显微组织硬度值的影响规律如图 5所示.变形0.4与未变形相比较，在相同的冷速下，变形后的组织硬度比未变形的偏高，但在冷速约3~12℃/s的范围内未变形的硬度值偏高，主要原因是在冷速大约在3℃/s时未变形奥氏体已经结束了先共析铁素体析出，而变形0.4奥氏体的先共析铁素体相变在持续进行，直至在冷速约12℃/s时才结束，而在这个范围内未变形的奥氏体已经有少量贝氏体析出致使硬度值偏高；在其他冷速条件下，由于变形后奥氏体晶粒内部形成畸变带，晶界变形导致相变后晶粒细化，一定程度上强化了金属基体，致使硬度值偏高.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图5 不同冷速下耐蚀钢的硬度 Fig. 5 Microhardness of corrosion resistant steel under different cooling rates

1) 与静态CCT曲线相比，动态CCT曲线整体向左上方向移动.

2) 随着冷速的增大，耐蚀钢的硬度增加.在相同的冷速下，形变奥氏体转变后的组织硬度值较大，但在冷速约3~12℃/s的范围内未变形的硬度值偏高.

3) 冷速控制在10~15℃/s范围内，耐蚀钢可以获得较好的力学性能和耐蚀性能.