段琳娜
, 陈宇
DUAN Linna, CHEN Yu
中图分类号: TG142
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收稿日期: 2013-05-17
修回日期: 2013-07-25
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摘要
对一种X100管线钢进行热模拟试验, 研究了过冷奥氏体的相变规律, 提出了一种得到以粒状贝氏体+板条贝氏体为主的混合组织的控轧控冷工艺制度, 分析了精轧变形量、冷却速度及终冷温度对实验钢微观组织的影响。结果表明, 随着变形量的增大实验钢的微观组织逐渐细化, 高强度的板条贝氏体含量减少而粒状贝氏体含量增多; 随着冷却速度的增加和终冷温度的降低实验钢组织中的板条贝氏体含量明显提高, 组织也逐渐细化; 组织中板条贝氏体含量较高时实验钢具有较高的强度, 但过多的板条贝氏体和针状M/A岛对材料的韧性造成不利的影响。
关键词：
Abstract
The transformation of undercooling austenite in a X100 pipeline steel was investigated by means of thermal simulation test. Based on the obtained results, a thermo-mechanical control process (TMCP) by which a mixed microstructure mainly consisted of granular bainite and lath bainite can be obtained has been proposed and effects of finish rolling deformation amount, cooling rate and final cooling temperature on microstructure have been analyzed. The results show that the microstructure of tested steel gradually refines and the volume fraction of lath bainite decreases with the increase of deformation amount. With the increase of cooling rate and the decrease of final cooling temperature, microstructure refines and volume fraction of lath bainite increases obviously. High volume fraction of lath bainite in microstructure is good for high strength. However, excessively high volume fraction of lath bainite and M/A islands with the shape of acicular have harmful influences on toughness.
Keywords：
大口径、高压、长距离输送管线用钢, 不仅要具有更高的强度, 还要具有优异的韧性, 成为低合金高强钢和微合金钢领域的研究热点[1-2]。超高强度X100管线钢是高强度、高韧性输送管道钢材的发展方向[3], 合理的化学成分设计和控轧控冷工艺能保证其具有优异的强韧性。
采用热机械控制工艺(TMCP), 在降低C含量的基础上细化晶粒、改善组织, 可保证钢材的强度和韧性[4]。目前, 工业上普遍采用控制轧制后加速冷却的方法生产管线钢。TMCP工艺利用形变强化和相变强化的综合作用, 可大幅度提高钢材综合性能[5], 其中精轧变形量、冷却速度和终冷温度对显微组织和性能有重大影响。本文通过热模拟试验, 研究控轧控冷工艺对X100管线钢组织的影响。
实验用X100管线钢连铸坯的化学成分(质量分数, %)为: C 0.065, Si 0.23, Mn 1.99, Mo 0.27, Cr 0.36, Ni 0.39, Cu 0.22, Nb+V+Ti≤0.15, Fe余量。试样取自实验钢铸坯心部。用Formastor-F热膨胀仪测试实验钢的静态CCT曲线, 将直径3 mm长度10 mm的试样加热至950℃保温300s进行奥氏体化, 然后分别以0.03、0.06、0.14、0.28、0.8、1.6、4、8、16℃/s的冷却至室温, 测定热膨胀曲线, 利用切线法确定相变点; 在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行热模拟试验, 试样的直径为8 mm长度为12mm, 模拟两阶段控制轧制(奥氏体再结晶区+非再结晶区两阶段轧制)和控制冷却, 考察精轧变形量、冷却速度和终冷温度对实验钢微观组织的影响, 具体工艺如图1所示。
图1 热模拟变形试验工艺示意图
Fig.1 Schematic illustration of thermal simulation test (1) e=20, 30, 40, 50%, CR=25℃/s, T=360℃; (2) e=40%, CR=10, 20, 25, 30, 40, 50℃/s, T=360℃; (3) e=40%, CR=25℃/s, T=420, 400, 380, 360, 340, 320, 300℃
用MEF-4M倒置式金相显微镜和HITACHI S-4300冷场发射扫描电镜观察试样中心部位组织形貌, 并用FM-300数字显微硬度计测量显微硬度。
将实验钢铸坯加热至1180℃后进行控轧控冷, 终轧温度810℃, 随后以25℃/s冷却至350℃进行卷取。在WE-300液压拉伸试验机分别在横、纵、30°方向进行拉伸性能测试, 圆棒试样的直径为10 mm、标距为60 mm; 在JBN-300B型冲击试验机上进行-20℃Charpy冲击试验, 横向取样, 试样的尺寸为55 mm×10 mm×10 mm。
图2为实验钢从奥氏体区以不同速度冷却后获得的显微组织。随着冷速的增大微观组织依次会出现多边形铁素体(PF)、珠光体(P)、准多边形铁素体(QF)、针状铁素体(AF)、粒状贝氏体(GB)和板条贝氏体(LB)。当冷速为0.03℃/s、0.06℃/s时, 微观组织主要为PF、P和少量退化珠光体(DP)。DP是超低冷速下奥氏体岛分解后的产物, 为铁素体(F)和渗碳体(Fe3C)两相组织[6]。当冷速为0.14℃/s时开始出现QF, 并且PF和P含量开始减少; 冷速增加到0.28℃/s时组织不规则程度增加, PF消失, 出现AF; 冷速增加到0.8℃/s时, 开始有GB出现; 之后随着冷速的增大AF、GB含量逐渐增多, QF含量开始减少; 当冷速为8℃/s时出现了LB组织, 为AF、GB和LB复相组织; 冷速达到16℃/s时AF消失, 与冷速为8℃/s时的微观组织比较其晶粒得到细化, LB含量增多。其中GB为分散着细小M/A岛的细小等轴、非等轴铁素体[7], 而AF与LB虽然都具有板条特征但AF中条束之间的位相关系不确定, 呈混乱状态分布[8]。
图2 连续冷却相变组织
Fig.2 Microstructure of continuously cooled specimens (a) 0.03℃/s; (b) 0.06℃/s; (c) 0.14℃/s; (d) 0.28℃/s; (e) 0.8℃/s; (f) 1.6℃/s; (g) 4℃/s; (h) 8℃/s; (i) 16℃/s
结合图2的微观组织绘制出实验钢静态CCT曲线, 如图3所示。随着冷速的增大, 相变开始温度和终止温度都逐渐降低。当冷速为0.7℃/s时, 贝氏体相变开始。当冷速增加到8℃/s时, 组织全部为贝氏体(AF具有一定的贝氏体特征, 因而归为B)。目前对(超)低C贝氏体组织的形貌、形成温度、各种组织的分类和定义尚未形成统一结论[9]。对于低C钢, 贝氏体组织呈现一些新特点, 尤其是LB与传统意义上的上、下贝氏体存在明显差异, 板条之间无渗碳体型碳化物, 板条内亦无碳化物析出, 传统意义上的F/Fe3C已不复存在[10], 板条之间与板条内部出现一些细小的残余奥氏体和M/A岛, 板条内存在大量位错。
根据形变诱发相变理论, 对同一种材料, 与静态相变过程相比, 动态相变曲线将向左上方移动, 两者相变曲线形状可能有所不同, 但其相变产物有一个大致的对应关系。参照Manohar和Chandra[11]对过冷奥氏体在静态相变和动态相变过程中相变规律的研究结果, 形变诱发相变可使相变区域左移10℃/s以上。即对同一种材料, 动态相变的冷却速度比静态相变提高10℃/s以上时所得到的相变产物大致对应。根据连续冷却转变(CCT)曲线可深入了解相变后的组织, 在实际工业生产过程中可指导工艺设计和优化TMCP工艺。
图4为实验钢不同精轧变形量下的微观组织。从图4可以看出, 组织为贝氏体, 其中GB和LB含量不同。当精轧变形量为20%时, LB含量约为75%; 随着变形量的增加组织逐渐细化, LB板条束长度变短, 含量逐渐减少, GB含量相应增加; 当精轧变形量增加到50%时, LB基本消失。奥氏体未再结晶区轧制目的是使奥氏体扁平化并在部分晶粒内部形成变形带, 使奥氏体晶界面积增加, 扁平的奥氏体晶界和晶内变形带为相变提供了大量的形核点, 有利于相变组织的细化。但变形会增加奥氏体的不稳定性[12], 使相变温度相对较低的LB含量逐渐减少。由于LB强度高于GB, 当组织中为全部GB时实验钢强度将不能满足X100管线钢要求。
图4 精轧变形量对微观组织的影响
Fig.4 Effect of finish rolling deformation amount on microstructure of tested steel, (a) 20%; (b) 30%; (c) 40%; (d) 50%
图5为实验钢以不同速度冷却到360℃的微观组织形貌。当冷速为10℃/s时, 组织主要为GB、少量QF和作为第二相存在的M/A岛; 冷速增加到20℃/s时, QF消失; 当冷速为25℃/s时开始出现LB, 且随冷速的不断增加, GB含量减少, LB含量逐渐增多。冷速从10℃/s增加到40℃/s, 组织逐渐细化, M/A岛尺寸和数量逐渐减小。当冷速为50℃/s时组织全部为LB, 贝氏体板条间距随冷速的增加逐渐减小, 板条束尺寸增加。冷却速率对组织的影响与不同冷却速率下Fe原子和C原子的扩散速度有关[13]。冷却速率较低时Fe、C原子能充分扩散, 少量QF从高能量的原始奥氏体晶界处以界面迁移机制形核并向晶内长大[7]; 随冷却速率的增大Fe、C原子的扩散受到抑制, 扩散时间变短, 奥氏体逐渐转变为贝氏体[14]; 冷速继续增大则晶界形核的贝氏体倾向于沿相同的晶体学取向生长, 贝氏体条在长度方向上长大速度快, 很容易贯穿原奥氏体晶粒, 形成由多个细长贝氏体条组成的贝氏体束, 这种形态对韧性不利。在LB形成过程中, 其间分布的M/A岛也逐渐表现出一定的线性特征[15]。由此可见, 改变冷速能有效细化组织、调整贝氏体中各组成相的比例并控制M/A岛的形状、尺寸和数量。
图5 实验钢不同冷却速度下的SEM照片
Fig.5 SEM micrograph of microstructure of tested steel at different cooling rate (a) 10℃/s; (b) 20℃/s; (c) 25℃/s; (d) 30℃/s; (e) 40℃/s; (f) 50℃/s
图6为实验钢显微硬度与冷却速率之间的关系曲线。随着冷却速率的增大显微硬度几乎呈直线增长, 这是微观组织的变化造成的。当冷速为25℃/s时显微硬度达到302 HV, 此时实验钢微观组织为GB、LB和弥散分布的粒状M/A岛。
图6 冷却速率对实验钢显微硬度的影响
Fig.6 Effect of cooling rate on micro-hardness of tested steel
图7为实验钢不同终冷温度下的扫描电镜图片。图7表明, 随着终冷温度的下降组织逐渐细化, M/A岛也越来越细小、弥散分布。当终冷温度为420~380℃时, 基本为GB; 终冷温度下降至360℃时, 开始出现LB; 随着终冷温度的不断降低LB含量逐渐增多, GB含量减少。因为较低的终冷温度将更多的位错缺陷保留在基体中, 并且减慢C及合金元素的扩散, 易于形成长宽比更大的板条状贝氏体, 将大幅提高材料的强度和硬度[16]。
图7 实验钢不同终冷温度下的SEM照片
Fig.7 SEM micrograph of microstructure of tested steel at different final cooling temperature (a) 420℃; (b) 400℃; (c) 380℃; (d) 360℃; (e) 340℃; (f) 300℃
图8为不同终冷温度下实验钢显微硬度变化曲线。由于终冷温度的下降组织逐渐细化, LB含量逐渐增多, 因而显微硬度呈上升趋势, 但上升幅度较小, 从285 HV增加到306 HV。当终冷温度为340℃左右时, 显微硬度达到300 HV。
图8 终冷温度对实验钢显微硬度的影响
Fig.8 Effect of final cooling temperature on micro-hardness of tested steels
实验钢力学性能如表1所示。其中轧向、横向及30°方向的抗拉强度均在760~990 MPa之间, 屈服强度在690~840 MPa之间, 屈强比小于0.97, -20℃夏比冲击韧性>280 J。所得实验钢性能满足API 5L中对X100管线钢的要求
表1 实验钢力学性能
Table 1 Chemical properties of the tested steel
| Rolling direction | Tensile strength/MPa | Yield strength/MPa | Elongation after fracture/% | Yield ratio | Akv(J) -20℃ |
|---|---|---|---|---|---|
| TD | 912 | 740 | 17.0 | 0.81 | 282 |
| RD | 890 | 735 | 18.0 | 0.83 | |
| RD 30° | 858 | 705 | 18.0 | 0.82 |
X100管线钢的组织是由GB、LB和M/A岛组成的复相组织, 除成分因素外、微观组织和性能主要取决于中温转变形成的不同比例和尺寸的贝氏体及M/A岛的数量、形态特征等。由于不同中温相变组织对力学性能的影响程度不同[17-18], 可通过控制精轧变形量、冷却速度、终冷温度等参数来获得细小的贝氏体混合组织, 保证得到良好的综合力学性能。通过控制奥氏体未再结晶区变形量, 在变形奥氏体基体中引入大量的位错、亚结构和变形带等缺陷, 从而细化相变后组织。但是增大变形量会降低奥氏体的稳定性, 提高相变温度, 出现较多的GB, GB强度低于LB。当组织为全部GB时, 实验钢强度将不能满足X100管线钢要求。提高冷却速度和降低终冷温度也有利于细化组织, 同时还可以抑制高温相变产物的形成(如多边形铁素体), 增加中温及低温相变产物(如LB等)的含量, 从而提高材料的强度。但是当冷速过快或终冷温度过低时微观组织会变为全LB, 甚至出现马氏体(M)。单一板条束结构造成板条束有效晶粒尺寸粗大, 同时晶内只有一束或者很少几束方向不同的贝氏体束, 在断裂过程中, 贝氏体束间界和原始奥氏体晶界对裂纹扩展产生的偏移程度较小, 总的扩展方向几乎不变, 不利于钢板的韧性。图9a、b分别为实验钢以25℃/s和40℃/s冷却至360℃后空冷的EBSD晶界图, 其中浅色细线代表2~10°的小角度界面, 深色粗线代表>10°的大角度界面。当裂纹扩展到晶界取向差>10°的晶界时需要克服和消耗的能量最大, 从而起到止裂作用。图10为实验钢取向差角度分布图, 分析计算结果表明, 当冷速为25℃/s时得到的大角度晶界比例为70.1%, 而当冷速为40℃/s时大角度晶界比例仅为62.2%。结合图5可知, 当实验钢分别以25℃/s和40℃/s冷却时微观组织均为GB+LB, 但是两者所占含量不同。冷速为25℃/s时实验钢中GB约占80%, 冷速增加到40℃/s时GB减少至20%, 相应的LB增加至80%。因此, 微观组织中含量过高的LB虽然有较为明显的强化作用, 但其韧性变差。LB中的M/A岛颗粒有一部分为针状, 且排列有序, 排列方向大体与贝氏体板条平行, 如图5f、图7f。由于带尖角的M/A岛颗粒排列趋于直线, 易成为裂纹扩展的路径从而造成韧性降低。
图9 实验钢不同冷速下EBSD晶界图
Fig.9 EBSD maps of tested steel at different cooling rate (a) 25℃/s; (b) 40℃/s
图10 取向差角度分布图
Fig.10 Misorientation angle maps of the tested steel (a) 25℃/s; (b) 40℃/s
1. X100管线钢的微观组织为GB、LB和其上分布的M/A岛组成的复相组织, 各相的含量和形态特征对管线钢的综合力学性能影响较大。合理控制TMCP工艺参数可得到以GB为主, 含有少量LB和弥散分布的细小M/A岛的理想组织, 该组织具有较优异的强韧性能;
2. 随着精轧变形量的增大实验钢中GB逐渐增加LB逐渐减少, 且微观组织得到细化; 随冷却速度的提高和终冷温度的降低实验钢中LB含量逐渐增多, 微观组织得到细化, 显微硬度逐渐增高。
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