冷卻工藝對X80HD2管線鋼組織和性能的影響

牛延龍

（山鋼股份濟南分公司技術(shù)中心，山東 濟南 250101）

試驗研究

冷卻工藝對X80HD2管線鋼組織和性能的影響

牛延龍

（山鋼股份濟南分公司技術(shù)中心，山東 濟南 250101）

試驗分析了開冷溫度、冷卻速度和終冷溫度對X80HD2管線鋼組織和性能的影響，結(jié)果表明，在不同開冷溫度下，均能得到鐵素體和貝氏體雙相組織，隨開冷溫度的降低，鐵素體含量增多，M/A含量增加，屈服強度下降，Rt0.5/Rm下降，均勻伸長率降低；隨冷卻速度提高，貝氏體組織細化，屈服強度增加，Rt0.5/Rm升高，均勻伸長率降低；隨終冷溫度降低，M/A細化，抗拉強度降低，Rt0.5/Rm升高，加工硬化速率升高，均勻伸長率升高。最佳冷卻工藝參數(shù)：開冷溫度690℃，冷卻速度15℃/s，終冷溫度400℃。

X80HD2管線鋼；組織；力學(xué)性能；開冷溫度；冷卻速度；終冷溫度

1 前言

大應(yīng)變管線鋼除了保證同級別普通管線鋼的技術(shù)要求外，其較高的抗應(yīng)變能力反應(yīng)在拉伸曲線為“Round house”，有較低的屈強比和較高的韌性，以保證鋼板在外來沖擊作用下抵抗縱向屈服，在許用極限條件下保證鋼板不被破壞。2014年山鋼股份濟南分公司聯(lián)合中石油渤海裝備制造巨龍鋼管公司合作進行X80級Φ1 219 mm×26.4 mm大應(yīng)變直縫埋弧焊管的研制及產(chǎn)業(yè)化。濟鋼X80HD2大應(yīng)變鋼以低C高Mn為基礎(chǔ)，添加Nb、Cr、Ni、Ti、Cu等合金，來保證鋼板的高強韌性；通過鋼板的超細化組織和相比例控制保證鋼板的抗變形性能；采用潔凈鋼冶金技術(shù)、優(yōu)化的軋制工藝控制材料的組織，以達到X80HD2寬厚鋼板高強度和良好韌性的合理匹配。本研究探討低C高Mn系X80HD2管線鋼不同冷卻工藝下組織結(jié)構(gòu)和性能的轉(zhuǎn)變規(guī)律，以期得到最佳的工藝—組織—性能組合。

2 試驗材料和試驗方法

試驗材料為一種26.4 mm厚X80HD2級大應(yīng)變管線鋼，其化學(xué)成分見表1。

表1 X80HD2級大應(yīng)變管線鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分數(shù)）%

若采用與傳統(tǒng)X80管線鋼相同的冷卻工藝，即軋后均采用直接快冷的冷卻方式，其組織為單一的貝氏體，強韌性較高而塑性不足。為了得到抗大變形性能良好的鐵素體—貝氏體雙相組織，采用兩階段控制冷卻工藝，即：軋后先緩慢空冷至Ar3以下溫度，以得到一定含量的先共析鐵素體；隨后入水加速冷卻（ACC），使余下未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體在快冷過程中轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和M/A。在兩階段冷卻過程中，第一階段緩慢冷卻控制組織中鐵素體的形態(tài)和含量，第二階段加速冷卻控制貝氏體的形態(tài)和含量。為了研究不同的冷卻工藝對鋼組織和性能的影響，試驗選取了不同的ACC開冷溫度（740、690、650℃）、終冷溫度（500、450、400℃）和冷卻速度（15、23℃/s）進行了實驗室模擬試驗，冷卻工藝如表2所示。

表2 試驗選取的冷卻工藝

3 試驗結(jié)果及分析

3.1 開冷溫度對試驗鋼組織性能的影響

不同開冷溫度下試驗鋼的SEM組織形貌如圖1所示。

從圖1中可以看到，試驗鋼的組織均為鐵素體-貝氏體雙相組織。其中的鐵素體晶界較清晰，包括呈等軸狀的多邊形鐵素體（PF）和形態(tài)不規(guī)則的準多邊形鐵素體（QF）；貝氏體組織的輪廓模糊，基體上分布著亮白色的粒狀或等軸狀M/A島，為粒狀貝氏體（GB）。隨開冷的溫度降低，鐵素體體積分數(shù)逐漸增多，鐵素體的形態(tài)由準多邊形鐵素體逐漸過渡為多邊形鐵素體。當(dāng)開冷溫度在740℃時，組織中已開始出現(xiàn)少量鐵素體，其全部為準多邊，外形不規(guī)則，邊界粗糙（圖1a）；當(dāng)開冷溫度降到690℃時，組織中出現(xiàn)多邊形鐵素體，而準多邊形鐵素體含量減少，先共析鐵素體的晶粒數(shù)量增多、體積分數(shù)增加，尺寸多在5 μm左右（圖1b）；當(dāng)開冷溫度降到650℃時，鐵素體晶粒長大現(xiàn)象明顯，晶粒尺寸變得大小不一，部分鐵素體晶粒尺寸可達10 μm，此時的鐵素體主要由多邊形鐵素體組成，準多邊形鐵素體已經(jīng)很少（圖1c）。此外，還可以發(fā)現(xiàn)，在開冷溫度從740℃降低到690℃這一階段，鐵素體含量的增加主要是由多邊形鐵素體晶粒的形核數(shù)量增多帶來的；而在690℃降低到650℃這一階段，鐵素體含量的增加主要是通過多邊形鐵素體晶粒的長大實現(xiàn)的。

圖1 不同開冷溫度下試驗鋼的SEM組織形貌

實驗室測得的試驗鋼的Ar3約為700℃，故開冷溫度為740℃時，并未發(fā)生大量的多邊形鐵素體相變，組織中的鐵素體多為在連續(xù)冷卻中按塊狀轉(zhuǎn)變機制生成的準多邊形鐵素體。

在兩階段控制冷卻的第1階段緩慢冷卻過程中，隨著溫度降低到Ar3以下，奧氏體開始發(fā)生先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，組織中首先析出一部分多邊形鐵素體；在隨后第2階段ACC加速冷卻過程中，未轉(zhuǎn)變的剩余奧氏體除小部分按塊狀轉(zhuǎn)變機制相變生成少量的準多邊形鐵素體外，其余大部分轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，從而最終得到鐵素體—貝氏體雙相組織。PF形成溫度較高、冷速較慢，接近平衡相，晶粒呈等軸或規(guī)則的多邊形，強度低而塑性高；QF形成溫度較低、冷速較快，呈形狀不規(guī)則、無特征的碎片，基體上偶爾可見M/A島，內(nèi)部有較高密度位錯，具有較高的強度和塑性、較低的屈強比和較高的應(yīng)變硬化能力。由于鐵素體主要是在第一階段緩慢冷卻過程中形成，故鐵素體的含量由ACC開冷溫度（即第一階段緩慢冷卻的終止溫度）所決定，隨著ACC開冷溫度降低，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的量增加。

圖2顯示了不同開冷溫度條件下試驗鋼中M/A島的分布情況。隨著開冷溫度降低，M/A島的含量增加。在兩階段冷卻的第1階段緩慢冷卻過程中，在奧氏體發(fā)生鐵素體相變時，隨著鐵素體的析出，超過鐵素體固溶度的碳被排到附近未轉(zhuǎn)變奧氏體中富集，在隨后的冷卻中，一部分富碳的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)镸/A等島狀硬質(zhì)組元。隨著ACC開冷溫度降低，鐵素體含量增加，未轉(zhuǎn)變奧氏體富碳效應(yīng)逐漸強化，島狀硬質(zhì)相的體積分數(shù)隨之增加。

圖2 不同開冷溫度下試驗鋼中的M/A島分布

不同開冷溫度下試驗鋼的力學(xué)性能見表3。隨著開冷溫度降低，試驗鋼的屈服強度降低，屈強比下降：740℃開冷時，鋼的屈服強度、屈強比均為最高；650℃開冷時，鋼的屈服強度、屈強比均為最低。這是因為隨著開冷溫度降低，組織中先共析鐵素體的含量不斷增多，鐵素體作為軟相，隨其含量增多，鋼的屈服強度下降，屈強比降低。鐵素體含量的增多同時使鋼中軟硬兩相之間的差異增大，從而使應(yīng)變強化性能提高，應(yīng)力比Rt1.5/Rt0.5和Rt2.0/Rt1.0逐漸提高。與屈服強度持續(xù)降低不同的是，試驗鋼的抗拉強度呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢?？估瓘姸扰c組織中的硬質(zhì)相有關(guān)，由于隨著開冷溫度降低，組織中的M/A含量增多，較多的M/A硬質(zhì)相使得試驗鋼的抗拉強度不降反升。

表3 不同開冷溫度下試驗鋼的力學(xué)性能

抗大變形管線鋼的均勻伸長率（UEl）與鐵素體的含量密切相關(guān)。研究認為，隨著組織中鐵素體的含量越多，UEl越高。但本試驗結(jié)果表明，UEl并不總是與鐵素體的含量成正比。當(dāng)開冷溫度為650℃時，鐵素體的含量最多但是其UEl并不是最高，反而在開冷溫度為690℃時最高。分析其原因可能是：隨著鐵素體含量的增加，組織中M/A的含量亦隨之有所增加，硬質(zhì)相M/A的增加造成了UEl的降低。M/A含量較多組織的伸長率較低與組織中裂紋孔洞的萌生和擴展有關(guān)。鐵素體—貝氏體雙相組織在受拉伸變形時，易于在軟相（鐵素體）與硬相（貝氏體或M/A）或硬相與硬相之間的界面附近處萌生孔洞或微裂紋核心。當(dāng)硬質(zhì)相（M/A）含量較多、軟硬相之間強度差較大時，晶界處產(chǎn)生的應(yīng)變不相容性也隨之提高，在受拉伸載荷作用發(fā)生塑性形變時，易于在晶界處產(chǎn)生應(yīng)變積累及應(yīng)力集中，使界面處微孔洞和微裂紋萌發(fā)和擴展的概率升高，同時裂紋不易通過馬氏體而沿著界面擴展，降低了強化能力，易在部分區(qū)域形成更大的應(yīng)力集中，加速了鐵素體局部塑性化變形，從而導(dǎo)致縮頸的提前發(fā)生，使UEl大大降低。所以，盡管M/A可以提高抗拉強度、降低屈強比、提高應(yīng)變硬化性能，但含量較多、尺寸粗大的M/A等島狀物會降低組織的均勻性，加劇應(yīng)力集中，對UEl帶來不利影響。

3.2 冷卻速度對試驗鋼組織性能的影響

不同加速冷卻速度條件下試驗鋼的SEM組織形貌見圖3。可以看到，試驗鋼的組織均為鐵素體—貝氏體雙相組織。當(dāng)冷速較低時，貝氏體和鐵素體的組織較粗大；當(dāng)冷速較高時，組織明顯細化，貝氏體晶粒更為細小，鐵素體多為準多邊形。

圖3 不同冷卻速度條件下試驗鋼的SEM組織形貌

EBSD測量兩種不同冷速條件下試驗鋼組織中的有效晶粒尺寸，其有效晶粒的晶界設(shè)定為≥15°的大角度晶界。測量的晶粒分布頻率如圖4所示?？梢钥闯觯渌贋?3℃/s試驗鋼中小尺寸晶粒所占比例明顯高于冷速為15℃/s的試驗鋼。經(jīng)統(tǒng)計計算，兩試驗鋼的平均有效晶粒尺寸分別為2.9 μm和3.2 μm，冷卻速度的提高使晶粒得到了較為顯著的細化。這是因為隨冷卻速度增加，過冷度增大，奧氏體的形核能力得到加強，從而使得鐵素體晶核數(shù)目增加，細化了組織。

圖4 不同冷速下試驗鋼的有效晶粒尺寸分布

表4給出了不同冷速下試驗鋼的縱向拉伸性能?？梢钥闯觯S著冷速從15℃/s升高到23℃/s，鋼的屈服強度升高約25 MPa，而抗拉強度變化不大，屈強比隨之升高。此外，冷速升高對應(yīng)力比Rt1.5/ Rt0.5和Rt2.0/Rt1.0的影響較小。

表4 不同冷卻速度條件下試驗鋼的力學(xué)性能

屈服強度的升高是由于冷速增加使晶粒細化而產(chǎn)生的。除了提高屈服強度和韌性外，晶粒細化還可以減少位錯塞積產(chǎn)生的應(yīng)力集中，有利于晶粒間的協(xié)調(diào)變形，從而有利于材料塑性的提高。此時晶粒細化對均勻伸長率的提高產(chǎn)生不利影響。本試驗中隨著冷速升高、晶粒細化，試驗鋼的均勻伸長率降低了1%。這是因為晶粒細化會使加工硬化指數(shù)n[n=5/（10+d1/2），d為晶粒尺寸]降低，從而對均勻伸長率的提高產(chǎn)生不利影響。

3.3 終冷溫度對試驗鋼組織性能的影響

不同加速冷卻終止溫度（終冷溫度）下試驗鋼的SEM組織形貌見圖5?？梢钥闯?，各試驗鋼的貝氏體形態(tài)有著明顯的不同，隨著終冷溫度降低，粒狀貝氏體逐漸細化，貝氏體中M/A島的尺寸逐漸減小。使用LePera試劑對試驗鋼侵蝕，得到彩色金相組織如圖6所示，可以看出，隨終冷溫度降低，組織中的M/A島含量減少，尺寸變得更細小。此外還可以發(fā)現(xiàn)，終冷溫度從500℃降低到450℃過程中M/ A細化得很明顯（圖6a、b），而從450℃降低到400℃過程中細化效果減弱。

表5給出了不同終冷溫度下試驗鋼典型的力學(xué)性能?？梢钥闯?，隨著終冷溫度的降低，鋼的屈服強度升高約31 MPa，而抗拉強度降低29 MPa，屈強比逐漸升高。此外，隨著終冷溫度的降低，應(yīng)力比Rt1.5/Rt0.5和Rt2.0/Rt1.0也略有降低，而UEl升高明顯。

圖5 不同終冷溫度下試驗鋼SEM組織形貌

圖6 不同終冷溫度下試驗鋼中的M/A島分布

表5 不同終冷溫度下試驗鋼的力學(xué)性能

貝氏體是在第二階段ACC加速冷卻過程中形成，因而加速冷卻條件直接影響著貝氏體的特征。低碳微合金鋼在發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的過程中，由于轉(zhuǎn)變不能進行到底，少量富碳的奧氏體殘留下來并以島的形式分布于貝氏體內(nèi)，在隨后的冷卻中轉(zhuǎn)變?yōu)镸/A等島狀硬質(zhì)相。島狀硬質(zhì)相的類型、形態(tài)與分布影響著貝氏體的性能，從而對鐵素體-貝氏體雙相組織鋼的力學(xué)性能有著重要影響，具體形貌見圖7。影響小島特征的因素包括鋼的成分、碳的富集程度和冷卻速度等。除此之外，ACC加速冷卻終止溫度對島狀物的形成也有重要影響。Ishikawa等研究表明，當(dāng)加速冷卻終止溫度為560℃時，在隨后的空冷中貝氏體內(nèi)會形成滲碳體，對性能不利；當(dāng)終止溫度為305℃時，則在貝氏體中形成M/A島，顯著提高貝氏體的強度，使組織的加工硬化性能提高。

隨著終冷溫度降低，組織中準多邊形鐵素體、針狀鐵素體明顯增加，M/A島的分布則更加細小彌散。從本試驗看出，ACC終冷溫度為500℃時，貝氏體中雖然未生成滲碳體，但形成的M/A等島狀硬質(zhì)相尺寸多較為粗大、含量相對較多；當(dāng)終冷溫度降到450℃以下時，組織中硬質(zhì)相含量減少，所形成的M/A島更為細小，尺寸在1 μm左右，多為等軸狀，且分布更均勻。本試驗中隨著終冷溫度降低，屈服強度升高，屈強比升高，試驗鋼的均勻伸長率升高。M/A細化會使加工硬化速率提高，從而使均勻伸長率的提高，見公式2：

圖7 試驗鋼組織中的M-A形貌（TEM明場像）

式中：δ為工程應(yīng)力，ε為工程應(yīng)變，f為載荷應(yīng)力，d為晶粒尺寸。

4 結(jié)論

4.1 在不同開冷溫度下，X80HD2大應(yīng)變管線試驗鋼均可得到鐵素體和貝氏體雙相組織，但隨著開冷溫度的降低，鐵素體含量增多，M/A含量增加，屈服強度下降，屈強比下降，均勻伸長率降低，最佳開冷溫度為690℃。

4.2 隨冷卻速度提高，試驗鋼貝氏體組織細化，屈服強度增加，屈強比升高，加工硬化指數(shù)降低，均勻伸長率降低，最佳冷卻速度為15℃/s。

4.3 隨終冷溫度降低，試驗鋼M/A組織細化，抗拉強度降低，屈強比升高，加工硬化速率升高，均勻伸長率升高，最佳終冷溫度為400℃。

Effect of Cooling Process on the Microstructure and Properties of X80HD2 High Strain Pipeline Steel

NIU Yanlong
（The Technology Center of Jinan Company of Shandong Iron and Steel Co.,Ltd.,Jinan 250101,China）

The influence of cooling temperature,cooling rate and final cooling temperature on the microstructure and properties of X80HD2 pipeline steel were analyzed.The results showed that:in different cold temperatures,the ferrite and bainite dual phase microstructure were obtained.But with decreasing of the cooling temperature,although the ferrite content and the content of M/A increased,the yield strength,Rt0.5/Rmand uniform elongation decreased.With increasing of the cooling rate,the bainite refined,yield strength,Rt0.5/Rmincreased,and the uniform elongation decreased.With decreasing of the final cooling temperature,the M/A island refined,tensile strength,Rt0.5/Rm,dσ/dεand uniform elongation increased.The optimum cooling process parameters are:the start cooling temperature is 690℃,the cooling rate is 15℃/s and the final cooling temperature is 400℃.

X80HD2 pipeline steel;microstructure;mechanical property;start cooling temperature;cooling rate;final cooling temperature

TG142.4；TG335.1

A

1004-4620（2015）04-0035-04

2015-05-11

牛延龍，男，1982年生，2009年畢業(yè)于昆明理工大學(xué)材料學(xué)專業(yè)。現(xiàn)為山鋼股份濟南分公司技術(shù)中心工程師，從事管線鋼研究及開發(fā)工作。