X70HD管線鋼形變誘導(dǎo)鐵素體相變關(guān)鍵參數(shù)

王健，馬洪琛，王潔，肖宏，解芃芃，朱偉

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X70HD管線鋼形變誘導(dǎo)鐵素體相變關(guān)鍵參數(shù)

王健，馬洪琛，王潔，肖宏，解芃芃，朱偉

(燕山大學(xué)國(guó)家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，河北秦皇島，066004)

采用熱膨脹法對(duì)X70HD(抗大變形)管線鋼在特定條件下鐵素體的靜態(tài)相變點(diǎn)以及動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定。以測(cè)得的相變點(diǎn)為依據(jù)，制定兩階段累積變形量高達(dá)80%的熱模擬實(shí)驗(yàn)。通過固定第一階段變形參數(shù)，變化第二階段變形過程中的變形溫度以及應(yīng)變速率，隨后馬上淬火，分析第二階段變形溫度與應(yīng)變速率這2個(gè)因素對(duì)形變誘導(dǎo)鐵素體生成量以及鐵素體晶粒粒徑的影響。研究結(jié)果表明：所獲得的形變誘導(dǎo)鐵素體為等軸鐵素體，并且該等軸鐵素體晶粒細(xì)小；第二階段變形在奧氏體低溫區(qū)時(shí)，應(yīng)變速率越低越有利于形變誘導(dǎo)鐵素體的生成；在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)的較高溫度范圍內(nèi)，應(yīng)變速率越高越有利于形變誘導(dǎo)鐵素體的生成。

熱膨脹；變形溫度；應(yīng)變速率；形變誘導(dǎo)鐵素體

抗大變形管線鋼區(qū)別于其他管線鋼的主要優(yōu)點(diǎn)是屈強(qiáng)比低、伸長(zhǎng)率高、應(yīng)變時(shí)效硬化小、能夠承受較大的縱向應(yīng)力及應(yīng)變，它能夠在地震區(qū)、凍土帶、滑坡區(qū)、深海等惡劣環(huán)境下確保油氣資源安全輸送?？勾笞冃喂芫€鋼的組織構(gòu)成是鐵素體與貝氏體，要保證管線鋼的強(qiáng)度和韌性都能滿足使用要求，必須將鐵素體體積分?jǐn)?shù)控制在40%~60%。現(xiàn)階段控制抗大變形管線鋼鐵素體含量的方式是精軋后控制弛豫時(shí)間，從而控制先共析鐵素體的含量[1?3]。采用這種方法雖然可以調(diào)控好鐵素體與貝氏體質(zhì)量比，但是在弛豫過程中已經(jīng)生成的鐵素體晶粒會(huì)迅速長(zhǎng)大。晶粒越大，抗大變形管線鋼的強(qiáng)韌性就會(huì)越低，因此，要實(shí)現(xiàn)管線鋼強(qiáng)度和韌性同時(shí)提升，多采用晶粒細(xì)化的方式[4?5]。形變誘導(dǎo)可實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化[6?10]，并且已有研究表明：通過控制低碳鋼形變誘導(dǎo)過程中的應(yīng)變量、應(yīng)變速率、變形溫度等參數(shù)，可以獲得晶粒細(xì)小、含量不同的形變誘導(dǎo)鐵素體[11?14]。若對(duì)精軋過程中的部分重要參數(shù)進(jìn)行調(diào)控，使鋼板在精軋過程中就以形變誘導(dǎo)的方式產(chǎn)生所需要比例的細(xì)小鐵素體[15?16]，則可以避免軋后弛豫過程中的鐵素體長(zhǎng)大行為，再直接加速冷卻獲得貝氏體，這樣就可以在現(xiàn)有工藝基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì) 化[17]。本文作者選擇材料為X70抗大變形管線鋼，在盡可能接近實(shí)際生產(chǎn)中累積變形量的原則下，結(jié)合試樣尺寸與實(shí)驗(yàn)設(shè)備的能力制定實(shí)驗(yàn)工藝，通過對(duì)靜態(tài)相變點(diǎn)以及動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)分析，制定奧氏體區(qū)累積變形量達(dá)80%的兩階段變形熱模擬實(shí)驗(yàn)，研究精軋溫度、精軋應(yīng)變速率對(duì)形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒粒徑以及鐵素體體積分?jǐn)?shù)的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

實(shí)驗(yàn)所用材料為某廠生產(chǎn)的X70抗大變形管線鋼，該材料的化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)用X70抗大變形管線鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.2 靜態(tài)相變點(diǎn)r3

靜態(tài)相變點(diǎn)的測(cè)定在熱膨脹儀上進(jìn)行，選用直徑×長(zhǎng)度為6 mm×25 mm的圓柱試樣。靜態(tài)相變點(diǎn)的實(shí)驗(yàn)工藝為：先將試樣以0.08 ℃/s的速度加熱到 1 070 ℃，保溫120 s，再以0.08 ℃/s的速度冷卻到 550 ℃結(jié)束。

1.3 動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)r3

動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)的測(cè)定在Gleeble?3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。為盡可能接近實(shí)際生產(chǎn)中的變形量以及滿足實(shí)驗(yàn)儀器使用時(shí)的要求，設(shè)計(jì)的試樣尺寸如圖1所示。動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)的工藝路線為：先將試樣以10 ℃/s的速度加熱到1 200 ℃，保溫5 min；再以5 ℃/s的速度冷卻到1 000 ℃，變形為40%，應(yīng)變速率為1 s?1；保溫10 s后以5 ℃/s的速度分別冷卻到800和860 ℃，變形為60%，應(yīng)變速率為1 s?1；最后分別以0.08和1 ℃/s的速度冷卻到550 ℃。圖2所示為具體工藝路線圖，其中沒有第二階段變形溫度為800 ℃、變形后冷卻速度為0.08 ℃/s這種情況。

單位：mm

圖2 測(cè)定動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)的工藝路線

1.4 精軋溫度及應(yīng)變速率變化時(shí)的熱模擬工藝路 線圖

實(shí)驗(yàn)在Gleeble?3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣的直徑×長(zhǎng)度為8 mm×12 mm。為確定精軋溫度和應(yīng)變速率對(duì)形變誘導(dǎo)鐵素體的影響，制定如下工藝：將試樣以10 ℃/s的速度加熱到1 200 ℃，保溫5 min；再以5 ℃/s的速度冷卻到1 000 ℃，變形50%，應(yīng)變速率1 s?1；保溫10 s后以5 ℃/s的速度分別冷卻到760，780和840 ℃等不同溫度，變形60%，應(yīng)變速率分別為0.1，1，10，20和30 s?1；最后淬火冷卻到室溫。具體工藝路線圖如圖3所示。其中，第一階段的壓縮變形對(duì)應(yīng)模擬粗軋過程，第二階段壓縮變形對(duì)應(yīng)模擬不同變形溫度及應(yīng)變速率條件下精軋過程。

圖3 第二階段不同變形溫度及應(yīng)變速率條件下的工藝路線圖

1.5 金相觀察

將熱壓縮變形后的試樣用線切割沿軸向切開，經(jīng)鑲嵌、砂紙打磨、剖光、4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精腐蝕后的試樣在顯微鏡下觀察，獲取各對(duì)應(yīng)參數(shù)條件下的金相。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 靜態(tài)相變點(diǎn)

圖4所示為靜態(tài)相變過程中的熱膨脹曲線。因?yàn)樵谙嘧凕c(diǎn)r3處體積變化不再是線性的，因此，繪制純膨脹部分直線的延長(zhǎng)線，在溫度逐漸降低過程中，將會(huì)出現(xiàn)1個(gè)膨脹曲線與直線的切點(diǎn)，該切點(diǎn)所在溫度即為靜態(tài)相變點(diǎn)r3=763 ℃。

圖4 靜態(tài)相變過程中的熱膨脹曲線

2.2 動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)

試樣在不同的第二階段變形溫度以及冷卻制度條件下的動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)測(cè)定曲線如圖5所示。測(cè)得第二階段變形溫度860 ℃、冷卻速度0.08 ℃/s時(shí)的動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)為740 ℃，如圖5(a)所示。對(duì)比圖4與圖5(a)發(fā)現(xiàn)：冷卻速度相同時(shí)靜態(tài)相變點(diǎn)比動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)高23 ℃，兩者相差不大。這是由于雖然高溫變形可以提高形核率以及形變儲(chǔ)存能，進(jìn)而提高奧氏體到鐵素體的相變點(diǎn)，但在測(cè)定動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)時(shí)的最高加熱溫度高達(dá)1200 ℃，比測(cè)定靜態(tài)相變點(diǎn)時(shí)的最高保溫溫度1 070 ℃高很多，導(dǎo)致動(dòng)態(tài)相變以前奧氏體晶粒更大，形核率降低，促使相變點(diǎn)降低，它要比奧氏體區(qū)大變形對(duì)于相變點(diǎn)提升的影響更大一些，所以該動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)略低。

(a) 860 ℃，0.08 ℃/s；(b) 860 ℃，1 ℃/s；(c) 800 ℃，1 ℃/s

對(duì)比圖5(a)與圖5(b)可以發(fā)現(xiàn)：在其他條件相同，僅第二階段變形后冷卻速度從0.08 ℃/s增大到1 ℃/s時(shí)，相變點(diǎn)從740 ℃降低到708 ℃，說明冷卻速度對(duì)相變點(diǎn)降低效應(yīng)明顯。對(duì)比圖5(b)與圖5(c)可以發(fā)現(xiàn)：當(dāng)其他條件相同，僅第二階段變形溫度從860 ℃降低到800 ℃時(shí)，變形后冷卻速度都為1 ℃/s，相變點(diǎn)提升為714 ℃。說明降低第二階段變形溫度有利于提升相變點(diǎn)，但是即便降低60 ℃，相變點(diǎn)也只能提升6 ℃，提升效果不明顯。所以，推斷第二階段變形溫度即使設(shè)定為760 ℃，冷卻速度為5 ℃/s時(shí)不會(huì)發(fā)生鐵素體的先共析轉(zhuǎn)變，故設(shè)定第二階段變形溫度分別為760，780和840 ℃。

2.3 第二階段變形溫度以及應(yīng)變速率對(duì)形變誘導(dǎo)鐵素體的影響

為了使第二階段變形過程中的形變誘導(dǎo)效果更好，在第一階段1 000 ℃變形50%這一環(huán)節(jié)，可使粗大的奧氏體晶粒細(xì)化，晶界面積增大，為第二階段變形過程中形變誘導(dǎo)鐵素體的形成提供更多的形核點(diǎn)；并且在此溫度變形，可使部分微合金元素從固溶態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)樘嫉氐某恋砦铮@些沉淀物的出現(xiàn)會(huì)成為鐵素體形核點(diǎn)，也有利于形變誘導(dǎo)鐵素體的形成。

在第二階段，當(dāng)變形溫度為760 ℃、應(yīng)變速率變化時(shí)，快速冷卻后的金相如圖6所示。圖6中的白色組織為鐵素體，灰色組織為淬火馬氏體。隨著應(yīng)變速率的提高，形變誘導(dǎo)產(chǎn)生的等軸鐵素體數(shù)量逐漸減少，如圖7所示。鐵素體形態(tài)逐漸由細(xì)小的等軸鐵素體逐漸變?yōu)樯倭康脑谠瓓W氏體晶界呈網(wǎng)狀分布的仿晶界鐵素體。這是由于在溫度相對(duì)較低時(shí)，應(yīng)變速率加快，而形變誘導(dǎo)鐵素體的產(chǎn)生需要一定的時(shí)間，從而形變誘導(dǎo)過程時(shí)間越來越不充分，隨著應(yīng)變速率的提升，形變誘導(dǎo)鐵素體數(shù)量逐漸減少。

在第二階段，當(dāng)變形溫度為760 ℃時(shí)，鐵素體平均直徑隨應(yīng)變速率的變化曲線如圖7所示。從圖7可見：隨著應(yīng)變速率的增大，變形時(shí)間縮短，形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒長(zhǎng)大程度越來越小，在與鐵素體再結(jié)晶的綜合作用下，鐵素體晶粒先減小后增大。

應(yīng)變速度/ s?1：(a) 0.1；(b) 1；(c) 10

1—鐵素體體積分?jǐn)?shù)；2—鐵素體平均直徑。

在第二階段，當(dāng)變形溫度為780 ℃、應(yīng)變速率變化時(shí)，快速冷卻后的金相如圖8所示。從圖8可見：隨著應(yīng)變速率的提升，鐵素體體積分?jǐn)?shù)變大，在應(yīng)變速率為20 s?1時(shí)，鐵素體體積分?jǐn)?shù)出現(xiàn)峰值；隨著應(yīng)變速率的繼續(xù)變大，鐵素體體積分?jǐn)?shù)驟減，組織逐步由等軸鐵素體變?yōu)槌示W(wǎng)狀分布的鐵素體。同時(shí)，如果鐵素體是先共析鐵素體，鐵素體含量不會(huì)隨應(yīng)變速率的變化而先增后減，只會(huì)使鐵素體含量在淬火過程中由于自由能的提升而不斷增多，這說明該等軸鐵素體并非先共析鐵素體，而是形變誘導(dǎo)鐵素體。

應(yīng)變速率/ s?1：(a) 0.1；(b) 1；(c) 10；(d) 20；(e) 30

在第二階段，當(dāng)變形溫度為780 ℃時(shí)，鐵素體平均直徑隨應(yīng)變速率的變化曲線如圖9所示。從圖9可見：隨應(yīng)變速率的增大，形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒長(zhǎng)大效果變差，在與鐵素體再結(jié)晶的綜合作用下，鐵素體晶粒先增大后減小。

1—鐵素體體積分?jǐn)?shù)；2—鐵素體平均直徑。

在第二階段，當(dāng)變形溫度為840 ℃、應(yīng)變速率變化時(shí)，快速冷卻后的金相如圖10所示。從圖10可見：在應(yīng)變速率較低時(shí)，只能在原奧氏體晶界生成少量鐵素體，并且應(yīng)變速率在0.1~1 s?1之間時(shí)，鐵素體含量迅速降低。這是由于第二階段變形溫度較高時(shí)，首先要發(fā)生奧氏體的動(dòng)態(tài)回復(fù)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，在應(yīng)變速率較低的這個(gè)范圍內(nèi)，動(dòng)態(tài)回復(fù)及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度會(huì)大些，剩余自由能減少，鐵素體形核率降低。隨著應(yīng)變速率的繼續(xù)變大，鐵素體含量逐步增多，在應(yīng)變速率為30 s?1時(shí)出現(xiàn)較多的等軸鐵素體，如圖11所示。說明在此溫度下形變誘導(dǎo)鐵素體的生成需要較大的應(yīng)變速率。這是因?yàn)榇藭r(shí)變形功較大，克服了奧氏體動(dòng)態(tài)回復(fù)與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所需的能量，有足夠多的自由能保證生成更多的形變誘導(dǎo)鐵素體。

在第二階段，當(dāng)變形溫度為840 ℃時(shí)，鐵素體平均直徑隨應(yīng)變速率的變化曲線如圖11所示。從圖11可見：在應(yīng)變速率逐漸增大的過程中，形變誘導(dǎo)鐵素體長(zhǎng)大效果越來越小，在與鐵素體再結(jié)晶的綜合作用下，晶粒平均直徑先減小后增大。

應(yīng)變速率/ s?1：(a) 0.1；(b) 1；(c) 10；(d) 20；(e) 30

1—鐵素體體積分?jǐn)?shù)；2—鐵素體平均直徑。

3 結(jié)論

1) X70抗大變形管線鋼的動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)受第二階段變形后冷卻速度影響較大，隨冷卻速度的增大而顯著降低。而第二階段變形溫度對(duì)靜態(tài)相變點(diǎn)的影響較小，降低第二階段變形溫度，動(dòng)態(tài)相變點(diǎn)略有上升。

2) 在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行的第二階段變形溫度較低時(shí)，應(yīng)變速率越低，形變誘導(dǎo)鐵素體越多；在第二階段，當(dāng)變形溫度較高時(shí)，應(yīng)變速率越高，形變誘導(dǎo)鐵素體越多。在特定條件下鐵素體體積分?jǐn)?shù)為40%~60%，滿足鐵素體體積分?jǐn)?shù)要求。

3) 本實(shí)驗(yàn)獲得的形變誘導(dǎo)鐵素體晶粒細(xì)小，晶粒平均直徑在3.6 μm以內(nèi)，受晶粒長(zhǎng)大與再結(jié)晶綜合作用，第二階段變形溫度相同而應(yīng)變速率不同時(shí)其變化規(guī)律不同。

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(編輯 楊幼平)

Key parameters in the process of deformation induced ferrite transformation of X70HD pipeline steel

WANG Jian, MA Hongchen, WANG Jie, XIAO Hong, XIE Pengpeng, ZHU Wei

(National Engineering Research Center for Equipment and Technology of Cold Rolling Strip,Yanshan University, Qinhuangdao 066004, China)

X70HD pipeline steel’s static phase transformation point and dynamic phase transition point were determined under certain conditions. Based on the measured phase transition points, a thermal simulation experiment of two stages large deformation whose accumulated deformation is as high as 80% was made. Deformation parameters in the first stage was fixed firstly, then the temperature and the strain rate of deformation in the second stage were changed before quenching, and then their influences on the generation of deformation induced ferrite and the grain size of ferrite were considered. The results show that the ferrite is deformation induced ferrite. The lower the strain rate is, the more deformation induced ferrite is found in the low temperature area of the austenite non-recrystallization region. And the higher the strain rate is, the more deformation induced ferrite is found in the high temperature area of the austenite non-recrystallization region.

thermal expansion; deformation temperature; strain rate; deformation induced ferrite transformation

TG335.5

A

1672?7207(2017)04?0889?07

10.11817/j.issn.1672?7207.2017.04.006

2016?04?23；

2016?06?25

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51304171)；河北省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(E2013203248)；人力資源和社會(huì)保障部留學(xué)人員科技活動(dòng)項(xiàng)目(CG2016003001)(Project(51304171) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(E2013203248) supported by the Natural Science Foundation of Hebei Province; Project(CG2016003001) supported by the Ministry of Human Resources and Social Security of the People’s Republic of China)

王健，博士，副教授，從事金屬熱塑性變形行為、鋼鐵材料軋制設(shè)備及工藝研究；E-mail：jwang@ysu.edu.cn