超快冷工藝下X70管線鋼微觀組織及M/A島演變

王學(xué)強，袁國，趙金華，康健，邸洪雙

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超快冷工藝下X70管線鋼微觀組織及M/A島演變

王學(xué)強1, 2，袁國1，趙金華1，康健1，邸洪雙1

(1. 東北大學(xué) 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，遼寧 沈陽，110819；2. 首鋼股份公司遷安鋼鐵公司，河北 遷安，064404)

采用超快冷與層流冷卻相結(jié)合的冷卻工藝對厚度為12.7 mm的X70管線鋼進行軋制，分析討論不同超快冷終冷溫度下實驗鋼的微觀組織及馬氏體?奧氏體(M/A)島演變規(guī)律，并進一步給出實驗鋼的最佳軋制工藝參數(shù)。研究結(jié)果表明：當超快冷終冷溫度在570~360 ℃范圍內(nèi)時，實驗鋼組織可歸類為：1) 準多邊形鐵素體(QF)+貝氏體鐵素體(BF)+針狀鐵素體(AF)+M/A島；2) AF+BF+M/A島；3) AF+BF+板條貝氏體(LB)+M/A島。隨著超快冷終冷溫度由570 ℃降至440 ℃，M/A島所占面積百分比變化不大，M/A島長度減?。浑S著超快冷終冷溫度進一步降至360 ℃，M/A島長度變化不大但體積分數(shù)降低。當超快冷終冷溫度為440 ℃時，實驗鋼拉伸性能及低溫韌性最優(yōu)。針對實驗用X70管線鋼，控制冷卻最佳工藝制度為終軋830 ℃+超快冷卻至410~470 ℃+層流冷卻至320~370 ℃+卷取。

超快冷；X70管線鋼；顯微組織；M/A島；力學(xué)性能

近年來，全球各個國家對于石油、天然氣的需求日益增長，用于石油、天然氣輸送的管線鋼需求量也急劇增加。較高的輸送效率、廉價的輸送成本及可靠的安全性能要求，推動著管線鋼向著大口徑、大輸量、高鋼級、抗大變形性能方向發(fā)展[1?2]。對于高級別的管線鋼X100和X120，考慮到采用X100的安全因素及經(jīng)濟因素，X100在近期大量應(yīng)用的可能性不大[3]。而利用更高級別的X120生產(chǎn)的管線，在管道工程應(yīng)用中仍處于試鋪設(shè)階段[4]。目前，在石油、天然氣管道鋪設(shè)工程中普遍應(yīng)用的管線鋼級別仍為X70和X80級。X70管線鋼主要采用控制軋制及控制冷卻(TMCP)工藝進行生產(chǎn)，通過制管等加工工序后，得到滿足實際應(yīng)用要求的成品管線。針對TMCP工藝，國外研究機構(gòu)[5?6]率先開發(fā)了新一代TMCP控制系統(tǒng)即以超快冷技術(shù)為核心的控制冷卻系統(tǒng)，并且該技術(shù)在國外熱連軋及中厚板生產(chǎn)線上已得到較廣泛的應(yīng)用[7]，但對于該技術(shù)在鋼鐵產(chǎn)品軋制工藝及組織調(diào)控中的應(yīng)用情況研究較少。國內(nèi)東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室自主研發(fā)了以超快速冷卻技術(shù)為核心的新一代TMCP成套裝備體系及控制系統(tǒng)，并將該技術(shù)成功應(yīng)用于中厚板、熱連軋、H型鋼、棒線材等領(lǐng)域的實際軋制生產(chǎn)中，在鋼材的高品質(zhì)軋制及減量化軋制方面取得了一定成果[8]，尤其是在厚規(guī)格管線鋼降本增效方面作用顯著[9]。當前，整個鋼鐵行業(yè)圍繞著“制造綠色，綠色制造”的可持續(xù)發(fā)展主題開展工 作[10]。針對管線鋼，如何在現(xiàn)有裝備體系條件下實現(xiàn)X70管線鋼微觀組織、力學(xué)性能及合金成分體系優(yōu)化以節(jié)約資源、減少能源消耗，成為管線鋼研究的熱點與難點。為進一步挖掘X70管線鋼組織優(yōu)化及其力學(xué)性能提升的潛力，有必要對超快冷工藝下X70管線鋼的微觀組織演變規(guī)律進行深入研究。管線鋼常見的組織為由針狀鐵素體(AF)、貝氏體鐵素體(BF)及第二相M/A島組成的混合組織，其中AF形態(tài)及其體積分數(shù)與材料拉伸等力學(xué)性能密切相關(guān)。通過控制軋制工藝及冷卻工藝參數(shù)如軋制變形量、軋制溫度、冷卻速度等，能夠控制AF體積分數(shù)，進而獲得優(yōu)良力學(xué)性 能[11?13]；而組織中的第二相M/A島則與材料的沖擊韌性密切相關(guān)，其形態(tài)及體積分數(shù)主要與冷卻工藝參數(shù)如冷卻速度、冷卻終冷溫度及保溫時間等有關(guān)[14?15]。超快冷具有高冷速的特點，有關(guān)超快冷工藝下X70管線鋼組織演變規(guī)律及M/A島的演變機制的研究較少。研究較高冷卻速度下X70管線鋼組織演變規(guī)律及M/A島演變機制對于深入理解超快冷工藝下X70管線鋼的物理冶金規(guī)律具有重要意義。本文作者以厚度為 12.7 mm的X70管線鋼為研究對象，采用不同超快冷工藝，觀察實驗鋼的顯微組織并檢測其相應(yīng)的力學(xué)性能；結(jié)合實驗結(jié)果，對不同超快冷工藝下實驗鋼的組織演變規(guī)律及第二相M/A島形態(tài)控制因素進行分析與討論，并進一步得出針對厚度為12.7 mm的X70管線鋼的最佳超快冷工藝參數(shù)，為使超快冷技術(shù)能夠在低成本、高性能管線鋼的生產(chǎn)中得到進一步推廣與應(yīng)用提供參考依據(jù)。

1 實驗材料與方法

采用自主設(shè)計的低碳、微合金化X70級別管線鋼作為實驗材料，具體合金成分如表1所示。實驗鋼經(jīng)150 kg真空感應(yīng)爐冶煉后，開坯鍛造成橫截面長×寬為80 mm×110 mm、長度為的鋼坯，該鋼坯用于隨后的控制軋制及控制冷卻實驗。

表1 實驗鋼合金成分質(zhì)量分數(shù)

對不同超快冷工藝下帶鋼的顯微組織及力學(xué)性能進行觀察與檢測。對由軋向與厚度方向組成的實驗鋼橫截面進行顯微組織觀察。試樣經(jīng)機械打磨拋光后，采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，金相試樣腐蝕時間為10 s，掃描試樣腐蝕時間為20 s。為觀察不同超快冷工藝下M/A島組元的形態(tài)與分布，采用Lepera溶液(體積分數(shù)為4%的苦味酸+酒精溶液與體積分數(shù)為1%的硫代硫酸鈉蒸餾水溶液按體積比1:1進行混合)進行腐蝕，腐蝕時間為40 s。采用Leica光學(xué)顯微鏡進行顯微組織及M/A島觀察，采用蔡司掃描電子顯微鏡進行表面形貌觀察。按ASTM A370標準進行室溫拉伸試驗及0 ℃ Charpy沖擊試驗的制樣與檢測。拉伸及沖擊試樣均沿與帶鋼軋向呈30°方向進行取樣，拉伸試樣取圓棒試樣，沖擊試樣為長×寬×高為10 mm×10 mm×55 mm的標準Charpy沖擊試樣，Charpy缺口沿板厚方向進行加工。拉伸試驗在 30 t萬能拉伸試驗機上進行，沖擊試驗在Instron沖擊試驗機上進行，實驗溫度為?10~?60 ℃。

圖1 實驗鋼TMCP工藝示意圖

表2 實驗鋼在控軋控冷過程中的冷卻工藝參數(shù)

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

不同超快冷工藝下實驗鋼的金相顯微組織如圖2所示。由圖2可知：當超快冷終冷溫度為570 ℃時，實驗鋼顯微組織主要由少量AF，BF和M/A島組成的粒狀貝氏體(GB)以及一定量的準多邊形鐵素體(QF)組成；當超快冷終冷溫度降低至440 ℃時，實驗鋼顯微組織由更加細小的AF，BF及M/A島等混合組織構(gòu)成，QF消失；當超快冷終冷溫度降低至360 ℃時，顯微組織以AF為主，且組織中出現(xiàn)板條貝氏體(LB)，此時，AF組織更加細化，AF縱橫比變大，其“針狀形態(tài)”特點更加鮮明。上述3種不同超快冷工藝下實驗鋼的表面形貌照片如圖3所示。由圖3可知：當超快冷終冷溫度為570 ℃時，組織中QF，BF，AF及M/A島均明顯可見(M/A島亞結(jié)構(gòu)為位錯，其在掃描照片中呈塊狀)，且在QF及粗大的BF周圍形成的M/A島長度較大；當超快冷終冷溫度降至440 ℃時，未發(fā)現(xiàn)塊狀QF，而BF特征比較明顯(見圖3(b))；當超快冷終冷溫度降至360 ℃時，組織中局部區(qū)域可以發(fā)現(xiàn)LB組織形貌(見圖3(c))。

(a) TMCP1工藝，超快冷終冷溫度為570 ℃；(b) TMCP2工藝，超快冷終冷溫度為440 ℃；(c) TMCP3工藝，超快冷終冷溫度為360 ℃

(a) TMCP1工藝，超快冷終冷溫度為570 ℃；(b) TMCP2工藝，超快冷終冷溫度為440 ℃；(c) TMCP3工藝，超快冷終冷溫度為360 ℃

不同超快冷工藝下實驗鋼經(jīng)Lepera腐蝕后的形態(tài)如圖4所示。M/A島為富碳相，在經(jīng)Lepera腐蝕后的試樣光學(xué)照片中呈白亮色，其相應(yīng)的M/A島特征參數(shù)統(tǒng)計結(jié)果如圖5~6所示。由圖5可知：當超快冷終冷溫度為570 ℃時，組織中發(fā)現(xiàn)面積相對較大的M/A島，隨著超快冷終冷溫度降低，這種粗大的第二相M/A島組織減少。由圖6可知：當超快冷終冷溫度分別為570，440，360 ℃時，M/A島面積百分比分別為12.6%，11.7%及7.5%，M/A島平均面積分別約為1.26，0.66， 0.65 μm2；當超快冷終冷溫度為570 ℃時，部分M/A島最長軸約10.1 μm；當超快冷終冷溫度由570 ℃降至440 ℃時，M/A島面積百分比并無明顯變化，但長度明顯減??；當超快冷終冷溫度由440 ℃進一步降低至360 ℃時，M/A島所占面積百分比明顯降低，而平均面積無明顯變化。

(a) TMCP1工藝，超快冷終冷溫度為570 ℃；(b) TMCP2工藝，超快冷終冷溫度為440 ℃；(c) TMCP3工藝，超快冷終冷溫度為360 ℃

(a) 面積分布；(b) 縱橫比與M/A島長度間關(guān)系

2.2 力學(xué)性能

在不同超快冷工藝下，實驗鋼的拉伸及沖擊力學(xué)性能如表3所示。由表3可知：隨著超快冷終冷溫度由570 ℃降低至440 ℃，實驗鋼的屈服強度、抗拉強度均明顯提高，其中屈服強度提高約56 MPa，抗拉強度提高約85 MPa，而實驗鋼的斷后延伸率及屈強比則變化較小。在不同溫度下(?10~?60 ℃)，系列沖擊吸收功均明顯降低；隨著超快冷出口溫度進一步降低至360 ℃，實驗鋼的屈服強度增大至570 MPa，其他力學(xué)性能與超快冷溫度為440 ℃時的性能相當。API SPEC 5L標準中對X70管線鋼的性能要求屈服強度介于485~635 MPa之間，抗拉強度介于570~760 MPa之間，延伸率≥17%，屈強比≤0.93。實驗結(jié)果表明，在不同超快冷終冷溫度下，實驗鋼力學(xué)性能均滿足該標準。在不同超快冷溫度下實驗鋼拉伸性能及系列沖擊性能變化趨勢如圖7所示。由圖7可知：在3種超快冷工藝下，實驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度均低于?60 ℃，表現(xiàn)出良好的低溫抗沖擊性能；當終冷溫度為570 ℃時，實驗鋼的沖擊性能最優(yōu)，?60 ℃時沖擊吸收功達到361 J；當超快冷終冷溫度為440 ℃時，實驗鋼具有良好的室溫及低溫抗沖擊性能，?10 ℃與?60 ℃時的沖擊吸收功相當；當超快冷終冷溫度為360 ℃時，實驗鋼的沖擊吸收功隨著實驗溫度的降低，變化比較明顯，由?10 ℃時的338 J降低至?60 ℃時的272 J。實驗結(jié)果表明，當超快冷終冷溫度為440 ℃時，實驗鋼具有優(yōu)良的強韌性匹配。

圖6 M/A島長度及面積百分比隨超快冷溫度變化情況

表3 不同超快冷工藝下實驗鋼力學(xué)性能

(a) 拉伸性能；(b) 系列Charpy沖擊性能

3 討論

3.1 不同超快冷溫度下管線鋼組織演變

實驗鋼的顯微組織及亞結(jié)構(gòu)的特征取決于其相應(yīng)的控制軋制及控制冷卻工藝參數(shù)?？剀堖^程通過控制形變奧氏體形態(tài)及內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)，為材料隨后的相變提供理想的奧氏體組織狀態(tài)?？乩溥^程則通過選擇不同的冷卻路徑及冷卻工藝點，決定實驗鋼的最終相變產(chǎn)物及最終力學(xué)性能。結(jié)合本文中X70管線鋼的軋制工藝可知：通過二階段控制軋制后，在精軋出口處的實驗鋼組織為細小的，富含變形帶及高密度位錯、層錯等晶體缺陷的充分硬化奧氏體組織。該組織可為隨后冷卻過程中材料的相變提供足夠多的形核位置及形核功(形變累積能)，以得到更加均勻、細小的微觀組織。當超快冷終冷溫度為570 ℃(該溫度介于材料的高溫轉(zhuǎn)變區(qū)與中溫轉(zhuǎn)變區(qū)之間)時，有利于復(fù)相組織如QF，BF及M/A島的形成。此時，實驗鋼在超快冷工藝下，以46 ℃/s的冷速冷卻至目標溫度。超快冷較大的冷速可為過冷奧氏體的相變提供足夠大的相變驅(qū)動力，同時，較大的冷卻速度將在軋制過程中形變奧氏體內(nèi)部的高密度位錯、變形帶等晶體缺陷分別保留至QF，BF和AF相變溫度，為組織的轉(zhuǎn)變提供足夠多的形核位置。QF在形變奧氏體的晶界及亞晶界處形核并長大，而AF在奧氏體晶粒內(nèi)部的晶體缺陷處以晶內(nèi)切變形核與亞結(jié)構(gòu)重復(fù)形核長大的方式進行相變[16]。在570℃終冷溫度下，C原子具有較強擴散能力，C原子由QF，BF及AF內(nèi)部配分至與之相鄰的殘余奧氏體(RA)內(nèi)部。在隨后的冷卻過程中，當實際溫度低于馬氏體轉(zhuǎn)變溫度時，RA發(fā)生馬氏體相變，由于馬氏體相變的不完全性，少量奧氏體被保留下來，形成第二相M/A島。隨著實驗鋼以較高冷卻速度(70 ℃/s以上)冷卻至440 ℃，實驗鋼處于貝氏體相變溫度區(qū)間，高溫相變產(chǎn)物QF消失(見圖2(b))，此時，較高的冷速及較低終冷溫度為AF相變提供足夠的相變驅(qū)動力，AF在形變奧氏體晶粒內(nèi)部形核長大。有研究表明[17]，在較大的冷卻速度及較大的變形量下，母相奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變過程中形成的貝茵區(qū)變體選擇性會減弱。結(jié)合本文實驗結(jié)果可知：當超快冷終冷溫度為440 ℃時，較高的冷卻速度及較大的二階段變形量有利于提高貝氏體相變的相變驅(qū)動力，使得在形變奧氏體內(nèi)部的不同位置均能滿足貝氏體形核與長大的條件，這些位置奧氏體母相會以K?S或N?W關(guān)系形成新相，所生成的新相屬于不同的貝茵區(qū)。這些具有不同貝茵區(qū)的變體即構(gòu)成AF及BF組織。由本文實驗結(jié)果可知：當實驗鋼以70 ℃/s冷速冷至440 ℃時，此時形變奧氏體的狀態(tài)及能量條件均促進了AF的形成，使AF體積分數(shù)達到80%。由于相變溫度較低，C原子擴散能力較弱，當經(jīng)C原子配分后的RA發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時，在鐵素體基體及晶界處形成的M/A島長度較小。當實驗鋼以更高冷速(84 ℃/s)降至360 ℃時，較大的冷卻速度進一步細化AF組織，且形變奧氏體中部分區(qū)域滿足LB相變條件，發(fā)生LB轉(zhuǎn)變。LB是形變奧氏體按K?S或N?W關(guān)系轉(zhuǎn)變的呈束狀產(chǎn)物，它隸屬于低溫貝氏體組織范疇。本實驗結(jié)果表明較高的冷卻速度及較大的過冷度在細化AF及BF組織的同時會促進低溫LB的形成。

綜上所述，針對實驗用X70管線鋼成分體系，在過冷奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的中溫轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間(570~360 ℃)，隨著超快冷溫度降低，其最終相變產(chǎn)物經(jīng)歷QF+AF+BF+M/A島、AF+BF+M/A島和AF+BF+LB+M/A島組織形態(tài)的轉(zhuǎn)變，而終冷溫度570，440，360 ℃分別介于3種典型的組織轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間。不同超快冷工藝下實驗鋼組織演變?nèi)鐖D8所示。圖中：s為馬氏體相變開始溫度；s為貝氏體相變開始溫度；PF代表多邊形鐵素體組織；P代表珠光體 組織。

圖8 不同超快冷工藝下實驗鋼組織演變示意圖

X70管線鋼理想的微觀組織為以AF為主、且含有一定量BF及細小第二相M/A島組織[13]。超快冷工藝的高冷速及合理的冷卻終冷溫度控制(冷卻速度為70 ℃/s，終冷溫度為440 ℃)，有利于獲得更加細小的AF，BF及M/A島復(fù)相組織。根據(jù)Pickering理論，材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度表達式如下[18]：

=0??1/2

式中：為常數(shù)；0為常數(shù)，與材料抗拉強度有關(guān)；為材料有效晶粒粒度。由上式可知：韌脆轉(zhuǎn)變溫度與?1/2呈線性關(guān)系，即材料的有效晶粒粒度越小其韌脆轉(zhuǎn)變溫度越低。AF有利于降低材料的有效晶粒粒度，在提高材料強度的同時，有利于提高材料抗沖擊韌性及低溫韌性。以AF+BF+細小M/A島為主的組織能夠充分發(fā)揮BF，AF及M/A島強化作用，充分利用材料的細晶強化、析出強化及相變強化機制實現(xiàn)強化。

同時，AF組織富含大角度晶界，能夠顯著提高材料抵抗顯微裂紋的擴展能力，保證管線鋼的高強韌及抗大變形性能[12]。由以上研究結(jié)果可知：在超快冷工藝下，當超快冷終冷溫度為440 ℃時，能夠獲得AF+BF+細小M/A島理想組織，使實驗鋼實現(xiàn)強度、塑性及低溫韌性的良好匹配。值得注意的是，當超快冷溫度為440 ℃時，可利用超快冷工藝能夠?qū)崿F(xiàn)大冷速控制材料相變的特點，以保證X70管線鋼具有一定的強度富余量，特別是當超快冷終冷溫度降低至 360 ℃時，實驗鋼強度富余量變大。當組織中低溫貝氏體相變產(chǎn)物增加時，組織的強度會增加，但相應(yīng)的其沖擊韌性會發(fā)生惡化，如表3所示。因此，當進行減量化軋制時，需要綜合考慮實驗鋼的組織類型及強度富余量，通過優(yōu)化TMCP工藝以彌補合金元素減量化帶來的強度損失。針對本實驗鋼，其最佳軋后冷卻工藝為：830 ℃終軋+超快冷卻至410~470 ℃+層流冷卻至310~370 ℃+卷取。

3.2 管線鋼中的第二相M/A島形成

對于微合金鋼而言，M/A島是TMCP生產(chǎn)工藝中的常見相，其通常是與粒狀貝氏體、針狀鐵素體或板條貝氏體伴生形成的。在連續(xù)冷卻過程中，過冷奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，鐵素體對碳的固溶度較低，超過固溶度的碳被排除到尚未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，致使奧氏體富聚碳。在隨后的冷卻過程中，富碳的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，少量奧氏體因轉(zhuǎn)變不完全而被保留，即形成馬氏體?奧氏體組織[15]。在粒狀貝氏體組織中，M/A島通常呈小塊狀分布于貝氏體鐵素體基體上，而在由細微亞結(jié)構(gòu)和高密度板條所組成的針狀鐵素體或板條貝氏體中，M/A島以不同形態(tài)分布于鐵素體板條內(nèi)部或板條間。M/A島的形成與TMCP工藝參數(shù)中的冷卻速度、冷卻終冷溫度密切相關(guān)。通常，在形變奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變過程中，冷卻速度與冷卻終冷溫度通過影響RA的尺寸、形態(tài)來影響第二相M/A島組織。當冷卻速度相對較低且終冷溫度相對較高時，間隙C原子較強的擴散能力會提高RA的穩(wěn)定性，增加M/A島體積分數(shù)。相反，較高的冷卻速度及較低的終冷溫度會降低C原子的擴散能力，減小第二相M/A島體積分數(shù)。

針對本文厚度為12.7 mm的X70管線鋼，由于冷卻速度及終冷溫度的差異，導(dǎo)致相變過程中形成的M/A島形態(tài)及面積百分比的不同。由圖4~6可知：M/A島多呈小塊狀、長條狀、圓粒狀及不規(guī)則形狀，分布于貝氏體鐵素體晶粒內(nèi)部及晶界處。當超快冷終冷溫度為570 ℃時，由于轉(zhuǎn)變溫度較高，C原子擴散能力較強，伴隨著形變奧氏體向QF，GB及AF轉(zhuǎn)變，C原子以長程形式擴散至未轉(zhuǎn)變奧氏體，提高RA的穩(wěn)定性，在增加RA尺寸的同時提高其體積分數(shù)。因此，在隨后冷卻過程中RA轉(zhuǎn)變?yōu)槌叽巛^粗大的M/A島組織。當超快冷終冷溫度為440 ℃時，C原子擴散能力相對減弱，C原子長程擴散能力受到抑制，進而使得M/A島的尺寸減小，但較大冷卻速度及變形量提高了AF形核率，AF相變過程中鐵素體板條間相互碰撞，使殘余奧氏體發(fā)生“機械穩(wěn)定化”，這些穩(wěn)定的細小殘余奧氏體會在隨后的馬氏體相變過程中轉(zhuǎn)變?yōu)镸/A島組織。當超快冷終冷溫度進一步降低至360 ℃時，C原子的擴散能力進一步受到限制。與此同時，組織中形成LB，LB以板條束形式在形變奧氏體晶界形核。不同鐵素體板條之間的碰撞概率降低，進而降低RA體積分數(shù)，減小M/A島面積百分比。在不同超快冷工藝下，冷卻終冷溫度對RA形式的影響如圖9所示。

終冷溫度/℃：(a) 570；(b) 440；(c) 360

M/A島形態(tài)及其體積分數(shù)對材料的強韌性有一定影響。在塑性變形過程中，M/A島能夠與位錯相互作用，有效阻礙位錯的移動。因此，適量的第二相M/A島能夠起到強化材料基體的作用[19]。

同時，M/A島長度、形狀與材料的抗沖擊性能間有著緊密聯(lián)系。由于M/A島與貝氏體鐵素體基體存在強度差異，在相界面處易出現(xiàn)應(yīng)力集中。當M/A島長度較大或M/A島形狀呈尖角狀時，在沖擊載荷作用下，粗大M/A島本身或M/A島與基體的相界面處易成為沖擊過程中裂紋形成源，降低裂紋形成所需的能量，從而降低金屬材料的抗沖擊性能。M/A島的這種尺寸與形狀導(dǎo)致沖擊性能惡化的現(xiàn)象，在管線鋼的焊接接頭處尤為顯著[20]。由本文實驗結(jié)果可知：隨著超快冷溫度由360 ℃升高至570 ℃，組織中長條狀M/A島逐漸增多，細小等軸狀M/A島所占比例逐漸減少，但并未發(fā)現(xiàn)材料抗沖擊性能隨之弱化。分析其原因：一方面是隨著超快冷溫度增高，相變產(chǎn)物中BF或QF體積分數(shù)升高，從而改善了材料抗沖擊性能；另一方面，軋后的超快冷工藝能夠有效抑制碳原子的長程擴散，即使當超快冷終冷溫度為570 ℃時，所形成的M/A島也相對細小。在組織中M/A島長度較小的前提下，第二相M/A島處或M/A島與基體的相界面不易成為裂紋形成源，顯微裂紋形成所需要的吸收功較 大[21]，材料的抗沖擊性能對M/A島形狀不敏感。由此可見，對于管線鋼而言，軋后的超快冷工藝能夠有效抑制硬相M/A島的長大，細化M/A島。這種不同形態(tài)下細小的M/A島組織既能提高材料強度，又有保證材料具有良好的抗沖擊韌性。

4 結(jié)論

1) 在超快冷終冷溫度由570 ℃降低至360 ℃的過程中，實驗鋼最終相變產(chǎn)物經(jīng)歷QF+AF+BF+M/A島混合組織、AF+BF+M/A島混合組織及AF+BF+LB+M/A島混合組織的轉(zhuǎn)變，且微觀組織發(fā)生細化。

2) 當超快冷終冷溫度為440 ℃時，厚度為 12.7 mm的X70管線鋼的理想顯微組織為AF+BF+M/A島的混合組織。在該工藝下，實驗鋼沿軋向呈30°方向上的拉伸性能及低溫韌性(屈服強度為550 MPa，抗拉強度為710 MPa，斷后延伸率為23%，韌脆轉(zhuǎn)變溫度＜?60 ℃，且在?10 ℃時與?60 ℃時的沖擊性能相當)滿足API SPEC 5L標準。

3) 當超快冷終冷溫度為440 ℃時，M/A島面積集中分布在0~6 μm2區(qū)間，縱橫比范圍為1~7。

4) 針對實驗用X70管線鋼，其最佳冷卻工藝為：830 ℃終軋+超快冷至410~470 ℃+層流冷卻至320~370 ℃+卷取。

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(編輯 伍錦花)

Microstructural characteristic and martensite-austenite constituent of X70 pipeline steel under ultra-fast cooling process

WANG Xueqiang1, 2, YUAN Guo1, ZHAO Jinhua1, KANG Jian1, DI Hongshuang1

(1. State Key Laboratory of Rolling and Automation, Northeastern University, Shenyang 110819, China; 2. Shougang Qianan Iron & Steel Co. Ltd., Qianan 064404, China)

Ultra-fast cooling (UFC) combined with laminar cooling techniques were used to process X70 pipeline strip with a thickness of 12.7 mm. The evolutional disciplines of microstructure and martensite-austenite (M/A) constituent were analyzed and discussed under different UFC processes, and optimal processing parameters of UFC were further determined. The results show that when ultra-fast cooling interrupt temperature decreases from 570 to 360 ℃, the microstructure of the steel sample can be categorized as follows: 1) quasi-polygonal ferrite+bainitic ferrite (BF)+ acicular ferrite (AF) +M/A constituent; 2) AF+BF+ M/A constituent; 3) AF+BF+lath bainite (LB)+M/A constituent. Specifically, when ultra-fast cooling interrupt temperature decreases from 570to 440 ℃, the area fraction of M/A constituent does not change significantly and the length decreases obviously. When interrupt temperature further decreases to 360 ℃, the length of M/A constituent does not change obviously and the volume fraction decreases significantly. The tested steel exhibits the most excellent mechanical properties of tensile tests and Charpy impact tests under ultra-fast cooling interrupt temperature of 440 ℃. For the tested X70 pipeline steel, the optimum ultra-fast cooling processing parameters are concluded as follows: finishing rolling at 830 ℃+ultra-fast cooling to 410?470 ℃+laminar cooling to 320?370 ℃+coiling.

ultra-fast cooling; X70 pipeline steel; microstructure; M/A constituent; mechanical properties

10.11817/j.issn.1672?7207.2018.02.007

TG142.1

A

1672?7207(2018)02?0307?09

2017?03?24；

2017?05?20

國家科技支撐計劃項目(2012BAF04B01)；國家自然科學(xué)基金資助項目(51504063)(Project(2012BAF04B01) supported by the National Key Technologies R&D Program; Project(51504063) supported by the National Natural Science Foundation of China)

趙金華，博士研究生，從事管線鋼軋制理論與應(yīng)用研究；E-mail：zhaojinhua2010@163.com