回火溫度對熱軋態(tài)高強(qiáng)度貝氏體鋼管組織性能的影響

程曄鋒，程巨強(qiáng)，游人杰

（1.西安工業(yè)大學(xué)材料與化工學(xué)院，陜西 西安 710021；2.江蘇西創(chuàng)中慧液壓機(jī)械制造有限公司，江蘇 連云港 222000）

貝氏體組織是由鐵素體和碳化物組成的非層片狀組織，可以通過鍛造、軋制或熱處理空冷獲得［1］。因此用貝氏體鋼生產(chǎn)結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)工藝簡單、熱處理變形小，能夠節(jié)約能源和降低成本。由于典型貝氏體鋼組織中存在碳化物，當(dāng)碳化物存在于BF（貝氏體和鐵素體）板條之間時，會降低貝氏體鋼的韌性，貝氏體鋼通過合理合金化，加入擬制碳化物形成元素或穩(wěn)定奧氏體化元素，可以在熱加工或熱處理空冷過程獲得無碳化物貝氏體組織［2-6］，這種新型貝氏體鋼可以顯著地改善典型貝氏體鋼的韌性［7-8］。貝氏體鋼通過回火處理可以消除組織應(yīng)力、穩(wěn)定組織和改善力學(xué)性能［9-13］。本文研究了回火溫度對新研制的熱軋態(tài)新型無碳化物貝氏體鋼無縫管組織和性能的影響，為這種熱軋態(tài)新型高強(qiáng)度無縫管回火溫度的選擇提供參考。

1 試驗材料及試驗方案

試驗材料為一種新研制的Φ420 mm×16 mm貝氏體鋼無縫管，鋼管由廠家協(xié)作制成，試驗化學(xué)成分中 w（C）為 0.09%～0.15%、w（Si）為 0.8%～1.4%、w（Mn+Cr+Mo）≤3%。貝氏體鋼無縫管的生產(chǎn)過程為：電爐冶煉+鋼包精煉（LF）+真空處理（VD）→連鑄成鑄錠→鋼錠加熱→熱穿孔→連軋→定徑→冷床冷卻。試驗材料力學(xué)性能試樣均取自于Φ420 mm×16 mm熱軋鋼管的縱向方向。沖擊試樣經(jīng)過線切割加工為10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口沖擊試樣，沖擊試驗機(jī)為JB-300型擺錘式?jīng)_擊試驗機(jī)；拉伸試樣先線切割成Φ12 mm×110 mm圓棒，然后機(jī)械加工成直徑為8 mm的標(biāo)準(zhǔn)短拉伸試樣，試驗機(jī)為DDL300型拉伸試驗機(jī)。金相組織觀察采用NIKON EPIHOT-300顯微鏡，組織腐蝕液為4%硝酸酒精溶液。采用Quanta 400掃描電子顯微鏡觀察沖擊試樣斷口及組織形貌。試驗材料物相分析采用XRD-6000型X射線衍射儀。

熱軋態(tài)貝氏體鋼無縫管的回火熱處理溫度分別為：不回火，100，200，250，300，350，400，450，500，550，600，700，750 ℃，保溫 1.5 h后空冷。試驗儀器為CY00-1型箱式電阻爐。

2 試驗結(jié)果及其分析

2.1 不同溫度回火試驗材料力學(xué)性能試驗結(jié)果

熱軋態(tài)貝氏體鋼無縫管不同溫度回火力學(xué)性能試驗結(jié)果如圖1所示。由圖1（a）可以看出，熱軋態(tài)不回火和100℃回火抗拉強(qiáng)度分別為1 014 MPa和1 043 MPa，抗拉強(qiáng)度變化不大；550℃以下回火，隨回火溫度提高，抗拉強(qiáng)度有下降趨勢，但幅度不大，抗拉強(qiáng)度在983～1 023 MPa；550℃以上回火，抗拉強(qiáng)度下降明顯，650℃回火下降到最低點794.1 MPa。熱軋態(tài)管材伸長率較低，為13.5%；在300℃以下回火，伸長率有上升的趨勢，伸長率為17.5%～20.0%；超過350℃回火，伸長率有下降的趨勢，伸長率在15.0%～17.5%；600℃以上溫度回火，伸長率上升，最高為19.5%。圖1（b）所示為斷面收縮率和沖擊功隨溫度回火的變化曲線?？梢钥闯?，400℃以下溫度回火，隨回火溫度提高，斷面收縮率上升，250～400℃回火斷面收縮率較高，斷面收縮率在58%～61%。熱軋態(tài)和100℃回火沖擊值較低，沖擊功AkV分別為14.5 J和15 J；350℃以下溫度回火，隨回火溫度的升高，沖擊值升高，350℃回火AkV由熱軋態(tài)的14.5 J上升到32 J；400℃回火沖擊功出現(xiàn)低谷值，出現(xiàn)回火脆性；回火溫度超過400℃，AkV隨回火溫度的提高而上升，650℃回火沖擊功最高，為80 J。因此，熱軋態(tài)無碳化物貝氏體鋼無縫管在250～350℃回火可獲得較高的強(qiáng)韌性，抗拉強(qiáng)度Rm為993～1 023 MPa，斷后伸長率A為19.5%～20.0%，斷面收縮率Z為 58%～61%，AkV為 28～32 J；在 600～650℃回火可獲得高韌性，Rm為794～826 MPa，A為15.0%～19.5%，Z為59%～61%，AkV為40～80 J。

圖1 熱軋態(tài)貝氏體鋼無縫管不同溫度回火力學(xué)性能試驗結(jié)果

力學(xué)性能隨回火溫度變化的原因與鋼管化學(xué)成分及回火過程組織變化有關(guān)，由于試驗材料的Si、Mo含量較高，提高了其回火抗力，550℃以下溫度回火時強(qiáng)度變化不大。熱軋態(tài)鋼管的組織為貝氏體的鐵素體和殘余奧氏體，350℃以下溫度回火，隨回火溫度的提高，貝氏體的鐵素體分解不明顯，此時回火產(chǎn)物為貝氏體的鐵素體和穩(wěn)定化奧氏體，試驗材料沖擊韌性提高；當(dāng)回火溫度超過350℃，貝氏體的鐵素體分解，部分奧氏體也發(fā)生分解，奧氏體分解產(chǎn)物會分布在晶界，增加脆性，降低沖擊韌性，400℃出現(xiàn)回火脆性，超過450℃回火，基體和奧氏體組織大量分解，降低基體固溶元素的過飽和度，強(qiáng)度下降，同時回火分解產(chǎn)物粒狀化，提高鋼管的韌性。

2.2 回火溫度對試驗材料物相及組織的影響

不同溫度回火試驗材料XRD（X射線衍射）衍射圖譜如圖2所示。由圖2可見，回火溫度在400℃以下，試驗材料的XRD衍射峰主要有鐵素體峰和奧氏體峰，因此熱軋態(tài)、熱軋+200℃、熱軋+300℃、熱軋+400℃回火試驗材料的物相應(yīng)為鐵素體和奧氏體；500℃以上回火，試驗材料的XRD衍射峰主要為鐵素體峰，其回火組織應(yīng)該為鐵素體，一般高溫回火組織為粒狀的鐵素體和碳化物組織，由于試驗材料為低碳貝氏體鋼，高溫回火時鐵素體析出的碳化物較少，碳化物的衍射峰體現(xiàn)不出來。

無碳化物貝氏體鋼無縫管熱軋態(tài)及回火態(tài)的金相組織如圖3所示。結(jié)合圖2的XRD物相分析，熱軋態(tài)的金相組織應(yīng)為板條貝氏體、粒狀貝氏體、鐵素體和殘余奧氏體組織（圖3a）；板條貝氏體在掃描顯微鏡下，貝氏體的鐵素體板條之間分布有殘余奧氏體膜（圖3b）。貝氏體的鐵素體上分布有M-A（馬氏體-奧氏體）島的為粒狀貝氏體。管線鋼的組織中鐵素體形貌分為兩類［14-15］，多邊形鐵素體和準(zhǔn)多邊形鐵素體。圖3（a）所示的組織形貌中顏色白亮，呈多邊形，晶界光滑是多邊形鐵素體；形態(tài)不規(guī)則，呈灰色，大小參差不齊，邊界粗糙、模糊、凸凹不平、呈鋸齒狀是準(zhǔn)多邊形鐵素體。

結(jié)合XRD物相分析，熱軋+300℃回火的組織和熱軋態(tài)組織形貌一樣，組織為板條貝氏體、粒狀貝氏體、少量塊狀鐵素體和殘余奧氏體組織。掃描顯微鏡下，板條貝氏體的鐵素體之間分布有殘余奧氏體膜（圖3d），貝氏體的鐵素體上出現(xiàn)細(xì)小的分解產(chǎn)物。

根據(jù)圖3（e）和XRD物相分析，400℃回火的組織為板條貝氏體、粒狀貝氏體、少量塊狀鐵素體和少量的殘余奧氏體組織，貝氏體的鐵素體和部分奧氏體發(fā)生分解，在部分貝氏體的鐵素體板條之間和鐵素體晶界有析出第二相聚集。分解產(chǎn)物在板條之間和晶界偏聚會造成沖擊值的降低。

圖3（f）所示為500℃進(jìn)行回火后觀察到的金相組織。X射線衍射圖譜上沒有奧氏體峰，說明殘余奧氏體完全進(jìn)行分解；因此，500℃回火組織應(yīng)為粒狀貝氏體與少量塊狀鐵素體組織，部分分解產(chǎn)物還保持板條狀鐵素體位相。

圖2 不同溫度回火試驗材料XRD衍射圖譜

圖 3（g～h）所示分別為 600，650 ℃回火的金相組織。由于回火溫度較高，組織粒狀化，回火組織為粒狀貝氏體組織和少量塊狀鐵素體組織。

圖3 無碳化物貝氏體鋼無縫管熱軋態(tài)及回火態(tài)組織

3 結(jié) 論

（1）對于熱軋態(tài)新型貝氏體鋼無縫管，回火溫度小于550℃時，隨回火溫度提高，抗拉強(qiáng)度有降低趨勢，但降幅不大，抗拉強(qiáng)度在983～1 023 MPa；超過550℃回火時，強(qiáng)度降低，650℃回火抗拉強(qiáng)度最低，為794.1 MPa。250～350℃溫度回火，具有較高強(qiáng)度和塑性；400℃回火出現(xiàn)回火脆性；550～650℃溫度回火可以提高熱軋態(tài)貝氏體鋼管的韌性。

（2）在400℃以下溫度回火，貝氏體鋼管的回火組織均為板條貝氏體、粒狀貝氏體、鐵素體及殘余奧氏體組織；回火溫度超過500℃時，殘余奧氏體完全分解，隨回火溫度的提高，組織粒狀化，回火組織為鐵素體和粒狀貝氏體組織。