X100管線鋼的連續(xù)冷卻曲線和相變機(jī)制

馬 晶，龔小濤，馬安博

(西安航空職業(yè)技術(shù)學(xué)院 航空材料工程學(xué)院，陜西 西安 710089)

近年來國(guó)外探究高鋼級(jí)管線鋼較多，國(guó)內(nèi)對(duì)X100管線鋼仍處于研制試驗(yàn)階段。X100管線鋼比X80及以下鋼級(jí)管線鋼相比，具備更高強(qiáng)度，承受更高壓力，同時(shí)具有較好的低溫沖擊韌性和焊接性能。隨著控扎工藝的迅速發(fā)展，選用不同地冷卻速率，過冷度增大，改變了試驗(yàn)鋼的原始組織γ→α轉(zhuǎn)變規(guī)律。當(dāng)過冷度增大時(shí)，高鋼級(jí)管線鋼會(huì)獲取(B+F)、(B+M/A)復(fù)相組織結(jié)構(gòu)，有效提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)韌性[1-3]。文章對(duì)低碳、微合金化設(shè)計(jì)錳-鉬-鈮的X100管線鋼的連續(xù)冷卻曲線和不同冷卻速度下的組織變化進(jìn)行研究，為后續(xù)高鋼級(jí)管線鋼的工藝優(yōu)化、性能改善和工程應(yīng)用提供數(shù)據(jù)參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用Mn-Mo-Nb-0.6C的X100管線鋼，厚度14.4 mm，其成分為：w(Mn)=1.90%，w(Mo)=0.30%，w(Nb)=0.047%，w(Ni)=0.44%，w(Cr)=0.31%，w(Si)=0.24%，w(C)=0.60%，F(xiàn)e余量。熱處理試樣隨爐加熱到960 ℃，并保溫10 min，通過控制冷卻速度(Vc=0.05～120 ℃/s)測(cè)定其連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線。為了及時(shí)了解試樣組織變化，試樣選用如圖1所示，圖1(a)試樣測(cè)定條件為<50 ℃/s，圖1(b)試樣測(cè)試條件為>50 ℃/s。熱處理模擬試驗(yàn)在Gleeble-3500型試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行。

為了探究其內(nèi)部組織結(jié)構(gòu)，試樣截取沿軋制方向(RD)×板面法向(ND)面，對(duì)試樣進(jìn)行金相分析，經(jīng)過砂紙打磨-機(jī)械拋光-腐蝕等工序后，用型號(hào)為RECHART MEF3A設(shè)備進(jìn)行OM顯微觀察；對(duì)于精細(xì)組織

圖1 熱模擬試樣的取樣圖

結(jié)構(gòu)觀察，選用SEM顯微組織分析，設(shè)備型號(hào)為TESLA-BS-300；透射電鏡觀察，嚴(yán)格按照試樣制備要求，將試樣減薄至50 μm，電解腐蝕后在服役電壓200 kV的JEM 200 CX進(jìn)行電鏡分析。硬度測(cè)定，加載載荷為10 kg，測(cè)量設(shè)備是HSV-20型。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 臨界點(diǎn)的確定

采用熱膨脹法測(cè)定試驗(yàn)材料的連續(xù)轉(zhuǎn)變曲線，當(dāng)材料發(fā)生相變時(shí)，其比容變化。依據(jù)相變過程的拐點(diǎn)位置，則可確定臨界相變點(diǎn)。圖2是不同冷卻速度(Vcold=0.1 ℃/s、Vcold=1 ℃/s)的ΔL-T曲線。

圖2 試驗(yàn)鋼在不同冷卻速度下的ΔL-T曲線

根據(jù)圖2測(cè)定，當(dāng)Vcold為0.1 ℃/s時(shí)，相變溫度是540～710 ℃；當(dāng)Vcold為1 ℃/s時(shí)其對(duì)應(yīng)的相變溫度是480～680 ℃。依次類舉，不同冷卻速度Vcold(0.05～120 ℃/s)下確定試驗(yàn)鋼的相變轉(zhuǎn)變溫度，測(cè)定對(duì)應(yīng)冷卻速率的硬度，見表1。隨著冷卻速度增加，材料的硬度提高。

表1 不同冷卻速度下X100管線鋼的相變溫度、顯微組織及硬度

注：F為鐵素體；PF為多邊形鐵素體；QF為準(zhǔn)多邊形鐵素體；P為珠光體；GB為粒狀貝氏體；BF為貝氏體鐵素體；M為馬氏體。

2.2 顯微組織

圖3是X100試驗(yàn)鋼在不同冷卻速率下的光學(xué)顯微組織。

2.3 CCT曲線建立

建立以溫度(T)和時(shí)間(t)的坐標(biāo)系，標(biāo)注不同冷卻速率下的試驗(yàn)鋼相變轉(zhuǎn)變溫度，連接試驗(yàn)鋼的組織轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)和終了點(diǎn)。采用金相法和硬度測(cè)定法[4-5]校正，從而得到試驗(yàn)材料X100的CCT曲線，見圖4。

2.4 試驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻的相變組織

不同的冷卻速度對(duì)試驗(yàn)鋼的顯微組織影響明顯。當(dāng)冷卻速度在0.05～0.2 ℃/s時(shí)，金相顯微組織見圖3(a)～圖3(c)，試驗(yàn)鋼主要生成鐵素體，以多邊形鐵素體PF為主，輔有少量的準(zhǔn)多邊形鐵素體QF和珠光體P。圖5是掃描電鏡下的顯微組織，灰色區(qū)域?yàn)镻，QF呈無規(guī)則形狀。

圖3 不同冷卻速率下試驗(yàn)X100鋼的顯微組織

圖4 X100管線鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變圖(CCT曲線)

圖5 試樣X100鋼在冷卻速率為0.05 ℃/s的掃描電鏡圖

當(dāng)冷卻速度為0.5～10 ℃/s時(shí)，X100試驗(yàn)鋼主要是準(zhǔn)多邊形鐵素體和粒狀貝氏體(QF+GB)。當(dāng)Vcold為0.5～3 ℃/s時(shí)，準(zhǔn)多邊形鐵素體QF較多，見圖3(d)～圖3(f)，進(jìn)一步觀察，如圖6所示，QF無規(guī)則外形，晶界呈波紋狀或鋸齒狀，如無排序的碎片；TEM下，如圖7所示，QF組織中位錯(cuò)密度高。

圖6 QF的掃描電鏡圖

圖7 TEM下的QF形態(tài)及其位錯(cuò)密度

隨著冷卻速度(5～10 ℃/s)增加，準(zhǔn)多邊形鐵素體QF減少，而粒狀貝氏體GB增加，金相組織如圖3(g)～圖3(h)和圖8所示。由于γ→B屬于切變相變，轉(zhuǎn)變過程體積變化使貝氏體周圍鐵素體誘生高密度位錯(cuò)，見圖9。因先析出的鐵素體對(duì)原始組織奧氏體進(jìn)行分割，使貝氏體板條更加細(xì)密短小，這些組織特征使材料具有高的強(qiáng)韌性。

圖8 貝氏體和鐵素體

圖9 鐵素體對(duì)板條貝氏體的分割

因粒狀貝氏體板條(GB)屬低角度晶界，低倍數(shù)下顯微組織很難分辨，M/A島狀分布于塊狀基體。M/A島狀組織多存在于原奧氏體晶界、板條束界之間和板條晶間[6]。采用X射線衍射分析，M/A島的明、暗場(chǎng)及衍射圖樣分析如圖10所示。

圖10 試驗(yàn)鋼X100的“板條狀”殘余奧氏體X射線衍射分析

當(dāng)Vcood>20 ℃/s，試驗(yàn)鋼生成貝氏體鐵素體(BF)，見圖3(k)，BF組織為細(xì)密、平行板條狀，板條間分布有條狀M/A或薄膜狀的殘余奧氏體A′。隨著冷卻速率增加，板條更細(xì)密，第二相愈細(xì)密[6-8]，見圖11。SEM顯微組織觀察下，BF板條特征明顯，可清晰分辨奧氏體晶界。

圖11 試驗(yàn)鋼在中等冷速下的掃描顯微組織圖

TEM顯微組織觀察，貝氏體鐵素體BF組織形態(tài)明顯。當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較高時(shí)，板條界模糊，不同尺寸的“條狀”M/A組元分布于板條間，見圖12(a)；當(dāng)轉(zhuǎn)變溫度較低時(shí)，組織邊界清晰，板條間多呈“薄膜狀”殘余奧氏體A′，見圖12(b)。

圖12 貝氏體鐵素體BF在不同冷速下的M/A組元

如表2所示，在冷卻速率為20～50 ℃/s時(shí)，隨著冷卻速度的增加，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和塑性隨之增加。在適當(dāng)?shù)睦鋮s速度范圍內(nèi)，試驗(yàn)鋼的顯微組織主要由(B+M/A)組成。隨著冷卻速度的升高，M/A含量增加。(B+M/A)雙相組織中貝氏體基體滿足了屈服強(qiáng)度，貝氏體基體強(qiáng)度和M/A組元的相互作用保證了抗拉強(qiáng)度；同時(shí)M/A組元細(xì)密，碳原子配分使M/A中生成更多的韌性殘余奧氏體A′[9-10]。M/A含量增加，不僅使試驗(yàn)鋼的強(qiáng)韌性未受損失，反而提高了試驗(yàn)鋼的形變能力。

表2 X100管線鋼在冷卻速度為20～50 ℃/s的力學(xué)性能

當(dāng)Vcold>50 ℃/s時(shí)，管線鋼轉(zhuǎn)變生成板條狀馬氏體LM，和貝氏體鐵素體BF結(jié)構(gòu)相似，但LM板條組織更為細(xì)密(見圖3(l))。通過TEM進(jìn)一步觀察，如圖13(a)所示，馬氏體M板條內(nèi)部有高位錯(cuò)纏結(jié)，M內(nèi)部含有局部微孿晶見圖13(b)。電子衍射分析，馬氏體M板條間呈現(xiàn)“薄膜狀”的A′。盡管試驗(yàn)鋼含碳量低，在TEM電鏡下可發(fā)現(xiàn)微小區(qū)域的魏氏組織分布的碳化物，見圖14。

圖13 較高冷卻速率下馬氏體板條M

圖14 低碳板條M內(nèi)的碳化物

3 結(jié) 論

(1)不同冷卻速度下，試驗(yàn)鋼獲取了不同的顯微組織類型。

(2)當(dāng)冷卻速率為0.5～10 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼轉(zhuǎn)變主要生成QF+GB顯微組織；當(dāng)冷卻速率較低(0.5～3 ℃/s)時(shí)，試驗(yàn)鋼以多邊形鐵素體QF為主，形狀不規(guī)則，高位錯(cuò)密度；當(dāng)冷卻速率為5～10 ℃/s時(shí)，試驗(yàn)鋼中粒狀貝氏體GB含量增加，呈平行板條狀且位錯(cuò)密度高，板條間分布著塊狀的M/A。

(3)當(dāng)冷卻速度為20～50 ℃/s，試驗(yàn)鋼獲取了(B+M/A)復(fù)相組織。短小細(xì)密，多位向分布的高密度位錯(cuò)的板條束貝氏體基體，分布在貝氏體板條間“條狀”的M/A和“薄膜狀”殘余奧氏體。這種復(fù)相組織(B+M/A)，通過軟硬兩相的搭配，賦予了材料高的強(qiáng)塑性。

(4)當(dāng)冷卻速度高于50 ℃/s時(shí)，管線鋼獲取了板條狀的馬氏體LM。其中LM顯微組織更為細(xì)密，纏結(jié)的高密度位錯(cuò)和呈魏氏組織的碳化物，板條間夾著薄膜狀A(yù)′。