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    X100管線鋼的連續(xù)冷卻曲線和相變機(jī)制

    2020-06-12 01:21:18龔小濤馬安博
    工業(yè)加熱 2020年4期

    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)

    近年來國外探究高鋼級(jí)管線鋼較多,國內(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)′。

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