超低碳微合金管線鋼中柱狀鐵素體復(fù)相組織的研究

超低碳微合金管線鋼中柱狀鐵素體復(fù)相組織的研究

通過(guò)化學(xué)成分、工藝和微組織的改進(jìn)，提高石油管道鋼的覆蓋率能力是人們長(zhǎng)期努力的目標(biāo)。自20世紀(jì)70年代初以來(lái)，人們對(duì)這種組織結(jié)構(gòu)的形成、微觀特征和強(qiáng)度進(jìn)行了大量研究。結(jié)果表明，傳統(tǒng)的多邊形鐵素體-光體組織比傳統(tǒng)的多邊形鐵素體組織好得多。在焊接領(lǐng)域中,針狀鐵素體是指在金相下呈典型非等軸狀、具有一定長(zhǎng)寬比、相互交錯(cuò)成網(wǎng)籃編織結(jié)構(gòu)的鐵素體組織.然而,在管線鋼中,針狀鐵素體的定義截然不同,是指在連續(xù)冷卻過(guò)程中形成的、具有高的亞結(jié)構(gòu)和高位錯(cuò)密度的非等軸鐵素體組織,具有切變和擴(kuò)散混合型相變機(jī)制,形成溫度略高于上貝氏體.在通過(guò)先進(jìn)的控軋控冷工藝(TMCP)生產(chǎn)的管線鋼中,由于對(duì)溫度、變形量、冷卻速度等工藝參數(shù)的控制不同,可形成多邊形鐵素體(PF)、準(zhǔn)多邊形鐵素體(QF)、粒狀鐵素體(GF)和貝氏體鐵素體(BF)等4種基本顯微結(jié)構(gòu)類型的鐵素體組織,這些鐵素體組織具有不同的轉(zhuǎn)變機(jī)理及特征,可在光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行鑒別.PF是在最高溫度、很慢的冷速下形成的先共析鐵素體,PF生長(zhǎng)受控于置換原子的快速遷移及碳原子的長(zhǎng)程擴(kuò)散,通常其生長(zhǎng)速度較慢,最終晶粒具有規(guī)則的外形,基本上是等軸的或多邊形狀的晶粒,且晶界光滑.QF的相變溫度相對(duì)較低,通過(guò)塊狀轉(zhuǎn)變形成,在理想情況下新相與母相有相同的化學(xué)成分,可以通過(guò)穿越轉(zhuǎn)變的相界面短程擴(kuò)散得到,且新相與母相界面在所有方向上都是大角度晶界,轉(zhuǎn)變速度特別快,然而,可能在遷移的界面上發(fā)生間隙和固溶原子再分配;因而最終QF的晶粒邊界高度的不規(guī)則,呈任意彎曲狀或鋸齒狀,具有較高的亞結(jié)構(gòu)和位錯(cuò)密度,有時(shí)還伴有馬氏體/奧氏體(M/A)島.GF和BF呈無(wú)特征的鐵素體晶粒.BF由相互平行且?guī)в泻芨呶诲e(cuò)密度的細(xì)小的板條鐵素體晶體組成,板條界為小角度晶界;若干鐵素體板條平行排列構(gòu)成板條束,板條束界面為大角度晶界.BF的尺寸較大,板條狀趨勢(shì)及輪廓明顯.GF是介于QF和BF之間溫度范圍內(nèi)形成的顯微組織,形成溫度稍高于BF,形成冷速比形成BF的冷速低,組織形態(tài)與BF不同;基體上彌散分布著粒狀或等軸狀的殘余奧氏體或M/A島,具有高位錯(cuò)密度,由拉長(zhǎng)的細(xì)小的鐵素體晶粒束構(gòu)成,板條狀趨勢(shì)及輪廓不明顯,被小角晶界分開.當(dāng)前普遍接受的觀點(diǎn)是,針狀鐵素體(AF)管線鋼是具有復(fù)相結(jié)構(gòu)特征的混合型組織形態(tài),由上述一種或多種鐵素體的顯微結(jié)構(gòu)組成.針狀鐵素體管線鋼的組織特征是:在光學(xué)顯微鏡下,原奧氏體晶界基本消除,粒度參差不一,具有不規(guī)則的非等軸狀鐵素體形貌.但目前對(duì)其具體的顯微結(jié)構(gòu)構(gòu)成還存在不同的理解,其中比較流行的針狀鐵素體管線鋼的組織鑒別方法有兩種:一種是將多邊形鐵素體和準(zhǔn)多邊形鐵素體劃作為多邊形鐵素體組織范疇,而將粒狀鐵素體和貝氏體鐵素體劃歸為針狀鐵素體組織范疇;另一種是將準(zhǔn)多邊形鐵素體、粒狀鐵素體和貝氏體鐵素體均籠統(tǒng)的劃作為針狀鐵素體組織范疇.本文采用后一種組織鑒別方法,并進(jìn)一步將AF復(fù)相組織定量細(xì)分,以深入研究AF組成比與力學(xué)性能之間的關(guān)系規(guī)律.近年來(lái),針狀鐵素體管線鋼的研究主要集中在合金元素及熱變形對(duì)針狀鐵素體相變和力學(xué)性能的影響,但很少有系統(tǒng)的工作研究針狀鐵素體復(fù)相組織的組元比例對(duì)力學(xué)性能的影響.本文系統(tǒng)研究了通過(guò)不同TMCP工藝制備的AF復(fù)相組織中不同組元的定量劃分及其對(duì)管線鋼強(qiáng)度的影響,提出AF組成比與力學(xué)性能的關(guān)系,最終指出提高AF管線鋼的綜合性能的關(guān)鍵工藝,對(duì)于AF管線鋼的應(yīng)用和發(fā)展具有指導(dǎo)意義.1連續(xù)冷卻實(shí)驗(yàn)實(shí)驗(yàn)材料為自行研制的Mn-Mo-Nb(V)系超低碳(<0.03%C)微合金管線鋼,化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為:C0.025,Si0.24,Mn1.56,Mo0.32,Nb0.039,V0.019,P0.0020,S0.0006,O0.0043,N0.0062,Fe余量.為了達(dá)到高潔凈度,對(duì)鋼中的S,P,O和N等雜質(zhì)元素都進(jìn)行了嚴(yán)格控制.實(shí)驗(yàn)材料經(jīng)真空感應(yīng)冶煉,鋼錠被鍛造成70mm厚的板料,然后制成尺寸為70mm(厚)×78mm(寬)×80mm(長(zhǎng))的熱軋實(shí)驗(yàn)用板坯.TMCP工藝過(guò)程在直徑為370mm的二輥實(shí)驗(yàn)軋機(jī)上進(jìn)行,板坯加熱溫度為1150℃,保溫50min,模擬卷取溫度為500和600℃,利用水幕冷卻設(shè)備控制冷卻.根據(jù)已經(jīng)利用Formastor-F和Gleeble-3500對(duì)實(shí)驗(yàn)材料連續(xù)冷卻相變規(guī)律的研究,確定了熱軋實(shí)驗(yàn)的工藝參數(shù),其實(shí)測(cè)結(jié)果見(jiàn)表1.其中選取冷速在20℃/s左右以確保獲得AF復(fù)相組織;選取終軋溫度分別為850,800和750℃,以考察不同終軋溫度對(duì)AF復(fù)相組織比例和性能的影響;選取卷取溫度500和600℃以考察不同卷取溫度對(duì)強(qiáng)度提高的影響.實(shí)驗(yàn)中采用三階段控制軋制,即“奧氏體再結(jié)晶區(qū)+奧氏體未再結(jié)晶區(qū)+(奧氏體+鐵素體)雙相區(qū)”控制軋制,軋后立即冷卻.為了保證道次的變形量,控制道次壓下分配為:70—56—45—30—24—16—11—7mm(變形量20%—20%—33%—20%—33%—31%—36%),熱加工工藝制度示意圖如圖1所示.其中前3道在奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制,后4道在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)和(奧氏體+鐵素體)雙相區(qū)軋制.軋制后軋板尺寸為7mm(厚)×120mm(寬).金相樣品在軋板橫截面1/4寬度附近取樣,經(jīng)機(jī)械研磨并拋光后用3%硝酸酒精溶液腐蝕.組織觀察在MEF-4型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行,各相面積比的測(cè)定及平均晶粒度由SISC-IAS圖像分析儀給出.拉伸和V型缺口沖擊試樣均從軋板中心部位取樣.拉伸試樣在熱軋板上沿軋向取樣,試樣表面未作任何處理,保持原始軋制狀態(tài),實(shí)驗(yàn)按照ASTME8M-96標(biāo)準(zhǔn)在SCHENCK-100KN型電液伺服拉伸試驗(yàn)機(jī)上室溫下進(jìn)行.沖擊試樣為橫向試樣,參照ASTME23-02標(biāo)準(zhǔn),試樣尺寸為5mm×10mm×55mm,沖擊實(shí)驗(yàn)在-40℃下進(jìn)行.2結(jié)果2.1準(zhǔn)分形鐵素體qf的邊界采用不同的TMCP工藝控制,樣品A,B,C和D均獲得了AF復(fù)相組織,如圖2所示.圖中可見(jiàn)3種不同形貌的組織,其中晶粒邊界清晰不規(guī)則、呈任意彎曲狀或鋸齒狀并且不含或者有少量M/A島的組織是準(zhǔn)多邊形鐵素體(QF),其邊界用黑色線條勾出;板條狀趨勢(shì)及輪廓不明顯、分布著粒狀或等軸狀的M/A島的組織是粒狀鐵素體(GF),其邊界用灰色線條勾出;板條狀趨勢(shì)及輪廓明顯、分布著板條狀M/A島的組織是貝氏體鐵素體(BF),其邊界用白色線條勾出.圖2中右側(cè)各圖用黑色,灰色,白色區(qū)域更進(jìn)一步顯示三類組織的分布.采用SISC-IAS圖像分析儀,按照GB/T6394-2002標(biāo)準(zhǔn),對(duì)圖2a,c,e和g進(jìn)行測(cè)定,分別得出樣品A,B,C和D的平均晶粒度;對(duì)圖2b,d,f和h,采用多項(xiàng)面積比測(cè)定出不同組織的比例,如表2所示.2.2拉拔劑的性能表3為樣品的力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果.從表中可以看到,樣品通過(guò)優(yōu)化的TMCP工藝獲得了較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度,其強(qiáng)度水平已大大超過(guò)了APIX65級(jí)別管線鋼的要求((σs≥448MPa,σb≥530MPa).其韌性也得到了明顯的改善,綜合力學(xué)性能明顯高于傳統(tǒng)熱軋工藝的性能水平,甚至大部分已達(dá)到了APIX80級(jí)別管線鋼的要求(σs>551MPa,σb>620MPa,δ5>22%).3動(dòng)態(tài)cct曲線在本研究中,通過(guò)選取合適的TMCP工藝參數(shù),獲得了不同組元比例的AF復(fù)相組織,在提高管線鋼強(qiáng)度的同時(shí)也提高了其低溫韌性,獲得了優(yōu)良的綜合力學(xué)性能.在不同TMCP工藝下,樣品C的強(qiáng)度最高,D次之,A最低.由表2可知大變形條件下(90%變形量)樣品的平均晶粒尺寸相近且均<5μm.終軋溫度由850℃降到800℃時(shí),樣品中BF含量基本不變、QF含量下降、GF含量上升;終軋溫度由850℃降到750℃時(shí),樣品中BF含量由31%提高到48%,強(qiáng)度大幅提升;在終軋溫度為750℃時(shí),在冷速15—25℃/s范圍內(nèi),冷速提高,QF含量下降、GF含量增加、BF含量基本不變.由動(dòng)態(tài)CCT曲線(圖3)可知,兩道次軋制時(shí),終軋溫度降低導(dǎo)致AF開始轉(zhuǎn)變溫度降低,從而在低溫區(qū)間形成的AF含量升高.而AF復(fù)相組織按形成溫度由高到低依次為QF,GF和BF.因此,樣品A和C相比,終軋溫度由850℃降到750℃,導(dǎo)致C中的QF比例低、GF和BF比例高.同理,樣品B和D之間終軋溫度由800℃降到750℃,導(dǎo)致D的GF比例低、BF比例高.由于BF組織對(duì)提高管線鋼強(qiáng)度的貢獻(xiàn)大于GF組織,而這兩者又大于QF組織,因而樣品C和D的強(qiáng)度都高于A和B.樣品C的冷卻速度高于D,已有研究表明有利于形成AF的低溫組織,從而使C中的QF比例降低,GF比例提高,導(dǎo)致C的強(qiáng)度提高.已有研究表明,對(duì)Nb-V微合金鋼,Nb和V的碳氮化物析出峰值溫度是600℃;因而卷取溫度由500℃提高到600℃時(shí),由于碳氮化物的析出充分,沉淀強(qiáng)化效果增強(qiáng),細(xì)小的碳氮化物會(huì)進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度但是會(huì)略微降低沖擊韌性.樣品C的卷取溫度高于D,碳氮化物析出強(qiáng)化充分.因而樣品C的強(qiáng)度要明顯高于樣品D.雖然終軋溫度的降低和卷取溫度的提高均提高強(qiáng)度,但是根據(jù)樣品B的強(qiáng)度高于終軋溫度和卷取溫度均較高的A,表明終軋溫度由850℃降到800℃比卷取溫度由500℃提高到600℃對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)更大,即終軋溫度變化導(dǎo)致的組織含量變化的強(qiáng)化效果優(yōu)于沉淀強(qiáng)化.綜上所述,當(dāng)開軋溫度1050℃、終軋溫度750℃、冷速約25℃/s、卷取溫度600℃時(shí),由于獲得了高的BF含量(接近50%)、較高的GF含量、低的QF含量(約10%)的AF復(fù)相組織,導(dǎo)致了材料具有高的強(qiáng)度、良好的韌性,綜合力學(xué)性能優(yōu)良.4綜合力學(xué)性能(1)改變TMCP工藝條件,可以使Mn-Mo-Nb(V)系管線鋼獲得不同組元比例(準(zhǔn)多邊形鐵素體QF、粒狀鐵素體GF和貝氏體鐵素體BF)的針狀鐵素體(AF)復(fù)相組織,從而獲得了不同的力學(xué)性能.(2)在給定的冷卻速度15—25℃/s、終軋溫度750-850℃范圍內(nèi),降低終軋溫度、提高冷速