X100管線鋼的連續冷卻曲線和相變機制

2020-06-12 01:21:18龔小濤馬安博

工業加熱 2020年4期

馬晶，龔小濤，馬安博

(西安航空職業技術學院航空材料工程學院，陜西西安 710089)

近年來國外探究高鋼級管線鋼較多，國內對X100管線鋼仍處于研制試驗階段。X100管線鋼比X80及以下鋼級管線鋼相比，具備更高強度，承受更高壓力，同時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展，選用不同地冷卻速率，過冷度增大，改變了試驗鋼的原始組織γ→α轉變規律。當過冷度增大時，高鋼級管線鋼會獲取(B+F)、(B+M/A)復相組織結構，有效提高試驗鋼的強韌性[1-3]。文章對低碳、微合金化設計錳-鉬-鈮的X100管線鋼的連續冷卻曲線和不同冷卻速度下的組織變化進行研究，為后續高鋼級管線鋼的工藝優化、性能改善和工程應用提供數據參考。

1 試驗材料與方法

試驗用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%，Fe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)測定其連續轉變曲線。為了及時了解試樣組織變化，試樣選用如圖1所示，圖1(a)試樣測定條件為<50 ℃/s，圖1(b)試樣測試條件為>50 ℃/s。熱處理模擬試驗在Gleeble-3500型試驗機進行。

為了探究其內部組織結構，試樣截取沿軋制方向(RD)×板面法向(ND)面，對試樣進行金相分析，經過砂紙打磨-機械拋光-腐蝕等工序后，用型號為RECHART MEF3A設備進行OM顯微觀察；對于精細組織

圖1 熱模擬試樣的取樣圖

結構觀察，選用SEM顯微組織分析，設備型號為TESLA-BS-300；透射電鏡觀察，嚴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進行電鏡分析。硬度測定，加載載荷為10 kg，測量設備是HSV-20型。

2 試驗結果及討論

2.1 臨界點的確定

采用熱膨脹法測定試驗材料的連續轉變曲線，當材料發生相變時，其比容變化。依據相變過程的拐點位置，則可確定臨界相變點。圖2是不同冷卻速度(Vcold=0.1 ℃/s、Vcold=1 ℃/s)的ΔL-T曲線。

圖2 試驗鋼在不同冷卻速度下的ΔL-T曲線

根據圖2測定，當Vcold為0.1 ℃/s時，相變溫度是540～710 ℃；當Vcold為1 ℃/s時其對應的相變溫度是480～680 ℃。依次類舉，不同冷卻速度Vcold(0.05～120 ℃/s)下確定試驗鋼的相變轉變溫度，測定對應冷卻速率的硬度，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試驗鋼在不同冷卻速率下的光學顯微組織。

2.3 CCT曲線建立

建立以溫度(T)和時間(t)的坐標系，標注不同冷卻速率下的試驗鋼相變轉變溫度，連接試驗鋼的組織轉變開始點和終了點。采用金相法和硬度測定法[4-5]校正，從而得到試驗材料X100的CCT曲線，見圖4。

2.4 試驗鋼連續冷卻的相變組織

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

圖3 不同冷卻速率下試驗X100鋼的顯微組織

圖4 X100管線鋼的連續冷卻轉變圖(CCT曲線)

圖5 試樣X100鋼在冷卻速率為0.05 ℃/s的掃描電鏡圖

當冷卻速度為0.5～10 ℃/s時，X100試驗鋼主要是準多邊形鐵素體和粒狀貝氏體(QF+GB)。當Vcold為0.5～3 ℃/s時，準多邊形鐵素體QF較多，見圖3(d)～圖3(f)，進一步觀察，如圖6所示，QF無規則外形，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組織中位錯密度高。

圖6 QF的掃描電鏡圖

圖7 TEM下的QF形態及其位錯密度

隨著冷卻速度(5～10 ℃/s)增加，準多邊形鐵素體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，轉變過程體積變化使貝氏體周圍鐵素體誘生高密度位錯，見圖9。因先析出的鐵素體對原始組織奧氏體進行分割，使貝氏體板條更加細密短小，這些組織特征使材料具有高的強韌性。

圖8 貝氏體和鐵素體

圖9 鐵素體對板條貝氏體的分割

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、暗場及衍射圖樣分析如圖10所示。

圖10 試驗鋼X100的“板條狀”殘余奧氏體X射線衍射分析

當Vcood>20 ℃/s，試驗鋼生成貝氏體鐵素體(BF)，見圖3(k)，BF組織為細密、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，板條更細密，第二相愈細密[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組織形態明顯。當轉變溫度較高時，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)；當轉變溫度較低時，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，隨著冷卻速度的增加，試驗鋼的強度和塑性隨之增加。在適當的冷卻速度范圍內，試驗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度，貝氏體基體強度和M/A組元的相互作用保證了抗拉強度；同時M/A組元細密，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，不僅使試驗鋼的強韌性未受損失，反而提高了試驗鋼的形變能力。

表2 X100管線鋼在冷卻速度為20～50 ℃/s的力學性能

當Vcold>50 ℃/s時，管線鋼轉變生成板條狀馬氏體LM，和貝氏體鐵素體BF結構相似，但LM板條組織更為細密(見圖3(l))。通過TEM進一步觀察，如圖13(a)所示，馬氏體M板條內部有高位錯纏結，M內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“薄膜狀”的A′。盡管試驗鋼含碳量低，在TEM電鏡下可發現微小區域的魏氏組織分布的碳化物，見圖14。