X120管線鋼的相變組織及性能研究

余 偉，謝 勇，武會賓，蔡慶伍

(北京科技大學(xué)冶金工程研究院，北京100083，E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn)

X120管線鋼的相變組織及性能研究

余 偉，謝 勇，武會賓，蔡慶伍

(北京科技大學(xué)冶金工程研究院，北京100083，E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn)

為適應(yīng)將來石油及天然氣高效輸送的需要，以及高級別管線對力學(xué)性能及焊接性能的要求，采用一種成分為0.05%C－2.01%Mn－0.30%Mo－0.48%Ni－0.35%Cu－0.076%Nb－Ti－B的試驗材料，用于開發(fā)X120管線鋼的試驗研究.在Gleeble 1500熱模擬機上，采用在奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)分別變形30%和35%和其后不同冷卻速率的冷卻對試樣進行處理，經(jīng)過對試樣進行光學(xué)顯微鏡、透射電鏡、維氏硬度計分析，研究了X120級別管線鋼的相變溫度、顯微組織及維氏硬度.對試驗鋼坯控制軋制后，再經(jīng)終冷溫度370～500℃、冷卻速度40～70℃/s的控制冷卻處理.結(jié)果表明：當(dāng)冷卻速率為20～50℃/s時，試驗鋼可以得到以貝氏體和馬氏體為主的組織，試驗鋼的硬度也隨冷卻速率增加而逐漸增加，硬度最高達到HV320;試驗鋼在控軋后控制冷卻至終冷溫度≤450℃后，除延伸率偏低外，其他力學(xué)性能均達到X120管線鋼標(biāo)準(zhǔn)要求.

管線鋼;相變;顯微組織;硬度;力學(xué)性能

高強度石油輸送管是提高石油輸送效率、降低工程投資的重要材料.采用高級別管線鋼提高輸送壓力是一條有效途徑.目前國內(nèi)油氣輸送工程中采用X80級別以下的管線鋼，國外已在2002和2004年分別建成了X100和X120管線鋼試驗段［1－2］.X100/X120級管線鋼要求具有高強度、高韌性、良好焊接性能、高止裂性能.考慮到可焊性，管線鋼的碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)不超過0.1%，需采用不經(jīng)熱處理的成分設(shè)計［3］.X120采用以下貝氏體(LB)為主的顯微組織或鐵素體－貝氏體雙相組織［4－6］，通過IDQ(軋后直接淬火)或HOP工藝獲得［5－6］.組織和成分設(shè)計是開發(fā)高性能管線鋼的重要環(huán)節(jié).鋼的成分設(shè)計上采取低碳或超低碳的低合金成分，通過控制冷卻工藝獲得低碳貝氏體、低碳馬氏體或兩者的混合組織，以期在保證力學(xué)性能的同時降低合金含量.對X120級管線用鋼的相變規(guī)律研究是組織與力學(xué)性能控制的基礎(chǔ).

本文研究了試驗用X120管線鋼在變形條件下的動態(tài)相變溫度及組織變化規(guī)律，確定了合理的冷卻速度和終止冷卻溫度，為軋制過程獲得下貝氏體為主組織的軋后冷卻提供工藝依據(jù).

1 實驗

實驗用鋼針對X120管線鋼設(shè)計，其化學(xué)成分見表1.試驗鋼在實驗室真空感應(yīng)爐中冶煉，真空澆鑄成50 kg鋼錠后，將鑄錠鍛造成120 mm× 90 mm×90 mm的矩形斷面鋼坯和Φ 15 mm的圓坯.將Φ 15 mm坯機加工成Φ 6 mm/Φ 12 mm× 90 mm相變測定試樣.

相變試驗在Gleeble1500熱模擬實驗機上采用熱膨脹法在氬氣保護下進行.先以20℃/s加熱到1200℃，保溫5 min，然后以5℃/s速度冷卻至1100℃，以1/s的變形速率變形30%，再以5℃/s速度冷卻到850℃以1/s的變形速率變形20%，然后以50、30、25、20、15、10、5、1、0.5℃/s的連續(xù)冷卻，降低至100℃以下.記錄實驗過程中的溫度、時間和膨脹量.

在實驗室350 mm二輥可逆熱軋機和水幕控冷裝置上進行TMCP試驗.在電阻爐內(nèi)將90 mm厚度鍛坯加熱到1250℃，開軋溫度1100℃，再結(jié)晶區(qū)終軋溫度1080℃，累計變形45%;未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度890℃，終軋溫度850～905℃，累計變形64%.開始冷卻溫度810～850℃，終止冷卻溫度370～500℃，冷卻速度40～70℃/s.在軋制樣上取標(biāo)準(zhǔn) Φ 10 mm拉伸試樣，10 mm× 10 mm×55 mm夏比沖擊試樣，以及相應(yīng)的金相試樣.

將熱模擬后的試樣從變形區(qū)中部沿橫向用線切割機剖開，經(jīng)過砂紙打磨及拋光，制成金相試樣，用體積分?jǐn)?shù)3%的硝酸酒精溶液侵蝕，然后在光學(xué)顯微鏡下觀察其室溫組織.為進一步區(qū)分下貝氏體和板條馬氏體以及分析析出物，需要制備透射電鏡薄膜樣，先在砂紙上研磨到50～70 μm，然后離子減薄，最后用H－800透射電鏡觀察組織和析出.軋制試驗的金相試樣，按上述拋光侵蝕處理后進行掃描電鏡分析.

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

2.1 鋼的顯微組織

不同冷卻速度下鋼的金相組織見圖1.冷卻速度0.5～1℃/s時，組織為塊狀MA(馬氏體－奧氏體島狀組織)和針狀鐵素體(AF)形成的粒狀貝氏體(GB)組織，冷卻速度提高，MA組織細小，如圖1 (a)和(b)所示.冷卻速度5～10℃/s時，相變組織為粒狀MA和退化上貝氏體(DUB)，貝氏體的板條狀組織特征明顯，如圖1(c)和(d)所示.冷卻速度為15℃/s時，也只發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變，但組織主要以粒狀貝氏體(GB)、退化的上貝氏體(DUB)和下貝氏體為主(LB)，如圖1(e)所示.冷卻速度15℃/s及以上時，相變組織中存在下貝氏體組織(LB)，光學(xué)顯微鏡下特征是小板條間距，無明顯MA組織出現(xiàn)，相變組織為退化上貝氏體(DUB)和下貝氏體(LB);冷卻速度20～30℃/s時，組織中主要LB和少量DUB組織(LB+DUB)，冷卻速度越高，轉(zhuǎn)變后的LB組織比例越大，如圖1(f)、(g)和(h)所示.當(dāng)冷卻速度大于50℃/s時，發(fā)生下貝氏體(LB)和板條馬氏體(LM)轉(zhuǎn)變，如圖1(i)所示.由此可見，冷卻速度對貝氏體的形態(tài)產(chǎn)生很大的影響.

為了進一步區(qū)分下貝氏體LB和板條狀馬氏體LM，對50、30和20℃/s冷卻速度下的實驗樣品做透射實驗分析，試樣的透射電鏡照片如圖2所示.冷卻速度50℃/s時，組織是相互平行排列在一個晶面上的板條，基體上分布著大量的、很細的碳化物，如圖2(a)中黑色箭頭所示，還有少量殘余奧氏體，如白色箭頭所示，這是板條馬氏體比較明顯的特征.在30和20℃/s冷卻時，在針狀鐵素體基體上分布著大量的、很細的碳化物，這些碳化物片大致與鐵素體片的長軸呈大約55°～60°，板條邊界沒有碳化物或其他組織，沒有殘余奧氏體，呈現(xiàn)典 型下貝氏體特征，如圖2(b)和(c)所示.

圖1 不同冷卻速度下鋼的金相組織

圖2 樣品TEM形貌及析出的粒子分布

2.2 相變溫度和CCT曲線［7］

采用熱膨脹法測定了試驗鋼在各種冷卻速度下的相變溫度，根據(jù)上述組織分析和相變溫度繪制了X120鋼的動態(tài)CCT曲線，如圖3所示.

2.3 模擬軋制鋼板性能

X120管線鋼的力學(xué)性能要求為:屈服強度≧827 MPa，抗拉強度≧931 MPa，屈強比≤0.99，延伸率≧14%，－20℃夏比沖擊功≧231 J，及其他.經(jīng)過控制軋制和控制冷卻后，試驗鋼的力學(xué)性能見表2.從表2可見，控冷時終冷溫度高于LB形成溫度(如試樣號1－1的500℃)，鋼的屈服強度低于標(biāo)準(zhǔn)要求;其他試樣除延伸率指標(biāo)偏低外，力學(xué)性能均滿足X120管線鋼標(biāo)準(zhǔn)要求.延伸率偏低和實驗室真空冶煉鑄錠的鋼質(zhì)純凈度不夠有關(guān)，鋼中的夾雜物多、尺寸大.

軋制樣的SEM照片如圖4所示，可以看出，室溫組織為下貝氏體.從組織形態(tài)看，組織全部為下貝氏體，未見有馬氏體組織，這與CCT曲線的分析略有差異，原因可能軋制后控制冷卻時終冷溫度有關(guān)，試樣1－1和1－3終冷溫度偏高，高于下貝氏體轉(zhuǎn)變溫度或接近開始相變溫度，使得相變組織與典型下貝氏體組織有區(qū)別.下貝氏體板條被限制在壓扁的未再結(jié)晶奧氏體晶界內(nèi)，限制了板條在長度方向的生長;板條生長的方向與原奧氏體晶界有一定的位向關(guān)系，并且不同方向板條有一定程度的交叉.

圖3 X120管線鋼的動態(tài)CCT曲線

表2 熱軋試驗鋼的力學(xué)性能

圖4 軋制樣品1-4的SEM組織照片

3 分析與討論

3.1 試驗鋼的相變溫度計算及分析

(1)馬氏體轉(zhuǎn)變溫度范圍

馬氏體轉(zhuǎn)變的溫度范圍取決于其母相奧氏體的化學(xué)成分.鋼的化學(xué)成分與其馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度MS之間的定量關(guān)系為［9］

由式(1)代入具體數(shù)值可得MS=471.74℃.

在冷卻中，馬氏體相變的進程，可通過Ms溫度和Mf的關(guān)系得到［9］:Mf=MS－(215±15)℃，最后可得MS=471.74℃，Mf=256.74℃.

(2)貝氏體轉(zhuǎn)變的溫度范圍

貝氏體轉(zhuǎn)變溫度與化學(xué)成分的下定量關(guān)系為［9］

由上面的公式帶入具體的數(shù)值可以得到:

從上述實測結(jié)果和計算值的比較可以看出，馬氏體相變溫度的計算值較實測值高，貝氏體相變溫度計算值比實測值低.對比計算公式和試驗X120管線鋼的化學(xué)成分可以看出，試驗鋼中含有B和Nb.B元素可以明顯抑制鐵素體在奧氏體晶界上形核，并增加奧氏體穩(wěn)定性;從Nb的析出規(guī)律來看，變形過程中析出的Nb占固溶Nb的比例在30%，固溶Nb使奧氏體穩(wěn)定性提高，相變溫度降低［10］.同時Nb、B等元素的強烈相互作用，大大改變了鋼的相變溫度，保證貝氏體轉(zhuǎn)變在更低溫度下進行，所以實際測得BS和Bf比由公式算出的理論值要低很多.Nb和B共同作用還有效提高了鋼的淬透性，使馬氏體相變溫度大幅度提高.Mo元素可以抑制奧氏體分解為珠光體和鐵素體，可使鋼相變時更易獲得貝氏體組織.

硬度與鋼的抗拉強度有較強的對應(yīng)關(guān)系.試驗鋼不同冷卻速度下的硬度變化如圖3所示.隨著冷卻速度的升高樣品的硬度也在隨之升高，冷卻速度從10℃上升到50℃/s的過程中，樣品的硬度由280 HV上升到320 HV，因此，從相變規(guī)律和硬度變化可知，提高冷卻速度是提高試驗鋼強度的一種有效方式.

試驗用X120管線鋼要獲得高強度、高韌性，組織應(yīng)該控制為下貝氏體LB或下貝氏體+板條馬氏體(LB+LM)組織.從圖3可以看出，冷卻速率在20℃/s以上較好.實驗室模擬軋制過程中，軋后冷卻速率在40～70℃/s時，滿足上述相變組織控制的冷卻速率的要求.由于軋制過程中未再結(jié)晶奧氏體的變形，奧氏體晶粒被壓扁，限制了下貝氏體板條的長度，對于進一步細化晶粒有利，試驗鋼的韌性因此會得到改善.

從中厚板生產(chǎn)和板帶鋼生產(chǎn)工藝和設(shè)備看，國內(nèi)中厚板和熱軋帶鋼生產(chǎn)線的軋后冷卻裝置的冷卻能力可達到30℃/s以上［11－12］，能滿足生產(chǎn)X120級別管線鋼的要求.

4 結(jié)論

1)對試驗X120管線鋼，實際測得其貝氏體轉(zhuǎn)變溫度大約為BS=476.6℃、Bf=358.7℃.獲得下貝氏體和板條馬氏體組織的冷卻速度為20～50℃/s.實際生產(chǎn)中冷卻速率最好在20℃/s以上.

2)隨著冷卻速度的升高，樣品的硬度也在隨之升高，冷卻速度從10℃/s上升到50℃/s時，樣品的硬度由280 HV上升到320 HV，上升了40 HV，硬度隨冷卻速度增加而上升的規(guī)律，這與其組織類型變化規(guī)律相符.

3)在TMCP后，試驗鋼的其他力學(xué)性能達到X120管線鋼標(biāo)準(zhǔn)要求，延伸率偏低與實驗室煉鋼鋼質(zhì)有關(guān).

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Research of transformation microstructure and mechanical properties of X120 pipeline steel

YU Wei，XIE Yong，WU Hui-bin，CAI Qing-wu
(Engineering Research Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China，E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn)

To meet the future needs of efficient oil and gas transportation and the requirement of mechanical properties and weldability of high grade pipeline steel，a test material with the chemical compositions of 0.05%C－2.01%Mn－0.30%Mo－0.48%Ni－0.35%Cu－0.076%Nb－Ti－B was experimentally studied for the development of X120 pipeline steels.The sample was formed in recrystallization and non-recrystallization zone with 30%and 35%reduction respectively and then be cooled in different cooling ratio by means of Gleeble 1500 thermal simulator.The change of transformation temperature，microstructure and Vickers hardness was studied the samples were analyzed by optical microscopy，SEM，micro-vickers hardness tester.After controlled rolled，the test steel billet was controlled cooled with 370～500℃ finished cooling temperature and 40～71℃/s cooling ratio.The conclusion is that the microstructure is mainly low carbon martensite and low carbon bainite when the cooling rate is between 20～50℃/s.Meanwhile，the Vickers hardness of steel has also increased with the increasing cooling rate，the highest hardness is HV320.Except the low elongation，the other mechanical properties meet the requirements of X120 pipeline steel standard，after the steel treated by controlled rolling and controlled cooling to≤450℃ finished cooling temperature.

pipeline steel;transformation;microstructure;hardness;mechanical property

TG111.5 文獻標(biāo)志碼：A 文章編號：1005－0299(2011)04－0074－05

2010－05－25.

國家“十一五”科技支撐計劃資助項目(2006BAE03A06).

余 偉(1968－)，男，副研究員;

蔡慶伍(1955－)，男，教授，博士生導(dǎo)師.

(編輯 程利冬)