80s超快冷條件下的x70管線鋼組織演變規(guī)律

80s超快冷條件下的x70管線鋼組織演變規(guī)律

加快太空工作作為提高鋼鐵材料性能和實現(xiàn)鋼型開發(fā)的重要工藝手段，在鋼鐵工業(yè)中發(fā)揮著重要作用?；谶@一點,新一代超快冷工藝(NewGenerationTMCP)愈來愈被國內(nèi)外鋼鐵界所認(rèn)知。相對于傳統(tǒng)的TMCP工藝,NG-TMCP工藝主要是在相對較高溫度(900℃以上)的奧氏體區(qū)通過連續(xù)大變形得到硬化奧氏體,隨后立即進行超快冷,使軋件快速通過奧氏體區(qū),保持奧氏體硬化狀態(tài),直至新相的動態(tài)相變點,此即為“高溫大變形+超快冷”工藝。較高的精軋溫度使軋機負(fù)荷降低。另外,由于鋼板冷卻時間縮短,生產(chǎn)效率得到明顯提高。試驗通過對比“高溫大變形+超快冷”工藝和傳統(tǒng)的TMCP工藝,研究了“高溫大變形+超快冷”工藝條件下X70管線鋼的顯微組織演變規(guī)律和強韌化機制,以及終冷溫度對組織性能的影響,為制定現(xiàn)場的軋制工藝提供了重要依據(jù)。1試驗工藝和設(shè)備試驗材料為某廠生產(chǎn)的X70級別管線鋼坯料,其化學(xué)成分見表1。將坯料鍛成斷面尺寸為110mm×110mm的熱軋試樣后,加熱到1200℃保溫1h,在RAL-?450mm試驗軋機上進行兩階段控溫軋制,具體軋制工藝見圖1。圖中變形率為道次變形率;工藝(Ⅰ)代表“高溫大變形+超快冷”工藝,工藝(Ⅱ)代表傳統(tǒng)TMCP工藝。對軋后板材進行拉伸和沖擊試驗,其中,拉伸試樣取自板材縱向,并且按照GB/T228-2002加工成板狀形式,試驗在100t電液伺服萬能試驗機上進行。另外,從試驗板材縱向上切取沖擊試樣,經(jīng)機加工成5mm×10mm×55mm的夏比V型缺口沖擊試樣,在-196~-20℃溫度下,按照GB4159-84和GB/T229-1994的標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定,在Instron9250HV落地式示波沖擊試驗機上進行沖擊試驗。沿軋制方向切取金相試樣,經(jīng)研磨拋光和4%硝酸酒精腐蝕后,在LEICAQ550IW光學(xué)顯微鏡下進行顯微組織觀察,透射電鏡分析在FEI公司生產(chǎn)的TecnaiG2F20場發(fā)射透射電子顯微鏡上進行。2結(jié)果與分析2.1鋼板屈服強度表2和圖2為實驗室熱軋鋼板的力學(xué)性能結(jié)果?？梢钥闯?工藝(Ⅰ)得到的晶粒尺寸(4~8μm)比工藝(Ⅱ)得到的晶粒尺寸(~10μm)小,并且相對于傳統(tǒng)TMCP工藝,“高溫大變形+超快冷”工藝得到的鋼板屈服強度平均高95MPa。另外,工藝(Ⅰ)各板材的沖擊韌性隨著終軋溫度和終冷溫度的降低緩慢減小,但均在300J·cm-2之上,優(yōu)于工藝(Ⅱ);韌脆轉(zhuǎn)變溫度較工藝(Ⅱ)略有升高,但均保持在-100℃以下,尤其工藝Ⅰ-3,韌脆轉(zhuǎn)變溫度接近工藝(Ⅱ)。最優(yōu)的冷卻制度為:終軋溫度930℃,終冷溫度600℃,軋后超快速冷卻速度為80℃/s。2.2終冷溫度對鐵素體組織特性的影響圖3給出了各工藝的金相顯微組織,結(jié)合表2可以看出,工藝(Ⅰ)的平均晶粒尺寸比工藝(Ⅱ)小。雖然工藝(Ⅰ)變形溫度較高,但道次大變形積累了足夠的應(yīng)變,奧氏體晶界面積和變形帶等形核位置明顯增多,隨后的超快速冷卻使過冷度變大,造成了晶內(nèi)形核為主的形核率大幅增加,故晶粒明顯細(xì)化。對于工藝(Ⅰ),隨著終軋溫度和終冷溫度的降低,晶粒尺寸變小,組織逐漸由縱橫比(1.326)稍小的高溫針狀鐵素體組織向縱橫比(1.866)稍大的低溫板條貝氏體組織轉(zhuǎn)變,并且隨著終冷溫度的降低,組織類型也發(fā)生變化。各工藝的第二相定量分析見表3,類型方面,大的過冷度抑制了硬化奧氏體中碳的擴散,使其僅能在動態(tài)相變點擴散,當(dāng)終冷溫度較高時(650℃),碳在高溫緩冷的過程得到了充分的擴散,組織中的第二相為退化珠光體相和少量M/A,如圖3(a)、(b)、圖4(a)、(c);終冷溫度較低時(550℃),碳的擴散變得相對困難,只以碳化物的形式彌散分布于晶界,如圖3(d)、(e)、圖4(b)、(d);終冷溫度為600℃時,第二相以M/A為主,如圖3(c);百分含量方面,終冷溫度較高(650℃)時,退化珠光體的出現(xiàn)使M/A的量相對于工藝Ⅰ-3和Ⅱ要少,終冷溫度過低(550℃),碳幾乎全部以細(xì)小的碳化物析出,而M/A的量很少;相對于工藝Ⅱ,工藝Ⅰ-3由于冷速過快,M/A的量有所減少;尺寸方面,退化珠光體>M/A>碳化物,超快冷工藝Ⅰ得到的M/A尺寸要比工藝Ⅱ細(xì)小。由于珠光體和碳化物都會降低試驗鋼的韌性,所以當(dāng)終軋溫度一定(930℃)時,隨著終冷溫度的降低,韌脆轉(zhuǎn)變溫度出現(xiàn)了先減小后增大的現(xiàn)象,如圖2(b)。另外,由于工藝(Ⅱ)的冷卻速度較慢,在冷卻過程中,碳得到了充分的擴散,故無退化珠光體和碳化物生成。3討論3.1冷卻速度對碳原子組織的影響高溫大變形所消耗的能量,除轉(zhuǎn)變成熱散發(fā)外,剩余部分均以形變儲能的形式存在,促使晶體點陣畸變和位錯密度的增加,有利于碳和鐵原子的擴散和晶體點陣重構(gòu),使變形后試驗鋼的自由能升高,同時也增大了相變驅(qū)動力,促進了新相形核率的增加,使晶粒得到細(xì)化。另外,由公式(1)知,相對于低冷速的TMCP工藝,80℃/s的冷卻速度使過冷度(Δt)明顯增大,使單位體積兩相自由能之差ΔGv增大,相變驅(qū)動力增加,臨界形核功(ΔG*)減小,新相易形核。由此可見,高溫大變形和隨后的超快冷過程都增加了形核率,相變組織得到細(xì)化。ΔG?=16πγ33(ΔGv?ΔGs)2(1)ΔG*=16πγ33(ΔGv-ΔGs)2(1)式中,ΔG*為臨界形核功;γ為單位面積界面能;ΔGv為單位體積兩相自由能之差;ΔGs為單位體積應(yīng)變能。該公式推導(dǎo)忽略γ隨界面位向的變化。另外,相變組織類型主要受相變溫度影響,不同相變溫度下碳原子的擴散能力不同。當(dāng)相變溫度(終冷溫度)過高(650℃)時,在相變驅(qū)動力作用下,碳原子易長程擴散,形成退化的珠光體;而當(dāng)相變溫度過低(550℃)時,碳原子擴散能力下降,很難越過晶界進行長程擴散,僅以碳化物的形式存在于晶界附近,如圖4。由此推斷,在此溫度區(qū)間存在一最優(yōu)相變溫度,使組織中不會生成弱化試驗鋼韌性的退化珠光體和碳化物組織,本試驗得出的最優(yōu)相變溫度為600℃。3.2試驗鋼的出物尺寸新一代TMCP工藝通過軋后超快冷技術(shù)將高溫連續(xù)大變形積累的應(yīng)變能及時地保留到動態(tài)相變點,使組織細(xì)化的同時還獲得了足夠的位錯密度。軋后超快冷工藝抑制了高溫析出物的生成,使其快速通過奧氏體區(qū),在較低溫度充分、彌散析出,這時得到的析出物尺寸更加細(xì)小,析出強化效果更好。對比工藝Ⅰ-3和工藝Ⅱ,“高溫大變形+超快冷”工藝得到的板材在保證韌性的前提下屈服強度較傳統(tǒng)TMCP工藝提高了88MPa,強韌性匹配良好,原因如下:①由表2知,連續(xù)的大變形使新相晶粒明顯變細(xì),細(xì)晶強化作用明顯;②奧氏體區(qū)的連續(xù)大變形積累了大量的位錯,隨后的超快冷工藝將其保留至新相組織中,使工藝Ⅰ-3的位錯密度較工藝Ⅱ有明顯提高,如圖5(a)和圖5(b),起到了明顯的位錯強化作用;③工藝Ⅰ-3試驗鋼的析出物尺寸大約為10nm,工藝Ⅱ試驗鋼的析出物尺寸大約35nm,如圖5(c)、(d)和圖6,前者在析出強化的同時還能改善試驗鋼的韌性,故其強韌性匹配良好。另外,如圖6所示,隨著終軋溫度和終冷溫度的降低,析出物的尺寸逐漸減小。4終冷溫度對試驗鋼力學(xué)性能的影響1)“高溫大變形+超快冷”最優(yōu)軋制工藝參數(shù)為:終軋溫度930℃,終冷溫度600℃,軋后超快速冷卻速度80℃/s。2)對于超快冷工藝,終冷溫度過高,碳原子易