冷却工艺对X80HD2管线钢组织和性能的影响.pdf

第37卷第4期
山东金
Vol 37 No 4
2015年8月
Shandong Metallurgy
August 2015
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く试研究
冷却工艺对X80HD2管线钢组织和性能的影响
牛延龙
(山钢股份济南分公司技术中心,山东济南250101)
摘要:试验分析了开冷温度、冷却速度和终冷温度对X80HID2管线钢组织和性能的影响,结果表明,在不同开冷温度下,
均能得到铁素体和贝氏体双相组织,随开冷温度的降低,铁素体含量增多,MA含量增加,屈服强度下降,Ros/R下降,均匀
伸长率降低;随冷却速度提高,贝氏体组织细化,屈服强度增加,Ra/Rn升高,均匀伸长率降低;随终冷温度降低,MA细化,
抗拉强度降低,R。y/R升高,加工硬化速率升高,均匀伸长率升高。最佳冷却江艺参数:开冷温度690℃,冷却速度15℃:k
终冷温度400℃。
关键词:X80HD2管线钢;组织;力学性能;开冷温度;冷却速度;终冷温度
中留分类号:TG142.4;TG33.1
文献标识码:A
文章编号:1004-46202015)04-0035-04
1前言
合金,来保证钢板的高强韧性;通过钢板的超细化
组织和相比例控制保证钢板的抗变形性能;采用洁
大应变管线钢除了保证同级别普通管线钢的净钢冶金技术、优化的轧制工艺控制材料的组织,
技术要求外,其较高的抗应变能力反应在拉伸曲线以达到X80HD2宽厚钢板高强度和良好韧性的合理
为“ Round house”,有较低的屈强比和较高的韧性,匹配。本研究探讨低C高Mn系X8OHD2管线钢不
以保证钢板在外来冲击作用下抵抗纵向屈服,在许同冷却工艺下组织结构和性能的转变规律,以期得
用极限条件下保证钢板不被破坏。2014年山钢股到最佳的工艺一组织一性能组合。
份济南分公司联合中石油渤海装备制造巨龙钢管
公司合作进行X80级?219mx264m大应变2试验材料和试验方法
直缝埋弧焊管的研制及产业化。济钢X80HD2大应
试验材料为一种26.4mm厚X80HD2级大应变
变钢以低C高Mn为基础,添加Nb、Cr、Ni、TY、Cu等管线钢,其化学成分见表
表1X8OHD2级大应变管线钢化学成分(质量分数)%
Ti
0.04~0.070.22~0.251.70~1.75≤0.015≤0.0040.0650.010~0.0180.20~0.300.20~0.25
若采用与传统X80管线钢相同的冷却工艺,即
表2试验选取的冷却工艺
轧后均采用直接快冷的冷却方式,其组织为单一的
冷却工艺开冷温度/℃终冷温度/℃冷速パ(C?s2)
贝氏体,强韧性较高而塑性不足。为了得到抗大变
工艺1
形性能良好的铁素体一贝氏体双相组织,采用两阶
工艺2
段控制冷却工艺,即:轧后先绶慢空冷至A以下温
度,以得到一定含量的先共析铁素体;随后入水加
速冷却(ACC),使余下未转变的过冷奥氏体在快冷
工艺3
690
过程中转变为贝氏体和MA。在两阶段冷却过程
690
中,第一阶段缓慢冷却控制组织中铁素体的形态和
含量,第二阶段加速冷却控制贝氏体的形态和含3试验结果及分析
量。为了研究不同的冷却工艺对钢组织和性能的3.1开冷温度对试验钢组织性能的影响
影响,试验选取了不同的ACC开冷温度(740、690、
650℃)、终冷温度(500、450、400℃)和冷却速度
不同开冷温度下试验钢的SEM组织形貌如图1
所示。
(15、23℃/s)进行了实验室模拟试验,冷却工艺如表
2所示。
从图1中可以看到,试验钢的组织均为铁素体
贝氏体双相组织。其中的铁素体晶界较清晰,包括
收稿目期:2015-05-11
作者简介:牛延龙,男,1982年生,2009年毕业于昆明理工大学材料
呈等轴状的多边形铁素体(PF)和形态不规则的准
学专业。现为山钢股份济南分公司技术中心工程师,从事管线钢
多边形铁素体(QF);贝氏体组织的轮廓模糊,基体
研究及开发工作。
上分布着亮白色的粒状或等轴状MA岛,为粒状贝
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2015年8月
山l东治金
第37卷
a740℃
b690℃
c650C
图1不同开冷温度下试验钢的SEM组织形貌
氏体(GB)。随开冷的温度降低,铁素体体积分数逐析铁素体转变,组织中首先析出一部分多边形铁素
渐增多,铁素体的形态由准多边形铁素体逐渐过渡体;在随后第2阶段ACC加速冷却过程中,未转变的
为多边形铁素体。当开冷温度在740℃时,组织中剩余奥氏体除小部分按块状转变机制相变生成少
已开始出现少量铁素体,其全部为准多边,外形不量的准多边形铁素体外,其余大部分转变为贝氏
规则,边界粗糙(图1a);当开冷温度降到690℃时,体,从而最终得到铁素体一贝氏体双相组织。PF形
组织中出现多边形铁素体,而准多边形铁素体含量成温度较高、冷速较慢,接近平衡相,晶粒呈等轴或
减少,先共析铁素体的晶粒数量增多、体积分数增规则的多边形,强度低而塑性高:QF形成温度较低、
加,尺寸多在5um左右(图1b);当开冷温度降到冷速较快,呈形状不规则、无特征的碎片,基体上偶
650℃时,铁素体晶粒长大现象明显,晶粒尺寸变得尔可见MA岛,内部有较高密度位错,具有较高的强
大小不ー,部分铁素体晶粒尺寸可达10pm,此时的度和塑性、较低的屈强比和较高的应变硬化能力。
铁素体主要由多边形铁素体组成,准多边形铁素体由于铁素体主要是在第一阶段缓慢冷却过程中形
已经很少(图1c)。此外,还可以发现,在开冷温度成,故铁素体的含量由ACC开冷温度(即第一阶段
从740℃降低到690℃这一阶段,铁素体含量的增缓慢冷却的终止温度)所决定,随着ACC开冷温度
加主要是由多边形铁素体晶粒的形核数量增多带降低,奥氏体转变为铁素体的量增加
来的;而在690℃降低到650℃这一阶段,铁素体含
图2显示了不同开冷温度条件下试验钢中MA
量的增加主要是通过多边形铁素体晶粒的长大实岛的分布情况。随着开冷温度降低,MA岛的含量
现的。
增加。在两阶段冷却的第1阶段缓慢冷却过程中,
实验室测得的试验钢的A。约为700℃,故开冷在奥氏体发生铁素体相变时,随着铁素体的析出,
温度为740℃时,并未发生大量的多边形铁素体相超过铁素体固溶度的碳被排到附近未转变奥氏体
变,组织中的铁素体多为在连续冷却中按块状转変中富集,在随后的冷却中,一部分富碳的过冷奥氏
机制生成的准多边形铁素体。
体转变为MA等岛状硬质组元。随着ACC开冷温
在两阶段控制冷却的第1阶段缓慢冷却过程度降低,铁素体含量增加,未转变奥氏体富碳效应
中,随着温度降低到A以下,奥氏体开始发生先共逐渐强化,岛状硬质相的体积分数随之增加。
a740℃
b690℃
c650℃
图2不同开冷温度下试验钢中的MA岛分布
不同开冷温度下试验钢的力学性能见表3。随量的增多同时使钢中软硬两相之间的差异増大,从
着开冷温度降低,试验钢的屈服强度降低,屈强比而使应变强化性能提高,应力比R1Ras和RaRa
下降:740℃开冷时,钢的屈服强度、屈强比均为最逐渐提高。与屈服强度持续降低不同的是,试验钢
高;650℃开冷时,钢的屈服强度、屈强比均为最的抗拉强度呈现先