X100强韧化机理研究

X100X100 热轧钢带的强韧化机理研究热轧钢带的强韧化机理研究 贾书君 刘清友 段琳娜 钢铁研究总院 北京 100081 摘摘 要要 本文深入探讨了 X100 热轧钢带的成分设计原理 组织控制目标 强韧 化机理 及工艺控制要点等 研究结果表明 为了满足 X100 热轧钢带较高的强 度要求 碳当量最好能控制在 0 55 以上 细化的 粒状贝氏体 板条贝氏体 混合组织是 X100 热轧钢带的组织控制目标 X100 热轧钢带强度的实现是细晶 强化 固溶强化 位错强化 相变强化等多种强化方式于一体的强化方式共同 作用的结果 显微组织的细化尤其是相变前奥氏体的细化和 M A 岛尺寸数量的 优化控制 是 X100 管线钢获得优异韧性的关键 关键词关键词 碳当量 粒状贝氏体 板条贝氏体 晶粒细化 M A 岛 强韧化 引言引言 随着长距离输油气管道向大口径 高压力的方向发展 更高级别管线钢的 开发技术已迫在眉捷 已经全线贯通的西气东输二线使高钢级 X80 管线钢得到 了广泛应用 目前 年总输气量超过 900 亿立方的西气东输四线 五线 六线 七线也正在全面规划之中 如果仍然采用西气东输二线建设方案 即管径 1219 压力 12MPa 的 X80 钢级管线钢将需要建设 4 条管线 但是因受河西走廊 交通瓶颈 征地与移民难度大 成本高等因素制约 可以考虑采用更高级别的 X90 X100 管线钢 这样只需要建设 2 到 3 条管线就可以解决 不仅节约钢材使 用量 还将大幅降低工程建设成本 节约土地资源 因此 高强度 高韧性的 X90 X100 管线钢研究势在必行 目前 国内外能够生产 X100 管线钢的厂家大部分都是采用中厚板的生产技 术 1 热轧钢带的生产与钢板相比 在精轧压缩比 冷却能力 终冷温度方面 存在明显不足 另外 由于管线钢管环向的力学性能是必须考核的性能指标 采用热连轧钢带生产螺旋焊管时 钢管的环向通常对应于热轧钢带的 30 方向 与轧向成 30 即 30 RD 而对管线钢板 带的各向异性研究结果表明 2 热轧钢带 30 方向的强度最低 横向强度最高 同时 螺旋焊管生产 X100 钢 管时与直缝焊相比 缺少了扩径这一环节 损失了加工硬度对强度的贡献 综 合以上几方面因素 X100 热轧钢带的生产难度要远高于同级别钢板的生产 所 以 到目前为止能够生产 X100 热轧钢带的厂家还很少 尤其是 15mm 以上厚度 的 X100 热轧钢带的生产基本上属于空白水平 因此 深入研究 X100 热轧钢带 的组织控制目标和强韧化机理是优化成分设计和工艺控制的基础 将为 X100 热 轧钢带的规模化生产提供强有力的技术保障 1 1 X100X100 热轧钢带的合金设计及组织控制热轧钢带的合金设计及组织控制 从上世纪 50 年代开始至今 管线钢从 X50 逐渐发展到现在的 X100 甚至 X120 由于强度级别的逐渐提升 管线钢的显微组织也随着发生了根本变化 X50 X60 甚至部分 X70 的组织都是以铁素体 珠光体为主的组织 从 X70 开始 包括 X80 组织类型逐渐过渡为针状铁素体组织 到 X100 级别时 强度需要比 X80 提高 140MPa 冲击功提高 40MPa 硬度提高 40HV10 显然针状组织已经满 足不了 X100 较高的强度要求 这时需要出现贝氏体组织 通常是粒状贝氏体和 板条贝氏体的混合组织 微观组织中板条贝氏体的出现 对材料的淬透性提出了更高的要求 碳当 量可以表示每个元素对硬度或淬透性的影响以及氢致延迟断裂的风险 图 1 显 示了几种不同钢级 不同成分管线钢根据国际焊接协会 3 给出的碳当量公式计 算出的碳当量与显微硬度的关系曲线 CE C Mn Si 6 Cr Mo V 5 Ni Cu 15 1 图 1 可以看出 随着碳当量的增加 实验钢的显微硬度增加 但是不同碳 当量区间增加的趋势不同 整个曲线呈现一个倒 S 形状 在碳当量为 0 3 0 4 和 0 55 和 0 65 两个区间内 显微硬度随碳当量增加急剧升高 其原因可能是 0 3 0 4 区间是铁素体向贝氏体组织转变区 处在该区间时 随着碳当量增加 贝氏体比例增加 铁素体比例减少 显微硬度受相变强化影响而急剧增加 当 碳当量增加到 0 4 以后 组织为均一的贝氏体铁素体组织 随着碳当量增加显 微硬度变化不大 当碳当量增加到 0 55 以后 组织中开始出现板条组织 碳当 量继续增加 板条组织比例增加 相变强化作用增强 所以显微硬度又开始急 剧增加 根据 X100 管线钢的性能要求 其显微硬度应该在 280HV200以上 所以 其碳当量 CEq 最好能控制在 0 55 以上 0 350 400 450 500 550 600 65 180 200 220 240 260 280 300 320 340 microhardeness CEq O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n 图 1 碳当量对显微硬度的影响 公式 1 可以看出 C Mn Mo Cr Ni 等是影响材料淬透性最主要的合 金元素 Mn 在钢中主要以固溶状态存在 起固溶强化作用 同时还能在奥氏体 中聚集 提高奥氏体稳定性 有利于得到低温相变组织 提高材料强度 X100 管线钢中的 Mn 含量通常要提高到 2 0 左右 Nb 是抑制奥氏体再结晶最有效的 合金元素 可以使轧制过程中很大程度的变形都控制在奥氏体未再结晶区 增 大未再结晶区变形量 从而细化相变前奥氏体晶粒及室温组织 另一方面 Nb 也是提高材料淬透性最有效的合金元素之一 使冷却过程中的奥氏体更加稳定 促进硬相的板条贝氏体生成 所以 X100 热轧钢带中 Nb 含量最好控制在 0 08 以上 Mo 是形成针状铁素体和粒状贝氏体的主要元素 因此在高钢级管线钢中 通常加入一定量的 Mo 但是作为粒状贝氏体伴生相的 M A 岛通常会恶化材料韧 性 所以 X100 热轧钢带中的 Mo 含量通常控制在 0 25 0 3 范围 C 是对碳当量贡献最大的合金元素 所以对强度的作用最大 但是 C 含量过 高会对材料焊接性有不利影响 尤其会恶化材料韧性 所以在强韧性要求较高 的高钢级管线钢中 通常会对 C 含量加以控制 本部分通过热模拟实验方法研 究了 4 种不同 C 含量实验钢的微观组织和显微硬度 具体的化学成分如表 1 所 示 热模拟工艺为 1200 加热 保温 5 分钟后冷却到 1000 变形 20 再以 5 s 冷却到 820 以应变速率 5s 1变形 30 变形后以 30 S 的速度冷却到 350 保温 3 分钟后空冷到室温 表 1 实验钢的化学成分 wt 编号 CSiMnPSNbTiMoCr Ni Cu 1 0 050 0 26 2 02 0 0034 0 00050 10 022 0 25 1 2 0 055 0 25 1 96 0 0051 0 00280 10 023 0 25 1 3 0 064 0 25 1 99 0 0056 0 00210 10 025 0 25 1 4 0 073 0 24 1 96 0 0051 0 00230 10 024 0 26 1 图 2 C 含量对实验钢显微组织的影响 a 0 05 b 0 055 c 0 064 d 0 073 图 2 显示了实验钢显微组织随 C 含量的变化情况 可以看出 在相同的工 艺制度下 这四种实验钢的组织类型都为 粒状贝氏体 板条贝氏体 的混合组 织 随着 C 含量的增加 组织中两相的比例不同 C 含量较低时 组织中大部 分为粒状贝氏体组织 板条贝氏体组织的体积分数不到 20 随着 C 含量的增 加 板条贝氏体比例增加 粒状贝氏体比例减小 当 C 含量增加到 0 073 时 板条贝氏体比例占 80 以上 在其他合金元素含量相同的条件下 增加 C 含量 d c b a 使奥氏体稳定性增加 材料淬透性提高 所以在相同的冷却工艺条件下 高 C 含量的实验钢相变温度较低 生成的下贝氏体也即板条贝氏体比例增加 0 0500 0550 0600 0650 0700 075 270 280 290 300 310 320 Microhardeness C O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n 图 3 C 含量的对实验钢显微硬度的影响 图 3 的显微硬度结果显示 随着 C 含量的增加 实验钢的显微硬度升高 当 C 含量为 0 05 时 实验钢的平均显微硬度为 279HV200 当 C 含量增加到 0 064 显微硬度提高到 300HV200左右 这是因为随着 C 含量增加 微观组织 中板条贝氏体比例增加 板条贝氏体是较低温度下形成的组织 极细的板条组 织 高密度的位错缠结等显微组织特征决定了其硬度要明显高于粒状贝氏体组 织 所以板条贝氏体比例越大的组织其显微硬度也就越高 根据文献 4 可以计 算出此时的屈服强度可达 700MPa 以上 完全可以满足 X100 管线钢较高的强度 要求 2 2 X100X100 管线钢的强化机理管线钢的强化机理 前面的分析结果表明 一定量的板条贝氏体组织是满足 X100 管线钢强度要 求的必要条件 图 4 是实际工业生产中通过优化的成分设计和工艺控制后得到 的 X100 热轧钢带显微组织 图 4 的显微组织照片可以看出 工业生产的 15 3mm 厚的 X100 热轧钢带四分之一厚度处的组织类型为典型的粒状贝氏体和 板条贝氏体的混合组织 细小的贝氏体板条束交叉地分布在粒状贝氏体之间 少量的形状规则的 M A 小岛弥散地分布在基体之上 理想的组织特征给钢带带 来了优异的力学性能 30 方向屈服强度为 740MPa 抗拉强度 860MPa 延伸率 27 同时 15 的 DWTT 断面纤维率 100 20 冲击功为 286J 完全达到了 X100 热轧钢带的标准要求 粒状贝氏体和板条贝氏体的混合组织保证了 X100 足够的强度 板条贝氏体 所占比例越大 则基体强度越高 板条状贝氏体形成于连续冷却的低碳低合金 钢的贝氏体转变温区的最下端 可被视为贝氏体钢中转变温度最低的组织 在 组织形态上 有些类似于一般的下贝氏体 不同的是 其中富碳相较少 并且 不含碳 图 4 X100 热轧钢带四分之一厚度处的显微组织形貌 a 热轧钢带的扫描电镜组织 b 贝氏体板条束的透射电镜照片 化物 但与典型的无碳化物贝氏体不同的是 它并非形成于Bs点附近的温度 国际上对这类组织尚无统一的命名 根据形态称之为板条状贝氏体 5 分布于 这类组织之间的富碳相主要是残余奥氏体 富碳相在总体上含量极少 因此 大部分情况下相邻的贝氏体铁素体板条直接接触 板条间为位错构成的小角度 晶界 板条组织很细 具有良好强韧性匹配 6 图3是X100热轧钢带中贝氏体板 条束的透射电镜照片 可以看出细小的板条束呈平行排列 平均板条宽度仅有 0 4um 板条内部有大量的高密度位错缠结 贝氏体的屈服强度与各强化因素之间的关系可由公式 2 表示 7 2 yFeSB icpdw 式 2 中各强化项的物理意义如下 纯铁的退火强度 室温下纯铁的退火强度值为13 55 MPa 低合金钢 Fe 通常 40 MPa 置换元素i的固溶强化 置换元素i的固溶强化效应可近似表示为 SB i 3 SB i n ii K C 式中C 为置换元素i的浓度 质量分数 K 为常数 近似处理时取 a b K 1 贝氏体转变时 合金元素不发生长程的再分配 其含量与母相奥氏体相同 因此以钢中硅 锰的平均含量作为计算值 碳的固溶强化 在贝氏体转变温度下 碳有较强的扩散能力 贝氏体 c 铁素体中的碳含量接近平衡碳含量 可由下式 8 计算出 4 1 2 1722 5 c XMPa 位错强化 位错的强化效应可由公式 8 5 给出 由贝氏体转变温 d 度与位错密度的关系得到位错的强化效应 如图5所示 可见在下贝氏体转变温 度范围内 位错的强化效应可达到400 500MPa 5 61 2 7 34 10 d MPa 贝氏体板条尺寸的强化 板条尺寸对强度的贡献可由公式 9 6 表 w 示 6 1 115 w WMPa 式中w 为板条的平均宽度 单位为um 对照图4 b 的结果 可以计算出 该板条尺寸对板条贝氏体屈服强度的贡献值为287 5MPa 图6示出贝氏体板条宽 度与强化效应的关系 可以看出 随板条尺寸的增大 强化效应减小 这是因为 板条宽度决定了平均滑移面的长度 从而对强度产生影响 图5 位错密度的强化效应 图6 贝氏体板条尺寸的强化效应 以上的计算表明 化学成分一定的条件下 板条贝氏体组织中的位错密度 和板条宽度对屈服强度值有重要影响 因此如何细化板条贝氏体组织和增加位 错密度是提高板条贝氏体屈服强度的关键 钢带在奥氏体再结晶区进行多道次低温大变形轧制 使奥氏体充分再结晶 得到细化的奥氏体再结晶晶粒 随后在未再结晶区进行累积变形 总压下率大 于 70 再结晶奥氏体晶粒被压扁 并形成沿轧制方向拉长的 饼形 晶粒 形 变使位错和其他缺陷增多 并且在晶内还有变形带和亚晶界偏聚带存在 使单 位体积的有效晶界面积增大 也即使有效晶粒尺寸减小 轧后冷却时 变形带 能促使贝氏体转变时大量形核 又能抑制先形成的粒状贝氏体晶粒长大 10 亚晶界偏聚带阻止贝氏体板条发展 平行板条贝氏体束不能穿过亚晶 通常在 一个奥氏体晶粒内 贝氏体生长遇到亚晶界时会受阻 停止发展 贝氏体形核长 大时 也不会穿过原奥氏体晶界 奥氏体晶粒厚度也影响着贝氏体束的尺寸 因 此原奥氏体晶粒越细小 其冷却过程中形成的贝氏体尺寸就越细 同时 有研 究者 11 认为在冷却时 不规则的粒状贝氏体条在原奥氏体晶粒内先于板条贝氏 体形成 且其具有分割板条贝氏体的作用 还可进一步细化组织 综上所述 粒状贝氏体 板条贝氏体 的多相组织之所以能够满足X100较 高的强度要求 是集固溶强化 细晶强化 位错强化 相变强化等多种强化方 式于一体的强化方式共同作用的结果 3 3 X100X100 管线钢的韧化控制管线钢的韧化控制 在石油 天然气的长距离运输中 管道的安全性具有重要意义 管线设计和 安全评定主要采用平面应变冲击韧性和平面应变断裂韧性作为材料破坏指标 随着管线钢强度级别的提升 材料强韧性之间的矛盾就越突出 尤其是对于厚 度大于15mm以上的X100热轧钢带来说 韧性的控制技术显得尤为重要 根据断裂力学原理 材料的断裂强度可由下式 12 来描述 7 1 2 2 4 1 II cfpackets E MPad 式中 E为正弹性模量 为裂纹尖端塑性变形功 v为泊松比 dpacket为解理 断裂的组织控制单元尺寸 或有效晶粒尺寸 由上式可见 随着有效晶粒尺寸 的减小 材料断裂强度增大 其韧性提高 通常有效晶粒是指那些被大角度晶 界所包围的组织单元 这是因为裂纹传播通过大角度晶界时将发生较大角度的 转折 消耗较多的能量 而通过小角度晶界时则消耗能量较少 在贝氏体钢中 大角度晶界通常是指包含贝氏体铁素体板条束的亚晶界及相变前变形的奥氏体 晶界 因此压扁奥氏体厚度越薄 板条束越细小 则断裂韧性值就越高 图7显 示了经苦味酸腐蚀后X100热轧钢带相变前奥氏体晶界的形貌 可以看出原始奥 氏体在未再结晶区大量变形 相变前其平均厚度只有6 8um 图8统计分析了工 业生产中原始奥氏体厚度与DWTT断口纤维率之间的关系 得出在生产X100管线 钢的时候 只要将相变前奥氏体厚度控制在7um以下 就能保证 15 的DWTT断 面纤维率保持在95 以上 奥氏体晶粒的细化可以通过再加热制度的调节 粗轧 道次和未再结晶区的控制来等措施来实现 从而保证X100管线钢较高的断裂韧 性要求 56789 60 70 80 90 100 DWTT Austenite grain size um O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n 图7 X100热轧钢带相变前奥氏体晶粒形貌 图8 压扁奥氏体厚度与DWTT断面纤维率的关系 其他影响材料韧性的因素还包括 杂质元素含量及夹杂物 M A岛数量 形 态和分布 心部偏析等 在现代管线钢中S P O N等杂质元素含量很低且中 心偏析通过各种工艺措施得到有效改善的情况下 M A组元的作用就显得尤为突 出 M A岛是贝氏体组织不可避免的伴生相 属于脆性相 脆性的M A第二相破 坏了基体的连续性 而且在M A岛周围的基体中产生点阵畸变 由于M A比基体 的强度和刚度都高 因此点阵畸变主要集中在基体中 也即在M A周围形成一个 高能区 这就使基体和M A岛之间易形成微裂纹 并且微裂纹易于沿两相界面扩 展 如果裂纹的扩展平面正好是脆性M A相的某一解理面时 由于解理断裂所需 要消耗的能量较小 因而裂纹将沿着M A相的解理面以脆性解理断裂的方式迅速 扩展 直接导致了材料韧性下降 13 特别是在M A数量多 尺寸大和形状不规 则的情形下 对韧性的破坏非常大 然而 如何通过合理轧制和冷却工艺 能 够使M A岛变得细小 均匀 从而将其对韧性不利影响降到最低是需要详细研究 的内容 在X100热轧钢带的生产工艺中 冷却制度的调节是获得理想组织的关 键 下面通过热模拟实验方法研究了卷取温度对实验钢组织中M A岛数量和显微 硬度的影响 结果如图9和图10所示 热模拟实验结果表明 当实验钢在300 420 范围内卷取时 M A岛的体 积分数在360 附近出现了最小值 升高或降低卷取温度都将使M A岛体积分数 增加 分析其原因 当卷取温度在360 420 范围内变化时 随着卷取温度的升 高 组织中粒状贝氏体比例增加 板条贝氏体比例减小 M A岛总是在粒状贝氏 体组织中大量存在 所以随着粒状贝氏体比例的增加 M A岛数量也增加 当卷 取温 300350400 220 240 260 280 300 320 340 360 Microhardness 200g Final cooling temperaute 图9 卷取温度对显微硬度的影响 图10 卷取温度对M A体积分数的影响 度降低到360 以下时 由于温度较低 C等合金元素的扩散变得较为困难 所 以在较低温度下相变时 有较多区域的C元素来不及扩散完全 贝氏体转变就已 经完成 但是这些区域的C的浓度足以在随后的冷却过程中使奥氏体保留到室温 或者转变成马氏体 即形成了M A岛 卷取温度越低 C的扩散越困难 所以这 种富C区域越多 因此 随着卷取温度的降低 M A岛比例增加 但此时得到的 M A岛中C的浓度应该明显低于较高温度下形成的M A岛中C的浓度 如果继续降 低卷取温度 将发生完全的板条贝氏体相变或者马氏体相变 M A的体积分数反 而又开始降低 图9显示了实验钢卷取温度对显微硬度的影响 可以看出 随着 卷取温度降低 显微硬度略有增加 360 卷取时 实验钢的显微硬度仍能保持 在290HV500g左右 足以保证X100的强度需求 以上分析表明 为了降低组织中 M A脆性相对实验钢韧性的不利影响 应该合理优化工艺制度 尤其是卷取温度 的选择 使既能够得到最少量的M A岛把对韧性的不利影响降到最低 同时又能 保证X100较高的强度要求 5 5 结论结论 300350400 4 6 8 10 12 14 16 18 MA content Final cooliing temeprature O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n O r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o nO r i g i n P r o 8 E v a l u a t i o n 1 为了满足 X100 热轧钢带较高的强度要求 其合金设计应在 X80 成分基础 上适当提高 C Mn Nb Mo 等元素含量 碳当量最好能控制在