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针状铁素体

针状铁素体 指低合金高强度钢中所形成的一种不同于铁素体-珠光体的类贝氏体组织,是微合金化钢在 控轧控冷过程中, 在稍高于贝氏体温度范围, 通过切变和扩散的混合相变机制而形成的具有 高密度位错的非等轴铁素体。 针状铁素体在光学显微镜下的特征是不规则的铁素体块, 所谓 的"针状",是在透射电镜下观察到的形貌。它没有完整连续的晶界,粒度参差不一,分布集 中,晶粒间或晶粒内分布着细小的灰色颗粒,即富碳(M/A)岛;针状铁素体内部隐约可见由 浮凸和析出相勾勒出的亚晶条纹,晶内具有较高密度的位错。形成条件:针状铁素体钢是在 Mn2Nb 系钢基础上降碳、提锰和加钼形成的。低碳或超低碳是形成针状铁素体的先决条件 [2], 生产中碳含量均控制在 0.06%以下。 高的含碳量易在轧后的快冷中形成贝氏体或马氏体 组织。一定的锰含量,固溶强化贝氏体和铁素体基体,保证钢的强度而不降低其韧性;少量 的钼,在相变过程中抑制多边形铁素体的形成,同时钼还具有固溶强化和沉淀强化的作用; 尤其是微合金化元素铌的加入, 扩大形变奥氏体未再结晶区的温度范围, 有利于增加奥氏体 未再结晶区的轧制变形量,促进两阶段轧制工艺的实现。 低碳贝氏体 光学显微镜下与针状铁素体类似, 但由于微量元素硼的加入, 使拉长的原奥氏体晶界得以保 留, 在晶粒内部和原奥氏体晶界分散有较多的 M/A 组织, 尺寸较大, 其基体结构是具有 0.5~ 1?m 宽的板条组织结构

金相组织
金相组织,用金相方法观察到的金属及合金的内部组织.可以分为:1.宏观组织.2.显微组 织.

金相即金相学,就是研究金属或合金内部结构的科学。不仅如此,它还研究当外界条 件或内在因素改变时,对金属或合金内部结构的影响。所谓外部条件就是指温度、加工变 形、浇注情况等。所谓内在因素主要指金属或合金的化学成分。 金相组织是反映金属金相 的具体形态,如马氏体,奥氏体,铁素体,珠光体等等。

1.奥氏体 -碳与合金元素溶解在 γ-fe 中的固溶体,仍保持 γ-fe 的面心立方晶格。 晶界比较直,呈规则多边形;淬火钢中残余奥氏体分布在马氏体间的空隙处 2.铁素体-碳 与合金元素溶解在 a-fe 中的固溶体。亚共析钢中的慢冷铁素体呈块状,晶界比较圆滑,当 碳含量接近共析成分时,铁素体沿晶粒边界析出。

3.渗碳体-碳与铁形成的一种化合物。在液态铁碳合金中,首先单独结晶的渗碳体(一 次渗碳体)为块状,角不尖锐,共晶渗碳体呈骨骼状。过共析钢冷却时沿 acm 线析出的碳 化物(二次渗碳体)呈网结状,共析渗碳体呈片状。铁碳合金冷却到 ar1 以下时,由铁素 体中析出渗碳体(三次渗碳体),在二次渗碳体上或晶界处呈不连续薄片状。

4.珠光体-铁碳合金中共析反应所形成的铁素体与渗碳体的机械混合物。

珠光体的片间距离取决于奥氏体分解时的过冷度。过冷度越大,所形成的珠光体片间 距离越小。在 a1~650℃形成的珠光体片层较厚,在金相显微镜下放大 400 倍以上可分辨出 平行的宽条铁素体和细条渗碳体,称为粗珠光体、片状珠光体,简称珠光体。在 650~600℃ 形成的珠光体用金相显微镜放大 500 倍,从珠光体的渗碳体上仅看到一条黑线,只有放大 1000 倍才能分辨的片层,称为索氏体。在 600~550℃形成的珠光体用金相显微镜放大 500 倍,不能分辨珠光体片层,仅看到黑色的球团状组织,只有用电子显微镜放大 10000 倍才 能分辨的片层称为屈氏体。

5.上贝氏体-过饱和针状铁素体和渗碳体的混合物,渗碳体在铁素体针间。过冷奥氏 体在中温(约 350~550℃)的相变产物,其典型形态是一束大致平行位向差为 6~8od 铁素体 板条,并在各板条间分布着沿板条长轴方向排列的碳化物短棒或小片;典型上贝氏体呈羽 毛状,晶界为对称轴,由于方位不同,羽毛可对称或不对称,铁素体羽毛可呈针状、点状、 块状。若是高碳高合金钢,看不清针状羽毛;中碳中合金钢,针状羽毛较清楚;低碳低合 金钢,羽毛很清楚,针粗。转变时先在晶界处形成上贝氏体,往晶内长大,不穿晶。

6.下贝氏体-同上,但渗碳体在铁素体针内。过冷奥氏体在 350℃~ms 的转变产物。其 典型形态是双凸透镜状含过饱和碳的铁素体,并在其内分布着单方向排列的碳化物小薄片; 在晶内呈针状,针叶不交叉,但可交接。与回火马氏体不同,马氏体有层次之分,下贝氏 体则颜色一致,下贝氏体的碳化物质点比回火马氏体粗,易受侵蚀变黑,回火马氏体颜色 较浅,不易受侵蚀。高碳高合金钢的碳化物分散度比低碳低合金钢高,针叶比低碳低合金 钢细。

7.粒状贝氏体-大块状或条状的铁素体内分布着众多小岛的复相组织。过冷奥氏体在 贝氏体转变温度区的最上部的转变产物。刚形成时是由条状铁素体合并而成的块状铁素体 和小岛状富碳奥氏体组成,富碳奥氏体在随后的冷却过程中,可能全部保留成为残余奥氏 体;也可能部分或全部分解为铁素体和渗碳体的混合物(珠光体或贝氏体);最可能部分 转变为马氏体,部分保留下来而形成两相混合物,称为 m-a 组织。

8.无碳化物贝氏体-板条状铁素体单相组成的组织,也称为铁素体贝氏体。形成温度 在贝氏体转变温度区的最上部。板条铁素体之间为富碳奥氏体,富碳奥氏体在随后的冷却 过程中也有类似上面的转变。无碳化物贝氏体一般出现在低碳钢中,在硅、铝含量高的钢 中也容易形成。

9.马氏体-碳在 a-fe 中的过饱和固溶体。

板条马氏体:在低、中碳钢及不锈钢中形成,由许多相互平行的板条组成一个板条束, 一个奥氏体晶粒可转变成几个板条束(通常 3 到 5 个)。

片状马氏体(针状马氏体):常见于高、中碳钢及高 ni 的 fe-ni 合金中,针叶中有一 条缝线将马氏体分为两半,由于方位不同可呈针状或块状,针与针呈 120o 角排列,高碳马 氏体的针叶晶界清楚,细针状马氏体呈布纹状,称为隐晶马氏体。

10.回火马氏体-马氏体分解得到极细的过渡型碳化物与过饱和(含碳较低)的 a-相混 合组织 它由马氏体在 150~250℃时回火形成。

这种组织极易受腐蚀,光学显微镜下呈暗黑色针状组织(保持淬火马氏体位向),与 下贝氏体很相似,只有在高倍电子显微镜下才能看到极细小的碳化物质点。

11.回火屈氏体-碳化物和 a-相的混合物。

它由马氏体在 350~500℃时中温回火形成。 其组织特征是铁素体基体内分布着极细小的 粒状碳化物,针状形态已逐渐消失,但仍隐约可见,碳化物在光学显微镜下不能分辨,仅 观察到暗黑的组织,在电镜下才能清晰分辨两相,可看出碳化物颗粒已明显长大。

12.回火索氏体- 以铁素体为基体,基体上分布着均匀碳化物颗粒。

它由马氏体在 500~650℃时高温回火形成。 其组织特征是由等轴状铁素体和细粒状碳化 物构成的复相组织,马氏体片的痕迹已消失,渗碳体的外形已较清晰,但在光镜下也难分 辨,在电镜下可看到的渗碳体颗粒较大。

13.莱氏体- 奥氏体与渗碳体的共晶混合物。呈树枝状的奥氏体分布在渗碳体的基体 上。

14.粒状珠光体-由铁素体和粒状碳化物组成。

它是经球化退火或马氏体在 650℃~a1 温度范围内回火形成。其特征是碳化物成颗粒状 分布在铁素体上。

15.魏氏组织- 如果奥氏体晶粒比较粗大,冷却速度又比较适宜,先共析相有可能呈 针状(片状)形态与片状珠光体混合存在,称为魏氏组织 .亚共析钢中魏氏组织的铁素体 的形态有片状、羽毛状或三角形,粗大铁素体呈平行或三角形分布。它出现在奥氏体晶界, 同时向晶内生长。过共析钢中魏氏组织渗碳体的形态有针状或杆状,它出现在奥氏体晶粒 的内部。 针状铁素体(AF)是划在贝氏体种类之间的它的机体是 WF,一般出现在超低碳钢,一般其 他 B 类的机体是 BF。一般的超低碳钢的贝氏体是保持了原始奥氏体晶体的形貌,但 AF 就 看不见,但是他和粒 B 就恐怕借助电镜来区别。无论是 B 还是 M 还是 AF,它们随着合金 成分形、成温度的差异 形貌和显微硬度有很大的区别,所以我感觉问题还是要具体一点, 上面那些都只能说对于一般情况

上 B 为羽毛状,下 B 为针状 一般在低、 中碳钢及普通碳钢连续冷却和等温转变条件下均可产生。 它的形成温度稍高于上 贝氏体的形成温度。 粒状贝氏体的形成温度高于上 B,,粒状贝氏体基本特征是外形相当于多边形的铁素体,在 铁素体内存在不规则的小岛状组织,是铁素体基体上分布着岛状或条状的奥氏体(或其转变

产物) 。一般出现在低合金钢的正火或焊缝中。根据奥氏体的成分及冷却条件,粒状贝氏体 内的奥氏体可以发生三种变化:全部或部分分解为铁素体和碳化物;或部分转变为马氏体; 也可以仍然保持富碳奥氏体。

如楼上所说,贝氏体具备两个重要特征一是多边形的,呈块状的铁素体,二是块状的铁素体 内有粒状或小岛状得细节组织。针状铁素体的铁素体内没有细节组织,并且铁素体呈针状, 有点类似于过热的魏氏组织

X70 级针状铁素体类管线用钢板的生产研究
蔡庆伍,刘晋珊,余 伟

(北京科技大学 高效轧制国家工程研究中心,北京 100083)

摘 要:根据 X70 管线用钢的技术要求,进行了实验室研究和现场生产试验。 确定采用低碳、低硫磷和 Nb、V、Ti、 Mo 等微合金化成分;在试验中,分别 采用三阶段控制轧制和二阶段控制轧制+轧后快冷技术,并对这两种工艺进行了 分析与比较。最终采用二阶段控制轧制+轧后快冷技术进行试生产,获得了具有 高强度、高韧性针状铁素体组织的 X70 管线钢。 关键词:管线钢;X70;控轧控冷;针状铁素体 关键词
中图分类号:TG335.5 中图分类号 文献标识码:A 文献标识码 文章编号:1004-4620(2005)04-0005-03 文章编号

Manufacture Research of GR. X70 Acicular Ferrite Plate for Pipeline Steel
CAI Qing-wu, LIU Jin-shan, YU Wei (National Engineering Research Center of Advanced Rolling Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Abstract: Experiments of the lab and the site are carried out according to technical specification of GR. X70 plate used for pipeline. In the experiments, the low carbon content and low S as well as low P content steel is used, and some micro-alloy element are added in the steel such as Nb, V, Ti, Mo. The processing of three phase control rolling and two phase control rolling and accelerating cooling after rolling are used respectively, and the two kinds of technical processing are analyzed and contrasted. In the end, the two phase control rolling and accelerating cooling after rolling is used in practical processing to produce high strength and high toughness X70 pipeline steel, which has acicular ferrite microstructure.

Key words: pipeline steel; X70; controlled rolling and controlled cooling; acicular ferrite

1 前 言
管线运输是目前长距离输送石油、天然气最经济、最合理的运输方式。为了 提高输送效率、降低能耗、减少投资,长输管线逐渐向厚壁、高压、大口径输送 发展。X70 级管线用钢的研制开发,将改变我国高强度高韧性长输管线用钢主要 依靠进口的局面, 具有重要的经济意义和社会意义。 已有的管线钢研究结果表明, 以针状铁素体为主的混合型组织的综合性能优于传统的铁素体+珠光体组织,而 采取控轧控冷相结合的手段可以产生非常好的强韧化效果。 针对管线用钢的技术 要求,进行了 X70 的实验室研究和现场的工业试生产,以求获得优良的组织, 尽可能地提高材料的综合性能。

2 实验室研究
2.1 实验方法 实验用钢为国内某厂自行研制的管线钢试验用材料,主要化学成分见表 1。
实验用钢的主要化学成分 表 1 实验用钢的主要化学成分 %
C 0.07 Si 0.25 Mn 1.52 P 0.008 S 0.003 Ni 0.24 Nb,V,Ti,Mo 适量

实验在北京科技大学高效轧制中心二辊实验轧机上进行。控轧控冷工艺为: 钢坯加热温度 1200℃,保温 30min;板坯厚度 90mm,成品厚度 21mm;采用两 阶段控制轧制,第二阶段总压下率控制在 60%~70%,第二阶段开轧温度控制 在 900~930℃;之后进入快速冷却阶段,终冷温度控制在 230~550℃,冷却速 度在 30℃/s 以下。轧制工艺路线如图 1 所示。

1200℃

900℃ 60%~70% 30℃/s

时间 t/s

图 1 实验室轧制 X70 工艺路线

2.2 结果及分析 实验室轧制 X70 力学性能结果见表 2,表 3 为 X70 技术要求性能指标,金 相组织见图 2~5。
表 2 实验室轧制 X70 力学性能结果 ℃

试样 号 A-1 A-2 A-3 A-4

开轧温 度 1200 1200 1200 1170

终轧温 度 885 890 860 850

开冷温 度 849 872 820 830

终冷温 度 228 538 447 379

冲击功 /J 250 228 290 155

屈服强度 σ0.2/MPa 590 594 635 592

抗拉强 度 σb/MPa 752 725 742 723

延伸 率 /% 20.6 22.0 23.7 22.4

技术要求的性能指标(部分) 表 3 X70 技术要求的性能指标(部分)

σs/MPa 530~
630

σb /MPa >570

σs/σb <0.90 允许其中 5%的炉 批<0.92

-20℃AKV/J 单个试样最小 值>140 三个试样平均 值>190

SA% 单个试样最 小值>80 三个试样平 均值>90

图 2 A-1 的金相组织 -4 的金相组织

A- 图 3 A-2 的金相组织

A- 图 4 A-3 的金相组织

图5 A

扫描电镜结果显示:所有试样均具有相当数量的针状铁素体,组织为细小的 针状铁素体+少量多边形铁素体的混合型组织。由此可知,采取上述工艺制度, 可获得满足 X70 级管线钢技术条件的组织。针状铁素体或低碳贝氏体是微合金 化钢在控轧控冷过程中,在稍高于上贝氏体温度范围,通过切变相变和扩散相变 而形成的具有高密度位错的非等轴贝氏体铁素体。 实验室所得到的组织针状铁素 体特征明显,表现为无方向性的类似板条状的断面。单个晶粒的直径在 1~2?m 数量级。由表 2 看出,所得最后组织具有优良的强韧性的配合,这是由其最终的 组织所决定的。其中 A-3 的强度和韧性较高,具有强韧性的最佳配合。

3 生产试验
3.1 试验条件 冶炼时主要采取以下措施: (1)采用降低硫含量和改变夹杂物形态的钙处理工艺,提高管线钢的横向 冲击韧性。

(2)采用两次真空冶炼,确保氮含量降至 80×10-4%以下。轧制用钢化学成 分见表 4。
表 4 现场试生产的主要化学成分 %

Nb,V,Ti, Mo 0.05 0.17 1.52 0.008 0.002 0.22 适量 C Si Mn P S Ni 3.2 结果及分析 生产试验共进行两次,分别采用三阶段和两阶段轧制,工艺方案以及组织性 能见表 5、表 6。
表5 第一次轧制工艺参数 ℃

第一阶段 序 号 1 2 3 4 开轧 温度 1024 1020 1009 1021 终轧 温度 954 970 914 950
表6

第二阶段 开轧 温度 917 920 885 876 终轧 温度 789 878 716 860

第三阶段 开轧 温度 763 804 805 834 终轧 温度 704 711 720 747 开冷 温度 696 695 705 747 终冷 温度 580 552 590 588

平均冷 却 速度 -1 /℃.s 21.75 17.88 18.4 12.8

第一次轧制 X70 力学性能及金相组织检验结果

序号 屈服强度 σ0.2/MPa 抗拉强度 σb/MPa 延伸率/% 带状组织 1 470 590 25 4.0 级 2 520 610 24 2.5 级 3 575 635 40 1.0 级 4 540 635 28 1.5 级 第一次轧制试验采用三阶段轧制,所得组织基本为块状铁素体+贝氏体,只 有少量针状铁素体;出现混晶现象;有两块钢带状组织严重;冲击功完全符合 X70 级管线用钢的技术要求,但是屈服强度偏低,没有达到要求。 从表 5 可见,由于采用三阶段轧制,终轧温度偏低,相应开冷温度也低,所 以当进入冷却区时,绝大部分组织已经转变成为块状铁素体和贝氏体,这是其晶

粒度级别偏低,并出现混晶的一个原因。而且,控制轧制要求低温大压下,即单 道次压下率和总压下率都要求达到一定量。因为在再结晶区,多道次轧制后奥氏 体晶粒的大小既决定于总变形量也决定于道次变形量,尤以道次变形量的作用 大。由于小于临界变形量的形变引起应变诱发晶界的迁移,从而导致粗大晶粒的 形成,所以道次变形量必须大于再结晶临界变形量的上限,以确保发生完全再结 晶。在未再结晶区轧制时,加大道次变形量,可增加奥氏体晶粒中滑移带和位错 密度,增大有效晶界面积,并且变形带在晶体内分布更加均匀,为铁素体相变形 核创造有利条件。所以随着道次减少,道次变形量加大,具有变形带的晶粒比例 增大。这些都有利于形成细小的铁素体组织。而现场由于设备和人工因素很难保 证大的压下量,这就造成了晶粒偏大、不均匀的现象。 生产试验结果发现,带状组织严重,这是冷却速度偏低造成的。控冷的目的 是产生最佳的奥氏体向铁素体转变的温度, 从而得到最细的铁素体晶粒尺寸以及 最佳的微合金碳化物氮化物析出的强化。由于在轧后快冷过程中,钢中碳原子来 不及扩散,仍然固溶在奥氏体中,相变后铁素体中碳含量较高,在低温条件下碳 从铁素体中弥散析出。 屈服强度和抗拉强度的控制冷却强化增加量可以用下式表 示: ?σs=Ky(?d-1/2)+?σppt+α(1) ?σb=K(?d-1/2)+?σppt'+KB fB+β(2) 式中 Ky,K——Petch 式中与晶粒度有关的系数; d——铁素体晶粒直径; KB——贝氏体强化系数; fB——贝氏体的体积率; ?σppt,?σppt'——快速冷却引起的析出强化增量; α,β——修正项。 冷速小时,铁素体直径增大。由上式看出,当铁素体晶粒直径偏大时,其引 起的屈服强化增量不大。所以晶粒细化引起的强化作用不明显。 3.3 第二次生产试验方案及结果分析 第二次生产试验方案及结果分析

基于上述原因,根据现场情况,将三阶段控制轧制调整为二阶段控制轧制, 严格控制终轧温度和开冷温度,并尽量发挥轧机能力,加大道次压下量,增开冷 却水组数,增大冷却能力。 第二次轧制的工艺方案以及力学性能结果如表 7 和表 8 所示, 金相组织见图 6~11。
表 7 第二次试轧工艺参数 ℃

批 号 1 2 3 4 5 6

规格 /mm 21 21 17.5 17.5 26.2 26.2

开轧 温度 1109 1071 1056 1125 1011 1060

Ⅱ段 晾钢 厚度 /mm 50 50 50 50 60 70

Ⅱ段 开轧 温度 879 881 890 902 882 894

终轧 温度 760 836 843 840 836 827

入水 温度 730 780 770 800 780 778

出水 温度 550 470 514 587 470 540

水冷区 辊速 /m.s-1 1.5 1.3 1.5 1.5 1.3 1.3

开水组 数 9-14 5-12,14 8-14 6-12 2-12,14 5-12,14

表 8 第二次试轧力学性能结果

批 号 1 2 3 4 5 6

σs σb σs/σb δ/% /MPa /MPa 535 550 605 625 600 595 635 650 660 680 705 685 0.84 0.85 0.92 0.92 0.85 0.87 26 25 38 19 20 22

-20℃AKV/J 270 298 298 216 298 290 250 298 248 100

SA/% 90 100

100 100 100 100 100 100

>300 >300 >300 100 100 100 290 254 272 100 100 100

冷 弯 完 好 完 好 完 好 完 好 完 好 完 好

图 6 1 号板金相组织 9 4 号板金相组织

图 7 2 号板金相组织

图 8 3 号板金相组织



图 10 5 号板金相组织

图 11 6 号板金相组织

从最终结果看,钢的屈服强度、抗拉强度、延伸率、冲击功均满足 X70 级 管线用钢的要求。 但 1 号钢板同相同厚度的 2 号钢板相比, 组织为多边形铁素体以及针状铁素 体的混合组织,针状铁素体不占主要地位。其它厚度规格的钢板金相组织均达到 技术条件要求的结果。 分析其原因,1 号钢板具体生产时并未完全按照制定的轧制方案,存在很大 的偏差。 主要是由于现场控制温度手段不严格, 尤其是第二阶段的终轧温度过低, 相应开冷温度也低,此时大部分组织已经转变成多边形铁素体,剩余的组织在随 后的冷却过程中转变为贝氏体, 这样造成其晶粒度级别不高, 并有混晶现象出现。

4 结 论
4.1 由实验室研究以及现场的试生产得到满足要求的 X70 管线用钢, 确定工艺方 案如下:加热温度 1200℃,均热温度 1180℃;采用二阶段控制轧制,第一阶段 开轧温度 1150℃,第二阶段开轧温度 900℃,第二阶段总压下量控制在 60%~ 70%,终轧温度 830~850℃;开冷温度 800~770℃,终冷温度 550 左右,冷却 速度 25~30℃/s。 4.2 针对西气东输管线用钢的具体要求,进行了针状铁素体 X70 管线钢的成分、 工艺设计。确定采用低的碳含量、低硫磷和 Nb、V、Ti 等微合金化成分设计; 炼钢采用低碳、夹杂物形态控制的纯净钢冶炼技术;通过成分和工艺设计进行最 终产品的组织控制,获得了具有高强度、高韧性的针状铁素体组织。


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