终轧温度对X80抗大变形管线钢组织性能的影响

DOL:10.13374/h.issn1001-053x.2011.05.006 第33卷第5期 北京科技大学学报 Vol.33 No.5 2011年5月 Journal of University of Science and Technology Beijing May 2011 终轧温度对X80抗大变形管线钢组织性能的影响 郑晓飞)区康永林” 孟德亮”安守勇》夏佃秀) 1)北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)济钢集团有限公司，济南250101 ☒通信作者，E-mail:xfzheng929@163.com 摘要为了研究终轧温度对抗大变形管线钢组织与力学性能的影响，终轧温度确定为830、800和775℃.采用金相显微镜 及图像处理软件测试了铁素体与M/A岛的晶粒尺寸及所占比例：采用电子背散射衍射测定了组织的有效晶粒尺寸和大角度 晶界所占的比例：利用透射电镜观察了抗大变形管线钢中M/A岛的基本形态：通过准静态拉伸试验，测定了三种试轧钢的屈 服强度、抗拉强度和均匀延伸率.结果表明：终轧温度为800℃时，试轧钢的综合力学性能最优，满足了X80抗大变形管线钢 的性能要求. 关键词管线钢：轧制：温度：晶界：晶粒尺寸：显微组织：力学性能 分类号TG335.1 Effects of finish rolling temperature on the microstructure and mechanical prop- erties of X80 high deformability pipeline steel ZHENG Xiao-fei,KANG Yong-lin,MENG De-liang,AN Shou-yong?,XIA Dian-iu) 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Jinan Iron and Steel Group Co.,Jinan 250101,China Corresponding author,E-mail:xfzheng929@163.com ABSTRACT The finish rolling temperature was determined at 830,800 and 775 C to investigate its effect on the microstructure and mechanical properties of high deformability pipeline steel.The grain size and volume fraction of ferrite and M/A islands in the steels were measured by metallographic microscopy and image processing software.Electron backscatter diffraction (EBSD)analysis was con- ducted to ascertain the effective grain size and the volume fraction of high angle grain boundaries.The M/A island forms were observed by transmission electron microscopy (TEM).A quasi-static tensile testing machine was used to test the yield strength,tensile strength and uniform elongation of the three steels.It is indicated that when the finish rolling temperature is 800C,the steel has the best me- chanical properties and can meet the requirements of X80 high deformability pipeline steel. KEY WORDS pipeline steel;rolling:temperature:grain boundaries:grain size:microstructure;mechanical properties 长距离的输送管线不可避免地会穿越地震多发 和开冷温度决定了铁素体、贝氏体和M/A岛的含 区、不连续冻土区和疏松黄土区等地质活动复杂地 量.由于对抗大变形管线钢的研究开始较晚，目前 带，在地质作用下管道会因外部非正常载荷干扰而 国内外尚未有系统的工作研究终轧温度或开冷温度 产生屈曲、拉裂和挤毁等大变形失效-习.因此很有 对抗大变形管线钢组织与力学性能的影响.本文在 必要开发基于应变设计的具有良好抗大变形性能的 开冷温度及其他工艺参数一定的前提下，系统地研 高强度管线钢. 究了终轧温度对组织和力学性能的影响. 抗大变形管线钢主要的性能参数为均匀延伸 1试验材料与方法 率、屈强比和应力比，其与铁素体、贝氏体和M/A岛 所占的比例及晶粒尺寸有直接的关系，而终轧温度 自行研制的抗大变形管线钢的化学成分如表1 收稿日期：2010-05-31

第 33 卷 第 5 期 2011 年 5 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 5 May 2011 终轧温度对 X80 抗大变形管线钢组织性能的影响 郑晓飞1) 康永林1) 孟德亮1) 安守勇2) 夏佃秀2) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083 2) 济钢集团有限公司，济南 250101 通信作者，E-mail: xfzheng929@ 163． com 摘 要 为了研究终轧温度对抗大变形管线钢组织与力学性能的影响，终轧温度确定为 830、800 和 775 ℃ ． 采用金相显微镜 及图像处理软件测试了铁素体与 M/A 岛的晶粒尺寸及所占比例; 采用电子背散射衍射测定了组织的有效晶粒尺寸和大角度 晶界所占的比例; 利用透射电镜观察了抗大变形管线钢中 M/A 岛的基本形态; 通过准静态拉伸试验，测定了三种试轧钢的屈 服强度、抗拉强度和均匀延伸率． 结果表明: 终轧温度为 800 ℃时，试轧钢的综合力学性能最优，满足了 X80 抗大变形管线钢 的性能要求． 关键词 管线钢; 轧制; 温度; 晶界; 晶粒尺寸; 显微组织; 力学性能 分类号 TG335. 1 Effects of finish rolling temperature on the microstructure and mechanical prop￾erties of X80 high deformability pipeline steel ZHENG Xiao-fei 1) ，KANG Yong-lin1) ，MENG De-liang1) ，AN Shou-yong2) ，XIA Dian-xiu2) 1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Jinan Iron and Steel Group Co． ，Jinan 250101，China Corresponding author，E-mail: xfzheng929@ 163． com ABSTRACT The finish rolling temperature was determined at 830，800 and 775 ℃ to investigate its effect on the microstructure and mechanical properties of high deformability pipeline steel． The grain size and volume fraction of ferrite and M/A islands in the steels were measured by metallographic microscopy and image processing software． Electron backscatter diffraction ( EBSD) analysis was con￾ducted to ascertain the effective grain size and the volume fraction of high angle grain boundaries． The M/A island forms were observed by transmission electron microscopy ( TEM) ． A quasi-static tensile testing machine was used to test the yield strength，tensile strength and uniform elongation of the three steels． It is indicated that when the finish rolling temperature is 800 ℃，the steel has the best me￾chanical properties and can meet the requirements of X80 high deformability pipeline steel． KEY WORDS pipeline steel; rolling; temperature; grain boundaries; grain size; microstructure; mechanical properties 收稿日期: 2010--05--31 长距离的输送管线不可避免地会穿越地震多发 区、不连续冻土区和疏松黄土区等地质活动复杂地 带，在地质作用下管道会因外部非正常载荷干扰而 产生屈曲、拉裂和挤毁等大变形失效［1--2］． 因此很有 必要开发基于应变设计的具有良好抗大变形性能的 高强度管线钢． 抗大变形管线钢主要的性能参数为均匀延伸 率、屈强比和应力比，其与铁素体、贝氏体和 M/A 岛 所占的比例及晶粒尺寸有直接的关系，而终轧温度 和开冷温度决定了铁素体、贝氏体和 M/A 岛的含 量． 由于对抗大变形管线钢的研究开始较晚，目前 国内外尚未有系统的工作研究终轧温度或开冷温度 对抗大变形管线钢组织与力学性能的影响． 本文在 开冷温度及其他工艺参数一定的前提下，系统地研 究了终轧温度对组织和力学性能的影响． 1 试验材料与方法 自行研制的抗大变形管线钢的化学成分如表 1 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.05.006

·558· 北京科技大学学报 第33卷 所示.为了满足抗大变形管线钢的高洁净度要求， 面尺寸为125mm(厚)×165mm(宽)的坯料，然后 对钢中的S、P、O和N等杂质元素都应进行严格控 轧制成截面尺寸为14mm(厚)×165mm(宽)的热 制.试验材料经真空感应炉冶炼，钢锭被锻造成截 轧试验用板 表1试轧钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the steel investigated % 少 Mn Cu Mo Ni Ti+Nb Ceq Pem Fe 0.042 0.25 1.85 0.006 0.005 0.79 <0.11 0.438 0.177 余量 轧制过程在辊径为500mm的二辊试验轧机 数：利用EBSD分析有效晶粒尺寸和大小角度晶界 上进行，板坯加热到1200℃，保温2h,然后采用二 所占的比例：利用JEM21O0透射电镜测试M/A岛 阶段控制轧制.轧后先空冷到700℃以得到足够 的形态 的铁素体；后进入ACC水冷，冷却至400℃，其冷 拉伸试验按照API-5L标准沿纵向取样，后在 速为25℃·s1.以便形成贝氏体和M/A岛，从而 CMT-4305电子万能试验机上常温下进行，根据 获得铁素体、贝氏体和M/A岛的复相组织.试验 ASTM E8M-04标准，夏比冲击的试样尺寸为 中选取不同的终轧温度830、800和775℃，其他工 10mm×10mm×55mm. 艺参数基本相同，上下偏差小于10℃，以研究不同 2试验结果与分析 的终轧温度对抗大变形管线钢组织与性能的 影响. 2.1微观组织 金相试样在板宽1/2处取样，经机械研磨抛光 采用不同的终轧温度830、800和775℃，得到 后，采用4%的硝酸酒精侵蚀，而彩色金相采用 的组织照片如图1所示.组织中均出现了铁素体、 Lapara试剂进行侵蚀.金相观察在金相显微镜上进 贝氏体和M/A岛复相组织，而铁素体又可进一步分 行，并采用图像分析软件分析M/A岛所占的面积分 为多边形铁素体和准多边形铁素体回 20m 20m m 图1三种试轧钢的金相组织.(a)830℃：(b)800℃：(c)775℃ Fig.10 ptical micrographs of the three steels:(a)830℃：(b)800℃：(c）775℃ 随着终轧温度的降低，组织中多边形铁素体 (PF)平均晶粒尺寸降低，利用Image Tool软件计 0.30 830℃ 算出了铁素体的平均晶粒尺寸分别为3.6、3.35 0.25 ■800℃ 775℃ 和2.4μm;其所占体积分数有所增加，分别为 ￥0.20 15.6%、18%和18.5%，但准多边形铁素体(QF) 0.15 的数量有所降低.通常将大于15°的晶界作为晶 粒的有效晶界四，以便确定有效晶粒尺寸.利用 0.05 EBSD测得三种试轧钢的有效晶粒尺寸(EGS)分 A1A16A4 4 6 8 10 布如图2所示，其平均有效晶粒尺寸分别为3.17、 品粒尺寸加m 2.87和2.04μm.同时利用背散射衍射分析技术 图2三种试轧钢有效品粒尺寸分布情况 Fig.2 Grain size distribution of the three steels (EBSD)测得不同角度的晶界取向分布如图3所 示，大角度晶界(HAGBS)所占的比例分别为 经过Lapara试剂侵蚀过的三种试制钢组织如 65%、60%和51%. 图4所示，图中亮白色为M/A岛.从图中可以看

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 所示． 为了满足抗大变形管线钢的高洁净度要求， 对钢中的 S、P、O 和 N 等杂质元素都应进行严格控 制． 试验材料经真空感应炉冶炼，钢锭被锻造成截 面尺寸为 125 mm( 厚) × 165 mm( 宽) 的坯料，然后 轧制成截面尺寸为 14 mm ( 厚) × 165 mm ( 宽) 的热 轧试验用板． 表 1 试轧钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the steel investigated % C Si Mn S P Cu + Mo + Ni Ti + Nb Ceq Pcm Fe 0. 042 0. 25 1. 85 0. 006 0. 005 0. 79 ＜ 0. 11 0. 438 0. 177 余量 轧制过程在辊径为 500 mm 的二辊试验轧机 上进行，板坯加热到 1 200 ℃ ，保温 2 h，然后采用二 阶段控制轧制． 轧后先空冷到 700 ℃ 以得到足够 的铁素体; 后进入 ACC 水冷，冷却至 400 ℃ ，其冷 速为25 ℃·s － 1 ． 以便形成贝氏体和 M /A 岛，从而 获得铁素体、贝氏体和 M /A 岛的复相组织． 试验 中选取不同的终轧温度 830、800 和 775 ℃ ，其他工 艺参数基本相同，上下偏差小于 10 ℃ ，以研究不同 的终轧 温 度 对 抗 大 变 形 管 线 钢 组 织 与 性 能 的 影响． 金相试样在板宽 1 /2 处取样，经机械研磨抛光 后，采 用 4% 的硝酸酒精侵蚀，而彩色金相采用 Lapara 试剂进行侵蚀． 金相观察在金相显微镜上进 行，并采用图像分析软件分析 M/A 岛所占的面积分 数; 利用 EBSD 分析有效晶粒尺寸和大小角度晶界 所占的比例; 利用 JEM2100 透射电镜测试 M/A 岛 的形态． 拉伸试验按照 API--5L 标准沿纵向取样，后在 CMT--4305 电子万能试验机上常温下进行，根 据 ASTM E8M--04 标 准，夏比冲击的试样尺寸为 10 mm × 10 mm × 55 mm． 2 试验结果与分析 2. 1 微观组织 采用不同的终轧温度 830、800 和 775 ℃，得到 的组织照片如图 1 所示． 组织中均出现了铁素体、 贝氏体和 M/A 岛复相组织，而铁素体又可进一步分 为多边形铁素体和准多边形铁素体［3］． 图 1 三种试轧钢的金相组织． ( a) 830 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 775 ℃ Fig． 1 Optical micrographs of the three steels: ( a) 830 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 775 ℃ 随着终轧温度的降低，组织中多边形铁素体 ( PF) 平均晶粒尺寸降低，利用 Image Tool 软件计 算出了铁素体的平均晶粒尺寸分别为 3. 6、3. 35 和 2. 4 μm; 其所占体积分数有所增加，分 别 为 15. 6% 、18% 和 18. 5% ，但准多边形铁素体( QF) 的数量有所降低． 通常将大于 15°的晶界作为晶 粒的有效晶界［4］，以便确定有效晶粒尺寸． 利用 EBSD 测得三种试轧钢的有效晶粒尺寸( EGS) 分 布如图 2 所示，其平均有效晶粒尺寸分别为 3. 17、 2. 87 和2. 04 μm． 同时利用背散射衍射分析技术 ( EBSD) 测得不同角度的晶界取向分布如图 3 所 示，大 角 度 晶 界 ( HAGBS) 所 占 的 比 例 分 别 为 65% 、60% 和 51% ． 图 2 三种试轧钢有效晶粒尺寸分布情况 Fig． 2 Grain size distribution of the three steels 经过 Lapara 试剂侵蚀过的三种试制钢组织如 图4 所 示，图 中 亮 白 色 为M / A岛． 从 图 中 可 以 看 ·558·

第5期 郑晓飞等：终轧温度对X80抗大变形管线钢组织性能的影响 ·559· 0.8,1.3和2.0m.M/A岛的形态特征需要通过透 0.16 ■830℃ 射电镜(TEM)观察，图5中所标记的区域即为M/A 0.12 @800T 岛.图中显示管线钢组织中M/A岛的三种主要形 ☐775℃ 态，即块状、薄膜状和棒状，这三种形态的M/A岛在 0.08 不 三种试轧钢种中均存在. 终轧温度对铁素体含量与晶粒尺寸影响的原因 0.04 是：首先在低温轧制过程中，由于轧制变形，奥氏体 rE 45 内部储存能提高，铁素体的形核驱动力增大；其次轧 品界取向差心) 制温度越低，在奥氏体形变过程中所形成的位错晶 图3三种试轧钢的品界取向分布情况 界等缺陷越不容易回复，越有利于铁素体晶粒在晶 Fig.3 Distribution of grain boundary misorientation of the three 界和晶内形核；再次终轧温度的降低，Ti和Nb等微 steels 合金元素的溶解度降低，析出物的数量越来越多，为 出，M/A岛的含量和晶粒尺寸随着终轧温度的降低 随后的相变及新晶粒的形成提供了更多的形核 有所增加，利用图像处理软件Image Tool测出其所 点同.随着形核点的增多导致了晶粒在随后的长大 占的面积分数分别为1.4%、2.5%和3.0%；同时 过程中，晶粒之间相互挤压，晶粒长大受到限制从而 测量了1000个M/A岛的大小，其平均尺寸分别为 导致了晶粒的细化 20 um 20m 220m 图4三种试轧钢的M/A岛分布情况.(a)830℃：(b)800℃：(c)775℃ Fig.4 Distribution of M/A islands in the three steels:(a)830℃：(b)800℃：(c)775℃ 054m 034m 03m 图5三种试轧钢中的M/A岛形态.(a)块状M/A岛：(b)薄膜状M/A岛：(c)短棒状MIA Fig.5 M/A island forms of the three steels:(a)block-ike M/A island:(b)film-ike M/A island:(c)rod-ike M/A island 终轧温度升高时，多边形铁素体的形成由于形 新相的界面都是非共格大角度晶界风，转变速度较 核驱动力的降低而受到限制；而准多边形铁素体的 快，组织中的晶粒尺寸也往往较大.因此终轧温度 转变属于块状转变，新相和母相的成分相同，终轧温 升高，组织中的大角度晶界比例和有效晶粒尺寸较 度升高时，变形奥氏体内部的缺陷密度相对较低，奥 高，但是多边形铁素体的比例有所下降 氏体的稳定性有所增加，只要过冷至新相和母相自 终轧温度对M/A岛含量及品粒尺寸的影响在 由能相同的温度，就能发生转变，因此在随后的冷却 于：当终轧温度较高时，奥氏体会发生一定程度的 过程中数量明显增多.准多边形铁素体中，母相与 回复，降低了形成M/A岛的驱动力；而当终轧温度

第 5 期 郑晓飞等: 终轧温度对 X80 抗大变形管线钢组织性能的影响 图 3 三种试轧钢的晶界取向分布情况 Fig． 3 Distribution of grain boundary misorientation of the three steels 出，M/A 岛的含量和晶粒尺寸随着终轧温度的降低 有所增加，利用图像处理软件 Image Tool 测出其所 占的面积分数分别为 1. 4% 、2. 5% 和 3. 0% ; 同时 测量了 1 000 个 M/A 岛的大小，其平均尺寸分别为 0. 8，1. 3 和 2. 0 μm． M/A 岛的形态特征需要通过透 射电镜( TEM) 观察，图 5 中所标记的区域即为 M/A 岛． 图中显示管线钢组织中 M/A 岛的三种主要形 态，即块状、薄膜状和棒状，这三种形态的 M/A 岛在 三种试轧钢种中均存在． 终轧温度对铁素体含量与晶粒尺寸影响的原因 是: 首先在低温轧制过程中，由于轧制变形，奥氏体 内部储存能提高，铁素体的形核驱动力增大; 其次轧 制温度越低，在奥氏体形变过程中所形成的位错晶 界等缺陷越不容易回复，越有利于铁素体晶粒在晶 界和晶内形核; 再次终轧温度的降低，Ti 和 Nb 等微 合金元素的溶解度降低，析出物的数量越来越多，为 随后的相变及新晶粒的形成提供了更多的形核 点［5］． 随着形核点的增多导致了晶粒在随后的长大 过程中，晶粒之间相互挤压，晶粒长大受到限制从而 导致了晶粒的细化． 图 4 三种试轧钢的 M/A 岛分布情况． ( a) 830 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 775 ℃ Fig． 4 Distribution of M/A islands in the three steels: ( a) 830 ℃ ; ( b) 800 ℃ ; ( c) 775 ℃ 图 5 三种试轧钢中的 M/A 岛形态． ( a) 块状 M/A 岛; ( b) 薄膜状 M/A 岛; ( c) 短棒状 M/A Fig． 5 M/A island forms of the three steels: ( a) block-like M/A island; ( b) film-like M/A island; ( c) rod-like M/A island 终轧温度升高时，多边形铁素体的形成由于形 核驱动力的降低而受到限制; 而准多边形铁素体的 转变属于块状转变，新相和母相的成分相同，终轧温 度升高时，变形奥氏体内部的缺陷密度相对较低，奥 氏体的稳定性有所增加，只要过冷至新相和母相自 由能相同的温度，就能发生转变，因此在随后的冷却 过程中数量明显增多． 准多边形铁素体中，母相与 新相的界面都是非共格大角度晶界［2］，转变速度较 快，组织中的晶粒尺寸也往往较大． 因此终轧温度 升高，组织中的大角度晶界比例和有效晶粒尺寸较 高，但是多边形铁素体的比例有所下降． 终轧温度对 M /A 岛含量及晶粒尺寸的影响在 于: 当终轧温度较高时，奥氏体会发生一定程度的 回复，降低了形成 M /A 岛的驱动力; 而当终轧温度 ·559·

·560· 北京科技大学学报 第33卷 相对较低时，应变累积的效果较好促进了M/A岛 2.2力学性能 的形核；同时终轧温度的降低，组织中铁素体的比 表2列出了三种不同终轧温度试轧钢的力学性 例有所上升，尤其是多边形铁素体的比例上升.在 能指标.从表中可以看出：三种试轧钢的强度指标 多边形铁素体转变过程中，铁素体中的碳原子要 皆满足X80管线钢的要求；终轧温度为800℃时，屈 经过长程扩散，扩散到奥氏体中，稳定奥氏体，稳 服强度最低而抗拉强度最高，因此具有最低的屈强 定的奥氏体在随后的冷却过程中转变成马氏体或 比，同时应力比R:.sR。.s也较低，并且均匀延伸率 者残余奥氏体，而准多边形铁素体属于块状转变， 最高，已满足X80抗大变形管线钢的性能要求；终 在相变过程中仅发生短程扩散，新相和母相的成 轧温度在775℃时，屈服强度、抗拉强度均较高，屈 分不变，对M/A岛的影响不大.所以随着终轧温 强比也最高，但均匀延伸率最低，接近X100大变形 度的降低组织中M/A岛的数量有所增加，同时尺 管线钢的性能要求；终轧温度为830℃时，力学性能 寸也有所增大 指标居中 表2试轧样品的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the experimental steels 终轧温度/℃ Ro.s/MPa R/MPa 屈强比 Ra.s/MPa Ra.s/Ro.s Re.o/R.o Uel/% 830 580 715 0.81 645 1.07 1.06 8.5 800 550 768 0.73 630 1.14 1.10 9.8 775 630 760 0.83 710 1.09 1.04 7.5 注：RasR4.0Ru.5和R2o为真应变0.5%1.0%l.5%和2.0%处的应力：Rm为抗拉强度，Ras又规定为管线钢的屈服强度：Ud为均匀 伸长率 由于抗大变形管线钢失效的主要形式为屈曲， 瞬时应变硬化指数较高，三种试轧钢在1%真应 因此基于应变设计的抗大变形管线钢要求较高的均 变处的n分别为0.11、0.13和0.07 匀延伸率和较低的屈强比，以便抵抗屈曲失稳圆 表3列出了两种试轧钢的夏比冲击功(CVN). 根据相关研究)，管线钢的屈曲主要发生在真应变 从表中可以看出，当试验温度在0℃和-20℃时，高 1%处，因此提高材料1%真应变处的应变硬化指 终轧试轧钢的冲击功要高于低终轧的冲击功，在 数，对提高管体的抗变形能力是非常有意义的.由 -20℃时冲击功分别为110、100和84J,但随着试 下式计算出的不同真应变处对应的瞬时应变硬化指 验温度继续降低到-40℃时，低终轧试轧钢的冲击 数n如图6所示： 功却明显高于高终轧试轧钢，分别为59、67和75J. =do (1) 表3三种试轧钢不同温度下的冲击功 o ds Table 3 Charpy impact energy of the three steels 1.0 终轧 冲击试验温度小 ·-830℃ 0.8 温度/℃ 0℃ -20℃ -40℃ -60℃ -·-800℃ +775℃ 830 148 110 59 子 1.6 800 140 100 6> 50 775 89 84 75 71 屈服强度和均匀延伸率的大小，主要与铁素体 所占的比例、铁素体晶粒尺寸、有效晶粒尺寸和M/A 4567891011 直应变修 岛的大小有关；抗拉强度的大小主要取决于有效晶 图6n°与真应变的关系 粒尺寸以及M/A岛含量和晶粒大小.比较三种试 Fig.6 Relationships between n'and true strain 轧钢组织可以得出，随着终轧温度的提高，铁素体晶 粒尺寸有所增大，但铁素体所占的比例有所下降. 由于双相钢变形过程是通过软硬相相互协调进 终轧温度为830℃和800℃两种试轧钢的铁素 行的，因此瞬时应变硬化指数随着真应变的变化分 体晶粒尺寸比较接近：但是组织中铁素体的含量，后 为明显的三个阶段.当终轧温度较高时，管线钢的 者明显高于前者，同时M/A岛的含量也高于前者

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 相对较低时，应变累积的效果较好促进了 M /A 岛 的形核; 同时终轧温度的降低，组织中铁素体的比 例有所上升，尤其是多边形铁素体的比例上升． 在 多边形铁素体转变过程中，铁素体中的碳原子要 经过长程扩散，扩散到奥氏体中，稳定奥氏体，稳 定的奥氏体在随后的冷却过程中转变成马氏体或 者残余奥氏体，而准多边形铁素体属于块状转变， 在相变过程中仅发生短程扩散，新相和母相的成 分不变，对 M /A 岛的影响不大． 所以随着终轧温 度的降低组织中 M /A 岛的数量有所增加，同时尺 寸也有所增大． 2. 2 力学性能 表 2 列出了三种不同终轧温度试轧钢的力学性 能指标． 从表中可以看出: 三种试轧钢的强度指标 皆满足 X80 管线钢的要求; 终轧温度为 800 ℃时，屈 服强度最低而抗拉强度最高，因此具有最低的屈强 比，同时应力比 Rt1. 5 /Rt0. 5 也较低，并且均匀延伸率 最高，已满足 X80 抗大变形管线钢的性能要求; 终 轧温度在 775 ℃ 时，屈服强度、抗拉强度均较高，屈 强比也最高，但均匀延伸率最低，接近 X100 大变形 管线钢的性能要求; 终轧温度为 830 ℃ 时，力学性能 指标居中． 表 2 试轧样品的力学性能 Table 2 Mechanical properties of the experimental steels 终轧温度/℃ Rt0. 5 /MPa Rm /MPa 屈强比 Rt1. 5 /MPa Rt1. 5 /Rt0. 5 Rt2. 0 /Rt1. 0 Uel /% 830 580 715 0. 81 645 1. 07 1. 06 8. 5 800 550 768 0. 73 630 1. 14 1. 10 9. 8 775 630 760 0. 83 710 1. 09 1. 04 7. 5 注: Rt0. 5、Rt1. 0、Rt1. 5和 Rt2. 0为真应变 0. 5% 、1. 0% 、1. 5% 和 2. 0% 处的应力; Rm为抗拉强度，Rt0. 5 又规定为管线钢的屈服强度; Uel 为均匀 伸长率． 由于抗大变形管线钢失效的主要形式为屈曲， 因此基于应变设计的抗大变形管线钢要求较高的均 匀延伸率和较低的屈强比，以便抵抗屈曲失稳［6］． 根据相关研究［7］，管线钢的屈曲主要发生在真应变 1% 处，因此提高材料 1% 真应变处的应变硬化指 数，对提高管体的抗变形能力是非常有意义的． 由 下式计算出的不同真应变处对应的瞬时应变硬化指 数 n* 如图 6 所示: n* = ε σ ·dσ dε ( 1) 图 6 n* 与真应变的关系 Fig． 6 Relationships between n* and true strain 由于双相钢变形过程是通过软硬相相互协调进 行的，因此瞬时应变硬化指数随着真应变的变化分 为明显的三个阶段． 当终轧温度较高时，管线钢的 瞬时应变硬化指数 n* 较高，三种试轧钢在 1% 真应 变处的 n* 分别为 0. 11、0. 13 和 0. 07． 表 3 列出了两种试轧钢的夏比冲击功( CVN) ． 从表中可以看出，当试验温度在 0 ℃和 － 20 ℃时，高 终轧试轧钢的冲击功要高于低终轧的冲击功，在 － 20 ℃时冲击功分别为 110、100 和 84 J，但随着试 验温度继续降低到 － 40 ℃ 时，低终轧试轧钢的冲击 功却明显高于高终轧试轧钢，分别为 59、67 和 75 J． 表 3 三种试轧钢不同温度下的冲击功 Table 3 Charpy impact energy of the three steels 终轧 温度/℃ 冲击试验温度/J 0 ℃ － 20 ℃ － 40 ℃ － 60 ℃ 830 148 110 59 45 800 140 100 67 50 775 89 84 75 71 屈服强度和均匀延伸率的大小，主要与铁素体 所占的比例、铁素体晶粒尺寸、有效晶粒尺寸和M/A 岛的大小有关; 抗拉强度的大小主要取决于有效晶 粒尺寸以及 M/A 岛含量和晶粒大小． 比较三种试 轧钢组织可以得出，随着终轧温度的提高，铁素体晶 粒尺寸有所增大，但铁素体所占的比例有所下降． 终轧温度为 830 ℃和 800 ℃ 两种试轧钢的铁素 体晶粒尺寸比较接近; 但是组织中铁素体的含量，后 者明显高于前者，同时 M/A 岛的含量也高于前者， ·560·

第5期 郑晓飞等：终轧温度对X80抗大变形管线钢组织性能的影响 ·561· 因此后者的屈服强度较低而抗拉强度却较高，屈强 化反而降低冲击值，因为强度的升高降低了材料的 比显著降低，而应力比和均匀延伸率显著增加.虽 变形能力.但是，随着试验温度的降低，由于晶粒的 然当终轧温度为775℃时，试轧钢的铁素体含量与 细化降低了组织的韧脆转变温度，因此在更低的试 终轧温度为800℃时相同，并且M/A岛的含量最 验温度下，终轧温度低的试轧样品冲击功反而较高. 高，但是由于铁素体晶粒尺寸显著下降而M/A岛尺 3结论 寸显著增加，屈服强度提高较大而抗拉强度却有所 降低，以至于屈强比升高.但是，其均匀延伸率最低 (1)适当降低终轧温度有利于提高铁素体和 的原因在于：M/A岛尺寸较小时，可以有效地阻碍 M/A岛的形核驱动力，促进多边形铁素体和M/A 裂纹的扩展，对均匀延伸率的影响不是很大，但是当 岛的形成，有利于降低组织的有效晶粒尺寸.同时， M/A岛尺寸增加时，却会造成应力集中，严重影响 由于准多边形铁素体含量的降低，大角度晶界所占 均匀延伸率；其次终轧温度过低接近铁素体转变温 的比例也相应有所降低. 度时，形变诱发形成的铁素体中会形成加工位错回 (2)瞬时应变硬化指数的大小取决于软相和硬 复性组织而使塑性降低；再次晶粒尺寸小于10μm 相的强度差别，即与铁素体、贝氏体和M/A岛三相 时，晶粒尺寸与均匀延伸率呈负相关圆 的晶粒尺寸大小以及组织中所占的比例有关，终轧 对于复相钢，影响屈强比和应变硬化指数大小 温度为800℃时软相与硬相的强度差别最大，其瞬 的根本原因是组织中软相和硬相的比例以及软相和 时应变硬化指数最高为0.13. 硬相的强度差，如下式所示： (3)三种试轧X80抗大变形管线钢的屈服强 fR 度和抗拉强度，均满足X80级别管线钢的要求，但 Ras/R.=Rt+(I-力RH (2) 是当终轧温度为800℃时，己非常接近西气东输二 即 线X80抗大变形管线钢技术条件中对均匀伸长率 f Ros/R=f+(1-A)Rau/Rm (3) 10%、屈强比0.8和应力比1.15等的要求.因此工 业生产中，终轧温度应该确定在800℃左右. 式中，Ra5和Rm分别是材料的屈服强度和抗拉强 度，R为软相的抗拉强度，∫为软相的体积分数， 参考文献 R为硬相抗拉强度 根据式(3)，当铁素体晶粒尺寸细化，同时M/A [Fujita S,Takeuchi I,Shitamoto H,et al.Strain capacity of X80 grade UOE pipe for strain based design in seismic areal/Proceed- 含量减小即硬相和软相之间的强度差变小时，屈强 ings of the 18th (2008)International Offshore and Polar Engineer- 比随之增大.这是因为铁素体晶粒细化，造成钢中 ing Conference (ISOPE).Vancouver,2008:86 铁素体的强度增加，使铁素体（软相）与贝氏体和 [2] Wang Y Y,Liu M,Rudland D,et al.Strain based design of high M/A岛（硬相）的强度差变小.因此当铁素体晶粒 strength pipelines//Proceedings of the 17th (2007)International 发生塑性变形时，硬相也随即发生塑性变形，因为不 Offshore and Polar Engineering Conference ISOPE).Lishon, 2007:3186 能承担软相传递来的应力集中，所以整个钢的加工 B]Li H L,Guo W,Feng Y R,et al.An Illustrative Collection of 硬化能力降低，而屈强比升高. Microstructure Micrographs of High Strength Micro-lloyed Steels. 夏比冲击功的影响因素比较复杂，大角度晶界 Beijing:Petroleum Industry Press,2001:3 的增加可以阻止裂纹的扩展：而晶粒的细化增加了 (李鹤林，郭生武，冯耀荣，等.高强度微合金管线钢显微组织 裂纹扩展的阻力，其对韧脆转变温度的影响如下式 分析与鉴别图谱.北京：石油工业出版社，2001：3) 所示： [4]Wang W,Yan W,Zhu L,et al.Relation among rolling parame- ters,microstructures and mechanical properties in an acicular fer- T.=A-mD-12 (4) rite pipeline steel.Mater Des,2009,30(9):3436 式中，A、m为常数，D为晶粒尺寸. [5] Wang Y M,Li M Y,Wei G.Controlled Rolling and Controlled 当试验温度为0℃和-20℃时，终轧温度为 Cooling of Steel.Beijing:Metallurgical Industry Press,2009:107 830℃的试轧样品的冲击功最高.原因可能是：在 (王有铭，李曼云，韦光.钢材的控制轧制和控制冷却.北京： 0℃和-20℃时，试验温度稍高的情况下，大角度晶 治金工业出版社，2009：107) [6]Chen H Y,Ji L K,Gong S T,et al.Deformation behavior predic- 界对裂纹扩展的阻力影响是主要因素，其阻碍了裂 tion of X80 steel line pipe and implication on high strain//Pro- 纹的扩展方向，提高了裂纹的扩展阻力0-：同时， ceedings of the 7th International Pipeline Conference.Calgary, 试验温度的升高，试样为完全韧性断裂，此时品粒细 2008:763

第 5 期 郑晓飞等: 终轧温度对 X80 抗大变形管线钢组织性能的影响 因此后者的屈服强度较低而抗拉强度却较高，屈强 比显著降低，而应力比和均匀延伸率显著增加． 虽 然当终轧温度为 775 ℃ 时，试轧钢的铁素体含量与 终轧温度为 800 ℃ 时相同，并且 M/A 岛的含量最 高，但是由于铁素体晶粒尺寸显著下降而 M/A 岛尺 寸显著增加，屈服强度提高较大而抗拉强度却有所 降低，以至于屈强比升高． 但是，其均匀延伸率最低 的原因在于: M/A 岛尺寸较小时，可以有效地阻碍 裂纹的扩展，对均匀延伸率的影响不是很大，但是当 M/A 岛尺寸增加时，却会造成应力集中，严重影响 均匀延伸率; 其次终轧温度过低接近铁素体转变温 度时，形变诱发形成的铁素体中会形成加工位错回 复性组织而使塑性降低; 再次晶粒尺寸小于 10 μm 时，晶粒尺寸与均匀延伸率呈负相关［8］． 对于复相钢，影响屈强比和应变硬化指数大小 的根本原因是组织中软相和硬相的比例以及软相和 硬相的强度差，如下式所示: Rt0. 5 /Rm = fRmF fRmF + ( 1 － f) RmH ( 2) 即 Rt0. 5 /Rm = f f + ( 1 － f) RmH /RmF ( 3) 式中，Rt0. 5 和 Rm 分别是材料的屈服强度和抗拉强 度，RmF 为软相的抗拉强度，f 为软相的体积分数， RmH为硬相抗拉强度． 根据式( 3) ，当铁素体晶粒尺寸细化，同时 M/A 含量减小即硬相和软相之间的强度差变小时，屈强 比随之增大． 这是因为铁素体晶粒细化，造成钢中 铁素体的强度增加，使铁素体( 软相) 与贝氏体和 M/A 岛( 硬相) 的强度差变小． 因此当铁素体晶粒 发生塑性变形时，硬相也随即发生塑性变形，因为不 能承担软相传递来的应力集中，所以整个钢的加工 硬化能力降低，而屈强比升高［9］． 夏比冲击功的影响因素比较复杂，大角度晶界 的增加可以阻止裂纹的扩展; 而晶粒的细化增加了 裂纹扩展的阻力，其对韧脆转变温度的影响如下式 所示: Tc = A － mD － 1 /2 ( 4) 式中，A、m 为常数，D 为晶粒尺寸． 当试验温度为 0 ℃ 和"20 ℃ 时，终轧温度为 830 ℃的试轧样品的冲击功最高． 原因可能是: 在 0 ℃和"20 ℃时，试验温度稍高的情况下，大角度晶 界对裂纹扩展的阻力影响是主要因素，其阻碍了裂 纹的扩展方向，提高了裂纹的扩展阻力［10--11］; 同时， 试验温度的升高，试样为完全韧性断裂，此时晶粒细 化反而降低冲击值，因为强度的升高降低了材料的 变形能力． 但是，随着试验温度的降低，由于晶粒的 细化降低了组织的韧脆转变温度，因此在更低的试 验温度下，终轧温度低的试轧样品冲击功反而较高． 3 结论 ( 1) 适当降低终轧温度有利于提高铁素体和 M/A 岛的形核驱动力，促进多边形铁素体和 M/A 岛的形成，有利于降低组织的有效晶粒尺寸． 同时， 由于准多边形铁素体含量的降低，大角度晶界所占 的比例也相应有所降低． ( 2) 瞬时应变硬化指数的大小取决于软相和硬 相的强度差别，即与铁素体、贝氏体和 M/A 岛三相 的晶粒尺寸大小以及组织中所占的比例有关，终轧 温度为 800 ℃时软相与硬相的强度差别最大，其瞬 时应变硬化指数最高为 0. 13． ( 3) 三种试轧 X80 抗大变形管线钢的屈服强 度和抗拉强度，均满足 X80 级别管线钢的要求，但 是当终轧温度为 800 ℃ 时，已非常接近西气东输二 线 X80 抗大变形管线钢技术条件中对均匀伸长率 10% 、屈强比 0. 8 和应力比 1. 15 等的要求． 因此工 业生产中，终轧温度应该确定在 800 ℃左右． 参 考 文 献 ［1］ Fujita S，Takeuchi I，Shitamoto H，et al． Strain capacity of X80 grade UOE pipe for strain based design in seismic area / /Proceed￾ings of the 18th ( 2008) International Offshore and Polar Engineer￾ing Conference ( ISOPE) ． Vancouver，2008: 86 ［2］ Wang Y Y，Liu M，Rudland D，et al． Strain based design of high strength pipelines/ /Proceedings of the 17th ( 2007) International Offshore and Polar Engineering Conference ( ISOPE ) ． Lisbon， 2007: 3186 ［3］ Li H L，Guo S W，Feng Y R，et al． An Illustrative Collection of Microstructure Micrographs of High Strength Micro-alloyed Steels． Beijing: Petroleum Industry Press，2001: 3 ( 李鹤林，郭生武，冯耀荣，等． 高强度微合金管线钢显微组织 分析与鉴别图谱． 北京: 石油工业出版社，2001: 3) ［4］ Wang W，Yan W，Zhu L，et al． Relation among rolling parame￾ters，microstructures and mechanical properties in an acicular fer￾rite pipeline steel． Mater Des，2009，30( 9) : 3436 ［5］ Wang Y M，Li M Y，Wei G． Controlled Rolling and Controlled Cooling of Steel． Beijing: Metallurgical Industry Press，2009: 107 ( 王有铭，李曼云，韦光． 钢材的控制轧制和控制冷却． 北京: 冶金工业出版社，2009: 107) ［6］ Chen H Y，Ji L K，Gong S T，et al． Deformation behavior predic￾tion of X80 steel line pipe and implication on high strain / /Pro￾ceedings of the 7th International Pipeline Conference． Calgary， 2008: 763 ·561·