两阶段控制冷却工艺对含钼X80抗大变形管线钢组织与性能的影响

D0L:10.13374/.issn1001-053x.2011.07.010 第33卷第7期 北京科技大学学报 Vol.33 No.7 2011年7月 Journal of University of Science and Technology Beijing Jul.2011 两阶段控制冷却工艺对含钼X80抗大变形管线钢组 织与性能的影响 孟德亮) 康永林)四郑晓飞) 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)济南钢铁集团总公司技术中心，济南250101 ☒通信作者，E-mail:kangylin@usth.edu.cn 摘要采用TMCP热轧及轧后两阶段控制冷却技术，在试验室制备了含Mo成分的X80级抗大变形管线钢，并利用扫描电 镜和透射电镜等分析方法研究了不同冷却条件对组织与性能的影响.结果表明，采用两阶段控制冷却工艺的含Mo成分X80 抗大变形管线钢为铁素体一贝氏体双相组织：随加速冷却中开冷温度降低，组织中铁素体含量增加，试样强度降低，屈强比降 低，均匀伸长率提高：随加速冷却中终冷温度降低，贝氏体中M/A含量减少，尺寸更细小，分布更分散，试样强度变化不大但均 匀伸长率显著提升.分析表明，当铁素体含量一定时，均匀伸长率与贝氏体中M/A密切相关，细小且均匀分布的M/A可提高 加工硬化速率，推迟颈缩发生，使均匀伸长率升高.当加速冷却中开冷温度为690℃、终冷温度为450℃时，组织中铁素体的体 积分数约为23%、晶粒尺寸约为5μm,M/A岛尺寸约为1μm,组织均匀性良好，试样得到最优的强度塑性匹配. 关键词管线钢：钼：控制冷却：微观组织：力学性能 分类号TG142.4:TG335.1 Effect of two-stage controlled cooling on the microstructure and properties of Mo-containing X80 high-deformability pipeline steel MENG De-liang,KANG Yong-lin,ZHENG Xiao-fei,AN Shou-yong?,XIA Dian-xiu) 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)Technology Center,Jinan Iron Steel Co.Ltd.,Jinan 250101,China Corresponding author,E-mail:kangylin@ustb.edu.cn ABSTRACT A Mo-eontaining X80 high-deformability pipeline steel was processed by TMCP rolling and two-stage controlled cooling in laboratory.The effects of cooling conditions on the microstructure and properties of the steel were investigated by scanning electron microscopy (SEM)and transmission electron microscopy (TEM).It is found that the microstructure of the steel processed by two-stage controlled cooling is ferrite-bainite dual phase.As the start temperature in accelerated cooling comes down,both the strength and yield ratio decrease and the uniform elongation (uEl)increases with the ferritic volume fraction increasing.As the finish temperature in accelerated cooling becomes lower,the amount of martensite-austenite (M/A)constituents in bainite decreases and the M/A islands are much finer and more uniformly dispersed.The strength changes little but the uEl increases significantly.It is considered that uEl is closely related to M/A constituents in bainite when the ferritic volume fraction is constant.Finely and uniformly dispersed M/A islands can increase the value of uEl by increasing the work hardening rate and delaying the onset of necking.When the accelerated cooling starts at 690C and finishes at 450C,the ferritic volume fraction is about 23%,the grain size is approximately 5um,and the average grain size of M/A islands is approximately 1 um.The uniform microstructure provides good combination of strength-ductility properties. KEY WORDS pipeline steel;molybdenum:controlled cooling:microstructure:mechanical properties 长距离油气输送管线在敷设和服役过程中，不 黄土区等地质活动复杂的地带，在地质作用下管道 可避免地会穿越地震多发区、不连续冻土区和疏松 会因外部非正常载荷干扰而产生屈曲、拉裂和挤毁 收稿日期：20100709 基金项目：国家高技术研究发展计划资助项目(No.2009AA03Z518)

第 33 卷 第 7 期 2011 年 7 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 33 No． 7 Jul． 2011 两阶段控制冷却工艺对含钼 X80 抗大变形管线钢组 织与性能的影响 孟德亮1) 康永林1)  郑晓飞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) 济南钢铁集团总公司技术中心，济南 250101  通信作者，E-mail: kangylin@ ustb． edu． cn 摘 要 采用 TMCP 热轧及轧后两阶段控制冷却技术，在试验室制备了含 Mo 成分的 X80 级抗大变形管线钢，并利用扫描电 镜和透射电镜等分析方法研究了不同冷却条件对组织与性能的影响． 结果表明，采用两阶段控制冷却工艺的含 Mo 成分 X80 抗大变形管线钢为铁素体 － 贝氏体双相组织; 随加速冷却中开冷温度降低，组织中铁素体含量增加，试样强度降低，屈强比降 低，均匀伸长率提高; 随加速冷却中终冷温度降低，贝氏体中 M/A 含量减少，尺寸更细小，分布更分散，试样强度变化不大但均 匀伸长率显著提升． 分析表明，当铁素体含量一定时，均匀伸长率与贝氏体中 M/A 密切相关，细小且均匀分布的 M/A 可提高 加工硬化速率，推迟颈缩发生，使均匀伸长率升高． 当加速冷却中开冷温度为 690 ℃、终冷温度为 450 ℃时，组织中铁素体的体 积分数约为 23% 、晶粒尺寸约为 5 μm，M/A 岛尺寸约为 1 μm，组织均匀性良好，试样得到最优的强度塑性匹配． 关键词 管线钢; 钼; 控制冷却; 微观组织; 力学性能 分类号 TG142. 4; TG335. 1 Effect of two-stage controlled cooling on the microstructure and properties of Mo-containing X80 high-deformability pipeline steel MENG De-liang1) ，KANG Yong-lin1)  ，ZHENG Xiao-fei 1) ，AN Shou-yong2) ，XIA Dian-xiu2) 1) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) Technology Center，Jinan Iron ＆ Steel Co． Ltd． ，Jinan 250101，China  Corresponding author，E-mail: kangylin@ ustb． edu． cn ABSTRACT A Mo-containing X80 high-deformability pipeline steel was processed by TMCP rolling and two-stage controlled cooling in laboratory． The effects of cooling conditions on the microstructure and properties of the steel were investigated by scanning electron microscopy ( SEM) and transmission electron microscopy ( TEM) ． It is found that the microstructure of the steel processed by two-stage controlled cooling is ferrite-bainite dual phase． As the start temperature in accelerated cooling comes down，both the strength and yield ratio decrease and the uniform elongation ( uEl) increases with the ferritic volume fraction increasing． As the finish temperature in accelerated cooling becomes lower，the amount of martensite-austenite ( M/A) constituents in bainite decreases and the M/A islands are much finer and more uniformly dispersed． The strength changes little but the uEl increases significantly． It is considered that uEl is closely related to M/A constituents in bainite when the ferritic volume fraction is constant． Finely and uniformly dispersed M/A islands can increase the value of uEl by increasing the work hardening rate and delaying the onset of necking． When the accelerated cooling starts at 690 ℃ and finishes at 450 ℃，the ferritic volume fraction is about 23% ，the grain size is approximately 5 μm，and the average grain size of M/A islands is approximately 1 μm． The uniform microstructure provides good combination of strength-ductility properties． KEY WORDS pipeline steel; molybdenum; controlled cooling; microstructure; mechanical properties 收稿日期: 2010--07--09 基金项目: 国家高技术研究发展计划资助项目( No． 2009AA03Z518) 长距离油气输送管线在敷设和服役过程中，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的地带，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 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2011.07.010

第7期 孟德亮等：两阶段控制冷却工艺对含钼X80抗大变形管线钢组织与性能的影响 ·835 等大变形失效.虽然采用降低钢级和增大壁厚的方 后在Φ350mm四辊轧机上热轧，经七道次轧制成 法可以改善管道的抗大变形能力而，但会使建设成 11mm厚钢板试样.热轧采用再结晶区和未再结品 本显著增加.为获得在地震区、冻土区等地带应用 区两阶段控轧工艺，再结晶区轧制开轧温度 高强度钢节约建设成本的经济效益，需要开发和应 1150℃，终轧温度1050℃，累积压下率>60%；未 用具有良好抗大变形性能的高强度管线钢.高钢级 再结晶区轧制开轧温度950℃，终轧温度800℃，累 抗大变形管线钢因而逐渐成为管线钢研究领域内的 积压下率>70%. 热点问题之一 传统管线钢轧后均采用直接快冷的冷却方式， 抗大变形管线钢在满足高强度的同时还应具备 组织为单一的贝氏体，强韧性较高，但塑性不足：为 低屈强比(R。s/Rm≤0.85)、高应变硬化指数(n> 得到抗大变形性能良好的铁素体一贝氏体双相组 0.10)、高均匀伸长率(uEl≥10%)以及应力-应变 织，本试验采用了两阶段控制冷却工艺（图1）：轧后 曲线为无屈服平台形（圆屋顶形）等特点以确保良 首先缓慢空冷至Ar3以下温度，以得到一定含量的 好的抗大变形能力回.铁素体一贝氏体双相显微组 铁素体：随后入水加速冷却(ACC),使余下未转变 织由于同时兼备较高的强度、较高的韧性和优良的 的过冷奥氏体在快冷过程中转变为贝氏体.试验设 塑性，被认为是抗大变形管线钢的理想组织结 置了不同加速冷却的开冷与终冷温度，以研究不同 构，3.Ishikawa等通过使用微观力学模型理论 的冷却条件对试样组织和性能的影响.具体冷却参 建立了铁素体-贝氏体双相组织的单胞模型，并采 数如表2所示 用有限元模拟方法研究了该模型中贝氏体的含量及 终轧 长径比对双相组织的应变硬化行为的影响.国内的 两阶段控制冷却 M 焦多田等的研究了弛豫终止温度对无M。成分管线 铁素体 钢组织内铁素体体积分数与晶粒尺寸，以及屈强比 直接快冷 的影响.然而，目前国内外关于铁素体一贝氏体双相 贝氏体 组织对均匀变形性能影响的研究尚很少见，尤其是 生产工艺对含Mo成分抗大变形管线钢的微观组织 马氏体 B F+B 特征及均匀伸长率影响的研究还未见文献报道.本 时向 文采用低C含Mo的成分设计治炼试验用钢，经 图1两阶段控制冷却工艺示意图 TMCP轧制和轧后两阶段控制冷却工艺，得到铁素 Fig.1 Schematic diagram of the two-stage controlled cooling process 体一贝氏体双相组织X80级抗大变形管线钢；随后 表2热轧试样的控制冷却工艺参数 研究了不同的控制冷却条件对铁素体一贝氏体双相 Table 2 Controlled cooling schedule of the hot rolled samples 微观组织特征的影响，并就不同特征的双相组织对 加速冷却的 加速冷却的 冷却速度/ 钢的力学性能特别是均匀伸长率的影响进行了 试样 开冷温度/℃ 终冷温度/℃ (℃s1) 分析 720 500 20-30 1试验材料与方法 2 690 500 20-30 3 690 450 20-30 试验用钢采用低C含Mo的成分设计，化学成 660 500 20-30 分如表1所示，还包括其他合金元素Nb、Ti、Cu和 Ni.试验钢采用50kg真空感应炉冶炼，真空浇铸并 金相试样和薄膜试样从试验热轧钢板宽度1/4 快冷，随后将铸锭加热并锻造成断面为95mm× 处沿平行于轧制方向切取.金相试样经打磨、抛光 100mm的矩形热轧钢坯 和4%硝酸乙醇浸蚀后，在Leica-S440i扫描电子显 微镜(SEM)下观察其微观组织；薄膜试样经手工研 表1试验用钢的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of the experimental steel 磨预减薄和双喷电解抛光后，在JEMS2000透射电 子显微镜(TEM)下进行观察分析.在试验热轧钢板 Mn Mo P 沿平行于轧制方向按照API5L标准切取纵向全壁 0.06 0.16 1.85 0.26 0.007 0.005 厚板状拉伸试样，在CMT-4305电子万能试验机上 钢坯放入电阻炉中加热至1200℃，保温2h,之 进行拉伸试验，检测试样的拉伸力学性能

第 7 期 孟德亮等: 两阶段控制冷却工艺对含钼 X80 抗大变形管线钢组织与性能的影响 等大变形失效． 虽然采用降低钢级和增大壁厚的方 法可以改善管道的抗大变形能力［1］，但会使建设成 本显著增加． 为获得在地震区、冻土区等地带应用 高强度钢节约建设成本的经济效益，需要开发和应 用具有良好抗大变形性能的高强度管线钢． 高钢级 抗大变形管线钢因而逐渐成为管线钢研究领域内的 热点问题之一． 抗大变形管线钢在满足高强度的同时还应具备 低屈强比( Rt0. 5 /Rm≤0. 85) 、高应变硬化指数( n ＞ 0. 10) 、高均匀伸长率( uEl≥10% ) 以及应力--应变 曲线为无屈服平台形( 圆屋顶形) 等特点以确保良 好的抗大变形能力［2］． 铁素体--贝氏体双相显微组 织由于同时兼备较高的强度、较高的韧性和优良的 塑 性，被认为是抗大变形管线钢的理想组织结 构［1，3--5］． Ishikawa 等［3］通过使用微观力学模型理论 建立了铁素体 － 贝氏体双相组织的单胞模型，并采 用有限元模拟方法研究了该模型中贝氏体的含量及 长径比对双相组织的应变硬化行为的影响． 国内的 焦多田等［6］研究了弛豫终止温度对无 Mo 成分管线 钢组织内铁素体体积分数与晶粒尺寸，以及屈强比 的影响． 然而，目前国内外关于铁素体--贝氏体双相 组织对均匀变形性能影响的研究尚很少见，尤其是 生产工艺对含 Mo 成分抗大变形管线钢的微观组织 特征及均匀伸长率影响的研究还未见文献报道． 本 文采用低 C 含 Mo 的成分设计冶炼试验用钢，经 TMCP 轧制和轧后两阶段控制冷却工艺，得到铁素 体--贝氏体双相组织 X80 级抗大变形管线钢; 随后 研究了不同的控制冷却条件对铁素体--贝氏体双相 微观组织特征的影响，并就不同特征的双相组织对 钢的力学性能特别是均匀伸长率的影响进行了 分析． 1 试验材料与方法 试验用钢采用低 C 含 Mo 的成分设计，化学成 分如表 1 所示，还包括其他合金元素 Nb、Ti、Cu 和 Ni． 试验钢采用 50 kg 真空感应炉冶炼，真空浇铸并 快冷，随后将铸锭加热并锻造成断面为95 mm × 100 mm的矩形热轧钢坯． 表 1 试验用钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the experimental steel % C Si Mn Mo P S 0. 06 0. 16 1. 85 0. 26 0. 007 0. 005 钢坯放入电阻炉中加热至1200℃ ，保温2h，之 后在 350 mm 四辊轧机上热轧，经七道次轧制成 11 mm厚钢板试样． 热轧采用再结晶区和未再结晶 区两阶段控轧工艺，再 结 晶 区 轧 制 开 轧 温 度 1 150 ℃，终轧温度 1 050 ℃，累积压下率 ＞ 60% ; 未 再结晶区轧制开轧温度 950 ℃，终轧温度 800 ℃，累 积压下率 ＞ 70% ． 传统管线钢轧后均采用直接快冷的冷却方式， 组织为单一的贝氏体，强韧性较高，但塑性不足; 为 得到抗大变形性能良好的铁素体--贝氏体双相组 织，本试验采用了两阶段控制冷却工艺( 图 1) : 轧后 首先缓慢空冷至 Ar3以下温度，以得到一定含量的 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过程中转变为贝氏体． 试验设 置了不同加速冷却的开冷与终冷温度，以研究不同 的冷却条件对试样组织和性能的影响． 具体冷却参 数如表 2 所示． 图 1 两阶段控制冷却工艺示意图 Fig． 1 Schematic diagram of the two-stage controlled cooling process 表 2 热轧试样的控制冷却工艺参数 Table 2 Controlled cooling schedule of the hot rolled samples 试样 加速冷却的 开冷温度/℃ 加速冷却的 终冷温度/℃ 冷却速度/ ( ℃·s － 1 ) 1 720 500 20 ～ 30 2 690 500 20 ～ 30 3 690 450 20 ～ 30 4 660 500 20 ～ 30 金相试样和薄膜试样从试验热轧钢板宽度 1 /4 处沿平行于轧制方向切取． 金相试样经打磨、抛光 和 4% 硝酸乙醇浸蚀后，在 Leica--S440i 扫描电子显 微镜( SEM) 下观察其微观组织; 薄膜试样经手工研 磨预减薄和双喷电解抛光后，在 JEMS2000 透射电 子显微镜( TEM) 下进行观察分析． 在试验热轧钢板 沿平行于轧制方向按照 API 5L 标准切取纵向全壁 厚板状拉伸试样，在 CMT--4305 电子万能试验机上 进行拉伸试验，检测试样的拉伸力学性能． ·835·

·836 北京科技大学学报 第33卷 左右（图2(b)):当开冷温度降到660℃时，铁素体 2 试验结果与分析 晶粒长大现象明显，晶粒尺寸变得大小不一，部分铁 2.1冷却条件对组织特征的影响 素体晶粒尺寸可达10um(图2(d)).可以发现：在 不同冷却条件下各试样的SEM显微组织形貌 开冷温度从720℃降低到690℃这一阶段，铁素体 如图2所示.从图中可以看到：试样1~4的组织均 含量的增加主要是由铁素体晶粒的形核数量增多引 为铁素体一贝氏体双相组织.其中铁素体晶界较清 起的：而在690℃降低到660℃这一阶段，铁素体含 晰，包括部分呈等轴状的多边形铁素体(P℉)和部分 量的增加主要通过铁素体晶粒的长大而实现 形态不规则的准多边形铁素体(QF):贝氏体组织轮 试样2与试样3的加速冷却开冷温度相同，但 廓模糊，基体上分布着亮白色的粒状或等轴状M/A 试样3的终冷温度较低(450℃).从组织SEM照片 岛，为粒状贝氏体(GB).对比试样1、2和4可以看 可以看出：试样2（图2(b))与试样3（图2(c))中 出，加速冷却的开冷温度对组织中铁素体的相对含 铁素体的晶粒大小和体积分数相近，但贝氏体组织 量有很大影响：随开冷温度降低，铁素体体积分数逐 的形貌却有明显不同.试样3贝氏体中M/A岛的 渐增大.当开冷温度为720℃时，组织中己开始出 含量较少，尺寸较细小，大小约为1m,分布较均 现少量铁素体，晶粒细小，尺寸小于5m 匀：而试样2贝氏体中的岛状物含量较多，尺寸更为 (图2(a)):开冷温度为690℃时，铁素体晶粒数量 粗大，且大小不均，其中较大的可达3~4m,多为 增多，晶粒有所增大，但仍然较为均匀，尺寸在5μm 非等轴状，组织均匀性明显偏低. b 104m 10m 104m 图2不同冷却条件下试样的SEM显微组织.(a)试样1：(b)试样2：(c)试样3：(d)试样4 Fig.2 SEM microstructures of samples under different cooling conditions:(a)sample No.1:(b)sample No.2:(c)sample No.3:(d)sample No.4 图3为在透射电镜下观察试样2和3中P℉、 A组织（图3(a),(b)和(c)）),部分GB板条间也可 QF、GB和M/A等组织的微观形貌特征.PF和QF 见条状或薄膜状的M/A(如图3(c)中黑色箭头所 的外形呈等轴状或块状，其中P℉内的位错密度很 示).通过对试样2和3中M/A组织的比较发现， 低，QF内的位错密度较高（图3(a),(d));GB外形 试样2中的M/A岛多呈条块状，尺寸较大，而试样 为伸长的铁素体条，呈板条状轮廓并排列成束，板条 3中的M/A岛多呈等轴状，尺寸更细小 内可观察到高密度的位错网络，经不断的交错和缠 2.2冷却条件对拉伸性能的影响 结，形成密集的位错团、位错墙及胞状结构 表3列出了试样1~4的纵向拉伸力学性能. (图3(c),(d)).试样基体中还观察到点状析出粒 其中应力比R:.5/Rm5是E=1.5%应变和ε=0.5% 子，尺寸在100nm左右，能谱分析表明为(Nb,Ti) 应变时应力的比值。应力比由于易于测量，因而常 (C,N)复合析出相（如图3(b)中白色箭头所示）. 用于代替n值表征材料应变强化能力司.可以看 在QF或GB的晶粒之间分布着深黑色颗粒状的M/ 到：试样3的各项拉伸性能均满足X80级抗大变形

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 2 试验结果与分析 2. 1 冷却条件对组织特征的影响 不同冷却条件下各试样的 SEM 显微组织形貌 如图 2 所示． 从图中可以看到: 试样 1 ～ 4 的组织均 为铁素体--贝氏体双相组织． 其中铁素体晶界较清 晰，包括部分呈等轴状的多边形铁素体( PF) 和部分 形态不规则的准多边形铁素体( QF) ; 贝氏体组织轮 廓模糊，基体上分布着亮白色的粒状或等轴状 M/A 岛，为粒状贝氏体( GB) ． 对比试样 1、2 和 4 可以看 出，加速冷却的开冷温度对组织中铁素体的相对含 量有很大影响: 随开冷温度降低，铁素体体积分数逐 渐增大． 当开冷温度为 720 ℃ 时，组织中已开始出 现 少 量 铁 素 体，晶 粒 细 小，尺 寸 小 于 5 μm ( 图 2( a) ) ; 开冷温度为 690 ℃ 时，铁素体晶粒数量 增多，晶粒有所增大，但仍然较为均匀，尺寸在 5 μm 左右( 图 2( b) ) ; 当开冷温度降到 660 ℃ 时，铁素体 晶粒长大现象明显，晶粒尺寸变得大小不一，部分铁 素体晶粒尺寸可达 10 μm( 图 2( d) ) ． 可以发现: 在 开冷温度从 720 ℃ 降低到 690 ℃ 这一阶段，铁素体 含量的增加主要是由铁素体晶粒的形核数量增多引 起的; 而在 690 ℃降低到 660 ℃ 这一阶段，铁素体含 量的增加主要通过铁素体晶粒的长大而实现． 试样 2 与试样 3 的加速冷却开冷温度相同，但 试样 3 的终冷温度较低( 450 ℃ ) ． 从组织 SEM 照片 可以看出: 试样 2 ( 图 2( b) ) 与试样 3 ( 图 2( c) ) 中 铁素体的晶粒大小和体积分数相近，但贝氏体组织 的形貌却有明显不同． 试样 3 贝氏体中 M/A 岛的 含量较少，尺寸较细小，大小约为 1 μm，分布较均 匀; 而试样 2 贝氏体中的岛状物含量较多，尺寸更为 粗大，且大小不均，其中较大的可达 3 ～ 4 μm，多为 非等轴状，组织均匀性明显偏低． 图 2 不同冷却条件下试样的 SEM 显微组织． ( a) 试样 1; ( b) 试样 2; ( c) 试样 3; ( d) 试样 4 Fig． 2 SEM microstructures of samples under different cooling conditions: ( a) sample No． 1; ( b) sample No． 2; ( c) sample No． 3; ( d) sample No． 4 图 3 为在透射电镜下观察试样 2 和 3 中 PF、 QF、GB 和 M/A 等组织的微观形貌特征． PF 和 QF 的外形呈等轴状或块状，其中 PF 内的位错密度很 低，QF 内的位错密度较高( 图 3( a) ，( d) ) ; GB 外形 为伸长的铁素体条，呈板条状轮廓并排列成束，板条 内可观察到高密度的位错网络，经不断的交错和缠 结，形成密集的位错团、位错墙及胞状结构 ( 图 3( c) ，( d) ) ． 试样基体中还观察到点状析出粒 子，尺寸在 100 nm 左右，能谱分析表明为( Nb，Ti) ( C，N) 复合析出相( 如图 3( b) 中白色箭头所示) ． 在 QF 或 GB 的晶粒之间分布着深黑色颗粒状的 M/ A 组织( 图 3( a) ，( b) 和( c) ) ，部分 GB 板条间也可 见条状或薄膜状的 M/A( 如图 3( c) 中黑色箭头所 示) ． 通过对试样 2 和 3 中 M/A 组织的比较发现， 试样 2 中的 M/A 岛多呈条块状，尺寸较大，而试样 3 中的 M/A 岛多呈等轴状，尺寸更细小． 2. 2 冷却条件对拉伸性能的影响 表 3 列出了试样 1 ～ 4 的纵向拉伸力学性能． 其中应力比 Rt1. 5 /Rt0. 5是 ε = 1. 5% 应变和 ε = 0. 5% 应变时应力的比值． 应力比由于易于测量，因而常 用于代替 n 值表征材料应变强化能力［3］． 可以看 到: 试样 3 的各项拉伸性能均满足 X80 级抗大变形 ·836·

第7期 孟德亮等：两阶段控制冷却工艺对含钼X8抗大变形管线钢组织与性能的影响 ·837 (a) 80 700 试样2试样1试样4试样3 S600 500 400 以 400nm 500nm 300 6 8 1012 应变% 图4试样的纵向拉伸应力一应变曲线 Fig.4 Longitudinal strain-stress curves of the samples 能以及组织中铁素体体积分数之间的关系，其中铁 素体体积分数是通过采用Image Tool图像分析软件 对经苦味酸偏重亚硫酸钠(Lepra)试剂浸蚀后的试 400nm 300 nm 样组织照片进行定量统计得到的可.可以看出：随 图3不同终冷温度下试样的TEM微观形貌.(a),(b)试样2 着加速冷却的开冷温度从720℃降到660℃，试样 中M/A、QF与析出粒子：(c),(d)试样3中M/A、GB、QF与PF 中铁素体的体积分数从15%增加到32%，屈服强度 Fig.3 TEM micrographs of samples at different ACC finish tempera- 从580MPa降低到540MPa,屈强比从0.75降低到 tures:(a),(b)M/A,QF and precipitates in sample No.2:(c), (d)M/A,GB,QF and PF in sample No.3 0.71,均匀伸长率从8.3%升高到9.0%（图5(a), (b)):而与屈服强度持续降低所不同的是，试样的 管线钢热轧钢板的性能要求；而其他试样虽然强度、 抗拉强度在随加速冷却的开冷温度降低过程中先 屈强比和应力比等性能符合标准，但均匀伸长率性 是略有升高，随后才转而降低，期间在690℃时达 能较低 到一个相对最高值（图5(a)).此外还可以看出， 表3试样的纵向拉伸力学性能 随着加速冷却的终冷温度从500℃降到450℃时， Table 3 Longitudinal tensile properties of the samples 试样的屈服强度没有变化，而抗拉强度从780MPa Ros/ RI Ro.5/ Ru.5/ 降低到了750MPa,均匀伸长率则从8.7%显著提 试样 E/% uEl/% MPa MPa R Ro.5 升至10.5%，同时屈强比也从0.72升高到0.75 标准530~630625~770≤0.80≥20 ≥10 ≥1.15 (图5(c)). 1 580 770 0.75 28 8.3 1.16 3讨论 2 565 780 0.72 28 8.7 1.18 565 750 0.75 29 10.5 1.15 一般而言，多相显微组织构成的材料的性能是 540 760 0.71 30 9.0 1.17 组织中每一相的性能以及各相之间相互作用的综合 注：E表示总伸长率 反映.铁素体-贝氏体双相组织抗大变形管线钢的 性能与组织中铁素体、贝氏体及M/A的性能以及各 各试样纵向拉伸的应力一应变曲线如图4所 相之间的相容性有关.不同的冷却条件决定了最终 示.所有试样在拉伸过程中均无明显屈服点出现， 组织中各相的体积分数、形态和相对强度，从而直接 应力一应变曲线皆为连续屈服的“圆屋顶形”.试样 影响到钢的强度与变形特征. 的这种连续屈服特征与组织中的位错结构有关.由 3.1缓慢冷却阶段对组织与性能的影响 图3可以看出，在试样的GB和QF中均存在着高密 在两阶段控制冷却的第1阶段缓慢冷却过程 度的位错.由于位错数量足够多，除了部分被C、N 中，随着温度降低到Ar温度以下，奥氏体开始发生 等间隙固溶原子钉扎以外，还能剩余大量在室温下 先共析铁素体转变，组织中首先析出一部分多边形 可动的位错，较高的可动位错密度保证了试样在拉 铁素体(P℉)；在随后第2阶段加速冷却过程中，未 伸时发生连续型屈服，而不出现明显的屈服现象. 转变的剩余奥氏体除小部分按块状转变机理相变生 图5显示了控制冷却参数对试样的纵向拉伸性 成少量的准多边形铁素体(QF)外，其余大部分转变

第 7 期 孟德亮等: 两阶段控制冷却工艺对含钼 X80 抗大变形管线钢组织与性能的影响 图 3 不同终冷温度下试样的 TEM 微观形貌． ( a) ，( b) 试样 2 中 M/A、QF 与析出粒子; ( c) ，( d) 试样 3 中 M/A、GB、QF 与 PF Fig． 3 TEM micrographs of samples at different ACC finish tempera￾tures: ( a) ，( b) M/A，QF and precipitates in sample No． 2; ( c) ， ( d) M/A，GB，QF and PF in sample No． 3 管线钢热轧钢板的性能要求; 而其他试样虽然强度、 屈强比和应力比等性能符合标准，但均匀伸长率性 能较低． 表 3 试样的纵向拉伸力学性能 Table 3 Longitudinal tensile properties of the samples 试样 Rt0. 5 / MPa Rm / MPa Rt0. 5 / Rm El /% uEl /% Rt1. 5 / Rt0. 5 标准 530 ～ 630 625 ～ 770 ≤0. 80 ≥20 ≥10 ≥1. 15 1 580 770 0. 75 28 8. 3 1. 16 2 565 780 0. 72 28 8. 7 1. 18 3 565 750 0. 75 29 10. 5 1. 15 4 540 760 0. 71 30 9. 0 1. 17 注: El 表示总伸长率． 各试样纵向拉伸的应力--应变曲线如图 4 所 示． 所有试样在拉伸过程中均无明显屈服点出现， 应力--应变曲线皆为连续屈服的“圆屋顶形”． 试样 的这种连续屈服特征与组织中的位错结构有关． 由 图 3 可以看出，在试样的 GB 和 QF 中均存在着高密 度的位错． 由于位错数量足够多，除了部分被 C、N 等间隙固溶原子钉扎以外，还能剩余大量在室温下 可动的位错，较高的可动位错密度保证了试样在拉 伸时发生连续型屈服，而不出现明显的屈服现象． 图 5 显示了控制冷却参数对试样的纵向拉伸性 图 4 试样的纵向拉伸应力--应变曲线 Fig． 4 Longitudinal strain-stress curves of the samples 能以及组织中铁素体体积分数之间的关系，其中铁 素体体积分数是通过采用 Image Tool 图像分析软件 对经苦味酸偏重亚硫酸钠( Lepra) 试剂浸蚀后的试 样组织照片进行定量统计得到的［7］． 可以看出: 随 着加速冷却的开冷温度从 720 ℃ 降到 660 ℃，试样 中铁素体的体积分数从 15% 增加到 32% ，屈服强度 从 580 MPa 降低到 540 MPa，屈强比从 0. 75 降低到 0. 71，均匀伸长率从 8. 3% 升高到 9. 0% ( 图 5( a) ， ( b) ) ; 而与屈服强度持续降低所不同的是，试样的 抗拉强度在随加速冷却的开冷温度降低过程中先 是略有升高，随后才转而降低，期间在 690 ℃ 时达 到一个相对最高值( 图 5( a) ) ． 此外还可以看出， 随着加速冷却的终冷温度从 500 ℃ 降到 450 ℃ 时， 试样的屈服强度没有变化，而抗拉强度从 780 MPa 降低到了 750 MPa，均匀伸长率则从 8. 7% 显著提 升至 10. 5% ，同时屈强比也从 0. 72 升高到 0. 75 ( 图 5( c) ) ． 3 讨论 一般而言，多相显微组织构成的材料的性能是 组织中每一相的性能以及各相之间相互作用的综合 反映． 铁素体 － 贝氏体双相组织抗大变形管线钢的 性能与组织中铁素体、贝氏体及 M/A 的性能以及各 相之间的相容性有关． 不同的冷却条件决定了最终 组织中各相的体积分数、形态和相对强度，从而直接 影响到钢的强度与变形特征． 3. 1 缓慢冷却阶段对组织与性能的影响 在两阶段控制冷却的第 1 阶段缓慢冷却过程 中，随着温度降低到 Ar3温度以下，奥氏体开始发生 先共析铁素体转变，组织中首先析出一部分多边形 铁素体( PF) ; 在随后第 2 阶段加速冷却过程中，未 转变的剩余奥氏体除小部分按块状转变机理相变生 成少量的准多边形铁素体( QF) 外，其余大部分转变 ·837·

·838· 北京科技大学学报 第33卷 800 9.5 a 775 40 0 均匀仲长率 9.0 76 号 均匀伸长率 10 750 8.5 75◆ 725 74 9 25 8.0 575 20 3 550 铁素体体积分数 7.5 72 屈强比 525 660680700 10 680700 7 720 660 720 7.0 71 450460470480490500 开冷温度℃ 开冷温度T 终冷温度℃ 图5加速冷却中冷却条件对试样拉伸性能的影响.()开冷温度对强度的影响：()开冷温度对铁素体含量和均匀伸长率的影响：()终冷 温度对均匀伸长率和屈强比的影响 Fig.5 Effects of cooling conditions on the tensile properties of the samples during acceleration cooling:(a)effect of start temperature on strength: (b)effect of start temperature on ferritic volume fraction and uEl:(c)effect of finish temperature on uEl and yield ratio 为贝氏体，从而最终得到铁素体一贝氏体双相组织. 的均匀伸长率而；而当铁素体体积分数为20%~ P℉形成温度较高、冷速较慢，接近平衡相，晶粒呈等 30%时，可以在获得X80强度级别的同时使均匀伸 轴或规则的多边形，强度低而塑性高；QF形成温度 长率提高到10%以上B.1山.因而加入Mo可使铁素 较低、冷速较快，呈形状不规则、无特征的碎片，基体 体的相变量更易于控制，从而有助于获得高强度级 上偶尔可见M/A岛，内部有较高密度位错，具有较 别的抗大变形管线钢.本试验中，加速冷却的开冷 高的强度和塑性、较低的屈强比和较高的应变硬化 温度为690℃时，含Mo钢组织内铁素体体积分数约 能力⑧9.P℉和QF等铁素体作为塑性相，随其含量 为23%，晶粒尺寸在5μm左右，且大小均匀，此时 增加，双相组织钢的强度降低、塑性升高.由于铁素 试样的屈服强度和均匀伸长率分别达到530MPa和 体主要是在第1阶段缓慢冷却过程中形成的，故铁 10%以上，得到良好的强度和塑性的匹配 素体的含量由加速冷却的开冷温度（即第1阶段缓 从图5(a)可以发现，加速冷却的开冷温度对抗 慢冷却的终止温度)所决定.从表3和图5可以看 拉强度也有一定影响.随着加速冷却的开冷温度从 出，随着加速冷却的开冷温度降低，奥氏体转变为铁 720℃降到660℃，抗拉强度呈现一个先升高后下降 素体的量增加，组织中铁素体含量的增多使得试样 的趋势.这与冷却条件对组织中M/A等岛状硬质 的屈服强度下降、屈强比下降、均匀伸长率提高 相的影响有关：在奥氏体发生铁素体相变时，超过铁 此外，合金元素Mo对铁素体的析出量也有重 素体固溶度的碳被排到附近未转变奥氏体中使其富 要影响.对无Mo成分管线钢的研究表明：开冷 碳，在随后的冷却中，一部分富碳的过冷奥氏体转变 温度为700℃时铁素体体积分数接近70%；开冷温为M/A等岛状硬质组元；随着ACC开冷温度降低， 度为680℃时铁素体体积分数可达到80%以上.对 铁素体含量增加，从铁素体中排出的碳增多，未转变 于本试验中Mo质量分数为0.26%的管线钢，加速 奥氏体富碳效应逐渐强化，岛状硬质相的体积分数 冷却的开冷温度为690℃时，组织中铁素体体积分 随之增加（图2(a),(b)),且硬度也由于含碳量的 数约为23%，即使开冷温度降到660℃时，铁素体体 提高而升高.因此当开冷温度降低时，强度先会由 积分数也仅为32%（图2、图5）.铁素体析出量的 于M/A等硬质相的增加反而有所升高；：但随着开冷 减少与合金元素Mo的加入有关.Mo是高钢级管线 温度的继续降低，组织中铁素体不断增多，贝氏体持 钢中重要的合金元素，Mo使C在奥氏体中的扩散 续减少，此时抗拉强度则因贝氏体含量的减少而 激活能增高、扩散系数降低，从而降低γ→α相变速 降低 率，抑制先共析铁素体的形成，延长铁素体形核的孕 3.2加速冷却阶段对组织与性能的影响 育期，降低铁素体晶粒的长大速率@.因此Mo使 试样2和3加速冷却的开冷温度同为690℃， 试验钢中铁素体的含量对于加速冷却开冷温度的敏 两试样组织中铁素体含量相近、屈服强度相同，但均 感性降低，且使最终组织中的铁素体晶粒细小均匀. 匀伸长率差异明显，可以发现性能的这种差别与显 有研究表明：当管线钢内铁素体的体积分数达到 微组织中相异的贝氏体特征有关（图2、图3）.贝氏 50%左右时，铁素体一贝氏体双相组织可获得最大 体是在第2阶段加速冷却过程中形成的，因而加速

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 图 5 加速冷却中冷却条件对试样拉伸性能的影响． ( a) 开冷温度对强度的影响; ( b) 开冷温度对铁素体含量和均匀伸长率的影响; ( c) 终冷 温度对均匀伸长率和屈强比的影响 Fig． 5 Effects of cooling conditions on the tensile properties of the samples during acceleration cooling: ( a) effect of start temperature on strength; ( b) effect of start temperature on ferritic volume fraction and uEl; ( c) effect of finish temperature on uEl and yield ratio 为贝氏体，从而最终得到铁素体--贝氏体双相组织． PF 形成温度较高、冷速较慢，接近平衡相，晶粒呈等 轴或规则的多边形，强度低而塑性高; QF 形成温度 较低、冷速较快，呈形状不规则、无特征的碎片，基体 上偶尔可见 M/A 岛，内部有较高密度位错，具有较 高的强度和塑性、较低的屈强比和较高的应变硬化 能力［8--9］． PF 和 QF 等铁素体作为塑性相，随其含量 增加，双相组织钢的强度降低、塑性升高． 由于铁素 体主要是在第 1 阶段缓慢冷却过程中形成的，故铁 素体的含量由加速冷却的开冷温度( 即第 1 阶段缓 慢冷却的终止温度) 所决定． 从表 3 和图 5 可以看 出，随着加速冷却的开冷温度降低，奥氏体转变为铁 素体的量增加，组织中铁素体含量的增多使得试样 的屈服强度下降、屈强比下降、均匀伸长率提高． 此外，合金元素 Mo 对铁素体的析出量也有重 要影响． 对无 Mo 成分管线钢的研究表明［6］: 开冷 温度为 700 ℃时铁素体体积分数接近 70% ; 开冷温 度为 680 ℃时铁素体体积分数可达到 80% 以上． 对 于本试验中 Mo 质量分数为 0. 26% 的管线钢，加速 冷却的开冷温度为 690 ℃ 时，组织中铁素体体积分 数约为 23% ，即使开冷温度降到 660 ℃时，铁素体体 积分数也仅为 32% ( 图 2、图 5) ． 铁素体析出量的 减少与合金元素 Mo 的加入有关． Mo 是高钢级管线 钢中重要的合金元素，Mo 使 C 在奥氏体中的扩散 激活能增高、扩散系数降低，从而降低 γ→α 相变速 率，抑制先共析铁素体的形成，延长铁素体形核的孕 育期，降低铁素体晶粒的长大速率［10］． 因此 Mo 使 试验钢中铁素体的含量对于加速冷却开冷温度的敏 感性降低，且使最终组织中的铁素体晶粒细小均匀． 有研究表明: 当管线钢内铁素体的体积分数达到 50% 左右时，铁素体--贝氏体双相组织可获得最大 的均匀伸长率［4］; 而当铁素体体积分数为 20% ～ 30% 时，可以在获得 X80 强度级别的同时使均匀伸 长率提高到 10% 以上［5，11］． 因而加入 Mo 可使铁素 体的相变量更易于控制，从而有助于获得高强度级 别的抗大变形管线钢． 本试验中，加速冷却的开冷 温度为 690 ℃时，含 Mo 钢组织内铁素体体积分数约 为 23% ，晶粒尺寸在 5 μm 左右，且大小均匀，此时 试样的屈服强度和均匀伸长率分别达到 530 MPa 和 10% 以上，得到良好的强度和塑性的匹配． 从图 5( a) 可以发现，加速冷却的开冷温度对抗 拉强度也有一定影响． 随着加速冷却的开冷温度从 720 ℃降到 660 ℃，抗拉强度呈现一个先升高后下降 的趋势． 这与冷却条件对组织中 M/A 等岛状硬质 相的影响有关: 在奥氏体发生铁素体相变时，超过铁 素体固溶度的碳被排到附近未转变奥氏体中使其富 碳，在随后的冷却中，一部分富碳的过冷奥氏体转变 为 M/A 等岛状硬质组元; 随着 ACC 开冷温度降低， 铁素体含量增加，从铁素体中排出的碳增多，未转变 奥氏体富碳效应逐渐强化，岛状硬质相的体积分数 随之增加( 图 2( a) ，( b) ) ，且硬度也由于含碳量的 提高而升高． 因此当开冷温度降低时，强度先会由 于 M/A 等硬质相的增加反而有所升高; 但随着开冷 温度的继续降低，组织中铁素体不断增多，贝氏体持 续减少，此时抗拉强度则因贝氏体含量的减少而 降低． 3. 2 加速冷却阶段对组织与性能的影响 试样 2 和 3 加速冷却的开冷温度同为 690 ℃， 两试样组织中铁素体含量相近、屈服强度相同，但均 匀伸长率差异明显，可以发现性能的这种差别与显 微组织中相异的贝氏体特征有关( 图 2、图 3) ． 贝氏 体是在第 2 阶段加速冷却过程中形成的，因而加速 ·838·

第7期 孟德亮等：两阶段控制冷却工艺对含钼X8抗大变形管线钢组织与性能的影响 ·839 冷却条件直接影响着贝氏体的特征.低碳微合金钢 在发生贝氏体转变的过程中，由于转变不能进行到 o-试样2ACC终冷温度500℃) 底，少量富碳的奥氏体残留下来并以岛的形式分布 -试样3ACC路冷温度450℃) 于贝氏体内，在随后的冷却中转变为M/A等岛状硬 质相.岛状硬质相的类型、形态与分布影响着贝氏 体的性能，从而对铁素体一贝氏体双相组织钢的力 后4 学性能有着重要影响.影响小岛特征的因素包括钢 2 的成分、碳的富集程度和冷却速度等圆.除此之外， 加速冷却终止温度对岛状物的形成也有重要影响. 00.020.040.060.080.100.120.14 Ishikawa等的研究表明，当加速冷却终止温度为 真应变 560℃时，在随后的空冷中贝氏体内会形成渗碳体， 图6试样2和3的瞬时加工硬化速率与真应变的关系 对性能不利：当终止温度为305℃时，则在贝氏体中 Fig.6 Relationship between instantaneous work hardening rate and true strain of sample No.2 and No.3 形成M/A岛，显著提高贝氏体的强度，使组织的加 工硬化性能提高.Wang等的研究显示，随着终 织中不同的M/A硬质相特征有关.根据Ashby等 冷温度降低，组织中准多边形铁素体、针状铁素体明 的加工硬化理论和Balliger等对双相钢的变形特征 显增加，M/A岛的分布则更加细小弥散.从本试验 与组织间关系的测定，双相钢的加工硬化速率与硬 的图2(b)、(c)和图3可以看出：加速冷却的终冷温 质相的体积分数()和尺寸(d)之间满足以下关 度为500℃时（试样2），贝氏体中虽然未生成渗碳 系m: 体，但形成的M/A等岛状硬质相尺寸多较为粗大、 do hiR K (2) 含量相对较多（图2(b),试样的抗拉强度较高，虽 ds 然屈强比较低，而均匀伸长率也为较低的8.7%：当 式中：G为软相的剪切模量，对于铁素体G=82400 终冷温度降到450℃时（试样3)，组织中硬质相含 MN·m2;b为软相中位错的布氏矢量，对于钢铁材 量减少，所形成的M/A岛更为细小，尺寸在1m左 料b≈0.247nm;K为常数，数量级为1.由式(2)可 右，多为等轴状，且分布更均匀，此时试样的屈服强 知，双相钢的加工硬化速率随硬质相体积分数的增 度未发生变化而抗拉强度有所降低，屈强比虽从 加而增加，随硬质相尺寸的减少而增加.同时，硬质 0.72升高到0.75，但均匀伸长率却显著提升到 相体积分数增加，双相钢抗拉强度升高而均匀伸长 10%以上. 降低m.试样2由于组织中M/A含量较多而具有 拉伸过程中颈缩的产生（拉伸塑性失稳）是由 较高的前期加工硬化速率，提高了其抗拉强度，但同 于材料的加工硬化作用不能补偿因试样承载面积减 时较多的硬质相含量使塑性降低，因而加工硬化速 小而造成的几何软化作用所引起的.根据康西德判 率下降较快、均匀伸长率较低.试样3组织中M/A 据的拉伸塑性失稳条件： 含量较少，虽然前期加工硬化较低，但由于硬质相含 (1) 量减少而改善了塑性，同时M/A岛的尺寸更为细 小，提高了加工硬化速率，使加工硬化速率降幅缓 可知推迟颈缩发生、提高均匀伸长率的关键是提高 慢，从而使均匀伸长率得到提高 材料的加工硬化速率dσ/ds.流变应力归一化的瞬 由此可见，增加组织中M/A的含量、降低M/A 时加工硬化速率(1/σ)(dσ/de)可以更好地反映材 的尺寸都可以使加工硬化速率dσ/de提高，推迟颈 料的加工硬化特征，当(1/σ)（dσ/de)>1时即可避 缩发生.但如果仅使M/A含量增加，虽然可以提高 免颈缩发生.试样2和试样3的瞬时加工硬化速率一 前期的加工硬化速率，却同时使强度增加、塑性下 真应变的关系如图6所示.可以看出在塑性变形的 降，反而使均匀伸长率降低.因此提高dσ/de最好 前期，试样2的加工硬化速率较试样3的高；但随着 的办法是在保证组织内一定含量M/A以满足给定 应变增加，试样2的加工硬化速率下降迅速，而试样 强度的同时，尽可能减小M/A岛的尺寸，使加工硬 3的加工硬化速率降幅逐渐缓慢：在均匀变形阶段 化速率提高，从而提高均匀延伸性能.此外，M/A细 的后期，试样3的加工硬化速率最终赶上并超过了 小均匀分布组织的软硬相间差异减少，虽然会造成 试样2. 屈强比有一定升高，但同时会使组织中各相在塑性 试样2与试样3不同的加工硬化特征与两者组 变形时的应变不相容性减小，将应变更均匀地分布

第 7 期 孟德亮等: 两阶段控制冷却工艺对含钼 X80 抗大变形管线钢组织与性能的影响 冷却条件直接影响着贝氏体的特征． 低碳微合金钢 在发生贝氏体转变的过程中，由于转变不能进行到 底，少量富碳的奥氏体残留下来并以岛的形式分布 于贝氏体内，在随后的冷却中转变为 M/A 等岛状硬 质相． 岛状硬质相的类型、形态与分布影响着贝氏 体的性能，从而对铁素体--贝氏体双相组织钢的力 学性能有着重要影响． 影响小岛特征的因素包括钢 的成分、碳的富集程度和冷却速度等［8］． 除此之外， 加速冷却终止温度对岛状物的形成也有重要影响． Ishikawa 等［1］的研究表明，当加速冷却终止温度为 560 ℃时，在随后的空冷中贝氏体内会形成渗碳体， 对性能不利; 当终止温度为 305 ℃时，则在贝氏体中 形成 M/A 岛，显著提高贝氏体的强度，使组织的加 工硬化性能提高． Wang 等［12］的研究显示，随着终 冷温度降低，组织中准多边形铁素体、针状铁素体明 显增加，M/A 岛的分布则更加细小弥散． 从本试验 的图 2( b) 、( c) 和图 3 可以看出: 加速冷却的终冷温 度为 500 ℃时( 试样 2) ，贝氏体中虽然未生成渗碳 体，但形成的 M/A 等岛状硬质相尺寸多较为粗大、 含量相对较多( 图 2( b) ) ，试样的抗拉强度较高，虽 然屈强比较低，而均匀伸长率也为较低的 8. 7% ; 当 终冷温度降到 450 ℃ 时( 试样 3) ，组织中硬质相含 量减少，所形成的 M/A 岛更为细小，尺寸在 1 μm 左 右，多为等轴状，且分布更均匀，此时试样的屈服强 度未发生变化而抗拉强度有所降低，屈强比虽从 0. 72 升 高 到 0. 75，但均匀伸长率却显著提升到 10% 以上． 拉伸过程中颈缩的产生( 拉伸塑性失稳) 是由 于材料的加工硬化作用不能补偿因试样承载面积减 小而造成的几何软化作用所引起的． 根据康西德判 据的拉伸塑性失稳条件: dσ dε ≤σ ( 或 1 σ × dσ dε ≤1 ) ( 1) 可知推迟颈缩发生、提高均匀伸长率的关键是提高 材料的加工硬化速率 dσ/dε． 流变应力归一化的瞬 时加工硬化速率( 1 /σ) ( dσ/dε) 可以更好地反映材 料的加工硬化特征，当( 1 /σ) ( dσ/dε) ＞ 1 时即可避 免颈缩发生． 试样 2 和试样 3 的瞬时加工硬化速率-- 真应变的关系如图 6 所示． 可以看出在塑性变形的 前期，试样 2 的加工硬化速率较试样 3 的高; 但随着 应变增加，试样 2 的加工硬化速率下降迅速，而试样 3 的加工硬化速率降幅逐渐缓慢; 在均匀变形阶段 的后期，试样 3 的加工硬化速率最终赶上并超过了 试样 2． 试样 2 与试样 3 不同的加工硬化特征与两者组 图 6 试样 2 和 3 的瞬时加工硬化速率与真应变的关系 Fig． 6 Relationship between instantaneous work hardening rate and true strain of sample No． 2 and No． 3 织中不同的 M/A 硬质相特征有关． 根据 Ashby 等 的加工硬化理论和 Balliger 等对双相钢的变形特征 与组织间关系的测定，双相钢的加工硬化速率与硬 质相的体积分数( f) 和尺寸( d) 之间满足以下关 系［7］: dσ dε = K Gb 1 /2 ε1 /2 f 槡d ( 2) 式中: G 为软相的剪切模量，对于铁素体 G = 82 400 MN·m － 2 ; b 为软相中位错的布氏矢量，对于钢铁材 料 b≈0. 247 nm; K 为常数，数量级为 1． 由式( 2) 可 知，双相钢的加工硬化速率随硬质相体积分数的增 加而增加，随硬质相尺寸的减少而增加． 同时，硬质 相体积分数增加，双相钢抗拉强度升高而均匀伸长 降低［7］． 试样 2 由于组织中 M/A 含量较多而具有 较高的前期加工硬化速率，提高了其抗拉强度，但同 时较多的硬质相含量使塑性降低，因而加工硬化速 率下降较快、均匀伸长率较低． 试样 3 组织中 M/A 含量较少，虽然前期加工硬化较低，但由于硬质相含 量减少而改善了塑性，同时 M/A 岛的尺寸更为细 小，提高了加工硬化速率，使加工硬化速率降幅缓 慢，从而使均匀伸长率得到提高． 由此可见，增加组织中 M/A 的含量、降低 M/A 的尺寸都可以使加工硬化速率 dσ/dε 提高，推迟颈 缩发生． 但如果仅使 M/A 含量增加，虽然可以提高 前期的加工硬化速率，却同时使强度增加、塑性下 降，反而使均匀伸长率降低． 因此提高 dσ/dε 最好 的办法是在保证组织内一定含量 M/A 以满足给定 强度的同时，尽可能减小 M/A 岛的尺寸，使加工硬 化速率提高，从而提高均匀延伸性能． 此外，M/A 细 小均匀分布组织的软硬相间差异减少，虽然会造成 屈强比有一定升高，但同时会使组织中各相在塑性 变形时的应变不相容性减小，将应变更均匀地分布 ·839·

·840· 北京科技大学学报 第33卷 在整个变形区域内，避免局部应力集中，有利于推迟 参考文献 颈缩产生、提高均匀伸长率. [1]Ishikawa N,Okatsu M,Endo S,et al.Design concept and pro- 因此，为使抗大变形管线钢获得低屈强比、高均 duction of high deformability linepipe //Proceedings of IPC2006 匀伸长率以及连续型屈服等良好的应变性能，不仅 6th International Pipeline Conference.Calgary,2006:215 需要确定合理的加速冷却开冷温度，以确保适当的 Ji L K,Chen H Y,Huo C Y,et al.Key issues in the specifica- 铁素体体积分数，还需通过确定合理的终冷温度，严 tion of high strain line pipe used in strain-based designed districts 格控制贝氏体中M/A岛的形态与含量，以得到更加 of the 2nd west to east pipeline /Proceedings of IPC 2008 7th In- 细小、均匀的铁素体一贝氏体双相组织，从而获得优 ternational Pipeline Conference.Calgary,2008:1 [3]Ishikawa N,Okatsu M,Endo S,et al.Material design concept 异的强度与塑性匹配 and production of high strength linepipe for strain-based design ap- 4结论 plications Strain-Based Design of Pipelines Seminar Forum Beijing,2007:60 (1)采用两阶段控制冷却工艺后，含Mo试验钢 [4]Ishikawa N,Shikanai N,Kondo J.Development of ultra-high 得到铁素体一贝氏体双相组织，其中铁素体包括多 strength linepipes with dual-phase microstructure for high strain 边形铁素体和准多边形铁素体，贝氏体为粒状贝 application.JFE Tech Rep,2008(12):15 [5]Shinohara Y,Tsuru E,Asahi H,et al.Development of high- 氏体. strength steel line pipe for SBD applications.Int JOffshore Polar (2)加速冷却的开冷温度决定组织中铁素体的 Eng,2008,18(3):220 含量：随开冷温度从720℃降低到660℃，含Mo试 6] Jiao DT,Cai Q W,Wu H B.Effects of cooling process after roll- 验钢中铁素体体积分数从15%增加到32%，铁素体 ing on microstructure and yield ratio of high-strain pipeline steel 晶粒尺寸逐渐增大；：初期铁素体体积分数的增加主 X80.Acta Metall Sin,2009,45(9)1111 要由晶粒的形核量增加而引起，后期则主要由晶粒 (焦多田，蔡庆伍，武会宾.轧后冷却制度对X80级抗大变形 管线钢组织和屈强比的影响.金属学报，2009,45(9)：1111) 的长大所引起，加速冷却的终冷温度影响组织中贝 ] Ma M T.Wu B R.Dual Phase Steel:Physics and Mechanical 氏体的特征：终冷温度为500℃时，贝氏体中的M/A Metallurgy.Beijing:Metallurgical Industry Press,2009 岛尺寸较为粗大，较大的可达3~4um,且多为非等 (马鸣图，吴宝蓉.双相钢：物理和力学治金.北京：治金工业 轴状；终冷温度450℃时，贝氏体中的M/A含量减 出版社，2009) 少，尺寸更为细小（约1m),分布更均匀，组织均匀 [8]Li H L,Guo S W,Feng Y R,et al.Microscopic Structure and 性增强 Identification Atlas of High Strength Microalloyed Pipeline Steel. (3)随加速冷却的开冷温度降低，铁素体含量 Beijing:Petroleum Industry Press,2001 (李鹤林，郭生武，冯耀荣，等.高强度微合金管线钢显微组织 增加，含Mo试验钢的屈服强度下降，抗拉强度先升 分析与鉴别图谱.北京：石油工业出版社，2001) 高后降低，屈强比降低，均匀伸长率提高.当铁素体 9] Krauss G,Thompson S W.Ferritic microstructures in continuously 含量一定时，影响均匀伸长率的主要因素为贝氏体 cooled low-and ultralow-earbon steels.IS//Int,1995,35 (8): 中M/A的特征.随加速冷却的终冷温度降低，M/A 937 含量减少，尺寸更细小，细小且均匀分布的M/A使 [10]Kong J H,Zhen L,Guo B,et al.Influence of Mo content on mi- 加工硬化速率提高，颈缩发生推迟，使试样在强度变 crostructure and mechanical properties of high strength pipeline 化不大的同时均匀伸长率显著提升 steel.Mater Des,2004,25(8):723 [11]Terada Y,Kojima A,Kiyose A,et al.High strength UOE pipe (4)当加速冷却的开冷温度为690℃、终冷温度 with excellent CTOD properties and deformability /Proceedings 为450℃时，含M0试验钢中铁素体体积分数约为 of OMAE03 22nd International Conference on Offshore Mechanics 23%、晶粒尺寸约为5μm,M/A岛尺寸约为1μm, and Arctic Engineering.Cancun,2003:279 组织的均匀性良好，此时试样的屈服强度为 [12]Wang C M,Wu X F,Liu J,et al.Transmission electron micros- 565MPa,屈强比为0.75，均匀伸长率为10.5%，得 copy of martensite/austenite islands in pipeline steel X70.Mater 到良好的强度和塑性的匹配. Sci Eng A,2006,438/440:267

北 京 科 技 大 学 学 报 第 33 卷 在整个变形区域内，避免局部应力集中，有利于推迟 颈缩产生、提高均匀伸长率． 因此，为使抗大变形管线钢获得低屈强比、高均 匀伸长率以及连续型屈服等良好的应变性能，不仅 需要确定合理的加速冷却开冷温度，以确保适当的 铁素体体积分数，还需通过确定合理的终冷温度，严 格控制贝氏体中 M/A 岛的形态与含量，以得到更加 细小、均匀的铁素体 － 贝氏体双相组织，从而获得优 异的强度与塑性匹配． 4 结论 ( 1) 采用两阶段控制冷却工艺后，含 Mo 试验钢 得到铁素体--贝氏体双相组织，其中铁素体包括多 边形铁素体和准多边形铁素体，贝氏体为粒状贝 氏体． ( 2) 加速冷却的开冷温度决定组织中铁素体的 含量: 随开冷温度从 720 ℃ 降低到 660 ℃，含 Mo 试 验钢中铁素体体积分数从 15% 增加到 32% ，铁素体 晶粒尺寸逐渐增大; 初期铁素体体积分数的增加主 要由晶粒的形核量增加而引起，后期则主要由晶粒 的长大所引起． 加速冷却的终冷温度影响组织中贝 氏体的特征: 终冷温度为 500 ℃时，贝氏体中的 M/A 岛尺寸较为粗大，较大的可达 3 ～ 4 μm，且多为非等 轴状; 终冷温度 450 ℃ 时，贝氏体中的 M/A 含量减 少，尺寸更为细小( 约 1 μm) ，分布更均匀，组织均匀 性增强． ( 3) 随加速冷却的开冷温度降低，铁素体含量 增加，含 Mo 试验钢的屈服强度下降，抗拉强度先升 高后降低，屈强比降低，均匀伸长率提高． 当铁素体 含量一定时，影响均匀伸长率的主要因素为贝氏体 中 M/A 的特征． 随加速冷却的终冷温度降低，M/A 含量减少，尺寸更细小，细小且均匀分布的 M/A 使 加工硬化速率提高，颈缩发生推迟，使试样在强度变 化不大的同时均匀伸长率显著提升． ( 4) 当加速冷却的开冷温度为 690 ℃、终冷温度 为 450 ℃ 时，含 Mo 试验钢中铁素体体积分数约为 23% 、晶粒尺寸约为 5 μm，M/A 岛尺寸约为 1 μm， 组织的均匀性良好，此 时 试 样 的 屈 服 强 度 为 565 MPa，屈强比为 0. 75，均匀伸长率为 10. 5% ，得 到良好的强度和塑性的匹配． 参 考 文 献 ［1］ Ishikawa N，Okatsu M，Endo S，et al． Design concept and pro￾duction of high deformability linepipe / /Proceedings of IPC 2006 6th International Pipeline Conference． Calgary，2006: 215 ［2］ Ji L K，Chen H Y，Huo C Y，et al． Key issues in the specifica￾tion of high strain line pipe used in strain-based designed districts of the 2nd west to east pipeline / / Proceedings of IPC 2008 7th In￾ternational Pipeline Conference． Calgary，2008: 1 ［3］ Ishikawa N，Okatsu M，Endo S，et al． Material design concept and production of high strength linepipe for strain-based design ap￾plications / / Strain-Based Design of Pipelines Seminar Forum． Beijing，2007: 60 ［4］ Ishikawa N，Shikanai N，Kondo J． Development of ultra-high strength linepipes with dual-phase microstructure for high strain application． JFE Tech Rep，2008( 12) : 15 ［5］ Shinohara Y，Tsuru E，Asahi H，et al． Development of high￾strength steel line pipe for SBD applications． Int J Offshore Polar Eng，2008，18( 3) : 220 ［6］ Jiao D T，Cai Q W，Wu H B． Effects of cooling process after roll￾ing on microstructure and yield ratio of high-strain pipeline steel X80． Acta Metall Sin，2009，45( 9) : 1111 ( 焦多田，蔡庆伍，武会宾． 轧后冷却制度对 X80 级抗大变形 管线钢组织和屈强比的影响． 金属学报，2009，45( 9) : 1111) ［7］ Ma M T，Wu B R． Dual Phase Steel: Physics and Mechanical Metallurgy． Beijing: Metallurgical Industry Press，2009 ( 马鸣图，吴宝蓉． 双相钢: 物理和力学冶金． 北京: 冶金工业 出版社，2009) ［8］ Li H L，Guo S W，Feng Y R，et al． Microscopic Structure and Identification Atlas of High Strength Microalloyed Pipeline Steel． Beijing: Petroleum Industry Press，2001 ( 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) ［9］ Krauss G，Thompson S W． Ferritic microstructures in continuously cooled low-and ultralow-carbon steels． ISIJ Int，1995，35 ( 8) : 937 ［10］ Kong J H，Zhen L，Guo B，et al． Influence of Mo content on mi￾crostructure and mechanical properties of high strength pipeline steel． Mater Des，2004，25( 8) : 723 ［11］ Terada Y，Kojima A，Kiyose A，et al． High strength UOE pipe with excellent CTOD properties and deformability / / Proceedings of OMAE03 22nd International Conference on Offshore Mechanics and Arctic Engineering． Cancun，2003: 279 ［12］ Wang C M，Wu X F，Liu J，et al． Transmission electron micros￾copy of martensite /austenite islands in pipeline steel X70． Mater Sci Eng A，2006，438 /440: 267 ·840·