电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能

DOL:10.13374.issn1001-053x.2012.09.007 第34卷第9期 北京科技大学学报 Vol.34 No.9 2012年9月 Journal of University of Science and Technology Beijing Sep.2012 电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能 王立东唐荻武会宾四马茂源 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京100083 ☒通信作者，E-mail:wuhh@usth.cdu.cn 摘要设计了一种低合金含量的Q125级高强度石油套管用钢，研究了热处理工艺对实验钢组织和力学性能的影响.与 870℃淬火+500℃回火工艺相比，实验钢在850℃淬火+500℃回火工艺下具有更好的强韧性配合.与870℃淬火相比，850 ℃淬火处理的奥氏体晶粒尺寸较小，使决定钢力学性能的晶区、板条束尺寸细化，因此其性能更优异.淬火温度对实验钢的析 出行为影响不大.尺寸较大的TN以及TC和TN复合析出物对奥氏体晶界起到钉扎作用，可以抑制奥氏体晶粒的长大：含 有Mo的尺寸较小的TC可以起到钉扎位错的作用，阻止位错移动，对强度的提高贡献很大. 关键词油井套管：高强钢：奥氏体：晶粒细化：析出：力学性能 分类号TG142.1 Microstructure and mechanical properties of Q125 grade high-strength oil well casing steel used for electric resistance welding WANG Li-dong,TANG Di,WU Hui-bin,MA Mao-yuan National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:wuhb@ustb.edu.cn ABSTRACT A type of Q125 grade high-strength low-alloy oil well casing steel was designed and the effects of heat treatment proces- ses on its microstructure and properties were investigated.Compared with the process of quenching at 870C and tempering at 500C, the steel quenched at 850 C and tempered at 500C has preferable combination of strength and toughness.In comparison with quench- ing at 870C,the steel quenched at 850C has better mechanical properties because of smaller original austenite grains,which lead to a smaller size of packets and blocks.Quenching temperature has little influence on the precipitation behavior.TiN with a larger size or TiC and TiN associated precipitations can restrain original austenite grain coarsening through pitting austenite grain boundaries:Tic with a smaller size,which is rich Mo,can be an effective barrier to dislocation motion,and therefore has great contributions to improve the strength of the steel. KEY WORDS oil well casings:high strength steel:austenite;grain refinement:precipitation:mechanical properties 套管是开采石油天然气必须使用的工程用具. 成为研究热点.Q125级是API5L标准中强度级别 随着西部大开发的深入，采油条件越来越恶劣，深 最高的，该标准对Q125钢性能要求为：屈服强度 井、超深井的开发量加大，这就对石油套管的性能提 862~1034MPa,抗拉强度≥931MPa,延伸率≥ 出了更高的要求口.近年来，各大钢铁企业都相继 14%,横向冲击功(0℃)≥20J,纵向冲击功(0℃)≥ 开发高性能石油套管，但大多集中于无缝钢管的生 41J.为了获得最好的强韧性组合，在API标准中高 产.高频电阻焊(ERW)套管与无缝套管相比，具 级别石油套管用钢主要通过调质处理来生产.目 有尺寸精度高、焊缝韧性好、抗挤压性能好、质量易 前，关于Q125级别石油套管的相关文献研究极 于控制以及成本低等优势.为了适应市场发展对高 少回，高频电阻焊用Q125级石油套管钢的研究还 频电阻焊套管的需求并发挥产品优势，开发高技术 未见报道. 含量、高附加值的高级别高频电阻焊石油套管已经 为此，本文设计了一种具有低合金含量的钢，运 收稿日期：2011-08-一16 基金项目：国家科技重大专项(2011ZX05016004)

第 34 卷 第 9 期 2012 年 9 月 北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol． 34 No． 9 Sep． 2012 电阻焊接用高强 Q125 级石油套管钢组织及其性能 王立东 唐 荻 武会宾 马茂源 北京科技大学高效轧制国家工程研究中心，北京 100083 通信作者，E-mail: wuhb@ ustb． edu． cn 摘 要 设计了一种低合金含量的 Q125 级高强度石油套管用钢，研究了热处理工艺对实验钢组织和力学性能的影响． 与 870 ℃淬火 + 500 ℃回火工艺相比，实验钢在 850 ℃淬火 + 500 ℃ 回火工艺下具有更好的强韧性配合． 与 870 ℃ 淬火相比，850 ℃淬火处理的奥氏体晶粒尺寸较小，使决定钢力学性能的晶区、板条束尺寸细化，因此其性能更优异． 淬火温度对实验钢的析 出行为影响不大． 尺寸较大的 TiN 以及 TiC 和 TiN 复合析出物对奥氏体晶界起到钉扎作用，可以抑制奥氏体晶粒的长大; 含 有 Mo 的尺寸较小的 TiC 可以起到钉扎位错的作用，阻止位错移动，对强度的提高贡献很大． 关键词 油井套管; 高强钢; 奥氏体; 晶粒细化; 析出; 力学性能 分类号 TG142. 1 Microstructure and mechanical properties of Q125 grade high-strength oil well casing steel used for electric resistance welding WANG Li-dong，TANG Di，WU Hui-bin ，MA Mao-yuan National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: wuhb@ ustb． edu． cn ABSTRACT A type of Q125 grade high-strength low-alloy oil well casing steel was designed and the effects of heat treatment proces￾ses on its microstructure and properties were investigated． Compared with the process of quenching at 870 ℃ and tempering at 500 ℃， the steel quenched at 850 ℃ and tempered at 500 ℃ has preferable combination of strength and toughness． In comparison with quench￾ing at 870 ℃，the steel quenched at 850 ℃ has better mechanical properties because of smaller original austenite grains，which lead to a smaller size of packets and blocks． Quenching temperature has little influence on the precipitation behavior． TiN with a larger size or TiC and TiN associated precipitations can restrain original austenite grain coarsening through pitting austenite grain boundaries; TiC with a smaller size，which is rich Mo，can be an effective barrier to dislocation motion，and therefore has great contributions to improve the strength of the steel． KEY WORDS oil well casings; high strength steel; austenite; grain refinement; precipitation; mechanical properties 收稿日期: 2011--08--16 基金项目: 国家科技重大专项( 2011ZX05016--004) 套管是开采石油天然气必须使用的工程用具． 随着西部大开发的深入，采油条件越来越恶劣，深 井、超深井的开发量加大，这就对石油套管的性能提 出了更高的要求［1］． 近年来，各大钢铁企业都相继 开发高性能石油套管，但大多集中于无缝钢管的生 产． 高频电阻焊 ( ERW) 套管与无缝套管相比，具 有尺寸精度高、焊缝韧性好、抗挤压性能好、质量易 于控制以及成本低等优势． 为了适应市场发展对高 频电阻焊套管的需求并发挥产品优势，开发高技术 含量、高附加值的高级别高频电阻焊石油套管已经 成为研究热点． Q125 级是 API 5 L 标准中强度级别 最高的，该标准对 Q125 钢性能要求为: 屈服强度 862 ～ 1 034 MPa，抗 拉 强 度 ≥931 MPa，延 伸 率 ≥ 14%，横向冲击功 ( 0 ℃) ≥20 J，纵向冲击功( 0 ℃) ≥ 41 J． 为了获得最好的强韧性组合，在 API 标准中高 级别石油套管用钢主要通过调质处理来生产． 目 前，关于 Q125 级别石油套管的相关文献研究极 少［2］，高频电阻焊用 Q125 级石油套管钢的研究还 未见报道． 为此，本文设计了一种具有低合金含量的钢，运 DOI:10.13374/j.issn1001-053x.2012.09.007

第9期 王立东等：电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能 ·1029· 用控轧控冷工艺+调质处理来实现高级别石油套管 1100℃奥氏体化后，保温10min,然后分别以0.2、 用钢的强韧性结合，从而满足API5L标准中对高 1、3、5、7、10、15、20、25、30、35、40、45和50℃·s-1的 强度Q125级别石油套管钢的使用要求.通过改变 冷却速率将奥氏体化的试样冷却至室温，得到的静 调质处理过程中淬火和回火温度，确定生产高级别 态连续冷却相变(CCT)曲线如图1所示.图1中， 石油套管用钢最佳的热处理工艺，并对显微组织、力 M、B、F和P分别代表马氏体区、贝氏体区、铁素体 学性能和析出相进行了研究. 区及珠光体区.从图上可以看出：实验用钢的Ac,和 1 Ac3点温度分别为720和820℃；当冷却速度高于40 实验材料及方法 ℃·s时，室温组织完全为马氏体.淬火加热温度 实验材料的化学成分见表1.实验用材料在22 一般选择为Ac3点温度以上30~50℃，因此淬火温 kg真空感应电炉中冶炼，将其锻造成80mm×80mm 度确定为850和870℃ ×90mm,然后在加热炉中加热至1250℃并保温2 1200 h,取出在热轧机上经过粗轧和精轧两阶段控轧，轧 冷却速度（℃·） 至9mm.热轧工艺参数：开轧温度1150℃，终轧温 1000 度≥850℃，轧后的板材经过层流冷却至620℃，然 Ae,=820℃ 800 后放入加热炉中模拟卷曲，保温2h后空冷到室温. Ac=720℃33 在实验钢板材上切取Mmm×10mm样品，运用德 600 40 国进口的热分析仪DL805A进行静态连续冷却相 400 M9=332℃ 变(continuous cooling transformation,CCT)实g验，以 M 测得实验用钢的相变点(AC1和Ac点)，从而选择合 200 适的淬火温度范围.调整淬火、回火温度以使实验 302 151075 0.5 钢的力学性能满足Q125的使用要求.为了满足性 10 10P 10 时间/s 能的均匀性，淬火、回火的保温时间均为1h. 图1实验钢静态连续冷却相变曲线 表1实验用Q125钢的化学成分（质量分数） Fig.1 CCT curves of the tested steel Table 1 Chemical composition of Q125 steel % Si Mn P S Als Ti Mo Cr Ni+Cu 2.2力学性能 0.230.261.280.0060.0040.020.0150.080.36≤0.5 经控轧控冷工艺后，实验钢在不同热处理工 艺下的力学性能见图2.当淬火温度为850℃ 从调质处理后满足Q125的使用要求的板材上 时，随着回火温度的降低，抗拉和屈服强度均升 切取金相试样进行打磨抛光，并用4%硝酸酒精溶 高，延伸率和冲击功下降.当回火温度为550℃ 液进行侵蚀，在光学显微镜(OM)和扫描电镜 时，屈服强度、延伸率和冲击功均远远超过标准 (SEM)下进行组织观察.在满足QI25的使用要求 要求，但抗拉强度未达标；当回火温度为450℃ 的板材上切取尺寸为10mm×10mm×0.3mm的试 时，屈服强度为1090MPa,超出了标准允许范围， 样，用砂纸打磨至50μm.用酒精清洗后，在打孔器 且横向冲击功平均值只有21J,刚刚达到标准要 上打取b3mm的样品，用5%高氯酸酒精溶液对样 求：而在500℃回火时，屈服/抗拉强度、延伸率、 品进行电解双喷，然后运用透射电镜(JEM一 横/纵向冲击功这五项指标均在标准所限范围之 2000FX)对双喷后的样品进行马氏体形貌观察.将 内，在此温度回火，实验钢具有良好的强度和韧 金相试样抛光后利用4%硝酸酒精溶液浸蚀后制成 性匹配.当淬火温度为870℃时，450℃回火后实 萃取复型样品，在真空喷碳仪中喷一层碳膜，再用 验钢的屈服强度和冲击功达不到标准对Q125级 5%高氯酸酒精溶液进行电解剥离，制得实验用碳 性能的要求：550℃回火，冲击功不达标；同样在 膜.采用透射电镜对萃取的碳膜进行析出物观察及 500℃回火时，各项力学性能指标也均达到了标 选区电子衍射(SAED)分析. 准对Q125级石油套管钢的性能要求.可见，在 现有的成分设计及控轧控冷工艺下，经过850℃ 2 实验结果 淬火+500℃回火和870℃淬火+500℃回火的 2.1相变点测定 实验钢的性能均满足API5L标准对Q125级石 实验钢首先以15℃·s1的加温速度升温至 油套管钢的性能要求

第 9 期 王立东等: 电阻焊接用高强 Q125 级石油套管钢组织及其性能 用控轧控冷工艺 + 调质处理来实现高级别石油套管 用钢的强韧性结合，从而满足 API 5 L 标准中对高 强度 Q125 级别石油套管钢的使用要求． 通过改变 调质处理过程中淬火和回火温度，确定生产高级别 石油套管用钢最佳的热处理工艺，并对显微组织、力 学性能和析出相进行了研究． 1 实验材料及方法 实验材料的化学成分见表 1． 实验用材料在 22 kg 真空感应电炉中冶炼，将其锻造成 80 mm × 80 mm × 90 mm，然后在加热炉中加热至 1 250 ℃ 并保温 2 h，取出在热轧机上经过粗轧和精轧两阶段控轧，轧 至 9 mm． 热轧工艺参数: 开轧温度 1 150 ℃，终轧温 度≥850 ℃，轧后的板材经过层流冷却至 620 ℃，然 后放入加热炉中模拟卷曲，保温 2 h 后空冷到室温． 在实验钢板材上切取 4 mm × 10 mm 样品，运用德 国进口的热分析仪 DIL805A 进行静态连续冷却相 变( continuous cooling transformation，CCT) 实验，以 测得实验用钢的相变点( Ac1和 Ac3点) ，从而选择合 适的淬火温度范围． 调整淬火、回火温度以使实验 钢的力学性能满足 Q125 的使用要求． 为了满足性 能的均匀性，淬火、回火的保温时间均为 1 h． 表 1 实验用 Q125 钢的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of Q125 steel % C Si Mn P S Als Ti Mo Cr Ni + Cu 0. 23 0. 26 1. 28 0. 006 0. 004 0. 02 0. 015 0. 08 0. 36 ≤0. 5 从调质处理后满足 Q125 的使用要求的板材上 切取金相试样进行打磨抛光，并用 4% 硝酸酒精溶 液进 行 侵 蚀，在 光 学 显 微 镜 ( OM) 和 扫 描 电 镜 ( SEM) 下进行组织观察． 在满足 Q125 的使用要求 的板材上切取尺寸为 10 mm × 10 mm × 0. 3 mm 的试 样，用砂纸打磨至 50 μm． 用酒精清洗后，在打孔器 上打取 3 mm 的样品，用 5% 高氯酸酒精溶液对样 品进 行 电 解 双 喷，然 后 运 用 透 射 电 镜 ( JEM-- 2000FX) 对双喷后的样品进行马氏体形貌观察． 将 金相试样抛光后利用 4% 硝酸酒精溶液浸蚀后制成 萃取复型样品，在真空喷碳仪中喷一层碳膜，再用 5% 高氯酸酒精溶液进行电解剥离，制得实验用碳 膜． 采用透射电镜对萃取的碳膜进行析出物观察及 选区电子衍射( SAED) 分析． 2 实验结果 2. 1 相变点测定 实验钢首先以 15 ℃·s － 1 的加温速度升 温 至 1 100 ℃奥氏体化后，保温 10 min，然后分别以 0. 2、 1、3、5、7、10、15、20、25、30、35、40、45 和 50 ℃·s － 1 的 冷却速率将奥氏体化的试样冷却至室温，得到的静 态连续冷却相变( CCT) 曲线如图 1 所示． 图 1 中， M、B、F 和 P 分别代表马氏体区、贝氏体区、铁素体 区及珠光体区． 从图上可以看出: 实验用钢的 Ac1和 Ac3点温度分别为 720 和 820 ℃ ; 当冷却速度高于 40 ℃·s － 1 时，室温组织完全为马氏体． 淬火加热温度 一般选择为 Ac3点温度以上 30 ～ 50 ℃，因此淬火温 度确定为 850 和 870 ℃ ． 图 1 实验钢静态连续冷却相变曲线 Fig． 1 CCT curves of the tested steel 2. 2 力学性能 经控轧控冷工艺后，实验钢在不同热处理工 艺下的 力 学 性 能 见 图 2． 当 淬 火 温 度 为 850 ℃ 时，随着回火温度的降低，抗拉和屈服强度均升 高，延伸率和冲击功下降． 当回火温度为 550 ℃ 时，屈服强度、延伸率和冲击功均远远超过标准 要求，但抗 拉 强 度 未 达 标; 当 回 火 温 度 为 450 ℃ 时，屈服强度为 1 090 MPa，超出了标准允许范围， 且横向冲击功平均值只有 21 J，刚刚达到标准要 求; 而在 500 ℃ 回火时，屈服 /抗拉强度、延伸率、 横 /纵向冲击功这五项指标均在标准所限范围之 内，在此温度回火，实验钢具有良好的强度和韧 性匹配． 当淬火温度为 870 ℃ 时，450 ℃ 回火后实 验钢的屈服强度和冲击功达不到标准对 Q125 级 性能的要求; 550 ℃ 回火，冲击功不达标; 同样在 500 ℃ 回火时，各项力学性能指标也均达到了标 准对 Q125 级 石 油 套 管 钢 的 性 能 要 求． 可 见，在 现有的成分设计及控轧控冷工艺下，经过 850 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火和 870 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火的 实验钢的性能均满足 API 5 L 标准对 Q125 级石 油套管钢的性能要求． ·1029·

·1030· 北京科技大学学报 第34卷 1160 a)a ·一屈服强度，850℃淬火 2 1120 ·一丽服强度，870℃淬火 20 抗拉强度，850℃淬火 870℃淬火 1080 平抗拉强度，870℃淬火 00 19 年 850℃淬火 装 960 17 920 16 880 440 460 480 500520 540 560 1540 460480500520540560 回火温度℃ 回火温度℃ 75 45 70 40 870℃淬火 850℃淬火 60 850℃淬火 50 30 870℃淬火 5 25/ 40 340 460 480500520 540560 240 460 480500520540560 回火温度 回火温度℃ 图2不同淬火、回火温度下实验钢的力学性能.()抗拉强度和屈服强度：(b)延伸率：(c)纵向冲击功：(d)横向冲击功 Fig.2 Mechanical properties of the tested steel after different heat treatments:(a)tensile strength and yield strength:(b)elongation:(c)longitu- dinal impact energy:(d)transverse impact energy 2.3显微组织 组织照片如图3所示.由图可知，实验钢在两种工 经850℃淬火+500℃回火和870℃淬火+500℃ 艺处理后的组织均为回火屈氏体组织.在回火过程 回火的Q125级石油套管钢的微观组织金相和扫描 中，过饱和的碳原子从固溶体中不断析出，并在马氏 (a) b 30 um 30 um 图3实验钢金相和扫描组织.(a),(c)850℃淬火+500℃回火：(b),(d)870℃淬火+500℃回火 Fig.3 OM and SEM micrographs of the tested steel:(a),(c)quenched at 850C and tempered at 500C:(b),(d)quenched at 870C and tem- pered at500℃

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 2 不同淬火、回火温度下实验钢的力学性能 . ( a) 抗拉强度和屈服强度; ( b) 延伸率; ( c) 纵向冲击功; ( d) 横向冲击功 Fig． 2 Mechanical properties of the tested steel after different heat treatments: ( a) tensile strength and yield strength; ( b) elongation; ( c) longitu￾dinal impact energy; ( d) transverse impact energy 2. 3 显微组织 经850 ℃淬火 +500 ℃回火和 870 ℃淬火 + 500 ℃ 回火的 Q125 级石油套管钢的微观组织金相和扫描 图 3 实验钢金相和扫描组织． ( a) ，( c) 850 ℃淬火 + 500 ℃回火; ( b) ，( d) 870 ℃淬火 + 500 ℃回火 Fig． 3 OM and SEM micrographs of the tested steel: ( a) ，( c) quenched at 850 ℃ and tempered at 500 ℃ ; ( b) ，( d) quenched at 870 ℃ and tem￾pered at 500 ℃ 组织照片如图 3 所示． 由图可知，实验钢在两种工 艺处理后的组织均为回火屈氏体组织． 在回火过程 中，过饱和的碳原子从固溶体中不断析出，并在马氏 ·1030·

第9期 王立东等：电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能 ·1031· 体板条内部、板条边缘和奥氏体晶界上聚集，从而形 奥氏体晶粒尺寸为10~15μm,且晶粒大小较均匀； 成大量弥散的一碳化物质点.这些碳化物质点对 而在870℃淬火+500℃回火工艺下，奥氏体晶粒尺 位错运动阻碍作用非常明显，从而使其强度大幅度 寸约为15~25μm,虽然也有少许部分细小晶粒，但 提高.870℃淬火+500℃回火的实验钢板条特征比 大部分晶粒明显粗化.由于晶粒大小有所不同，850℃ 较明显，析出的细小日一碳化物主要在马氏体晶界或 淬火+500℃回火工艺下钢的性能优于870℃淬 原奥氏体晶界聚集：850℃淬火+500℃回火的钢板 火+500℃回火工艺.原始奥氏体品粒的细化，主要 条特征不明显，但碳化物分布很均匀.从各自的扫 得益于合理的控制轧制及淬火+回火工艺，控制轧 描照片(SEM)还可以看到清晰的原奥氏体晶界，特 制在一定程度上细化了奥氏体晶粒，淬火及回火时 别是图3()，可以得知原奥氏体晶粒细小，这点在 加热温度和时间的合理控制使得细小的奥氏体晶粒 后续讨论中仍会提到. 尺寸得到保持，从而为后续得到细小的马氏体组织 提供了条件. 3 分析与讨论 在原奥氏体晶粒中，马氏体亚结构共分为三个 实验结果表明，经过850℃淬火+500℃回火、 层次，即晶区、板条束和板条，如图5所示.马氏 870℃淬火+500℃回火两种热处理工艺使得实验 体亚结构的尺寸由原奥氏体晶粒大小控制的.奥氏 钢均达到了标准中对Q125级石油套管钢的性能要 体晶粒越小，则晶区、板条束和板条的尺寸也就越 求.通过对比，经过850℃淬火+500℃回火处理的 小.马氏体内亚结构的大小实际影响马氏体钢的性 钢强度较高，而韧性又与870℃淬火+500℃回火处 能，决定马氏体钢的强度和韧性的直接因素为晶区 理后的相当，因此更适合用于生产Q125级的石油 和板条束的尺寸6-).相关研究表明-10，晶区和板 套管钢.实验钢之所以能达到高强石油套管钢的要 条束尺寸对马氏体钢强度的影响也呈Hall-Petch关 求，实现更好的强韧性结合，主要归因于组织的细化 系，但马氏体板条宽度不受控于原奥氏体品粒大小. 以及析出强化. 随着淬火加热温度的增加，原子扩散的激活能 3.1组织细化 减小，晶粒长大速度增加，奥氏体晶粒开始粗化.淬 细化晶粒是目前唯一一种既能提高强度又能提 火后形成的马氏体亚结构尺寸也越粗大，强度和韧 高韧性的手段，其对于具有中温回火和高温回火组 性降低.实验钢在850℃淬火+500℃回火与870℃ 织的高强度钢力学性能影响十分显著回.细晶强化 淬火+500℃回火，均使实验钢的性能达到了标准 可用经典的Hall-Petch公式来描述： 要求.通过对比，经过850℃淬火+500℃回火处理 0,=0o+kd-12 (1) 的钢强度、韧性又相对较高.这主要是由于淬火加 式中，σ，为屈服强度，σo为内摩擦应力，k为常数，d 热温度升高，使得奥氏体品粒粗化，如图4所示.奥 为晶粒直径 氏体晶粒尺寸的大小依赖于淬火加热温度和保温时 调质钢晶粒大小一般以原始奥氏体晶粒的尺寸 间.淬火加热温度越高，保温时间越长，原始奥氏体 为准.图4为两种热处理工艺下，实验钢的原始 晶粒尺寸越粗大.奥氏体晶粒长大的速度为 奥氏体晶粒图.在850℃淬火+500℃回火工艺下， 'n∝Doexp(-Q/kT) (2) (a) h 20 um 204m 图4原始奥氏体品粒图.(a)850℃淬火+500℃回火：(b)870℃淬火+500℃回火 Fig.4 Optical micrographs of original austenite grains:(a)quenched at 850C and tempered at 500C:(b)quenched at 870C and tempered at 500℃

第 9 期 王立东等: 电阻焊接用高强 Q125 级石油套管钢组织及其性能 体板条内部、板条边缘和奥氏体晶界上聚集，从而形 成大量弥散的 θ--碳化物质点． 这些碳化物质点对 位错运动阻碍作用非常明显，从而使其强度大幅度 提高． 870 ℃淬火 + 500 ℃回火的实验钢板条特征比 较明显，析出的细小 θ--碳化物主要在马氏体晶界或 原奥氏体晶界聚集; 850 ℃淬火 + 500 ℃ 回火的钢板 条特征不明显，但碳化物分布很均匀． 从各自的扫 描照片( SEM) 还可以看到清晰的原奥氏体晶界，特 别是图 3( d) ，可以得知原奥氏体晶粒细小，这点在 后续讨论中仍会提到． 3 分析与讨论 实验结果表明，经过 850 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火、 870 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火两种热处理工艺使得实验 钢均达到了标准中对 Q125 级石油套管钢的性能要 求． 通过对比，经过 850 ℃淬火 + 500 ℃ 回火处理的 钢强度较高，而韧性又与 870 ℃淬火 + 500 ℃回火处 理后的相当，因此更适合用于生产 Q125 级的石油 套管钢． 实验钢之所以能达到高强石油套管钢的要 求，实现更好的强韧性结合，主要归因于组织的细化 以及析出强化． 图 4 原始奥氏体晶粒图 . ( a) 850 ℃淬火 + 500 ℃回火; ( b) 870 ℃淬火 + 500 ℃回火 Fig． 4 Optical micrographs of original austenite grains: ( a) quenched at 850 ℃ and tempered at 500 ℃ ; ( b) quenched at 870 ℃ and tempered at 500 ℃ 3. 1 组织细化 细化晶粒是目前唯一一种既能提高强度又能提 高韧性的手段，其对于具有中温回火和高温回火组 织的高强度钢力学性能影响十分显著［3］． 细晶强化 可用经典的 Hall-Petch 公式来描述: σs = σ0 + kd － 1 /2 ． ( 1) 式中，σs为屈服强度，σ0为内摩擦应力，k 为常数，d 为晶粒直径． 调质钢晶粒大小一般以原始奥氏体晶粒的尺寸 为准［4］． 图 4 为两种热处理工艺下，实验钢的原始 奥氏体晶粒图． 在 850 ℃淬火 + 500 ℃ 回火工艺下， 奥氏体晶粒尺寸为 10 ～ 15 μm，且晶粒大小较均匀; 而在 870 ℃淬火 + 500 ℃回火工艺下，奥氏体晶粒尺 寸约为 15 ～ 25 μm，虽然也有少许部分细小晶粒，但 大部分晶粒明显粗化． 由于晶粒大小有所不同，850 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火工艺下钢的性能优于 870 ℃ 淬 火 + 500 ℃回火工艺． 原始奥氏体晶粒的细化，主要 得益于合理的控制轧制及淬火 + 回火工艺，控制轧 制在一定程度上细化了奥氏体晶粒，淬火及回火时 加热温度和时间的合理控制使得细小的奥氏体晶粒 尺寸得到保持，从而为后续得到细小的马氏体组织 提供了条件． 在原奥氏体晶粒中，马氏体亚结构共分为三个 层次［5］，即晶区、板条束和板条，如图 5 所示． 马氏 体亚结构的尺寸由原奥氏体晶粒大小控制的． 奥氏 体晶粒越小，则晶区、板条束和板条的尺寸也就越 小． 马氏体内亚结构的大小实际影响马氏体钢的性 能，决定马氏体钢的强度和韧性的直接因素为晶区 和板条束的尺寸［6--7］． 相关研究表明［8--10］，晶区和板 条束尺寸对马氏体钢强度的影响也呈 Hall--Petch 关 系，但马氏体板条宽度不受控于原奥氏体晶粒大小． 随着淬火加热温度的增加，原子扩散的激活能 减小，晶粒长大速度增加，奥氏体晶粒开始粗化． 淬 火后形成的马氏体亚结构尺寸也越粗大，强度和韧 性降低． 实验钢在 850 ℃淬火 + 500 ℃回火与 870 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火，均使实验钢的性能达到了标准 要求． 通过对比，经过 850 ℃淬火 + 500 ℃ 回火处理 的钢强度、韧性又相对较高． 这主要是由于淬火加 热温度升高，使得奥氏体晶粒粗化，如图 4 所示． 奥 氏体晶粒尺寸的大小依赖于淬火加热温度和保温时 间． 淬火加热温度越高，保温时间越长，原始奥氏体 晶粒尺寸越粗大． 奥氏体晶粒长大的速度为 VD∝D0 exp( － Q/kT) ． ( 2) ·1031·

·1032· 北京科技大学学报 第34卷 邻板条束之间以及晶区间的界面大都是大角度晶 原始奥氏体晶界 界.从图6(b)、(d)可以看出，850℃淬火+500℃ 回火工艺处理的实验钢品粒较细，大角晶界显著增 多，从断裂角度分析，小角晶界对裂纹扩展的阻力较 晶区晶界 小，大角晶界与原奥氏体晶界类似，对裂纹扩展起阻 品区 板条束晶界 碍作用.图7为实验钢在850℃淬火+500℃回火 板条束 板条束品界 与870℃淬火+500℃回火两种热处理工艺下的透 射电镜(TEM)照片.可见板条状形貌非常明显，高 板条束晶界 度发达的位错相互缠结在一起，因此使钢的强度水 板条束晶界 平升高.由图可以看出：850℃淬火+500℃回火的 实验钢的板条束宽度大约为100nm左右，长度较短 并且板条相互交割，很好地阻碍裂纹扩张，有利于提 高钢的力学性能：870℃淬火+500℃回火处理后的 板条束宽带稍微有些粗化，但可以明显看出后者的 图5马氏体显微组织层次 板条束长度更长 Fig.5 Microstructural hierarchy of the martensite structure 3.2析出物分析 式中，D。为常数，Q为激活能，k为波尔兹曼常数，T 为了进一步分析实验钢的强化机理，对调质后 为淬火加热温度. 的实验钢进行了析出物的观察，发现两种工艺下析 通过对两种工艺下实验钢的电子背散射衍射 出物的形态和大小没有太大差别，大体可以分为三 (EBSD)分析表明（如图6(a)、(c)),850℃淬火+ 种类型，即方形、圆形和复合形，如图8中()、() 500℃回火后的晶区尺寸明显小于870℃淬火+500℃ 和()， 回火处理后的晶区尺寸，这对于钢性能的提高十分 方形尺寸较大，约150~200nm,如图8所示. 有利.一般而言，板条界面大多为小角度晶界，而相 对该方形析出物进行能谱分析得知（图9(a)),这 a d 20m 图6实验钢品粒取向、品界分布图.(a),(b)850℃淬火+500℃回火：(c),(d)870℃淬火+500℃回火 Fig.6 Orientation and grain boundary distribution maps of the tested steel:(a),(b)quenched at 850C and tempered at 500C:(c),(d) quenched at870℃and tempered at500℃

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 图 5 马氏体显微组织层次 Fig． 5 Microstructural hierarchy of the martensite structure 式中，D0为常数，Q 为激活能，k 为波尔兹曼常数，T 为淬火加热温度． 图 6 实验钢晶粒取向、晶界分布图 . ( a) ，( b) 850 ℃淬火 + 500 ℃回火; ( c) ，( d) 870 ℃淬火 + 500 ℃回火 Fig． 6 Orientation and grain boundary distribution maps of the tested steel: ( a) ，( b) quenched at 850 ℃ and tempered at 500 ℃ ; ( c) ，( d) quenched at 870 ℃ and tempered at 500 ℃ 通过对两种工艺下实验钢的电子背散射衍射 ( EBSD) 分析表明 ( 如图 6( a) 、( c) ) ，850 ℃ 淬火 + 500 ℃回火后的晶区尺寸明显小于 870 ℃淬火 +500 ℃ 回火处理后的晶区尺寸，这对于钢性能的提高十分 有利． 一般而言，板条界面大多为小角度晶界，而相 邻板条束之间以及晶区间的界面大都是大角度晶 界． 从图 6( b) 、( d) 可以看出，850 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火工艺处理的实验钢晶粒较细，大角晶界显著增 多，从断裂角度分析，小角晶界对裂纹扩展的阻力较 小，大角晶界与原奥氏体晶界类似，对裂纹扩展起阻 碍作用． 图 7 为实验钢在 850 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火 与 870 ℃淬火 + 500 ℃ 回火两种热处理工艺下的透 射电镜( TEM) 照片． 可见板条状形貌非常明显，高 度发达的位错相互缠结在一起，因此使钢的强度水 平升高． 由图可以看出: 850 ℃ 淬火 + 500 ℃ 回火的 实验钢的板条束宽度大约为 100 nm 左右，长度较短 并且板条相互交割，很好地阻碍裂纹扩张，有利于提 高钢的力学性能; 870 ℃淬火 + 500 ℃ 回火处理后的 板条束宽带稍微有些粗化，但可以明显看出后者的 板条束长度更长． 3. 2 析出物分析 为了进一步分析实验钢的强化机理，对调质后 的实验钢进行了析出物的观察，发现两种工艺下析 出物的形态和大小没有太大差别，大体可以分为三 种类型，即方形、圆形和复合形，如图 8 中( i) 、( ii) 和( iii) ． 方形尺寸较大，约 150 ～ 200 nm，如图 8 所示． 对该方形析出物进行能谱分析得知( 图 9 ( a) ) ，这 ·1032·

第9期 王立东等：电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能 ·1033· a b 450nm 450nm 图7实验钢板条束透射电镜照片.(a)850℃淬火+500℃回火：(b)870℃淬火+500℃回火 Fig.7 TEM images of blocks in the tested steel:(a)quenched at 850C and tempered at 500C:(b)quenched at 870C and tempered at 500C (c) 400m号 200nm 图8方形与圆形(a)、复合形(b)析出物形貌及圆形析出物衍射斑() Fig.8 TEM images of cuboidal and spherical precipitates (a),irregular precipitates (b)and selected area diffraction pattem corresponding to the spherical (c) 种析出物富含Ti.相关文献研究指出山，这些富T 时，Mo的碳化物不在高温析出，并且在TiC中溶解 析出物为TN,是在熔炼过程中形成的，通过对奥氏度较大，在低温时Mo将取代部分TC析出相晶格 体晶界的钉扎，可以抑制控轧控冷前、后期和再加热 中的T从而形成复合析出物，在再加热淬火保温过 过程中的奥氏体晶粒的长大.因为其在奥氏体内形 程中形核并在回火保温过程中继续长大和粗化.相 核长大，因此形状应该是球形或近似球形.但是，在 关文献研究表明2-)，在aFe中，析出物的位向与 轧制冷却以及再加热淬火回火保温过程中，熔炼过 基体存在的相关性为(001)Mc.0∥(001）.， 程析出的T氮化物会继续长大、粗化，从而呈现方 D10]uc.N∥10].fe·在这种取向关系下，析出 形.圆形析出物尺寸较小，尺寸小于50nm,与方形 相晶格与a-Fe晶格在三个相互垂直方向上的错配 析出物所不同的是，该析出物除了富T外，还含有 度不等，因此析出物应以椭球形、长条形或其他不规 Mo元素，如图9(b)所示.图8(c)是(ii)所指析出 则形态出现.但是，因为长条形和椭球形的界面能 物的衍射斑.通过标定计算出其晶格常数为0.432， 高于平衡球形界面能，因而若长时间高温回火，长条 与TiC的晶格常数非常接近，因此确定其为TiC.同 形或椭球形析出自发向球形演化.实验钢在淬火的

第 9 期 王立东等: 电阻焊接用高强 Q125 级石油套管钢组织及其性能 图 7 实验钢板条束透射电镜照片 . ( a) 850 ℃淬火 + 500 ℃回火; ( b) 870 ℃淬火 + 500 ℃回火 Fig． 7 TEM images of blocks in the tested steel: ( a) quenched at 850 ℃ and tempered at 500 ℃ ; ( b) quenched at 870 ℃ and tempered at 500 ℃ 图 8 方形与圆形( a) 、复合形( b) 析出物形貌及圆形析出物衍射斑( c) Fig． 8 TEM images of cuboidal and spherical precipitates ( a) ，irregular precipitates ( b) and selected area diffraction pattern corresponding to the spherical ( c) 种析出物富含 Ti． 相关文献研究指出［11］，这些富 Ti 析出物为 TiN，是在熔炼过程中形成的，通过对奥氏 体晶界的钉扎，可以抑制控轧控冷前、后期和再加热 过程中的奥氏体晶粒的长大． 因为其在奥氏体内形 核长大，因此形状应该是球形或近似球形． 但是，在 轧制冷却以及再加热淬火回火保温过程中，熔炼过 程析出的 Ti 氮化物会继续长大、粗化，从而呈现方 形． 圆形析出物尺寸较小，尺寸小于 50 nm，与方形 析出物所不同的是，该析出物除了富 Ti 外，还含有 Mo 元素，如图 9( b) 所示． 图 8( c) 是( ii) 所指析出 物的衍射斑． 通过标定计算出其晶格常数为 0. 432， 与 TiC 的晶格常数非常接近，因此确定其为 TiC． 同 时，Mo 的碳化物不在高温析出，并且在 TiC 中溶解 度较大，在低温时 Mo 将取代部分 TiC 析出相晶格 中的 Ti 从而形成复合析出物，在再加热淬火保温过 程中形核并在回火保温过程中继续长大和粗化． 相 关文献研究表明［12--13］，在 α--Fe 中，析出物的位向与 基体存在的相关性为 ( 001 ) M( C，N) ∥ ( 001 ) α--Fe， ［010］M( C，N) ∥［110］α--Fe ． 在这种取向关系下，析出 相晶格与 α--Fe 晶格在三个相互垂直方向上的错配 度不等，因此析出物应以椭球形、长条形或其他不规 则形态出现． 但是，因为长条形和椭球形的界面能 高于平衡球形界面能，因而若长时间高温回火，长条 形或椭球形析出自发向球形演化． 实验钢在淬火的 ·1033·

·1034· 北京科技大学学报 第34卷 极冷条件下，较大的相变体积差产生了大量的位错， 是TiN,而不规则形状部分是TiC和Mo的复合物. 当位错在运动时，这些细小的析出物可以起到钉扎 这是由于TN析出温度较高，在熔炼凝固过程中就 位错的作用，阻止位错移动，对强度的提高贡献很 己经形成，TC和Mo的复合物是在控轧控冷过程中 大.复合形的析出物其实是方形与不规则形状 应变诱导析出，在TN表面形核并长大的的.这些 析出物的复合物，对其进行能谱分析发现，该析出物 尺寸较大的方形和复合形析出物，会对奥氏体晶界 除了富Ti外，也含有Mo元素（图9(c)).方形部分 的扩展起到钉扎作用，可以有效地细化奥氏体晶粒 b 10 E/keV (c) Ti 10 15 20 E/keV 图9图8中析出物能谱图.(a)():(b)():(c)() Fig.9 Energy spectra of precipitates in Fig 8:(a)(i):(b)(ii):(e)(i) process of P110 oil casing tube of steel 25MnV.Spec Steel,2009, 4结论 30(6):36 (1)实验钢AC点温度为820℃，850~870℃奥 (李亚欣，刘雅政，赵金锋，等.P110级25MV钢石油套管热 处理工艺的优化.特殊钢，2009,30(6)：36) 氏体化具有较好的淬透性，当冷速≥40℃·s时，可 [2]Ma A Q,Guo Z C,He J C.Study on the heat treatment process 获得全部的马氏体组织. for the steel tube of grade Q125 with 30CrMnMo.Sci Technol Bao- (2)奥氏体的晶粒细化对实验钢的性能影响很 tou Steel Corp,2009,35(1)25 (马爱清，郭兆成，贺景春.30 CrMnMo钢调质Q125钢级套管 大.与870℃淬火相比，850℃淬火处理的实验钢的 的工艺研究.包钢科技，2009,35(1)：25) 奥氏体晶粒尺寸较小，从而使决定钢力学性能的晶 B]Di Schino A,Guaraschelli C.Effect of microstructure on cleav- 区、板条束尺寸细化，使得850℃淬火的性能更 age resistance of high-strength quenched and tempered steels.Ma- 优异. ter Lett,2009,63(22):1968 (3)改变淬火温度对实验钢的析出行为影响不 4 Morito S,Saito H,Ogawa T,et al.Effect of austenite grain size on the morphology and crystallography of lath martensite in low car- 大.尺寸较大的TiN、TiC和TiN复合析出物对奥氏 bon steels.ISIJ Int,2005,45(1)91 体晶界起到钉扎作用，可以抑制控轧控冷前、后期和 [5]Kitahara H,Ueji R,Tsuji N,et al.Crystallographic features of 再加热过程中奥氏体晶粒的长大：含有Mo的尺寸 lath martensite in low-carbon steel.Acta Mater,2006,54 (5): 较小的TC会起到钉扎位错的作用，阻止位错移动， 1279 [6] 对强度的提高贡献很大 Inoue T,Matsuda S,Okamura Y,et al.The fracture of a low car- bon tempered martensite.Trans Jpn Inst Met,1970,11:36 7]Swarr T,Krauss G.The effect of structure on the deformation of 参考文献 as-quenched and tempered martensite in an Fe-0.2 pct alloy.Met- Li YX,Liu YZ.Zhao J F,et al.Optimization of heat treatment all Trans A,1976,7(1):41

北 京 科 技 大 学 学 报 第 34 卷 极冷条件下，较大的相变体积差产生了大量的位错， 当位错在运动时，这些细小的析出物可以起到钉扎 位错的作用，阻止位错移动，对强度的提高贡献很 大［14］． 复合形的析出物其实是方形与不规则形状 析出物的复合物，对其进行能谱分析发现，该析出物 除了富 Ti 外，也含有 Mo 元素( 图 9( c) ) ． 方形部分 是 TiN，而不规则形状部分是 TiC 和 Mo 的复合物． 这是由于 TiN 析出温度较高，在熔炼凝固过程中就 已经形成，TiC 和 Mo 的复合物是在控轧控冷过程中 应变诱导析出，在 TiN 表面形核并长大的［15］． 这些 尺寸较大的方形和复合形析出物，会对奥氏体晶界 的扩展起到钉扎作用，可以有效地细化奥氏体晶粒． 图 9 图 8 中析出物能谱图 . ( a) ( i) ; ( b) ( ii) ; ( c) ( iii) Fig． 9 Energy spectra of precipitates in Fig. 8: ( a) ( i) ; ( b) ( ii) ; ( c) ( iii) 4 结论 ( 1) 实验钢 Ac3点温度为820 ℃，850 ～ 870 ℃奥 氏体化具有较好的淬透性，当冷速≥40 ℃·s － 1 时，可 获得全部的马氏体组织． ( 2) 奥氏体的晶粒细化对实验钢的性能影响很 大． 与 870 ℃淬火相比，850 ℃淬火处理的实验钢的 奥氏体晶粒尺寸较小，从而使决定钢力学性能的晶 区、板条 束 尺 寸 细 化，使 得 850 ℃ 淬 火 的 性 能 更 优异． ( 3) 改变淬火温度对实验钢的析出行为影响不 大． 尺寸较大的 TiN、TiC 和 TiN 复合析出物对奥氏 体晶界起到钉扎作用，可以抑制控轧控冷前、后期和 再加热过程中奥氏体晶粒的长大; 含有 Mo 的尺寸 较小的 TiC 会起到钉扎位错的作用，阻止位错移动， 对强度的提高贡献很大． 参 考 文 献 ［1］ Li Y X，Liu Y Z，Zhao J F，et al． Optimization of heat treatment process of P110 oil casing tube of steel 25MnV． Spec Steel，2009， 30( 6) : 36 ( 李亚欣，刘雅政，赵金锋，等． P110 级25MnV 钢石油套管热 处理工艺的优化． 特殊钢，2009，30( 6) : 36) ［2］ Ma A Q，Guo Z C，He J C． Study on the heat treatment process for the steel tube of grade Q125 with 30CrMnMo． Sci Technol Bao￾tou Steel Corp，2009，35( 1) : 25 ( 马爱清，郭兆成，贺景春． 30CrMnMo 钢调质 Q125 钢级套管 的工艺研究． 包钢科技，2009，35( 1) : 25) ［3］ Di Schino A，Guarnaschelli C． Effect of microstructure on cleav￾age resistance of high-strength quenched and tempered steels． Ma￾ter Lett，2009，63( 22) : 1968 ［4］ Morito S，Saito H，Ogawa T，et al． Effect of austenite grain size on the morphology and crystallography of lath martensite in low car￾bon steels． ISIJ Int，2005，45( 1) : 91 ［5］ Kitahara H，Ueji R，Tsuji N，et al． Crystallographic features of lath martensite in low-carbon steel． Acta Mater，2006，54 ( 5) : 1279 ［6］ Inoue T，Matsuda S，Okamura Y，et al． The fracture of a low car￾bon tempered martensite． Trans Jpn Inst Met，1970，11: 36 ［7］ Swarr T，Krauss G． The effect of structure on the deformation of as-quenched and tempered martensite in an Fe-0. 2 pct alloy． Met￾all Trans A，1976，7( 1) : 41 ·1034·

第9期 王立东等：电阻焊接用高强Q125级石油套管钢组织及其性能 ·1035· [8]Morito S,Yoshida H,Maki T,et al.Effect of block size on the dustry Press,2006 strength of lath martensite in low carbon steels.Mater Sci Eng A, (雍岐龙.钢铁材料中的第二相.北京：治金工业出版社， 2006,438-440:237 2006) 9]Wang C F,Wang M Q,Shi J,et al.Microstructural characteriza- [13]Wang L J,Cai Q W,Wu H B,et al.Effects of tempering tem- tion and its effect on strength of low carbon martensitic steel.fron perature on the microstructure and mechanical properties of 1 500 eel,2007,42(11):57 MPa grade steel directly quenched.I Uni Sci Technol Beijing, (王春芳，王毛球，时捷，等.低碳马氏体钢的微观组织及其 2010,32(9):1150 对强度的影响.钢铁，2007,42(11)：57) (王立军，蔡庆伍，武会宾，等.回火温度对1500MPa级直 [10]Xu Z Y.Effect of lath martensite morphology on the mechanical 接淬火钢组织与性能的影响.北京科技大学学报，2010,32 properties of steel.Heat Treat,2009,24(3):1 (9):1150) (徐祖耀.条状马氏体形态对钢力学性质的影响.热处理， [14]Chen C Y,Yen H W,Kao F H,et al.Precipitation hardening of 2009,24(3):1) high-strength low-alloy steels by nanometer-sized carbides.Mater [11]Reip C P,Shanmugam S,Misra R D K.High strength microal- Sci Eng A,2009,499(12):162 loyed CMn V-Nb-Ti)and CMn V-Nb)pipeline steels pro- [15]Duan X G,Cai Q W,Wu H B.Ti-Mo ferrite matrix micro-alloy cessed through CSP thin-slab technology:microstructure,precipi- steel with nanometer-sized precipitates.Acta Metall Sin,2011, tation and mechanical properties.Mater Sci Eng A,2006,424 47(2):251 (1/2):307 (段修刚，蔡庆伍，武会宾.T-Mo全铁素体基微合金高强钢 [12]Yong Q L.Secondary Phases in Steels.Beijing:Metallurgy In- 纳米尺度析出相.金属学报，2011,47(2)：251)

第 9 期 王立东等: 电阻焊接用高强 Q125 级石油套管钢组织及其性能 ［8］ Morito S，Yoshida H，Maki T，et al． Effect of block size on the strength of lath martensite in low carbon steels． Mater Sci Eng A， 2006，438-440: 237 ［9］ Wang C F，Wang M Q，Shi J，et al． Microstructural characteriza￾tion and its effect on strength of low carbon martensitic steel． Iron Steel，2007，42( 11) : 57 ( 王春芳，王毛球，时捷，等． 低碳马氏体钢的微观组织及其 对强度的影响． 钢铁，2007，42( 11) : 57) ［10］ Xu Z Y． Effect of lath martensite morphology on the mechanical properties of steel． Heat Treat，2009，24( 3) : 1 ( 徐祖耀． 条状马氏体形态对钢力学性质的影响． 热处理， 2009，24( 3) : 1) ［11］ Reip C P，Shanmugam S，Misra R D K． High strength microal￾loyed CMn ( V-Nb-Ti) and CMn ( V-Nb ) pipeline steels pro￾cessed through CSP thin-slab technology: microstructure，precipi￾tation and mechanical properties． Mater Sci Eng A，2006，424 ( 1 /2) : 307 ［12］ Yong Q L． Secondary Phases in Steels． Beijing: Metallurgy In￾dustry Press，2006 ( 雍岐龙． 钢铁材料中的第二相． 北京: 冶金工业出版社， 2006) ［13］ Wang L J，Cai Q W，Wu H B，et al． Effects of tempering tem￾perature on the microstructure and mechanical properties of 1 500 MPa grade steel directly quenched． J Univ Sci Technol Beijing， 2010，32( 9) : 1150 ( 王立军，蔡庆伍，武会宾，等． 回火温度对 1 500 MPa 级直 接淬火钢组织与性能的影响． 北京科技大学学报，2010，32 ( 9) : 1150) ［14］ Chen C Y，Yen H W，Kao F H，et al． Precipitation hardening of high-strength low-alloy steels by nanometer-sized carbides． Mater Sci Eng A，2009，499( 1-2) : 162 ［15］ Duan X G，Cai Q W，Wu H B． Ti-Mo ferrite matrix micro-alloy steel with nanometer-sized precipitates． Acta Metall Sin，2011， 47( 2) : 251 ( 段修刚，蔡庆伍，武会宾． Ti--Mo 全铁素体基微合金高强钢 纳米尺度析出相． 金属学报，2011，47( 2) : 251) ·1035·