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·