·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·