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·