余 伟，谢 勇，武会宾，蔡庆伍

(北京科技大学冶金工程研究院，北京100083，E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn)

X120管线钢的相变组织及性能研究

余 伟，谢 勇，武会宾，蔡庆伍

(北京科技大学冶金工程研究院，北京100083，E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn)

为适应将来石油及天然气高效输送的需要，以及高级别管线对力学性能及焊接性能的要求，采用一种成分为0.05%C－2.01%Mn－0.30%Mo－0.48%Ni－0.35%Cu－0.076%Nb－Ti－B的试验材料，用于开发X120管线钢的试验研究.在Gleeble 1500热模拟机上，采用在奥氏体再结晶区和未再结晶区分别变形30%和35%和其后不同冷却速率的冷却对试样进行处理，经过对试样进行光学显微镜、透射电镜、维氏硬度计分析，研究了X120级别管线钢的相变温度、显微组织及维氏硬度.对试验钢坯控制轧制后，再经终冷温度370～500℃、冷却速度40～70℃/s的控制冷却处理.结果表明：当冷却速率为20～50℃/s时，试验钢可以得到以贝氏体和马氏体为主的组织，试验钢的硬度也随冷却速率增加而逐渐增加，硬度最高达到HV320;试验钢在控轧后控制冷却至终冷温度≤450℃后，除延伸率偏低外，其他力学性能均达到X120管线钢标准要求.

管线钢;相变;显微组织;硬度;力学性能

高强度石油输送管是提高石油输送效率、降低工程投资的重要材料.采用高级别管线钢提高输送压力是一条有效途径.目前国内油气输送工程中采用X80级别以下的管线钢，国外已在2002和2004年分别建成了X100和X120管线钢试验段［1－2］.X100/X120级管线钢要求具有高强度、高韧性、良好焊接性能、高止裂性能.考虑到可焊性，管线钢的碳质量分数不超过0.1%，需采用不经热处理的成分设计［3］.X120采用以下贝氏体(LB)为主的显微组织或铁素体－贝氏体双相组织［4－6］，通过IDQ(轧后直接淬火)或HOP工艺获得［5－6］.组织和成分设计是开发高性能管线钢的重要环节.钢的成分设计上采取低碳或超低碳的低合金成分，通过控制冷却工艺获得低碳贝氏体、低碳马氏体或两者的混合组织，以期在保证力学性能的同时降低合金含量.对X120级管线用钢的相变规律研究是组织与力学性能控制的基础.

本文研究了试验用X120管线钢在变形条件下的动态相变温度及组织变化规律，确定了合理的冷却速度和终止冷却温度，为轧制过程获得下贝氏体为主组织的轧后冷却提供工艺依据.

1 实验

实验用钢针对X120管线钢设计，其化学成分见表1.试验钢在实验室真空感应炉中冶炼，真空浇铸成50 kg钢锭后，将铸锭锻造成120 mm× 90 mm×90 mm的矩形断面钢坯和Φ 15 mm的圆坯.将Φ 15 mm坯机加工成Φ 6 mm/Φ 12 mm× 90 mm相变测定试样.

相变试验在Gleeble1500热模拟实验机上采用热膨胀法在氩气保护下进行.先以20℃/s加热到1200℃，保温5 min，然后以5℃/s速度冷却至1100℃，以1/s的变形速率变形30%，再以5℃/s速度冷却到850℃以1/s的变形速率变形20%，然后以50、30、25、20、15、10、5、1、0.5℃/s的连续冷却，降低至100℃以下.记录实验过程中的温度、时间和膨胀量.

在实验室350 mm二辊可逆热轧机和水幕控冷装置上进行TMCP试验.在电阻炉内将90 mm厚度锻坯加热到1250℃，开轧温度1100℃，再结晶区终轧温度1080℃，累计变形45%;未再结晶区开轧温度890℃，终轧温度850～905℃，累计变形64%.开始冷却温度810～850℃，终止冷却温度370～500℃，冷却速度40～70℃/s.在轧制样上取标准 Φ 10 mm拉伸试样，10 mm× 10 mm×55 mm夏比冲击试样，以及相应的金相试样.

将热模拟后的试样从变形区中部沿横向用线切割机剖开，经过砂纸打磨及抛光，制成金相试样，用体积分数3%的硝酸酒精溶液侵蚀，然后在光学显微镜下观察其室温组织.为进一步区分下贝氏体和板条马氏体以及分析析出物，需要制备透射电镜薄膜样，先在砂纸上研磨到50～70 μm，然后离子减薄，最后用H－800透射电镜观察组织和析出.轧制试验的金相试样，按上述抛光侵蚀处理后进行扫描电镜分析.

表1 试验钢的化学成分(质量分数/%)

2.1 钢的显微组织

不同冷却速度下钢的金相组织见图1.冷却速度0.5～1℃/s时，组织为块状MA(马氏体－奥氏体岛状组织)和针状铁素体(AF)形成的粒状贝氏体(GB)组织，冷却速度提高，MA组织细小，如图1 (a)和(b)所示.冷却速度5～10℃/s时，相变组织为粒状MA和退化上贝氏体(DUB)，贝氏体的板条状组织特征明显，如图1(c)和(d)所示.冷却速度为15℃/s时，也只发生贝氏体转变，但组织主要以粒状贝氏体(GB)、退化的上贝氏体(DUB)和下贝氏体为主(LB)，如图1(e)所示.冷却速度15℃/s及以上时，相变组织中存在下贝氏体组织(LB)，光学显微镜下特征是小板条间距，无明显MA组织出现，相变组织为退化上贝氏体(DUB)和下贝氏体(LB);冷却速度20～30℃/s时，组织中主要LB和少量DUB组织(LB+DUB)，冷却速度越高，转变后的LB组织比例越大，如图1(f)、(g)和(h)所示.当冷却速度大于50℃/s时，发生下贝氏体(LB)和板条马氏体(LM)转变，如图1(i)所示.由此可见，冷却速度对贝氏体的形态产生很大的影响.

为了进一步区分下贝氏体LB和板条状马氏体LM，对50、30和20℃/s冷却速度下的实验样品做透射实验分析，试样的透射电镜照片如图2所示.冷却速度50℃/s时，组织是相互平行排列在一个晶面上的板条，基体上分布着大量的、很细的碳化物，如图2(a)中黑色箭头所示，还有少量残余奥氏体，如白色箭头所示，这是板条马氏体比较明显的特征.在30和20℃/s冷却时，在针状铁素体基体上分布着大量的、很细的碳化物，这些碳化物片大致与铁素体片的长轴呈大约55°～60°，板条边界没有碳化物或其他组织，没有残余奥氏体，呈现典 型下贝氏体特征，如图2(b)和(c)所示.

图1 不同冷却速度下钢的金相组织

图2 样品TEM形貌及析出的粒子分布

2.2 相变温度和CCT曲线［7］

采用热膨胀法测定了试验钢在各种冷却速度下的相变温度，根据上述组织分析和相变温度绘制了X120钢的动态CCT曲线，如图3所示.

2.3 模拟轧制钢板性能

X120管线钢的力学性能要求为:屈服强度≧827 MPa，抗拉强度≧931 MPa，屈强比≤0.99，延伸率≧14%，－20℃夏比冲击功≧231 J，及其他.经过控制轧制和控制冷却后，试验钢的力学性能见表2.从表2可见，控冷时终冷温度高于LB形成温度(如试样号1－1的500℃)，钢的屈服强度低于标准要求;其他试样除延伸率指标偏低外，力学性能均满足X120管线钢标准要求.延伸率偏低和实验室真空冶炼铸锭的钢质纯净度不够有关，钢中的夹杂物多、尺寸大.

轧制样的SEM照片如图4所示，可以看出，室温组织为下贝氏体.从组织形态看，组织全部为下贝氏体，未见有马氏体组织，这与CCT曲线的分析略有差异，原因可能轧制后控制冷却时终冷温度有关，试样1－1和1－3终冷温度偏高，高于下贝氏体转变温度或接近开始相变温度，使得相变组织与典型下贝氏体组织有区别.下贝氏体板条被限制在压扁的未再结晶奥氏体晶界内，限制了板条在长度方向的生长;板条生长的方向与原奥氏体晶界有一定的位向关系，并且不同方向板条有一定程度的交叉.

图3 X120管线钢的动态CCT曲线

表2 热轧试验钢的力学性能

图4 轧制样品1-4的SEM组织照片

3 分析与讨论

3.1 试验钢的相变温度计算及分析

(1)马氏体转变温度范围

马氏体转变的温度范围取决于其母相奥氏体的化学成分.钢的化学成分与其马氏体转变开始温度MS之间的定量关系为［9］

由式(1)代入具体数值可得MS=471.74℃.

在冷却中，马氏体相变的进程，可通过Ms温度和Mf的关系得到［9］:Mf=MS－(215±15)℃，最后可得MS=471.74℃，Mf=256.74℃.

(2)贝氏体转变的温度范围

贝氏体转变温度与化学成分的下定量关系为［9］

由上面的公式带入具体的数值可以得到:

从上述实测结果和计算值的比较可以看出，马氏体相变温度的计算值较实测值高，贝氏体相变温度计算值比实测值低.对比计算公式和试验X120管线钢的化学成分可以看出，试验钢中含有B和Nb.B元素可以明显抑制铁素体在奥氏体晶界上形核，并增加奥氏体稳定性;从Nb的析出规律来看，变形过程中析出的Nb占固溶Nb的比例在30%，固溶Nb使奥氏体稳定性提高，相变温度降低［10］.同时Nb、B等元素的强烈相互作用，大大改变了钢的相变温度，保证贝氏体转变在更低温度下进行，所以实际测得BS和Bf比由公式算出的理论值要低很多.Nb和B共同作用还有效提高了钢的淬透性，使马氏体相变温度大幅度提高.Mo元素可以抑制奥氏体分解为珠光体和铁素体，可使钢相变时更易获得贝氏体组织.

硬度与钢的抗拉强度有较强的对应关系.试验钢不同冷却速度下的硬度变化如图3所示.随着冷却速度的升高样品的硬度也在随之升高，冷却速度从10℃上升到50℃/s的过程中，样品的硬度由280 HV上升到320 HV，因此，从相变规律和硬度变化可知，提高冷却速度是提高试验钢强度的一种有效方式.

试验用X120管线钢要获得高强度、高韧性，组织应该控制为下贝氏体LB或下贝氏体+板条马氏体(LB+LM)组织.从图3可以看出，冷却速率在20℃/s以上较好.实验室模拟轧制过程中，轧后冷却速率在40～70℃/s时，满足上述相变组织控制的冷却速率的要求.由于轧制过程中未再结晶奥氏体的变形，奥氏体晶粒被压扁，限制了下贝氏体板条的长度，对于进一步细化晶粒有利，试验钢的韧性因此会得到改善.

从中厚板生产和板带钢生产工艺和设备看，国内中厚板和热轧带钢生产线的轧后冷却装置的冷却能力可达到30℃/s以上［11－12］，能满足生产X120级别管线钢的要求.

4 结论

1)对试验X120管线钢，实际测得其贝氏体转变温度大约为BS=476.6℃、Bf=358.7℃.获得下贝氏体和板条马氏体组织的冷却速度为20～50℃/s.实际生产中冷却速率最好在20℃/s以上.

2)随着冷却速度的升高，样品的硬度也在随之升高，冷却速度从10℃/s上升到50℃/s时，样品的硬度由280 HV上升到320 HV，上升了40 HV，硬度随冷却速度增加而上升的规律，这与其组织类型变化规律相符.

3)在TMCP后，试验钢的其他力学性能达到X120管线钢标准要求，延伸率偏低与实验室炼钢钢质有关.

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Research of transformation microstructure and mechanical properties of X120 pipeline steel

YU Wei，XIE Yong，WU Hui-bin，CAI Qing-wu
(Engineering Research Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China，E-mail:yuwei@nercar.ustb.edu.cn)

To meet the future needs of efficient oil and gas transportation and the requirement of mechanical properties and weldability of high grade pipeline steel，a test material with the chemical compositions of 0.05%C－2.01%Mn－0.30%Mo－0.48%Ni－0.35%Cu－0.076%Nb－Ti－B was experimentally studied for the development of X120 pipeline steels.The sample was formed in recrystallization and non-recrystallization zone with 30%and 35%reduction respectively and then be cooled in different cooling ratio by means of Gleeble 1500 thermal simulator.The change of transformation temperature，microstructure and Vickers hardness was studied the samples were analyzed by optical microscopy，SEM，micro-vickers hardness tester.After controlled rolled，the test steel billet was controlled cooled with 370～500℃ finished cooling temperature and 40～71℃/s cooling ratio.The conclusion is that the microstructure is mainly low carbon martensite and low carbon bainite when the cooling rate is between 20～50℃/s.Meanwhile，the Vickers hardness of steel has also increased with the increasing cooling rate，the highest hardness is HV320.Except the low elongation，the other mechanical properties meet the requirements of X120 pipeline steel standard，after the steel treated by controlled rolling and controlled cooling to≤450℃ finished cooling temperature.

pipeline steel;transformation;microstructure;hardness;mechanical property

TG111.5 文献标志码：A 文章编号：1005－0299(2011)04－0074－05

2010－05－25.

国家“十一五”科技支撑计划资助项目(2006BAE03A06).

余 伟(1968－)，男，副研究员;

蔡庆伍(1955－)，男，教授，博士生导师.

(编辑 程利冬)