程巨強(qiáng)

(西安工業(yè)大學(xué) 材料與化工學(xué)院， 陜西 西安 710021)

淬透性較高的合金鋼在鑄造凝固過(guò)程、軋制或鍛造后冷卻過(guò)程中會(huì)形成馬氏體、貝氏體等非平衡組織，如果冷卻速度較慢或鍛(軋)后終鍛溫度過(guò)高會(huì)造成奧氏體組織粗大，形成粗大的馬氏體、貝氏體等非平衡組織，這些非平衡組織在后續(xù)的熱處理過(guò)程中，存在頑強(qiáng)的組織遺傳性[1-3]，導(dǎo)致熱處理后的組織仍然粗大，降低熱處理件的沖擊性能，影響其使用性能。目前消除合金鋼組織遺傳的熱處理方法主要有：雙重淬火消除35CrMo鋼魏氏體組織遺傳性，提高韌性[4]；利用超高溫正火的奧氏體再結(jié)晶細(xì)化ZGBZ20Si2MnMo鋼組織，提高強(qiáng)韌性[5]；利用提高臨界區(qū)加熱速度消除20Cr2Ni4A鋼組織遺傳性，細(xì)化組織[6]；通過(guò)合適的鍛造工藝能細(xì)化25Cr2Ni4MoV鋼晶粒，并配以合適的后續(xù)熱處理工藝等消除組織遺傳性[7]；利用預(yù)處理、正火或調(diào)質(zhì)方法消除30CrNi2MoV鋼、30CrNi3MoV鋼組織遺傳性，細(xì)化奧氏體晶粒[8-10]等。無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫管熱軋空冷可獲得由貝氏體鐵素體和殘留奧氏體組成的無(wú)碳化物貝氏體組織，屬于非平衡組織，由于非平衡組織存在遺傳性，造成熱處理后無(wú)碳化物貝氏體鋼管沖擊值偏低。本文針對(duì)一種熱軋態(tài)高強(qiáng)度無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管粗大的組織，研究消除貝氏體鋼組織遺傳性和細(xì)化組織的熱處理工藝，為實(shí)際生產(chǎn)中優(yōu)化無(wú)碳化物貝氏體鋼管件組織，提高韌性提供熱處理工藝參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為一種高強(qiáng)度無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)為0.09～0.15C、0.8～1.4Si、1.8～2.2Mn和適量Cr、Mo、V等合金元素，試驗(yàn)材料的生產(chǎn)過(guò)程為電爐冶煉+鋼包精煉(LF)+真空處理(VD)，連鑄成鑄錠。然后將鋼錠加熱、熱穿孔、鋼管連軋、定徑、空冷得到直徑為φ420 mm、壁厚為16 mm 的無(wú)縫管。用線切割從熱軋態(tài)無(wú)縫鋼管上取樣進(jìn)行熱處理工藝試驗(yàn)，具體工藝如表1所示。采用DDL300 型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣為φ8 mm 標(biāo)準(zhǔn)短試樣，采用JB-300型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行試驗(yàn)沖擊，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，開V型缺口，缺口深度2 mm；采用EPIPHOT 300光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察，腐蝕劑為體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液；采用XRD-6000型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析。

表1 無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的熱處理工藝

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 物相及顯微組織

圖1為未經(jīng)熱處理的熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管(工藝1)的XRD圖譜。由圖1可以看出，無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管熱軋態(tài)的物相主要有鐵素體和奧氏體，結(jié)合熱軋空冷的工藝特點(diǎn)，鋼管的組織應(yīng)該為貝氏體鐵素體和殘留奧氏體組織。圖2為熱軋態(tài)鋼管的顯微組織，觀察縱向(沿軸向方向)和橫向(沿厚度方向)組織可見，其主要形貌均為板條狀貝氏體和粒狀貝氏體組織，板條較長(zhǎng)，甚至出現(xiàn)穿晶組織，組織粗細(xì)不均勻，晶粒較為粗大。縱向組織中最長(zhǎng)板條尺寸約為120 μm，截線法測(cè)得其平均晶粒度等級(jí)為6.0級(jí)。橫向組織中板條尺寸最長(zhǎng)約為78 μm，截線法測(cè)得其平均晶粒度等級(jí)為6.5級(jí)。組織粗大及晶粒度等級(jí)較低會(huì)造成鋼管的沖擊性能較差，經(jīng)測(cè)量熱軋態(tài)鋼管的沖擊吸收能量為14.5 J。熱軋+300 ℃×90 min低溫回火(工藝2)后的組織和物相組成與熱軋態(tài)一致，組織形貌變化不大。

圖1 熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的XRD圖譜Fig.1 XRD pattern of the as-hot rolled carbide-free bainitic seamless steel tube

圖2 熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的顯微組織(a)縱向;(b)橫向Fig.2 Microstructure of the as-hot rolled carbide-free bainitic seamless steel tube(a) longitudinal; (b) transverse

圖3為無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管經(jīng)熱軋+930 ℃×20 min正火+300 ℃×90 min低溫回火(工藝3)后的X射線衍射圖譜。由圖3可見，鋼管經(jīng)工藝3處理后的物相與熱軋態(tài)一致，組織也為貝氏體鐵素體和殘留奧氏體。圖4為鋼管經(jīng)熱軋+正火+低溫回火后的縱向顯微組織?？梢钥闯?，與熱軋態(tài)組織相比，正火+低溫回火后的組織整體上有所細(xì)化，但存在較長(zhǎng)的板條組織(見圖4(a))，甚至出現(xiàn)穿晶組織(見圖4(b))，組織不均勻。由此可知，熱軋后進(jìn)行正火處理，長(zhǎng)板條狀貝氏體組織仍然存在，正火不能消除較長(zhǎng)的板條貝氏體組織，貝氏體組織存在一定的組織遺傳性。

圖3 熱軋+正火+低溫回火后無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的XRD圖譜Fig.3 XRD pattern of the carbide-free bainitic seamless steel tube after hot rolling+normalizing+low temperature tempering

圖4 熱軋+正火+低溫回火后無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的顯微組織(a)粗大板條;(b)穿晶Fig.4 Microstructure of the carbide-free bainitic seamless steel tube after hot rolling, normalizing and low temperature tempering(a) coarse lath; (b) transgranular

圖5為不同熱處理工藝下無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的顯微組織。由圖5(a)可以看出，熱軋+690 ℃×90 min短時(shí)高溫回火后的顯微組織主要由回火索氏體組成，類似于平衡組織，部分索氏體保留板條狀貝氏體組織的位向，較長(zhǎng)的板條貝氏體組織依然存在。由圖5(b)可以看出，熱軋+690 ℃×300 min長(zhǎng)時(shí)間高溫回火的組織與短時(shí)高溫回火相比，粗大的板條組織消失，組織細(xì)化，說(shuō)明無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管熱軋后長(zhǎng)時(shí)間的高溫回火可以消除粗大貝氏體組織的遺傳性。由圖5(c)可以看出，熱軋+690 ℃×300 min長(zhǎng)時(shí)高溫回火+930 ℃×20 min正火+300 ℃回火(工藝5)后的顯微組織主要為細(xì)化的無(wú)碳化物貝氏體，與熱軋+正火低溫回火組織(見圖4)相比，組織明顯細(xì)化，組織中長(zhǎng)板條貝氏體板被切斷，消除了貝氏體組織的遺傳性。因此，對(duì)于熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管，在正火前增加的長(zhǎng)時(shí)間高溫回火可以細(xì)化正火態(tài)的組織，提高無(wú)縫鋼管材料的沖擊性能。

圖5 熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管經(jīng)高溫回火后的顯微組織(a)熱軋+690 ℃×90 min高溫回火；(b)熱軋+690 ℃×300 min高溫回火；(c)熱軋+690 ℃×300 min高溫回火+930 ℃×20 min正火+300 ℃×90 min回火Fig.5 Microstructure of the carbide-free bainitic seamless steel tube after hot rolling and high temperature tempering(a) hot rolling and tempering at 690 ℃ for 90 min; (b) hot rolling and tempering at 690 ℃ for 300 min; (c) hot rolling and tempering at 690 ℃ for 300 min, then normalizing at 900 ℃ for 20 min and tempering at 300 ℃ for 90 min

分析認(rèn)為，熱軋后長(zhǎng)時(shí)間高溫回火能夠細(xì)化板條狀組織，切斷貝氏體組織的組織遺傳性，細(xì)化組織的機(jī)理主要為鐵素體形變?cè)俳Y(jié)晶。鐵素體形變?cè)俳Y(jié)晶產(chǎn)生的機(jī)制為貝氏體鋼在熱軋后的空冷過(guò)程中形成的無(wú)碳化物貝氏體屬于非平衡組織，和平衡組織相比，貝氏體中存在較高的由軋制變形引起的殘余應(yīng)力和由貝氏體相變引起的內(nèi)應(yīng)力。高溫回火時(shí)，在變形殘余應(yīng)力和內(nèi)應(yīng)力的作用下，無(wú)碳化物貝氏體組織誘發(fā)塑性變形，隨著回火溫度的升高和回火保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，貝氏體組織發(fā)生再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒在原始粗大的晶粒內(nèi)部通過(guò)形核、長(zhǎng)大形成新的細(xì)小晶粒，形成的再結(jié)晶晶粒具有自由的位向，與舊晶粒沒(méi)有固定的取向關(guān)系，打亂了原始粗大晶粒內(nèi)部有序的板條位向，消除組織遺傳性，細(xì)化組織。

2.2 力學(xué)性能

表2為不同熱處理工藝下無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果?？梢钥闯?，不同熱處理工藝下鋼管的抗拉強(qiáng)度變化不大，熱軋態(tài)抗拉強(qiáng)度最高為1014 MPa，沖擊吸收能量最低為14.5 J，熱軋+低溫回火后鋼管的抗拉強(qiáng)度與熱軋態(tài)相比幾乎不變，伸長(zhǎng)率和斷面收縮率提高，沖擊吸收能量提高1倍，達(dá)到29.0 J，熱軋+正火+低溫回火后的抗拉強(qiáng)度與熱軋+低溫回火相比降幅不大，但沖擊吸收能量的提高幅度較大。熱軋+短時(shí)高溫回火+正火+低溫回火后的抗拉強(qiáng)度、伸長(zhǎng)率和斷面收縮率和熱軋+正火+低溫回火相比變化不大，但沖擊吸收能量有較大幅度的提高，熱軋+長(zhǎng)時(shí)高溫回火+正火+低溫回火后的沖擊吸收能量最高，達(dá)118.0 J。因此，正火前延長(zhǎng)高溫回火時(shí)間有利于無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管沖擊性能的提高。

表2 不同熱處理工藝下無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的力學(xué)性能

圖6為不同熱處理工藝下無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌。由圖6可以看出，熱軋態(tài)沖擊斷口特征主要為解理和準(zhǔn)解理斷裂特征(見圖6(a))，屬于脆性斷裂，沖擊性能較低。熱軋+920 ℃正火300 ℃回火(工藝3)后的沖擊斷口特征主要為韌窩和少量的準(zhǔn)解理斷裂(見圖6(b))，沖擊性能有所改善。熱軋+690 ℃×300 min回火+920 ℃正火+300 ℃回火(工藝5)后的沖擊斷口形貌特征主要為微孔積聚型斷裂特征(見圖6(c))，即韌窩，屬于韌性斷裂，沖擊性能提高。從沖擊試樣斷口形貌可以看出，正火前增加長(zhǎng)時(shí)間高溫回火，沖擊斷裂機(jī)制由單純正火處理的韌窩+準(zhǔn)解理向全韌窩轉(zhuǎn)變，無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的韌性得到改善。

圖6 不同熱處理工藝下無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管沖擊斷口裂紋擴(kuò)展區(qū)形貌(a)熱軋態(tài)；(b)熱軋+正火+低溫回火；(c)熱軋+長(zhǎng)時(shí)高溫回火+正火+低溫回火Fig.6 Morphologies of crack propagation zone in impact fracture of the carbide-free bainitic seamless steel tubes under different heat treatments(a) as-hot rolled; (b) hot rolling, normalizing and low temperature tempering; (c) hot rolling, long time high temperature tempering, normalizing and low temperature tempering

3 結(jié)論

1) 熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的組織為貝氏體鐵素體和奧氏體，強(qiáng)度較高，韌性較低。正火處理前增加長(zhǎng)時(shí)間的高溫回火，可以大幅度提高無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的韌性，沖擊斷裂特征由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷裂。

2) 熱軋態(tài)無(wú)碳化物貝氏體無(wú)縫鋼管的組織粗大，300 ℃低溫回火和930 ℃正火+300 ℃低溫回火后的組織仍然粗大，存在組織遺傳性。正火前增加690 ℃×300 min長(zhǎng)時(shí)間高溫回火可以消除無(wú)碳化物貝氏體鋼的組織遺傳性并細(xì)化組織。