細(xì)化無碳化物貝氏體無縫鋼管組織的熱處理工藝

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程、軋制或鍛造后冷卻過程中會(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。無碳化物貝氏體無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)度無碳化物貝氏體無縫鋼管粗大的組織，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)度無碳化物貝氏體無縫鋼管，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 的無縫管。用線切割從熱軋態(tài)無縫鋼管上取樣進(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 無碳化物貝氏體無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)無碳化物貝氏體無縫鋼管(工藝1)的XRD圖譜。由圖1可以看出，無碳化物貝氏體無縫鋼管熱軋態(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)無碳化物貝氏體無縫鋼管的XRD圖譜Fig.1 XRD pattern of the as-hot rolled carbide-free bainitic seamless steel tube

圖2 熱軋態(tài)無碳化物貝氏體無縫鋼管的顯微組織(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為無碳化物貝氏體無縫鋼管經(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。可以看出，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+低溫回火后無碳化物貝氏體無縫鋼管的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+低溫回火后無碳化物貝氏體無縫鋼管的顯微組織(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碳化物貝氏體無縫鋼管的顯微組織。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，說明無碳化物貝氏體無縫鋼管熱軋后長(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)無碳化物貝氏體無縫鋼管，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，提高無縫鋼管材料的沖擊性能。

圖5 熱軋態(tài)無碳化物貝氏體無縫鋼管經(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程中形成的無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碳化物貝氏體無縫鋼管的力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果。可以看出，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)間有利于無碳化物貝氏體無縫鋼管沖擊性能的提高。

表2 不同熱處理工藝下無碳化物貝氏體無縫鋼管的力學(xué)性能

圖6為不同熱處理工藝下無碳化物貝氏體無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，無碳化物貝氏體無縫鋼管的韌性得到改善。

圖6 不同熱處理工藝下無碳化物貝氏體無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)無碳化物貝氏體無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，可以大幅度提高無碳化物貝氏體無縫鋼管的韌性，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)無碳化物貝氏體無縫鋼管的組織粗大，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碳化物貝氏體鋼的組織遺傳性并細(xì)化組織。