二试验准备

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殿栾
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1 控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的性能和显微组织付俊岩东涛等摘要 : 本文专门讨论了低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的组织形态及其结构的特征, 并阐明了主要控轧工艺因素对钢的组织和性能的影响关键词 : 针状铁素体, 组织, 性能 1 前言微合金化和控制轧制技术的发展为生产高强度高韧性良好可焊性和成形性的结构钢提供了极其广阔的发展领域七十年代初, 为适应高寒地带大口径石油天然气输送管线工程对材料高强度低温韧性可焊性等综合性能不断增长的要求, 在 Mn-Nb 系 HSLA 钢的基础上, 降碳 ( 0.06%C) 提锰 (>1.6%Mn) 加钼 (0.15~0.54%Mo), 发展了 X-70 级低 C-Mn-Mo-Nb 系针状铁素体钢 (AF) [1][2] 这种针状铁素体钢控轧状态的屈服强度可达 MPa, 夏氏 V 型缺口冲击平台能可达 165J,50% 剪切断口的脆性转折温度 (FATT) 可低于 -60 以下 [3] 针状铁素体钢比常规铁素体珠光体钢优越的另一个主要特点, 是在制管成型过程中有较大的加工硬化特性, 可抵消包申格效应引起强度的损失, 这对高强度厚壁大口径管线用 U-O-E 和螺旋焊管的制造是很重要的 [1~4] X-70 低 C-Mn-Mo-Nb 钢的最佳性能是通过合金成分的合理设计和最佳控轧工艺参量的选择, 利用轧制过程中的晶粒细化相变和位错强化固溶强化沉淀强化亚晶强化等机制, 按预期要求的方向发展而获得的关于合金元素的作用及控制轧制工艺提高钢材强韧性的机制, 已有许多文章报导 [3~7] 在本文作者的另一项工作中 [8], 也进行了系统的研究, 确认采用 Ⅱ 型控轧低 C-Mn-Mo-Nb 钢可得到理想的强韧性配合,σs 550MPa,vTrs<-100, 而且性能对加工条件不敏感本文以研制 X-70 壁厚小于 12.7mm, 高韧性螺旋焊管线用热轧带钢为目标, 就控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢性能和显微组织结构进行了研究, 以探讨性能 - 组织 - 工艺之间的内在关系 2 试验准备试验用钢化学成分见表 1 用 100KW 中频感应电炉非真空冶炼试验的准备和加工条件见图 1 试验轧机 ф300, 轧制速度 45 米 / 分表 1 试验用钢化学成分 (%) 钢号 C Si Mn P S Mo 钢 1# < 钢 2# < 钢 3# <

2 Nb Al N Ti Ceq Pcm [ 注 ] 碳当量 Ceq = C + 焊接裂纹 Mn b Cr + Mo + V + 5 Ni + Cu + 15 敏感指数 Mn + Cu + Cr Si V Mo Ni Pcm = C B 图 1 轧制工艺条件示意图制度 A 为普通轧制, 其加热温度和开轧温度较高, 终轧温度 980 处于奥氏体再结晶温度以上 [7][9] B 制度均属于 Ⅱ 型控轧, 终轧温度 800, 但冷却方式不同 B 1 为轧后空冷 B 2 为轧后水淬 2 秒冷至 620 左右空冷, 称做中间淬火处理 B 3 为模拟热连轧带钢实际生产过程层流冷却及随后卷取的生产条件, 在轧后加速冷却后, 随即装入 580 等温炉中保持 1~4 小时, 出炉空冷, 称之模拟卷取处理 C 制度的终轧温度为 730, 低于 Ar 3 相变点, 为 (γ +α) 两相区控轧的模拟卷取处理从钢板取纵向试样做拉伸试验, 取横向夏比 V 型缺口冲击试样, 在 20~-100 不同温度下进行冲击试验, 以检验钢的综合力学性能应用光学显微镜, 扫描电镜透射电镜 ( 复型和金属薄膜 ) 对钢的显微组织进行观察 2

3 和结构分析 X 射线衍射仪测定钢中残余奥氏体量 3 结果和讨论 3.1 力学性能图 2 为各试验钢号在不同控轧工艺状态下的力学性能由图可见, 低 Mo 的钢 1# 除在 A B 1 制度下的屈服强度低于 API 5L X70 级管线钢的标准 [2] ( 最低屈服强度为 483MPa) 外, 均有较好的强韧性在 Ⅱ 型控轧模拟卷取的状态下 (B 3 ),-40 的横向夏比 V 型缺口冲击韧性有所改善, 具有最好的强韧配合 :σs 588MPa,δs=20%,Cv-40 80J,vT 40J <-100 而高 Mo 的钢 2# 和钢 3#, 在 Ⅱ 型控轧自然冷却的状态下 (B 1 ) 就可获得较好的强韧配合 :σ s>550mpa,δ 23%,Cv-40 =130J,vT 40J <-100 按标准要求有较大的余量图 2 试验钢种在不同轧制工艺条件下的力学性能 3.2 显微组织应用光学显微镜, 扫描电镜和透射电镜及 X 射线衍射仪对各试验钢号在不同控轧工艺状态下显微组织进行了观察和结构分析 (1) 组织的组成组织观察表明, 各试验钢号在不同控轧工艺条件下的组织组成均为针状铁素体 (AF) 多边形铁素体 (PF) 和少量的贝氏体 (B) 马氏体或马氏体 - 奥氏体 (M-A) 岛状第二相及细小弥散的 Nb(CN) 析出相的混合组织根据合金含量和控轧工艺条件的不同, 各组成物相对体积分量是不同的典型数值为 30~70% 针状铁素体,5~10% 的贝氏体马氏体和残余奥氏体, 其余为多边形铁素体例如, 在 Ⅱ 型控轧自然冷却 (B 1 ) 状态下, 钢 1# 为以多边形铁素体为主的混合组织, 见图 3-1 和图 3-3 而高 Mo 的钢 2# 则是以针状铁素体为主的混合组织, 见图 3-2 图 3-3 图 3-6 为钢 1 在 B 1 B 2 B 3 C 制度下的扫描电镜显微组织相组织观察表明, 随着轧后冷却速度加快, 中间淬火 ( 图 3-4) 和模拟卷取 ( 图 3-5) 试样的 3

4 组织由多边形铁素体转变为针状铁素体为主的混合组织而 (γ+α) 两相区轧制的试样 ( 图 3-6), 虽仍以针状铁素体为主, 但多边形铁素体数量明显增多了图 3-1 钢 1# B 1 制度 800 金相组织图 3-2 钢 2# B 1 制度 800 金相组织图 3-3 钢 1# B 1 制度 1250 扫描电镜组织相图 3-4 钢 1# B 2 制度 320 扫描电镜组织相图 3-5 钢 1# B 3 制度 320 图 3-6 钢 1# C 制度 320 扫描电镜组织相扫描电镜组织相图 3 钢 1# 和钢 2# 在不同控轧工艺状态下的光学和扫描电镜组织 (2) 针状铁素体形态及其亚结构金属薄膜透射电镜观察和选区电子衍射分析表明, 针状铁素体是由低取向差所分离出来的近似平行的板条铁素体所组成, 板条之间为小角晶界, 其形态细而长, 长宽比 1/4~1/8, 有类似于低碳板条马氏体的形貌, 如图 4 所示经测定针状铁素体的板条平均宽度随冷却速度的提高而减小, 在中间淬火状态 (B 2 ) 下, 其平均板条宽度为 0.5 微米针状铁素体内有 4

较高的位错密度 (10 10 ~10 11 厘米 -2 ), 位错呈缠结或网格组态 ( 见图 4-2) 这种缠结或存在节点的位错网格组态有利于使位错稳定而保持较高的位错密度图 4-1 钢 1# B 2 制度 10000 图 4-2 钢 1# B 2 制度 36000 图 4 薄膜透射电镜针状铁素体的电子衍衬相众所周知, 板条铁素体的尺寸位错密度及其结构形式是决定着钢强韧性的重要因素,

和低碳贝氏体的转变机制和组织特征来看, 确有许多共同之处但针状铁素体的一个重要特点, 是其伴生的碳化物形态远不如贝氏体组织那么规整, 而且数量很小, 以致难以鉴别出渗碳体的存在因此, 用光学金相显微镜观察, 针状铁素体组织是杂乱无章的, 难以辨认其另一个特点, 是针状铁素体不象贝氏体组织那样, 存在明显的原始奥氏体晶界网络因此, 就避免了大角晶界所存在的沉淀物或夹杂偏析造成的脆性,

5 较高的位错密度 (10 10 ~10 11 厘米 -2 ), 位错呈缠结或网格组态 ( 见图 4-2) 这种缠结或存在节点的位错网格组态有利于使位错稳定而保持较高的位错密度图 4-1 钢 1# B 2 制度图 4-2 钢 1# B 2 制度图 4 薄膜透射电镜针状铁素体的电子衍衬相众所周知, 板条铁素体的尺寸位错密度及其结构形式是决定着钢强韧性的重要因素, 故可以认为细小针状铁素体的高密度位错亚结构及其良好的位错组态是构成针状铁素体钢比多边形铁素体钢有较高强韧性的内在因素, 同时高密度的位错亚结构又为第 2 相 Nb(CN) 的沉淀形核提供了必要的位置条件关于以相变强化控轧钢在较低的转变温度下产生的针状产物, 在文献中命名是不一致的, 如有低碳贝氏体, 粒状贝氏体, 块状铁素体或针状铁素体等名称 [10][11] 就针状铁素体和低碳贝氏体的转变机制和组织特征来看, 确有许多共同之处但针状铁素体的一个重要特点, 是其伴生的碳化物形态远不如贝氏体组织那么规整, 而且数量很小, 以致难以鉴别出渗碳体的存在因此, 用光学金相显微镜观察, 针状铁素体组织是杂乱无章的, 难以辨认其另一个特点, 是针状铁素体不象贝氏体组织那样, 存在明显的原始奥氏体晶界网络因此, 就避免了大角晶界所存在的沉淀物或夹杂偏析造成的脆性, 从本质上赋予针状铁素体钢比贝氏体钢有较高的冲击断裂功和较低的脆性转变温度 [1][2] 原始奥氏体晶界的存在与否, 这也 [1][12][13] 是区别针状铁素体和贝氏体的一个重要方法文献指出, 针状铁素体是在控轧后连续过程中, 在稍高于贝氏体转变温度区间的温度下, 以切变和扩散的混合方式转变而成的非等轴铁素体相因此, 可把针状铁素体钢看做是在很低碳含量下的低碳贝氏体钢的延伸 [14] 从广义上讲, 针状铁素体应属于贝氏体范畴 [11][12] (3) 多边形铁素体组织观察表明, 在针状铁素体基体中, 多边形铁素体 ( 包括亚晶粒在内 ) 常以几个连在一起或形成一个等轴铁素体群夹杂于针状铁素体周围, 晶粒尺寸细小, 平均粒径 <3 微米见图 5 多边形铁素体的数量和晶粒尺寸随合金总量及控轧工艺规范 ( 变形量终轧温度冷却速度卷取温度 ) 不同而异透射电镜观察表明, 多边形铁素体内的位错密度很低但在 (γ+α) 两相区轧制时, 变形的多边形铁素体中位错密度明显增高 ( 图 5-2), 这就是为 5

什么钢 1# 在 C 制度下, 虽比 B 3 制度有较多的多边形铁素体, 其拉伸强度不降低的原故 ( 见图 2) 图 5-1 钢 1# B 2 制度 8000 Ⅱ 型控轧的 AF 和

岛状富碳相扫描电镜和透射电镜的观察及选区电子探针和电子衍射分析表明, 在控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的铁素体晶粒之间夹杂分布着一些细小的外形不规则的岛状富碳相, 其体积分量约

岛状富碳相的数量多少与总合金含量及控轧工艺促进分离型相变有关 [11][16] 这种岛状富碳相, 最早是 Biss 和 Crydeman [15] 在低碳贝氏体钢中发现的,

中及其他低合金贝氏体钢中也证实普遍都存在着这种岛状 M-A 相 M-A 相的存在无疑是奥氏体富碳的结果本试验应用扫描电镜电子探针对岛状第 2 相进行微区分析

6 什么钢 1# 在 C 制度下, 虽比 B 3 制度有较多的多边形铁素体, 其拉伸强度不降低的原故 ( 见图 2) 图 5-1 钢 1# B 2 制度 8000 Ⅱ 型控轧的 AF 和 PF 的混合组织图 5-2 钢 1# C 制度二相区轧制变形的 AF 和 PF 的混合组织图 5 针状铁素体和多边形铁素体混合组织的透射电镜衍衬相 (4) 岛状富碳相扫描电镜和透射电镜的观察及选区电子探针和电子衍射分析表明, 在控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的铁素体晶粒之间夹杂分布着一些细小的外形不规则的岛状富碳相, 其体积分量约 5-10%, 见图 6 图 6-1 钢 2# B 1 制度 625 扫描电镜组织相图 6-2 钢 1# C 制度透射电镜衍衬相图 6 岛状富碳相的扫描电镜和透射电镜组织相岛状富碳相的数量多少与总合金含量及控轧工艺促进分离型相变有关 [11][16] 这种岛状富碳相, 最早是 Biss 和 Crydeman [15] 在低碳贝氏体钢中发现的, 并把钢中存在的岛状单相马氏体奥氏体或马氏体 - 奥氏体混合相命名为 M-A 相以后在控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢 [4][17][18] [9][20][21] 中及其他低合金贝氏体钢中也证实普遍都存在着这种岛状 M-A 相 M-A 相的存在无疑是奥氏体富碳的结果本试验应用扫描电镜电子探针对岛状第 2 相进行微区分析鉴于以往扫描电镜用的金相试样是用含碳的化学试剂腐蚀的, 势必在试样表面覆盖一层碳, 给电子探针微区分析定碳带来困难为此, 本试验采用机械抛光试样, 在离子轰击装置中进行离子剥离, 以刻蚀出组织形貌, 然后在扫描电镜下进行观察和探针微区分 6

析碳图 6-1 即经离子剥离后扫描电镜组织相表 2 列出对图 6-1 中不同部位探针微区分析测定的碳强度每秒平均计数值由此可见, 图 6-1 中 5 6 部位的岛状第 2

( 图 7-4) 这种不同类型的岛状相是由于奥氏体富碳程度不同所致 [22] 图 7-1 孪晶马氏体岛 10000 图 7-2 位错马氏体岛 10000 图 7-3 位错马氏体岛图 7-4

由于温度足够高, 碳可进行有效的长程扩散在长大的铁素体 - 奥氏体相界面的前沿, 碳穿过相界面向奥氏体扩散随着铁素体的生长过程, 残余奥氏体中的碳逐渐富积到 0.1%-0.

7 析碳图 6-1 即经离子剥离后扫描电镜组织相表 2 列出对图 6-1 中不同部位探针微区分析测定的碳强度每秒平均计数值由此可见, 图 6-1 中 5 6 部位的岛状第 2 相的碳含量明显高于周围铁素体基体这种富碳岛状相的碳含量一般在 0.4~0.6% 左右 [18][20] 表 2 电子探针微区分析碳强度每秒平均计数值部位图 7-1~7-4 是富碳岛状相在透射电镜下的精细结构经电子衍射分析确定为孪晶马氏体岛 ( 图 7-1), 位错马氏体岛 ( 图 ), 马氏体 - 奥氏体混合岛状相 ( 图 7-4) 这种不同类型的岛状相是由于奥氏体富碳程度不同所致 [22] 图 7-1 孪晶马氏体岛图 7-2 位错马氏体岛图 7-3 位错马氏体岛图 7-4 马氏体 - 奥氏体岛图 7 岛状富碳相精细结构的透射电镜衍衬相综上所述, 奥氏体中碳含量的富积是形成 M-A 相的必要条件在轧后冷却铁素体转变过程中, 由于温度足够高, 碳可进行有效的长程扩散在长大的铁素体 - 奥氏体相界面的前沿, 碳穿过相界面向奥氏体扩散随着铁素体的生长过程, 残余奥氏体中的碳逐渐富积到 0.1%-0.5%C 而这个富碳的奥氏体在温度降到 538 前并不分解, 针状铁素体的形成使残余奥氏体被分割成细小而带尖角的岛状物, 进一步是残余奥氏体富碳其后的残余奥氏体的转变机制对总合金含量及轧后冷却速度是很敏感的, 低 Mo 的钢 1# 在自然冷却状态下, 这个残余奥氏体在 482~427 主要转变成高碳的贝氏体高 Mo 的钢 2# 和钢 3# 在自然冷却或低 Mo 7

的钢 1# 在中间淬火状态下, 由于较高的合金含量或较快的冷却速度, 降低了转变温度, 使残余奥氏体更加稳定, 抑制了高碳贝氏体的形成因此, 富碳的残余奥氏体在 Ms 点以下将转变成高碳马氏体但这个转变直至室温也不能转变完全, 以致在马氏体区域中仍然存在着一定数量的残余奥氏体, 形成 M-A 颗粒相 [18] 经 X 射线衍射仪测定了钢 1# 在 B 3 钢 2# 在 B 1 状

0% 由于钢中 M-A 相体积分量小于 15%, 其颗粒间距较大可, 起不到弥散强化的作用, 故对屈服强度的影响不大但是对含有 5~10% M-A 相的针状铁素体钢来说, 由于伴随 γ-m 的转变而产生的约 4% 的体积膨胀而造成残余应力的提高和围绕 M-A 相周围的高位错密度, 可使钢板 U-O-E 焊管成形和扩管过程中的小应变 (4%) 的条件下, 获得连续的屈服特性无吕德斯

8 的钢 1# 在中间淬火状态下, 由于较高的合金含量或较快的冷却速度, 降低了转变温度, 使残余奥氏体更加稳定, 抑制了高碳贝氏体的形成因此, 富碳的残余奥氏体在 Ms 点以下将转变成高碳马氏体但这个转变直至室温也不能转变完全, 以致在马氏体区域中仍然存在着一定数量的残余奥氏体, 形成 M-A 颗粒相 [18] 经 X 射线衍射仪测定了钢 1# 在 B 3 钢 2# 在 B 1 状态下的残余奥氏体量分别为 4.8% 和 4.0% 由于钢中 M-A 相体积分量小于 15%, 其颗粒间距较大可, 起不到弥散强化的作用, 故对屈服强度的影响不大但是对含有 5~10% M-A 相的针状铁素体钢来说, 由于伴随 γ-m 的转变而产生的约 4% 的体积膨胀而造成残余应力的提高和围绕 M-A 相周围的高位错密度, 可使钢板 U-O-E 焊管成形和扩管过程中的小应变 (4%) 的条件下, 获得连续的屈服特性无吕德斯应变和较高的加工硬化速率, 从而可抵消由于包申格效应引起的强度损失, 并可使钢管的屈服强度相对于钢板提高约 14 公斤 / 毫米 [18] 这对于高强度大口径管线用 U-O-E 和螺旋焊管的生产是很重要的 (5) Nb(CN) 沉淀关于铌在控轧钢中抑制再结晶, 细化晶粒及其在控轧不同阶段析出行为和沉淀强化的 [8] 作用, 在本文作者的另一篇文章中进行了研究不作为本文讨论重点薄膜透射电镜观察和电子衍射分析证实 Nb(CN) 在 Ⅱ 型控轧过程中的相界沉淀和在过饱和铁素体中沿位错线或基体中的沉淀行为, 见图 8 鉴于 Nb(CN) 质点细小 (<50Å) 应变场和高位错密度相对 [3] 应, 在针状铁素体中难以分辨单个沉淀质点,A.I.Davenport 等人在其发表文章中指出 : 由于铁素体中 Nb(CN) 质点具有较宽范围的取向, 以致用一个选区衍射斑点做暗场, 只能使选区内 1/3 的质点发亮因此, 在图 6-2 暗场相中发亮的沉淀质点数量要大大低于实际存在的数量图 8-1 钢 1# B 3 制度图 8-2 钢 1# B 2 制度图 8 Nb(CN) 在铁素体中沉淀的透射电镜衍衬相 3 控轧工艺对显微组织和性能的影响 (1) 终轧温度 [24] Civallreo 等人曾就终轧温度对脆性转折温度的影响进行过研究一般来说, 终轧温度 8

9 的影响与 γ 再结晶 γ 未再结晶区富化生核因素分不开的, 就 Ⅱ 型控轧而言, 与 900 以下累计变形量的影响密切相关这些因素不仅决定着相变前 γ 的晶粒度, 同时也赋予相变 γ 一定的应变储能随终轧温度降低, 所得到 α 晶粒尺寸越小根据 Hall-Petch 公式分析, 细晶粒组织具有较高的强韧性 (2) 强制冷却轧后冷却速度控制的重要性, 在于它影响着相变温度铁素体晶粒尺寸位错密度及其后的碳化物沉淀过程, 是强韧化最经济而有效的方法 [14][25] 就钢 1# 在 B 1 和 B 2 制度的组织特点做比较, 在中间淬火强制冷却的条件下, 因为在较大过冷度下有较大的形成针状铁素体的自由能, 有利于形成较多的针状铁素体 [10], 从而从以多边形铁素体为主变成以高密度位错的针状铁素体为主的混合组织这种组织特点正是低 C-Mn-Mo-Nb 钢在 800 终轧中间淬火状态 (B 2 ) 下有较高强韧性的原因 (3) 模拟卷取热轧带钢的轧后热卷取工序提供了一个类似等温时效过程在这个状态下, 有利于铁素体晶粒尺寸和碳化物沉淀强化的控制因此卷取温度的的控制是热轧带钢控制轧制的重要工艺参量之一 [26~27] 而卷取温度又与卷取前冷却速度的控制密切相关 [14] 本试验结果表明, 模拟卷取状态 (B 3 ) 下的组织特征和中间淬火状态 (B 2 ) 相似, 可认为轧后中间淬火至模拟卷取温度之前,γ-α 转变已基本完成 [1] 如前所述, 强制冷却可促进具有高位错密度针状铁素体的形成, 除相变和位错强度之外, 还为模拟卷取时 Nb(CN) 在铁素体沉淀形核提供了大量形核位置此外, 强制冷却还可抑制 Nb(CN) 在奥氏体中的沉淀, 使更多的铌保留下来, 在模拟卷取的等温时效过程中, 在铁素体中产生更多的细小弥散 Nb(CN) 沉淀, 提高沉淀强化的作用与此同时, 在模拟卷取状态下, 易于发生位错攀移交叉滑移等运动, 伴随位错重新排列的多边形化的过程, 发生回复并形成较多的细小亚晶粒, 这些微观结构的变化导致钢低温韧性的改善 (4)γ+α 两相区轧制 [11][16] 桥本保等人指出, 控制轧制有促进分离型转变的作用, 在加热温度低,γ- 低温区压下率高时, 这种作用尤为突出本试验 (γ+α) 两相区轧制, 未转变的变形拉长奥氏体使晶界面积增大, 变形奥氏体有较大的应变能且由于内部产生大量的变形带和位错亚结构及应变 Nb(CN) 沉淀等晶体缺陷, 为多边形铁素体不均匀内形核提供了极有利的条件, 从而促进了多边形铁素体的形成随着 γ-α 转变的进行,α 中过饱和的合金元素 (C Mn Mo 等 ) 向 γ 中扩散而富积, 而使 γ 稳定, 从而又促进了在较低温度下转变成较多的岛状富碳相 (M-A 相或高碳贝氏体 ) 这就是钢 1# 在 C 制度下比 B 3 制度有较多的多边铁素体和较多的岛状富碳相, 从而降低屈强比的原因 9

10 四结论 C-1.87Mn-0.18Mo-0.05Nb 钢 800 终轧中间淬火及模拟卷取状态有最佳的力学性能 : σs 588MPa,δ 5 =20%,Cv-40 80J,vT 40J < C-1.60Mn-0.42Mo-0.05Nb 和 0.05C-1.61Mn-0.37Mo-0.10Nb 钢在 800 终轧空冷状态下即可获得较好强韧性配合的性能, 均可满足 API 5L X70 级管线钢标准要求, 因此, 推广 Ⅱ 型控轧适于我国轧钢设备的现状 2 控轧低 C-Mn-Mo-Nb 钢的显微组织构成, 是由针状铁素体多边形铁素体岛状的贝氏体马氏体和马氏体 - 奥氏体及细小 Nb(CN) 析出相的混合组织所组成根据合金含量和控轧工艺参量的不同, 各组织组成物的相对数量有所差别控制轧制有细化晶粒应变诱导 Nb(CN) 沉淀和促进分离型相变的作用最佳力学性能的组织, 是以针状铁素体为主 (70%) 的混合组织 3 控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢的强韧性机制是通过在控轧过程中的相变和位错强化晶粒细化固溶强化沉淀强化和亚晶强化而构成的 4 控轧低 C-Mn-Mo-Nb 针状铁素体钢中的 M-A 相 (5-10%) 主要有三种类型 : 孪晶马氏体岛位错马氏体岛和马氏体 - 奥氏体岛 M-A 相的存在, 说明在针状铁素体转变过程除共格切变方式外, 还伴随着碳的长程扩散过程参考文献 1. A.P.Coldren 等, Molybdenum-Containing Steel For Gas and Oil Industry Applications,Climax Molybdenum Company.1976, p 付俊岩东涛, 国外石油天然气输送管线用钢, 北京钢铁研究总院, A.P.Coldren, Processing and Properties of low Carbon Steels,AIME,1973,p Tony Nilsson, Scand,J.Metallurgy 1980,No., p PAUL E,REPAS, Microalloying-75, 1977, p 东涛付俊岩等, 低碳钢的微合金化, 北京钢铁研究总院, 中田智夫等日本金属学会报,1978,Vol.17,No2,p 东涛付俊岩等, 合金元素对控轧微合金钢特性的影响, 北京钢铁研究总院, Tomo Tanaka 等, Microalloying-75,1977,p J.D.Embury 等, Canadian Metallurgical Quarterly, 1975, Vol.14, No.2, p 桥本保, 制御压延技术の基础とそう展开, 铁钢基础共同研究会高温变形部会, 1980,3 12. Y.E.Smith 等, Toward Improve Ductility and Toughness,1971, p F.B.Pickering, Physical Metallurgy and the Design of Steel, V.Biss, and R.L.Cryderman, Metallurgical Transactions, 1971,Vol.2, pp 桥本保等, 铁と钢,1979,Vol.65,No.10, P G.Tither and M.Lavite, J.Metal, 1975,9, pp D.S.Dabkowski 等, Transformation Products and the Stress-Strain Behavior of Control-Rolled Mn-Mo-Cb Line-pipe Steels : U.S. Steel Corporation Research Laboratory,Monroeville Pennsylvania A.Brownrigg, Metal Science, 1975, Vol.9, pp

11 19. A.P.Coldren 等, Steel Strengthening Mechanism,Climax Molybdenum Company, Zurich, 1969, M.E.Buch and P.M.Kelly, Acta Metallurgica, 1971,Vol.19, No.12, pp 王英姝等金属学报, 第 15 卷, 第 4 期,1979,12,p A.T.Davenport 等, J.Metal, 1975,6, pp M.A.Civallero 等, Production of Large-Dismeter High-Strength Low-Alloy Pipe Steels in Italy, Harry Stuart, Niobium in Pipeline Steels , CBMM-CISRI 技术交流资料 25. Terry Gladman, Microalloying-75, 1977, pp Minoru FUKUDA, Microalloying-75, 1977, pp 大谷太夫等, 热处理, Vol.21, No.4 Mechanical Properties and Microstructure of Control-rolled Acicular Ferrite Steels with Low C-Mn-Mo-Nb Fu Junyan Dong Tao Abstract In this paper the mechanical properties and microstructure of control-rolled acicular ferrite steels with low C-Mn-Mo-Nb have been investigated, also it presents how the major rolling parameters affect the properties and microstructure. Key words: Acicular ferrite, Microstructure, Mechanical Property 11

T K mm mm Q345B 600 mm 200 mm 50 mm 600 mm 300 mm 50 mm 2 K ~ 0. 3 mm 13 ~ 15 mm Q345B 25

T K mm mm Q345B 600 mm 200 mm 50 mm 600 mm 300 mm 50 mm 2 K ~ 0. 3 mm 13 ~ 15 mm Q345B 25 23 4 2018 8 Vol. 23 No. 4 JOURNAL OF HARBIN UNIVERSITY OF SCIENCE AND TECHNOLOGY Aug. 2018 Q345B 1 " 1 2 2 2 1. 150040 2. 200125 Q345B 536. 47 MPa 281 HV Q345B DOI 10. 15938 /j. jhust. 2018. 04. 021 TG444

二 试验准备

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