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13
2023
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通过淬火和分配热处理开发的具有极低屈服比的超高强度韧性微合金钢
通过淬火和分配热处理开发的具有极低屈服比的超高强度韧性微合金钢
摘要
在本研究中，对一种微合金化低碳钢进行了淬火和分配（Q＆P）热处理工艺。钢的初生铁素体-珠光体组织转变为贝氏体组织，该组织含有中间和零星的残余奥氏体块。所施加的热处理工艺将碳分配到残留奥氏体中，其重量百分比为0.136。微合金化低碳钢获得了具有高屈服强度、千兆帕斯卡水平的极限抗拉强度（即。， ~ 1.1GPa），以及非常低的屈服比（即0.55），同时与预热处理的值相比保持了合理的延展性和韧性。
介绍
微合金钢在包括石油和天然气运输行业以及汽车行业在内的行业中需求量很大。合金元素会影响加工过程中的相变行为，从而获得更好的机械性能1、2、3。石油和天然气输送管道行业对具有更好机械财产（主要是强度和韧性）的钢材的需求导致了一系列管道钢的开发。钢的这些机械财产来自于通过成分优化4、5、热机械加工6、7和热处理8、9、10、11对微观结构的操纵。热机械和/或热处理工艺将铁素体-珠光体带状组织转变为各种相和/或形态，包括多边形铁素体、准多边形铁素体内、粒状贝氏体铁素体中、贝氏体铁素体和针状铁素体2，12。在这些多边形铁素体中（再结晶光滑边界的大等轴晶粒）最软，而针状铁素体（具有准多边形、粒状贝氏体和贝氏体岛的细晶粒）最强，具有合理的延展性。尽管在这些情况下，经处理的微观结构通常包含多于一个相。热处理过程包括加热以进行部分或全部奥氏体化，然后连续或等温淬火至较低温度以进行预计的相变。淬火和分配（Q＆P）是一个相对较新的热处理概念13，其中完全或部分奥氏体化的钢被淬火到马氏体形成温度，并继续退火，以促进碳从马氏体分配到残余奥氏体，而不会形成碳化物。富碳奥氏体在室温下稳定，从而导致钢的强度和延展性同时提高。这种淬火和分配程序最初被提出，后来被广泛应用于中碳钢，后者也被应用于低碳相变塑性钢14和管线钢11。在本研究中，我们对微合金化低碳管线钢API X65进行了淬火和分配热处理，以研究其对微观组织和力学财产的影响。
结果与讨论
使用ItoBessyo公式15计算低碳微合金化钢的碳当量（见表1），其值为0.168。应注意的是，Ito-Bessyo公式{即，CEP（CM）=C+Si30+Mn20+Cu20+Ni60+Cr20+Mo15+V10+5B}{即CEP（CM）=C+Si20+Mn20+Cu20+Ni60+Cr20+Mo15+V10+5B}适用于计算碳含量小于0.12重量百分比的钢的碳当量，它也被称为“裂纹测量参数”。马氏体转变起始温度MS（°C）是使用Andrews16⎩⎨提出的经验公式估计的，即MS（∘C）=539−423C−30.4Mn−12.1Cr−17.7Ni−7.5Mo+10.0Co−7.5Si⎫⎭ᐌ｛即MS（（\8728 \C）=539−423C–30.4Mn–12.1Cr−177Ni−7.5Mo+10.0Co–7.5Si｝，以及Seo等人17。，MS（∘C）=764.2−302.6C−30.6Mn−14.5Si−8.9Cr−16.6Ni+2.4Mo−1.3Cu+8.58Co+7.4W⎫⎭ᐌ｛即，MS（\87.28; C）=764.2-302.6C−30.6Mn−14.5Si-8.9Cr−16.6Ni+2.4Mo−1.3Cu+8.58Co+7.4 W｝，分别为457°C和464°C。马氏体相变起始温度的这些理论值与使用JMatPro®软件确定的值非常匹配。微合金化API X65钢的临界温度（见图1a）被确定为844.9°C（上临界转变温度）、695°C（下临界转变温度。
表1微合金化低碳钢的化学成分。
图形1
（a） 微合金化钢的时间-温度转换图，以及（b）本研究中使用的淬火和分配热处理循环。
应用的淬火和分配工艺有效地将具有零星珠光体的初生铁素体的微观结构转化为板条贝氏体铁素体（BF）滑轮，其中存在大量的残余奥氏体（RA）和/或马氏体/奥氏体（M/A）组分块（见图2b、c和3）。Ohtani18、Bramfitt和Speer 19认为低碳钢和/或低碳合金钢中针状铁素体鞘的平行排列为上贝氏体。贝氏体铁素体的显著特征是（i）奥氏体边界处的成核（见图2b），（ii）平行形式的排列和伸长率（见图2b，c），以及（iii）它们与奥氏体和/或马氏体/奥氏体成分共存（见图2b、c和图3）。所有这些都是在微观结构中观察到的。
图形 2
显示微合金化低碳钢经预热处理的铁素体-珠光体微观结构的光学显微照片[“黑色箭头”标记指向铁素体基体中的零星珠光体集落]（a）转变为具有残余奥氏体和/或马氏体/奥氏体成分的贝氏体-铁素体滑轮[‘RA’和‘MA’分别表示淬火和分配热处理（b）和（c）产生的残余奥氏体和马氏体/奥氏体组分块，由板条贝氏体铁素体基体中的黑色箭头指示]。
图形3
后向散射电子图像显示，由于淬火和分配热处理，贝氏体铁素体滑轮在不同放大倍数下具有残余奥氏体和/或马氏体/奥氏体成分，碳浓度分布沿微观成分。
加热后，当加热到695°C（即较低的临界或共析转变温度）时，微合金化钢样品微观结构的奥氏体化开始（见图1），并在844.9°C以上的温度（即较高的临界转变温度）下完成。另一方面，在1150°C（远高于上临界温度）下加热样品会导致微观结构中存在的任何潜在碳化物（碳化钛除外）溶解，并进一步使存在的合金元素均匀化。淬火后，贝氏体铁素体层在奥氏体晶界开始形核，随后向内平行生长。在碳含量非常低的钢的情况下，通常上贝氏体铁素体在层间含有残余奥氏体，而不是碳化物2，3，19，20。淬火和分配的低碳微合金钢的微观结构表征也揭示了未转化块状残余奥氏体和/或马氏体/奥氏体成分的存在（见图2c和3b，c）。类似材料的文献21、22中也报道了这种现象。预计高温奥氏体中的碳在整个淬火阶段的奥氏体-贝氏体转变过程中被分配，并且在整个分配阶段可能会经历碳向残余奥氏体的进一步迁移（见图3c）。应该注意的是，先前的研究没有报道在贝氏体转变和生长过程中替代合金元素原子的任何重新分布或分配23，24。对X射线衍射结果的分析估计，在淬火和分配的微合金化低碳钢微观结构中存在19.76体积百分比的残余奥氏体和0.136重量百分比的碳含量。该分析使用X射线衍射峰的直接比较方法22，25进行，其中将（200）α和（211）αX射线衍射峰值与（200）γ、（220）γ和（311）γ峰值进行比较（见图4）。应注意的是，残余奥氏体中的碳含量远高于初始平均合金成分。这种较高的碳含量和其他合金元素的存在使残余奥氏体和/或马氏体/奥氏体成分稳定到室温1、2、3、13、14。
图形 4
用于估算残余奥氏体量的铁素体（a）和奥氏体（b）的淬火和分配热处理微合金化低碳钢的X射线衍射峰。
淬火和分区微合金化低碳钢的机械特性估计显微硬度值为275HV（见表2）。这可能归因于贝氏体铁素体中存在较高的位错密度和微观结构中的晶界数量2，19，20。然而，应该注意的是，这种淬火和分配热处理的微合金化低碳钢的显微硬度值保持在海上和酸性应用建议的上限值26内。
表2淬火和分配热处理微合金低碳钢的机械财产。
显微组织的转变导致淬火和分区微合金化低碳钢出现连续屈服现象，这是低碳管线钢不连续屈服的一个重大转变。此外，这种钢强度的提高导致极限抗拉强度达到千兆帕斯卡水平（即~1.1GPa），屈服抗拉比非常低（即0.55）。然而，这种淬火和分配热处理的微合金化低碳钢将初始延展性保持在合理水平（即18.42%），足以用于石油和天然气输送管道应用（见图5和表2）。
图形 5
微合金化低碳钢的拉伸应力-应变行为（插图：应变硬化率与真实应变）。
优异的拉伸财产（即屈服强度和极限拉伸强度）被认为是由于应用淬火和分配热处理工艺在钢样品中形成的微观结构特征的结果。所开发的微观结构特征显然也能够在微合金化低碳钢中激发大量的加工硬化效应。公开文献中的早期研究工作报告称，细贝氏体板条中固有的大量位错是在低碳钢中诱导具有显著高屈服强度的连续屈服的原因，这也随后在材料中引发广泛的加工硬化效应2，2，27。大量残余奥氏体的存在也在淬火和分配的微合金化低碳钢样品中提供了更高且持续的应变硬化，直到大约11%的均匀塑性变形，并导致惊人的高达1.1GPa的极限抗拉强度。拉伸样品中的微孔从（i）极细的碳化物颗粒（导致细凹坑的形成）和（ii）非金属颗粒（导致大凹坑的形成28）的存在开始成核。由于贝氏体滑轮在与块状残余奥氏体的界面处脱粘，微孔也在拉伸样品微观结构中成核（这导致形成大块椭圆形和/或细长的板条箱28、29、30）。如图6所示，在淬火和分割的样品断裂表面上，这三种类型的凹坑和椭圆形凹坑都很明显。6。微孔从较细的尺寸（在预热处理的样品的情况下，如图7所示）到相对较大的不同形状的凹坑（在淬火和分区热处理的样品中，如图6和图8所示），由于它们的聚结，最终导致样品断裂，伸长率为18.42%。
图形 6
在淬火和分配热处理的微合金化低碳钢中，拉伸应力产生了具有三种类型的韧窝（即细、粗和大椭圆凹坑）的韧性断裂。
图形 7
扫描电子显微镜显示，在预热处理的微合金化低碳钢中，细小的韧窝主导着韧性断裂表面。
图形 8
扫描电子显微镜显示，在淬火和分配热处理的微合金化低碳钢（a）–（c）中，粗韧窝主导的韧性断裂表面分别由细类金属（d）的存在引起。
随着真应变的增加，加工硬化率的单调下降（图4的插图）表明，在淬火和分区热处理的微合金化低碳钢中，加工硬化引起的延展性提高。显著低的屈服抗拉强度比（即0.55）表明，微合金化低碳管线钢的转变微观结构从屈服点到塑性不稳定性27的抗变形能力显著增强。淬火和分区微合金化低碳钢的室温韧性（拉伸和冲击）与推荐的最低要求值相比保持相当高（见表2）。尽管由于淬火和分配热处理过程，样品获得了非常高的强度。本质上，机械财产仍远高于美国石油协会标准26规定的石油和天然气运输行业的要求。
结论
淬火和分配热处理工艺将微合金化低碳钢的组织转变为板条贝氏体，并伴有层间和块状残余奥氏体。由于碳在残余奥氏体中的分配，残余奥氏体稳定到室温。转变后的微观结构吸收了具有高屈服强度的连续屈服和强烈的加工硬化，这导致了千兆帕斯卡的极限抗拉强度，从而导致了显著低的屈服抗拉强度比。尽管淬火和分区微合金化低碳钢具有显著的强化效果，但仍保持了相当高的延展性和韧性。
方法
材料和热处理
将15.89mm厚的轧制API X65卷材（成分见表1）机加工成圆柱形拉伸试样（直径6mm，标距长度30mm）和V型缺口夏比冲击试样。将样品加热至1150°C 30分钟进行完全奥氏体化，然后淬火至340°C 10 s，然后在440°C下继续分配10 s，再淬火至室温。盐浴用于淬火和分配热处理过程。图1显示了所使用的热处理循环的示意图。使用JMatPro®软件确定微合金化低碳钢的临界温度（即上下临界转变温度以及马氏体转变开始和结束温度）。
微观结构表征
通过光学显微镜（OM）（型号：Olympus DXS-510 Digital，Japan）、扫描电子显微镜（SEM）（型号为Quanta 250 FEG，FEI，捷克共和国）进行淬火和分配热处理处理样品的微观结构表征，用于相识别和分布，和X射线衍射（型号：Bruker AXS D2 PHASER 2nd Gen Diffractometer，USA），用于定量残余奥氏体及其碳含量。对样品进行冶金抛光，并用4%硝酸盐溶液蚀刻5 s。使用PDXL2软件来识别X射线衍射光谱峰。
机械特性
对淬火和分配热处理处理后的样品进行了机械表征，以获得显微硬度（型号：美国Beuhler MMT-3）和室温拉伸断裂财产（型号：Instron 5569万能试验机，美国Instron）。根据ASTM E384-18a标准，使用500gf的载荷和10秒的停留时间，在冶金抛光的样品上测量显微硬度值。根据ASTM E8/E8 M-16ae1，使用1 mm.min-1的机器十字头速度测量拉伸财产。根据ASTM E23-18标准，使用缺口棒冲击试验（型号：摆锤冲击试验机PSd 300，WMP Leizig，德国）测量热处理样品的室温韧性。对拉伸断裂表面进行扫描电子显微镜检查，以了解断裂机理。
说到的事
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致谢
作者感谢沙特阿拉伯法赫德国王石油矿产大学机械工程系对这项工作的支持。
作者信息
作者和附属机构
- Department of Mechanical Engineering, King Fahd University of Petroleum and Minerals, Dhahran, 31261, Saudi Arabia
S.Fida Hassan和H。AlWadei公司
- 沙特阿拉伯达兰法赫德国王石油矿产大学先进材料跨学科研究中心，31261
S.菲达·哈桑
贡献
S.F.H.构思了这部作品的构思，并撰写和编辑了手稿。H.A.进行了所有的实验工作。S.F.H.和H.A.对数据进行了分析和解释。
通讯作者
致S。菲达·哈桑。
道德宣言
相互竞争的利益
提交人声明没有相互竞争的利益。
附加资料
出版说明
施普林格自然公司在公布的地图和机构隶属关系中的管辖权主张保持中立。
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