细化无碳化物贝氏体无缝钢管组织的热处理工艺

程巨强

(西安工业大学 材料与化工学院， 陕西 西安 710021)

淬透性较高的合金钢在铸造凝固过程、轧制或锻造后冷却过程中会形成马氏体、贝氏体等非平衡组织，如果冷却速度较慢或锻(轧)后终锻温度过高会造成奥氏体组织粗大，形成粗大的马氏体、贝氏体等非平衡组织，这些非平衡组织在后续的热处理过程中，存在顽强的组织遗传性[1-3]，导致热处理后的组织仍然粗大，降低热处理件的冲击性能，影响其使用性能。目前消除合金钢组织遗传的热处理方法主要有：双重淬火消除35CrMo钢魏氏体组织遗传性，提高韧性[4]；利用超高温正火的奥氏体再结晶细化ZGBZ20Si2MnMo钢组织，提高强韧性[5]；利用提高临界区加热速度消除20Cr2Ni4A钢组织遗传性，细化组织[6]；通过合适的锻造工艺能细化25Cr2Ni4MoV钢晶粒，并配以合适的后续热处理工艺等消除组织遗传性[7]；利用预处理、正火或调质方法消除30CrNi2MoV钢、30CrNi3MoV钢组织遗传性，细化奥氏体晶粒[8-10]等。无碳化物贝氏体无缝管热轧空冷可获得由贝氏体铁素体和残留奥氏体组成的无碳化物贝氏体组织，属于非平衡组织，由于非平衡组织存在遗传性，造成热处理后无碳化物贝氏体钢管冲击值偏低。本文针对一种热轧态高强度无碳化物贝氏体无缝钢管粗大的组织，研究消除贝氏体钢组织遗传性和细化组织的热处理工艺，为实际生产中优化无碳化物贝氏体钢管件组织，提高韧性提供热处理工艺参考。

1 试验材料及方法

试验材料为一种高强度无碳化物贝氏体无缝钢管，化学成分(质量分数，%)为0.09～0.15C、0.8～1.4Si、1.8～2.2Mn和适量Cr、Mo、V等合金元素，试验材料的生产过程为电炉冶炼+钢包精炼(LF)+真空处理(VD)，连铸成铸锭。然后将钢锭加热、热穿孔、钢管连轧、定径、空冷得到直径为φ420 mm、壁厚为16 mm 的无缝管。用线切割从热轧态无缝钢管上取样进行热处理工艺试验，具体工艺如表1所示。采用DDL300 型拉伸试验机进行拉伸试验，拉伸试样为φ8 mm 标准短试样，采用JB-300型冲击试验机进行试验冲击，试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，开V型缺口，缺口深度2 mm；采用EPIPHOT 300光学显微镜进行组织观察，腐蚀剂为体积分数4%硝酸酒精溶液；采用XRD-6000型X射线衍射仪进行物相分析。

表1 无碳化物贝氏体无缝钢管的热处理工艺

2 试验结果及分析

2.1 物相及显微组织

图1为未经热处理的热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管(工艺1)的XRD图谱。由图1可以看出，无碳化物贝氏体无缝钢管热轧态的物相主要有铁素体和奥氏体，结合热轧空冷的工艺特点，钢管的组织应该为贝氏体铁素体和残留奥氏体组织。图2为热轧态钢管的显微组织，观察纵向(沿轴向方向)和横向(沿厚度方向)组织可见，其主要形貌均为板条状贝氏体和粒状贝氏体组织，板条较长，甚至出现穿晶组织，组织粗细不均匀，晶粒较为粗大。纵向组织中最长板条尺寸约为120 μm，截线法测得其平均晶粒度等级为6.0级。横向组织中板条尺寸最长约为78 μm，截线法测得其平均晶粒度等级为6.5级。组织粗大及晶粒度等级较低会造成钢管的冲击性能较差，经测量热轧态钢管的冲击吸收能量为14.5 J。热轧+300 ℃×90 min低温回火(工艺2)后的组织和物相组成与热轧态一致，组织形貌变化不大。

图1 热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管的XRD图谱Fig.1 XRD pattern of the as-hot rolled carbide-free bainitic seamless steel tube

图2 热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管的显微组织(a)纵向;(b)横向Fig.2 Microstructure of the as-hot rolled carbide-free bainitic seamless steel tube(a) longitudinal; (b) transverse

图3为无碳化物贝氏体无缝钢管经热轧+930 ℃×20 min正火+300 ℃×90 min低温回火(工艺3)后的X射线衍射图谱。由图3可见，钢管经工艺3处理后的物相与热轧态一致，组织也为贝氏体铁素体和残留奥氏体。图4为钢管经热轧+正火+低温回火后的纵向显微组织。可以看出，与热轧态组织相比，正火+低温回火后的组织整体上有所细化，但存在较长的板条组织(见图4(a))，甚至出现穿晶组织(见图4(b))，组织不均匀。由此可知，热轧后进行正火处理，长板条状贝氏体组织仍然存在，正火不能消除较长的板条贝氏体组织，贝氏体组织存在一定的组织遗传性。

图3 热轧+正火+低温回火后无碳化物贝氏体无缝钢管的XRD图谱Fig.3 XRD pattern of the carbide-free bainitic seamless steel tube after hot rolling+normalizing+low temperature tempering

图4 热轧+正火+低温回火后无碳化物贝氏体无缝钢管的显微组织(a)粗大板条;(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

图5为不同热处理工艺下无碳化物贝氏体无缝钢管的显微组织。由图5(a)可以看出，热轧+690 ℃×90 min短时高温回火后的显微组织主要由回火索氏体组成，类似于平衡组织，部分索氏体保留板条状贝氏体组织的位向，较长的板条贝氏体组织依然存在。由图5(b)可以看出，热轧+690 ℃×300 min长时间高温回火的组织与短时高温回火相比，粗大的板条组织消失，组织细化，说明无碳化物贝氏体无缝钢管热轧后长时间的高温回火可以消除粗大贝氏体组织的遗传性。由图5(c)可以看出，热轧+690 ℃×300 min长时高温回火+930 ℃×20 min正火+300 ℃回火(工艺5)后的显微组织主要为细化的无碳化物贝氏体，与热轧+正火低温回火组织(见图4)相比，组织明显细化，组织中长板条贝氏体板被切断，消除了贝氏体组织的遗传性。因此，对于热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管，在正火前增加的长时间高温回火可以细化正火态的组织，提高无缝钢管材料的冲击性能。

图5 热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管经高温回火后的显微组织(a)热轧+690 ℃×90 min高温回火；(b)热轧+690 ℃×300 min高温回火；(c)热轧+690 ℃×300 min高温回火+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

分析认为，热轧后长时间高温回火能够细化板条状组织，切断贝氏体组织的组织遗传性，细化组织的机理主要为铁素体形变再结晶。铁素体形变再结晶产生的机制为贝氏体钢在热轧后的空冷过程中形成的无碳化物贝氏体属于非平衡组织，和平衡组织相比，贝氏体中存在较高的由轧制变形引起的残余应力和由贝氏体相变引起的内应力。高温回火时，在变形残余应力和内应力的作用下，无碳化物贝氏体组织诱发塑性变形，随着回火温度的升高和回火保温时间的延长，贝氏体组织发生再结晶，再结晶晶粒在原始粗大的晶粒内部通过形核、长大形成新的细小晶粒，形成的再结晶晶粒具有自由的位向，与旧晶粒没有固定的取向关系，打乱了原始粗大晶粒内部有序的板条位向，消除组织遗传性，细化组织。

2.2 力学性能

表2为不同热处理工艺下无碳化物贝氏体无缝钢管的力学性能试验结果。可以看出，不同热处理工艺下钢管的抗拉强度变化不大，热轧态抗拉强度最高为1014 MPa，冲击吸收能量最低为14.5 J，热轧+低温回火后钢管的抗拉强度与热轧态相比几乎不变，伸长率和断面收缩率提高，冲击吸收能量提高1倍，达到29.0 J，热轧+正火+低温回火后的抗拉强度与热轧+低温回火相比降幅不大，但冲击吸收能量的提高幅度较大。热轧+短时高温回火+正火+低温回火后的抗拉强度、伸长率和断面收缩率和热轧+正火+低温回火相比变化不大，但冲击吸收能量有较大幅度的提高，热轧+长时高温回火+正火+低温回火后的冲击吸收能量最高，达118.0 J。因此，正火前延长高温回火时间有利于无碳化物贝氏体无缝钢管冲击性能的提高。

表2 不同热处理工艺下无碳化物贝氏体无缝钢管的力学性能

图6为不同热处理工艺下无碳化物贝氏体无缝钢管的冲击断口裂纹扩展区形貌。由图6可以看出，热轧态冲击断口特征主要为解理和准解理断裂特征(见图6(a))，属于脆性断裂，冲击性能较低。热轧+920 ℃正火300 ℃回火(工艺3)后的冲击断口特征主要为韧窝和少量的准解理断裂(见图6(b))，冲击性能有所改善。热轧+690 ℃×300 min回火+920 ℃正火+300 ℃回火(工艺5)后的冲击断口形貌特征主要为微孔积聚型断裂特征(见图6(c))，即韧窝，属于韧性断裂，冲击性能提高。从冲击试样断口形貌可以看出，正火前增加长时间高温回火，冲击断裂机制由单纯正火处理的韧窝+准解理向全韧窝转变，无碳化物贝氏体无缝钢管的韧性得到改善。

图6 不同热处理工艺下无碳化物贝氏体无缝钢管冲击断口裂纹扩展区形貌(a)热轧态；(b)热轧+正火+低温回火；(c)热轧+长时高温回火+正火+低温回火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 结论

1) 热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管的组织为贝氏体铁素体和奥氏体，强度较高，韧性较低。正火处理前增加长时间的高温回火，可以大幅度提高无碳化物贝氏体无缝钢管的韧性，冲击断裂特征由脆性断裂转变为韧性断裂。

2) 热轧态无碳化物贝氏体无缝钢管的组织粗大，300 ℃低温回火和930 ℃正火+300 ℃低温回火后的组织仍然粗大，存在组织遗传性。正火前增加690 ℃×300 min长时间高温回火可以消除无碳化物贝氏体钢的组织遗传性并细化组织。