针状铁素体钢的性能和显微组织

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470-530MPa，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# 0.05 0.18 1.87 <0.0050.008 0.18
钢2# 0.05 0.15 1.60 <0.0050.008 0.42
钢3# 0.05 0.15 1.61 <0.0050.007 0.37
Nb Al N Ti Ceq ※ Pcm ※※
0.05 — — —
0.396 0.1165 0.05 0.07 0.005 — 0.40 0.1585 0.11 0.08 0.005 0.005 0.39 0.1551
[注] ※ 碳当量15
5Cu Ni V Mo Cr b Mn C Ceq ++++++
= ※※焊接裂纹
敏感指数 B Ni Mo V Si Cr Cu Mn C Pcm 56015103020++++++++
=
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
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、B1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（B3），-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，vT40J<-100℃。

而高Mo的钢2#和钢3#，在Ⅱ型控轧自然冷却的状态下（B1）就可获得较好的强韧配合：σs>550MPa，δ≥23%，Cv-40℃=130J，vT40J<-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（B1）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B1、B2、B3、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
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3-2 钢2# B 1制度 ×800金相组织
图3-1 钢1# B 1制度 ×800金相组织
图3-4 钢1# B 2制度×320 扫描电镜组织相
图3-3 钢1# B 1制度×1250
扫描电镜组织相
图3-6 钢1# C 制度×320 扫描电镜组织相
图3-5 钢1# B 3制度×320
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
较高的位错密度（1010~1011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。

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
是区别针状铁素体和贝氏体的一个重要方法。

文献[1][12][13]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
图4-2 钢1# B 2制度×36000
图4-1 钢1# B 2制度×10000 图4 薄膜透射电镜针状铁素体的电子衍衬相
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 ×22000 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。

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 针状铁素体钢中[4][17][18]及其他低合金贝氏体钢中[9][20][21]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
图6-2 钢1# C 制度×22000 透射电镜衍衬相 图6-1 钢2# B 1制度×625 扫描电镜组织相 图6 岛状富碳相的扫描电镜和透射电镜组织相
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 1 2 3 4 5 6 25.48 25.55 25.8 28.11 36.11
39.51
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7-2、7-3），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
7-2 位错马氏体岛 ×10000
图7-1 孪晶马氏体岛 ×10000
图7-4马氏体-奥氏体岛 ×360000 图7-3 位错马氏体岛 ×10000
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
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B3、钢2#在B1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作用，在本文作者的另一篇文章[8]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[3]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#、B3制度×36000
图8-2 钢1#、B2制度×36000
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
Civallreo等人[24]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
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B1和B2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（B2）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（B3）下的组织特征和中间淬火状态（B2）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
桥本保[11][16]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B3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。

四、结论
1、0.05C-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，δ5=20%，Cv-40℃≥80J，vT40J<-100℃。

0.05C-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
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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。