狄國(guó)標(biāo)，劉美艷，麻慶申，司良英，劉振宇

（1.首鋼技術(shù)研究院，北京100041；2.首鋼遷鋼公司，唐山064404；3.東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動(dòng)化國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，沈陽(yáng)110004）

0 引 言

隨著石油價(jià)格的不斷上漲，世界各國(guó)高度重視海洋石油資源的開采。鑒于我國(guó)當(dāng)前能源戰(zhàn)略儲(chǔ)備的迫切需要，研發(fā)擁有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的高強(qiáng)度、高韌性海洋石油平臺(tái)用厚鋼板，具有重要的現(xiàn)實(shí)意義。海洋石油平臺(tái)用鋼對(duì)低溫韌性、抗層狀撕裂性能以及內(nèi)部缺陷要求很高。上海浦鋼通過(guò)控制軋制及正火工藝開發(fā)了DH36海洋石油平臺(tái)用鋼［1］；馬鋼采用微鈮合金化設(shè)計(jì)生產(chǎn)出了EH36級(jí)海洋石油平臺(tái)用H型鋼［2］；舞鋼開發(fā)了屈服強(qiáng)度為420MPa的銅鎳鈮鈦可焊接海洋石油平臺(tái)用鋼［3］。E40鋼是一先進(jìn)的鋼種，較E36鋼的強(qiáng)度級(jí)別更高，有利于保證海洋石油平臺(tái)的安全。為了提高海洋石油平臺(tái)的性能要求，必須克服海洋石油平臺(tái)用鋼沖擊性能、屈服強(qiáng)度、Z向和焊接性能等技術(shù)指標(biāo)之間的沖突，而這需要了解該鋼在高溫軋制過(guò)程中奧氏體的變形行為，進(jìn)而通過(guò)細(xì)化晶粒來(lái)滿足海洋石油平臺(tái)用鋼對(duì)各項(xiàng)力學(xué)性能的要求。為此，作者對(duì)高強(qiáng)度、高韌性海洋石油平臺(tái)用E40鋼進(jìn)行了熱模擬高溫壓縮試驗(yàn)，研究了變形加熱溫度對(duì)晶粒長(zhǎng)大的影響，以及不同變形條件對(duì)再結(jié)晶行為的影響，為進(jìn)一步優(yōu)化熱軋工藝參數(shù)提供了理論依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料E40鋼為自制，用200kg真空冶煉爐熔煉澆鑄，鍛造成截面為100mm×100mm的坯料，化學(xué)成分如表1所示；然后加工出φ8mm×15mm的圓柱試樣，在 MMS－200型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行壓縮試驗(yàn)。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of tested steel（mass）%

先以20℃·s－1加熱速率分別加熱至1 050～1 250℃，保溫3min后立即淬火，分析不同加熱溫度對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響。

在前面試驗(yàn)的基礎(chǔ)上，選擇理想的變形加熱溫度，保溫時(shí)間定為3min，然后以10℃·s－1的速率進(jìn)行冷卻，然后在850～1 100℃進(jìn)行壓縮變形，應(yīng)變速率為0.1s－1，真應(yīng)變?yōu)?.7；另在變形溫度為1 050℃、真應(yīng)變分別為0.1～0.6的條件下進(jìn)行壓縮變形，變形后均立刻淬火。

將淬火后的試樣沿軸向剖開、打磨、拋光后，再用加有少量表面活性劑的飽和苦味酸水溶液熱煮到試樣表面呈灰黑色，然后輕拋，用Leica DMIRM型圖像儀觀察奧氏體組織，并用割線法測(cè)量奧氏體晶粒的尺寸。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 加熱溫度對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響

由圖1可以看出，試驗(yàn)鋼奧氏體晶粒尺寸隨著加熱溫度的升高而增大，當(dāng)加熱溫度低于1 200℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸增大不明顯，其尺寸不超過(guò)50μm；當(dāng)加熱超過(guò)1 200℃后，晶?？焖匍L(zhǎng)大，在1 250℃時(shí)達(dá)到320μm。

圖1 加熱溫度對(duì)試驗(yàn)鋼奧氏體晶粒尺寸的影響Fig.1 Effect of heating temperature on austenite grain size of tested steel

鋼在加熱時(shí)的組織變化有兩個(gè)過(guò)程：碳（氫）化物的固溶和奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。奧氏體晶粒的大小與碳化物顆粒的固溶程度有關(guān)，在加熱時(shí)碳化物質(zhì)點(diǎn)能阻止奧氏體晶界移動(dòng)，妨礙奧氏體晶粒長(zhǎng)大與合并。隨加熱溫度的升高，碳化物溶解，其釘扎晶界的能力降低，奧氏體晶粒迅速長(zhǎng)大。當(dāng)碳化物質(zhì)點(diǎn)全部固溶到奧氏體之后，奧氏體顆粒開始急劇長(zhǎng)大。釩的碳化物在1 050～1 100℃完全固溶，鈮的碳化物在1 150～1 200℃完全固溶。為了充分發(fā)揮氮化鈦抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大的作用，并保證鈮、釩碳氮化物的固溶，確定加熱溫度為1 200℃。

2.2 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為

對(duì)于以恒應(yīng)變速率進(jìn)行的熱變形而言，峰值應(yīng)力的出現(xiàn)表明發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。隨著變形溫度升高，峰值應(yīng)變（εp）和峰值應(yīng)力（σp）逐漸變小，如圖2所示，這表明溫度越高越易發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。這主要是由于溫度的升高降低了金屬原子間的結(jié)合力，使臨界切應(yīng)力降低，原子擴(kuò)散和位錯(cuò)進(jìn)行交滑移及攀移的驅(qū)動(dòng)力增大，因而再結(jié)晶易于發(fā)生［4－6］。

圖2 試驗(yàn)鋼在應(yīng)變速率0.1s－1壓縮時(shí)的真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線Fig.2 True stree－true strain curves of tested steel compressived at strain rate of 0.1s－1

2.3 不同真應(yīng)變下的顯微組織

由圖3可見，在真應(yīng)變?yōu)?.1時(shí)，未發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；隨著真應(yīng)變?cè)黾拥?.2，可以看到在三晶界接觸部位，產(chǎn)生了少量動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，這是由于能量相對(duì)較高的晶界通過(guò)不斷弓起，提供了大量的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶核，從而導(dǎo)致動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生；當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.2～0.3時(shí)，軟化率曲線達(dá)到峰值，真應(yīng)變達(dá)到臨界應(yīng)變值；真應(yīng)變繼續(xù)增加到0.3，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核速率迅速增加，發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)超過(guò)15%；隨著真應(yīng)變進(jìn)一步的增加，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶不斷進(jìn)行，再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)不斷增加；當(dāng)真應(yīng)變達(dá)到穩(wěn)態(tài)應(yīng)變時(shí)（ε＝0.6），動(dòng)態(tài)再結(jié)晶基本完成，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的體積分?jǐn)?shù)超過(guò)為80%。可見，隨著真應(yīng)變的增大，奧氏體再結(jié)晶進(jìn)行的程度逐漸增大，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒為準(zhǔn)等軸形，且不均勻分布。

2.4 不同變形溫度下的顯微組織

由圖4可見，當(dāng)真應(yīng)變?yōu)?.7、變形溫度為850℃時(shí)，晶界出現(xiàn)了少量鐵素體，這是由于在變形過(guò)程中發(fā)生了應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變，真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線應(yīng)力下降較多引起的，而不是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶導(dǎo)致的。變形溫度為900℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸呈扁平狀，少量奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線無(wú)下降趨勢(shì)。當(dāng)變形溫度為950℃時(shí)，再結(jié)晶晶粒比例增加，奧氏體晶粒呈等軸狀，尺寸明顯細(xì)化，真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線出現(xiàn)明顯的下降，這說(shuō)明試驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶溫度介于900℃和950℃之間。變形溫度為1 050℃時(shí)的奧氏體晶粒與950℃時(shí)的相差不大（圖略）。當(dāng)變形溫度升至1 100℃時(shí)，變形后晶粒明顯細(xì)化，這與高溫下奧氏體容易充分發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)。

在壓縮過(guò)程中，往往容易在高溫段（1 000℃以上）和低溫段（850℃）均出現(xiàn)應(yīng)力下降，在高溫段的應(yīng)力下降是由于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的軟化作用；低溫段的降低則是由于應(yīng)變誘導(dǎo)相變，高變形量和低變形速率促使原奧氏體晶界發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，晶粒細(xì)小并呈等軸狀，雖然晶粒被壓扁，但沒有動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生。文獻(xiàn)［7］認(rèn)為鋼板在應(yīng)變速率為0.1時(shí)的形變誘導(dǎo)相變溫度為850℃左右。因此在工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)該根據(jù)需要充分利用動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體晶粒，并通過(guò)形變誘導(dǎo)相變進(jìn)一步細(xì)化鐵素體晶粒，最終實(shí)現(xiàn)細(xì)晶強(qiáng)化和細(xì)晶韌化，滿足海洋石油平臺(tái)用鋼對(duì)高強(qiáng)度和高韌性的要求。

3 結(jié) 論

（1）為了發(fā)揮微合金碳（氮）化物質(zhì)點(diǎn)釘扎晶界的作用，有效阻止奧氏體晶粒長(zhǎng)大，E40鋼理想的加熱溫度為1 200℃。

（2）隨著變形溫度的升高，試驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的臨界切應(yīng)力呈減小的趨勢(shì)。

（3）試驗(yàn)鋼動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的開始溫度介于900～950℃范圍內(nèi)；850℃時(shí)真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線下降的主要原因是應(yīng)變誘導(dǎo)鐵素體相變，900℃以上真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線下降是動(dòng)態(tài)再結(jié)晶所致。

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