張 帥 任 毅 王 爽 劉文月 高 紅

(1.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009)

隨著世界經(jīng)濟和人類社會的發(fā)展，能源消耗不斷增加。在今后較長一段時期內(nèi)，石油和天然氣的需求將不斷增長，其中天然氣在能源結(jié)構(gòu)中的占比將不斷擴大[1]。為了提高輸送效率和經(jīng)濟性，長輸油氣管道不斷向高級別、大口徑、大壁厚方向發(fā)展[2-8]。同時，隨著低溫高寒地區(qū)油氣田的開發(fā)及液化天然氣產(chǎn)品的增多，油氣輸送管道的低溫韌性要求也日趨嚴格。

為了適應油氣管道建設的需求，超寬、厚壁、高強度管線鋼板的研究和開發(fā)逐漸引起重視。目前，規(guī)?；O計應用的油氣輸送管道用鋼板的最大寬度超過4 300 mm，厚度通常大于25.4 mm，鋼級達到X80級且兼具更優(yōu)的低溫韌性。寬度和厚度的增加，一方面使鋼板軋制時的道次變形率受到制約，另一方面，使壓縮比減小，鋼板厚度方向軋制變形的滲透和組織均勻性控制更加困難，再加上更為苛刻的韌性要求，使該類產(chǎn)品的研制難度顯著增加。

微觀組織結(jié)構(gòu)控制和晶粒細化是提高管線鋼強韌化效果、獲得理想性能的有效途徑[9]。對于采用TMCP工藝生產(chǎn)的管線鋼，軋制和冷卻工藝是影響其微觀組織結(jié)構(gòu)進而影響性能的關(guān)鍵因素。為獲得良好的綜合性能，必須掌握軋制和冷卻工藝對高強度管線用寬厚鋼板組織和性能的影響，從而實現(xiàn)對微觀組織結(jié)構(gòu)和性能的有效控制。本文主要以厚度30.8 mm、寬度4 340 mm的高強度X80級管線用鋼板為研究對象，重點研究了軋制和冷卻工藝對奧氏體形變、析出相、位錯、組織類型和比例以及晶粒尺寸等微觀組織和性能的影響，為極限規(guī)格高性能管線鋼生產(chǎn)工藝的選擇和組織性能的控制提供參考。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗用坯料成分以C、Mn為基礎(chǔ)，配以Cr、Mo、Ni、Nb、Ti等元素微合金化，具體化學成分見表1。本文通過兩種試驗對X80級管線用寬厚鋼進行研究：(1)在工業(yè)化生產(chǎn)線上采用不同的軋制和冷卻工藝試制鋼板；(2)從試驗坯料上加工φ6 mm的熱模擬試樣，在熱模擬試驗機上按照設定工藝進行模擬試驗。

表1 試驗鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

1.2 軋制和冷卻工藝試驗

在5 500 mm寬厚板生產(chǎn)線上進行軋制和冷卻工藝試驗，具體工藝見表2。重點研究了未再結(jié)晶區(qū)變形溫度、軋后弛豫時間、終冷溫度對X80級管線用寬厚鋼板組織和性能的影響。

表2 試驗鋼板的軋制和冷卻工藝

1.3 軋制溫度對鐵素體轉(zhuǎn)變的影響

為了研究未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度對鐵素體轉(zhuǎn)變的影響,設計了如圖1所示的試驗方案，在Gleeble-3800熱模擬試驗機上進行工藝模擬試驗。具體工藝為：首先將試驗鋼以10 ℃/s的速度加熱至1 180 ℃，保溫3 min，以1 ℃/s速度冷卻到1 050 ℃，變形20%;以1 ℃/s速度冷卻到980 ℃，變形25%;以1 ℃/s速度冷卻到830 ℃，變形15%;以1 ℃/s速度分別冷卻到790、820 ℃，變形15%;最后以1 ℃/s速度冷卻15 s后淬火。

圖1 熱模擬軋制工藝示意圖

對熱模擬后的試驗鋼進行拉伸、落錘試驗和微觀組織的觀察分析。拉伸試驗采用平行段寬度為38.1 mm的橫向矩形拉伸試樣；落錘試驗采用全壁厚×76 mm×305 mm的橫向試樣，試驗溫度為-20 ℃；金相試樣經(jīng)過磨制、拋光后，一部分用體積分數(shù)為3%的硝酸酒精溶液腐蝕，用于微觀組織結(jié)構(gòu)的觀察；另一部分用飽和苦味酸溶液+洗滌劑熱腐蝕，用于形變奧氏體的觀察；制作薄膜和復型試樣分別進行微區(qū)組織和析出相分析。試驗鋼板中奧氏體晶粒、微觀組織、析出相的觀察和分析主要在DMIRM光學顯微鏡和Tecnai G220透射電鏡上進行。

2 試驗結(jié)果

2.1 力學性能

不同軋制與冷卻工藝下試驗鋼板的力學性能如表3所示。(1)對比1號和3號試驗鋼板的性能可以看出，隨著未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度由800～880 ℃降低到770～850 ℃，試驗鋼板的屈服強度有所升高，抗拉強度基本不變，斷后伸長率和低溫落錘性能均有較大幅度提高；(2)對比1號和2號、4號和5號試驗鋼板的性能可以發(fā)現(xiàn)，軋后弛豫時間的增加使試驗鋼板的屈服強度提高，抗拉強度降低，塑性有所提高；(3)對比3號和4號試驗鋼板的性能可見，隨著終冷溫度的降低，屈服強度降低，抗拉強度明顯升高；(4)當同時降低未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度和終冷溫度時，試驗鋼板的屈服強度降低，抗拉強度升高，低溫落錘性能有所改善，具體見1號和4號、2號和5號試驗鋼板。

2.2 微觀組織

不同軋制與冷卻工藝下試驗鋼板的微觀組織如圖2所示?？梢钥闯觯?號和2號試驗鋼板的組織以粒狀貝氏體和針狀貝氏體為主，還有少量細小的準多邊形鐵素體及貝氏體鐵素體，兩者差異不明顯，其中2號試驗鋼板中準多邊形鐵素體含量略多。由于軋制溫度較高，1號和2號試驗鋼板在加速冷卻前并未發(fā)生明顯的鐵素體轉(zhuǎn)變，雖然2號試驗鋼板的軋后弛豫時間延長，但其準多邊形鐵素體含量并未明顯增加。隨著軋制溫度的降低，3號試驗鋼板中準多邊形鐵素體比例明顯增加。隨著終冷溫度的下降，與3號鋼板相比，4號試驗鋼板中貝氏體鐵素體比例顯著增大，形成以貝氏體鐵素體+準多邊形鐵素體為主的組織；5號試驗鋼板在4號試驗鋼板的基礎(chǔ)上軋后弛豫時間延長，使組織中的準多邊形鐵素體含量明顯增加，尺寸有所增大。

表3 不同軋制與冷卻工藝下試驗鋼板的力學性能

圖2 不同軋制與冷卻工藝下試驗鋼板的微觀組織

2.3 軋制溫度對鐵素體轉(zhuǎn)變的影響

按圖1工藝模擬的試驗鋼板的微觀組織如圖3所示。可見，隨著終軋溫度的變化，鐵素體的比例和形貌明顯不同。當終軋溫度為820 ℃時，僅在奧氏體晶界附近發(fā)生了少量鐵素體轉(zhuǎn)變；當終軋溫度降低至790 ℃時，奧氏體晶界出現(xiàn)了連續(xù)狀鐵素體，且奧氏體晶內(nèi)的變形帶附近也發(fā)生了鐵素體轉(zhuǎn)變；試驗鋼板在淬火前雖進行了15 s的緩冷，但仍獲得了細小的鐵素體。

3 分析與討論

圖3 不同終軋溫度下試驗鋼板的微觀組織

3.1 未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度的影響

未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度主要對奧氏體形變能、位錯、相變形核位置、鐵素體比例等產(chǎn)生影響，進而影響高強度管線用寬厚鋼板的組織和性能。未再結(jié)晶區(qū)軋制會使奧氏體因形變而拉長、壓扁，試驗鋼板的形變奧氏體形貌如圖4所示。在其他工藝相同的情況下，隨著未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度的降低，形變奧氏體中的儲存能增大，體系自由能升高，相變阻力減小，使奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的溫度Ar3升高；同時，軋制溫度降低，位錯等缺陷因回復受到抑制而增多，增加了鐵素體的有效形核位置，所以，未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度的降低不僅可以促進奧氏體相變的發(fā)生，而且能夠提高形核率和位錯密度，達到細晶和強化的效果。一旦軋制溫度低于相變溫度Ar3，鐵素體將會在晶界、位錯等缺陷處優(yōu)先形核，且由于該過程中形成的鐵素體更多是受形變誘導影響而產(chǎn)生，一般晶粒細小，更有利于性能的提升[10]。因此，未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度的降低，有利于細晶和位錯強化效果的增強，使得試驗鋼板的屈服強度升高，準多邊形鐵素體比例增大，塑性和韌性提高。

3.2 弛豫時間的影響

從軋制結(jié)束到開始加速冷卻之間的時間稱為弛豫時間。在弛豫過程中，位錯、溶質(zhì)原子、析出相、微觀組織等均會發(fā)生變化從而對鋼的性能產(chǎn)生影響。弛豫時溫度相對較高，位錯發(fā)生回復，逐漸形成胞狀亞晶；間隙溶質(zhì)原子向位錯等畸變能高的區(qū)域聚集，形成柯氏氣團，對位錯起釘扎作用；弛豫時間延長，析出相增多，特別是以Nb(CN)為主的尺寸20 nm以下的細小析出相數(shù)量明顯增加，如圖5所示。

弛豫過程對性能最顯著影響是使屈服強度明顯提高，抗拉強度會因元素脫溶而下降，從而導致屈強比明顯升高，拉伸曲線產(chǎn)生屈服平臺，如圖6所示的2號試驗鋼板的拉伸曲線。

弛豫溫度的降低會促進奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變。鐵素體中位錯密度低，滑移系多，有利于降低屈服強度。同時，鐵素體的形成使體系自由能降低。此外，奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變主要為擴散型相變，鐵素體的固溶度低，溶質(zhì)原子更多地向未轉(zhuǎn)變的奧氏體遷移，增加了奧氏體的穩(wěn)定性和淬透性，在后續(xù)的加速冷卻過程中更容易發(fā)生中低溫轉(zhuǎn)變，形成以貝氏體鐵素體(BF)為主的硬化組織。一旦組織中鐵素體達到一定數(shù)量且形成鐵素體+貝氏體+M/A的多相組織時，則形變硬化率明顯增大，屈強比降低，拉伸曲線的屈服平臺也消失，如圖6所示的5號試驗鋼板的拉伸曲線。因此，對高強度管線鋼而言，鐵素體加硬相貝氏體的組織匹配更有利于消除拉伸曲線的屈服平臺，降低屈強比，而屈強比的降低幅度主要取決于硬相組織的強度極限[11]。

圖4 試驗鋼板中形變奧氏體形貌

圖5 試驗鋼板中析出相形貌

圖6 試驗鋼板的拉伸曲線

3.3 終冷溫度的影響

終冷溫度對鋼中的硬相即貝氏體及M/A島的影響較大。貝氏體主要是指粒狀貝氏體(GB)和貝氏體鐵素體(BF)，其形貌如圖7所示。終冷溫度高時主要形成粒狀貝氏體，由小角度晶界的條狀鐵素體和其上分布的島狀物組成[12]。粒狀貝氏體中的位錯密度低、鐵素體尺寸大，其強度和韌性一般低于貝氏體鐵素體。終冷溫度低時更容易形成貝氏體鐵素體，由平行的細小鐵素體板條組成，板條內(nèi)位錯密度高，平行板條間為小角度晶界，板條束間為大角度晶界，具有較高的強韌性。終冷溫度降低還會適當增加M/A比例，有利于抗拉強度的提高。

終冷溫度還對Nb(CN)的析出產(chǎn)生影響。終冷溫度較高時，Nb(CN)的析出量增加，屈服強度和屈強比升高；終冷溫度低時，Nb(CN)的析出受到抑制，更多地過飽和固溶在基體中，對位錯的釘扎作用減弱，使屈服強度降低。另外，終冷溫度降低，組織中可動位錯增多，也會導致屈服強度下降。

4 結(jié)論

(1)在770～880 ℃對X80級管線用寬厚鋼板進行未再結(jié)晶軋制時，隨著軋制溫度的降低，位錯密度和形核位置增加，細晶和強化效果提高，同時，使Ar3溫度升高，促進奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變；位錯、細晶和相變的綜合作用導致屈服強度升高及韌性改善。

(2)未再結(jié)晶區(qū)終軋溫度降低能促進形變誘導鐵素體在奧氏體晶界和晶內(nèi)形成，當終軋溫度為790 ℃時，奧氏體晶界附近形成了細小連續(xù)的鐵素體，有利于力學性能的改善。

(3)弛豫時間的增加一方面會引起位錯的回復和胞狀化，促進間隙原子的偏聚和柯氏氣團形成，同時也為以Nb(CN)為主的溶質(zhì)元素的脫溶析出創(chuàng)造了有利條件，對位錯的釘扎作用明顯提高，拉伸曲線產(chǎn)生屈服平臺，使屈服強度升高，抗拉強度下降，屈強比顯著提高。弛豫溫度較低時，組織中準多邊形鐵素體比例增加，形成了鐵素體+貝氏體+M/A的多相組織，屈服平臺消除，從而獲得良好的力學性能。

(4)終冷溫度降低會促進貝氏體鐵素體的形成和鐵素體晶粒尺寸減小，抑制Nb(CN)析出，使屈服強度降低，抗拉強度升高，從而獲得更低的屈強比，且能夠保證良好的韌性。