徐海健 韓楚菲 郭誠 龍山 田永久 沙孝春

關鍵詞：X80M管線鋼；加熱溫度；落錘性能；針狀鐵素體；粒狀貝氏體

0 引言

隨著國民經(jīng)濟建設的快速發(fā)展，對天然氣等資源的需求日益增加，大管徑（1 422 mm）、大壁厚（32.1 mm）和高壓（12 MPa）輸送管道成為目前發(fā)展主流趨勢，其中X80管線鋼是主要的服役鋼級。厚壁X80M管線鋼對冶煉純凈度及其強韌性匹配要求極為苛刻，開發(fā)技術難度較大。目前國內(nèi)多數(shù)中厚板企業(yè)采用低碳、超低磷、低硫、控制鑄坯夾雜物形態(tài)保證其鑄坯質(zhì)量，同時配合Nb、V、Ti、Mo微合金化以及Mn、Cr、Ni和Cu等多組元成分設計體系，通過多階段控制軋制及軋后的快速冷卻，使其具有優(yōu)異的強韌性。

目前，隨著管線鋼服役鋼級和壁厚的增加，厚度在27.5 mm以上大壁厚X80管線鋼研發(fā)的技術難點在于其強韌性匹配度以及止裂韌性關鍵指標（落錘剪切面積的控制）。與薄規(guī)格管線鋼相比，寬厚規(guī)格高強度管線鋼晶粒細化及組織均勻性調(diào)控更加困難。因此，制造該類管線鋼時應遵循的標準是避免組織粗化和不均勻，尤其需加強對鋼板心部微觀組織的調(diào)控。目前，有關加熱工藝對厚壁X80M管線鋼的微觀結(jié)構及性能研究鮮有報道，筆者以鞍鋼生產(chǎn)的厚度為32.1 mm的X80M管線鋼為研究對象，重點研究了鑄坯加熱溫度對其力學性能、原始奧氏體晶粒尺寸和微觀結(jié)構等方面的影響，從而為提高厚壁X80M管線鋼寬厚板批量穩(wěn)定生產(chǎn)提供了理論基礎。

1 試驗材料與方法

試驗坯料采用鞍鋼生產(chǎn)的300 mm厚X80M管線鋼連鑄坯。成分設計采用低C、中Mn并添加微量Nb、Ti、Ni、Mo和Cu等合金元素，鑄坯主要化學成分見表1。X80M管線鋼冶煉工藝路徑為：鐵水預處理—轉(zhuǎn)爐冶煉—LF—VD（RH）—板坯連鑄，連鑄坯尺寸為300 mm×2 285 mm×3 200 mm。為了研究不同加熱溫度對連鑄坯中原始奧氏體晶粒的影響，首先在連鑄坯1/4處取樣，將其加工成?8 mm×15 mm的熱模擬樣品。采用Gleeble-3800熱模擬試驗機模擬連鑄坯在加熱爐不同溫度的加熱試驗，將熱模擬試樣以10℃/s升溫速率分別加熱到1 150、1 180、1 210℃和1 240℃，保溫600 s后水淬。隨后將淬火的試樣從中間剖開，經(jīng)研磨-拋光處理后，利用過飽和苦味酸溶液在65～75℃進行腐蝕，最后利用Zeiss顯微鏡（OM）觀察X80M管線鋼的奧氏體晶粒的長大情況，以分析不同加熱溫度對其原始奧氏體晶粒演變規(guī)律的影響。為了研究不同加熱溫度對軋后鋼板組織、析出相及其性能的影響，利用鞍鋼5 500 mm軋機對300 mm厚的X80M管線鋼連鑄坯進行試制，鑄坯的溫度分別按照1 150、1 180、1 210℃和1 240℃進行加熱控制，不同溫度加熱的鑄坯保溫時間為4 h，出爐后的鑄坯經(jīng)高壓水初除鱗，在相同工藝參數(shù)下進行軋制及冷卻，采用兩階段軋制（再結(jié)晶與未再結(jié)晶階段），中間坯的厚度設定為95 mm，再結(jié)晶階段終軋溫度≥980℃，粗軋階段軋制道次為8道次，未再結(jié)晶階段開軋溫度為920℃，軋制道次12道次，軋制后經(jīng)過層流冷卻，開冷溫度為730℃，冷卻速率15～20℃/s，返紅溫度控制在380～420℃。

對采用不同加熱溫度試制的鋼板進行了拉伸、低溫沖擊、落錘性能等系列檢驗和微觀組織分析，拉伸和低溫沖擊試驗按照ASTM A370標準進行，拉伸試樣測試溫度為室溫，低溫沖擊的試驗溫度為-20℃，落錘試樣按照SY/T 6476標準進行，落錘試驗采用全壁厚試樣，試驗溫度為-15℃。利用4%硝酸酒精對不同鑄坯加熱溫度條件下的試樣進行研磨、拋光及腐蝕以觀察其組織演化。利用電解拋光法對透射電鏡試樣進行制備，電解拋光液為8%高氯酸酒精，電解溫度為-20℃，電壓為-20 V，以觀察不同工藝下析出相演變及結(jié)構。試樣的微觀結(jié)構和析出相結(jié)構及尺寸觀察主要利用Zeiss Axio Vert.A1型光學顯微鏡、JEOL 7100F SEM系統(tǒng)和JEOL 2100F透射電鏡進行。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 對奧氏體晶粒的影響

圖1為在不同加熱溫度，相同保溫時間下X80M原始奧氏體的晶粒組織形態(tài)。由圖1可知，隨著加熱溫度升高，X80M管線鋼原始奧氏體晶粒不斷粗化，加熱溫度低于1 210℃時，原始奧氏體晶粒細小，依據(jù)Irvine計算公式，結(jié)合厚規(guī)格X80M管線鋼中碳、氮、鈮和鈦的質(zhì)量分數(shù)計算得出，在含Nb、Ti的管線鋼中，Nb和Ti的碳氮化物完全固溶于合金中的溫度約為1 203℃。在該溫度低于1 210℃時，由于X80M管線鋼中存在未溶的Nb和Ti的碳氮化物析出相，在加熱保溫的過程中，未溶的析出相對奧氏體晶粒的長大起到了強烈的阻礙作用，有效地阻止了奧氏體晶粒粗化，奧氏體晶粒平均尺寸可控制在35 μm范圍以內(nèi)。

由于鑄坯的成分不可能均勻分布，當加熱溫度低于1 203℃時，部分Nb和Ti的碳氮化物在某些區(qū)域開始溶解，造成其尺寸增加、密度降低，使其對奧氏體晶粒釘扎作用減弱，最終使奧氏體晶粒迅速長大和粗化，晶粒尺寸超過45 μm以上，比例迅速增加，而在其它區(qū)域還存在第二相使其對晶粒釘扎力仍然存在，從而對晶粒長大的阻礙作用依舊存在，造成奧氏體晶粒分布不均勻。此外，當加熱溫度低于1 203℃時，奧氏體晶粒粗化并不明顯，但由于基體中存在Nb和Ti的碳氮化物未完全溶解，在隨后加熱及軋制過程中會導致析出相尺寸粗化，影響鋼板的強韌性，尤其是落錘性能。因此，通過以上分析可知，對于厚壁的X80M管線鋼，鑄坯的加熱溫度應控制在1 210℃以內(nèi)。

2.2 對微觀組織的影響

圖2為在相同軋制及冷卻工藝參數(shù)下，鑄坯在不同加熱溫度下試樣1/4處的組織形貌。由圖2可知，不同加熱溫度下，厚壁X80M管線鋼組織主要以多邊形鐵素體（PF）、針狀鐵素體（AF）和粒狀貝氏體（GB）組成。隨著加熱溫度升高，鋼板1/4處的PF含量逐漸增加，AF和GB含量逐漸減少，通過ImageJ圖像分析軟件分析結(jié)果可知，加熱溫度在1 150、1 180℃和1 210℃時，AF比例分別為58%、46%和25%，PF比例分別為14%、25%和38%，GB比例分別為28%、29%和37%；當加熱溫度達到1 240℃時，PF比例迅速增加（75%），而AF和GB比例僅占25%。原始奧氏體晶粒尺寸大小對Ar3溫度會產(chǎn)生較大影響，奧氏體晶粒越細，Ar3溫度就越高，最終轉(zhuǎn)變組織越細小，當奧氏體晶粒細小時，有效晶界面積以及變形過程中位錯密度的增加能夠增加AF和GB形核位置，有利于改善鋼板落錘性能。PF作為韌性相可使裂紋在擴展過程中發(fā)生較大的塑性變形，提高了鋼板止裂性能。相關研究發(fā)現(xiàn)，當加熱溫度超過1 210℃，PF的含量超過40%時，由于AF和GB比例降低，外加載荷多發(fā)生在PF中，PF失去了這些硬質(zhì)相的分離與包圍，導致其對基體的強化和約束作用減弱，大比例連續(xù)分布的PF對裂紋的擴展抑制作用逐漸減弱，因此導致其落錘性能降低。此外，當裂紋擴展遇到組織中晶界取向差大于15°的AF時，裂紋擴展受到阻礙，也顯著改善材料的低溫止裂性能。

2.3 對析出相演化的影響

不同加熱溫度下厚壁X80M管線鋼中析出相演變情況如圖3所示。由圖3可知，X80M管線鋼中的析出相按照尺寸大小可分為兩種：一種是20～100 nm的大尺寸析出相，一種是20 nm以下的細小析出相。對比于不同加熱溫度可知，隨著加熱溫度升高，20 nm以下細小析出相的比例逐漸增加，20 nm以上的大尺寸析出相的比例逐漸降低。利用HRTEM對這些不同尺寸析出相的晶體結(jié)構進行分析，標定結(jié)果如圖4、5所示。圖4（a）尺寸為15 nm的小尺寸析出相的HRTEM晶格像，圖4（b）為析出相的傅里葉變換（FFT），圖4（c）為細小析出相經(jīng)過FFT過濾的HRTEM像，經(jīng)過測量，其對應的面間距分別為0.258 nm和0.223 nm，晶面夾角為56°，對應的析出相的帶軸為，經(jīng)過PDF卡片比照，析出相為立方結(jié)構的NbC。圖5（a）為尺寸為40 nm的大尺寸析出相的HRTEM晶格像，圖5（c）為大尺寸析出相經(jīng)過FFT過濾的HRTEM像，經(jīng)過測量，其對應的面間距分別為0.242 nm和0.253 nm，晶面夾角為60°，對應的析出相的帶軸為，經(jīng)過比照，析出相為立方結(jié)構的Ti2N。

從對HRTEM分析結(jié)果可知，Nb的碳化物尺寸小于Ti的氮化物，這主要是由于鑄坯在加熱及保溫過程中，富Nb的碳化物回溶速度大于Ti的氮化物，在隨后軋制及冷卻過程中重新析出，而Ti的氮化物由于其熔點高和回溶速度慢，導致部分未完全溶解，使Ti的氮化物在后續(xù)加熱過程中發(fā)生粗化，即Ostwald熟化效應。依據(jù)析出相的固溶和重新析出的特點，隨著鑄坯加熱溫度升高，高固溶溫度較高且易析出元素Nb、Ti的等碳氮化物逐漸溶解，依據(jù)Irvine固溶度計算公式，Nb和Ti的碳氮化物完全固溶于合金中的溫度分別為1 191℃和1 203℃，當超過此溫度時，隨著在爐時間延長，Nb、Ti碳氮化物開始全部溶解，使鑄坯中的Nb、Ti元素固溶度較高且分布較均勻；反之，當加熱溫度低于1 203℃時，Nb和Ti的碳氮化物有部分未發(fā)生固溶，特別是含Ti析出相的高溫熱穩(wěn)定性更高，從而使其保留在鑄坯內(nèi)部，在加熱保溫過程中發(fā)生粗化，同時也對原始奧氏體晶粒長大起到了抑制作用，這些未溶的析出相在后續(xù)軋制及冷卻過程中進一步長大和粗化，成為了基體中大尺寸析出相的主要來源。因此，在低加熱溫度時，X80M管線鋼板中富Ti的氮化物大尺寸析出相比例較高。另外，加熱溫度不同引起的合金元素固溶和擴散的差異也會對奧氏體再結(jié)晶和相變溫度產(chǎn)生較大影響，最終影響管線鋼的晶粒尺寸大小和組織中AF、GB和PF的比例。主要原因是隨著加熱溫度升高，Nb、Ti元素固溶度升高，最終導致奧氏體再結(jié)晶的激活能升高，從而對其晶粒尺寸細化造成了阻礙，同時，固溶的合金量增加也會導致其奧氏體熱穩(wěn)定性增加，相變開始溫度降低，造成了組織中PF比例過高，最終影響鋼板落錘性能。

2.4 對力學性能的影響

不同加熱溫度下X80M管線鋼板力學性能結(jié)果如表2所示，隨著鑄坯加熱溫度的升高，鋼板的屈服強度與抗拉強度均有小幅升高，但增加幅度并不明顯，強度波動范圍在35 MPa以內(nèi)；-20℃沖擊平均值均在300 J以上。但是隨著溫度升高，-15℃的鋼板落錘剪切面積比（SA%）發(fā)生明顯降低，在加熱溫度為1 150℃時，鋼板的落錘韌性最佳，試樣剪切面積比為93%，當加熱溫度達到1 210℃時，落錘剪切比（85%）剛剛滿足標準要求，而隨著加熱溫度升高到1 240℃時，落錘性能發(fā)生明顯惡化，剪切面積僅為70%。綜合上述研究可知，加熱溫度對厚壁X80M管線鋼強度的影響因素主要是微合金元素固溶和重新析出的第二相尺寸的大小、密度以及晶粒尺寸，隨著加熱溫度升高，析出相的尺寸逐漸細化，但晶粒尺寸逐漸增加，析出相對強度貢獻比例更大，二者的作用相互抵消，導致隨著加熱溫度升高，強度有所增加。此外，隨著加熱溫度升高，AF比例迅速降低，導致外加變形時對裂紋擴展的阻礙作用降低，最終導致鋼板的低溫韌性下降，落錘性能降低。因此厚壁X80M管線鋼鑄坯加熱溫度應控制在1 210℃以下。

3 結(jié)論

1）加熱溫度對大厚壁X80M管線鋼的性能影響顯著。隨著加熱溫度升高，屈服抗拉強度升高，沖擊韌性和落錘性能降低，X80M管線鋼原始奧氏體晶粒不斷粗化，當加熱溫度低于1 210℃時，奧氏體晶粒平均尺寸可控制在35 μm范圍以內(nèi)。

2）原始奧氏體晶粒尺寸大小對Ar3溫度會產(chǎn)生較大影響，奧氏體晶粒越細，Ar3溫度就越高，最終轉(zhuǎn)變組織越細小，當奧氏體晶粒細小時，有效晶界面積和變形過程中位錯密度增加，能夠增加AF和GB形核位置，控制厚壁X80M管線鋼中針狀鐵素體（AF）和粒狀貝氏體（GB）比例在60%以上時，可顯著改善厚規(guī)格X80M管線鋼的落錘性能。

3）隨著加熱溫度升高，在變形和冷卻過程中X80M管線鋼更容易形成20 nm以下的細小的NbC析出相，但也抑制了奧氏體的動態(tài)再結(jié)晶和軋制冷卻過程中相變發(fā)生，導致晶粒粗化和AF鐵素體比例減少。綜合考慮Nb、Ti等碳氮化物固溶溫度以及奧氏體晶粒演變趨勢，厚壁X80M管線鋼加熱溫度應不超過1 210℃。

本文摘自《鋼鐵釩鈦》2024年第1期