加熱溫度對X80鋼級熱煨彎管組織性能的影響*

田晨超，許 飛，焦 磊，張 娟，張驍勇

（1.西北有色金屬研究院，西安710016；

2.西安石油大學 材料科學與工程學院，西安710065）

大直徑、高壓輸送長距離油氣管道建設的經濟性要求迫使管線鋼的應用逐漸步入高鋼級時代，未來X80及以上鋼級管線鋼在重大工程建設中的使用將占據主導地位。熱煨彎管作為長距離油氣管道建設的重要構件，結構特殊性及受力復雜性的存在要求其較直管應具備更佳的力學性能，才能確保管線的安全平穩運行［1］。同時，為確保熱煨彎管與干線直管對接焊縫的焊接質量，國內外的選材均已采用TMCP鋼制造的同鋼級管線鋼管。而當TMCP鋼再次經受熱加工時，其控軋控冷效應將會受到不同程度的影響，若煨制工藝控制不當，原有強度（特別是屈服強度）將損失較大［2-3］。通過對熱煨彎管開裂失效分析的進一步研究表明，煨制過程中過高的奧氏體化加熱溫度，促使其外弧側形成以粗大的粒狀貝氏體+馬氏體為主的組織分布，固有切應力下常成為管件失效的起始位置［4］。因此，研究和評估X80管線鋼在彎管制作熱過程中的特性具有重要的理論意義和工程應用價值。筆者主要研究了不同加熱溫度下X80鋼級熱煨彎管組織性能的變化規律，依此提出了優化的加熱溫度參數。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料為國內某科研機構設計的一種X80鋼級熱煨彎管用管線鋼，鋼板厚22.0mm。試驗鋼化學成分及常規力學性能見表1和表2。

表1 試驗鋼的化學成分%

表2 試驗鋼的常規力學性能

由表1可知，試驗鋼屬于C-Mn-Mo系微合金Nb，V，Ti控軋控冷X80管線鋼。成分設計上，適當地提高了對淬透性和理想臨界直徑Di產生較大影響的C元素及合金元素（如Mo和Ni等）含量，以確保試驗鋼經奧氏體化加熱后的快速冷卻，獲得更多性能優良的貝氏體組織［5-6］。圖1為X80鋼級彎管材料的顯微組織，由圖1可見，試驗鋼的顯微組織以呈塊狀分布的粒狀貝氏體為主，輔之少量的多邊形鐵素體。

圖1 X80鋼級彎管材料的顯微組織

1.2 試驗方法

通過采用全板厚的彎管材料模擬了X80鋼級彎管的制作熱過程，進而研究彎管彎曲段在二次熱加工過程中加熱溫度對其組織性能的影響。

全板厚試板的加熱保溫過程在DM-1350型鹽浴爐中進行，回火保溫過程在YFX12/16Q-YC高溫箱式電阻爐中完成，具體熱模擬試驗參數見表3。全板厚試板熱加工完畢后沿其橫向（垂直于軋制方向）截取所需的力學性能測試及金相組織觀察試樣。拉伸試樣原始尺寸為φ10 mm×65 mm，機加工后的標距尺寸為φ5mm×25mm，試驗裝置采用MTS-880型萬能試驗機，標準依據GB/T 228—2002；沖擊試驗采用夏比V形缺口試樣，尺寸為10 mm×10mm×55mm，試驗裝置為JBC-500型電子測力沖擊試驗機，標準依據 GB/T 229—2007。

表3 試驗鋼的熱模擬參數

二次熱加工后試驗鋼經磨制和拋光，采用特定比例的飽和苦味酸、NaOH和CrO3浸蝕液顯示原奧氏體晶界，依照ASTM晶粒度評定標準［7］，根據直線截距法的測試結果進行了奧氏體晶粒度評定試驗，采用式（1）來計算奧氏體晶粒平均截距D，用式（2）計算晶粒度G。

式中：L—截距法所采用的直線長度；

M—顯微鏡放大倍數；

N—直線所截晶粒數目。

金相組織觀察包括Axiovert 405M光學顯微分析及JEM 200CX的透射電子顯微分析。

2 試驗結果

2.1 加熱溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響

加熱溫度對X80熱煨彎管奧氏體晶粒尺寸的影響如圖2所示。由圖2可知，隨著加熱溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸呈增大趨勢。加熱溫度為 850～950℃時，晶粒平均截距小于 5.4μm，晶粒度在11.0級以上，可為其獲得細小的淬火組織奠定基礎。同時，由于試驗鋼進行了較好的微合金化設計［3］，其中未溶元素Nb，V，Ti等的碳氮化合物可通過質點釘扎晶界的機制而顯著阻止奧氏體晶粒的長大，即使奧氏體化溫度為1 050℃，其晶粒平均截距仍不大于8μm。加熱溫度升至1 150℃時，由于試驗鋼中微合金元素碳氮化合物的溶解，致使其對奧氏體晶粒粗化過程的抑制作用減弱或消失，引起奧氏體晶粒的急劇長大，晶粒平均截距可達19.0μm，晶粒度小于10級。

圖2 加熱溫度對X80熱煨彎管奧氏體晶粒尺寸的影響

2.2 加熱溫度對力學性能的影響

加熱溫度對X80熱煨彎管強度、塑性及韌性的影響如圖3所示。不同加熱溫度下，試驗鋼的強度水平均高于母材控軋鋼的原始水平，且隨著加熱溫度的升高其屈服強度和抗拉強度均呈單調增加的趨勢。從試驗結果還可看出，二次熱加工工藝的實施對X80熱煨彎管屈服強度的影響大于對抗拉強度的影響，導致屈強比均高于母材，大都保持在0.93左右，表明試驗鋼的極限塑性變形能力及形變強化能力顯著降低［8］。就對塑性指標的影響而言，斷后伸長率整體呈下降趨勢，且僅在850℃加熱溫度下的塑性水平高于母材。

不同加熱溫度下X80熱煨彎管-20℃沖擊斷口形貌如圖4所示。由圖4可以看出，隨著加熱溫度的不斷升高，韌性指標沖擊功與塑性剪切面積均呈單調減小的趨勢。當加熱溫度為850～950℃時，接近母材的韌性水平。其斷裂機制均為空洞聚集型的延性斷裂，斷口形貌表現為韌窩狀，且附近存在數目眾多的小塑坑（圖4（a）和圖4（b））。該斷裂形式與材料中的顆粒析出相及基體組織的良好塑性間存在很大關系，通常在大的韌窩底部存在顆粒狀的第二析出相，該相與基體間存在的減聚力是造成空洞形成的主要原因之一。加熱溫度為1 050℃時，X80熱煨彎管的韌性降低，其斷口形貌以韌窩為主，且韌窩的大小相對較小且淺，小的韌窩附近存在少量的解理小刻面（圖4（c））；加熱溫度為1 150℃時，試驗鋼的韌性嚴重降低，遠低于母材的韌性水平，其斷裂機制以解理為主，呈解理小刻面，并有很少量較小的韌窩存在，斷裂面起伏較小，對裂紋的擴展阻力較差（圖4（d））。

通過綜合分析X80熱煨彎管在不同加熱溫度下所得的強韌性試驗數據，并考慮到熱煨彎管的加工成型性，可以看出，950℃的奧氏體化溫度可使X80熱煨彎管獲得最佳的強韌性配合。

圖4 不同加熱溫度下X80熱煨彎管-20℃沖擊斷口形貌

3 結果分析

不同加熱溫度下X80熱煨彎管的光學顯微組織如圖5所示。由圖5可以看出，不同加熱溫度下，X80熱煨彎管的顯微組織存在明顯差異。當加熱溫度為850℃時，顯微組織組成為粒狀貝氏體（GB）+貝氏體鐵素體（BF），輔之少量的準多邊形鐵素體（QF）及多邊形鐵素體（PF）。該顯微組織的構成與其較低的加熱溫度有關，由于在850℃仍處于Ac1～Ac3兩相區加熱范圍，期間存在有未發生轉變而保留下來的鐵素體。同時，組織形態中所呈現的非等軸狀奧氏體晶粒［9］，歸因于較低的加熱溫度未能發生完全重結晶而部分保留原控軋鋼組織的非等軸狀態（圖5（a））。由于鐵素體作為一種塑性相的引入，一定程度上改善了試驗鋼的塑性指標，但不利于強度水平的提高。GB及BF作為一類非平衡組織，是通過擴散及切變機制從原奧氏體晶界向晶內生長。在較高的冷卻速度下，GB也可在奧氏體晶內形核長大，從而促進BF板條尺寸的細化及多位向分布。同時，850℃加熱溫度下原奧氏體晶粒尺寸最小，可為該類非平衡組織的形成提供更多的形核位置，從而達到細化組織的目的。GB及BF有效晶粒的減小及所呈現的復相混雜分布組織單元利于其韌性的提高。950℃加熱溫度下，其主體組織仍為GB+BF，輔之少量的QF（圖5（b））。相比于850℃，顯微組織的主要差異在于PF的消失及晶粒尺寸分布均勻性的改善，從而引起力學性能的波動。軟相組織PF的消失可提高其強度水平，但對塑性指標的改善不利。

隨著加熱溫度上升至1 050℃時，其組織組成為GB+BF，并可見原奧氏體晶界，部分奧氏體晶粒已發生明顯粗化，且組織中存在粗大的BF板條束（圖5（c））。該類非平衡轉變產物的形成與原奧氏體晶粒的形態分布有關，由于1 050℃加熱溫度下存在部分未溶碳氮化合物對奧氏體晶界的釘扎作用，引起奧氏體晶粒尺寸及淬火組織的不均勻。同時，部分穩定性提高的奧氏體晶粒在快速冷卻下可導致粗大的BF板條束的形成。該加熱溫度下試驗鋼強度的提高可歸因于顯微組織中擴散型相變產物的消失及非平衡轉變產物組織結構的變化，而韌性的降低主要由粗化的BF所引起。1 150℃加熱溫度下，主體組織由低溫轉變產物BF構成，且勾勒出的原奧氏體晶界清晰可見（圖5（d））。試驗鋼成分設計中對阻止奧氏體晶粒長大起作用的微合金元素Nb含量最高，由于1 150℃加熱溫度下Nb（C，N）已大部分固溶到奧氏體中，導致晶粒尺寸的增加及穩定性的提高，在隨后的快速冷卻相變中形成分割奧氏體晶粒的粗大BF板條束，致使有效晶粒尺寸明顯增加。研究表明，該類組織形態的存在可有效提高試驗鋼的強度水平，并導致低溫韌性的惡化。

圖5 不同加熱溫度下X80熱煨彎管的光學顯微組織

不同加熱溫度下X80熱煨彎管組織組成的TEM形態如圖6所示。由圖6可以看出，處于兩相區850℃加熱溫度時，組織形態分布中出現部分PF。該類組織作為典型的擴散型相變產物，常呈等軸狀或多邊形分布，晶界光滑平直，晶內存在低的位錯密度（圖6（a））。所具有的無序界面形態特征及低密度位錯的結構特征不利于材料強韌性的提高［10］。

圖6 不同加熱溫度下X80熱煨彎管的TEM形態

950～1 050℃加熱溫度下其組織中含大量GB及BF。該類組織通常以奧氏體晶界為形核位置 （快冷下，GB也可在晶內形核），并以伸長的板條束形態向晶內生長。試驗鋼950℃熱煨下所形成的GB組織的透射電子顯微結構如圖6（b）所示，呈小角度晶界的若干鐵素體板條構成相互交錯的板條束，板條間可見條狀的M/A組元，其內存在由纏結位錯構成的胞狀亞結構。該類組織所呈現的細小有效晶粒尺寸及多位向分布的形態特征可賦予材料良好的強韌性配合［11-12］。

1 150℃加熱溫度下，X80熱煨彎管的主體組織以BF為主，呈現出橫貫奧氏體晶界的板條結構，且不同位向的板條束形成對奧氏體的有效分割。相比于較低加熱溫度下形成的GB板條結構，其板條邊界更為平直清晰，板條尺寸相對較大，其間分布有呈針狀或薄膜狀的M/A組元，并可見鐵素體板條內存在由切變過程形成的高密度位錯構成的亞結構（圖6（c））。該組織所具有的粗大板條結構不利于低溫韌性的提高。

4 結 論

（1）隨著加熱溫度的升高，X80熱煨彎管強度升高，塑韌性降低；

（2）950℃加熱溫度下，X80熱煨彎管獲得以GB及BF為主，并輔之少量軟相組織的形態分布。所呈現的細小的有效晶粒尺寸及多相分布的混雜組織單元利于優良強韌性的獲得；

（3）加熱溫度高于1 050℃時，組織形態中呈現出的橫貫奧氏體晶界的粗大BF板條結構致使韌性的嚴重惡化。處于 Ac1～Ac3兩相區加熱，PF的存在導致強度水平的降低。

［1］張驍勇,高惠臨.X70管線鋼感應加熱彎管工藝參數的熱模擬試驗［J］.熱加工工藝,2005（09）：34-38.

［2］田晨超,許飛,張驍勇,等.冷卻方式對X80鋼級熱煨彎管組織性能的影響［J］.熱加工工藝,2013,42（20）：41-44.

［3］張驍勇,田晨超,高惠臨,等.回火溫度對X80鋼級熱煨彎管組織性能的影響［J］.材料熱處理學報,2012,33（05）：59-63.

［4］劉迎來,李為衛.管道工程用X70鋼熱煨彎管開裂分析［J］.金屬熱處理,2008,33（04）：88-92.

［5］付小強,吳素君,李志鵬,等.高強度管線鋼連續冷卻轉變及組織研究［J］.金屬熱處理,2010,35（01）：52-57.

［6］LIU Dongsheng,FAZELI F,MILITZER M.Modeling of Microstructure Evolution During Hot Strip Rolling of Dual Phase Steels［J］.ISIJ International,2007,47（12）：1789-1798.

［7］董玉華,髙惠臨.管線鋼奧氏體晶界的浸蝕與測定［J］.焊管,1999,22（06）：11-13.

［8］髙惠臨.管線鋼屈強比分析與評述［J］.焊管,2010,33（06）：10-14.

［9］DUAN Linna,WANG Jiman,LIU Qingyou,et al.Austenite Grain Growth Behavior of X80 Pipeline Steel in Heating Process［J］.Journal of Iron and Steel Research,International,2010,17（03）：62-66.

［10］馮耀榮,高惠臨,霍春勇,等.管線鋼顯微組織的分析與鑒別［M］.西安：陜西科學技術出版社,2008.

［11］ZHOUMin,DU Linxiu,LIU Xianghua.Microstructure and Mechanical Properties of X80 Pipe line Steels in Different Cooling Schedules［J］.Metallurgica Sinica,2010,23（03）：171-175.

［12］髙惠臨,辛希賢.論管線鋼韌性的控制因素［J］.焊管, 1995,18（05）：7-11.