Ti含量對X65管線鋼組織與力學性能的影響

王中學，王 博，杜 益，吳開明

(1.萊蕪鋼鐵集團有限公司，山東 萊蕪，271104；2．武漢科技大學國際鋼鐵研究院，湖北 武漢，430081)

新型管線鋼作為石油、天然氣輸送用管材已成為材料研究領(lǐng)域的熱點[1]。目前實驗室已開發(fā)出X120級別的管線鋼[2-3]， 國內(nèi)實際應用的管線鋼多為X70、X80級別[4]，其中耐酸性管線鋼多停留在X65級別。為了滿足管線鋼較高強韌性的要求，業(yè)界大多采用的是低碳微合金化成分設計，而有關(guān)Ti微合金化成分設計方面的研究較少。

本文采用Nb-Ti復合微合金化、低碳低合金成分設計方案，研究Ti含量對X65級別管線鋼顯微組織和力學性能的影響，以期對新型Ti微合金化耐酸性管線鋼的開發(fā)提供理論依據(jù)。

1 實驗

采用Nb-Ti復合微合金化、低碳低合金的成分設計方案，兩組試樣主要成分差別在于Ti含量的不同， 1#樣品w(Ti)=0.05%，2#樣品w(Ti)=0.11%。試驗X65管線鋼化學成分如表1所示。

表1 試驗X65管線鋼化學成分(wB/%)Table 1 Chemical compositions of X65 pipeline steels

采用實驗室真空熔煉，利用Al脫氧，在1200 ℃下保溫2 h，軋制溫度為1150～900 ℃，軋制成1000 mm×14 mm×8 mm的板材，空冷至室溫。用線切割機在垂直于板材軋制方向上截取14 mm×8 mm×8 mm試樣，經(jīng)打磨拋光后用硝酸酒精溶液腐蝕，在光學顯微鏡(OM)和掃描電鏡(SEM)下觀察試樣顯微組織。測量兩組樣品中鐵素體平均晶粒尺寸，用網(wǎng)格法統(tǒng)計各自的珠光體組織含量。采用碳復型方法萃取樣品中的析出相，用透射電鏡分析其形貌。根據(jù)《GB/T 228—2002 金屬材料室內(nèi)拉伸試驗方法》測試樣品的室溫拉伸性能。在平行于板材軋制方向上截取規(guī)格為55 mm×10 mm×7.5 mm的沖擊試樣，根據(jù)《GB/T 229—2007金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》測試樣品0 ℃下CVN沖擊功。

2 實驗結(jié)果

2.1 顯微組織

兩組樣品的OM和SEM照片如圖1和圖2所示。可以看出，兩組樣品顯微組織均為多邊形鐵素體+少量珠光體，鐵素體晶粒間呈大角度晶界，部分鐵素體尺寸較大； 1#樣品中珠光體片層結(jié)構(gòu)明顯，2#樣品中退化珠光體組織(DP)含量比1#樣品明顯多，部分珠光體組織形態(tài)嚴重退化。從SEM照片中可以看出，鐵素體晶粒中有大量析出物，這些在較高溫度下析出的碳氮化物能夠有效釘扎奧氏體晶粒，從而起組織細化作用(圖中箭頭所指處)。

(a)OM 照片 (b)SEM照片

圖11#管線鋼OM和SEM照片

Fig.1OpticalmicroscopicandSEMimagesofPipelineSteel1

(a) OM照片 (b)SEM照片

圖22#管線鋼OM和SEM照片

Fig.2OpticalmicroscopicandSEMimagesofPipelineSteel2

試驗X65管線鋼鐵素體晶粒尺寸和珠光體含量如表2所示。從表2中可看出， 2#樣品中鐵素體晶粒平均尺寸較1#樣品尺寸明顯減小，珠光體含量降低。表明Ti含量增加后，X65管線鋼中鐵素體晶粒尺寸細化，珠光體含量降低，珠光體形態(tài)退化。

表2試驗X65管線鋼鐵素體尺寸和珠光體含量

Table2GrainsizeofferriteandcontentofpearlitefortheX65pipelinesteels

樣品號鐵素體尺寸/μm珠光體率/%118.55.92213.24.63

2.2 第二相粒子

試驗X65管線鋼析出物形貌和成分如圖3所示。從圖3中可看出，兩組樣品的析出物種類基本相同，均為Ti和Nb的碳氮化物，析出物數(shù)量較多，俱均勻分布于基體上；較大尺寸的析出物含Ti較多，較小尺寸的析出物含Nb較多。對兩組樣品的析出物數(shù)量和尺寸分布進行統(tǒng)計，結(jié)果如圖4所示。從圖4中可看出，2#樣品析出物數(shù)量明顯多于1#樣品析出物數(shù)量；兩組樣品的析出物尺寸均較大，以120～270 nm粒徑分布居多，其中180～210 nm粒徑的析出物含量最高，所占比例超過15%。

(a)1#樣品 (b)2#樣品

圖3試驗X65管線鋼析出物形貌和成分

Fig.3MorphologyandcompositionoftheprecipitatesfortheX65pipelinesteels

(b)析出物尺寸分布圖4 試驗X65鋼析出物數(shù)量和尺寸分布

Fig.4AmountandsizedistributionoftheprecipitatesfortheX65pipelinesteels

2.3 拉伸和沖擊性能

試驗X65管線鋼室溫拉伸性能如表3所示。從表3中可看出， 2#樣品抗拉強度、屈服強度和屈強比均較1#樣品有所增大，延伸率有所降低。試驗X65管線鋼0 ℃時CVN沖擊功如表4所示(括號內(nèi)數(shù)值為厚度為7.5 mm非標準試樣實測沖擊功，括號外為轉(zhuǎn)換成標準試樣后的沖擊功)。從表4中可見， 2#樣品較1#樣品0 ℃時CVN沖擊功平均值顯著增大，且由脆性斷口轉(zhuǎn)變?yōu)轫g性斷口。2#樣品拉伸與沖擊性能均滿足API Spec 5L—2007標準中X65級別管線鋼性能要求(抗拉強度不小于531 MPa,屈服強度不小于448 MPa,0 ℃時沖擊功在40～95 J以上)。

表3試驗X65管線鋼室溫拉伸性能

Table3TensilepropertiesatambienttemperatureoftheX65pipelinesteels

樣品號Rm/MPaRp0.2/MPaA/%Rp0.2/Rm152939426.00.74257545123.70.78

表4試驗X65管線鋼0℃時CVN沖擊功

Table4CVNimpactenergyat0℃oftheX65pipelinesteels

樣品號CVN沖擊功/J平均值/J127(20)13(10)13(10)18(13)2197(148)173(130)209(157)193(145)

3 分析與討論

3.1 Ti含量對X65管線鋼顯微組織的影響

在奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過程中，多邊形鐵素體首先在晶界處形核，鐵素體長大過程中逐漸向剩余的奧氏體中排C，使得鐵素體之間形成局部富C的殘余奧氏體，在較慢冷速下，富C奧氏體最終分解為珠光體。珠光體的轉(zhuǎn)變是先共析鐵素體或滲碳體在晶界處形核后向晶內(nèi)長大，最終形成片層狀。試驗鋼中珠光體形態(tài)退化的主要原因是，強碳化物元素Ti降低奧氏體的穩(wěn)定性，使得富C過冷奧氏體在發(fā)生相轉(zhuǎn)變時滲碳體能夠在奧氏體位錯或點缺陷處領(lǐng)先形核，并向不同方向長大，從而形成退化珠光體[5]。珠光體轉(zhuǎn)變示意圖如圖5所示。可以認為，退化珠光體是片層狀珠光體和粒狀珠光體的中間形態(tài)，其力學性能介于兩者之間，強度、硬度比層狀珠光體低，塑性、韌性優(yōu)于層狀珠光體。2#樣品較1#樣品珠光體退化嚴重，珠光體中的滲碳體不再呈現(xiàn)規(guī)則的層狀排列，部分滲碳體片層彎曲、斷裂，呈短棒狀或粒狀存在，因而增大了滲碳體與鐵素體位錯密度，使材料沖擊韌性增強[6]。使用JMatPro軟件對兩組不同Ti含量的X65管線鋼顯微組織中第二相析出狀況進行模擬，結(jié)果如圖6所示。從圖6中可看出，兩組樣品的碳化物開始析出溫度相近，滲碳體析出溫度均在700 ℃左右；由于Nb、Ti與C的結(jié)合能力高于Fe與C的結(jié)合能力，所以樣品中的C首先與Nb、Ti結(jié)合生成NbC或TiC，又因為2#樣品中Ti含量是1#樣品的兩倍，所以2#樣品中碳化物含量大于1#樣品，滲碳體含量小于1#樣品，這與表2結(jié)果相吻合。

(a)片層狀珠光體轉(zhuǎn)變

(b)退化珠光體轉(zhuǎn)變圖5 珠光體轉(zhuǎn)變示意圖[6]Fig.5 Schematic illustration for pearlite transformation

(a)1#樣品

(b)2#樣品圖6 試驗X65鋼第二相析出狀況模擬

Fig.6SimulationoftheprecipitationofsecondaryphasesfortheX65pipelinesteels

TiC與NbC析出溫度相近，但是Ti與C的結(jié)合能力更強，所以在熱軋冷卻過程中，TiC首先析出，而由于Ti元素含量較高，導致兩組樣品中的碳化物粒子均發(fā)生了一定程度的粗化，Ti使得NbC在較低溫度下析出，所以在較小尺寸析出物粒子中Nb含量較多。碳化物在基體的溶解度隨溫度降低而減小，熱軋過程溫度冷卻至一定程度，碳化物溶解量過飽和時便會在晶界或晶內(nèi)析出。2#樣品中Ti含量遠高于1#樣品，所以冷卻過程中碳化物在更多位置上析出，其結(jié)果是2#樣品中的析出物數(shù)量遠高于1#樣品。

3.2 Ti含量對X65管線鋼力學性能的影響

固溶狀態(tài)下，微量Ti的固溶強化作用很強，Ti在鋼中的固溶度非常低，試驗鋼中Ti大部分以TiC形式析出。根據(jù)TiC在奧氏體中的固溶度積公式[7]，可算出1#樣品中TiC開始析出的溫度在1100 ℃左右，2#樣品析出溫度高于1150 ℃。管線鋼在900～ 1150 ℃的軋制過程中，其組織中部分未溶的碳化物能夠釘扎奧氏體晶界，阻礙奧氏體晶粒長大。由于2#樣品較1#樣品碳化物溶解溫度高、碳化物數(shù)量多，因此2#樣品晶粒細化效果更好，其奧氏體分解產(chǎn)物——多邊形鐵素體尺寸更細小。2#樣品中的大量析出物使其晶界強化和沉淀強化效果高于1#樣品，所以2#樣品的屈服強度和抗拉強度均高于1#樣品。

通常情況是材料中珠光體含量越高，韌性越低[8-9]。當2#樣品中加入較多的Ti時，一方面吸收更多的C，使得珠光體含量下降的同時提高了材料韌性；另一方面，形成了更多的析出物釘扎奧氏體晶界，使組織細化，晶界增多，阻礙了裂紋擴展[8]，提高了材料韌性。所以Ti含量為0.11%的2#樣品0 ℃時CVN沖擊功大于1#樣品。

4 結(jié)論

(1)Ti含量在0.05%～0.11%時，X65管線鋼組織為多邊形鐵素體+少量珠光體。隨Ti含量增大，鐵素體晶粒尺寸減小，珠光體形態(tài)退化、含量降低。析出物主要尺寸為120 ～270 nm，析出物數(shù)量隨Ti含量增大而增多。

(2)Ti含量在0.05%～0.11%時，X65管線鋼強度和沖擊韌性隨Ti含量增大而提高，Ti含量為0.11%時，材料拉伸和沖擊性能滿足API Spec 5L—2007標準中X65級別管線鋼要求。

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