軋制與冷卻工藝對(duì)高強(qiáng)度管線用寬厚鋼板組織與性能的影響

張 帥 任 毅 王 爽 劉文月 高 紅

(1.海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009)

隨著世界經(jīng)濟(jì)和人類社會(huì)的發(fā)展，能源消耗不斷增加。在今后較長(zhǎng)一段時(shí)期內(nèi)，石油和天然氣的需求將不斷增長(zhǎng)，其中天然氣在能源結(jié)構(gòu)中的占比將不斷擴(kuò)大[1]。為了提高輸送效率和經(jīng)濟(jì)性，長(zhǎng)輸油氣管道不斷向高級(jí)別、大口徑、大壁厚方向發(fā)展[2-8]。同時(shí)，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(yán)格。

為了適應(yīng)油氣管道建設(shè)的需求，超寬、厚壁、高強(qiáng)度管線鋼板的研究和開發(fā)逐漸引起重視。目前，規(guī)模化設(shè)計(jì)應(yīng)用的油氣輸送管道用鋼板的最大寬度超過(guò)4 300 mm，厚度通常大于25.4 mm，鋼級(jí)達(dá)到X80級(jí)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(shí)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(xì)化是提高管線鋼強(qiáng)韌化效果、獲得理想性能的有效途徑[9]。對(duì)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(jìn)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(duì)高強(qiáng)度管線用寬厚鋼板組織和性能的影響，從而實(shí)現(xiàn)對(duì)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(qiáng)度X80級(jí)管線用鋼板為研究對(duì)象，重點(diǎn)研究了軋制和冷卻工藝對(duì)奧氏體形變、析出相、位錯(cuò)、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(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)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(xué)成分見(jiàn)表1。本文通過(guò)兩種試驗(yàn)對(duì)X80級(jí)管線用寬厚鋼進(jìn)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(yàn)坯料上加工φ6 mm的熱模擬試樣，在熱模擬試驗(yàn)機(jī)上按照設(shè)定工藝進(jìn)行模擬試驗(yàn)。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

1.2 軋制和冷卻工藝試驗(yàn)

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

表2 試驗(yàn)鋼板的軋制和冷卻工藝

1.3 軋制溫度對(duì)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(duì)鐵素體轉(zhuǎn)變的影響,設(shè)計(jì)了如圖1所示的試驗(yàn)方案，在Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行工藝模擬試驗(yàn)。具體工藝為：首先將試驗(yàn)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(duì)熱模擬后的試驗(yàn)鋼進(jìn)行拉伸、落錘試驗(yàn)和微觀組織的觀察分析。拉伸試驗(yàn)采用平行段寬度為38.1 mm的橫向矩形拉伸試樣；落錘試驗(yàn)采用全壁厚×76 mm×305 mm的橫向試樣，試驗(yàn)溫度為-20 ℃；金相試樣經(jīng)過(guò)磨制、拋光后，一部分用體積分?jǐn)?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(fù)型試樣分別進(jìn)行微區(qū)組織和析出相分析。試驗(yàn)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(xué)顯微鏡和Tecnai G220透射電鏡上進(jìn)行。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

不同軋制與冷卻工藝下試驗(yàn)鋼板的力學(xué)性能如表3所示。(1)對(duì)比1號(hào)和3號(hào)試驗(yàn)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(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度有所升高，抗拉強(qiáng)度基本不變，斷后伸長(zhǎng)率和低溫落錘性能均有較大幅度提高；(2)對(duì)比1號(hào)和2號(hào)、4號(hào)和5號(hào)試驗(yàn)鋼板的性能可以發(fā)現(xiàn)，軋后弛豫時(shí)間的增加使試驗(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度提高，抗拉強(qiáng)度降低，塑性有所提高；(3)對(duì)比3號(hào)和4號(hào)試驗(yàn)鋼板的性能可見(jiàn)，隨著終冷溫度的降低，屈服強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度明顯升高；(4)當(dāng)同時(shí)降低未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度和終冷溫度時(shí)，試驗(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度升高，低溫落錘性能有所改善，具體見(jiàn)1號(hào)和4號(hào)、2號(hào)和5號(hào)試驗(yàn)鋼板。

2.2 微觀組織

不同軋制與冷卻工藝下試驗(yàn)鋼板的微觀組織如圖2所示。可以看出，1號(hào)和2號(hào)試驗(yàn)鋼板的組織以粒狀貝氏體和針狀貝氏體為主，還有少量細(xì)小的準(zhǔn)多邊形鐵素體及貝氏體鐵素體，兩者差異不明顯，其中2號(hào)試驗(yàn)鋼板中準(zhǔn)多邊形鐵素體含量略多。由于軋制溫度較高，1號(hào)和2號(hào)試驗(yàn)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(hào)試驗(yàn)鋼板的軋后弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，但其準(zhǔn)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(hào)試驗(yàn)鋼板中準(zhǔn)多邊形鐵素體比例明顯增加。隨著終冷溫度的下降，與3號(hào)鋼板相比，4號(hào)試驗(yàn)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(zhǔn)多邊形鐵素體為主的組織；5號(hào)試驗(yàn)鋼板在4號(hào)試驗(yàn)鋼板的基礎(chǔ)上軋后弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，使組織中的準(zhǔn)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(yàn)鋼板的力學(xué)性能

圖2 不同軋制與冷卻工藝下試驗(yàn)鋼板的微觀組織

2.3 軋制溫度對(duì)鐵素體轉(zhuǎn)變的影響

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

3 分析與討論

圖3 不同終軋溫度下試驗(yàn)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(duì)奧氏體形變能、位錯(cuò)、相變形核位置、鐵素體比例等產(chǎn)生影響，進(jìn)而影響高強(qiáng)度管線用寬厚鋼板的組織和性能。未再結(jié)晶區(qū)軋制會(huì)使奧氏體因形變而拉長(zhǎng)、壓扁，試驗(yàn)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(chǔ)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(shí)，軋制溫度降低，位錯(cuò)等缺陷因回復(fù)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(jìn)奧氏體相變的發(fā)生，而且能夠提高形核率和位錯(cuò)密度，達(dá)到細(xì)晶和強(qiáng)化的效果。一旦軋制溫度低于相變溫度Ar3，鐵素體將會(huì)在晶界、位錯(cuò)等缺陷處優(yōu)先形核，且由于該過(guò)程中形成的鐵素體更多是受形變誘導(dǎo)影響而產(chǎn)生，一般晶粒細(xì)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(xì)晶和位錯(cuò)強(qiáng)化效果的增強(qiáng)，使得試驗(yàn)鋼板的屈服強(qiáng)度升高，準(zhǔn)多邊形鐵素體比例增大，塑性和韌性提高。

3.2 弛豫時(shí)間的影響

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

弛豫過(guò)程對(duì)性能最顯著影響是使屈服強(qiáng)度明顯提高，抗拉強(qiáng)度會(huì)因元素脫溶而下降，從而導(dǎo)致屈強(qiáng)比明顯升高，拉伸曲線產(chǎn)生屈服平臺(tái)，如圖6所示的2號(hào)試驗(yàn)鋼板的拉伸曲線。

弛豫溫度的降低會(huì)促進(jìn)奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變。鐵素體中位錯(cuò)密度低，滑移系多，有利于降低屈服強(qiáng)度。同時(shí)，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(kuò)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(guò)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(dá)到一定數(shù)量且形成鐵素體+貝氏體+M/A的多相組織時(shí)，則形變硬化率明顯增大，屈強(qiáng)比降低，拉伸曲線的屈服平臺(tái)也消失，如圖6所示的5號(hào)試驗(yàn)鋼板的拉伸曲線。因此，對(duì)高強(qiáng)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(tái)，降低屈強(qiáng)比，而屈強(qiáng)比的降低幅度主要取決于硬相組織的強(qiáng)度極限[11]。

圖4 試驗(yàn)鋼板中形變奧氏體形貌

圖5 試驗(yàn)鋼板中析出相形貌

圖6 試驗(yàn)鋼板的拉伸曲線

3.3 終冷溫度的影響

終冷溫度對(duì)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(shí)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(cuò)密度低、鐵素體尺寸大，其強(qiáng)度和韌性一般低于貝氏體鐵素體。終冷溫度低時(shí)更容易形成貝氏體鐵素體，由平行的細(xì)小鐵素體板條組成，板條內(nèi)位錯(cuò)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(qiáng)韌性。終冷溫度降低還會(huì)適當(dāng)增加M/A比例，有利于抗拉強(qiáng)度的提高。

終冷溫度還對(duì)Nb(CN)的析出產(chǎn)生影響。終冷溫度較高時(shí)，Nb(CN)的析出量增加，屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比升高；終冷溫度低時(shí)，Nb(CN)的析出受到抑制，更多地過(guò)飽和固溶在基體中，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用減弱，使屈服強(qiáng)度降低。另外，終冷溫度降低，組織中可動(dòng)位錯(cuò)增多，也會(huì)導(dǎo)致屈服強(qiáng)度下降。

4 結(jié)論

(1)在770～880 ℃對(duì)X80級(jí)管線用寬厚鋼板進(jìn)行未再結(jié)晶軋制時(shí)，隨著軋制溫度的降低，位錯(cuò)密度和形核位置增加，細(xì)晶和強(qiáng)化效果提高，同時(shí)，使Ar3溫度升高，促進(jìn)奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變；位錯(cuò)、細(xì)晶和相變的綜合作用導(dǎo)致屈服強(qiáng)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(jìn)形變誘導(dǎo)鐵素體在奧氏體晶界和晶內(nèi)形成，當(dāng)終軋溫度為790 ℃時(shí)，奧氏體晶界附近形成了細(xì)小連續(xù)的鐵素體，有利于力學(xué)性能的改善。

(3)弛豫時(shí)間的增加一方面會(huì)引起位錯(cuò)的回復(fù)和胞狀化，促進(jìn)間隙原子的偏聚和柯氏氣團(tuán)形成，同時(shí)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(duì)位錯(cuò)的釘扎作用明顯提高，拉伸曲線產(chǎn)生屈服平臺(tái)，使屈服強(qiáng)度升高，抗拉強(qiáng)度下降，屈強(qiáng)比顯著提高。弛豫溫度較低時(shí)，組織中準(zhǔn)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(tái)消除，從而獲得良好的力學(xué)性能。

(4)終冷溫度降低會(huì)促進(jìn)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(qiáng)度降低，抗拉強(qiáng)度升高，從而獲得更低的屈強(qiáng)比，且能夠保證良好的韌性。