低碳微合金管線鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變

李紅英，林武，賓杰，魏冬冬，曾翠婷

(中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長(zhǎng)沙，410083)

管線運(yùn)輸是石油、天然氣的最佳運(yùn)輸方式。隨著油氣市場(chǎng)的不斷擴(kuò)大和油氣運(yùn)輸路線的加長(zhǎng)，必須通過提高管道的輸送壓力和增加管徑來提高管線的運(yùn)輸能力，高壓、大輸量和大管徑輸送已成為管線建設(shè)的發(fā)展趨勢(shì)[1-3]。管道周邊環(huán)境和輸送介質(zhì)的日趨復(fù)雜致使油氣輸送管道的服役條件日益惡化，要長(zhǎng)期承受高壓、強(qiáng)腐蝕作用及大的溫差變化，有時(shí)還要承受地震和凍土地帶的大變形，對(duì)管線鋼的質(zhì)量和性能要求越來越高，除了高強(qiáng)韌要求外，還要求較高的耐腐蝕性能、一定的長(zhǎng)程止裂性能、較好的耐熱性和一定的低溫韌性[4-6]。形變熱處理是改善鋼材組織性能的有效手段，能在提高管線鋼強(qiáng)度、韌性的基礎(chǔ)上，提高耐腐蝕性能、低溫韌性和止裂韌性。第2代微合金管線鋼是在20世紀(jì)70年代發(fā)展起來的，現(xiàn)在仍是油氣輸送管線工程的主流鋼種，強(qiáng)度級(jí)別范圍可覆蓋X60～X90，其主要化學(xué)成分為C，Mn，Nb和Mo。加入Nb，V和Ti等微合金元素對(duì)鋼進(jìn)行控軋控冷，是有效改善鋼材組織性能的主要途徑之一[7-8]。利用連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT圖)指導(dǎo)生產(chǎn)實(shí)際，從而有效利用控軋控冷工藝改善鋼材組織，對(duì)最大限度地提高材料性能具有重要意義[9-10]。為此，本文作者研究低碳微合金管線鋼的相變規(guī)律，測(cè)定其連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT圖)，并觀測(cè)不同冷卻速度下轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的顯微組織和硬度，分析冷卻速度對(duì)鋼材組織和硬度的影響，以便為生產(chǎn)實(shí)際制定控軋控冷工藝提供理論基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料取自工廠生產(chǎn)的X80管線鋼板，表1所示為檢測(cè)的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))。

表1 X80鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of X80 steel %

采用膨脹法并結(jié)合金相-硬度法[11]以及差熱分析法(DSC)，測(cè)試內(nèi)容包括臨界溫度 tAc1和 tAc3(或 tAr1和)以及 tAc1～ tMs之間的過冷奧氏體在不同冷卻速度下連續(xù)冷卻時(shí)的轉(zhuǎn)變過程[12]。切割鋼板取樣，加工成直徑×高為6 mm×10 mm的試樣，在Gleeble-1500熱模擬機(jī)上測(cè)定試樣連續(xù)冷卻時(shí)的膨脹曲線。圖1所示為測(cè)定連續(xù)冷卻膨脹曲線的工藝示意圖。為使加熱溫度接近實(shí)際生產(chǎn)的開軋溫度和保證微合金元素的充分溶解，將奧氏體化溫度定為1 050 ℃，在2 min內(nèi)將試樣加熱至奧氏體化溫度，保溫10 min，分別以10種不同的冷卻速度(0.5～45.0 /s℃)冷卻試樣，獲取其膨脹曲線，再由膨脹曲線確定相變溫度。以2.0 /min℃的速度將試樣升溫到1 000 ℃，獲得升溫DSC曲線，確定其臨界溫度c1At 和c3At 。

當(dāng)轉(zhuǎn)變量較少時(shí)，膨脹曲線上的相變點(diǎn)不明顯，致使測(cè)量的準(zhǔn)確度受到影響，因此，要結(jié)合金相組織分析和硬度(維氏)測(cè)試來確定相變點(diǎn)。金相法可以直接對(duì)組織進(jìn)行觀察，但需要較多的試樣，工作量也較大，如果轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的金相組織形態(tài)如下貝氏體和馬氏體不易鑒別出來，就需要輔以硬度法，用硬度測(cè)試結(jié)果來確定轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。金相樣品用常規(guī)的機(jī)械研磨及拋光方法制備，采用4%硝酸酒精浸蝕，利用Polyvar-Met金相顯微鏡觀察金相組織和測(cè)量顯微硬度(HV2)。

圖1 測(cè)定連續(xù)冷卻膨脹曲線的工藝示意圖Fig.1 Determination-process of dilatometric curves for continuous cooling transformation

2 結(jié)果與分析

2.1 差熱分析實(shí)驗(yàn)結(jié)果

金屬材料在升溫或降溫過程中發(fā)生的物理和化學(xué)變化常伴有潛熱的吸收或釋放，在熱量隨時(shí)間變化的曲線上會(huì)出現(xiàn)吸熱峰或放熱峰，因此，用差熱掃描(DSC)方法可以確定物相轉(zhuǎn)變點(diǎn)。圖 2所示為實(shí)驗(yàn)鋼的升溫DSC曲線，采用峰值綜合分析法可以得出該鋼臨界溫度為c1At ＝769 ℃，c3At ＝866 ℃。

圖2 實(shí)驗(yàn)鋼的DSC曲線Fig.2 DSC curve of experimental steel

2.2 連續(xù)冷卻膨脹曲線

當(dāng)鋼發(fā)生固態(tài)相變時(shí)，由于新、舊兩相結(jié)構(gòu)和比熱容不同，材料的體積將發(fā)生不連續(xù)變化，因而，熱膨脹曲線在相變發(fā)生的溫度處形成拐點(diǎn)，據(jù)此可以確定相變點(diǎn)。從膨脹曲線上確定不同冷卻速度的相變溫度，通常采用極值法、切線法和平均法等方法[11]。

圖3所示為實(shí)驗(yàn)鋼過冷奧氏體以0.5 /s℃冷卻時(shí)的膨脹曲線。箭頭標(biāo)出了曲線有效的拐點(diǎn)位置，確定了鋼在冷卻過程中的相變點(diǎn)分別為 689，630和 558℃，依此類推，可由不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的膨脹曲線確定相變點(diǎn)，表2所示為不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的相變點(diǎn)。

圖3 實(shí)驗(yàn)鋼過冷奧氏體以0.5 /s℃冷卻時(shí)的膨脹曲線Fig.3 Dilatometric curve of supercooled austenite at cooling rate of 0.5 /s℃

2.3 CCT圖的繪制及分析

圖4 所示為以不同速度冷卻得到的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的顯微組織；表3所示為以不同速度冷卻到室溫試樣的維氏硬度HV2；表4所示為實(shí)驗(yàn)鋼以不同速度連續(xù)冷卻時(shí)發(fā)生的相變和相變溫度，相變溫度是根據(jù)不同冷卻速度膨脹曲線上的拐點(diǎn)并結(jié)合金相組織確定的，以不同速度冷卻得到的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要有珠光體(P)、多邊形鐵素體(PF)、準(zhǔn)多邊形鐵素體(QF)、針狀鐵素體(AF)、粒狀貝氏體(GB) 和下貝氏體(LB)。將表4所示的相變點(diǎn)繪制到溫度-時(shí)間半對(duì)數(shù)坐標(biāo)上，用連線法將各物理意義相同的點(diǎn)連接起來，同時(shí)標(biāo)出c1At 和c3At ，繪出如圖5所示的CCT圖。

由圖4和圖5可以看出：過冷奧氏體以不同速度連續(xù)冷卻會(huì)得到不同的轉(zhuǎn)變組織，當(dāng)冷卻速度為0.5～1.0 /s℃時(shí)(圖4(a)和(b))，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要為多邊形鐵素體(PF)和珠光體(P)，多邊形鐵素體具有規(guī)則的晶粒外形，珠光體分布在多邊形鐵素體的晶界；當(dāng)冷卻速度提高到2.5 /s℃時(shí)(圖4(c))，珠光體已經(jīng)消失，鐵素體的形狀發(fā)生變化，其晶界變得不規(guī)則、不連續(xù)、凹凸不平，為準(zhǔn)多邊形鐵素體(QF)[13]，同時(shí)出現(xiàn)了任意分布在多邊形鐵素體及周圍的粒狀貝氏體(GB)；當(dāng)冷卻速度由5.0 /s℃增至20.0 /s℃，基體中的晶界更加模糊，有針狀鐵素體析出，粒狀貝氏體的體積分?jǐn)?shù)也越來越大，表現(xiàn)為針狀鐵素體和粒狀貝氏體的混合組織。在更高的冷卻速度下(25.0～30.0 /s)℃(圖4(h)和(i))，基體中分布的粒狀貝氏體逐漸減少，同時(shí)出現(xiàn)了少量的下貝氏體；當(dāng)冷卻速度達(dá)到45.0 /s℃時(shí)，粒狀貝氏體基本消失，主要轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為具有明顯原奧氏體晶界的下貝氏體。

表2 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的相變溫度Table 2 Transformation temperatures at different cooling rates

表3 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的維氏硬度(HV2)Table 3 HV2 of experimental steel at different cooling rates

圖4 實(shí)驗(yàn)鋼連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變后的顯微組織Fig.4 Microstructures of experimental steel after continuous cooling transformation

表4 不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的相變和相變溫度Table 4 Phase change and transformation temperature at different cooling rates

圖5 X80鋼的CCT圖Fig.5 Continuous cooling transformation curves of experimental X80 steel

2.4 與Q345鋼CCT圖的比較

圖6 所示為Q345鋼的CCT圖[14]。可以看出：當(dāng)Q345鋼奧氏體以不同速度連續(xù)冷卻時(shí)，有先共析鐵素體的析出(A→F)和珠光體轉(zhuǎn)變(A→P)、貝氏體轉(zhuǎn)變(A→B)以及馬氏體轉(zhuǎn)變(A→M)；當(dāng)冷卻速度很小(小于0.5 /s)℃時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體和珠光體(F+P)；當(dāng)冷卻速度為0.5 /s℃時(shí)，開始出現(xiàn)貝氏體(B)；當(dāng)冷卻速度為0.5～10.0 /s℃時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體、珠光體和貝氏體(F+P+B)；當(dāng)冷卻速度為15.0 /s℃時(shí)，珠光體基本消失，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為鐵素體和貝氏體(F+B)；當(dāng)冷卻速度大于20.0 /s℃時(shí)，有馬氏體轉(zhuǎn)變發(fā)生，直接水冷(速度約400.0 /s)℃時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要為馬氏體和少量游離鐵素體。

圖6 Q345鋼的CCT圖Fig.6 Continuous cooling transformation curves of Q345 steel

根據(jù)相應(yīng)的組織分析，Q345鋼幾乎在每種冷卻速度下都有鐵素體析出，只是鐵素體形態(tài)隨冷卻速度變化而變化。當(dāng)冷卻速度較慢時(shí)，其形態(tài)以塊狀為主，隨著冷卻速度的增大，鐵素體組織細(xì)化并且出現(xiàn)針狀形態(tài)，當(dāng)冷卻速度非常大(60.0 ℃/s和75.0 ℃/s)時(shí)，有游離鐵素體存在。珠光體轉(zhuǎn)變大約在冷卻速度低于15.0 ℃/s時(shí)發(fā)生，隨著冷卻速度的增加，較粗形態(tài)珠光體過渡為較細(xì)的索氏體和屈氏體，數(shù)量逐漸減少。貝氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速度范圍非常寬，在冷卻速度為0.5時(shí)，就出現(xiàn)少量貝氏體，其形態(tài)似針狀鐵素體，冷卻速度加大，其針狀組織變細(xì)?？焖倮鋮s對(duì)應(yīng)的顯微組織以馬氏體為主，也有少量貝氏體存在。當(dāng)冷卻速度大于20.0 ℃/s時(shí)，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，主要轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為板條狀馬氏體。

Q345鋼是我國(guó)產(chǎn)量最大、應(yīng)用最廣的低碳微合金鋼，早期也用作管線鋼。對(duì)比X80實(shí)驗(yàn)鋼和Q345鋼的化學(xué)成分可知：X80鋼的C含量比Q345的碳含量低，P和S含量也更低，此外，X80實(shí)驗(yàn)鋼以Mn-Nb低碳微合金鋼為基礎(chǔ)，加入了0.21% Mo。添加微合金元素Mo起到抑制鐵素體和珠光體相變作用，形成非等軸狀顯微組織。圖7所示為實(shí)驗(yàn)鋼的透射電鏡像。可見：獲得的是一種類貝氏體組織，在透射電鏡下呈板條或針片狀。Coldren和Smith提出的針狀鐵素體的特征為不規(guī)則非等軸狀、晶粒界限模糊、沒有完整的連續(xù)晶界、粒度不一致[15-16]。對(duì)于低碳微合金管線鋼，將連續(xù)冷卻過程中形成的準(zhǔn)多邊形鐵素體、無明顯原奧氏體晶界的貝氏體鐵素體、粒狀貝氏體及M/A組元?dú)w類到工程用管線鋼針狀鐵素體(AF)組織的范疇。

圖7 實(shí)驗(yàn)鋼微觀結(jié)構(gòu)的TEM像Fig.7 TEM image of Microstructure of experimental steel

針狀鐵素體的形成溫度略高于上貝氏體的形成溫度，以擴(kuò)散和切變的混合機(jī)制實(shí)現(xiàn)相變，因而在非等軸鐵素體基體中具有高的亞結(jié)構(gòu)和位錯(cuò)密度。典型的針狀鐵素體是以1～5 μm的準(zhǔn)多邊形鐵素體與針狀片條或板條結(jié)構(gòu)為基礎(chǔ)的上貝氏體的混合組織，原奧氏體晶界沒有保存。對(duì)于X80實(shí)驗(yàn)鋼，當(dāng)冷卻速度為5.0時(shí)，開始出現(xiàn)大量粒狀貝氏體；當(dāng)冷卻速度為20.0時(shí)，組織以粒狀貝氏體和針狀鐵素體為主。因此，實(shí)驗(yàn)鋼在5.0～20.0 ℃/s的冷速范圍內(nèi)均能獲得大量針狀鐵素體組織，細(xì)小彌散的針狀鐵素體使實(shí)驗(yàn)用鋼具有較大的強(qiáng)度和韌性匹配，這正是管線鋼生產(chǎn)中所期望達(dá)到的目標(biāo)。

3 結(jié)論

(1) 利用差熱分析法、膨脹法結(jié)合金相-硬度法，測(cè)得1種低碳微合金管線鋼的CCT圖。CCT圖表明：隨著冷卻速度增加，相轉(zhuǎn)變溫度下降，且下降幅度較大。

(2) 根據(jù)CCT圖和不同冷卻速度對(duì)應(yīng)的顯微組織可知：當(dāng)冷卻速度為 0.5～1.0 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為多邊形鐵素體和少量珠光體；當(dāng)冷卻速度為2.5 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為準(zhǔn)多邊形鐵素體和少量粒狀貝氏體；在5.0～20.0 ℃/s的冷速范圍內(nèi)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要為針狀鐵素體和粒狀貝氏體，且粒狀貝氏體的數(shù)量隨冷速的增加逐漸增多；當(dāng)冷卻速度大于25.0 ℃/s時(shí)，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物中開始出現(xiàn)少量下貝氏體；當(dāng)冷卻速度大于45.0 ℃/s時(shí)，主要轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為有明顯原奧氏體晶界的下貝氏體。

(3) 添加0.21%Mo起到抑制鐵素體和珠光體相變作用，促進(jìn)針狀鐵素體組織形成，實(shí)驗(yàn)鋼在 5.0～20.0的較寬冷卻速度范圍內(nèi)連續(xù)冷卻都能得到需要的針狀鐵素體組織，說明采用低碳Mn-Nb-Mo微合金管線鋼容易得到管線鋼工程需要的組織。在實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)中，采用較大冷卻速度，可使奧氏體組織能夠充分轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體組織。

[1] LI He-lin, JI Ling-kang, XIE Li-hua. Current situation analysis of oil steel pipe in China[J]. Journal of Hebei University of Science and Technology, 2006, 27(1): 1-5.

[2] 劉智慧. 國(guó)內(nèi)外原油管道技術(shù)發(fā)展綜述[J]. 石油規(guī)劃設(shè)計(jì),2006, 17(3): 42-44.LIU Zhi-hui. Development status of technologies for oil transmission pipeline at home and abroad[J]. Petroleum Planning and Engineering, 2006, 17(3): 42-44.

[3] 馮耀榮, 李鶴林. 管道鋼及管道鋼管的研究進(jìn)展與發(fā)展方向[J]. 石油規(guī)劃設(shè)計(jì), 2005, 16(5): 1-7.FENG Yao-rong, LI He-lin. Trend of research on pipeline steel and tube[J]. Petroleum Planning and Engineering, 2005, 16(5):1-7.

[4] XIAO Fu-ren, LIAO Bo, SHAN Yi-yin, et al. Challenge of mechanical properties of an acicular ferrite pipeline steel[J].Materials Science and Engineering A, 2006, 431: 126-136.

[5] Tabkhi F, Pibouleau L, Azzaro-Pantel C, et al. Microstructure and high strength-toughness combination of a new 700 MPa Nb-microalloyed pipeline steel[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 478(1/2): 26-37.

[6] 竹內(nèi)泉, 牧野寬之. 高壓輸氣管線用高強(qiáng)度級(jí)管線鋼管[J].焊管, 2007, 30(6): 19-23.Takeuchi I, Makino H. High strength pipeline steel pipe used for high pressure gas transmission[J]. Welded Pipe, 2007, 30(6):19-23.

[7] ZHAO Ming-chun, YANG Ke, XIAO Fu-ren, et al. Continuous cooling transformation of undeformed and deformed low carbon pipeline steels[J]. Materials Science and Engineering A, 2003,355: 126-136.

[8] XUE Xiao-huai, SHAN Yi-yin, ZHENG Lei, et al.Microstructural characteristic of low carbon microalloyed steels produced by thermo-mechanical controlled process[J]. Materials Science and Engineering A, 2006, 438/440: 285-287.

[9] FAN Yue-hua, FAN Xin-min, WEI Wei, et al. Study on continuous cooling transformation of high strength pipeline steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2008,29(3): 62-65.

[10] 劉守顯, 羅海文, 王瑞珍, 等. 低碳微合金管線鋼的連續(xù)冷卻相變及組織研究[J]. 中國(guó)冶金, 2007, 17(8): 36-39.LIU Shou-xian, LUO Hai-wen, WANG Rui-zhen, et al. Study on microstructures and continuous cooling transformation behavior of low-carbon microalloyed pipeline steel[J]. China Metallurgy,2007, 17(8): 36-39.

[11] 崔忠圻. 金屬學(xué)與熱處理[M]. 北京: 機(jī)械工業(yè)出版社, 2001:172-190.CUI Zhong-qi. Metallurgy and heat treatment[M]. Beijing:China Machine Press, 2001: 172-190.

[12] YB/T 5129—93, 鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖的測(cè)定方法(膨脹法)[S].YB/T 5129—93, Mesuring method of curves of continuous cooling transformation[S].

[13] 李鶴林. 高強(qiáng)度微合金管線鋼顯微組織分析與鑒別圖譜[M].北京: 石油工業(yè)出版社, 2001: 102-123.LI He-lin. Fingerprint of microstructure analysis and identify of high strength pipelines[M]. Beijing: Petroleum Industry Press,2001: 102-123.

[14] 林武, 張希旺, 趙延闊, 等. Q345鋼奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線(CCT圖)[J]. 材料科學(xué)與工藝, 2009, 17(2): 247-250.LIN Wu, ZHANG Xi-wang, ZHAO Yan-kuo, et al. Continuous cooling transformation curve of undercooling austenite about Q345[J]. Materials Science and Technology, 2009, 17(2):247-250.

[15] LIAO Bo, XIAO Fu-ren. Research on microstructure and strength-toughening mechanism of acicular ferrite pipeline steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2009,30(2): 57-62.

[16] Kima Y M, Lee H, Kimb N J. Transformation behavior and microstructural characteristics of acicular ferrite in linepipe steels[J]. Materials Science and Engineering A, 2008, 478(1/2):361-370.