低Mn高Nb耐酸管線鋼熱處理工藝研究

宋 欣，諶鐵強(qiáng)，張國棟，王志勇，王根磯，白學(xué)軍

（秦皇島首秦金屬材料有限公司，河北 秦皇島066326）

0 前 言

材料、能源和信息科學(xué)是現(xiàn)代文明的三大支柱。石油管線工業(yè)是連接材料和能源的橋梁，既為能源的發(fā)展提供運(yùn)輸手段，又為材料工業(yè)在能源上的應(yīng)用提供廣闊的市場。21世紀(jì)是我國石油天然氣大發(fā)展的時(shí)代，隨著我國石油天然氣工業(yè)的不斷發(fā)展，石油天然氣產(chǎn)量迅速增加，而管道輸送是長距離運(yùn)輸石油、天然氣的最經(jīng)濟(jì)、安全的手段[1-2]。在石油天然氣輸送過程中，管線腐蝕是不可避免的現(xiàn)象。

本研究設(shè)計(jì)了一種耐酸性氣體腐蝕、低C低Mn高Nb管線用鋼（1#鋼）。碳含量對材料的焊接性能有較大影響，低碳對焊接性能有利[3]。低C低Mn導(dǎo)致強(qiáng)度的損失，用高固溶的Nb，Cu，Cr和Ni等合金來補(bǔ)償，尤其是Cr可以降低中心偏析，而Cu還具有在中等pH值情況下降低氫的吸入及其滲透率的作用[4]。為與低錳鋼對比，設(shè)計(jì)了另外一種成分與之相近，錳含量略高的試驗(yàn)鋼（2#鋼）。試驗(yàn)鋼經(jīng)過回火處理后，材料強(qiáng)度大幅度提高而韌性基本不降低，可為發(fā)展新一代高強(qiáng)度級別管線鋼提供借鑒，即不需要刻意追求化學(xué)成分設(shè)計(jì)，采用TMCP工藝及原有軋制設(shè)備的改造來實(shí)現(xiàn)高級別管線鋼的生產(chǎn)，通過簡單的軋后熱處理即可實(shí)現(xiàn)此目的。

1 試驗(yàn)內(nèi)容及方法

試驗(yàn)鋼由真空感應(yīng)爐冶煉、普通澆注而成的鋼錠軋制而成，其化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分%

1#鋼、2#鋼采用相同的軋制工藝：鋼坯加熱1 220℃并保溫1.5 h后，采用兩階段控軋控冷軋制工藝，軋成10 mm規(guī)格鋼板。再結(jié)晶區(qū)始軋溫度高于1 070℃，非再結(jié)晶區(qū)始軋溫度低于930℃，終軋溫度840℃，后在800～400℃之間加速冷卻，最后空冷至室溫。

使用實(shí)驗(yàn)室電阻加熱箱式爐對該系列鋼進(jìn)行回火，回火工藝如下：當(dāng)爐溫加熱到500℃，550℃，600℃，650℃和680℃時(shí)，放入試驗(yàn)樣品，分別保溫1h；采用不同保溫溫度、相同保溫時(shí)間的回火工藝后，觀察試驗(yàn)鋼性能與組織的變化，確定最佳回火溫度。

試驗(yàn)時(shí)，按照GB/T 228—2002[5]制成準(zhǔn)3 mm×M5標(biāo)準(zhǔn)圓棒拉伸試樣，按照GB/T 18658—2006[6]加工55 mm×10 mm×5 mm半厚標(biāo)準(zhǔn)V形缺口沖擊試樣。拉伸性能及沖擊性能測試分別在WE-30萬能試驗(yàn)機(jī)及JB-30/15沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；同時(shí)，在光學(xué)顯微鏡下觀察微觀組織，用高分辨電鏡JEM-2011觀察微觀形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 回火處理對試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響

在高強(qiáng)度超低碳貝氏體鋼的生產(chǎn)過程中，適當(dāng)?shù)幕鼗鸸に嚳墒逛摰膹?qiáng)度大幅度提高，而伸長率和沖擊韌性則有不同程度的變化[7-8]。圖1為回火前后1#鋼、2#鋼屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的變化。軋后未經(jīng)回火時(shí)1#鋼、2#鋼的屈服強(qiáng)度分別為485 MPa和553 MPa，對應(yīng)的抗拉強(qiáng)度分別為615MPa和683MPa；隨著回火溫度的升高（軋態(tài)溫度500℃→550℃→600℃→650℃→680℃），1#鋼、2#鋼的力學(xué)性能均發(fā)生了明顯的變化。600℃左右回火時(shí)，兩種試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度均達(dá)到了最大值，與軋態(tài)相比，600℃左右回火處理后的1#鋼、2#鋼的屈服強(qiáng)度分別提高到591 MPa和680 MPa，相應(yīng)的抗拉強(qiáng)度增加到668 MPa和756 MPa，抗拉強(qiáng)度的增幅略小于屈服強(qiáng)度的增幅，從而使得1#鋼、2#鋼的屈強(qiáng)比在600℃左右回火后略有提高。經(jīng)過500～600℃回火后，兩種試驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均是逐漸增加的；600℃回火后達(dá)到峰值，隨著回火溫度的繼續(xù)增加，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均有不同程度的下降，此現(xiàn)象表明，600℃回火并保溫0.5 h的工藝能明顯改善兩種鋼的性能。

在成分體系接近的情況下，w（Mn）略高的2#鋼（比1#鋼高0.50%），其軋態(tài)屈服強(qiáng)度及抗拉強(qiáng)度均較1#鋼高70 MPa左右。600℃回火后，2#鋼屈服強(qiáng)度較1#鋼高89 MPa，抗拉強(qiáng)度較1#鋼高大約90MPa左右。通過以上分析可以得知，w（Mn）=0.1%可使鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度提高約10～20 MPa。

從力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果可以看出，1#鋼及2#鋼軋態(tài)強(qiáng)度分別可以達(dá)到X70及X80水平；通過600℃回火并保溫0.5 h的熱處理工藝后，分別能達(dá)到X80及X90水平，由此說明回火熱處理能明顯改善試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能?；鼗鹛幚砗髲?qiáng)度的提高是由被軋態(tài)析出物的位錯(cuò)不能回復(fù)、回火過程中又有新析出相造成的[9]。

圖1 回火溫度對試驗(yàn)鋼強(qiáng)度的影響

圖2為回火溫度對試驗(yàn)鋼伸長率的影響。從總體趨勢上看，隨回火溫度的變化，兩種試驗(yàn)鋼伸長率的變化不大，1#鋼伸長率維持在17.5%～22.5%之間，2#鋼伸長率維持在17%～20%之間，在600℃左右回火后，兩種試驗(yàn)鋼伸長率達(dá)到最小值。500～600℃回火后，伸長率逐漸下降，600℃時(shí)出現(xiàn)最小值；后隨著回火溫度的繼續(xù)增加，延伸率有不同程度的上升，但總的變化幅度不大，這表明強(qiáng)度的變化對表征材料塑性指標(biāo)的伸長率會產(chǎn)生一定的影響，即強(qiáng)度的提高可略微降低材料的伸長率。

圖2 回火溫度對試驗(yàn)鋼伸長率的影響

圖3為不同回火溫度（500℃，550℃和600℃）及軋態(tài)對試驗(yàn)鋼板在-20℃下沖擊性能的影響。由圖3可以看出，回火溫度對沖擊功的影響不大。對成分接近的1#鋼和2#鋼，1#鋼-20℃沖擊功穩(wěn)定在92～97.5 J，2#鋼沖擊功穩(wěn)定在95～112.5 J。以上現(xiàn)象表明，回火處理對試驗(yàn)鋼韌性損失不大。即1#鋼、2#鋼在強(qiáng)度大幅增加的前提下，韌性基本保持不變，達(dá)到了強(qiáng)度和韌性的良好匹配。

圖3 回火溫度對試驗(yàn)鋼沖擊韌性的影響

2.2 回火工藝對試驗(yàn)鋼組織的影響

2.2.1 回火前后組織變化

工程用針狀鐵素體組織的定義可用連續(xù)冷卻過程中形成的準(zhǔn)多邊形鐵素體、無原奧氏體晶界的貝氏體鐵素體、粒狀鐵素體及M/A組元混合組織來描述。根據(jù)鐵素體組織的分類，并結(jié)合兩種試驗(yàn)鋼軋制狀態(tài)微觀組織形貌，可以把試驗(yàn)鋼的軋態(tài)組織定義為針狀鐵素體。

圖4為1#鋼的軋態(tài)及500℃，550℃，600℃，650℃和680℃回火后的微觀組織。未經(jīng)回火時(shí)，1#鋼的軋態(tài)組織主要為針狀鐵素體組織，基體中彌散分布著M/A組元和碳化物；隨著回火溫度的升高 （由軋態(tài)溫度→500℃→550℃→600℃→650℃→680℃），鐵素體板條逐漸合并，M/A組元以及碳化物明顯分解；在經(jīng)過600℃回火后，出現(xiàn)了準(zhǔn)多邊形鐵素體；隨回火溫度的進(jìn)一步升高，準(zhǔn)多邊形鐵素體變得較為粗大，且數(shù)量也逐漸增多。

圖4 1#鋼回火前后組織形貌

在鋼的各種組織中，其穩(wěn)定性由準(zhǔn)多邊形鐵素體、粒狀貝氏體、板條貝氏體依次減弱，組織演變的終點(diǎn)應(yīng)為平衡態(tài)組織—準(zhǔn)多邊形鐵素體[10]，1#鋼的試驗(yàn)結(jié)果能較好的印證這一點(diǎn)。經(jīng)過高溫回火后，1#鋼的基本組織形態(tài)不變，仍以針狀鐵素體為主，改變的只是基體上第二相的分布，如碳化物及M/A組元的多少及尺寸等。

圖5 2#鋼回火前后組織形貌

2#鋼經(jīng)相同回火工藝后，組織的變化規(guī)律和趨勢與1#鋼相似。如圖5所示,在軋制狀態(tài)時(shí)，可以明顯看到針狀鐵素體的基本特征；隨回火溫度的升高，鐵素體板條合并，碳化物及M/A組元消失，準(zhǔn)多邊形鐵素體逐漸增多。

從力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果可以看出，在600℃左右回火后，兩種試驗(yàn)鋼達(dá)到了強(qiáng)度及韌性的最佳匹配，說明回火前后鋼的組織類型雖然基本保持不變，但性能卻有很大改善，應(yīng)歸因于回火后Nb和Ti（CN）的大量析出對位錯(cuò)的釘扎，使得鋼的強(qiáng)度大幅提高。

總之，1#鋼及2#鋼在軋制工藝及回火工藝相同的情況下，總體上看，組織以針狀鐵素體為主，說明少量的合金元素對顯微組織影響不大，顯微組織的變化與軋制工藝關(guān)系比較密切；經(jīng)過500℃,550℃,600℃,650℃和680℃回火后，與未回火的軋制狀態(tài)相比，鋼的組織類型基本保持不變，仍以針狀鐵素體為主；但在力學(xué)性能卻有很大差異。

2.2.2 回火前后組織位錯(cuò)及析出物的影響

兩階段控軋過程會有應(yīng)變誘導(dǎo)Nb，Ti（CN）析出，但由于加速冷卻且終冷溫度較低，對于高Nb微合金鋼存在較高的溶質(zhì)Nb；回火可以使微合金元素析出，多且細(xì)的回火析出物可以進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度，尤其是屈服強(qiáng)度。

從回火處理對力學(xué)性能的影響可以看出，經(jīng)過600℃回火后，試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和韌性達(dá)到較好的匹配；同時(shí)，在回火前后，試驗(yàn)鋼的顯微組織基本沒有變化，仍以針狀鐵素體組織為主；因此，僅從顯微組織上看，難以把握力學(xué)性能改善的原因。一般而言，管線用鋼屬于高強(qiáng)度低合金鋼（HSLA）范疇，故遵循HSLA鋼的一般強(qiáng)化原理，其強(qiáng)化機(jī)制主要包括沉淀析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化和相變強(qiáng)化等。

本研究兩種試驗(yàn)鋼的軋制工藝及軋后熱處理工藝相同，不同之處在于常規(guī)合金Mn略有差異，而其他微合金元素，如Nb及Ti基本相同。因此，在軋制狀態(tài)時(shí)，可以認(rèn)為多種強(qiáng)化機(jī)制共同作用；回火處理后，由于微合金元素Nb及Ti的沉淀析出，對力學(xué)性能的變化有較大的影響。為方便研究，僅選取了1#鋼的軋態(tài)及600℃回火狀態(tài)進(jìn)行簡單對比。

圖6為1#鋼軋態(tài)及600℃回火后的微觀形貌。一般情況下，通過兩階段控軋及控冷工藝后，在保留了較多加工硬化的同時(shí)，抑制了微合金元素Nb，V，Ti（CN）的析出；但回火過程使得微合金元素的析出過程重新開始，且析出物的數(shù)量增多，尺寸更加細(xì)小，增強(qiáng)了析出物對位錯(cuò)及晶界的釘扎作用，產(chǎn)生了強(qiáng)烈的沉淀強(qiáng)化效果，因此提高了鋼的強(qiáng)度[11]。如圖6所示，軋態(tài)時(shí)，在控制軋制變形過程中形成的變形位錯(cuò)，被一些細(xì)的Nb和Ti（CN）釘扎，這些變形位錯(cuò)在相變過程中被保留下來，且仍然處于被釘扎狀態(tài)。600℃回火后，與軋制狀態(tài)相比，析出物量進(jìn)一步增加，釘扎位錯(cuò)現(xiàn)象比較明顯，能說明600℃左右回火后鋼的力學(xué)性能改善的原因。

圖6 1#鋼軋態(tài)及600℃回火后微觀形貌

3 結(jié) 論

（1）通過對兩種軋制狀態(tài)下的試驗(yàn)鋼進(jìn)行500℃，550℃，600℃，650℃和680℃回火后發(fā)現(xiàn)，在600℃左右回火，可使試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度大幅提高，韌性基本沒有損失，強(qiáng)韌性達(dá)到良好匹配。

（2）回火前后試驗(yàn)鋼的微觀組織基本不變，回火前后的組織類型以針狀鐵素體為主；隨著回火溫度的升高，鐵素體板條將會逐漸合并，M/A組元和碳化物明顯分解，出現(xiàn)準(zhǔn)多邊形鐵素體。

（3）經(jīng)過600℃回火、保溫0.5 h處理后，細(xì)小析出物釘扎位錯(cuò)并阻礙位錯(cuò)的運(yùn)動，是兩種試驗(yàn)鋼力學(xué)性能改善的主要原因。

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