Ti含量對(duì)X65管線(xiàn)鋼組織與力學(xué)性能的影響

王中學(xué)，王 博，杜 益，吳開(kāi)明

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

新型管線(xiàn)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(diǎn)[1]。目前實(shí)驗(yàn)室已開(kāi)發(fā)出X120級(jí)別的管線(xiàn)鋼[2-3]， 國(guó)內(nèi)實(shí)際應(yīng)用的管線(xiàn)鋼多為X70、X80級(jí)別[4]，其中耐酸性管線(xiàn)鋼多停留在X65級(jí)別。為了滿(mǎn)足管線(xiàn)鋼較高強(qiáng)韌性的要求，業(yè)界大多采用的是低碳微合金化成分設(shè)計(jì)，而有關(guān)Ti微合金化成分設(shè)計(jì)方面的研究較少。

本文采用Nb-Ti復(fù)合微合金化、低碳低合金成分設(shè)計(jì)方案，研究Ti含量對(duì)X65級(jí)別管線(xiàn)鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響，以期對(duì)新型Ti微合金化耐酸性管線(xiàn)鋼的開(kāi)發(fā)提供理論依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

采用Nb-Ti復(fù)合微合金化、低碳低合金的成分設(shè)計(jì)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(yàn)X65管線(xiàn)鋼化學(xué)成分如表1所示。

表1 試驗(yàn)X65管線(xiàn)鋼化學(xué)成分(wB/%)Table 1 Chemical compositions of X65 pipeline steels

采用實(shí)驗(yàn)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(xiàn)切割機(jī)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(xué)顯微鏡(OM)和掃描電鏡(SEM)下觀察試樣顯微組織。測(cè)量?jī)山M樣品中鐵素體平均晶粒尺寸，用網(wǎng)格法統(tǒng)計(jì)各自的珠光體組織含量。采用碳復(fù)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(yàn)方法》測(cè)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(yàn)方法》測(cè)試樣品0 ℃下CVN沖擊功。

2 實(shí)驗(yàn)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?？梢钥闯?，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(yán)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(xì)化作用(圖中箭頭所指處)。

(a)OM 照片 (b)SEM照片

圖11#管線(xiàn)鋼OM和SEM照片

Fig.1OpticalmicroscopicandSEMimagesofPipelineSteel1

(a) OM照片 (b)SEM照片

圖22#管線(xiàn)鋼OM和SEM照片

Fig.2OpticalmicroscopicandSEMimagesofPipelineSteel2

試驗(yàn)X65管線(xiàn)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(xiàn)鋼中鐵素體晶粒尺寸細(xì)化，珠光體含量降低，珠光體形態(tài)退化。

表2試驗(yàn)X65管線(xiàn)鋼鐵素體尺寸和珠光體含量

Table2GrainsizeofferriteandcontentofpearlitefortheX65pipelinesteels

樣品號(hào)鐵素體尺寸/μm珠光體率/%118.55.92213.24.63

2.2 第二相粒子

試驗(yàn)X65管線(xiàn)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(lèi)基本相同，均為T(mén)i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(duì)兩組樣品的析出物數(shù)量和尺寸分布進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，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(guò)15%。

(a)1#樣品 (b)2#樣品

圖3試驗(yàn)X65管線(xiàn)鋼析出物形貌和成分

Fig.3MorphologyandcompositionoftheprecipitatesfortheX65pipelinesteels

(b)析出物尺寸分布圖4 試驗(yàn)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(yàn)X65管線(xiàn)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(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比均較1#樣品有所增大，延伸率有所降低。試驗(yàn)X65管線(xiàn)鋼0 ℃時(shí)CVN沖擊功如表4所示(括號(hào)內(nèi)數(shù)值為厚度為7.5 mm非標(biāo)準(zhǔn)試樣實(shí)測(cè)沖擊功，括號(hào)外為轉(zhuǎn)換成標(biāo)準(zhǔn)試樣后的沖擊功)。從表4中可見(jiàn)， 2#樣品較1#樣品0 ℃時(shí)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(mǎn)足API Spec 5L—2007標(biāo)準(zhǔn)中X65級(jí)別管線(xiàn)鋼性能要求(抗拉強(qiáng)度不小于531 MPa,屈服強(qiáng)度不小于448 MPa,0 ℃時(shí)沖擊功在40～95 J以上)。

表3試驗(yàn)X65管線(xiàn)鋼室溫拉伸性能

Table3TensilepropertiesatambienttemperatureoftheX65pipelinesteels

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

表4試驗(yàn)X65管線(xiàn)鋼0℃時(shí)CVN沖擊功

Table4CVNimpactenergyat0℃oftheX65pipelinesteels

樣品號(hào)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(duì)X65管線(xiàn)鋼顯微組織的影響

在奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變過(guò)程中，多邊形鐵素體首先在晶界處形核，鐵素體長(zhǎng)大過(guò)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(zhǎng)大，最終形成片層狀。試驗(yàn)鋼中珠光體形態(tài)退化的主要原因是，強(qiáng)碳化物元素Ti降低奧氏體的穩(wěn)定性，使得富C過(guò)冷奧氏體在發(fā)生相轉(zhuǎn)變時(shí)滲碳體能夠在奧氏體位錯(cuò)或點(diǎn)缺陷處領(lǐng)先形核，并向不同方向長(zhǎng)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?？梢哉J(rèn)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(xué)性能介于兩者之間，強(qiáng)度、硬度比層狀珠光體低，塑性、韌性?xún)?yōu)于層狀珠光體。2#樣品較1#樣品珠光體退化嚴(yán)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(cuò)密度，使材料沖擊韌性增強(qiáng)[6]。使用JMatPro軟件對(duì)兩組不同Ti含量的X65管線(xiàn)鋼顯微組織中第二相析出狀況進(jìn)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(kāi)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?yàn)?#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(yàn)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(qiáng)，所以在熱軋冷卻過(guò)程中，TiC首先析出，而由于Ti元素含量較高，導(dǎo)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(guò)程溫度冷卻至一定程度，碳化物溶解量過(guò)飽和時(shí)便會(huì)在晶界或晶內(nèi)析出。2#樣品中Ti含量遠(yuǎn)高于1#樣品，所以冷卻過(guò)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(yuǎn)高于1#樣品。

3.2 Ti含量對(duì)X65管線(xiàn)鋼力學(xué)性能的影響

固溶狀態(tài)下，微量Ti的固溶強(qiáng)化作用很強(qiáng)，Ti在鋼中的固溶度非常低，試驗(yàn)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(kāi)始析出的溫度在1100 ℃左右，2#樣品析出溫度高于1150 ℃。管線(xiàn)鋼在900～ 1150 ℃的軋制過(guò)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(zhǎng)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(xì)化效果更好，其奧氏體分解產(chǎn)物——多邊形鐵素體尺寸更細(xì)小。2#樣品中的大量析出物使其晶界強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化效果高于1#樣品，所以2#樣品的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)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(dāng)2#樣品中加入較多的Ti時(shí)，一方面吸收更多的C，使得珠光體含量下降的同時(shí)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(xì)化，晶界增多，阻礙了裂紋擴(kuò)展[8]，提高了材料韌性。所以Ti含量為0.11%的2#樣品0 ℃時(shí)CVN沖擊功大于1#樣品。

4 結(jié)論

(1)Ti含量在0.05%～0.11%時(shí)，X65管線(xiàn)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(shí)，X65管線(xiàn)鋼強(qiáng)度和沖擊韌性隨Ti含量增大而提高，Ti含量為0.11%時(shí)，材料拉伸和沖擊性能滿(mǎn)足API Spec 5L—2007標(biāo)準(zhǔn)中X65級(jí)別管線(xiàn)鋼要求。

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