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    熱軋工藝對X80 管線鋼組織及低溫韌性的影響

    2014-04-01 01:00:22王秉新連景寶劉相華王國棟
    中南大學學報(自然科學版) 2014年11期
    關(guān)鍵詞:再結(jié)晶鐵素體晶界

    王秉新,連景寶,劉相華,王國棟

    (1. 遼寧石油化工大學 機械工程學院,遼寧 撫順,113001;2. 東北大學 軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室,遼寧 沈陽,110004)

    管線運輸是長距離輸送石油、天然氣最經(jīng)濟合理的運輸方式。為提高輸送效率,降低能耗和減少投資,管線用鋼向高強度、優(yōu)良焊接性能的方向發(fā)展[1-2]。隨著高寒地帶油氣田的開發(fā),管線的服役環(huán)境更加惡劣,對輸送管線用鋼的低溫韌性也提出了更高要求。高強管線鋼在不同TMCP 條件下,組織中存在多邊形鐵素體、準多邊形鐵素體、針狀鐵素體、板條狀貝氏體以及馬氏體/奧氏體島等多種不同組織組元,構(gòu)成了一個復雜的混合組織,組元類型、各組元比例等結(jié)構(gòu)特征對管線鋼低溫韌性均具有顯著的影響[3]。目前對高強管線鋼熱軋工藝、組織結(jié)構(gòu)以及與低溫性能的關(guān)系已有一些研究[4-7],但由于高強管線鋼組織的復雜性,進一步分析上述關(guān)系,對優(yōu)化高強管線鋼熱軋工藝及組織結(jié)構(gòu)設(shè)計,提高管線鋼綜合力學性能仍具有重要意義。本文作者針對X80 高強管線鋼,通過調(diào)整控軋控冷工藝參數(shù),獲得具有不同特征的組織結(jié)構(gòu),分析組織特征對低溫性能的影響。

    1 試驗材料及方法

    實驗材料為X80 高強管線鋼,其化學成分如表1所示。采用箱式加熱爐將斷面長×寬為100 mm×100 mm 的板坯加熱到1 200 ℃保溫1 h,利用D450 試驗軋機,采用奧氏體再結(jié)晶區(qū)和非再結(jié)晶區(qū)兩階段軋制,軋制7 道次,最終鋼板厚度為12 mm,軋后立即采用水幕冷卻方式進行加速冷卻到終冷溫度,然后進行空冷到室溫。

    表1 X80 管線鋼化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical compositions of X80 steel %

    根據(jù)奧氏體再結(jié)晶區(qū)與未再結(jié)晶區(qū)壓下率分配及軋后冷速不同,采用2 種TMCP 工藝。工藝A 和B的工藝參數(shù)見表2。

    根據(jù)ASTM E23-2002a 標準[8],沿鋼板橫向切取試樣,加工成標準夏比V 型缺口沖擊試樣,沖擊試驗溫度為20~-196 ℃。用雙曲正切函數(shù)[9]對沖擊功-溫度實驗數(shù)據(jù)回歸分析,確定韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)。利用FEI Quanta 600 型掃描電鏡(SEM)觀察斷裂試樣側(cè)表面,以分析低溫下斷裂時解理斷裂裂紋擴展情況。

    在鋼板上取樣用于光學顯微鏡(OM)、透射電鏡(TEM)以及電子背散射花樣(EBSD)分析,檢驗面為軋制鋼板的橫斷面。試樣經(jīng)過磨制、拋光后,分別用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液以及LePera 試劑[10]進行腐蝕,使用Leica DMIRM 型圖像儀分析管線鋼的金相組織及奧氏體/馬氏體(M/A)組元。切割薄片試樣,經(jīng)機械減薄和電解雙噴減薄,制備薄膜樣品,使用JEM2000EX 型透射電鏡觀察管線鋼組織的精細結(jié)構(gòu),加速電壓為200 kV。使用配備EDAX-TSL 取向成像系統(tǒng)的FEI Quanta 600 型掃描電鏡對管線鋼進行EBSD 分析。采用電解拋光制備EBSD 試樣,拋光液組成(體積比)為V(高氯酸):V(酒精):V(水)=2:13:1,拋光電壓為35 V。

    2 試驗結(jié)果

    圖1 所示為2 種TMCP 工藝條件下管線鋼的金相組織。由圖1 可知:管線鋼在不同TMCP 條件下,組織均含有AF 和QF。但TMCP 工藝不同,各組織組成物相對含量不同。工藝A 條件下的管線鋼的組織基本是由尺寸較大的QF 構(gòu)成,其形貌特征為邊界呈不規(guī)則鋸齒狀或波浪狀,猶如一塊無特征的碎片。相反,工藝B 下的組織主要是由細小的AF 構(gòu)成,這些鐵素體呈獨特的不規(guī)則非等軸晶形貌。

    此外,不同TMCP 工藝下,管線鋼的組織中M/A組元尺寸、數(shù)量也存在差異。為了清楚地顯示2 種TMCP工藝中M/A組元的特征,對上述試樣重新拋光,用LePera 試劑腐蝕,其組織如圖2 所示。在用LePera試劑腐蝕的組織中,M/A 組元呈白亮色,而針狀鐵素體(AF),準多邊形鐵素體(QF)呈灰色。從圖2 可以看出:在工藝A 條件下,M/A 島尺寸較大,數(shù)量較多;而在工藝B 條件下,MA 島細小,數(shù)量較少。

    2 種TMCP 工藝下管線鋼組織TEM 結(jié)構(gòu)如圖3所示。準多邊形鐵素體與多邊形鐵素體不同,在其內(nèi)部含有較高密度的位錯,這些位錯相互纏結(jié),形成位錯墻及胞狀亞結(jié)構(gòu),如圖3(a)所示。此外,還可以看出,在準多邊形鐵素體內(nèi)部存在一個巨大的塊狀M/A島,其長度超過2 μm。從圖3(b)可知,針狀鐵素呈非平行的針片狀結(jié)構(gòu),互相交錯,而且在針狀鐵素體板條間分布著十分細小的M/A 島。

    表2 控軋控冷工藝參數(shù)Table 2 TMCP parameters for hot rolling processes

    圖1 不同TMCP 工藝管線鋼金相組織Fig.1 Optical microstructures for pipe-line steels obtained by different TMCP conditions

    圖2 不同TMCP 工藝M/A 組元特征(LePera 試劑腐蝕)Fig.2 M/A component characteristics under different TMCP conditions(etched in LePera reagent)

    圖3 不同TMCP 工藝管線鋼組織的TEM 形貌Fig.3 TEM images for pipe-line steels obtained by different TMCP conditions

    為了分析2 種TMCP 工藝管線鋼組織的晶界結(jié)構(gòu)、有效晶粒大小等組織特征,對管線鋼進行EBSD分析,其結(jié)果分別如圖4 和圖5 所示。文獻[11]指出,相鄰晶粒取向差≥15°的大角度晶界,能改變裂紋擴展方向,可有效地阻礙解理裂紋的擴展。從圖4 可知,工藝A 條件下,管線鋼組織中大角度晶界(15°)所占比例為40.9%,比工藝B 條件下的(56.2%)低。

    圖4 不同TMCP 工藝晶界取向差分布Fig.4 Distributions of grain boundary misorientation under different TMCP conditions

    文獻[11]將取向差≥15°(即起始角為15°)晶界作為決定組織有效晶粒尺寸的一個主要晶體學參數(shù)。圖5 所示為起始角為15°的EBSD 晶界取向差,表明2種TMCP 工藝條件下的管線鋼組織有效晶粒粒徑。由EBSD 分析可得工藝A、工藝B 組織的有效晶粒尺寸分別為6.32 μm 及3.28 μm,說明工藝B 條件下管線鋼有效晶粒粒徑比工藝A 的小。

    圖5 不同TMCP 工藝管線鋼晶界取向差圖Fig.5 Misorientation maps at tolerance angle of 15°under different TMCP conditions

    圖6 所示為解理裂紋擴展情況。相比于工藝A 組織,工藝B 管線鋼解理裂紋斷裂路徑更加曲折。這是因為工藝B 管線鋼具有較細小的有效晶粒尺寸,使得其擁有較多的大角度晶界,導致解理裂紋更加頻繁地改變其擴展方向。

    為減小誤差,用雙曲正切函數(shù)對沖擊功-溫度實驗數(shù)據(jù)回歸分析,建立韌脆轉(zhuǎn)變曲線。根據(jù)沖擊功-溫度曲線,按照能量法確定韌脆轉(zhuǎn)變溫度,即將高階能與低階能的平均值所對應的溫度作為韌脆轉(zhuǎn)變溫度,則2 種TMCP 工藝管線鋼的DBTT 如圖7 所示。由圖7 可見:工藝B 條件下管線鋼的DBTT 為-91.7 ℃,比工藝A 條件下的(-73.8 ℃)低,表明前者的低溫韌性較后者的更優(yōu)。

    圖6 -196 ℃時斷裂試樣斷口側(cè)表面的SEM 圖Fig.6 SEM images of side view of fracture surfaces for impact specimens fractured at-196 ℃

    3 分析與討論

    相對于工藝A,工藝B 在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)累積壓下率較大,在變形奧氏體內(nèi)形成了高密度的可作為AF 形核點的位錯及形變帶,促進了AF 相變[12]。QF又稱塊狀鐵素體(MF)[4],其轉(zhuǎn)變是由界面擴散控制的形核-長大型相變,在相變過程中,間隙原子以及置換原子在遷移界面上進行再分配,相變受界面上的短程擴散所控制[13]。工藝B 終軋后,冷卻速度較大,降低了包括碳在內(nèi)的合金元素的擴散,QF 相變受到抑制。因此,雖然2 種工藝條件下,管線鋼組織均含AF以及QF,但TMCP 工藝不同,2 種組織組成物相對含量不同,工藝A 管線鋼組織含有較多的QF,而工藝B 組織則是以AF 為主。

    圖7 管線鋼在不同TMCP 工藝條件的韌脆轉(zhuǎn)變曲線Fig.7 Ductile-brittle transition curves for pipe-line steels under different TMCP conditions

    TMCP 工藝除使管線鋼產(chǎn)生上述不同的組織特征外,對組織中M/A 組元尺寸、數(shù)量也存在著顯著的影響。在固態(tài)相變動力學中,把固態(tài)相變驅(qū)動力簡化成2 部分:一是由過冷引起的相變驅(qū)動力;二是由儲存在晶體中的形變能而形成的相變驅(qū)動力。相比于工藝A,工藝B 未再結(jié)晶區(qū)累積壓下率以及軋后加速冷速大,使得由過冷以及形變能引起的相變驅(qū)動力增大,促進了中溫相變,提高了中溫相變產(chǎn)物轉(zhuǎn)變量,導致工藝B 條件下的管線鋼組織中M/A 組元數(shù)量降低,粒徑減小。

    由于在工藝B 條件下,管線鋼具有細小的有效晶粒粒徑,使其具有良好的低溫性能。體心立方金屬材料的韌脆轉(zhuǎn)變現(xiàn)象是解理斷裂強度與屈服強度相互競爭的結(jié)果[14]。晶粒細化導致材料的屈服強度及解理斷裂強度增加,但對斷裂強度的作用程度明顯大于屈服強度[15]。因此,細化晶粒使斷裂強度顯著提高,最終導致韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低。

    在工藝B 條件下,管線鋼具有高的大角度晶界比例,這樣裂紋傳播過程中頻繁改變斷裂路徑,裂紋擴展路徑變得更加曲折,如圖6 所示。這樣不利于裂紋的傳播,在斷裂過程中可吸收更多的能量,提高材料抵抗解理斷裂能力[16]。

    在工藝A 條件下,管線鋼組織中大量的粗大M/A組元分布在鐵素體基體上(QF 及AF),由于這2 種組織屈服強度、硬度不同,受外力作用時在M-A/鐵素體界面處產(chǎn)生應力集中現(xiàn)象而容易誘發(fā)顯微裂紋,降低材料的吸收沖擊功[17-18],而工藝B 組織中由于M/A組元數(shù)量少、粒徑小,對低溫韌性惡化程度低[19]。

    因此,通過增加未再結(jié)晶區(qū)累積壓下率以及軋后加速冷卻速度,使X80 管線鋼獲得以AF 為主+少量粒徑細小的M/A 組元的混合組織,能夠提高管線鋼低溫韌性。

    4 結(jié)論

    1) 在較高的未再結(jié)晶區(qū)壓下率及較大的冷速條件下,X80 管線鋼組織以AF 作為主要組元,M/A 島數(shù)量較少,粒徑較小;相反,在低壓下率及較小冷速情況下,管線鋼組織主要是由粒徑較大的QF 構(gòu)成,M/A 島數(shù)量多,粒徑大。

    2) 以AF 為主的管線鋼由于具有細小的有效晶粒粒徑、高的大角度晶界比例以及少量細小M/A 組元第二相,表現(xiàn)出良好的低溫韌性。

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