熱處理對低錳高鎳管線鋼力學性能的影響

陳 康，左秀榮，李 源，趙鵬翔，王翼鵬，李金玲

（鄭州大學 物理工程學院教育部材料物理重點實驗室，河南 鄭州450052）

在現(xiàn)代管線鋼技術(shù)中，為提高運輸效率，采用化學成分、微觀組織設(shè)計及熱機械控制工藝（Thermo Mechanical Controlled Processing，TM－CP）獲得優(yōu)良的綜合性能［1］．隨著世界石油、天然氣工業(yè)的發(fā)展，長輸管線建設(shè)正朝著大直徑、大壁厚和高壓輸送的方向發(fā)展，這就要求管線鋼具有高強度和高韌性．自從20 世紀70 年代針狀鐵素體組織的高強度低合金管線鋼得到發(fā)展以后，進行了大量的微觀組織和性能方面的研究工作［2－3］．為提高長輸管道的耐酸能力，通常減少C，P，Mn的含量，這是因為低碳低錳鋼中心偏析較少，避免帶狀組織的產(chǎn)生［4］，抗氫致開裂（HIC）的性能優(yōu)異．碳、錳含量的減少所造成的強度損失可通過提高Ti，Nb，V 及Cu，Ni，Mo，Cr含量進行補償．另外，較低的錳含量及適當?shù)靥砑覶i，Nb，V 等元素，可以減少硫化錳夾雜并形成很多均勻細小的析出物［5］，有利于韌性的改善．熱處理制度是進一步改善該類鋼綜合力學性能的關(guān)鍵因素之一，對于充分發(fā)揮管線鋼的潛力具有十分重要的意義．目前管線鋼的研究多集中在TMCP工藝制備的鋼板強度、韌性、焊接性和抗腐蝕性上［6－7］，而對TMCP管線鋼熱處理的研究較少，尤其是對低錳高鎳管線鋼熱處理后組織和性能方面的研究未見報道．本文在管線鋼基礎(chǔ)上降低錳并提高鎳、鈦、銅的含量，研究了TMCP 試驗鋼及隨后不同溫度熱處理對其微觀組織和力學性能的影響，探討熱處理工藝與組織、性能間的關(guān)系，為最佳熱處理工藝技術(shù)的制定奠定基礎(chǔ)．

1 試驗材料及方法

試驗所用材料采用自鋼廠TMCP工藝軋制的16．4 mm 厚板鋼，降低了錳及提高了鈦的含量．試驗鋼的化學成分如表1 所示．TMCP 鋼經(jīng)再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶溫度區(qū)兩階段控軋，在實驗室二輥試驗軋機上軋制成厚16．4mm 的鋼板，軋后加速冷卻．

表1 試驗用鋼的化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）Tab．1 Chemical composition of tested steel （wt%）

本研究開發(fā)的鋼中C，Mn，P，S 的含量較低，以防止中心偏析和氫致裂紋的產(chǎn)生，同時提高Ti，Ni和Cu的含量以避免強度的下滑．鈦是強碳化物形成元素，提高含量可以顯著提高鋼的強度，鈦元素的存在可以起到析出強化、細晶強化和提高淬透性的作用［8］．鎳作為固溶元素起到固溶強化的作用，鎳還可以起到提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性及抑制多邊形鐵素體而促進針狀鐵素體相變的作用［9］．

根據(jù)曾其英［10］的相變點經(jīng)驗公式（1），（2）計算Ac1，Ac3．

式（1），（2）中元素符號均表示元素的質(zhì)量分數(shù)，計算出試驗鋼的Ac1，Ac3分別為687 ℃，851 ℃．

從TMCP態(tài)軋板中切割出試塊，并在電阻爐內(nèi)于650℃，700℃，750℃，800℃，850℃保溫1h 后空冷至室溫．本研究所選取的熱處理制度涵蓋了高溫回火（650 ℃）、臨界區(qū)熱處理（700 ℃，750 ℃，800℃）和正火（850℃）工藝．對熱處理后的試樣，從每個試塊的1／2厚度（心部）處線切割出沖擊試樣和拉伸試樣各2件，在萬能試驗機上測定力學性能，即屈服強度（Rp0．2）、抗拉強度和斷后伸長率．用擺錘式?jīng)_擊試驗機測定材料－40 ℃的沖擊韌度．沿鋼板厚度方向用線切割切取金相試樣和掃描電鏡試樣．對試樣進行研磨、拋光、腐蝕， 腐 蝕 劑 采 用4% 硝 酸 酒 精 溶 液， 用Olympus GX51倒置金相顯微鏡和JSM－6700F 冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進行微觀組織觀察．使用HVS－50維氏硬度計對鋼板厚度方向的硬度（HV10）進行測量，至少測量9個點的硬度并取其平均值．

2 試驗結(jié)果及討論

2．1 熱處理對TMCP鋼力學性能的影響

熱處理前后試驗鋼的力學性能變化如圖1 所示．由圖1可見，原始鋼板的屈服強度、抗拉強度分別為609 MPa和719 MPa，屈強比為0．85，伸長率為18%，－40℃的沖擊吸收能量為223J．熱處理后與TMCP 態(tài)相比較，力學性能變化較大．與TMCP鋼力學性能相比，經(jīng)650 ℃高溫回火，強度稍有提高，沖擊韌性稍有下降；經(jīng)700 ℃熱處理抗拉強度顯著升高，達到778 MPa，具有較低屈強比（0．69），表現(xiàn)出優(yōu)異的變形能力，雖然沖擊吸收能量下降較大，但－40 ℃沖擊功依然達到132J；與TMCP鋼相比，750 ℃熱處理后強度降低，沖擊功大幅度提高至302J，伸長率提高至22%，塑韌性得到很大提高；800 ℃，850 ℃試驗鋼與750 ℃熱處理相比，伸長率有所提高，其中800 ℃熱處理的伸長率更是高達29．5%，但強度大幅下降，沖擊吸收能量提高不多，性能改善并不明顯，而且實際生產(chǎn)中高于800 ℃的熱處理會增加更多成本．綜合考慮，可以選擇經(jīng)650 ℃，700 ℃，750 ℃的熱處理制度來改善管線鋼性能．

軋態(tài)鋼板的硬度為222HV10，650 ℃，700 ℃，750 ℃的硬度維持較高水平，其中700 ℃熱處理后硬度最高，為258HV10．高于700 ℃熱處理的鋼板硬度逐漸降低，這與熱處理鋼的強度變化規(guī)律相匹配．TMCP 軋制的鋼板厚度中心硬度略低于鋼板表面硬度．熱處理后鋼板厚度方向硬度變化較小，表明熱處理后鋼板厚度方向的硬度均勻性提高．經(jīng)700 ℃熱處理的鋼為典型的拱頂型應力應變曲線，呈連續(xù)屈服，且屈服后曲線上升較快，抗拉強度大幅提高，從而使鋼的屈強比明顯下降；而經(jīng)650 ℃高溫回火和750 ℃熱處理的拉伸曲線有明顯屈服點，經(jīng)800 ℃，850 ℃熱處理的鋼拉伸曲線的試驗結(jié)果也表現(xiàn)出了不連續(xù)屈服現(xiàn)象．

圖1 力學性能隨不同熱處理溫度的變化趨勢Fig．1 Trend of mechanical properties with different heat treatment temperatures

2．2 熱處理對TMCP鋼微觀組織的影響

圖2 ，圖3 分別為熱處理前后試驗鋼的金相組織照片和高倍掃描電鏡照片．可以看到熱處理前后組織中沒有明顯板條馬氏體的出現(xiàn)，大部分為散落分布的M／A 小島．由于鋼中含有較高的Ti，可以觀察到組織中析出物多且密集．

圖2（a）為TMCP 鋼的典型組織形貌，基本形態(tài)為具有軋制特征的組織結(jié)構(gòu)，TMCP 鋼的金相組織以針狀鐵素體（AF）組織為主，在鐵素體晶內(nèi)和晶界都有M／A 島呈不規(guī)則島狀較均勻地分布，其中白色為鐵素體組織，灰黑色的塊狀或顆粒狀組織為馬氏體小島及部分貝氏體，另外存在少量黑色珠光體組織．針狀鐵素體（AF）組織內(nèi)部的大量位錯纏結(jié)對鋼具有很明顯的強化作用［11］，軋制過程中形成的均勻彌散的析出相對鋼的強化也起到了重要作用，TMCP 鋼具有良好的強韌性組合．TMCP鋼的冷卻方式為層流冷卻，部分合金元素和碳以固溶方式存在．TMCP 態(tài)試樣鐵素體在表層和中心層的含量差異會比熱處理態(tài)的大，這是因為軋制過程板材表面的溫度總是低于心部的溫度，促使表面的鐵素體更多地向奧氏體轉(zhuǎn)變［12］，而熱處理態(tài)所經(jīng)歷的溫度場較均衡，所以造成熱處理后鋼板厚度硬度均勻性提高．

650 ℃回火溫度略低于Ac1，相當于高溫回火．如圖2（b），經(jīng)此熱處理后M／A 島分解并球化，貝氏體發(fā)生回復和部分再結(jié)晶，鐵素體晶粒長大，大部分轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅舞F素體（PF），但仍保持不規(guī)則形狀，以及存在少量珠光體組織．高溫回火使TMCP層流冷卻過程形成的過飽和固溶的合金元素和碳充分析出，如圖3（b），可以明顯觀察到大量的析出物，析出物均勻細小、彌散分布起到析出強化作用，通過回火過程中的大量碳化物析出強化彌補馬氏體分解造成的軟化，造成屈服強度上升，屈強比升高，以上因素綜合作用，使鋼強度、硬度略有增加，沖擊韌性略有降低．

圖2 熱處理前后鋼板的光學顯微組織Fig．2 Optic microstructure of steel before and after the heat treatment

從圖2（c）～（e）中可以看出，經(jīng)雙相區(qū)／臨界區(qū)（700～800 ℃）保溫后空冷，仍得到細小的雙相組織．這是由于針狀鐵素體組織加熱時，奧氏體形核率較大，因而轉(zhuǎn)變而成的奧氏體晶粒也較細小，進而，經(jīng)冷卻后由奧氏體轉(zhuǎn)變而成的馬氏體島也會較細小．另外，試樣加熱及冷卻過程中析出彌散細小的碳氮化物顆粒，在亞晶界或晶界起釘扎作用，使晶粒長大受阻［13］，也會使得到的組織較細小，這必將有利于鋼的力學性能的提高．由圖3可以看到，經(jīng)臨界區(qū)熱處理后組織的析出物較650 ℃熱處理明顯減少．

根據(jù)杠桿定律，隨著溫度的降低，兩相區(qū)中的鐵素體所占百分比增加，而奧氏體降低［14］，700 ℃加熱得到較多鐵素體和較少奧氏體組織，空冷時一部分奧氏體形成外延鐵素體［15－16］，奧氏體繼續(xù)富碳，冷卻到低溫時轉(zhuǎn)變成M／A 小島，所以室溫組織為鐵素體及大量的M／A 島的混合組織，組織均勻，鋼的強度及硬度達到較高值，由于奧氏體和馬氏體比容不同，馬氏體相變的體積膨脹及切變形狀變化對周圍鐵素體產(chǎn)生高應力的擠壓作用，從而使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體使鐵素體時誘發(fā)大量可移動位錯，拉伸曲線呈連續(xù)屈服并具有較低的屈強比．另外，在加熱保溫時碳向奧氏體中擴散，空冷后被限定在馬氏體之中，減小了雙相鋼中鐵素體變形時碳原子對位錯的釘扎作用，這也是使材料呈連續(xù)屈服并具有較低的屈強比的原因之一．

由圖2 可以看出，750 ℃，800 ℃熱處理晶粒大小不均，而且得到的鐵素體比700 ℃少，貝氏體組織明顯增多．貝氏體相鄰板條的取向為小角度晶界，這種組織具有高密度位錯，高密度位錯產(chǎn)生亞結(jié)構(gòu)強化，也可以觀察到小M／A 島的存在，但比700 ℃熱處理的少．這是因為隨溫度升高（750 ℃，800 ℃），雙相組織中鐵素體減少、奧氏體增多，奧氏體的含碳量較低，空冷時得到貝氏體組織較多而M／A 島較少，鐵素體中產(chǎn)生的可動位錯較少，拉伸曲線出現(xiàn)屈服平臺，強度降低，伸長率、沖擊功和屈強比升高．M／A 島所占體積分數(shù)的降低以及貝氏體的出現(xiàn)是導致隨臨界區(qū)處理溫度升高強度大幅下降的原因．

850 ℃空冷試樣的加熱溫度接近Ac3，組織為正火組織，由多邊形鐵素體加少量馬氏體／貝氏體／珠光體組成，鐵素體晶粒明顯變大，馬氏體／貝氏體／珠光體組織呈不規(guī)則的塊狀或條帶狀分布于鐵素體晶界，此種組織鐵素體上的析出物粗化，強度及硬度較低．

圖3 不同溫度熱處理試樣析出物分布Fig．3 Distribution of the sample precipitates after heat treatment at different temperatures

3 結(jié) 論

1）TMCP鋼具有較優(yōu)良的力學性能．TMCP鋼經(jīng)650 ℃高溫回火后強度有所提高，沖擊韌性稍有下降；TMCP鋼經(jīng)700 ℃熱處理抗拉強度顯著升高，表現(xiàn)出連續(xù)屈服行為，具有優(yōu)異的變形能力，－40 ℃沖擊吸收能量依然高達132J；TMCP鋼經(jīng)750℃熱處理強度有所降低，沖擊功大幅度提高（302J），伸長率提高至22%，具有很好的塑韌性．經(jīng)650～750℃熱處理后，TMCP 鋼力學性能得到改善．

2）TMCP態(tài)鋼以針狀鐵素體（AF）組織為主，經(jīng)650 ℃高溫回火，M／A 島分解并球化，貝氏體發(fā)生回復和部分再結(jié)晶，鐵素體晶粒長大，大量析出物彌散分布；臨界區(qū)熱處理（700～800 ℃）的顯微組織由鐵素體和不規(guī)則的M／A 或貝氏體組

成，且隨熱處理溫度升高，M／A 島減少，貝氏體增多，強度和硬度大幅降低，韌性和伸長率升高，拉伸曲線由連續(xù)屈服變?yōu)椴贿B續(xù)屈服；850 ℃空冷試樣的組織為正火組織，由多邊形鐵素體加少量馬氏體／貝氏體／珠光體組成，鐵素體晶粒明顯變大．

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