弛豫時(shí)間對(duì)X100管線鋼組織和力學(xué)性能的影響

張麗娜，齊 亮，肖鴻雁

（江西理工大學(xué)1.應(yīng)用科學(xué)學(xué)院；2.材料學(xué)院，贛州341000；3.江西省萬安中學(xué)，萬安343800）

0 引 言

石油和天然氣田多處于地理環(huán)境惡劣的地區(qū)，這對(duì)輸送油氣管道用管線鋼提出了更高的要求［1］。在地震帶和深海地區(qū)所用的管線鋼，既要具備良好的焊接性能及強(qiáng)韌性匹配，又要具備良好的抗大變形能力（即低的屈強(qiáng)比）、高的加工硬化率以及高的均勻伸長(zhǎng)率［2］。X100管線鋼為多相混合組織，由粒狀貝氏體、板條貝氏體、M/A島和少量塊狀鐵素體等組成，這些組織所占的比例、晶粒大小及微觀亞結(jié)構(gòu)對(duì)X100管線鋼的性能具有顯著影響。由于弛豫過程中位錯(cuò)進(jìn)一步細(xì)化亞結(jié)構(gòu)和第二相粒子析出強(qiáng)化，因此，弛豫-析出-控制相變技術(shù)既能提高材料的屈服強(qiáng)度，又能細(xì)化組織提高材料的變形能力［3］，X70和X80管線鋼通過兩相區(qū)弛豫控制鐵素體和貝氏體的比例可改善其塑性變形能力［4］。目前，國(guó)內(nèi)外關(guān)于X100管線鋼的研究多集中在合金元素和軋后直接冷卻工藝上［5-8］，對(duì)弛豫作用的研究甚少。為此，作者以添加鈮、鈦、鉬、鋁的X100管線鋼為研究對(duì)象，通過兩階段控制軋制后進(jìn)行弛豫，研究了不同弛豫時(shí)間對(duì)X100管線鋼顯微組織與力學(xué)性能的影響規(guī)律，得到了最佳的弛豫時(shí)間。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用X100管線鋼在25kg真空感應(yīng)爐中熔煉，并于真空環(huán)境下澆鑄而成。其化學(xué)成分如表1所示。將鑄態(tài)試驗(yàn)鋼在1 200℃保溫1h，然后在四輥可逆軋機(jī)上進(jìn)行兩階段控制軋制（再結(jié)晶階段變形量60%，未再結(jié)晶階段變形量75%），軋后板厚為10mm；軋后進(jìn)行弛豫，時(shí)間分別為0，28，52，126s；對(duì)應(yīng)入水溫度分別為810，780，760，735℃；以大于40℃·s-1的冷卻速率冷卻，返紅溫度約為350℃。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical compositions of tested steel（mass） %

依照GB/T 228-2002沿試驗(yàn)鋼板軋向制取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，試樣的標(biāo)距為50mm，在MTS810型萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為2mm·min-1，拉伸性能取2個(gè)試樣的平均值；按照GB/T 4160-2004《金屬夏比沖擊試驗(yàn)》，距邊部1/4處沿垂直于軋向取樣，然后加工出7.5mm×10mm×55mm的夏比V型缺口沖擊試樣，在JB-300C型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行低溫沖擊試驗(yàn)，溫度為-20℃，沖擊功取3個(gè)試樣的平均值；在距邊部1/4處取樣，拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，采用SUPPER55型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（SEM）觀察顯微組織；TEM試樣通過雙噴裝置進(jìn)行減薄，萃取復(fù)型試樣的制備方法：首先對(duì)試樣進(jìn)行常規(guī)拋光，然后對(duì)其表面進(jìn)行噴碳，將噴碳后的試樣表面進(jìn)行2mm×2mm的網(wǎng)格劃分，再用體積分?jǐn)?shù)為10%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕；待碳膜脫落后，用銅網(wǎng)進(jìn)行撈取，在酒精中清洗后置于蒸餾水中展開，用銅網(wǎng)撈取碳膜后瀝水，然后在JEM-2000FX型透射電鏡下進(jìn)行組織觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

由圖1可以看到，弛豫時(shí)間為0s時(shí)（軋后不弛豫直接快冷），所獲得的顯微組織為取向明顯的貝氏體鐵素體（BF），板條貝氏體（LB）交錯(cuò)分割，寬窄不一，板條界面難以分辨，同時(shí)伴有部分塊狀鐵素體（QF）；由于未再結(jié)晶區(qū)的變形量較大，原始奧氏體晶粒明顯被壓扁拉長(zhǎng)；此外還有少量M/A島分布在板條間和晶界附近。隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，貝氏體鐵素體的含量減少，強(qiáng)度較低的塊狀M/A島組織減少，基體組織以粒狀貝氏體（GB）為主；弛豫時(shí)間為126s時(shí)，貝氏體鐵素體含量已很少，組織基本上為GB，大角度晶界密度較高。

由圖2可以看到，由于軋后直接快冷使得形變產(chǎn)生的高位錯(cuò)密度被保留下來，且大部分呈錯(cuò)亂狀分布于板條內(nèi)部，板條長(zhǎng)且窄，寬度為200～300nm；弛豫后，位錯(cuò)密度降低，且弛豫時(shí)間越長(zhǎng)，位錯(cuò)密度越低。在弛豫過程中，可動(dòng)位錯(cuò)以攀移方式移動(dòng)，相遇后重組形成位錯(cuò)墻或位錯(cuò)胞，分布在板條的界面處和某些板條內(nèi)部；碳氮化物在位錯(cuò)等缺陷較大處形核析出，析出物固定住一部分位錯(cuò)，從而導(dǎo)致弛豫后在貝氏體鐵素體板條內(nèi)仍有大量不可動(dòng)位錯(cuò)存在；弛豫時(shí)間為52s時(shí)，貝氏體鐵素體板條的寬度約為500nm，界面不太平直。

鈮和鈦元素在奧氏體階段就能夠與碳和氮相互作用形成碳氮化物，碳氮化物的析出形貌、大小、體積分?jǐn)?shù)受弛豫時(shí)間和溫度的影響較大。由圖3可以看出，弛豫時(shí)間為0s時(shí)，只在奧氏體中析出了尺寸較大的（Nb，Ti）（C，N），它們的形狀以長(zhǎng)方形和橢圓形為主，尺寸為100～500nm，長(zhǎng)方形析出物中的鈦含量較高，橢圓形析出物中的鈮含量較高；弛豫時(shí)間越長(zhǎng)，析出物的含量就越多，且多分布在晶內(nèi)，并多為球點(diǎn)狀析出物，多數(shù)尺寸小于20nm；由圖4的EDS譜可知這些球點(diǎn)狀析出物為鈮的析出物。

2.2 對(duì)力學(xué)性能的影響

由表2可以看出，弛豫28s后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能略低于X100管線鋼的要求；弛豫0，52，126s后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能均滿足要求，且弛豫52，126s后試驗(yàn)鋼強(qiáng)度的富余量較大，但它們的低溫沖擊韌性較低；試驗(yàn)鋼弛豫52s后的斷后伸長(zhǎng)率最大，弛豫28s后的屈強(qiáng)比最低。

由表2還可知，隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度緩慢升高，屈服強(qiáng)度呈先降低后升高的趨勢(shì)，并在弛豫28s后達(dá)到最低，為648MPa；屈強(qiáng)比與斷后伸長(zhǎng)率均表現(xiàn)為先降低再升高然后再降低。影響試驗(yàn)鋼屈服強(qiáng)度的主要因素在于可動(dòng)位錯(cuò)，軋后不弛豫直接快冷使得位錯(cuò)密度較高并互相纏結(jié)在一起，位錯(cuò)開動(dòng)需要較大的外力；隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，位錯(cuò)在熱激活的情況下開始移動(dòng)，相遇后重組，位錯(cuò)密度降低［4］，但此時(shí)細(xì)小的碳氮化物析出，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用比較顯著，使得弛豫52s后的屈服強(qiáng)度又開始升高。弛豫開始后抗拉強(qiáng)度受位錯(cuò)重組的影響較小，碳氮化物析出彌補(bǔ)了位錯(cuò)和亞晶造成的抗拉強(qiáng)度的損失，表現(xiàn)為抗拉強(qiáng)度略微升高；弛豫28s后析出強(qiáng)化占主導(dǎo)地位，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度都呈增加的趨勢(shì)，并且抗拉強(qiáng)度的增量大于屈服強(qiáng)度的。故弛豫28s后的屈強(qiáng)比最低，弛豫52s后的最高。

圖1 弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of tested steel after relaxation for different times

圖2 弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的TEM形貌Fig.2 TEM morphology of tested steel after relaxation for different times

圖3 弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼中析出物的TEM形貌Fig.3 TEM morphology of precipitates in tested steels after relaxation for different time

圖4 弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼中析出物的EDS譜Fig.4 EDS patterns of precipitates in tested steel after relaxation for different times

表2 弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of tested steel after relaxation for different times

由圖5（a）可以看到，弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線為典型的拱橋型曲線，對(duì)應(yīng)力-應(yīng)變數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，得到圖5（b）。由文獻(xiàn)［9］可知，當(dāng)應(yīng)變硬化指數(shù)n等于真應(yīng)變?chǔ)艜r(shí)，材料在變形過程中表現(xiàn)為均勻變形；當(dāng)n＞ε時(shí)，為材料的頸縮階段。由圖5（b）可知，當(dāng)n＜ε時(shí)，弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼在應(yīng)變初始階段均表現(xiàn)出較高的加工硬化特性，且隨著真應(yīng)變?cè)黾?，弛?s和126s后試驗(yàn)鋼的n值下降得較快；當(dāng)n＝ε時(shí)，試驗(yàn)鋼弛豫0s和126s后的真應(yīng)變較小，弛豫52s后具有較大的真應(yīng)變，表現(xiàn)出了較好的均勻塑性變形能力。

圖5 弛豫不同時(shí)間后試驗(yàn)鋼的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及n-真應(yīng)變曲線Fig.5 Sress-strain curves（a）and n-true strain curves（b）of tested steel after relaxation for different times

2.3 討 論

2.3.1 弛豫時(shí)間對(duì)貝氏體鐵素體形成和長(zhǎng)大的影響

貝氏體鐵素體的形成也是個(gè)形核和長(zhǎng)大的過程。形變奧氏體中的碳原子由于擴(kuò)散形成了貧碳區(qū)和富碳區(qū)，當(dāng)相變溫度達(dá)到貝氏體相變開始點(diǎn)（Bs點(diǎn)）以下時(shí)，貧碳區(qū)易為貝氏體鐵素體提供更多的形核點(diǎn)，無阻礙方向的長(zhǎng)大速率較大，易形成窄且長(zhǎng)的貝氏體鐵素體。而鐵原子及置換原子難以擴(kuò)散，在化學(xué)勢(shì)驅(qū)動(dòng)力作用下，界面處的鐵原子和置換原子在激活能（Q）作用下以非協(xié)同熱激活躍遷方式進(jìn)入貝氏體后的移動(dòng)矢量不一，出現(xiàn)板條方向的不一致以及寬度和長(zhǎng)度的不同。相界面處的激活能越大，鐵原子和置換原子的躍遷能力越強(qiáng)，越有利于貝氏體鐵素體板條的形成及在長(zhǎng)度方向上的生長(zhǎng)［10-11］。故軋后未弛豫的試驗(yàn)鋼中存在較為細(xì)小、平直的貝氏體鐵素體板條。過冷度越大，相變驅(qū)動(dòng)力（ΔGv）越大，越有利于奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變，碳原子不斷地從貝氏體基體向奧氏體中擴(kuò)散，殘余奧氏體內(nèi)富碳，在冷卻過程中一部分將轉(zhuǎn)變成馬氏體，并與剩余的殘余奧氏體形成M/A島，貝氏體鐵素體間為小角度晶界，M/A島只能以薄膜狀或者小顆粒狀存在。隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，碳擴(kuò)散導(dǎo)致的成分起伏小，并且大量位錯(cuò)消失或形成低能穩(wěn)定的位錯(cuò)墻或位錯(cuò)胞，位錯(cuò)墻不斷發(fā)展容易形成取向差較大的亞結(jié)構(gòu)，貝氏體鐵素體的形核點(diǎn)少，板條數(shù)量少，板條界面或者板條長(zhǎng)大終端易形成大角度晶界，較大體積的M/A島易在此處存在。板條貝氏體能夠提高鋼的強(qiáng)度，但板條界面為小角度晶界，對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻礙能力較弱，因此其低溫沖擊韌性較低。弛豫28s后，貝氏體鐵素體基體中出現(xiàn)的塊狀鐵素體能夠提高試驗(yàn)鋼的沖擊韌性，使其具備較大的抗大變形能力，但卻使試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度略低于X100管線鋼技術(shù)指標(biāo)的要求。

2.3.2 弛豫時(shí)間對(duì)第二相析出的影響

鋼中添加鈮、鈦微合金元素后，在軋后弛豫過程中它們形成的碳氮化物易在位錯(cuò)纏結(jié)處、晶界處析出，碳氮化物析出對(duì)于提高材料的屈服強(qiáng)度具有顯著作用。形變奧氏體中的高位錯(cuò)密度可顯著促進(jìn)第二相形核，并且臨界形核半徑和形核功都更小。在實(shí)際的軋制過程中，析出物在奧氏體中的沉淀方式主要為在位錯(cuò)線上形核，但形核率迅速衰減至零［12-13］。在此形核機(jī)制下，（Nb，Ti）（C，N）析出動(dòng)力學(xué)中溫度和時(shí)間的關(guān)系式為：

式中：t0da和t0.05da分別為開始時(shí)間和占總析出時(shí)間5%時(shí)的析出時(shí)間，s；d＊d為位錯(cuò)線上析出臨界晶核的尺寸，nm；ΔG＊為臨界形核功，J·mol-1；Q 為控制性原子的遷移激活能，J·mol-1；β為系數(shù)；k為常數(shù)；T為溫度，K。

對(duì)式（1）進(jìn)行轉(zhuǎn)化，以第二相析出5%和95%分別作為開始析出和析出結(jié)束進(jìn)行計(jì)算，形變儲(chǔ)能參考文獻(xiàn)［14］取3 820J·mol-1，繪出（Nb，Ti）（C，N）在奧氏體區(qū)位錯(cuò)線上形核的PTT曲線，如圖6所示。雖然析出鼻點(diǎn)溫度為860℃，但在810℃時(shí)，開始析出時(shí)間僅為4s，析出結(jié)束時(shí)間為126s，在810℃弛豫過程中，隨弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，第二相析出物的體積分?jǐn)?shù)不斷增大，而溫度降低又抑制了第二相粒子的粗化，得到如圖3（d）所示的大量尺寸小于10nm的粒子。第二相析出對(duì)屈服強(qiáng)度的貢獻(xiàn)可采用式（2）來計(jì)算。

式中：ΔGp為屈服強(qiáng)度的增量，MPa；G為剪切模量，MPa；b為柏氏矢量，mm；φv為析出相的體積分?jǐn)?shù)；X為析出相的直徑，mm。

圖6 計(jì)算得到的試驗(yàn)鋼的PTT曲線Fig.6 PTT curve of tested steel obtained by calculation

由式（2）可知，屈服強(qiáng)度的增量與析出相的尺寸呈反比，與析出相體積分?jǐn)?shù)的平方根成正比。弛豫開始階段的溫度較高，位錯(cuò)回復(fù)過程快，強(qiáng)度降低得也快。而第二相析出物經(jīng)過孕育期后才開始析出，初始析出量較少，較高溫度下的析出速率快，尺寸較大，析出強(qiáng)化效果不明顯，故弛豫28s后試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度較低；隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，析出相體積分?jǐn)?shù)不斷增加，并且析出物更加彌散細(xì)小，對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用顯著，此時(shí)第二相析出強(qiáng)化作用大于回復(fù)造成的軟化作用，故表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度升高。

3 結(jié) 論

（1）隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，貝氏體鐵素體板條變寬，板條內(nèi)部位錯(cuò)密度降低，碳氮化物析出量增多；弛豫過程中貝氏體鐵素體含量逐漸減少、位錯(cuò)密度急劇下降是材料軟化的主因，同時(shí)納米鈮和鈦的碳氮化物的析出強(qiáng)化能夠提高材料的強(qiáng)度。

（2）隨著弛豫時(shí)間延長(zhǎng)，試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度逐漸升高；屈服強(qiáng)度呈先降低后升高的趨勢(shì)，并在弛豫28s后達(dá)到最低，為648MPa；屈強(qiáng)比與斷后伸長(zhǎng)率表現(xiàn)為先降低再升高然后再降低；-20℃下的沖擊功先升高后降低。

（3）試驗(yàn)鋼最佳的弛豫時(shí)間為52s，此時(shí)具有較高的強(qiáng)度、韌性和均勻伸長(zhǎng)率，滿足X100管線鋼抗大變形的要求。

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