QLT工藝熱處理后X80管線鋼的顯微組織和力學(xué)性能

趙文蕾，趙 嵐，趙月紅

（秦皇島職業(yè)技術(shù)學(xué)院，秦皇島066100）

0 引 言

伴隨著中俄天然氣供應(yīng)協(xié)議的簽訂，天然氣輸送問題再次引起全社會(huì)的廣泛關(guān)注。因天然氣的輸送距離長且輸送環(huán)境惡劣，因此，建設(shè)高壓、長距離輸送管線是保證長時(shí)期、大規(guī)模天然氣運(yùn)輸?shù)闹饕椒ǎ?］。近年來，X80管線鋼成為普遍應(yīng)用的高鋼級天然氣管道用鋼，是建設(shè)高壓、長距離輸送管線的理想用鋼。

據(jù)API5L標(biāo)準(zhǔn)，X80管線鋼的屈服強(qiáng)度應(yīng)達(dá)到552～690MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)621～827MPa，屈強(qiáng)比不大于0.93，通常采用低碳、超低硫、鈮釩鈦微量合金化和控制組織的鉬合金化成分設(shè)計(jì)，經(jīng)控軋、控冷得到針狀鐵素體組織，利用晶粒細(xì)化、微合金化元素的析出相和位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)等一些強(qiáng)化效應(yīng)來達(dá)到性能要求。目前使用的X80管線鋼多為淬火、回火態(tài)管線鋼。傳統(tǒng)的淬火、回火工藝雖然能夠滿足該鋼性能上的要求，但是能夠滿足強(qiáng)韌性匹配要求的回火溫度區(qū)間比較窄（小于20℃），而回火溫度對力學(xué)性能的影響又比較大，特別是對低溫韌性的影響，所以回火溫度區(qū)間窄，沒有足夠的富余量，在生產(chǎn)上是不利于控制的［2］。在低溫用鋼領(lǐng)域，經(jīng)常采用兩相區(qū)的二次淬火（QLT）工藝來代替?zhèn)鹘y(tǒng)的調(diào)質(zhì)處理，用以改善鋼的綜合性能，目前有關(guān)X80管線鋼進(jìn)行QLT工藝處理的研究比較少。為穩(wěn)定控制X80管線鋼的性能，作者采用不同回火溫度的QLT工藝對其進(jìn)行熱處理，研究了回火溫度對其顯微組織與力學(xué)性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)鋼在50kg真空感應(yīng)爐內(nèi)冶煉，采用鋁脫氧，不加稀土，其化學(xué)成分見表1。鋼坯在1 180℃保溫2h開坯后軋制成厚度為16mm的鋼板，開軋溫度不低于1 100℃，一階段終軋溫度不低于1 020℃，開冷溫度（800±10）℃，終冷溫度400℃，返紅溫度（450±10）℃；冷速為15～20℃·s-1。軋制態(tài)試驗(yàn)鋼的顯微組織為粒狀貝氏體和板條貝氏體的混合組織。

采用熱膨脹法測得試驗(yàn)鋼的臨界點(diǎn)Ac1為685℃、Ac3為850℃。將試驗(yàn)鋼切割成200mm×200mm×16mm的試樣進(jìn)行QLT熱處理，即先加熱至920℃，保溫40min后水冷；然后馬上在830℃進(jìn)行臨界淬火處理，保溫時(shí)間為40min，水冷；最后在370～610℃進(jìn)行回火處理，保溫時(shí)間為1h，空冷。

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

從不同溫度回火處理后的試樣上切割金相試樣，磨制拋光后用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，采用Axiover-200MAT型光學(xué)顯微鏡、S-3400型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察顯微組織。從不同溫度回火處理后的試樣上截取厚度為100～200μm的薄片，手工磨光后切割成直徑為3mm的薄圓片，采用雙噴的方法進(jìn)行最終減薄，采用JOEL-2010型透射電子顯微鏡（TEM）觀察組織的精細(xì)結(jié)構(gòu)與析出相；將金相試樣重新磨制拋光，采用Lapera腐蝕劑（體積分?jǐn)?shù)為4%的苦味酸酒精溶液與質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1%的硫代硫酸鈉水溶液按1∶1的比例配制）進(jìn)行著色腐蝕，采用Axiover-200MAT型光學(xué)顯微鏡觀察M/A島的形態(tài)，并采用Image pro-plus軟件計(jì)算出M/A島的面積分?jǐn)?shù)。

在熱處理后試樣上，沿軋制方向切取尺寸為φ10mm×150mm的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，按照GB/T 229-2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》，夾頭以3mm·min-1的恒定速度在MTS NEW810型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)；在垂直于軋向上截取尺寸為10mm×10mm×55mm的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣（無缺口），按照 GB/T 13239-2006在 NCS系列500J型儀器化擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為-20℃。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

從圖1可見，在370～610℃回火后，試驗(yàn)鋼的組織均為鐵素體和貝氏體，且在貝氏體的基體和邊界上還分布著 M/A島，M/A島的大小不一，尺寸較小的主要分布在貝氏體內(nèi)部，尺寸較大的主要分布在貝氏體和鐵素體的晶界上；隨著回火溫度升高，鐵素體的數(shù)量明顯增多，且尺寸略有增大，而貝氏體和M/A島的數(shù)量顯著減少。

圖1 在不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的SEM形貌Fig.1 SEM morphology of tested steel after tempering at different temperatures

由圖2可見，當(dāng)回火溫度為370℃時(shí)，從基體上開始析出（黑色）短棒狀碳化物；當(dāng)回火溫度升高到490℃時(shí)，碳化物開始發(fā)生球化，并主要聚集在貝氏體板條邊界上；當(dāng)回火溫度進(jìn)一步升高到610℃時(shí)，碳化物明顯長大。

2.2 M/A島的形態(tài)與含量

由圖3可見，鐵素體基體為灰色，M/A島為白色；當(dāng)回火溫度為370℃時(shí)，M/A島數(shù)量較多，尺寸較大，塊狀M/A島主要分布在鐵素體和貝氏體的晶界處，而尺寸較小、長條狀M/A島主要分布在貝氏體板條之間；當(dāng)回火溫度升至490℃時(shí)，M/A島的數(shù)量明顯減少，尺寸也減小，此時(shí)由于貝氏體板條邊界不明顯，M/A島主要以塊狀分布于鐵素體邊界，并以粒狀分布于貝氏體內(nèi)部，而且分布得更加均勻；當(dāng)回火溫度升至610℃時(shí)，M/A島的數(shù)量進(jìn)一步減少，非常細(xì)小的M/A島以小塊狀或粒狀在鐵素體邊界和貝氏體內(nèi)部呈無序排列。

圖2 在不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的TEM形貌Fig.2 TEM morphology of tested steel after tempering at different temperatures

圖3 不同溫度回火后試驗(yàn)鋼中M/A島的OM形貌Fig.3 OM morphology of M/A islands in tested steel after tempering at different temperatures

從表2可知，在370～610℃回火溫度區(qū)內(nèi)，隨著溫度升高，試驗(yàn)鋼中M/A島的面積分?jǐn)?shù)由3.1%下降到1.4%；M/A島的平均尺寸由2.1μm減小到0.8μm。

表2 在不同溫度回火后試驗(yàn)鋼中M/A島的分析結(jié)果Tab.2 Quantitative results of M/A island in tested steel after tempering at different temperatures

2.3 力學(xué)性能

由圖4可以看出，隨著回火溫度由370℃升至610℃，試驗(yàn)鋼在室溫下的屈服強(qiáng)度從615MPa降至555MPa，抗拉強(qiáng)度則從780MPa降至635MPa，屈強(qiáng)比從0.78升至0.88。依此可以推測，屈服強(qiáng)度的下降是由α相基體的高溫回火軟化以及γ穩(wěn)定化元素的再分配使得其在α相中的固溶強(qiáng)化作用被削弱這兩個(gè)因素共同造成的［3］。將QLT工藝中的回火溫度控制在370～610℃，可以使試驗(yàn)鋼同時(shí)滿足屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的要求。

圖4 在不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的拉伸性能Fig.4 Tensile properties of tested steel after tempering at different temperatures

圖5 在不同溫度回火后試驗(yàn)鋼的低溫（-20℃）沖擊功Fig.5 Low-temperature（-20℃）impact energy of tested steel after tempering at different temperatures

由圖5可見，試驗(yàn)鋼在-20℃的沖擊功隨著回火溫度升高而顯著增大。

試驗(yàn)鋼組織中M/A島的含量和尺寸對其低溫韌性具有重要影響［4］，粗大的 M/A島本身并不具備大的塑性變形能力，且容易誘發(fā)裂紋，使試驗(yàn)鋼在裂紋擴(kuò)展后發(fā)生解理斷裂。經(jīng)回火處理后，M/A島分解，其含量降低，尺寸減小，且分布得更加彌散，在細(xì)小的M/A島上不易形成裂紋，且裂紋擴(kuò)展到細(xì)小的M/A島處時(shí)會(huì)發(fā)生路徑偏轉(zhuǎn)，單位裂紋擴(kuò)展路徑較小，因此回火后的M/A島可有效改善試驗(yàn)鋼的低溫沖擊韌性［5］。隨著回火溫度升高，M/A島的分解程度不斷增加，因此低溫沖擊功不斷增大。兼顧沖擊韌性和強(qiáng)度，回火溫度控制在430～490℃較好。

3 結(jié) 論

（1）經(jīng)QLT工藝處理的試驗(yàn)鋼在370～610℃溫度區(qū)間回火后均形成了由鐵素體、貝氏體和M/A島組成的混合組織；隨著回火溫度升高，鐵素體數(shù)量增多、尺寸略有增大，貝氏體和M/A島的數(shù)量顯著減少。

（2）隨著回火溫度升高，試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度均呈下降的趨勢，-20℃的沖擊功明顯升高，屈強(qiáng)比則從0.78升至0.88。

（3）將QLT工藝處理中的回火溫度控制在430～490℃，可以使試驗(yàn)鋼得到良好的強(qiáng)韌性匹配。

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