X100管線(xiàn)鋼加工過(guò)程中組織變化的熱模擬研究

張偉衛(wèi)，王海濤，張繼明，李 鶴，吉玲康，熊慶人

(中國(guó)石油集團(tuán)石油管工程技術(shù)研究院，西安710065)

X100管線(xiàn)鋼加工過(guò)程中組織變化的熱模擬研究

張偉衛(wèi)，王海濤，張繼明，李 鶴，吉玲康，熊慶人

(中國(guó)石油集團(tuán)石油管工程技術(shù)研究院，西安710065)

通過(guò)熱模擬試驗(yàn)對(duì)X100管線(xiàn)鋼在熱加工過(guò)程中終軋溫度和弛豫溫度對(duì)顯微組織的影響進(jìn)行了研究，對(duì)不同終軋溫度和弛豫溫度作用下的組織轉(zhuǎn)變規(guī)律和組織特征進(jìn)行了深入分析。結(jié)果表明，通過(guò)調(diào)整終軋溫度和弛豫溫度可控制X100管線(xiàn)鋼中多邊形鐵素體的含量，從而影響X100管線(xiàn)鋼的力學(xué)性能。本研究可為開(kāi)發(fā)具有優(yōu)良變形能力的X100管線(xiàn)鋼提供重要理論支持。

熱模擬；弛豫；X100管線(xiàn)鋼；顯微組織

0 前 言

為滿(mǎn)足高壓、大流量輸氣管線(xiàn)的需要，X100管線(xiàn)鋼的研究和開(kāi)發(fā)正受到關(guān)注和重視。自20世紀(jì)80年代開(kāi)始[1]，有關(guān)X100管線(xiàn)鋼的研究已歷經(jīng)近30年的發(fā)展，目前對(duì)X100管線(xiàn)鋼的研究?jī)H限于提高強(qiáng)度和韌性，但在地層斷裂帶等一些特殊地區(qū)還要求管線(xiàn)鋼具有很好的抗大變形能力[2-4]。對(duì)大量的X70和X80大變形管線(xiàn)鋼的研究證明，鐵素體+貝氏體雙相組織能夠在強(qiáng)度與塑性的平衡基礎(chǔ)上獲得優(yōu)異的綜合性能結(jié)果[5]。其中貝氏體硬相為管線(xiàn)鋼提供必要的強(qiáng)度，鐵素體軟相保證管線(xiàn)鋼具有足夠的塑性。其強(qiáng)度與韌性的平衡，一方面是通過(guò)軟相與硬相的比例大小和形貌分布進(jìn)行調(diào)整，另一方面主要是依靠細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化等強(qiáng)化機(jī)制實(shí)現(xiàn)[6]。因此，優(yōu)化TMCP工藝，以獲得適當(dāng)?shù)蔫F素體+貝氏體雙相組織中軟硬相的比例，是研究開(kāi)發(fā)X100抗大變形管線(xiàn)鋼的關(guān)鍵。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用X100管線(xiàn)鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1。管線(xiàn)鋼的弛豫行為試驗(yàn)在Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。從管線(xiàn)鋼鍛坯上取熱模擬試樣，試樣尺寸φ8mm×10mm，試驗(yàn)方案見(jiàn)表2。以5℃/s將試樣加熱至1 200℃，保溫1min，再以5℃/s的冷卻速度冷卻至1 050℃，然后以5s-1應(yīng)變速率施加應(yīng)變20％。變形完成后以5℃/s的冷卻速度冷卻至810℃，780℃和750℃，施以應(yīng)變40％，應(yīng)變速率5s-1，再以1℃/s的冷速分別冷至750℃，720℃，690℃，660℃，630℃和600℃，最后以20℃/s的冷速冷卻至300℃，隨后以1℃/s的冷速冷至室溫。工藝路線(xiàn)如圖1所示。

表1 試驗(yàn)用X100管線(xiàn)鋼的化學(xué)成分 ％

表2 X100管線(xiàn)鋼的熱模擬方案

圖1 X100管線(xiàn)鋼的熱模擬工藝路線(xiàn)

對(duì)熱模擬試驗(yàn)后的樣品采用光學(xué)金相和電子顯微分析方法分析相變組織特征。光學(xué)金相試樣經(jīng)機(jī)械拋光后以3％硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，在MEF4M金相顯微鏡及圖像分析系統(tǒng)下觀察。TEM試樣在300 μm的試樣上機(jī)械減薄至50 μm，然后在雙噴電解裝置上以10％高氯酸+90％醋酸溶液進(jìn)行雙噴，在JEM 200CX透射電子顯微鏡上觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

圖2、圖3和圖4分別給出了不同終軋溫度和弛豫條件下的金相組織。表3給出了不同終軋溫度和弛豫溫度下管線(xiàn)鋼的鐵素體含量統(tǒng)計(jì)結(jié)果。圖5給出了鐵素體含量與弛豫溫度關(guān)系曲線(xiàn)?？煽闯?，在不同終軋溫度下，試樣均由PF(多邊形鐵素體)，QF(準(zhǔn)多邊形鐵素體)和B(貝氏體)組成。

圖2 810℃終軋時(shí)不同弛豫條件下的金相組織

圖3 780℃終軋時(shí)不同弛豫條件下的金相組織

圖4 750℃終軋時(shí)不同弛豫條件下的金相組織

表3 不同終軋溫度和弛豫溫度下管線(xiàn)鋼的鐵素體含量

圖5 鐵素體含量與弛豫溫度關(guān)系曲線(xiàn)

PF晶粒首先在奧氏體晶界和奧氏體變形帶形核，沿著原奧氏體晶界生長(zhǎng)，并勾勒出原奧氏體晶界的輪廓。PF具有規(guī)則的晶粒外形，呈等軸或者規(guī)則的多邊形，晶界清晰、光滑、平直，在光學(xué)顯微鏡和TEM下基體呈亮白色，晶界呈灰黑色，晶粒內(nèi)有較小的位錯(cuò)密度，沒(méi)有明顯的亞結(jié)構(gòu)，PF在TEM下的形貌如圖6(a)所示。

隨著弛豫終止溫度的降低，PF組織含量逐漸增加，與此同時(shí)，QF和B相繼形核并長(zhǎng)大。QF越過(guò)原奧氏體晶界生長(zhǎng)，使原奧氏體晶界被掩蓋。QF呈現(xiàn)不規(guī)則外形，邊界為鋸齒狀或波紋狀，有時(shí)如無(wú)特征的碎片。在TEM下，這種QF有較高的位錯(cuò)密度(如圖6(b)所示)，偶爾可發(fā)現(xiàn)QF間存在M/A島狀組織[7](如圖6(c)所示)。B的基本組織特征為平行的板條，板條間界模糊，板條間為不同尺寸的條狀M/A組元(如圖6(d)所示)，板條內(nèi)有高密度的位錯(cuò)[8-9]。

隨著終軋溫度的降低，奧氏體相變溫度點(diǎn)降低，相變后PF和QF含量減少，B含量相對(duì)增加。弛豫至600℃時(shí)，810℃，780℃和750℃軋溫度下管線(xiàn)鋼的鐵素體(包含PF和QF)體積分?jǐn)?shù)分別為26.84％，22.22％和20.61％。

圖6 熱模擬過(guò)程中不同組織在TEM下的形貌

不同溫度終軋時(shí)，弛豫至750℃時(shí)都可以觀察到明顯的鐵素體形核。810℃終軋時(shí)，弛豫至720℃時(shí)可以觀察到鐵素體明顯的長(zhǎng)大；780℃終軋時(shí)，弛豫至690℃時(shí)可以觀察到鐵素體明顯的長(zhǎng)大；750℃終軋時(shí)，弛豫至660℃時(shí)才可以觀察到鐵素體明顯的長(zhǎng)大。在相同的弛豫終止溫度時(shí)，隨著終軋溫度的降低，可以觀察到鐵素體逐漸細(xì)化，且QF在鐵素體組織中的相對(duì)含量逐漸增加。

分析認(rèn)為，由于在Ar3以上較高的溫度終軋，試驗(yàn)鋼變形后獲得的組織缺陷及形變能累積作用小，發(fā)生鐵素體相變的驅(qū)動(dòng)力比較小，此時(shí)，鐵素體主要在能量較高的原奧氏體晶界形核，在終軋后弛豫過(guò)程中生成先共析仿晶界型鐵素體，隨著弛豫終止溫度的降低和時(shí)間的延長(zhǎng)，鐵素體晶粒逐漸長(zhǎng)大。隨著終軋溫度的降低，將會(huì)使過(guò)冷度加大，鐵素體的形核驅(qū)動(dòng)力加大，形核率增加[10]，從而提供更多的相變形核位置，但此時(shí)鐵素體相變時(shí)間較短，隨著弛豫溫度的降低，鐵素體晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，導(dǎo)致最終材料的鐵素體含量降低且晶粒明顯細(xì)化。

3 結(jié) 論

(1)弛豫過(guò)程中，PF晶粒首先在奧氏體晶界和奧氏體變形帶形核，其沿著原奧氏體晶界生長(zhǎng)，并勾勒出原奧氏體晶界的輪廓。隨著弛豫終止溫度的降低，PF和QF組織含量逐漸增加，晶粒逐漸長(zhǎng)大。

(2)PF具有規(guī)則的晶粒外形，呈等軸或者規(guī)則的多邊形，晶界清晰、光滑、平直，在光學(xué)顯微鏡和TEM下基體呈亮白色，晶界呈灰黑色，晶粒內(nèi)有較小的位錯(cuò)密度，沒(méi)有明顯的亞結(jié)構(gòu)。

(3)隨著終軋溫度降低，奧氏體相變溫度點(diǎn)降低，相變后PF和QF含量減少，且晶粒逐漸細(xì)化，QF在鐵素體組織中的相對(duì)含量逐漸增加。

(4)QF呈不規(guī)則的外形，邊界為鋸齒狀或波紋狀，QF內(nèi)有較高的位錯(cuò)密度，偶爾可見(jiàn)QF間的M/A塊狀組織。

[1] WIDGERY D，BLACKMAN S.Pipelines for stranded gad reserves：cutting the cost[C]//Proceedings of the 22nd world gas conference.Tokyo:[s.n],2003:1-11.

[2] SHINOHARA Y，BESSONJ，MADI Y.Effect of prestrain on ductility in high strength line pipe steels[C]∥Proceedings of the nineteenth international offshore and polarengineeringconference.Osaka,Japan:[s.n.]，2009:146-153.

[3]吳海鳳，鄭磊.預(yù)應(yīng)變量和時(shí)效溫度對(duì)X80管線(xiàn)鋼性能的影響[J].材料熱處理技術(shù),2009,38(10)：166-169.

[4]劉冰，劉學(xué)杰，張宏.基于應(yīng)變的管道設(shè)計(jì)準(zhǔn)則[J].天然氣工業(yè)，2008,28(02)：1-3.

[5]李龍，丁樺，溫景林，等.鐵素體和貝氏體復(fù)相組織低碳鋼的力學(xué)特性[J].材料研究學(xué)報(bào),2007,21(05)：517-522.

[6]張紅梅，孫彬斌，賈志偉，等.熱軋雙相鋼顯微組織和力學(xué)性能[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2007,28(04):78-82.

[7]楊景紅，劉清友，孫冬柏，等.軋制工藝對(duì)微合金管線(xiàn)鋼組織及M/A島的影響[J].北京科技大學(xué)學(xué)報(bào)，2009,31(02)：180-185.

[8]曾明,江海濤,胡水平,等.高鋼級(jí)X100管線(xiàn)鋼的組織與性能[J].材料科學(xué)與工程學(xué)報(bào),2011,29(03)：386-391.

[9]段琳娜,劉清友,賈書(shū)君,等.X100級(jí)管線(xiàn)鋼的組織和強(qiáng)韌性[J].材料研究學(xué)報(bào),2012,26(04)：443-448.

[10]崔忠圻.金屬學(xué)與熱處理[M].北京：機(jī)械工業(yè)出版社，2003：38-46.

Thermal Simulation Research on Microstructure Transformation in the Manufacturing Process of X100 Pipeline Steel

ZHANG Weiwei，WANG Haitao，ZHANG Jiming，LI He，JI Lingkang，XIONG Qingren
(CNPC Tubular Goods Research Institute，Xi’an 710065，China)

This paper studied the effect of finish rolling temperature and relaxation temperature on the microstructure of X100 pipeline steel through thermal simulation test,and the microstructure transformation rule and its essential characteristics under the action of different finish rolling temperature and the relaxation temperature were analyzed.The results showed that by controlling the finish rolling temperature and relaxation temperature could control polygon ferrite content in X100 pipeline steel,thus affect the mechanical properties of the X100 pipeline steel.The research can provide important theoretical support on the research and development X100 pipeline steel with excellent deformation ability.

thermal simulation;relaxation;X100 pipeline steel;microstructure

TG113.12

A

1001-3938(2015)02-0011-05

張偉衛(wèi)(1981—)，男，碩士，主要從事石油天然氣輸送管道與管線(xiàn)鋼材料的應(yīng)用研究工作。

2014-10-09

李紅麗