控軋控冷工藝對X80管線鋼組織和性能的影響

高 紅 任 毅 王 爽 劉文月 張 帥

(1.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼股份有限公司，遼寧 鞍山 114009)

隨著我國經濟的快速發(fā)展，對石油、天然氣的需求量日益增加。管道運輸是長距離輸送石油、天然氣最經濟合理的運輸方式。為了提高輸送效率，長輸油氣管道正在向大口徑、高壓力的方向發(fā)展。為滿足這一要求，高鋼級管線鋼的應用逐漸成為油氣管道建設的發(fā)展趨勢[1- 2]。X80管線鋼是目前長輸油氣管道中正式應用的最高鋼級，作為新一代高強度、高韌性管線鋼已大規(guī)模生產并被應用于多個管道建設項目中[3- 4]，如西氣東輸管道工程和在建的中俄東線天然氣管道項目等國家重點管道工程項目，因此具有重要的研究價值和應用前景。

控軋控冷工藝是實現(xiàn)高鋼級管線鋼強韌化的重要環(huán)節(jié)。在合理的化學成分設計基礎上，通過控制形變組織，又控制軋后的冷卻速度，使鋼的晶粒尺寸得到顯著細化、組織結構得到控制，從而使鋼材具有優(yōu)良的綜合性能。本文主要通過實驗室的熱軋試驗，開發(fā)出厚度為20 mm的X80級管線鋼，并對比分析了4種控軋控冷工藝對鋼板顯微組織和力學性能的影響，為現(xiàn)場控軋控冷工藝的制定提供參考依據(jù)。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗用鋼在200 kg真空感應爐中冶煉，澆鑄成80 kg的鋼錠，試驗共冶煉了4爐鋼，其化學成分見表1。

表1 X80管線鋼的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical compositions of X80 pipeline steel(mass fraction) %

1.2 試驗方法

1.2.1 實驗室控軋控冷

試驗在φ550 mm二輥實驗軋機上進行。控軋控冷工藝為：鋼坯加熱溫度1 180 ℃，保溫1 h；鋼坯厚度120 mm，最終成品厚度20 mm；為了研究控軋控冷工藝參數(shù)對X80管線鋼組織和性能的影響，分別采用了4種軋制工藝進行軋制，具體工藝參數(shù)見表2。其中，工藝1和工藝4采用了再結晶區(qū)控溫軋制，即把再結晶區(qū)軋制分為高溫和低溫兩個軋制階段，工藝1為再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制，工藝4為再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)軋制。從表2可以看出， 再結晶區(qū)控溫軋制的低溫軋制階段的開軋溫度為930 ℃，為所測鋼板的表面溫度，由于中間坯較厚，實際鋼板內部仍處于再結晶溫度區(qū)間，所以此軋制階段仍為再結晶區(qū)軋制。工藝2和工藝3為常規(guī)的兩階段軋制，工藝2為再結晶區(qū)軋制+未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制，工藝3為再結晶區(qū)軋制+未再結晶區(qū)軋制。

工藝1和工藝4在再結晶區(qū)高溫軋制階段、低溫軋制階段和未再結晶區(qū)軋制階段的累積變形量分別為33%、50%和50%，工藝2和工藝3在再結晶區(qū)軋制階段和未再結晶區(qū)軋制階段的累積變形量分別為67%和50%。在LINSEIS L78 RITA相變儀上測定了試驗鋼的相變溫度Ar3為 754 ℃。

表2 軋制工藝參數(shù)Table 2 Parameters of rolling process

1.2.2 力學性能測試

將試驗鋼板橫向取樣進行常規(guī)力學性能檢驗。根據(jù)ASTM E23—2012制備10 mm×10 mm×55 mm尺寸的夏比V型沖擊試樣，在752H- 3全自動沖擊試驗機上進行-20 ℃沖擊試驗；參照GB/T 228.1—2010在Z1200材料試驗機上進行拉伸試驗。

1.2.3 顯微組織觀察

試樣經研磨、拋光和4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在SUPRA 55型場發(fā)射掃描電鏡上觀察顯微組織。采用雙噴減薄制備薄膜樣品，在Tecnai G2 20透射電鏡下觀察試樣的精細結構；采用SUPRA 55型場發(fā)射掃描電鏡附帶的EBSD系統(tǒng)測量試樣的晶粒尺寸。

2 結果及分析

2.1 力學性能

實驗室軋制的X80管線鋼的力學性能見表3。

從表3中可以看出，除了工藝2和工藝4的屈服強度略低外，其他性能指標均滿足API 5L X80級別的要求。由于X80管線鋼在制管擴徑過程中加工硬化效應顯著，擴徑后鋼管的屈服強度一般均可提高[5- 6]，所以本次試驗鋼的強度能夠滿足API 5L X80級鋼管的要求。工藝1相比其他3個工藝，其屈服強度、抗拉強度和沖擊吸收能量均有顯著提高。

表3 X80管線鋼的力學性能Table 3 Mechanical properties of X80 pipeline steel

工藝1是采用再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制工藝。試驗鋼經再結晶區(qū)高溫軋制后，通過奧氏體的反復再結晶，晶粒等軸細化，再經再結晶區(qū)低溫軋制，將再結晶區(qū)高溫軋制后長大的晶粒再次壓扁，通過再結晶使奧氏體晶粒再次細化。從表2可以看出，工藝1再結晶區(qū)控溫軋制后的溫度比常規(guī)兩階段軋制再結晶區(qū)軋制后的溫度低80～100 ℃，導致最終再結晶后的晶粒長大速度變慢，從而獲得相對細小的奧氏體晶粒。未再結晶區(qū)軋制的開軋溫度選擇在接近兩相區(qū)的相變溫度Ar3附近，從而相變前的等待時間縮短，有利于組織細化。同時，由于軋制溫度較低，可減少變形奧氏體中位錯的回復，保證變形奧氏體在相變前保持較高的位錯密度，從而通過位錯強化方式提高鋼板的強度，而且高密度的位錯也為相變提供了更多的形核點，提高了相變形核速率，有利于細化相變組織。另外，較低的軋制溫度還可促進鈮、鈦的碳氮化物在奧氏體內析出，阻止奧氏體晶粒長大，從而細化相變后的晶粒。而軋后直接水冷，避免了待溫過程中的晶粒長大粗化，在冷卻過程中獲得了細小的相變組織，這從EBSD測得的有效晶粒尺寸可以得到驗證，具體結果見表4。從表4可以看出，工藝1試樣的有效晶粒尺寸最小，細小的晶粒使試驗鋼獲得了良好的強度和韌性匹配。

工藝2同樣是采取未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制，但所得試樣的強度和韌性都較低。原因是工藝2采取了常規(guī)兩階段軋制，試驗鋼經再結晶區(qū)軋制后終軋溫度較高，而在未再結晶區(qū)的開軋溫度較低，使得再結晶區(qū)軋制后的中間待溫時間較長，再結晶細化的奧氏體晶粒又重新長大粗化，從而軋制水冷后的晶粒也較粗大，EBSD測得其有效晶粒尺寸為6.97 μm。粗大的組織使工藝2試樣的力學性能低于工藝1，也低于工藝3。

表4 X80管線鋼試樣的有效晶粒尺寸Table 4 Effective grain size of X80 pipeline steel μm

工藝3采取了傳統(tǒng)的奧氏體再結晶區(qū)軋制和未再結晶區(qū)軋制工藝。通過再結晶區(qū)大壓下量軋制，奧氏體發(fā)生反復多次再結晶，晶粒細化；再經未再結晶區(qū)軋制，細小的奧氏體晶粒被壓扁拉長，在奧氏體內形成了高密度的形變帶，增加了晶粒的有效晶界面積，在相變過程中可提供更多的形核點，從而晶粒細化，強度和韌性提高。從表3可見，工藝3試樣的強度適中，韌性略低，這可能與其夾雜物、帶狀組織級別偏高(帶狀3級)有關。

工藝4采取了再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)軋制。與工藝3不同，工藝4在奧氏體再結晶區(qū)軋制了兩次，奧氏體晶粒有效細化。在控冷工藝上，工藝4的返紅溫度略低，冷速略高，使其整體細化效果略好于工藝3，EBSD測得其有效晶粒尺寸為6.38 μm，略小于工藝3的有效晶粒尺寸(6.50 μm)。從性能結果來看，工藝4的沖擊韌性顯著優(yōu)于工藝3，這可能與其細小晶粒和夾雜物級別較低有關；兩者的屈服強度差別不大，但工藝4的抗拉強度卻低于工藝3，這可能與固溶強化、析出強化和細晶強化的貢獻率等有關。工藝4的碳含量和碳當量略低于工藝3，導致其固溶強化效果差于工藝3。兩者的有效晶粒尺寸、終冷溫度和冷卻速度相差不大，所以兩者在細晶強化和析出強化上差別不大。再與工藝1相比，雖然都采取了奧氏體再結晶區(qū)控溫軋制工藝，但工藝4的細化晶粒效果差于工藝1，從性能上看，無論是強度還是韌性也均低于工藝1。

從以上結果和分析可以得出，工藝1的強度和韌性都高于其他3種工藝的，即采用再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制+軋后直接水冷的工藝可以獲得優(yōu)良的力學性能。

2.2 X80管線鋼的微觀組織

從圖1可以看出，4種工藝試驗鋼的顯微組織均以粒狀貝氏體(GB)為主，并伴有不同量的板條貝氏體鐵素體(BF)、準多邊形鐵素體(QF)、針狀鐵素體以及少量彌散分布的M/A島。工藝1試樣的晶粒最細小、分布也最均勻，板條貝氏體數(shù)量在4種試驗鋼中最高，有利于提高鋼的強度。從SEM照片上看，針狀鐵素體形貌明顯，由于針狀鐵素體內含有彼此咬合、互相交錯分布的細小鐵素體板條束結構，可以有效地阻止裂紋在其中的擴展，因此試驗鋼具有良好的強韌性[7]。試驗鋼中的M/A島含量較少，且尺寸較小，以粒狀彌散分布在貝氏體晶界。工藝2和工藝4兩種試樣的組織相對較粗大，并含有大塊的貝氏體組織，一定程度上影響了鋼的強度和沖擊韌性，使綜合力學性能變差。工藝3試樣的組織分布比較均勻，以粒狀貝氏體為主，并含有一定量的板條狀組織，強度較高。綜上所述，工藝1這種以粒狀貝氏體為主，并伴有板條貝氏體鐵素體、針狀鐵素體、準多邊形鐵素體以及少量彌散分布的M/A島的多相復合組織，使試驗鋼獲得了良好的強韌性匹配。

圖1 X80管線鋼的SEM照片F(xiàn)ig.1 SEM photos of X80 pipeline steel

工藝1和工藝4試樣的TEM照片如圖2所示?？梢?，工藝1試樣的組織為粒狀貝氏體(GB)、板條狀貝氏體鐵素體(BF)和準多邊形鐵素體(QF)。由于工藝1試樣在未再結晶區(qū)的軋制溫度較低且在高冷速下相變，致使BF板條狀組織明顯，如圖2(a)所示。板條束結構由取向相近的貝氏體鐵素體板條組成，寬度約1 μm，板條內分布有大量高密度的纏結位錯，板條間有片狀的M/A島。圖2(b)為板條形態(tài)的GB成束分布，GB板條之間為片狀的M/A島。如圖2(c,d)所示，在透射電鏡下觀察工藝4試樣的板條組織不明顯，主要為粒狀貝氏體(GB)和準多邊形鐵素體(QF)，板條狀貝氏體(BF)和M/A很少。圖2(d)中左側為粒狀貝氏體，右側位錯密度相對較小的位置為多邊形鐵素體或準多邊形鐵素體，同時伴有一些細小、彌散分布的析出相，與位錯纏結在一起，阻礙位錯遷移，起到沉淀強化的作用。由透射電鏡觀察可知，試驗鋼中M/A島的數(shù)量較少，且尺寸較小，這與試驗鋼的碳含量較低以及冷速較高有關，這兩者綜合作用會導致M/A島的數(shù)量減少及尺寸減小[8]。雖然M/A島為脆性組成物，可能對管線鋼的韌性不利，但有資料表明[9]，當鋼中的M/A島尺寸細小、均勻分布時，有利于改善鋼的強韌性。

圖2 X80管線鋼的TEM照片F(xiàn)ig.2 TEM photos of X80 pipeline steel

通過透射電鏡對位錯形態(tài)進行觀察，結果如圖3所示?？梢?，工藝4試樣的位錯密度相對較低，未見位錯胞狀結構；工藝1試樣的位錯密度較高，有位錯胞出現(xiàn)，胞狀結構的位錯有利于提高管線鋼的綜合力學性能。工藝1采取奧氏體未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制，較低的軋制溫度使奧氏體在形變過程中產生大量的位錯并得以保留下來，從而增加了最終轉變產物中的位錯密度，高密度的位錯纏結在一起，使晶粒內部的滑移和協(xié)調相鄰晶粒變形的難度增加，從而提高鋼的強韌性[10]。

圖3 試驗鋼的TEM位錯形態(tài) Fig.3 TEM morphologies of dislocation in X80 pipeline steel

3 結論

(1)采用奧氏體再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制+軋后直接水冷的工藝生產的X80管線鋼板的力學性能最好，強度和韌性比其他3種軋制工藝有明顯的提高，強韌性指標均滿足API 5L標準要求。

(2)采用奧氏體再結晶區(qū)控溫軋制+未再結晶區(qū)近兩相區(qū)軋制+軋后直接水冷的工藝獲得的X80管線鋼的組織以粒狀貝氏體為主，并伴有貝氏體鐵素體、針狀鐵素體、準多邊形鐵素體以及少量M/A的多相復合組織，晶粒細小、分布均勻，有效提高了試驗鋼的強度，并改善了韌性。