800 MPa級(jí)耐酸管線鋼高溫?zé)崴苄匝芯?/h1>
2020-01-09 09:17:20熊志強(qiáng)
武漢科技大學(xué)學(xué)報(bào) 2020年1期
熊志強(qiáng)，徐 光，袁 清
(1.武漢科技大學(xué)省部共建耐火材料與冶金國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081；2. 武漢科技大學(xué)鋼鐵冶金及資源利用省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖北 武漢，430081)
近年來，隨著石油和天然氣工業(yè)的快速發(fā)展，同時(shí)考慮到油氣運(yùn)輸管道特殊的服役環(huán)境及運(yùn)營(yíng)安全性需要，這對(duì)高質(zhì)量耐酸管線鋼的研發(fā)及生產(chǎn)提出了更為嚴(yán)苛的要求，特別是連鑄坯質(zhì)量，其優(yōu)劣程度往往會(huì)影響后續(xù)生產(chǎn)工序乃至成品管材的性能[1]。為確保鑄坯表面質(zhì)量及提高產(chǎn)品綜合合格率，生產(chǎn)中應(yīng)盡量避免鑄坯裂紋(或微裂紋)的出現(xiàn)，但其產(chǎn)生原因極其復(fù)雜。連鑄過程中，凝固坯殼受到鋼水靜壓力、彎曲、應(yīng)變力和矯直等因素的綜合影響，當(dāng)綜合應(yīng)力超過鑄坯高溫強(qiáng)度極限時(shí)，鑄坯中極易產(chǎn)生裂紋[2-5]。根據(jù)現(xiàn)有研究結(jié)果可知，在鑄坯矯直溫度點(diǎn)附近存在第III脆性溫度區(qū)(600～900 ℃)，而不合適的矯直溫度恰是導(dǎo)致大部分鑄坯裂紋產(chǎn)生的原因[6-8]。可見，研究耐酸管線鋼在高溫條件下強(qiáng)度和熱塑性能變化，并在此基礎(chǔ)上制定合理的連鑄矯直工藝，對(duì)于減輕或防止鑄坯中裂紋的產(chǎn)生很有必要。
基于此，本文采用Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)某800 MPa級(jí)耐酸管線鋼鑄坯在600～1000 ℃溫度區(qū)間的高溫?zé)崴苄赃M(jìn)行研究，以期為該鋼種管坯矯直溫度的確定提供依據(jù)。
1 實(shí)驗(yàn)
實(shí)驗(yàn)材料為鑄坯態(tài)耐酸管線鋼，化學(xué)成分如表1所示。為避免鑄坯芯部偏析引起的測(cè)試誤差，從如圖1(a)所示的區(qū)域截取圓柱形管坯，并將其加工成如圖1(b)所示的熱模擬試樣。
在Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，具體步驟為：在氬氣保護(hù)氣氛下，將試樣以5 ℃/s升溫速率加熱至1200 ℃，保溫15 min后，以15 ℃/s的冷卻速率分別將試樣冷卻至目標(biāo)溫度(溫度范圍為600～1000 ℃，每隔50 ℃選取一個(gè)實(shí)驗(yàn)點(diǎn))，保溫1 min后，以0.1 s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行熱拉伸實(shí)驗(yàn)，并記錄拉伸過程中載荷隨變形量的變化曲線。拉斷后采用吹氣淬火的方式將各試樣冷卻至室溫(冷速約為100 ℃/s)，以保留鋼樣高溫狀態(tài)下的組織與斷口形貌。
實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，根據(jù)實(shí)驗(yàn)鋼的載荷-變形量曲線，確定不同測(cè)試溫度下試樣的抗拉強(qiáng)度σb(σb=Pmax/A0，Pmax為拉伸時(shí)載荷最大值，A0為原始截面面積)。采用XTL-5000型體視顯微鏡(SM)結(jié)合Image-Pro Plus 6.0軟件對(duì)各試樣斷口進(jìn)行表征，并計(jì)算斷口面積A，進(jìn)而得到各試樣的斷面收縮率RA(RA=(A0-A)/A×100%)[9]。利用Nova 400 Nano型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察熱拉伸試樣的斷口形貌。在斷口附近處取樣并制成金相樣品，經(jīng)打磨、拋光、侵蝕后，運(yùn)用Zeiss光學(xué)顯微鏡(OM)觀察金相組織。采用HV-1000A型顯微硬度計(jì)測(cè)定試樣中不同組織的維氏硬度，載荷為0.05 kgf，加載時(shí)間為10 s，各區(qū)域測(cè)量3個(gè)點(diǎn)取平均值。
(a)取樣位置 (b)試樣尺寸
圖1 鑄坯斷面取樣位置及熱拉伸試樣尺寸
Fig.1 Sampling position at billet section and size of hot tensile sample
2 結(jié)果與討論
2.1 高溫?zé)崴苄?/h3>
基于體視顯微鏡下拍攝所得斷口的宏觀形貌照片，模擬得到不同測(cè)試溫度下熱拉伸試樣斷口的三維形貌如圖2所示。由圖2可見，除圖2(a)(拉伸溫度為600 ℃)所示的斷口呈現(xiàn)經(jīng)典圓形，其他拉伸溫度下試樣斷口邊緣較不規(guī)則，并且斷口中心有不同程度的凹陷，特別是當(dāng)溫度為1000 ℃時(shí)，斷口緊縮程度最大，中心處凹陷孔洞也最深。從圖2還可以觀察到，在700～850 ℃溫度范圍拉伸時(shí)，所得試樣的斷口面積大于其他溫度下的拉伸試樣。
(a)600 ℃ (b)650 ℃ (c)700 ℃
(d)750 ℃ (e)800 ℃ (f)850 ℃
(g)900 ℃ (h)950 ℃ (i)1000 ℃
圖2 熱拉伸試樣斷口的三維形貌
Fig.2 Three-dimensional fracture morphology of hot tensile samples
實(shí)驗(yàn)鋼斷面收縮率RA和抗拉強(qiáng)度σb隨溫度的變化曲線如圖3所示。通常而言，斷面收縮率是衡量金屬材料熱塑性能的重要指標(biāo)，抗拉強(qiáng)度則反映了材料的高溫強(qiáng)度。由圖3(a)可知，在測(cè)試溫度范圍內(nèi)，實(shí)驗(yàn)鋼種的斷面收縮率RA均在70%以上，若以RA<60%作為材料的脆性判據(jù)[10]，可以看出，實(shí)驗(yàn)鋼在600～1000 ℃溫度范圍表現(xiàn)出了較好的熱塑性。此外，實(shí)驗(yàn)鋼斷面收縮率隨拉伸溫度的升高呈先降低后增加的趨勢(shì)，在1000 ℃拉伸時(shí)，試樣RA達(dá)到最大值(約為91%)。實(shí)驗(yàn)鋼熱塑性曲線整體呈“口袋形”，僅在700～850 ℃溫度范圍出現(xiàn)塑性低谷區(qū)。
由圖3(b)可見，實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨溫度的升高呈降低趨勢(shì)，且拉伸溫度為1000 ℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度僅為91 MPa。從圖3(b)還可以觀察到，當(dāng)拉伸溫度由600 ℃升至650 ℃，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度降幅較大，斜率(絕對(duì)值)約為2.34 MPa/℃，而在650～1000 ℃溫度區(qū)間，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度下降較為緩慢，斜率約為0.355 MPa/℃(Origin 8.0軟件線性擬合所得)。
(a) 高溫?zé)崴苄郧€ (b) 高溫強(qiáng)度曲線
圖3 實(shí)驗(yàn)鋼高溫?zé)崴苄郧€和高溫強(qiáng)度曲線
Fig.3 Curves of high temperature hot ductility and tensile strength of the tested steel
2.2 斷口形貌及組織分析
不同拉伸溫度下鋼樣斷口的低倍形貌如圖4所示。由圖4可見，各溫度下的拉伸斷口中均可以觀察到尺寸和深淺不同的孔洞，且斷口表面不平整，部分?jǐn)嗫谥写嬖谳^深孔洞；當(dāng)拉伸溫度在700～850 ℃區(qū)間時(shí)，試樣斷口孔洞數(shù)量明顯少于其他拉伸溫度下的試樣，而該溫度范圍恰對(duì)應(yīng)于圖3(a)所示的塑性低谷區(qū)。
(a)600 ℃ (b)650 ℃ (c)700 ℃
(d)750 ℃ (e)800 ℃ (f)850 ℃
(g)900 ℃ (h)950 ℃ (i)1000 ℃
圖4 熱拉伸試樣斷口的宏觀形貌
Fig.4 Macroscopic fracture morphology of hot tensile samples
圖5所示為熱拉伸試樣斷口的微觀形貌。從圖5可以觀察到，當(dāng)拉伸溫度為600 ℃時(shí)，試樣斷口基本由大小不同的等軸韌窩組成，隨著溫度的升高，韌窩由深變淺。當(dāng)拉伸溫度為750、800 ℃時(shí)，較大的等軸韌窩轉(zhuǎn)變?yōu)榻饫砻婊驋佄锞€形韌窩，圖5(e)和圖5(g)所示的高倍照片顯示，試樣斷口中僅有尺寸較小的韌窩存在，此時(shí)斷裂類型表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂+韌性斷裂；隨著拉伸溫度進(jìn)一步升高，各試樣斷口又開始出現(xiàn)大小不一的韌窩，且大韌窩所占比例逐漸提升，這意味著實(shí)驗(yàn)鋼韌性隨著溫度的升高而提高；當(dāng)拉伸溫度為1000 ℃時(shí)，在圖5(k)中觀察到由于頸縮而在芯部形成的大孔洞，孔洞內(nèi)壁無韌窩，也未表現(xiàn)出脆性解理形貌。
(a)600 ℃ (b)650 ℃ (c)700 ℃
(d)750 ℃，低倍 (e)750 ℃，高倍 (f)800 ℃，低倍 (g)800 ℃,高倍
(h)850 ℃ (i)900 ℃ (j)950 ℃ (k)1000 ℃
圖5 熱拉伸試樣斷口的微觀形貌
Fig.5 Microcosmic fracture morphology of hot tensile samples
圖6所示為熱拉伸試樣斷口附近區(qū)域的室溫組織，其中圖6(c)為650 ℃拉伸試樣縱向截面組織，其他圖均為試樣橫向截面組織。從圖6可以觀察到，當(dāng)變形溫度為600 ℃時(shí)，試樣室溫組織主要由貝氏體(B)構(gòu)成，當(dāng)溫度升高至650 ℃，室溫組織為貝氏體(B)+馬氏體(M)混合組織，且貝氏體組織延拉伸方向變形，馬氏體組織未觀察到明顯變形。在600 ℃拉伸時(shí)，由于奧氏體過冷度較高，貝氏體形核長(zhǎng)大速率較快，在變形前保溫1 min階段，原始奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，而變形溫度升至650 ℃，奧氏體過冷度變小，形核速率減慢，原始奧氏體無法在1 min內(nèi)相變完全，部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體在變形后較大的冷卻速率下(淬火)，轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織。當(dāng)拉伸溫度在700～850 ℃范圍時(shí)，從圖中可以觀察到在原奧氏體邊界存在部分薄膜狀先共析鐵素體，如箭頭所示位置。該溫度區(qū)間內(nèi)的先共析鐵素體強(qiáng)度只有奧氏體的1/4，有外力作用時(shí)，變形首先發(fā)生在晶界處先共析鐵素體內(nèi)，當(dāng)外力超過其最大承載能力時(shí)，材料會(huì)發(fā)生沿晶脆性斷裂。
根據(jù)Mintz等[6]研究結(jié)果，在兩相區(qū)內(nèi)，鋼的塑性與奧氏體晶界上先析出鐵素體網(wǎng)膜厚度有關(guān)，當(dāng)網(wǎng)膜厚度為20 μm時(shí)，材料塑性降低最顯著。結(jié)合圖6可知，在750 ℃下拉伸時(shí)，鋼樣中鐵素體網(wǎng)膜厚度最厚，約為4.5 μm；當(dāng)拉伸溫度為700、800、850 ℃時(shí)，鐵素體網(wǎng)膜厚度與750 ℃下相比略有減小，約在1.5～2.9 μm之間，均遠(yuǎn)小于20 μm。較薄的鐵素體網(wǎng)膜也會(huì)成為裂紋萌發(fā)的起點(diǎn)，但此時(shí)裂紋難以沿網(wǎng)膜擴(kuò)展，特別是在拉伸過程中，鐵素體網(wǎng)膜被拉伸或者截?cái)啵炊泳徚肆鸭y的擴(kuò)展，這可能是實(shí)驗(yàn)鋼種具有較好的高溫?zé)崴苄缘脑蛑弧?/p>
(a)600 ℃ (b)650 ℃，橫向截面 (c)650 ℃，縱向截面
(d)700 ℃ (e)750 ℃ (f)800 ℃ (g)850 ℃
(h)900 ℃ (i)950 ℃ (j)1000 ℃
圖6 熱拉伸試樣斷口附近的金相組織
Fig.6 Microstructure near the fracture of hot tensile samples
2.3 顯微硬度
不同拉伸溫度下試樣中貝氏體和馬氏體組織的維氏硬度平均值列于表2中，選取4處典型壓痕的照片示于圖7中，圖中壓痕面積越大，表示試樣硬度值越小。結(jié)合表2和圖7可知，拉伸溫度為600 ℃時(shí)，試樣室溫組織為純貝氏體，而650 ℃拉伸試樣的室溫組織為貝氏體(圖7(b))和馬氏體(圖7(c))混合組織,其他溫度拉伸試樣均為純馬氏體組織。另外，實(shí)驗(yàn)鋼種馬氏體平均硬度在HV361～381之間，而貝氏體維氏硬度相對(duì)較低(小于HV300)，且650 ℃拉伸試樣中貝氏體硬度大于600 ℃試樣相應(yīng)值，原因可能是測(cè)量前者的貝氏體硬度時(shí)易受到其周圍馬氏體組織的影響。
表2 熱拉伸試樣室溫組織的顯微硬度
Table 2 Microhardness of room-temperature microstructure of hot tensile samples
溫度/℃顯微硬度HV0.05貝氏體馬氏體600264-650295381700-376750-375800-371850-366900-369950-3611000-364
由表2還可見，拉伸溫度對(duì)馬氏體硬度也有一定影響，總的趨勢(shì)是拉伸溫度越高，馬氏體硬度越低，這與組織的回復(fù)程度有關(guān)，即變形時(shí)的溫度越高，變形組織越容易發(fā)生回復(fù)，位錯(cuò)密度減小，馬氏體組織硬度降低。
(a)600 ℃ (b)650 ℃，貝氏體區(qū)
(c)650 ℃，馬氏體區(qū) (d)950 ℃
圖7 熱拉伸試樣顯微硬度壓痕圖
Fig.7 Microhardness indentation images of hot tensile samples
另一方面，本研究中所有試樣均為在1200 ℃下保溫15 min后再降低至目標(biāo)溫度進(jìn)行熱拉伸實(shí)驗(yàn)，故拉伸時(shí)試樣的初始奧氏體晶粒尺寸基本相同，室溫馬氏體組織粗細(xì)程度也應(yīng)該差異不大，由此可見，原奧氏體晶粒度對(duì)馬氏體組織硬度影響較小。
3 結(jié)論
(1)800 MPa級(jí)耐酸管線鋼在600～1000 ℃溫度范圍具有較好的高溫塑性，斷面收縮率均大于70%。
(2)實(shí)驗(yàn)鋼在700～850 ℃溫度范圍存在塑性低谷區(qū)，為避免鑄坯裂紋，鑄坯矯直溫度應(yīng)避開該溫度區(qū)間。實(shí)驗(yàn)鋼種出現(xiàn)塑性低谷區(qū)的原因可能是先共析鐵素體網(wǎng)膜的析出，這可以成為裂紋萌生的起點(diǎn)，但由于所形成的鐵素體網(wǎng)膜厚度較小，最厚處僅約為4.5 μm，因此，變形誘發(fā)的裂紋難以在較薄的網(wǎng)膜中擴(kuò)展，延緩了裂紋的延伸，這使得鋼種總體韌性維持在較高水平。
(3)隨著拉伸溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的高溫強(qiáng)度呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)，600 ℃下實(shí)驗(yàn)鋼種的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)353 MPa。
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基于此，本文采用Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)某800 MPa級(jí)耐酸管線鋼鑄坯在600～1000 ℃溫度區(qū)間的高溫?zé)崴苄赃M(jìn)行研究，以期為該鋼種管坯矯直溫度的確定提供依據(jù)。
1 實(shí)驗(yàn)
實(shí)驗(yàn)材料為鑄坯態(tài)耐酸管線鋼，化學(xué)成分如表1所示。為避免鑄坯芯部偏析引起的測(cè)試誤差，從如圖1(a)所示的區(qū)域截取圓柱形管坯，并將其加工成如圖1(b)所示的熱模擬試樣。
在Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，具體步驟為：在氬氣保護(hù)氣氛下，將試樣以5 ℃/s升溫速率加熱至1200 ℃，保溫15 min后，以15 ℃/s的冷卻速率分別將試樣冷卻至目標(biāo)溫度(溫度范圍為600～1000 ℃，每隔50 ℃選取一個(gè)實(shí)驗(yàn)點(diǎn))，保溫1 min后，以0.1 s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行熱拉伸實(shí)驗(yàn)，并記錄拉伸過程中載荷隨變形量的變化曲線。拉斷后采用吹氣淬火的方式將各試樣冷卻至室溫(冷速約為100 ℃/s)，以保留鋼樣高溫狀態(tài)下的組織與斷口形貌。
實(shí)驗(yàn)結(jié)束后，根據(jù)實(shí)驗(yàn)鋼的載荷-變形量曲線，確定不同測(cè)試溫度下試樣的抗拉強(qiáng)度σb(σb=Pmax/A0，Pmax為拉伸時(shí)載荷最大值，A0為原始截面面積)。采用XTL-5000型體視顯微鏡(SM)結(jié)合Image-Pro Plus 6.0軟件對(duì)各試樣斷口進(jìn)行表征，并計(jì)算斷口面積A，進(jìn)而得到各試樣的斷面收縮率RA(RA=(A0-A)/A×100%)[9]。利用Nova 400 Nano型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察熱拉伸試樣的斷口形貌。在斷口附近處取樣并制成金相樣品，經(jīng)打磨、拋光、侵蝕后，運(yùn)用Zeiss光學(xué)顯微鏡(OM)觀察金相組織。采用HV-1000A型顯微硬度計(jì)測(cè)定試樣中不同組織的維氏硬度，載荷為0.05 kgf，加載時(shí)間為10 s，各區(qū)域測(cè)量3個(gè)點(diǎn)取平均值。
(a)取樣位置 (b)試樣尺寸
圖1 鑄坯斷面取樣位置及熱拉伸試樣尺寸
Fig.1 Sampling position at billet section and size of hot tensile sample
2 結(jié)果與討論
2.1 高溫?zé)崴苄?/h3>
基于體視顯微鏡下拍攝所得斷口的宏觀形貌照片，模擬得到不同測(cè)試溫度下熱拉伸試樣斷口的三維形貌如圖2所示。由圖2可見，除圖2(a)(拉伸溫度為600 ℃)所示的斷口呈現(xiàn)經(jīng)典圓形，其他拉伸溫度下試樣斷口邊緣較不規(guī)則，并且斷口中心有不同程度的凹陷，特別是當(dāng)溫度為1000 ℃時(shí)，斷口緊縮程度最大，中心處凹陷孔洞也最深。從圖2還可以觀察到，在700～850 ℃溫度范圍拉伸時(shí)，所得試樣的斷口面積大于其他溫度下的拉伸試樣。
(a)600 ℃ (b)650 ℃ (c)700 ℃
(d)750 ℃ (e)800 ℃ (f)850 ℃
(g)900 ℃ (h)950 ℃ (i)1000 ℃
圖2 熱拉伸試樣斷口的三維形貌
Fig.2 Three-dimensional fracture morphology of hot tensile samples
實(shí)驗(yàn)鋼斷面收縮率RA和抗拉強(qiáng)度σb隨溫度的變化曲線如圖3所示。通常而言，斷面收縮率是衡量金屬材料熱塑性能的重要指標(biāo)，抗拉強(qiáng)度則反映了材料的高溫強(qiáng)度。由圖3(a)可知，在測(cè)試溫度范圍內(nèi)，實(shí)驗(yàn)鋼種的斷面收縮率RA均在70%以上，若以RA<60%作為材料的脆性判據(jù)[10]，可以看出，實(shí)驗(yàn)鋼在600～1000 ℃溫度范圍表現(xiàn)出了較好的熱塑性。此外，實(shí)驗(yàn)鋼斷面收縮率隨拉伸溫度的升高呈先降低后增加的趨勢(shì)，在1000 ℃拉伸時(shí)，試樣RA達(dá)到最大值(約為91%)。實(shí)驗(yàn)鋼熱塑性曲線整體呈“口袋形”，僅在700～850 ℃溫度范圍出現(xiàn)塑性低谷區(qū)。
由圖3(b)可見，實(shí)驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨溫度的升高呈降低趨勢(shì)，且拉伸溫度為1000 ℃時(shí)，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度僅為91 MPa。從圖3(b)還可以觀察到，當(dāng)拉伸溫度由600 ℃升至650 ℃，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度降幅較大，斜率(絕對(duì)值)約為2.34 MPa/℃，而在650～1000 ℃溫度區(qū)間，實(shí)驗(yàn)鋼抗拉強(qiáng)度下降較為緩慢，斜率約為0.355 MPa/℃(Origin 8.0軟件線性擬合所得)。
(a) 高溫?zé)崴苄郧€ (b) 高溫強(qiáng)度曲線
圖3 實(shí)驗(yàn)鋼高溫?zé)崴苄郧€和高溫強(qiáng)度曲線
Fig.3 Curves of high temperature hot ductility and tensile strength of the tested steel
2.2 斷口形貌及組織分析
不同拉伸溫度下鋼樣斷口的低倍形貌如圖4所示。由圖4可見，各溫度下的拉伸斷口中均可以觀察到尺寸和深淺不同的孔洞，且斷口表面不平整，部分?jǐn)嗫谥写嬖谳^深孔洞；當(dāng)拉伸溫度在700～850 ℃區(qū)間時(shí)，試樣斷口孔洞數(shù)量明顯少于其他拉伸溫度下的試樣，而該溫度范圍恰對(duì)應(yīng)于圖3(a)所示的塑性低谷區(qū)。
(a)600 ℃ (b)650 ℃ (c)700 ℃
(d)750 ℃ (e)800 ℃ (f)850 ℃
(g)900 ℃ (h)950 ℃ (i)1000 ℃
圖4 熱拉伸試樣斷口的宏觀形貌
Fig.4 Macroscopic fracture morphology of hot tensile samples
圖5所示為熱拉伸試樣斷口的微觀形貌。從圖5可以觀察到，當(dāng)拉伸溫度為600 ℃時(shí)，試樣斷口基本由大小不同的等軸韌窩組成，隨著溫度的升高，韌窩由深變淺。當(dāng)拉伸溫度為750、800 ℃時(shí)，較大的等軸韌窩轉(zhuǎn)變?yōu)榻饫砻婊驋佄锞€形韌窩，圖5(e)和圖5(g)所示的高倍照片顯示，試樣斷口中僅有尺寸較小的韌窩存在，此時(shí)斷裂類型表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂+韌性斷裂；隨著拉伸溫度進(jìn)一步升高，各試樣斷口又開始出現(xiàn)大小不一的韌窩，且大韌窩所占比例逐漸提升，這意味著實(shí)驗(yàn)鋼韌性隨著溫度的升高而提高；當(dāng)拉伸溫度為1000 ℃時(shí)，在圖5(k)中觀察到由于頸縮而在芯部形成的大孔洞，孔洞內(nèi)壁無韌窩，也未表現(xiàn)出脆性解理形貌。
(a)600 ℃ (b)650 ℃ (c)700 ℃
(d)750 ℃，低倍 (e)750 ℃，高倍 (f)800 ℃，低倍 (g)800 ℃,高倍
(h)850 ℃ (i)900 ℃ (j)950 ℃ (k)1000 ℃
圖5 熱拉伸試樣斷口的微觀形貌
Fig.5 Microcosmic fracture morphology of hot tensile samples
圖6所示為熱拉伸試樣斷口附近區(qū)域的室溫組織，其中圖6(c)為650 ℃拉伸試樣縱向截面組織，其他圖均為試樣橫向截面組織。從圖6可以觀察到，當(dāng)變形溫度為600 ℃時(shí)，試樣室溫組織主要由貝氏體(B)構(gòu)成，當(dāng)溫度升高至650 ℃，室溫組織為貝氏體(B)+馬氏體(M)混合組織，且貝氏體組織延拉伸方向變形，馬氏體組織未觀察到明顯變形。在600 ℃拉伸時(shí)，由于奧氏體過冷度較高，貝氏體形核長(zhǎng)大速率較快，在變形前保溫1 min階段，原始奧氏體完全轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w，而變形溫度升至650 ℃，奧氏體過冷度變小，形核速率減慢，原始奧氏體無法在1 min內(nèi)相變完全，部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體在變形后較大的冷卻速率下(淬火)，轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體組織。當(dāng)拉伸溫度在700～850 ℃范圍時(shí)，從圖中可以觀察到在原奧氏體邊界存在部分薄膜狀先共析鐵素體，如箭頭所示位置。該溫度區(qū)間內(nèi)的先共析鐵素體強(qiáng)度只有奧氏體的1/4，有外力作用時(shí)，變形首先發(fā)生在晶界處先共析鐵素體內(nèi)，當(dāng)外力超過其最大承載能力時(shí)，材料會(huì)發(fā)生沿晶脆性斷裂。
根據(jù)Mintz等[6]研究結(jié)果，在兩相區(qū)內(nèi)，鋼的塑性與奧氏體晶界上先析出鐵素體網(wǎng)膜厚度有關(guān)，當(dāng)網(wǎng)膜厚度為20 μm時(shí)，材料塑性降低最顯著。結(jié)合圖6可知，在750 ℃下拉伸時(shí)，鋼樣中鐵素體網(wǎng)膜厚度最厚，約為4.5 μm；當(dāng)拉伸溫度為700、800、850 ℃時(shí)，鐵素體網(wǎng)膜厚度與750 ℃下相比略有減小，約在1.5～2.9 μm之間，均遠(yuǎn)小于20 μm。較薄的鐵素體網(wǎng)膜也會(huì)成為裂紋萌發(fā)的起點(diǎn)，但此時(shí)裂紋難以沿網(wǎng)膜擴(kuò)展，特別是在拉伸過程中，鐵素體網(wǎng)膜被拉伸或者截?cái)啵炊泳徚肆鸭y的擴(kuò)展，這可能是實(shí)驗(yàn)鋼種具有較好的高溫?zé)崴苄缘脑蛑弧?/p>
(a)600 ℃ (b)650 ℃，橫向截面 (c)650 ℃，縱向截面
(d)700 ℃ (e)750 ℃ (f)800 ℃ (g)850 ℃
(h)900 ℃ (i)950 ℃ (j)1000 ℃
圖6 熱拉伸試樣斷口附近的金相組織
Fig.6 Microstructure near the fracture of hot tensile samples
2.3 顯微硬度
不同拉伸溫度下試樣中貝氏體和馬氏體組織的維氏硬度平均值列于表2中，選取4處典型壓痕的照片示于圖7中，圖中壓痕面積越大，表示試樣硬度值越小。結(jié)合表2和圖7可知，拉伸溫度為600 ℃時(shí)，試樣室溫組織為純貝氏體，而650 ℃拉伸試樣的室溫組織為貝氏體(圖7(b))和馬氏體(圖7(c))混合組織,其他溫度拉伸試樣均為純馬氏體組織。另外，實(shí)驗(yàn)鋼種馬氏體平均硬度在HV361～381之間，而貝氏體維氏硬度相對(duì)較低(小于HV300)，且650 ℃拉伸試樣中貝氏體硬度大于600 ℃試樣相應(yīng)值，原因可能是測(cè)量前者的貝氏體硬度時(shí)易受到其周圍馬氏體組織的影響。
表2 熱拉伸試樣室溫組織的顯微硬度
Table 2 Microhardness of room-temperature microstructure of hot tensile samples
溫度/℃顯微硬度HV0.05貝氏體馬氏體600264-650295381700-376750-375800-371850-366900-369950-3611000-364
由表2還可見，拉伸溫度對(duì)馬氏體硬度也有一定影響，總的趨勢(shì)是拉伸溫度越高，馬氏體硬度越低，這與組織的回復(fù)程度有關(guān)，即變形時(shí)的溫度越高，變形組織越容易發(fā)生回復(fù)，位錯(cuò)密度減小，馬氏體組織硬度降低。
(a)600 ℃ (b)650 ℃，貝氏體區(qū)
(c)650 ℃，馬氏體區(qū) (d)950 ℃
圖7 熱拉伸試樣顯微硬度壓痕圖
Fig.7 Microhardness indentation images of hot tensile samples
另一方面，本研究中所有試樣均為在1200 ℃下保溫15 min后再降低至目標(biāo)溫度進(jìn)行熱拉伸實(shí)驗(yàn)，故拉伸時(shí)試樣的初始奧氏體晶粒尺寸基本相同，室溫馬氏體組織粗細(xì)程度也應(yīng)該差異不大，由此可見，原奧氏體晶粒度對(duì)馬氏體組織硬度影響較小。
3 結(jié)論
(1)800 MPa級(jí)耐酸管線鋼在600～1000 ℃溫度范圍具有較好的高溫塑性，斷面收縮率均大于70%。
(2)實(shí)驗(yàn)鋼在700～850 ℃溫度范圍存在塑性低谷區(qū)，為避免鑄坯裂紋，鑄坯矯直溫度應(yīng)避開該溫度區(qū)間。實(shí)驗(yàn)鋼種出現(xiàn)塑性低谷區(qū)的原因可能是先共析鐵素體網(wǎng)膜的析出，這可以成為裂紋萌生的起點(diǎn)，但由于所形成的鐵素體網(wǎng)膜厚度較小，最厚處僅約為4.5 μm，因此，變形誘發(fā)的裂紋難以在較薄的網(wǎng)膜中擴(kuò)展，延緩了裂紋的延伸，這使得鋼種總體韌性維持在較高水平。
(3)隨著拉伸溫度的升高，實(shí)驗(yàn)鋼的高溫強(qiáng)度呈現(xiàn)降低的趨勢(shì)，600 ℃下實(shí)驗(yàn)鋼種的抗拉強(qiáng)度最高可達(dá)353 MPa。
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