軋后冷卻速率對22 mm厚X80M熱軋帶鋼組織和力學(xué)性能的影響

劉 妍，王 棟2，王建鋼3, 王 皓

(內(nèi)蒙古包鋼鋼聯(lián)股份有限公司1.技術(shù)中心，2.稀土鋼板材廠，3.銷售分公司，包頭 014010)

0 引 言

“西氣東輸”三線、四線，中俄東線等是近些年我國天然氣輸送的重點(diǎn)戰(zhàn)略性工程，該工程主管線主要采用22 mm厚X80M管線鋼，輸送壓力達(dá)到12 MPa。目前，我國能批量生產(chǎn)X80級管線鋼熱軋卷板的鋼鐵企業(yè)并不多，多數(shù)處在實(shí)驗(yàn)室試制階段[1-4]；如何提高低溫抗落錘撕裂性能是采用熱連軋工藝開發(fā)厚規(guī)格高鋼級管線鋼的技術(shù)難點(diǎn)[5-6]。螺旋縫埋弧焊接是采用管線鋼熱軋卷板制管的主要工藝；該焊接工藝對管線鋼碳當(dāng)量的要求很高，這限制了鋼中合金元素的添加量，導(dǎo)致通過增加合金元素含量以提高強(qiáng)韌性的技術(shù)受到限制。目前，國內(nèi)外針對工業(yè)生產(chǎn)X80級管線鋼低溫抗落錘撕裂性能的研究鮮有報(bào)道。

采用不同軋制工藝生產(chǎn)管線鋼的最終顯微組織有所不同，因此其性能存在較大差異。為獲得抗落錘撕裂性能優(yōu)良的組織，生產(chǎn)過程中的控軋控冷工藝尤為重要。在制定控軋控冷工藝之前，要獲得其連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(CCT)曲線。為此，作者以22 mm厚X80M管線鋼為研究對象，采用熱模擬試驗(yàn)，結(jié)合顯微組織繪制出該鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線，確定了有利于提高低溫抗落錘撕裂性能的冷卻速率范圍；利用2 250 mm熱連軋機(jī)組進(jìn)行工業(yè)試制，研究了軋后冷卻速率對X80M帶鋼組織、拉伸性能以及低溫抗落錘撕裂性能的影響，確定了最佳的冷卻速率，并采用最佳冷卻速率進(jìn)行了批量化生產(chǎn)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某鋼廠冶煉的X80M管線鋼鑄坯，化學(xué)成分見表1，鋼中氫元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)不大于2.0×10-6，氧元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)不大于3.0×10-5。

表1 X80M管線鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of X80M pipeline steel (mass) %

將X80M管線鋼鑄坯加工成尺寸為φ10 mm×80 mm的圓柱體熱壓縮試樣，在Gleeble-1500D型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱壓縮試驗(yàn)。試樣先以10 ℃·s-1的速率升溫到1 180 ℃，保溫5 min完成奧氏體化，然后以5 ℃·s-1的速率冷卻至820 ℃，進(jìn)行壓下率為30%的壓縮變形，應(yīng)變速率為1 s-1，壓縮變形后再分別以0.5，1，2，5，10，15，20，30，40 ℃·s-1的速率冷卻至室溫。在熱壓縮試驗(yàn)過程中采集溫度、時(shí)間、膨脹量等試驗(yàn)數(shù)據(jù)。在熱壓縮變形前后的試樣上取樣，經(jīng)磨拋，用體積分?jǐn)?shù)為3%的硝酸酒精溶液腐蝕后，在Axiovert.A1型光學(xué)顯微鏡(OM)上觀察室溫顯微組織。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果繪制動(dòng)態(tài)CCT曲線，確定工業(yè)試制時(shí)的冷卻速率范圍。

利用2 250 mm熱連軋機(jī)組進(jìn)行X80M帶鋼的工業(yè)試制試驗(yàn)，鑄坯厚度為230 mm，開軋溫度不低于1 050 ℃，粗軋末道次開軋溫度為(980±5) ℃，粗軋末道次壓下率為26%，中間坯厚度為68 mm，精軋開軋溫度為(950±5) ℃，精軋終軋溫度為(800±5) ℃，精軋累積壓下率為67.6%，卷取溫度為(400±5) ℃，帶鋼厚度為22 mm。根據(jù)顯微組織及力學(xué)性能檢測結(jié)果確定最佳冷卻速率。

采用由工業(yè)試制試驗(yàn)確定的最佳冷卻速率，使用2 250 mm熱連軋機(jī)組進(jìn)行22 mm厚X80M帶鋼的批量生產(chǎn)，精軋終軋溫度、卷取溫度、開軋溫度、粗軋末道次開軋溫度、粗軋末道次壓下率、中間坯厚度、精軋開軋溫度、精軋累積壓下率等其他參數(shù)同前。

在帶鋼上取樣，經(jīng)研磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)為3%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Axiovert.A1型光學(xué)顯微鏡和LEOEVO50HV型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織，按照ASTM E112、ASTM E45、ASTM E3進(jìn)行晶粒度檢驗(yàn)。按照GB/T 2975-2018，在帶鋼距端部1 m外、帶寬1/4處取矩形試樣，取樣方向與軋制方向成30°角。按照ASTM A370-2017，在矩形試樣上截取直徑為12.7 mm的圓棒狀拉伸試樣，標(biāo)距為50 mm，采用Z150型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，第一階段(彈性變形階段)拉伸速度為1 mm·min-1，第二階段(塑性變形階段)為20 mm·min-1。按照ASTM A370-2017，采用JBS-750型全自動(dòng)送樣擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，開V型缺口，取樣方向與軋制方向成30°角，試驗(yàn)溫度為-20 ℃。根據(jù)SY/T 6476-2017，采用DWTT-50000型落錘撕裂試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行抗落錘撕裂試驗(yàn)(DWTT)，DWTT試樣尺寸為305 mm×76.2 mm×22 mm。在工業(yè)試制帶鋼上取樣時(shí)的方向與軋制方向成30°角，測試溫度為-15 ℃；在批量生產(chǎn)帶鋼上取樣時(shí)的方向分別為平行于軋制方向(縱向)、垂直于軋制方向(橫向)以及與軋制方向成30°角，測試溫度為-60～20 ℃。利用斷口分析儀測試并計(jì)算得到DWTT剪切面積分?jǐn)?shù)，繪制得到剪切面積分?jǐn)?shù)-溫度曲線，確定韌脆轉(zhuǎn)變溫度。采用LEOEVO50HV型場發(fā)射掃描電鏡觀察取樣方向與軋制方向成30°角試樣的DWTT斷口形貌。

圖2 不同冷卻速率下試驗(yàn)鋼的室溫顯微組織Fig.2 Microstructures at room temperature of test steel at different cooling rates

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 動(dòng)態(tài)CCT曲線及冷卻速率的確定

由圖1可以看出：試驗(yàn)鋼的相變溫度為450～780 ℃；隨著冷卻速率的增大，相變開始溫度降低。

圖1 試驗(yàn)鋼的動(dòng)態(tài)CCT曲線Fig.1 Dynamic CCT curves of test steel

由圖1和圖2分析可知：當(dāng)冷卻速率為0.5 ℃·s-1時(shí)，奧氏體的相變產(chǎn)物主要是鐵素體(F)和少量珠光體(P)，其中鐵素體主要為多邊形鐵素體(PF)，同時(shí)存在極少量的針狀鐵素體(AF)；當(dāng)冷卻速率為1 ℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼組織以針狀鐵素體為主，珠光體減少，但仍可見一定比例的多邊形鐵素體；當(dāng)冷卻速率提高到2 ℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w(GB)，同時(shí)存在較粗大的馬氏體/奧氏體(M/A)島，M/A島大多呈粒狀和短桿狀；當(dāng)冷卻速率達(dá)到5 ℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼組織仍主要為粒狀貝氏體和M/A島，且粒狀貝氏體和M/A島相較于冷卻速率為2 ℃·s-1下的發(fā)生細(xì)化，同時(shí)組織中還出現(xiàn)少量的鐵素體貝氏體(FB)；當(dāng)冷卻速率達(dá)到10 ℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼組織中針狀鐵素體特征明顯，晶界較模糊，晶粒間分布著細(xì)小的M/A島；當(dāng)冷卻速率為20 ℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼組織主要為針狀鐵素體和粒狀貝氏體，針狀鐵素體含量最高，多邊形鐵素體幾乎全部消失，M/A島含量增加，并呈現(xiàn)拉長狀；當(dāng)冷卻速率為30 ℃·s-1時(shí)，試驗(yàn)鋼組織以鐵素體貝氏體為主，相比于冷卻速率為20 ℃·s-1下的，針狀鐵素體變得細(xì)小、含量減少，貝氏體和M/A島含量增加，且M/A島較細(xì)小,呈彌散分布；當(dāng)冷卻速率增至40 ℃·s-1時(shí)，針狀鐵素體消失，試驗(yàn)鋼組織主要為板條狀馬氏體。

多邊形鐵素體在高溫轉(zhuǎn)變區(qū)形成，且在冷速較低條件下在奧氏體的三叉晶界和晶界拐彎處優(yōu)先形核，并擴(kuò)散長大；多邊形鐵素體能越過原奧氏體晶界生長，從而覆蓋原奧氏體晶界，導(dǎo)致組織連續(xù)性及材料韌性的降低[7-8]。針狀鐵素體組織中存在大量位錯(cuò)，在受到?jīng)_擊時(shí)位錯(cuò)相互纏繞，并與碳化物相互釘扎；由于裂紋擴(kuò)展是靠位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)實(shí)現(xiàn)的，因此針狀鐵素體表現(xiàn)出良好的抗動(dòng)態(tài)撕裂能力[9-10]。低碳粒狀貝氏體可以發(fā)生相變強(qiáng)化，能同時(shí)提高鋼的強(qiáng)度和韌塑性[11-12]。M/A島可以降低應(yīng)力集中以避免在承載時(shí)成為裂紋源和裂紋擴(kuò)展的低能通道；同時(shí)M/A島在基體中呈彌散分布，島與島之間存在韌性良好的針狀鐵素體，這種組織結(jié)構(gòu)能避免裂紋連續(xù)擴(kuò)展通道的形成[13-15]，從而阻礙裂紋的擴(kuò)展。因此，針狀鐵素體+粒狀貝氏體+少量M/A島的組織結(jié)構(gòu)是試驗(yàn)鋼獲得較高強(qiáng)度和良好韌性的前提，有利于提高試驗(yàn)鋼的抗落錘撕裂性能[16-17]。

綜上可知，當(dāng)冷卻速率為20～30 ℃·s-1時(shí)，X80M管線鋼可以獲得針狀鐵素體+粒狀貝氏體+少量M/A島的理想組織。

2.2 冷卻速率對工業(yè)試制帶鋼組織和性能的影響

由于工業(yè)生產(chǎn)時(shí)冷卻速率無法實(shí)現(xiàn)實(shí)驗(yàn)室的精確控制，因此基于上述試驗(yàn)結(jié)果，選擇了軋后冷卻速率為5，15，25 ℃·s-1進(jìn)行工業(yè)試制試驗(yàn)。由圖3可以看出：隨著冷卻速率的增大，工業(yè)試制帶鋼的顯微組織發(fā)生明顯變化，其M/A島變得更加細(xì)小，分布更加彌散。在較高的冷卻速率下，針狀鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度較低，相變驅(qū)動(dòng)力變大;同時(shí)碳原子擴(kuò)散不充分導(dǎo)致鐵素體/奧氏體相界碳富集不充分，低溫時(shí)不能轉(zhuǎn)變?yōu)镸/A島，因此針狀鐵素體內(nèi)的M/A島變得細(xì)小，分布也更彌散[18-20]。

圖3 不同軋后冷卻速率下工業(yè)試制帶鋼心部的SEM形貌Fig.3 SEM morphology in core of strip steel by industrial trial manufacturing at different cooling rates after rolling

由表2可以看出，當(dāng)冷卻速率從5 ℃·s-1增大到25 ℃·s-1時(shí)，工業(yè)試制帶鋼的屈服強(qiáng)度Rt0.5、抗拉強(qiáng)度Rm、斷后伸長率A50、剪切面積分?jǐn)?shù)以及沖擊功Ak均增大。結(jié)合顯微組織分析可知，在冷卻速率為25 ℃·s-1條件下得到由極細(xì)鐵素體、粒狀貝氏體及彌散分布的細(xì)小M/A島組成的組織，使得試驗(yàn)鋼具有最好的強(qiáng)韌性能[21-22]。

2.3 批量生產(chǎn)帶鋼的組織和性能

根據(jù)前期試制結(jié)論，確定較佳的冷卻速率為25 ℃·s-1，在此冷卻速率下進(jìn)行批量生產(chǎn)。由圖4可以看出，在該冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼不同位置處的晶粒細(xì)小，組織均勻，且組織主要由針狀鐵素體、粒狀貝氏體及少量M/A島組成。粒狀貝氏體和針狀鐵素體的晶粒度為10.5～11.5級。

表2 不同冷卻速率下工業(yè)試制帶鋼的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of strip steel by industrial trial manufacturing at different cooling rates

由圖5可以看出，最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別為565～609 MPa、660～692 MPa，斷后伸長率為26.7%～32.2%，均滿足X80M級別管線鋼的拉伸性能要求。

由圖6可知，最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼在-20 ℃下的沖擊功在260～400 J，滿足設(shè)計(jì)標(biāo)準(zhǔn)要求。

由圖7可以看出，最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼在不同溫度下的DWTT斷口均為韌窩型斷口，說明均發(fā)生了韌性斷裂。

由圖8可見，最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼與軋向成30°、橫向及縱向試樣的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(剪切面積分?jǐn)?shù)在85%時(shí))分別為-33，-13，-40 ℃，基本滿足中石油管線采購要求，即22 mm厚X80M管線鋼在-15 ℃下DWTT剪切面積分?jǐn)?shù)大于85%。綜上可知，在冷卻速率25 ℃·s-1條件下批量生產(chǎn)X80M帶鋼的拉伸性能、沖擊韌性及DWTT性能等均滿足設(shè)計(jì)要求。

圖4 最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼不同位置處的顯微組織Fig.4 Microstructure at different positions of batch-produced strip steel at optimal cooling rate: (a) surface, OM morphology; (b) surface, SEM morphology; (c) 1/4 plate thickness, OM morphology; (d) 1/4 plate thickness, SEM morphology; (e) 1/2 plate thickness, OM morphology and (f) 1/2 plate thickness, SEM morphology

圖5 最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼的拉伸性能分布Fig.5 Mechanical property distribution of batch-produced strip steel at optimal cooling rate: (a) yield strength; (b) tensile strength and (c) percentage elongation after fracture

圖6 最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼在-20 ℃下的沖擊功分布Fig.6 Impact energy distribution at -20 ℃ of batch-produced strip steel at optimal cooling rate

3 結(jié) 論

(1) 當(dāng)冷卻速率為20～30 ℃·s-1時(shí)，可得到有利于提高試驗(yàn)鋼性能的由針狀鐵素體、粒狀貝氏體和彌散分布M/A島組成的顯微組織。

(2) 工業(yè)試制結(jié)果顯示，當(dāng)冷卻速率由5 ℃·s-1提高到25 ℃·s-1時(shí)，帶鋼組織中的M/A島變得細(xì)小，分布更加彌散；在冷卻速率為25 ℃·s-1條件下可得到由極細(xì)鐵素體、粒狀貝氏體及彌散分布M/A島組成的組織，帶鋼的強(qiáng)韌性最佳。

圖7 最佳冷卻速率下批量生產(chǎn)帶鋼在不同溫度下的DWTT斷口形貌Fig.7 DWTT fracture morphology at different temperatures of batch-produced strip steel at optimal cooling rate

圖8 批量生產(chǎn)帶鋼不同方向試樣的DWTT剪切面積分?jǐn)?shù)隨測試溫度的變化曲線Fig.8 DWTT percent shear area of the fracture surface vs testing temperature curves of samples sampled in different directions from batch-produced strip steel: (a) 30° to rolling direction; (b) transverse direction and (c) longitudinal direction

(3) 在冷卻速率25 ℃·s-1下批量生產(chǎn)22 mm厚X80M帶鋼的晶粒細(xì)小，組織均勻，且主要由針狀鐵素體、粒狀貝氏體及少量M/A島組成；在-15 ℃條件下的DWTT剪切面積分?jǐn)?shù)基本大于85%，其DWTT性能、拉伸性能和沖擊韌性均滿足中石油管線采購要求。