張 帥 任 毅 王 爽 劉文月 高 紅

(1.海洋裝備用金屬材料及其應(yīng)用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼集團(tuán)鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009)

隨著世界經(jīng)濟(jì)的快速發(fā)展，石油和天然氣的消耗量不斷增大。近年來(lái)油氣開(kāi)采新的增長(zhǎng)點(diǎn)主要在于海洋和邊遠(yuǎn)高寒地區(qū)油氣資源的開(kāi)發(fā)，海洋油氣資源中約50%是處于深水區(qū)域。經(jīng)預(yù)測(cè)，未來(lái)世界油氣總儲(chǔ)量的44%將處于深水區(qū)[1]，未來(lái)十年深海油氣產(chǎn)量有望增長(zhǎng)10倍以上[2- 5]。

海底管線(xiàn)輸送是海洋油氣輸送的主要方式。鑒于深海海底管線(xiàn)的鋪設(shè)和服役條件復(fù)雜，一方面要求鋼管的徑厚比小、壁厚大，表面質(zhì)量和形狀要求嚴(yán)，另一方面，與傳統(tǒng)油氣輸送管線(xiàn)相比，深海管線(xiàn)要求具有良好的橫、縱向強(qiáng)度，低屈強(qiáng)比，低溫起裂和止裂韌性，同時(shí)具有抗大變形、抗腐蝕和抗疲勞等性能[6- 8]。此外，為了獲得更高的輸送效率，海底管線(xiàn)用鋼的最高級(jí)別已經(jīng)達(dá)到X80級(jí)(X80級(jí)是指API SPEC 5L標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的鋼級(jí))?？量痰募夹g(shù)要求使深海管線(xiàn)用鋼的研發(fā)和生產(chǎn)面臨巨大的困難和挑戰(zhàn)。

晶粒細(xì)化和微觀組織控制是提高管線(xiàn)鋼的強(qiáng)韌性、獲得理想性能的有效途徑[9]，其重點(diǎn)之一是在熱軋過(guò)程中控制鋼的奧氏體晶粒和相變。為使厚壁深海管線(xiàn)用鋼具有良好的綜合性能，必須有效控制奧氏體晶粒尺寸和微觀組織類(lèi)型，以達(dá)到理想的晶粒細(xì)化和軟硬相匹配的效果。本文重點(diǎn)研究了熱軋工藝對(duì)壁厚36.5 mm的X80級(jí)深海管線(xiàn)用鋼奧氏體晶粒尺寸和相變行為的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用鋼是一種低C低Mn鋼，并含有 Ni、Mo、Cu、Cr、Nb、Ti等微合金化元素，以達(dá)到細(xì)晶、強(qiáng)化、提高淬透性和耐蝕性的效果。鋼的化學(xué)成分的最大值見(jiàn)表1。從試驗(yàn)鋼上切取φ6 mm的熱模擬試樣，在Gleeble- 3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上按照設(shè)定工藝進(jìn)行模擬熱軋工藝試驗(yàn)。

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

1.1 熱軋溫度對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響

通過(guò)單道次模擬熱軋工藝試驗(yàn)研究奧氏體再結(jié)晶區(qū)的熱軋溫度對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響，具體工藝見(jiàn)圖1。先以10 ℃/s的速度將試樣加熱至1 180 ℃，保溫3 min，然后以1 ℃/s分別冷卻至980、1 050、1 100和1 150 ℃，進(jìn)行20%的熱軋變形，保溫60 s后淬火。

圖1 模擬熱軋工藝示意圖Fig.1 Illustration of the simulated hot- rolling process

1.2 軋制道次變形率對(duì)奧氏體再結(jié)晶的影響

為了研究在總變形率相同的條件下奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制道次變形率分配的不同對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響，在奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制的末段進(jìn)行雙道次熱軋。先以10 ℃/s的速度將試樣加熱至1 180 ℃，保溫3 min，然后以1 ℃/s降溫至1 000 ℃，再按表2工藝進(jìn)行雙道次熱軋。

表2 模擬的雙道次熱軋工藝Table 2 Simulated double- pass hot- rolling processes for the tested steel

1.3 奧氏體非再結(jié)晶區(qū)終軋溫度對(duì)先共析鐵素體量的影響

圖2為研究在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)終軋溫度對(duì)鐵素體相變的影響的工藝示意圖。將試驗(yàn)鋼以10 ℃/s加熱至1 180 ℃、保溫3 min，以1 ℃/s冷卻到1 050 ℃，熱軋17%，以1 ℃/s冷卻到980 ℃，熱軋18%，以1 ℃/s冷卻到830 ℃，熱軋15%，以1 ℃/s分別冷卻到770、790和810 ℃，熱軋15%，以1 ℃/s冷卻20 s后淬火。

試樣經(jīng)模擬熱軋后沿中心線(xiàn)縱向線(xiàn)切割成兩部分，磨制、拋光和經(jīng)飽和苦味酸+洗滌劑溶液熱腐蝕后觀察奧氏體晶粒；拋光試樣經(jīng)3%硝酸酒精溶液腐蝕后進(jìn)行顯微組織形貌觀察。試驗(yàn)設(shè)備為DMIRM光學(xué)顯微鏡和Tecnai G220透射電鏡。

2 試驗(yàn)結(jié)果

圖2 模擬的熱軋工藝示意圖Fig.2 Illustration of the simulated hot- rolling processes

2.1 熱軋溫度對(duì)奧氏體晶粒尺寸的影響

圖3為試驗(yàn)鋼按照?qǐng)D1工藝在奧氏體再結(jié)晶區(qū)的不同溫度熱軋后的奧氏體晶粒形貌?？梢?jiàn)，隨著熱軋溫度的升高，奧氏體晶粒尺寸逐漸增大。鋼在980 ℃熱軋及保溫60 s后，奧氏體晶粒平均尺寸約為50 μm；而在1 100 ℃熱軋及保溫60 s后，奧氏體晶粒較980 ℃熱軋的增大了約1倍。按圖1的模擬熱軋工藝熱軋時(shí)，奧氏體將發(fā)生動(dòng)態(tài)和靜態(tài)再結(jié)晶及晶粒長(zhǎng)大。奧氏體晶粒再結(jié)晶形核與長(zhǎng)大可用公式A=[A0exp(-Q/RT)]1/2計(jì)算，式中A為形核率或長(zhǎng)大速度，A0為初始形核率或初始長(zhǎng)大速度，Q為晶界形成與遷移的激活能，R為氣體常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度?？梢?jiàn)， 熱軋溫度越高，奧氏體晶粒越容易發(fā)生再結(jié)晶且長(zhǎng)大速率越大。

圖3 試驗(yàn)鋼在(a)980、(b)1 050、(c)1 100、(d)1 150 ℃軋制后的奧氏體晶粒Fig.3 Austenite grains of the tested steel rolled at (a) 980, (b) 1 050, (c) 1 100 and (d)1 150 ℃

2.2 軋制道次變形率對(duì)奧氏體再結(jié)晶的影響

對(duì)于厚壁X80級(jí)深海管線(xiàn)用鋼而言，通常采用在奧氏體再結(jié)晶區(qū)的低溫軋制和大的單道次變形率來(lái)促進(jìn)奧氏體晶粒的再結(jié)晶細(xì)化并抑制其長(zhǎng)大。但采用低溫大道次變形率的熱軋工藝會(huì)明顯增大軋制負(fù)荷，對(duì)軋機(jī)性能要求苛刻，所以合理選擇再結(jié)晶區(qū)軋制工藝尤其是軋制末段的道次變形率非常必要。圖4為采用表2工藝模擬熱軋后試樣的奧氏體晶粒形貌?？梢?jiàn)，兩種試樣的奧氏體晶粒大小差異不大。經(jīng)工藝2熱軋的試樣的奧氏體晶粒略小于經(jīng)工藝1熱軋的試樣。

模擬1 000 ℃軋制時(shí)，由于兩種工藝的第1道次變形率ε1較小，不足以促使奧氏體發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，第1道次的變形能被奧氏體通過(guò)晶粒變形儲(chǔ)存；由于兩道次的間隔時(shí)間僅為5 s，奧氏體在第2道次熱軋前的軟化程度有限，第2道次的變形能將與第1道次的變形能累積，促進(jìn)了奧氏體的再結(jié)晶及晶粒細(xì)化。因此，在適當(dāng)調(diào)整和均勻各道次的變形率從而降低單道次變形抗力的情況下，通過(guò)控制熱軋溫度、道次間隔時(shí)間等工藝參數(shù)也可獲得較理想的奧氏體晶粒細(xì)化效果。

圖4 采用表2工藝1(a)和2(b)軋制后鋼的奧氏體晶粒形貌Fig.4 Austenite grains of the tested steel hot- rolled by processes (a) 1 and (b)2 showed in Table 2

2.3 奧氏體非再結(jié)晶區(qū)熱軋對(duì)先共析鐵素體的影響

厚壁X80級(jí)深海管線(xiàn)用鋼微觀組織中宜存在一定比例的先共析鐵素體，以提高韌性和塑性以及控制屈強(qiáng)比。同時(shí)，需對(duì)鐵素體的體積分?jǐn)?shù)和晶粒尺寸進(jìn)行有效控制[10]。圖5是試驗(yàn)鋼按圖2工藝在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)模擬熱軋變形及冷卻后的顯微組織?？梢钥闯?，隨著終軋溫度的變化，鋼中先共析鐵素體的比例和形貌也發(fā)生明顯變化。當(dāng)終軋溫度為810 ℃時(shí)，先共析鐵素體僅零星、不連續(xù)地分布在奧氏體晶界附近；當(dāng)終軋溫度為790 ℃時(shí)，奧氏體晶界上出現(xiàn)連續(xù)分布的先共析鐵素體；當(dāng)終軋溫度為770 ℃時(shí)，先共析鐵素體進(jìn)一步增多，并且鐵素體晶粒向奧氏體晶內(nèi)長(zhǎng)大。

圖5 試驗(yàn)鋼在(a)810、(b)790和(c)770 ℃終軋后的顯微組織Fig.5 Microstructures of the tested steel finish- rolled at (a) 810, (b) 790 and (c) 770 ℃

圖5所示的先共析鐵素體主要為形變誘導(dǎo)鐵素體，是形變奧氏體通過(guò)相變釋放變形儲(chǔ)存能的結(jié)果。在相同條件下，熱軋溫度降低一方面增加了奧氏體形變能，另一方面也更接近Ar3相變點(diǎn)，因此，更容易發(fā)生鐵素體相變。圖5表明，終軋溫度為770 ℃時(shí)，試驗(yàn)鋼中鐵素體體積分?jǐn)?shù)達(dá)到約15%，晶粒尺寸在10 μm以下。圖6為先共析鐵素體的透射電鏡形貌。先共析鐵素體中位錯(cuò)密度較低，易發(fā)生塑性變形，增加裂紋擴(kuò)展功，從而改善鋼的塑性和韌性。

3 分析與討論

3.1 奧氏體再結(jié)晶晶粒的控制

圖6 鋼中先共析鐵素體的TEM形貌Fig.6 TEM pattern of pro- eutectoid ferrite in the tested steel

鋼的韌性斷裂強(qiáng)度可用公式σc=(2Gγ/K)×d-1/2來(lái)描述，式中，σc為斷裂強(qiáng)度，G為切變模量，γ為表面能或塑變能，K為常數(shù)，d為有效晶粒尺寸?？梢钥闯?，材料的斷裂強(qiáng)度與有效晶粒尺寸d密切相關(guān)。細(xì)化再結(jié)晶奧氏體晶粒有利于增加相變形核率，并抑制相變后晶粒的長(zhǎng)大，從而減小有效晶粒尺寸。

在奧氏體再結(jié)晶區(qū)熱軋的主要目的是在非再結(jié)晶區(qū)熱軋前獲得細(xì)化的奧氏體晶粒，其中促進(jìn)奧氏體再結(jié)晶并抑制晶粒長(zhǎng)大是關(guān)鍵。降低奧氏體再結(jié)晶區(qū)熱軋的溫度，位錯(cuò)滑移和晶界遷移能力減弱，奧氏體再結(jié)晶所需的激活能增大，再結(jié)晶所需的變形率提高，奧氏體再結(jié)晶前晶粒變形度、位錯(cuò)和亞晶密度增大，形核位置增多，有利于再結(jié)晶晶粒的細(xì)化。此外，較低的軋制溫度也能抑制再結(jié)晶晶粒的長(zhǎng)大。因此，在滿(mǎn)足再結(jié)晶發(fā)生條件的情況下，軋制溫度的降低有利于細(xì)化奧氏體晶粒。

奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制末段的快速累積變形是適合工業(yè)應(yīng)用的有效措施。對(duì)雙道次熱軋變形來(lái)說(shuō)，通過(guò)第1道次較小的變形率和較低的道次間隔時(shí)間可使奧氏體在不發(fā)生再結(jié)晶及明顯軟化前完成第2道次的軋制變形，從而實(shí)現(xiàn)兩道次軋制變形能的有效累積，可以在降低軋制設(shè)備負(fù)荷的情況下獲得理想的奧氏體再結(jié)晶效果。

3.2 先共析鐵素體的控制

在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)熱軋后鋼的組織以高勢(shì)能的形變奧氏體為主，處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，相變驅(qū)動(dòng)力大且內(nèi)部存在大量的能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏，極易發(fā)生鐵素體形核。降低非再結(jié)晶區(qū)軋制溫度會(huì)促進(jìn)先共析鐵素體相變，使組織中鐵素體數(shù)量增多。軋制溫度降低會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)密度增加，奧氏體形變量和形變能增大，鐵素體形核位置增多，形核率提高。同時(shí)，先共析鐵素體相變屬于擴(kuò)散型相變，其晶粒長(zhǎng)大速度較慢且可控，因此可以通過(guò)降低在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)軋制的溫度，使鋼獲得一定量的細(xì)小的先共析鐵素體，以提高深海管線(xiàn)用鋼的綜合性能。

4 結(jié)論

(1)厚壁X80級(jí)管線(xiàn)用鋼在980～1 150 ℃進(jìn)行奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制并保溫時(shí)，隨著軋制溫度的降低，鋼的奧氏體晶粒明顯細(xì)化，鋼在980 ℃軋制變形20%并保溫60 s后，平均奧氏體晶粒尺寸約為50 μm。

(2)采用奧氏體再結(jié)晶區(qū)熱軋末段的快速累積變形工藝可以獲得理想的細(xì)小奧氏體晶粒；適當(dāng)調(diào)整每道次變形率，控制軋制溫度、道次間隔時(shí)間可以在降低單道次軋制抗力的情況下實(shí)現(xiàn)奧氏體的再結(jié)晶和晶粒細(xì)化。

(3)在770～810 ℃進(jìn)行奧氏體非再結(jié)晶區(qū)軋制并保溫時(shí)，隨著軋制溫度的降低，鋼中形變誘導(dǎo)先共析鐵素體形核率增大，并逐漸向奧氏體晶粒內(nèi)長(zhǎng)大，其中在770 ℃軋制時(shí)，先共析鐵素體體積分?jǐn)?shù)達(dá)到約15%，晶粒尺寸10 μm以下。