李 龍 章傳國(guó) 張豪臻 鄭 磊

（寶鋼中央研究院鋼管技術(shù)中心，上海 201900）

隨著油氣供需矛盾的加劇，油氣管道開始向海洋、山地、荒漠等地區(qū)鋪設(shè)，可能會(huì)發(fā)生較大的軸向塑性變形[1]。為確保管道安全，管線鋼需具備高應(yīng)變性能，其屈強(qiáng)比不大于0.85，最大力總延伸率不低于10% ，加工硬化指數(shù)n值不小于0.1，并且拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線無(wú)屈服平臺(tái)[2]。然而，傳統(tǒng)的油氣管道是基于應(yīng)力設(shè)計(jì)的，不能滿足這些要求，因此國(guó)內(nèi)外均開始研究基于應(yīng)變?cè)O(shè)計(jì)的高應(yīng)變管線鋼[3-7]。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)管線鋼顯微組織為鐵素體＋貝氏體或馬氏體雙相組織時(shí)，其拉伸曲線呈“拱頂形”，屈強(qiáng)比低，最大力總延伸率和加工硬化指數(shù)高，能滿足管道的高應(yīng)變要求。

為了使管線鋼獲得鐵素體＋貝氏體或馬氏體的雙相組織，高應(yīng)變管線鋼需采用熱軋后空冷隨后加速冷卻的工藝。熱軋后空冷可使鋼板中析出一定量的鐵素體，之后加速冷卻使殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w或馬氏體，因此高應(yīng)變管線鋼軋后加速冷卻的開始溫度低于傳統(tǒng)管線鋼。加速冷卻開始溫度的變化會(huì)導(dǎo)致管線鋼雙相組織的比例發(fā)生變化，從而影響鋼的強(qiáng)韌性和變形性能。本文研究了熱軋后加速冷卻的開始溫度對(duì)高應(yīng)變管線鋼組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用500 kg真空感應(yīng)爐煉鋼，共3塊鑄錠，尺寸為250 mm×220 mm×230 mm，化學(xué)成分如表1所示。隨后，將鑄錠按表2參數(shù)軋制成26 mm厚板材。鋼板終軋后空冷，同時(shí)采用紅外線測(cè)溫儀檢測(cè)鋼板溫度，當(dāng)溫度分別達(dá)到710、670和630℃時(shí)加速冷卻，對(duì)應(yīng)的鋼板編號(hào)為P1、P2和P3。

表1 試驗(yàn)用管線鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the pipeline steel for testing（mass fraction） %

表2 軋制工藝參數(shù)Table 2 Rolling process parameters

沿鋼板軋制方向（縱向）切取室溫拉伸試驗(yàn)試樣，直徑為12.5 mm；橫向夏比V型缺口沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，試驗(yàn)溫度為－20℃；落錘撕裂試驗(yàn)（drop-weighted tear test，DWTT）試樣尺寸為26 mm×76.2 mm×305 mm，試驗(yàn)溫度為－20℃；金相試樣采用體積分?jǐn)?shù)為4% 的硝酸酒精溶液侵蝕，然后在光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡下觀察顯微組織，在500倍下采用Image J軟件和面積法統(tǒng)計(jì)材料近表面、1/4厚度處和中心的鐵素體含量，結(jié)果取這3個(gè)部位的平均值；金相試樣電解拋光后采用電子背散射衍射技術(shù)（electron back scattered diffraction，EBSD）分析殘留奧氏體含量及其分布；采用維氏硬度計(jì)測(cè)定各組成相的硬度，試驗(yàn)力為0.198 N。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖1為P1～P3鋼板1/4厚度處的顯微組織。隨著軋后開始加速冷卻的溫度從710℃降低至630℃，鋼在鐵素體相變區(qū)停留的時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體轉(zhuǎn)變的鐵素體量增加，經(jīng)Image J統(tǒng)計(jì)，鋼板的平均鐵素體體積分?jǐn)?shù)相應(yīng)為42% 、65% 和76% 。另一方面，雙相組織的硬相發(fā)生變化，P1鋼板的硬相基本為粒狀貝氏體，粒狀貝氏體內(nèi)有大量尺寸為1～3 μm的白色馬氏體-奧氏體島（M-A島）；P2鋼板的硬相為粒狀貝氏體和馬氏體，且粒狀貝氏體內(nèi)的M-A島尺寸明顯減??；P3鋼板的硬相基本為馬氏體。硬相類型的改變是因?yàn)閵W氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體時(shí)，碳及合金元素會(huì)向殘留奧氏體中富集，隨著鐵素體含量的增加，殘留奧氏體中合金元素含量增加，穩(wěn)定性提高，在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而不是粒狀貝氏體。

圖1 熱軋后從710（a，b）、670（c，d）和630 ℃（e，f）加速冷卻的鋼板1/4 厚度處的光學(xué)（a，c，e）和掃描電子顯微鏡（b，d，f）顯微組織Fig.1 Optical（a，c，e）and scanning electron（b，d，f）microstructures at 1/4 thickness in the steel plates accelerated-cooled from 710（a，b），670（c，d）and 630 ℃（e，f）after hot-rolling

鐵素體和硬相貝氏體或馬氏體的硬度隨加速冷卻開始溫度的變化如圖2所示。從圖2可見，P1～P3鋼板的鐵素體硬度從217 HV0.02降低至187 HV0.02，這是因?yàn)殡S著加速冷卻開始溫度的降低，鋼在鐵素體相變區(qū)停留的時(shí)間延長(zhǎng)，鐵素體晶粒長(zhǎng)大，且鐵素體中更多的合金元素向殘留奧氏體中富集，

導(dǎo)致其硬度降低；而硬相貝氏體或馬氏體的硬度則從279 HV0.02提高至522.2 HV0.02，說(shuō)明殘留奧氏體的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為馬氏體而非粒狀貝氏體。

圖2 熱軋后從710（P1）、670（P2）和630 ℃（P3）加速冷卻的鋼板中鐵素體和硬相的顯微硬度Fig.2 Microhardness of ferrite and hard phase in the steel plates accelerated-cooled from 710（P1），670（P2）and 630 ℃（P3）after hot-rolling

P1～P3鋼板中殘留奧氏體分布如圖3所示。圖3中藍(lán)色表示殘留奧氏體，紅色表示體心立方相，包括鐵素體、貝氏體和馬氏體，白色為未解析區(qū)，黑線表示取向差大于10°的晶界，綠線表示取向差為2°～10°的晶界?？梢奝1鋼板中殘留奧氏體主要分布在晶界附近，P2和P3鋼板中極少量的殘留奧氏體分布在硬相內(nèi)，P1鋼板中殘留奧氏體含量明顯高于P2、P3鋼板，其體積分?jǐn)?shù)分別為0.85% 、0.16% 和0.15% 。

圖3 熱軋后從710（a）、670（b）和630℃（c）加速冷卻的鋼板中殘留奧氏體分布Fig.3 Distributions of retained austenite in the steel plates accelerated-cooled from 710（a），670（b）and 630 ℃（c）after hot-rolling

2.2 力學(xué)性能

P1～P3鋼板的縱向拉伸性能如圖4（a）所示。鋼板的屈服強(qiáng)度分別達(dá)到了X60、X56和X52級(jí)的要求，抗拉強(qiáng)度均高于X60級(jí)的要求。隨著軋后開始加速冷卻溫度的降低，屈服強(qiáng)度和屈強(qiáng)比明顯下降，這是鐵素體量增加所致[3]。但抗拉強(qiáng)度基本在650 MPa左右，這是因?yàn)闅埩魥W氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而不是粒狀貝氏體，在一定程度上彌補(bǔ)了鐵素體量增多導(dǎo)致的抗拉強(qiáng)度下降[8]。最大力總延伸率隨冷卻開始溫度的降低變化不大，均在13% 左右。圖4（b）為P1～P3鋼板的－20℃夏比沖擊吸收能量的平均值和剪切撕裂面積率的平均值，隨著加速冷卻開始溫度的降低，兩者均下降。這是因?yàn)闅埩魥W氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，硬度提高，裂紋擴(kuò)展的阻力減小，導(dǎo)致低溫韌性惡化[9]。

圖4 熱軋后從710、670和630℃加速冷卻的鋼板的縱向拉伸性能（a）和低溫韌性（b）Fig.4 Longitudinal tensile properties（a）and low-temperature toughness（b）of the steel plates accelerated-cooled from 710，670 and 630℃ after hot-rolling

2.3 加工硬化效應(yīng)

對(duì)于高應(yīng)變管線鋼，除了常規(guī)的強(qiáng)度、塑性及韌性要求外，還需采用加工硬化指數(shù)和加工硬化率來(lái)衡量其變形性能。

加工硬化指數(shù)n值表示材料在某一個(gè)應(yīng)變區(qū)的平均加工硬化效應(yīng)，但沒有標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定厚板產(chǎn)品n值的算法，只能參照GB/T 5028—2008《金屬材料薄板和薄帶拉伸應(yīng)變硬化指數(shù)（n值）的測(cè)定》的相關(guān)規(guī)定。GB/T 5028—2008中采用對(duì)真實(shí)應(yīng)力的對(duì)數(shù)和真實(shí)塑性應(yīng)變的對(duì)數(shù)進(jìn)行線性回歸來(lái)計(jì)算n值，回歸區(qū)間用塑性應(yīng)變表示，至少為2% 。同一應(yīng)力-應(yīng)變曲線可測(cè)定不同應(yīng)變范圍的n值。但GB/T 5028—2008中未規(guī)定求得n值的應(yīng)變區(qū)間，因此對(duì)于P1～P3鋼板，分別計(jì)算了0.5%～2% 、0.5%～5% 、0.5%～10% 和5%～10% 應(yīng)變區(qū)間的n值，結(jié)果如表3所示，n值均大于0.1，但不同應(yīng)變區(qū)間對(duì)應(yīng)的n值有明顯差異。

表3 鋼板對(duì)應(yīng)于不同應(yīng)變區(qū)間的n值Table 3 n values corresponding to different strain intervals for the steel plates

相比于n值代表材料的平均加工硬化能力，加工硬化率則代表了材料變形時(shí)每一個(gè)瞬間的加工硬化能力，加工硬化率dσ/dε可通過真應(yīng)力對(duì)真應(yīng)變求導(dǎo)計(jì)算。

圖5（a）為P1～P3鋼板的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線，據(jù)此求得圖5（b）所示的加工硬化率曲線。P2、P3鋼板的加工硬化率變化趨勢(shì)較為典型，隨著變形的進(jìn)行，由于鐵素體中位錯(cuò)增殖的速率降低，加工硬化率隨之降低直至試樣斷裂。P3鋼板的加工硬化率曲線在I、II區(qū)間一直位于P2鋼板的上方，這是因?yàn)镻3鋼板中鐵素體含量更高，因此加工硬化能力高于P2鋼板。相對(duì)于P2、P3鋼板，P1鋼板的鐵素體含量最低，因而I區(qū)的加工硬化率曲線在最下方。但當(dāng)變形進(jìn)行到II區(qū)時(shí)（應(yīng)變區(qū)間1.5%～5% ），P1鋼板的加工硬化率反而超過P2和P3鋼板。這是因?yàn)镻1鋼板的殘留奧氏體含量較高（如圖3所示），隨著變形的進(jìn)行，殘留奧氏體會(huì)產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)[10]，彌補(bǔ)了部分由于鐵素體位錯(cuò)增殖速率降低造成的加工硬化率降低，因而P1鋼板的加工硬化率超過P2、P3鋼板。當(dāng)變形進(jìn)行至III區(qū)時(shí)，P1～P3鋼板的加工硬化能力趨于一致。

圖5 熱軋后從710、670和630℃加速冷卻的鋼板的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線（a）和加工硬化率曲線（b）Fig.5 True stress-strain curves（a）and work-hardening rate curves（b）for the steel plates accelerated-cooled from 710，670 and 630℃ after hot-rolling

對(duì)比n值和加工硬化率曲線可知，兩者較對(duì)應(yīng)。當(dāng)n值取應(yīng)變5%～10% 時(shí)，對(duì)應(yīng)于加工硬化率曲線III區(qū)，此時(shí)P1～P3鋼板的加工硬化率曲線幾乎重合，因此n值也很接近，均為0.16～0.17。但當(dāng)n值分別取應(yīng)變0.5%～2% 、0.5%～5% 和0.5%～10% 時(shí)，P1～P3鋼板的n值就會(huì)產(chǎn)生明顯的差異，隨著應(yīng)變?nèi)≈捣秶脑龃?，P2、P3鋼板的n值降低，但P1鋼板的n值增大，這與P1鋼板的加工硬化率在II區(qū)反超P1、P3鋼板相對(duì)應(yīng)。

通過上述對(duì)材料加工硬化效應(yīng)的分析可知，當(dāng)采用n值評(píng)價(jià)高應(yīng)變管線鋼的加工硬化效應(yīng)時(shí)，選擇合理的應(yīng)變?nèi)≈捣秶陵P(guān)重要，應(yīng)變范圍不同，對(duì)材料加工硬化能力的評(píng)定可能會(huì)得出截然不同的結(jié)論。

3 結(jié)論

（1）隨著熱軋后開始加速冷卻的溫度從710℃降低至630℃，管線鋼中鐵素體體積分?jǐn)?shù)從42% 提高至76% ，殘留奧氏體體積分?jǐn)?shù)從0.85% 降低至0.15% ，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而非粒狀貝氏體，硬相（貝氏體或馬氏體）硬度從279 HV0.02提高至522.2 HV0.02。

（2）熱軋后從710、670和630℃開始加速冷卻的管線鋼強(qiáng)度分別達(dá)到X60、X56和X52級(jí)，隨著加速冷卻開始溫度的降低，鋼的屈服強(qiáng)度、屈強(qiáng)比和低溫韌性均降低，抗拉強(qiáng)度和最大力總延伸率基本不變，且最大力總延伸率達(dá)到了13% 的較高水平。

（3）管線鋼加工硬化率曲線隨加速冷卻開始溫度變化而變化的趨勢(shì)不同，從710℃加速冷卻的管線鋼雖然鐵素體含量最低，但由于組織中殘留奧氏體含量較高，在1.5%～5% 應(yīng)變區(qū)間加工硬化率反而超過從670和630℃開始加速冷卻的管線鋼。

（4）熱軋后從不同溫度加速冷卻的管線鋼的n值均大于0.1，但隨著計(jì)算n值的應(yīng)變范圍的變化，n值有明顯差異，選擇合理的應(yīng)變范圍對(duì)于用n值評(píng)定高應(yīng)變管線鋼的加工硬化能力至關(guān)重要。