李禹辰，史顯波，嚴(yán) 偉，單以銀，任 毅，沈明鋼，王一雍

(1.遼寧科技大學(xué)材料與冶金學(xué)院，鞍山 114051；2.中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，沈陽(yáng) 110016；3.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，鞍山 114009)

0 引 言

微生物腐蝕(microbiologically influenced corrosion, MIC)是管線(xiàn)材料一種新的破壞和失效形式，近年來(lái)已引起國(guó)內(nèi)外相關(guān)企業(yè)、研究學(xué)者的廣泛關(guān)注[1]。管線(xiàn)材料的微生物腐蝕造成的經(jīng)濟(jì)損失巨大。新型含銅管線(xiàn)鋼的開(kāi)發(fā)是針對(duì)微生物腐蝕導(dǎo)致的管線(xiàn)失效問(wèn)題，從材料自身角度提出的一種方法[2]。鋼中加入銅不僅可以提高鋼的強(qiáng)度、耐腐蝕性能、抗菌性能、耐微生物腐蝕性能、抗疲勞性能、焊接及冷加工性能等，同時(shí)可充分利用含銅廢鋼資源，降低生產(chǎn)成本，提高經(jīng)濟(jì)效益。由于鋼中加入較高含量的銅元素，管線(xiàn)鋼在連鑄或軋制過(guò)程中容易發(fā)生熱脆問(wèn)題，這也是一直以來(lái)制約含銅鋼鐵材料發(fā)展和應(yīng)用的主要瓶頸之一。含銅鋼出現(xiàn)熱脆的根本原因是在高溫下鐵先被氧化，在表面形成一層氧化層，導(dǎo)致在氧化層下方形成液態(tài)銅的富集[3]；由于晶界處晶格錯(cuò)配度高，富集的銅易沿晶界分布與擴(kuò)散，導(dǎo)致晶界脆化，從而產(chǎn)生表面龜裂裂紋。自從研究[4]發(fā)現(xiàn)鎳可以減輕含銅鋼熱脆以來(lái)，研究人員主要通過(guò)在鋼中添加鎳元素的方法來(lái)改善含銅鋼的熱脆問(wèn)題[5-6]，但鎳元素的價(jià)格昂貴，在鋼中添加一定含量的鎳元素會(huì)大大增加生產(chǎn)成本，所以如何在添加少量鎳元素的前提下提高含銅鋼板表面質(zhì)量成為研究的熱點(diǎn)。隨著冶金水平的提高和熱機(jī)械加工工藝的發(fā)展和完善，研究者逐漸意識(shí)到鋼鐵材料的高溫塑性決定著連鑄坯殼以及后續(xù)軋制后板材表面的冶金質(zhì)量。因此，研究含銅管線(xiàn)鋼的高溫塑性，對(duì)控制其連鑄坯表面裂紋的產(chǎn)生，改善連鑄坯質(zhì)量有重要意義?；诖耍髡吒鶕?jù)之前的研究成果自行設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)出含質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.8%銅和1.0%鎳的X65級(jí)低碳低鎳含銅管線(xiàn)鋼，采用Gleeble-3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)該鋼進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，研究了不同溫度下的高溫塑性，以期為含銅管線(xiàn)鋼的實(shí)際生產(chǎn)提供指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為自行設(shè)計(jì)開(kāi)發(fā)的X65級(jí)低碳低鎳含銅管線(xiàn)鋼，其化學(xué)成分如表1所示，采用200 kg真空感應(yīng)冶煉爐熔煉而成，并澆注成鑄錠。鑄錠經(jīng)切冒口、表面處理后在1 150 ℃的熱處理爐中保溫2 h進(jìn)行鍛造，初鍛溫度為1 100 ℃，終鍛溫度為950 ℃，鍛造后空冷至室溫，試驗(yàn)鋼的截面尺寸為100 mm×150 mm。鍛造后試驗(yàn)鋼的顯微組織如圖1所示，可知其組織主要為多邊形鐵素體，晶粒尺寸在10～20 μm，晶粒大小不均勻。

表1 含銅管線(xiàn)鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of Cu-bearing pipeline steel %

圖1 含銅管線(xiàn)鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of Cu-bearing pipeline steel

在試驗(yàn)鋼上截取如圖2所示的熱拉伸試樣，在Gleeble-3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn)，先將試樣以10 ℃·s-1的速率加熱到1 300 ℃，保溫300 s，再以2 ℃·s-1的速率分別冷卻至850～1 300 ℃(間隔50 ℃)并保溫10 s，然后以10-1s-1的應(yīng)變速率拉伸試樣，拉斷后快速冷卻到室溫。在斷口附近取樣并制成金相試樣，經(jīng)研磨、拋光，并采用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用Zeiss LSM700型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織，利用Nova400Nano型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察熱拉伸試樣的斷口形貌。

圖2 熱拉伸試樣的尺寸Fig.2 Dimension of thermal tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 高溫塑性

由圖3可以看出：含銅管線(xiàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨著試驗(yàn)溫度的升高整體呈下降趨勢(shì)，在850 ℃拉伸時(shí)抗拉強(qiáng)度可達(dá)到105 MPa，而在1 300 ℃下的抗拉強(qiáng)度降至約30 MPa；隨著試驗(yàn)溫度的升高，含銅管線(xiàn)鋼的斷面收縮率整體呈增大趨勢(shì)。當(dāng)試驗(yàn)溫度高于1 050 ℃時(shí)，含銅管線(xiàn)鋼的斷面收縮率均在80%以上，表現(xiàn)出較好的高溫塑性，1 250 ℃時(shí)的斷面收縮率最大，超過(guò)95%，雖然1 300 ℃時(shí)的斷面收縮率有所下降，但仍然高于85%。當(dāng)試驗(yàn)溫度高于1 250 ℃時(shí)，該溫度位于鋼的第Ⅰ脆性區(qū)，該區(qū)域發(fā)生的斷裂主要與液相的形成有關(guān)。由于該區(qū)域加熱溫度高，晶界熔化導(dǎo)致晶界處形成液膜，尤其當(dāng)晶界處富集低熔點(diǎn)雜質(zhì)時(shí)，晶界液膜會(huì)在更低的溫度下形成；在拉應(yīng)力作用下，隨著熔化區(qū)的擴(kuò)大，空洞在晶界處形成并沿晶界生長(zhǎng)，最終導(dǎo)致沿晶斷裂。因此該溫度區(qū)間含銅管線(xiàn)鋼的斷面收縮率有所降低。由此可見(jiàn)，在試驗(yàn)溫度高于1 100 ℃時(shí)，含銅管線(xiàn)鋼具有良好的高溫塑性。850～1 000 ℃區(qū)間為管線(xiàn)鋼的熱機(jī)械軋制區(qū)間，對(duì)熱加工成型具有重要影響，此時(shí)斷面收縮率在60%左右。由鑄坯裂紋敏感性和斷面收縮率的經(jīng)驗(yàn)關(guān)系[7-8]可知，當(dāng)斷面收縮率大于 60%時(shí)，坯料不會(huì)出現(xiàn)表面裂紋，而當(dāng)斷面收縮率小于60%時(shí)，易在坯料的表面下層出現(xiàn)裂紋。因此，該含銅管線(xiàn)鋼應(yīng)避免在850～1 000 ℃區(qū)間進(jìn)行大變形量變形。

圖3 含銅管線(xiàn)鋼的抗拉強(qiáng)度和斷面收縮率隨試驗(yàn)溫度的變化曲線(xiàn)Fig.3 Curves of tensile strength (a) and percentage reduction of area (b) vs test temperature of Cu-bearing pipeline steel

由圖4可以看出，隨著試驗(yàn)溫度的升高，含銅管線(xiàn)鋼的斷裂應(yīng)變先降低后增加。當(dāng)從850 ℃升高到900 ℃時(shí)，峰值應(yīng)力和斷裂應(yīng)變均大幅下降，而在900～1 300 ℃范圍，隨著試驗(yàn)溫度的升高，斷裂應(yīng)變?cè)黾?，峰值?yīng)力先升高后降低。在高于1 000 ℃拉伸時(shí)，應(yīng)力達(dá)到最大值后試樣發(fā)生較大的變形后才斷裂，而在850～1 000 ℃拉伸時(shí)應(yīng)力達(dá)到最大值后試樣較快斷裂，說(shuō)明含銅管線(xiàn)鋼在高于1 000 ℃拉伸時(shí)的塑性較好，與斷面收縮率的結(jié)果吻合。

圖4 含銅管線(xiàn)鋼在不同溫度拉伸過(guò)程中的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)Fig.4 Engineering stress-strain curves of Cu-bearing pipeline steel during tension at different temperatures

2.2 斷口形貌

試樣的高溫塑性與斷口形貌密切相關(guān)，高溫塑性好的試樣頸縮量大，斷面收縮率大；斷口韌窩越大，塑性越好，而塑性差的試樣，斷口處直徑變化很小，韌窩小而淺，斷面較平，斷口呈現(xiàn)脆性斷裂特征，斷面收縮率很小[9]。由圖5可知：當(dāng)試驗(yàn)溫度為900,1 050 ℃時(shí)，斷口中存在較大的韌窩，且斷口表面不平整，部分區(qū)域存在較深孔洞，說(shuō)明其高溫塑性較好；而在1 250 ℃拉伸后，試樣因晶界熔化而被拉斷，斷口中未出現(xiàn)韌窩，但其頸縮量大，斷面收縮率大，斷口直徑小，說(shuō)明高溫塑性更好。

圖5 不同溫度下熱拉伸試樣的斷口宏觀形貌Fig.5 Macroscopic fracture morphology of thermal tensile samples at different temperatures

由圖6可以看出：當(dāng)試驗(yàn)溫度為900，1 050 ℃時(shí)，斷口中存在大小不等、深淺不一的韌窩，晶界處有明顯的撕裂棱，因此斷裂方式為微孔聚集型斷裂。大韌窩是由析出的第二相顆?；驃A雜物形成的，第二相顆?；驃A雜物與基體的結(jié)合力較弱，在外應(yīng)力作用下，這些位置更容易產(chǎn)生微孔，微孔的聚集長(zhǎng)大最終導(dǎo)致試樣斷裂；小韌窩是由大韌窩之間發(fā)生互相撕裂后連接而形成的[10-13]。當(dāng)試驗(yàn)溫度為1 250 ℃時(shí)，由于該溫度下發(fā)生的斷裂主要與液相的形成有關(guān)，雖然斷面收縮率較大，但斷口并不是由大量韌窩組成，而是沿晶形成的平坦斷口。

圖6 不同溫度下熱拉伸試樣的斷口微觀形貌Fig.6 Microscopic fracture morphology of thermal tensile samples at different temperatures

2.3 斷口組織

由圖7可以看出，當(dāng)試驗(yàn)溫度為900 ℃時(shí)，斷口附近的組織沿變形方向呈拉長(zhǎng)形貌，未發(fā)生再結(jié)晶，而1 050 ℃拉伸后，可明顯觀察到再結(jié)晶晶粒從原變形晶粒的界面上開(kāi)始生長(zhǎng)，因此高溫塑性有所提高。當(dāng)試驗(yàn)溫度升高至1 250 ℃時(shí)，大部分組織均發(fā)生再結(jié)晶，此時(shí)斷面收縮率最大。結(jié)合斷面收縮率的變化規(guī)律可以看出，在試驗(yàn)溫度高于1 050 ℃時(shí)，含銅管線(xiàn)鋼高溫塑性的提高與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)[14]。而當(dāng)試驗(yàn)溫度為1 300 ℃時(shí)，發(fā)生的晶界熔斷提前結(jié)束了塑性變形，造成斷面收縮率下降[15]。在整個(gè)溫度范圍內(nèi)斷口附近組織中未觀察到銅的析出，這說(shuō)明管線(xiàn)鋼中的銅依然固溶在基體中，而不是擴(kuò)散到晶界或鋼/氧化皮界面處形成銅的偏聚。由于含銅管線(xiàn)鋼中含有較多的鎳，鎳在銅中有較快的擴(kuò)散速率[16]，并且鎳能提高銅在奧氏體中的溶解度，減少銅在奧氏體晶界的析出；同時(shí)鎳可以改變氧化層中富銅相的組成，與銅和鐵元素形成熔點(diǎn)超過(guò)1 200 ℃的Ni-Cu-Fe相并以固態(tài)顆粒形式保留在氧化層內(nèi)，從而有效改善含銅管線(xiàn)鋼的熱塑性[6，17]。

3 結(jié) 論

(1) 含銅管線(xiàn)鋼的抗拉強(qiáng)度隨著試驗(yàn)溫度的升高整體呈下降趨勢(shì)，在850 ℃拉伸時(shí)的抗拉強(qiáng)度可達(dá)到105 MPa，而在1 300 ℃時(shí)降至約30 MPa；隨著試驗(yàn)溫度的升高，含銅管線(xiàn)鋼的斷面收縮率整體呈增大趨勢(shì)，當(dāng)試驗(yàn)溫度高于1 050 ℃時(shí)，斷面收縮率均在80%以上，表現(xiàn)出較好的高溫塑性，850～1 000 ℃區(qū)間斷面收縮率在60%左右，應(yīng)避免在該溫度區(qū)間對(duì)該管線(xiàn)鋼進(jìn)行大變形量變形。

(2) 當(dāng)試驗(yàn)溫度為900，1 050 ℃時(shí)，斷口中存在大小不等、深淺不一的韌窩，晶界處存在明顯的撕裂棱，斷裂方式為微孔聚集型斷裂，當(dāng)試驗(yàn)溫度為1 250 ℃時(shí)，斷口為沿晶形成的平坦斷口；在試驗(yàn)溫度高于1 050 ℃時(shí)，含銅管線(xiàn)鋼高溫塑性的提高與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)；在連鑄溫度范圍(1 100～1 250 ℃)內(nèi)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%鎳的含銅管線(xiàn)鋼具備優(yōu)異的高溫塑性，可以保證連鑄坯的冶金質(zhì)量。