趙金華 王學(xué)強(qiáng)， 趙林 唐帥 袁國 邸洪雙

(1.東北大學(xué)，軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室; 2.首鋼股份遷安鋼鐵公司)

0 前言

隨著材料加工領(lǐng)域技術(shù)的快速發(fā)展，管道鋪設(shè)成本的降低不再局限于提高管線鋼的鋼級及口徑，優(yōu)化管線鋼的軋制工藝、減少合金元素用量，是降低管線鋼生產(chǎn)成本的另一重要途徑。隨著以超快速冷卻為核心的新一代TMCP技術(shù)的提出［1］，利用超快冷技術(shù)對管線鋼軋制工藝進(jìn)行優(yōu)化，可以充分挖掘工藝潛力，綜合利用細(xì)晶、析出、相變等強(qiáng)化機(jī)制，實(shí)現(xiàn)節(jié)約型成分設(shè)計(jì)的低成本高性能熱軋帶鋼產(chǎn)品生產(chǎn)。同時，合金元素減量化能夠降低管線鋼的碳當(dāng)量，有利于其后續(xù)的焊接性能［2］。因此，將超快冷技術(shù)應(yīng)用于管線鋼減量化研究和生產(chǎn)，具有十分重要研究意義及經(jīng)濟(jì)效益。

筆者采用超快冷技術(shù)，對不同Nb含量的 X70管線鋼進(jìn)行實(shí)驗(yàn)室熱軋?jiān)囼?yàn)，研究了超快冷工藝參數(shù)對X70管線鋼的組織性能影響，并應(yīng)用于大批量工業(yè)化生產(chǎn)。生產(chǎn)實(shí)踐表明，超快冷工藝條件下，采用較低Nb含量成分設(shè)計(jì)，14.2 mm X70管線鋼力學(xué)性能穩(wěn)定，很好地滿足了生產(chǎn)需求。

1 試驗(yàn)

1.1 試驗(yàn)材料及化學(xué)成分

試驗(yàn)材料采用X70管線鋼連鑄坯，其化學(xué)成分見表1，其中，B鋼Nb含量與A鋼相比低約25%。將連鑄坯開坯鍛造成尺寸為100 mm×100 mm×130 mm鋼坯。

表1 試驗(yàn)用X70管線鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

1.2 工藝路線

利用超快速冷卻技術(shù)，通過二階段控制軋制(γ再結(jié)晶區(qū)軋制+γ未再結(jié)晶區(qū)軋制)+控制冷卻對節(jié)約型成分設(shè)計(jì)的X70管線鋼軋制工藝及工業(yè)化應(yīng)用進(jìn)行研究，具體工藝路線為：節(jié)約型成分體系設(shè)計(jì)→實(shí)驗(yàn)室軋制工藝研究→工業(yè)化批量生產(chǎn)應(yīng)用。

1.3 試驗(yàn)方法

熱軋?jiān)囼?yàn)在東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(RAL)Φ450 mm二輥可逆軋機(jī)上進(jìn)行。首先將A、B鋼坯加熱至1200℃保溫3 h后進(jìn)行控軋，控軋采用相同軋制規(guī)程：Ⅰ階段：100→85→73→62→51→41，Ⅱ階段：41→30→20→17.5→14.2，終軋厚度為14.2 mm，終軋溫度均為820 ℃。對A鋼軋后層流冷卻(LC)至380℃，置于RK-60-7型坑式電阻爐中保溫2 h后隨爐冷卻以模擬卷取過程;對B鋼軋后采用超快冷(UFC)至510℃，層流冷卻(LC)至380℃，置于RK-60-7型坑式電阻爐中保溫2 h后隨爐冷卻以模擬卷取過程，具體軋制工藝如圖1所示。

圖1 控軋控冷工藝示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

按照GB/T2975標(biāo)準(zhǔn)，沿鋼板軋制方向取樣并加工成標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，拉伸試驗(yàn)在WDW-300型微機(jī)控制電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。-30℃沖擊試驗(yàn)在INSTRON型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)夏比V型缺口試樣。不同軋制工藝下A、B鋼拉伸及沖擊力學(xué)性能見表2。

表2 A、B鋼在不同軋制工藝下力學(xué)性能

由表2可以看出，在兩種不同軋制工藝下，A、B鋼強(qiáng)度指標(biāo)、韌塑性指標(biāo)相當(dāng)，均滿足API X70性能要求。

2.2 顯微組織

金相試樣經(jīng)打磨、拋光后，采用4%硝酸酒精溶液腐蝕后進(jìn)行顯微組織觀察(OM)及表面形貌觀察(SEM)，顯微組織觀察在Leica型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行，表面形貌觀察在FEI QUANTA600型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。A、B管線鋼在不同軋制工藝下顯微組織及表面形貌照片如圖2所示。

圖2 不同工藝下鋼板厚度1/4處顯微組織與表面形貌照片

由圖2可以看出，A鋼軋后經(jīng)層流冷卻至卷取溫度，其顯微組織由針狀鐵素體(AF)、M/A島組成，(圖2(a)、(c));B鋼軋后經(jīng)超快冷+層流冷卻至卷取溫度，其顯微組織同樣由針狀鐵素體(AF)及M/A島組成(圖2(b)、(d))。但與軋后采用層流冷卻的A鋼相比，B鋼針狀鐵素體細(xì)化，M/A島尺寸減小。

3 分析討論

3.1 不同工藝下管線鋼斷口分析

沖擊試樣斷口觀察在FEI QUANTA600型掃描電子顯微鏡上進(jìn)行。A、B鋼在不同軋制工藝下沖擊斷口形貌照片如圖3所示。

圖3 不同工藝下管線鋼沖擊斷口形貌

由圖3可以看出，A、B鋼-30℃沖擊試樣斷口形貌均為典型韌窩狀斷口，其中，B鋼韌窩數(shù)量較多、尺寸較小、部分韌窩深度較大。材料的沖擊斷裂過程為裂紋的萌生與擴(kuò)展過程，試樣受沖擊變形時，隨著載荷的增加、變形量的增大，裂紋優(yōu)先在第二相粒子(如夾雜物)處萌生，隨著載荷繼續(xù)增大而發(fā)生擴(kuò)展，最終斷裂。通常減小裂紋萌生概率，提高裂紋擴(kuò)展阻力是保證材料具有良好韌性的有效措施。對于典型X70管線鋼組織而言，裂紋易在夾雜物以及硬相M/A島處萌生，隨著當(dāng)前純凈鋼冶煉技術(shù)應(yīng)用于管線鋼生產(chǎn)，管線鋼夾雜物含量降低，M/A島大小、數(shù)量成為影響材料沖擊過程中裂紋形成的主要因素。

在貝氏體相變過程中，C元素通常擴(kuò)散至奧氏體微區(qū)而提高奧氏體的穩(wěn)定性，當(dāng)高溫保留下的奧氏體冷卻至Ms溫度以下時部分發(fā)生馬氏體相變，易形成由馬氏體與奧氏體組成的富碳組織，即M/A島［3］。影響M/A島形態(tài)、尺寸、數(shù)量的主要因素為C的擴(kuò)散［4］。超快冷下，形變奧氏體以較高冷卻速度通過高溫相變區(qū)至目標(biāo)溫度，高溫停留時間相對較短，C等元素通常進(jìn)行短程擴(kuò)散，所形成的M/A島尺寸相對較小。另外，超快冷下形成的細(xì)小針狀鐵素體具有"互鎖"特點(diǎn)，相互交織的針狀鐵素體對裂紋的擴(kuò)展具有阻礙作用。因此，超快冷下B鋼具有良好沖擊韌性。

3.2 超快冷下Nb減量化成分設(shè)計(jì)

熱軋鋼鐵材料TMCP的基本冶金學(xué)原理是，在再結(jié)晶溫度下進(jìn)行大壓下量變形促進(jìn)微合金元素的應(yīng)變誘導(dǎo)析出并實(shí)現(xiàn)奧氏體晶粒的細(xì)化和加工硬化;軋后采用加速冷卻，實(shí)現(xiàn)對處于加工硬化狀態(tài)的奧氏體相變進(jìn)行進(jìn)程的控制，獲得晶粒細(xì)小的最終組織。為了提高再結(jié)晶溫度，利于保持奧氏體的硬化狀態(tài)，同時也為了對硬化狀態(tài)下奧氏體的相變過程進(jìn)行控制，控制軋制和控制冷卻始終緊密聯(lián)系在一起。

傳統(tǒng)TMCP的基本手段是“低溫大壓下”和添加微合金元素，通過在接近相變點(diǎn)溫度進(jìn)行低溫大變形，增加奧氏體內(nèi)部儲存的變性能，提高奧氏體硬化程度。而Nb等微合金元素的添加，是為了提高奧氏體的再結(jié)晶溫度，使奧氏體在比較高的溫度即處于未再結(jié)晶區(qū)，因此可以通過增大奧氏體在未再結(jié)晶區(qū)變形量，實(shí)現(xiàn)奧氏體的硬化［5］。以超快冷為核心的新一代TMCP技術(shù)，利用軋后較高冷卻能力，使高溫變形過程中形成的變形帶、位錯、孿晶、層錯等晶體缺陷保留至相變溫度，為材料相變提供了足夠的形核位置及相變驅(qū)動力，因此，利用超快冷進(jìn)行軋后冷卻路徑的控制，能夠彌補(bǔ)Nb含量降低對材料再結(jié)晶溫度的影響，實(shí)現(xiàn)超快冷下節(jié)約型成分設(shè)計(jì)的管線鋼軋制。

對于A鋼而言，含有較高Nb元素，Nb能夠顯著提高材料的再結(jié)晶溫度，使奧氏體在比較高的溫度處于未再結(jié)晶區(qū)，因而可以增大奧氏體在未再結(jié)晶區(qū)的變形量，實(shí)現(xiàn)奧氏體的硬化。相同變形條件下，含高Nb的A鋼形變奧氏體儲存較多形變能，為后續(xù)的相變過程提供足夠的相變驅(qū)動力及更多的形核位置;B鋼在軋后超快冷下，其形變奧氏體具有較大過冷度，高溫階段保留下的晶體缺陷較多，易形成更加細(xì)小的針狀鐵素體組織。

3.3 冷卻工藝對管線鋼組織轉(zhuǎn)變影響

熱軋帶鋼在軋后冷卻過程中發(fā)生復(fù)雜相變，而冷卻路徑控制是實(shí)現(xiàn)相變過程控制的關(guān)鍵［6］。實(shí)施超快速冷卻后的鋼材在動態(tài)相變點(diǎn)終止冷卻，通過隨后冷卻路徑的控制得到多樣化的相變組織及多樣化的材料性能［7］。

由材料顯微組織照片可以看出，A、B管線鋼在不同冷卻制度下均呈現(xiàn)針狀鐵素體與M/A島混合組織特征，但兩種組織形成機(jī)制并不相同。結(jié)合試驗(yàn)鋼軋制工藝知，在軋后層流冷卻條件下，A鋼形變奧氏體冷速相對較小，在形變奧氏體以一定冷速通過針狀鐵素體相變區(qū)間時，部分針狀鐵素體在相對較高的溫度區(qū)間形成，因此針狀鐵素體組織相對粗大。而B鋼經(jīng)終軋后采用超快冷工藝?yán)鋮s至相變溫度，利用超快冷快速冷卻至針狀鐵素體相變區(qū)，高溫保留下的晶體缺陷及較大過冷度有利于針狀鐵素體形核，得到組織更加細(xì)小的針狀鐵素體組織。對于減量化B鋼而言，依據(jù)X70管線鋼所需要的組織及性能要求，軋后采用超快冷+層流冷卻的冷卻制度，通過合理地控制冷卻路徑，獲得了比層流冷卻下更為細(xì)小的針狀鐵素體與M/A島的混合組織，且各項(xiàng)力學(xué)性能與A鋼相當(dāng)，表明超快冷下能夠?qū)崿F(xiàn)14.2 mm X70管線鋼的減量化軋制。14.2 mm X70管線鋼減量化軋制工藝為：二階段控軋(終軋溫度820℃)+超快冷至510℃+層流冷卻至380℃卷取。

4 工業(yè)化生產(chǎn)

基于實(shí)驗(yàn)室對A、B鋼超快冷下減量化軋制工藝的研究結(jié)果，采用首鋼遷鋼2160 mm熱連軋生產(chǎn)線超快速冷卻系統(tǒng)，對14.2 mm X70管線鋼進(jìn)行超快冷工藝應(yīng)用。生產(chǎn)板坯為合金減量化板坯，其成分在該廠14.2 mm X70管線鋼原有合金成分基礎(chǔ)上降低一定量的Nb、Cr含量，實(shí)際大批量生產(chǎn)的14.2 mm X70管線鋼典型力學(xué)性能如圖4所示。

圖4 14.2 mm X70管線鋼典型力學(xué)性能

由圖4可以看出，工業(yè)化生產(chǎn)的帶鋼力學(xué)性能穩(wěn)定，均滿足API X70性能標(biāo)準(zhǔn)，其中屈服強(qiáng)度分布在510 MPa～545 MPa，抗拉強(qiáng)度分布在630 MPa～695 MPa，延伸率分布在30% ～38%，-30℃沖擊吸收功分布在298 J～439 J，-20℃ DWTT均為100%，性能很好地滿足了API X70性能要求，實(shí)現(xiàn)了超快冷下14.2 mm X70管線鋼節(jié)約型成分設(shè)計(jì)及工業(yè)化大規(guī)模生產(chǎn)應(yīng)用。

5 結(jié)論

1)采用節(jié)約型成分設(shè)計(jì)，結(jié)合超快冷工藝條件，獲得的B鋼顯微組織呈現(xiàn)為典型X70管線鋼組織特征，為細(xì)小針狀鐵素體+M/A島混合組織。

2)節(jié)約型成分設(shè)計(jì)條件下，基于超快速冷卻的14.2 mm X70管線鋼軋制工藝為：二階段控軋(終軋溫度820℃)+超快冷至510℃ +層流冷卻至380℃進(jìn)行卷取。

3)采用超快冷工藝，工業(yè)批量生產(chǎn)的成分節(jié)約型14.2 mm X70管線鋼各項(xiàng)力學(xué)性能穩(wěn)定，很好地滿足API X70標(biāo)準(zhǔn)，實(shí)現(xiàn)了節(jié)約型成分設(shè)計(jì)及工業(yè)化大規(guī)模生產(chǎn)應(yīng)用。

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