陳 康，左秀榮，李 源，趙鵬翔，王翼鵬，李金玲

（鄭州大學(xué) 物理工程學(xué)院教育部材料物理重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 鄭州450052）

在現(xiàn)代管線鋼技術(shù)中，為提高運(yùn)輸效率，采用化學(xué)成分、微觀組織設(shè)計(jì)及熱機(jī)械控制工藝（Thermo Mechanical Controlled Processing，TM－CP）獲得優(yōu)良的綜合性能［1］．隨著世界石油、天然氣工業(yè)的發(fā)展，長(zhǎng)輸管線建設(shè)正朝著大直徑、大壁厚和高壓輸送的方向發(fā)展，這就要求管線鋼具有高強(qiáng)度和高韌性．自從20 世紀(jì)70 年代針狀鐵素體組織的高強(qiáng)度低合金管線鋼得到發(fā)展以后，進(jìn)行了大量的微觀組織和性能方面的研究工作［2－3］．為提高長(zhǎng)輸管道的耐酸能力，通常減少C，P，Mn的含量，這是因?yàn)榈吞嫉湾i鋼中心偏析較少，避免帶狀組織的產(chǎn)生［4］，抗氫致開(kāi)裂（HIC）的性能優(yōu)異．碳、錳含量的減少所造成的強(qiáng)度損失可通過(guò)提高Ti，Nb，V 及Cu，Ni，Mo，Cr含量進(jìn)行補(bǔ)償．另外，較低的錳含量及適當(dāng)?shù)靥砑覶i，Nb，V 等元素，可以減少硫化錳夾雜并形成很多均勻細(xì)小的析出物［5］，有利于韌性的改善．熱處理制度是進(jìn)一步改善該類鋼綜合力學(xué)性能的關(guān)鍵因素之一，對(duì)于充分發(fā)揮管線鋼的潛力具有十分重要的意義．目前管線鋼的研究多集中在TMCP工藝制備的鋼板強(qiáng)度、韌性、焊接性和抗腐蝕性上［6－7］，而對(duì)TMCP管線鋼熱處理的研究較少，尤其是對(duì)低錳高鎳管線鋼熱處理后組織和性能方面的研究未見(jiàn)報(bào)道．本文在管線鋼基礎(chǔ)上降低錳并提高鎳、鈦、銅的含量，研究了TMCP 試驗(yàn)鋼及隨后不同溫度熱處理對(duì)其微觀組織和力學(xué)性能的影響，探討熱處理工藝與組織、性能間的關(guān)系，為最佳熱處理工藝技術(shù)的制定奠定基礎(chǔ)．

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)所用材料采用自鋼廠TMCP工藝軋制的16．4 mm 厚板鋼，降低了錳及提高了鈦的含量．試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分如表1 所示．TMCP 鋼經(jīng)再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶溫度區(qū)兩階段控軋，在實(shí)驗(yàn)室二輥試驗(yàn)軋機(jī)上軋制成厚16．4mm 的鋼板，軋后加速冷卻．

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Tab．1 Chemical composition of tested steel （wt%）

本研究開(kāi)發(fā)的鋼中C，Mn，P，S 的含量較低，以防止中心偏析和氫致裂紋的產(chǎn)生，同時(shí)提高Ti，Ni和Cu的含量以避免強(qiáng)度的下滑．鈦是強(qiáng)碳化物形成元素，提高含量可以顯著提高鋼的強(qiáng)度，鈦元素的存在可以起到析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化和提高淬透性的作用［8］．鎳作為固溶元素起到固溶強(qiáng)化的作用，鎳還可以起到提高過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性及抑制多邊形鐵素體而促進(jìn)針狀鐵素體相變的作用［9］．

根據(jù)曾其英［10］的相變點(diǎn)經(jīng)驗(yàn)公式（1），（2）計(jì)算Ac1，Ac3．

式（1），（2）中元素符號(hào)均表示元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，計(jì)算出試驗(yàn)鋼的Ac1，Ac3分別為687 ℃，851 ℃．

從TMCP態(tài)軋板中切割出試塊，并在電阻爐內(nèi)于650℃，700℃，750℃，800℃，850℃保溫1h 后空冷至室溫．本研究所選取的熱處理制度涵蓋了高溫回火（650 ℃）、臨界區(qū)熱處理（700 ℃，750 ℃，800℃）和正火（850℃）工藝．對(duì)熱處理后的試樣，從每個(gè)試塊的1／2厚度（心部）處線切割出沖擊試樣和拉伸試樣各2件，在萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上測(cè)定力學(xué)性能，即屈服強(qiáng)度（Rp0．2）、抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率．用擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)定材料－40 ℃的沖擊韌度．沿鋼板厚度方向用線切割切取金相試樣和掃描電鏡試樣．對(duì)試樣進(jìn)行研磨、拋光、腐蝕， 腐 蝕 劑 采 用4% 硝 酸 酒 精 溶 液， 用Olympus GX51倒置金相顯微鏡和JSM－6700F 冷場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行微觀組織觀察．使用HVS－50維氏硬度計(jì)對(duì)鋼板厚度方向的硬度（HV10）進(jìn)行測(cè)量，至少測(cè)量9個(gè)點(diǎn)的硬度并取其平均值．

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2．1 熱處理對(duì)TMCP鋼力學(xué)性能的影響

熱處理前后試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能變化如圖1 所示．由圖1可見(jiàn)，原始鋼板的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度分別為609 MPa和719 MPa，屈強(qiáng)比為0．85，伸長(zhǎng)率為18%，－40℃的沖擊吸收能量為223J．熱處理后與TMCP 態(tài)相比較，力學(xué)性能變化較大．與TMCP鋼力學(xué)性能相比，經(jīng)650 ℃高溫回火，強(qiáng)度稍有提高，沖擊韌性稍有下降；經(jīng)700 ℃熱處理抗拉強(qiáng)度顯著升高，達(dá)到778 MPa，具有較低屈強(qiáng)比（0．69），表現(xiàn)出優(yōu)異的變形能力，雖然沖擊吸收能量下降較大，但－40 ℃沖擊功依然達(dá)到132J；與TMCP鋼相比，750 ℃熱處理后強(qiáng)度降低，沖擊功大幅度提高至302J，伸長(zhǎng)率提高至22%，塑韌性得到很大提高；800 ℃，850 ℃試驗(yàn)鋼與750 ℃熱處理相比，伸長(zhǎng)率有所提高，其中800 ℃熱處理的伸長(zhǎng)率更是高達(dá)29．5%，但強(qiáng)度大幅下降，沖擊吸收能量提高不多，性能改善并不明顯，而且實(shí)際生產(chǎn)中高于800 ℃的熱處理會(huì)增加更多成本．綜合考慮，可以選擇經(jīng)650 ℃，700 ℃，750 ℃的熱處理制度來(lái)改善管線鋼性能．

軋態(tài)鋼板的硬度為222HV10，650 ℃，700 ℃，750 ℃的硬度維持較高水平，其中700 ℃熱處理后硬度最高，為258HV10．高于700 ℃熱處理的鋼板硬度逐漸降低，這與熱處理鋼的強(qiáng)度變化規(guī)律相匹配．TMCP 軋制的鋼板厚度中心硬度略低于鋼板表面硬度．熱處理后鋼板厚度方向硬度變化較小，表明熱處理后鋼板厚度方向的硬度均勻性提高．經(jīng)700 ℃熱處理的鋼為典型的拱頂型應(yīng)力應(yīng)變曲線，呈連續(xù)屈服，且屈服后曲線上升較快，抗拉強(qiáng)度大幅提高，從而使鋼的屈強(qiáng)比明顯下降；而經(jīng)650 ℃高溫回火和750 ℃熱處理的拉伸曲線有明顯屈服點(diǎn)，經(jīng)800 ℃，850 ℃熱處理的鋼拉伸曲線的試驗(yàn)結(jié)果也表現(xiàn)出了不連續(xù)屈服現(xiàn)象．

圖1 力學(xué)性能隨不同熱處理溫度的變化趨勢(shì)Fig．1 Trend of mechanical properties with different heat treatment temperatures

2．2 熱處理對(duì)TMCP鋼微觀組織的影響

圖2 ，圖3 分別為熱處理前后試驗(yàn)鋼的金相組織照片和高倍掃描電鏡照片．可以看到熱處理前后組織中沒(méi)有明顯板條馬氏體的出現(xiàn)，大部分為散落分布的M／A 小島．由于鋼中含有較高的Ti，可以觀察到組織中析出物多且密集．

圖2（a）為TMCP 鋼的典型組織形貌，基本形態(tài)為具有軋制特征的組織結(jié)構(gòu)，TMCP 鋼的金相組織以針狀鐵素體（AF）組織為主，在鐵素體晶內(nèi)和晶界都有M／A 島呈不規(guī)則島狀較均勻地分布，其中白色為鐵素體組織，灰黑色的塊狀或顆粒狀組織為馬氏體小島及部分貝氏體，另外存在少量黑色珠光體組織．針狀鐵素體（AF）組織內(nèi)部的大量位錯(cuò)纏結(jié)對(duì)鋼具有很明顯的強(qiáng)化作用［11］，軋制過(guò)程中形成的均勻彌散的析出相對(duì)鋼的強(qiáng)化也起到了重要作用，TMCP 鋼具有良好的強(qiáng)韌性組合．TMCP鋼的冷卻方式為層流冷卻，部分合金元素和碳以固溶方式存在．TMCP 態(tài)試樣鐵素體在表層和中心層的含量差異會(huì)比熱處理態(tài)的大，這是因?yàn)檐堉七^(guò)程板材表面的溫度總是低于心部的溫度，促使表面的鐵素體更多地向奧氏體轉(zhuǎn)變［12］，而熱處理態(tài)所經(jīng)歷的溫度場(chǎng)較均衡，所以造成熱處理后鋼板厚度硬度均勻性提高．

650 ℃回火溫度略低于Ac1，相當(dāng)于高溫回火．如圖2（b），經(jīng)此熱處理后M／A 島分解并球化，貝氏體發(fā)生回復(fù)和部分再結(jié)晶，鐵素體晶粒長(zhǎng)大，大部分轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅舞F素體（PF），但仍保持不規(guī)則形狀，以及存在少量珠光體組織．高溫回火使TMCP層流冷卻過(guò)程形成的過(guò)飽和固溶的合金元素和碳充分析出，如圖3（b），可以明顯觀察到大量的析出物，析出物均勻細(xì)小、彌散分布起到析出強(qiáng)化作用，通過(guò)回火過(guò)程中的大量碳化物析出強(qiáng)化彌補(bǔ)馬氏體分解造成的軟化，造成屈服強(qiáng)度上升，屈強(qiáng)比升高，以上因素綜合作用，使鋼強(qiáng)度、硬度略有增加，沖擊韌性略有降低．

圖2 熱處理前后鋼板的光學(xué)顯微組織Fig．2 Optic microstructure of steel before and after the heat treatment

從圖2（c）～（e）中可以看出，經(jīng)雙相區(qū)／臨界區(qū)（700～800 ℃）保溫后空冷，仍得到細(xì)小的雙相組織．這是由于針狀鐵素體組織加熱時(shí)，奧氏體形核率較大，因而轉(zhuǎn)變而成的奧氏體晶粒也較細(xì)小，進(jìn)而，經(jīng)冷卻后由奧氏體轉(zhuǎn)變而成的馬氏體島也會(huì)較細(xì)?。硗?，試樣加熱及冷卻過(guò)程中析出彌散細(xì)小的碳氮化物顆粒，在亞晶界或晶界起釘扎作用，使晶粒長(zhǎng)大受阻［13］，也會(huì)使得到的組織較細(xì)小，這必將有利于鋼的力學(xué)性能的提高．由圖3可以看到，經(jīng)臨界區(qū)熱處理后組織的析出物較650 ℃熱處理明顯減少．

根據(jù)杠桿定律，隨著溫度的降低，兩相區(qū)中的鐵素體所占百分比增加，而奧氏體降低［14］，700 ℃加熱得到較多鐵素體和較少奧氏體組織，空冷時(shí)一部分奧氏體形成外延鐵素體［15－16］，奧氏體繼續(xù)富碳，冷卻到低溫時(shí)轉(zhuǎn)變成M／A 小島，所以室溫組織為鐵素體及大量的M／A 島的混合組織，組織均勻，鋼的強(qiáng)度及硬度達(dá)到較高值，由于奧氏體和馬氏體比容不同，馬氏體相變的體積膨脹及切變形狀變化對(duì)周圍鐵素體產(chǎn)生高應(yīng)力的擠壓作用，從而使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體使鐵素體時(shí)誘發(fā)大量可移動(dòng)位錯(cuò)，拉伸曲線呈連續(xù)屈服并具有較低的屈強(qiáng)比．另外，在加熱保溫時(shí)碳向奧氏體中擴(kuò)散，空冷后被限定在馬氏體之中，減小了雙相鋼中鐵素體變形時(shí)碳原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用，這也是使材料呈連續(xù)屈服并具有較低的屈強(qiáng)比的原因之一．

由圖2 可以看出，750 ℃，800 ℃熱處理晶粒大小不均，而且得到的鐵素體比700 ℃少，貝氏體組織明顯增多．貝氏體相鄰板條的取向?yàn)樾〗嵌染Ы纾@種組織具有高密度位錯(cuò)，高密度位錯(cuò)產(chǎn)生亞結(jié)構(gòu)強(qiáng)化，也可以觀察到小M／A 島的存在，但比700 ℃熱處理的少．這是因?yàn)殡S溫度升高（750 ℃，800 ℃），雙相組織中鐵素體減少、奧氏體增多，奧氏體的含碳量較低，空冷時(shí)得到貝氏體組織較多而M／A 島較少，鐵素體中產(chǎn)生的可動(dòng)位錯(cuò)較少，拉伸曲線出現(xiàn)屈服平臺(tái)，強(qiáng)度降低，伸長(zhǎng)率、沖擊功和屈強(qiáng)比升高．M／A 島所占體積分?jǐn)?shù)的降低以及貝氏體的出現(xiàn)是導(dǎo)致隨臨界區(qū)處理溫度升高強(qiáng)度大幅下降的原因．

850 ℃空冷試樣的加熱溫度接近Ac3，組織為正火組織，由多邊形鐵素體加少量馬氏體／貝氏體／珠光體組成，鐵素體晶粒明顯變大，馬氏體／貝氏體／珠光體組織呈不規(guī)則的塊狀或條帶狀分布于鐵素體晶界，此種組織鐵素體上的析出物粗化，強(qiáng)度及硬度較低．

圖3 不同溫度熱處理試樣析出物分布Fig．3 Distribution of the sample precipitates after heat treatment at different temperatures

3 結(jié) 論

1）TMCP鋼具有較優(yōu)良的力學(xué)性能．TMCP鋼經(jīng)650 ℃高溫回火后強(qiáng)度有所提高，沖擊韌性稍有下降；TMCP鋼經(jīng)700 ℃熱處理抗拉強(qiáng)度顯著升高，表現(xiàn)出連續(xù)屈服行為，具有優(yōu)異的變形能力，－40 ℃沖擊吸收能量依然高達(dá)132J；TMCP鋼經(jīng)750℃熱處理強(qiáng)度有所降低，沖擊功大幅度提高（302J），伸長(zhǎng)率提高至22%，具有很好的塑韌性．經(jīng)650～750℃熱處理后，TMCP 鋼力學(xué)性能得到改善．

2）TMCP態(tài)鋼以針狀鐵素體（AF）組織為主，經(jīng)650 ℃高溫回火，M／A 島分解并球化，貝氏體發(fā)生回復(fù)和部分再結(jié)晶，鐵素體晶粒長(zhǎng)大，大量析出物彌散分布；臨界區(qū)熱處理（700～800 ℃）的顯微組織由鐵素體和不規(guī)則的M／A 或貝氏體組

成，且隨熱處理溫度升高，M／A 島減少，貝氏體增多，強(qiáng)度和硬度大幅降低，韌性和伸長(zhǎng)率升高，拉伸曲線由連續(xù)屈服變?yōu)椴贿B續(xù)屈服；850 ℃空冷試樣的組織為正火組織，由多邊形鐵素體加少量馬氏體／貝氏體／珠光體組成，鐵素體晶粒明顯變大．

［1］Wang W，Shan Y，Yang K．Study of high strength pipeline steels with different microstructures［J］．Materials Science and Engineering A，2009，502（1）：38－44．

［2］Lee J L，Hon M H，Cheng G H．The intermediate transformation of Mn－Mo－Nb steel during continuous cooling［J］．Journal of Materials Science，1987，22（8）：2767－2777．

［3］Xiao F，Liao B，Ren D，et al．Acicular ferritic microstructure of a low－carbon Mn– Mo– Nb microalloyed pipeline steel［J］．Materials Characterization，2005，54（4）：305－314．

［4］Nayak S S，Misra R D K，Hartmann J，et al．Microstructure and properties of low manganese and niobium containing HIC pipeline steel［J］．Materials Science and Engineering：A，2008，494（1）：456－463．

［5］Dehghan－Manshadi A，Dippenaar R J．The behavior of precipitates during hot－deformation of low－manganese，titanium－added pipeline steels［J］．Metallurgical and Materials Transactions A，2010，41（13）：3291－3296．

［6］李立科，鄭茂盛，孫利軍，等．熱處理對(duì)X80管線鋼組織性能的影響［J］．焊管，2010，33（4）：18－21．Li Like，Zheng Maosheng，Sun Lijun，et al．The influence of heat treatment on microstructure properties of X80 pipeline steel［J］．Welded Pipe and Tube，2010，33（4）：18－21．（in Chinese）

［7］Palmiere E J，Garcia C I，DeArdo A J．The influence of niobium supersaturation in austenite on the static recrystallization behavior of low carbon microalloyed steels［J］．Metallurgical and Materials Transactions A，1996，27（4）：951－960．

［8］王立濤，李正邦，張喬英．高鋼級(jí)管線鋼的性能要求與元素控制［J］．鋼鐵研究，2004，32（4）：13－17．Wang Litao，Li Zhengbang，Zhang Qiaoying．Property requirements and control of elements for high grade pipeline steel［J］．Research on Iron and Steel，2004，32（4）：13－17．（in Chinese）

［9］狄國(guó)標(biāo)，周硯磊，麻慶申，等．鎳含量對(duì)海洋平臺(tái)用鋼組織性能的影響［J］．鋼鐵研究學(xué)報(bào)，2012，24（6）：52－56．Di Guobiao，Zhou Yanlei，Ma Qingshen，et al．Effect of Ni content on microstructures and mechanical properties of offshore platform steel［J］．Journal of Iron and Steel Research，2012，24（6）：52－56．（in Chinese）

［10］曾其英．鋼中合金元素對(duì)相變點(diǎn)Ac1、Ac3影響的定量關(guān)系探討［J］．理化檢驗(yàn)（物理分冊(cè)），1982（5）：47－49．Zeng Qiying．Discussion of alloy elements in steel on the quantitative formula of the phase transformation point of Ac1，Ac3［J］．Physical Testing and Chemical Analysis Part A：Physical Testing，1982（5）：47－49．（in Chinese）

［11］田志強(qiáng)，唐荻，江海濤，等．含釩雙相鋼臨界區(qū)熱處理溫度的研究［J］．熱加工工藝，2010，39（2）：97－99．Tian Zhiqiang，Tang Di，Jiang Haitao，et al．Research on critical heat treatment temperature of dualphase steel with wanadium［J］．Hot Working Technology，2010，39（2）：97－99．（in Chinese）

［12］吳明睿，江來(lái)珠，宋紅梅，等．TMCP 工藝對(duì)雙相不銹鋼2205 厚板性能的影響［J］．材料熱處理學(xué)報(bào)，2012，33（5）：85－90．Wu Mingrui，Jiang Laizhu，Song Hongmei，et al．Effect of TMCP on properties of duplex stainless steel 2205heavy plate［J］．Transactions of Materials and Heat Treatment，2012，33（5）：85－90．（in Chinese）

［13］Hu Y Y，Zuo X R，Li R T，et al．Effect of initial microstructures on the properties of ferrite－martensite dual－phase pipeline steels with strain－based design［J］．Materials Research，2012，15（2）：317－322．

［14］張春玲，蔡大勇，廖波，等．熱處理對(duì)09CuPTiRE 耐候雙相鋼組織與性能的影響［J］．特殊鋼，2003，24（1）：6－8．Zhang Chunling，Cai Dayong，Liao Bo，et al．Effect of heat treatment on structure and properties of atmospheric corrosion resistant dual－phase steel 09CuPTiRE［J］．Special Steel，2003，24（1）：6－8．（in Chinese）

［15］Fonshtein N M，Efimova T M．Study of the effect of“new”ferrite on the properties of dual phase steels［J］．Metallurgist，2006，50（9－10）：481－489．

［16］Sarwar M，Ahmad E，Qureshi K A，et al．Influence of epitaxial ferrite on tensile properties of dual phase steel［J］．Materials ＆ Design，2007，28（1）：335－340．