張 帥 任 毅 王 爽 劉文月 高 紅

(1.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼集團鋼鐵研究院，遼寧 鞍山 114009)

隨著世界經(jīng)濟的快速發(fā)展，石油和天然氣的消耗量不斷增大。近年來油氣開采新的增長點主要在于海洋和邊遠高寒地區(qū)油氣資源的開發(fā)，海洋油氣資源中約50%是處于深水區(qū)域。經(jīng)預測，未來世界油氣總儲量的44%將處于深水區(qū)[1]，未來十年深海油氣產(chǎn)量有望增長10倍以上[2- 5]。

海底管線輸送是海洋油氣輸送的主要方式。鑒于深海海底管線的鋪設和服役條件復雜，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，另一方面，與傳統(tǒng)油氣輸送管線相比，深海管線要求具有良好的橫、縱向強度，低屈強比，低溫起裂和止裂韌性，同時具有抗大變形、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，海底管線用鋼的最高級別已經(jīng)達到X80級(X80級是指API SPEC 5L標準中規(guī)定的鋼級)。苛刻的技術要求使深海管線用鋼的研發(fā)和生產(chǎn)面臨巨大的困難和挑戰(zhàn)。

晶粒細化和微觀組織控制是提高管線鋼的強韌性、獲得理想性能的有效途徑[9]，其重點之一是在熱軋過程中控制鋼的奧氏體晶粒和相變。為使厚壁深海管線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型，以達到理想的晶粒細化和軟硬相匹配的效果。本文重點研究了熱軋工藝對壁厚36.5 mm的X80級深海管線用鋼奧氏體晶粒尺寸和相變行為的影響。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼是一種低C低Mn鋼，并含有 Ni、Mo、Cu、Cr、Nb、Ti等微合金化元素，以達到細晶、強化、提高淬透性和耐蝕性的效果。鋼的化學成分的最大值見表1。從試驗鋼上切取φ6 mm的熱模擬試樣，在Gleeble- 3800熱模擬試驗機上按照設定工藝進行模擬熱軋工藝試驗。

表1 試驗用鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

1.1 熱軋溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響

通過單道次模擬熱軋工藝試驗研究奧氏體再結晶區(qū)的熱軋溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響，具體工藝見圖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 軋制道次變形率對奧氏體再結晶的影響

為了研究在總變形率相同的條件下奧氏體再結晶區(qū)軋制道次變形率分配的不同對奧氏體晶粒尺寸的影響，在奧氏體再結晶區(qū)軋制的末段進行雙道次熱軋。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 奧氏體非再結晶區(qū)終軋溫度對先共析鐵素體量的影響

圖2為研究在奧氏體非再結晶區(qū)終軋溫度對鐵素體相變的影響的工藝示意圖。將試驗鋼以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縱向線切割成兩部分，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行顯微組織形貌觀察。試驗設備為DMIRM光學顯微鏡和Tecnai G220透射電鏡。

2 試驗結果

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

2.1 熱軋溫度對奧氏體晶粒尺寸的影響

圖3為試驗鋼按照圖1工藝在奧氏體再結晶區(qū)的不同溫度熱軋后的奧氏體晶粒形貌。可見，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，奧氏體將發(fā)生動態(tài)和靜態(tài)再結晶及晶粒長大。奧氏體晶粒再結晶形核與長大可用公式A=[A0exp(-Q/RT)]1/2計算，式中A為形核率或長大速度，A0為初始形核率或初始長大速度，Q為晶界形成與遷移的激活能，R為氣體常數(shù)，T為熱力學溫度?？梢?， 熱軋溫度越高，奧氏體晶粒越容易發(fā)生再結晶且長大速率越大。

圖3 試驗鋼在(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 軋制道次變形率對奧氏體再結晶的影響

對于厚壁X80級深海管線用鋼而言，通常采用在奧氏體再結晶區(qū)的低溫軋制和大的單道次變形率來促進奧氏體晶粒的再結晶細化并抑制其長大。但采用低溫大道次變形率的熱軋工藝會明顯增大軋制負荷，對軋機性能要求苛刻，所以合理選擇再結晶區(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?？梢姡瑑煞N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，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)生動態(tài)再結晶，第1道次的變形能被奧氏體通過晶粒變形儲存；由于兩道次的間隔時間僅為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，促進了奧氏體的再結晶及晶粒細化。因此，在適當調(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，通過控制熱軋溫度、道次間隔時間等工藝參數(shù)也可獲得較理想的奧氏體晶粒細化效果。

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 奧氏體非再結晶區(qū)熱軋對先共析鐵素體的影響

厚壁X80級深海管線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比。同時，需對鐵素體的體積分數(shù)和晶粒尺寸進行有效控制[10]。圖5是試驗鋼按圖2工藝在奧氏體非再結晶區(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。當終軋溫度為810 ℃時，先共析鐵素體僅零星、不連續(xù)地分布在奧氏體晶界附近；當終軋溫度為790 ℃時，奧氏體晶界上出現(xiàn)連續(xù)分布的先共析鐵素體；當終軋溫度為770 ℃時，先共析鐵素體進一步增多，并且鐵素體晶粒向奧氏體晶內(nèi)長大。

圖5 試驗鋼在(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鐵素體，是形變奧氏體通過相變釋放變形儲存能的結果。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，因此，更容易發(fā)生鐵素體相變。圖5表明，終軋溫度為770 ℃時，試驗鋼中鐵素體體積分數(shù)達到約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密度較低，易發(fā)生塑性變形，增加裂紋擴展功，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

鋼的韌性斷裂強度可用公式σc=(2Gγ/K)×d-1/2來描述，式中，σc為斷裂強度，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?，材料的斷裂強度與有效晶粒尺寸d密切相關。細化再結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大，從而減小有效晶粒尺寸。

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

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

3.2 先共析鐵素體的控制

在奧氏體非再結晶區(qū)熱軋后鋼的組織以高勢能的形變奧氏體為主，處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，相變驅(qū)動力大且內(nèi)部存在大量的能量起伏和結構起伏，極易發(fā)生鐵素體形核。降低非再結晶區(qū)軋制溫度會促進先共析鐵素體相變，使組織中鐵素體數(shù)量增多。軋制溫度降低會導致位錯密度增加，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，先共析鐵素體相變屬于擴散型相變，其晶粒長大速度較慢且可控，因此可以通過降低在奧氏體非再結晶區(qū)軋制的溫度，使鋼獲得一定量的細小的先共析鐵素體，以提高深海管線用鋼的綜合性能。

4 結論

(1)厚壁X80級管線用鋼在980～1 150 ℃進行奧氏體再結晶區(qū)軋制并保溫時，隨著軋制溫度的降低，鋼的奧氏體晶粒明顯細化，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)采用奧氏體再結晶區(qū)熱軋末段的快速累積變形工藝可以獲得理想的細小奧氏體晶粒；適當調(diào)整每道次變形率，控制軋制溫度、道次間隔時間可以在降低單道次軋制抗力的情況下實現(xiàn)奧氏體的再結晶和晶粒細化。

(3)在770～810 ℃進行奧氏體非再結晶區(qū)軋制并保溫時，隨著軋制溫度的降低，鋼中形變誘導先共析鐵素體形核率增大，并逐漸向奧氏體晶粒內(nèi)長大，其中在770 ℃軋制時，先共析鐵素體體積分數(shù)達到約15%，晶粒尺寸10 μm以下。