陳博軒，李紅英，楊建華，彭寧琦，王曉峰，李陽華，趙映輝，吉玲康

(1.中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南長沙，410083；2.湖南華菱湘潭鋼鐵有限公司，湖南湘潭，411101；3.南華大學(xué)土木工程學(xué)院，湖南衡陽，421001；4.衡陽華菱鋼管有限公司，湖南衡陽，421001；5.中國石油天然氣集團公司管材研究所，陜西西安，710077)

未來10年是我國碳達峰和碳中和的關(guān)鍵時期。隨著能源消費結(jié)構(gòu)優(yōu)化的緊迫性提高，我國對于油氣的需求將保持快速增長態(tài)勢。我國缺油、少氣，進口的石油和天然氣以及西部油氣資源都要通過管道長距離輸運到需求旺盛的中部、東部地區(qū)。隨著輸送距離增加，長輸管道面臨復(fù)雜地質(zhì)條件及惡劣服役環(huán)境的挑戰(zhàn)[1]。例如，中俄東線輸氣管道，途經(jīng)林海雪原等永凍土地區(qū)，最低氣溫達到?48 ℃，鋼材的斷裂類型由韌性斷裂過渡為解理斷裂，其斷裂應(yīng)力可能遠低于室溫下的屈服極限，容易發(fā)生脆斷失效，造成環(huán)境污染和重大財產(chǎn)損失[2]。油氣輸送管道通常由控軋控冷(TMCP)的熱軋態(tài)鋼板焊接而成，為了保障低溫環(huán)境下高壓輸送油氣的管道安全，人們對管線鋼板厚度及在低溫環(huán)境下的力學(xué)性能提出了更高要求。隨著板厚增加，軋制和冷卻過程難以控制，應(yīng)力場和溫度場難以均勻，特別是在厚度方向上組織均勻性降低，心部晶粒容易發(fā)生粗化，導(dǎo)致鋼板的脆性斷裂傾向增大[3]。此外，厚板焊接時容易產(chǎn)生較大的焊接應(yīng)力并導(dǎo)致焊接鋼管變形，同時，還會出現(xiàn)組織粗大、殘余應(yīng)力過大和焊接裂紋等問題。TMCP 的開冷溫度對熱軋厚板的組織性能影響很大，適當?shù)拈_冷溫度能夠有效調(diào)整鋼板的鐵素體和貝氏體比例及取向關(guān)系，易于得到韌性較好的亞結(jié)構(gòu)，進而確保管線鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度低于工作溫度，獲得較高的起裂和止裂韌性，增加管道在低溫環(huán)境下的服役安全性[4?5]。目前，國內(nèi)外對厚規(guī)格管線鋼板的組織形態(tài)及低溫力學(xué)性能研究較少，尤其是對于在不同開冷溫度下，X70鋼級厚規(guī)格管線鋼的組織演化和相應(yīng)的低溫斷裂行為的研究更少[6?11]。為此，本文以不同開冷溫度的厚壁管線鋼板為研究對象，進行低溫力學(xué)性能測試和系列溫度沖擊試驗，結(jié)合微觀組織及晶粒取向關(guān)系分析，研究不同開冷溫度對熱軋態(tài)實驗鋼低溫斷裂行為的影響，以便為厚壁耐低溫管線鋼的性能優(yōu)化和工業(yè)實踐提供參考。

1 實驗材料與方法

實驗材料為工廠生產(chǎn)的3種熱軋態(tài)鋼板，其厚度均為31.75 mm，化學(xué)成分如表1所示，TMCP參數(shù)如表2所示。

表1 實驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition table of experimental steel(mass fraction) %

表2 3種實驗鋼的TMCP參數(shù)Table 2 The main controlled cooling parameters of experimental steel

根據(jù)GB/T 13239—2006“金屬材料低溫拉伸試驗方法”，在實驗鋼板1/4 厚度方向上取樣，加工成標準棒狀拉伸試樣，如圖1所示。在裝備有低溫環(huán)境箱和M12 螺紋夾具的MTS810 電子萬能實驗機上進行低溫拉伸實驗，采用液氮+無水乙醇溶液對環(huán)境箱和樣品進行控溫，實驗溫度為?10，?20，?30，?40，?50 和?60 ℃，每個樣品保溫時間為10min。

圖1 低溫拉伸試樣粒徑及加工要求示意圖Fig.1 Schematic illustration of low temperature tensile sample dimensions and processing requirements

根據(jù)GB/T 229—2020“金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法”，在實驗鋼板1/4 厚度處取樣，并加工成10 mm×10 mm×55 mm 的夏比V 型缺口樣品，在NI750F 全自動擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行系列低溫沖擊實驗。冷卻池為液氮+無水乙醇溶液，實驗溫度為?60～?10 ℃，溫度間隔為?10 ℃，試樣的保溫時間為30 min。

在實驗鋼板1/4 厚度處切取平行于軋向的試樣，用于金相顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電子顯微鏡(TEM)觀察、X 射線衍射(XRD)和電子背散射衍射(EBSD)分析。OM和SEM試樣須經(jīng)過機械研磨與拋光，然后在體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液中進行腐蝕，其中OM 試樣的腐蝕時間為10 s，SEM 試樣的腐蝕時間為15 s。EBSD試樣需進行電解拋光，拋光液是體積分數(shù)為10%的高氯酸酒精溶液。采用LEICA DMI3000M金相顯微鏡、SIRION200 場發(fā)射掃描電鏡、Talos F200x透射電鏡觀察實驗鋼的顯微組織。采用配備有EBSD探測器的ZEISS EVO MA10掃描電鏡對試樣進行取向分析，使用HKL Channel 5軟件分析試樣的晶體學(xué)取向特征。

2 結(jié)果與分析

2.1 開冷溫度對熱軋鋼顯微組織的影響

控軋控冷參數(shù)決定熱軋鋼的顯微組織類型，其中開冷溫度的影響顯著。圖2所示為3種開冷溫度對應(yīng)實驗鋼室溫組織的金相照片，基體組織均為鐵素體和貝氏體。從圖2可見：當開冷溫度為760 ℃時(見圖2(a))，對應(yīng)的組織為準多邊形鐵素體、多邊形鐵素體和粒狀貝氏體[12]；當開冷溫度為740 ℃時(見圖2(b))，對應(yīng)的組織為多邊形鐵素體、粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體；當開冷溫度為720 ℃時(見圖2(c))，對應(yīng)的組織為多邊形鐵素體和貝氏體鐵素體。

圖2 不同開冷溫度對應(yīng)實驗鋼室溫組織的OM照片F(xiàn)ig.2 OM photos of experimental steels at different start cooling temperatures

圖3所示為3種開冷溫度對應(yīng)實驗鋼室溫組織的SEM 照片。從圖3可見：當開冷溫度為760 ℃時(見圖3(a))，室溫組織存在較多粒徑較大的準多邊形鐵素體和粒狀貝氏體，還有少量的多邊形鐵素體，細小的M/A 組元在晶內(nèi)彌散分布；當開冷溫度為740 ℃時(見圖3(b))，多邊形鐵素體比例增大，粒狀貝氏體比例減小，貝氏體鐵素體晶界處存在相互平行的鐵素體片條，向晶內(nèi)生長，部分M/A 組元連續(xù)分布在晶界處，其余M/A 組元分布于晶粒內(nèi)部；當開冷溫度為720 ℃時(見圖3(c))，多邊形鐵素體比例進一步增加，粒狀貝氏體比例進一步減小，板條狀貝氏體鐵素體比例增大，大量長條狀M/A組元在晶內(nèi)平行排布。

圖3 不同開冷溫度對應(yīng)實驗鋼室溫組織的SEM照片F(xiàn)ig.3 SEM photos of experimental steels at different start cooling temperatures

為了研究3種開冷溫度實驗鋼組織的位錯分布和結(jié)構(gòu)類型，采用透射電鏡觀察實驗鋼室溫組織，得到M/A 組元的選區(qū)電子衍射花樣。不同開冷溫度下實驗鋼室溫組織的TEM 照片及選區(qū)電子衍射花樣如圖4所示。從圖4可見：當開冷溫度為760 ℃時(見圖4(a)和圖4(b))，準多邊形鐵素體內(nèi)存在高密度的位錯，而且受到第二相粒子的釘扎作用，相應(yīng)的選區(qū)衍射只有一套衍射花樣，為體心立方(100)點陣平面；當開冷溫度為740 ℃時(見圖4(c)和圖4(d))，準鐵素體內(nèi)部的位錯密度較低，粗大的貝氏體鐵素體板條相互平行分布，板條邊界處存在塊狀M/A 組元，相應(yīng)的選區(qū)衍射花樣呈現(xiàn)環(huán)狀，為體心立方(100)點陣平面[13]；當開冷溫度為720 ℃時(見圖4(e)和圖4(f))，鐵素體等軸化的比例增大，內(nèi)部位錯密度非常低，M/A 組元處選區(qū)衍射顯示存在2套相同的衍射花樣，均為體心立方(111)點陣平面。

圖4 不同開冷溫度對應(yīng)實驗鋼室溫組織的TEM照片及選區(qū)電子衍射花樣Fig.4 TEM photos and selected area electron diffraction patterns of experimental steels with different start cooling temperatures

進一步對3 種開冷溫度下的實驗鋼進行XRD物相分析，結(jié)果如圖5所示。從圖5可見：實驗鋼物相主要為α相，觀測不到面心立方奧氏體對應(yīng)的峰，表明實驗鋼中基本不存在殘余奧氏體，因此，實驗鋼中M/A組元實質(zhì)為馬氏體。

圖5 不同開冷溫度下實驗鋼的XRD物相分析結(jié)果Fig.5 XRD phase analysis results of experimental steels with different start cooling temperatures

3組實驗鋼M/A組元處的選區(qū)衍射花樣均未標定出殘余奧氏體，其中開冷溫度為740 ℃的實驗鋼的M/A 組元處呈現(xiàn)環(huán)狀衍射花樣，開冷溫度為720 ℃的實驗鋼的M/A組元處同樣存在2套相同的衍射花樣，結(jié)合物相分析的結(jié)果可知，兩類衍射花樣分別對應(yīng)馬氏體的不同變體。

圖6和圖7所示分別為1 號和2 號實驗鋼鐵素體和M/A組元處的高倍TEM照片和元素面掃描分析結(jié)果。從圖6可見：當開冷溫度為760 ℃時，合金元素分布均勻，沒有明顯的富集現(xiàn)象。從圖7可見：當開冷溫度為740 ℃時，合金元素在M/A 組元處富集程度高。實驗鋼中Nb和Ti等合金元素與C元素的結(jié)合能力強，能夠形成穩(wěn)定碳化物，導(dǎo)致奧氏體中C元素的擴散激活能增大，C元素的擴散能力減弱，從而抑制奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致富碳奧氏體在水冷結(jié)束后轉(zhuǎn)化為貝氏體。隨著開冷溫度降低，合金元素擴散時間較長，Nb 和Ti等合金元素與C 元素充分結(jié)合，在M/A 組元處偏聚程度大，而其他區(qū)域Nb 和Ti 的碳化物分布較少，這些區(qū)域鐵素體形成和長大受到的抑制作用逐漸消失。因此，結(jié)合圖2可知，開冷溫度為760 ℃的實驗鋼鐵素體含量最少，開冷溫度為720 ℃的實驗鋼鐵素體含量最多。分析M/A組元的元素分布，發(fā)現(xiàn)在較低開冷溫度下，M/A組元中C和Mn等合金元素含量較高，但實驗鋼的碳含量很低，表明在較低溫度開冷時，M/A組元處發(fā)生了C和Mn等元素的擴散和偏聚。

圖6 開冷溫度為760 ℃時的實驗鋼鐵素體和M/A組元處的高倍TEM照片和元素面掃描結(jié)果Fig.6 High magnification TEM photographs and element map scanning results of ferrite and M/A constituent with start cooling temperatures at 760 ℃

圖7 開冷溫度為740 ℃時的實驗鋼鐵素體和M/A組元處的高倍TEM照片和元素面掃描結(jié)果Fig.7 High magnification TEM photographs and element map scanning results of ferrite and M/A constituent with start cooling temperatures at 740 ℃

計算得出實驗鋼冷卻時的鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度(Ar3)約為830 ℃[14]，由表2可以看出，3 種實驗鋼的軋制溫度位于奧氏體單相區(qū)，而開冷溫度均低于鐵素體開始轉(zhuǎn)變溫度，因此，從鐵素體開始轉(zhuǎn)變到水冷的這段時間，實驗鋼的組織主要發(fā)生奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變；開始冷卻以后，原奧氏體晶界處能量較高，鐵素體優(yōu)先在晶界處形核[15]。由不同實驗鋼的顯微組織照片可以看出：開冷溫度會影響實驗鋼的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物以及合金元素偏聚程度；當開冷溫度為760 ℃時，鐵素體中碳原子擴散不充分，奧氏體中碳含量較低，來不及轉(zhuǎn)變的低碳奧氏體在冷卻過程中形成細小彌散的M/A 組元；當開冷溫度降至740 ℃時，鐵素體中的碳原子向周圍奧氏體中擴散較充分，而碳原子富集程度較高的奧氏體在隨后冷卻過程中形成碳含量較高的粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體；當開冷溫度降至720 ℃時，鐵素體中碳原子擴散時間較長，能夠形成富碳的貝氏體鐵素體，M/A 組元沿著條狀鐵素體基體分布而呈現(xiàn)長條狀特征。3種工藝的終冷溫度相差不大，因此，實驗鋼均為鐵素體和貝氏體的雙相組織，但各相的粒徑和體積分數(shù)有較大差別。

2.2 開冷溫度對熱軋鋼微觀取向的影響

為了研究不同開冷溫度實驗鋼的平均有效晶粒粒徑和晶界取向差等組織特征，對實驗鋼TDRD 面進行EBSD 分析，結(jié)果如圖8所示，其中，圖8(a)，(b)和(c)所示為實驗鋼的反極圖(inverse pole figure，IPF)，圖8(d)，(e)和(f)所示為實驗鋼的取向差角分布。在反極圖中，大于15°的大角度晶界(high angle grain boundary，HAGB)用黑線表示。從圖8可以看出：部分具有大角度晶界的晶粒內(nèi)存在平行排布的板條束，分割了整個大角度晶粒(見圖8(a)，(b)和(c))；當開冷溫度為760 ℃時，貝氏體體積分數(shù)較高，周圍分布有長條狀的準多邊形鐵素體，大角度晶界占比僅有31.7%(見圖8(a)和(d))；當開冷溫度降至740 ℃時，近等軸狀多邊形鐵素體比例上升，粒徑較小，大角度晶界占比達到35.6%(見圖8(b)和(e))；當開冷溫度降至720 ℃時，鐵素體比例進一步增加，平均有效晶粒粒徑增大且大部分等軸化，大角度晶界占比降低至34.1%(見圖8(c)和(f))。

分析3組實驗鋼的取向關(guān)系，發(fā)現(xiàn)大角度晶界主要分布于原奧氏體晶界和部分貝氏體轉(zhuǎn)變組織的界面處，貝氏體轉(zhuǎn)變組織以貝氏體亞結(jié)構(gòu)為主，包括貝氏體板條束、板條片和M/A 組元，其中板條束和部分塊狀彌散分布的M/A 組元之間為大角度晶界，而板條片之間為小角度晶界，因此，多邊形鐵素體在反極圖中體現(xiàn)為晶界平直的大角度晶粒，粒狀貝氏體為大角度晶粒及其內(nèi)部的塊狀小角度晶粒，貝氏體鐵素體為大角度晶界及其包圍的平行板條束。

取向差角大于15°的大角度界面能量最高且趨于固定值，能夠有效阻礙裂紋的擴展，提高材料的斷裂韌性，因此，將EBSD圖像中取向差角大于15°的大角度晶粒定為有效晶粒[16?18]。實驗鋼的大角度晶界占比越高，平均有效晶粒粒徑越小。開冷溫度為760 ℃的實驗鋼的平均有效晶粒粒徑最大，達4.6 μm；開冷溫度為720 ℃的實驗鋼的平均有效晶粒粒徑處于兩者之間，為4.1 μm；開冷溫度為740 ℃的實驗鋼的平均有效晶粒粒徑最小，只有3.9 μm，因此，開冷溫度為740 ℃的實驗鋼的理論斷裂強度最高，開冷溫度為760 ℃的實驗鋼的理論斷裂強度最低。

2.3 開冷溫度對熱軋鋼低溫力學(xué)性能的影響

優(yōu)化熱軋鋼的TMCP 工藝，選取合適的開冷溫度能夠獲得與強韌性相匹配的低溫力學(xué)性能。圖9所示為3種開冷溫度實驗鋼的系列低溫力學(xué)性能曲線。由圖9(a)和圖9(b)可以看出：在相同環(huán)境溫度下，3種開冷溫度實驗鋼的屈服強度和抗拉強度從大至小對應(yīng)的實驗鋼依次為2號，3號和1號；當實驗溫度為?60 ℃時，2號實驗鋼的屈服強度和抗拉強度分別達到590 MPa和748 MPa；當實驗溫度從?60 ℃提高到?10 ℃時，實驗鋼的屈服強度和抗拉強度均不斷減?。划攲嶒灉囟葹?10 ℃時，2號實驗鋼的屈服強度和抗拉強度分別為526 MPa和700 MPa。從圖9(c)可以看出：在不同溫度開冷的實驗鋼的斷后伸長率差別不大，在20%～30%的范圍內(nèi)變化；在?60～?20 ℃范圍內(nèi)，2號實驗鋼的斷后伸長率與3號實驗鋼的斷后伸長率基本相同，均大于1 號實驗鋼的斷后伸長率。從圖9(d)可以看出：在相同實驗溫度下，1 號實驗鋼的屈強比(屈服強度/抗拉強度)最大，2 號和3 號實驗鋼的屈強比較??；當實驗溫度為?60 ℃時，3種實驗鋼的屈強比均較大，1 號、2 號和3 號實驗鋼的屈強比分別為0.82，0.78和0.78；隨著實驗溫度升高，實驗鋼的屈強比均小幅度降低，當實驗溫度為?10 ℃時，1 號，2 號和3 號實驗鋼的屈強比分別為0.79，0.75和0.75。

圖10所示為3種開冷溫度(760，740和720 ℃)的實驗鋼在不同溫度下的夏比沖擊吸收功。從圖10可以看出：在相同實驗溫度下，夏比沖擊吸收功從大至小分別對應(yīng)2 號，3 號和1 號實驗鋼；對于同一種實驗鋼，夏比沖擊吸收功隨著沖擊溫度降低而減小，2號實驗鋼在?10 ℃時的沖擊吸收功高達301 J，?60 ℃時的夏比沖擊吸收功降為273 J；3 號實驗鋼在?60 ℃時的夏比沖擊吸收功降為263 J；1 號實驗鋼在?60 ℃時的夏比沖擊吸收功最低，只有251 J。

圖10 不同溫度下實驗鋼的夏比沖擊吸收功Fig.10 Charpy impact energy of experimental steel at different temperatures

材料的強度與晶粒粒徑呈負相關(guān)關(guān)系。由于管線鋼的組織和亞結(jié)構(gòu)較復(fù)雜，難以確定單個晶粒粒徑，因此，引入有效晶粒概念，并對Hall-Petch關(guān)系式進行改進，如式(1)所示[19]。

式中：σc為斷裂強度；E為彈性模量；γ′為裂紋尖端塑性變形功；ν為泊松比；dEGS為平均有效晶粒粒徑。從式(1)可以看出，有效晶粒的平均粒徑越小，材料的斷裂強度越高。

平均有效晶粒粒徑對實驗鋼的低溫拉伸性能和沖擊性能均有一定影響。結(jié)合圖8和式(1)可知，實驗鋼的平均有效晶粒粒徑越小，大角度晶界比例越高，斷裂強度越高。此外，平均有效晶粒粒徑越小的實驗鋼中，貝氏體鐵素體內(nèi)部板條束界分布更密集，裂紋擴展相同距離穿過更多的大角度晶界，消耗的能量增加，因此，開冷溫度為740 ℃的實驗鋼的低溫強韌性均得到提高。

當開冷溫度較高時，實驗鋼的多邊形鐵素體含量少，變形協(xié)調(diào)性差，M/A 組元中馬氏體變體少，合金元素富集程度低，對實驗鋼低溫強度影響較小[20]。當開冷溫度較低時，實驗鋼的多邊形鐵素體含量較高，受到外力時能有效地將變形由大應(yīng)力處向小應(yīng)力處轉(zhuǎn)移，不會導(dǎo)致實驗鋼的低溫韌性顯著降低，M/A組元中馬氏體變體較多，C和Mn等合金元素富集程度高，能夠提高實驗鋼低溫強度。

開冷溫度為740 ℃時(見圖3(b))，實驗鋼鐵素體含量適中，平均有效晶粒粒徑最小，包含彌散的塊狀和島狀富碳M/A 組元，因此，既具有較高的低溫強度，又具有良好的低溫韌性，適合服役于中俄油氣輸送東線等對于低溫性能要求高的地區(qū)。

2.4 開冷溫度對熱軋鋼低溫拉伸斷口的影響

實驗鋼拉伸時會出現(xiàn)斷口分層現(xiàn)象，這是因為實驗鋼拉伸時心部應(yīng)力集中程度最大，部分韌窩很容易聚集合并形成微裂紋，當應(yīng)力達到裂紋擴展所需的臨界應(yīng)力時微裂紋擴展，導(dǎo)致斷口中心出現(xiàn)分層現(xiàn)象。圖11～13所示分別為3種開冷溫度(760，740和720 ℃)的實驗鋼的低溫拉伸宏觀斷口形貌及方框區(qū)域放大后的微觀形貌，實驗溫度分別為?20，?40 和?60 ℃。由宏觀形貌照片可以看出：不同實驗鋼在不同實驗溫度下的宏觀拉伸斷口均呈現(xiàn)杯錐狀，具有纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)，在纖維區(qū)的中部出現(xiàn)分層裂紋，分層裂紋的兩側(cè)分別為解理面和韌窩；在同一實驗溫度下，2 號實驗鋼低溫拉伸斷口的中心分層程度輕微，1號實驗鋼低溫拉伸斷口的中心分層最嚴重。

圖11所示為3種開冷溫度(760，740和720 ℃)的實驗鋼在?20 ℃時拉伸斷口的SEM 照片。圖11(a)和(c)所示的宏觀斷口均出現(xiàn)了2處尺寸較大的分層裂紋，分布于斷口纖維區(qū)左右兩側(cè)，而圖11(b)所示的宏觀斷口僅出現(xiàn)1處尺寸較小的分層裂紋，分布于斷口纖維區(qū)左側(cè)。由圖11(d)，(e)和(f)可見，等軸狀韌窩尺寸細小，密度較大，其中圖11(f)所示微觀斷口中出現(xiàn)了幾處小裂紋，均分布于解理面與韌窩的交界區(qū)域，與分層裂紋擴展路徑一致。

圖11 3種實驗鋼在環(huán)境溫度為?20 ℃時拉伸的斷口形貌Fig.11 Tensile fracture morphologies of experimental steel when the ambient temperatures is ?20 ℃

圖12所示為3種開冷溫度(760，740和720 ℃)的實驗鋼在?40 ℃時拉伸斷口的SEM照片，其中，圖12(a)和(c)所示的宏觀斷口分層裂紋貫穿了纖維區(qū)，圖12(b)所示的分層裂紋接近平行，延伸至纖維區(qū)中心。相比于?20 ℃時拉伸斷口的微觀組織，圖12(d)，(e)和(f)所示斷口的韌窩密度減小，韌窩直徑的差距增大，二次裂紋數(shù)量增多，解理面所占比例增大。

圖12 3種實驗鋼在環(huán)境溫度為?40 ℃時拉伸的斷口形貌Fig.12 Tensile fracture morphologies of experimental steel when the ambient temperatures is ?40 ℃

圖13所示為3種開冷溫度(760，740和720 ℃)的實驗鋼在?60 ℃時拉伸斷口的SEM照片，其中，圖13(a)，(b)和(c)所示宏觀斷口的表面比較平坦，斷口中心的分層裂紋均橫向貫穿了整個斷口。相比于?20 ℃和?40 ℃時的拉伸斷口，圖13所示斷口微觀形貌的韌窩數(shù)量最少，部分大尺寸韌窩合并形成了尺寸更大的凹坑，解理面區(qū)域進一步擴大，部分解理面上出現(xiàn)階梯狀的分層現(xiàn)象[21]。

圖13 3種實驗鋼在環(huán)境溫度為?60 ℃時拉伸的斷口形貌Fig.13 Tensile fracture morphology of experimental steel when the ambient temperatures was ?60 ℃

隨著實驗溫度降低，抗拉強度降低，但解理裂紋擴展所需要的臨界應(yīng)力基本保持不變，實驗鋼的低溫拉伸斷口解理程度增大，韌窩密度降低，斷口中心分層程度加重，細小裂紋數(shù)量增多。當實驗溫度為?60 ℃時，實驗鋼脆性較大，裂紋沿著心部不斷擴展，最終橫向貫穿整個斷口。此外，在拉應(yīng)力作用下，細小裂紋萌生于變形不均勻的解理面和韌窩交界處，并沿著界面向兩側(cè)擴展。

在室溫條件下，M/A 組元中馬氏體作為硬相能夠釘扎晶界，阻礙裂紋的擴展，而在低溫條件下，細小M/A 組元的馬氏體脆性增大，釘扎位錯的能力較弱，受到外力作用時容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，成為裂紋萌生的位置[22]。與開冷溫度為760 ℃的實驗鋼相比，開冷溫度為740 ℃和720 ℃的實驗鋼其M/A 組元粒徑較大，位錯釘扎能力較強，且貝氏體鐵素體密集分布的板條束產(chǎn)生了亞晶界強化，阻礙裂紋擴展，顯示出較強的低溫韌性。體積分數(shù)較高的多邊形鐵素體的晶界為大角度晶界，裂紋沿著大角度晶界擴展需要消耗更多能量，多邊形鐵素體與M/A組元的組合也增強了變形協(xié)調(diào)性。此外，對于較低溫度開冷的實驗鋼，平均有效晶粒粒徑減小，屈服強度和斷裂強度提高，但斷裂強度提升更加明顯，導(dǎo)致韌脆轉(zhuǎn)變溫度下降，因此，開冷溫度為740 ℃和720 ℃時的實驗鋼斷口分層現(xiàn)象較弱，斷口的解理程度較低，細小裂紋的數(shù)量較少。在3種實驗鋼中，開冷溫度為740 ℃時的實驗鋼的塊狀M/A 組元含量較高，平均有效晶粒粒徑只有3.9 μm，大角度晶界占比達到35.6%，裂紋偏折次數(shù)多，其低溫止裂韌性最好。

3 結(jié)論

1)在720 ℃～760 ℃的開冷溫度范圍內(nèi)，實驗鋼主要發(fā)生鐵素體和貝氏體轉(zhuǎn)變；隨著開冷溫度降低，多邊形鐵素體含量增加，粒狀貝氏體含量減少，板條狀貝氏體鐵素體含量增加，M/A 組元先由細粒狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀和島狀，再轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀，其主要組分仍為馬氏體及其變體。

2)開冷溫度對實驗鋼的微觀取向和元素分布均有一定影響。當開冷溫度為760 ℃時，實驗鋼的平均有效晶粒粒徑高達4.6 μm，大角度晶界占比只有31.7%；當開冷溫度為720 ℃時，實驗鋼平均有效晶粒粒徑為4.1 μm，大角度晶界占比為34.1%；當開冷溫度為740 ℃時，實驗鋼平均有效晶粒粒徑降低到3.9 μm，大角度晶界占比高達35.6%，合金元素在M/A組元處產(chǎn)生明顯偏聚，實驗鋼的理論斷裂強度較高。

3)在低溫條件下，開冷溫度為740 ℃的實驗鋼的低溫強度和低溫韌性較高，屈服強度不低于526 MPa，抗拉強度不低于700 MPa，斷后伸長率高于24.6%，低溫沖擊吸收功高于273 J。