当长距离石油、天然气管道在偏远及环境恶劣地区铺设时，要求管线钢具有高强度、良好塑性及韧性、良好耐腐蚀性及抗大变形性能，这对管线钢微观组织的合理调控提出较高要求.当前管线钢轧制主要采用控制轧制与控制冷却(TMCP)技术，针对不同管线钢钢级，通过合理控制TMCP工艺参数，可获得如多边形铁素体(PF)、准多边形铁素体(QF)、针状铁素体(AF)、M-A岛等混合组织，更高级别管线钢甚至引入下贝氏体(LB)^{[1, 2, 3, 4, 5, 6]}.

TMCP通常采用“低温大压下”配合“添加微合金元素”来增强形变奥氏体硬化效果，以获得理想显微组织，这对轧制设备能力提出较高要求，同时增加了能源消耗.以超快速冷却为核心的新一代TMCP技术作为技术创新，已在热连轧、中厚板等生产过程中转化应用，并实现钢材产品的减量化生产^[7].超快冷技术通过提高钢材轧后冷却系统的冷却能力，使形变奥氏体快速通过奥氏体相区，避开了传统“低温大压下”工艺限制，同时，宽泛的轧后冷速控制范围，能够解决合金元素减量化带来的组织调控难题^[8].将控制轧制与超快冷技术、传统层流冷却合理结合，利用细晶强化、纳米析出强化、位错强化、相变强化等机制的综合强化，能够实现低成本、高强度、高钢级管线钢的生产.

本文以商用14.2mm X70管线钢为研究对象，利用光学显微镜、EBSD技术对比分析了超快冷+层流冷却、传统层流冷却下实验钢显微组织特征，研究了超快冷下实验钢的主要强韧化机制，为“以超快冷为核心的新一代TMCP技术”在高强度、高钢级管线钢中应用推广奠定实验及理论研究基础.

实验材料为商用14.2mm X70管线钢，其化学成分(质量分数，%)为：C 0.068,Si 0.20,Mn 1.61,P 0.011,S 0.002,Nb 0.08,(V,Ti,Cr适量)，实验用X70管线钢为超低碳Nb-V-Ti系微合金钢，其碳当量C_eq为0.403，冷裂纹敏感指数P_cm为0.173，保证了实验钢优良的焊接性能及抗冷裂纹性能.

热轧试验在国内某钢厂热连轧生产线(装配有前置式超快冷系统)上进行.轧制采用两阶段控轧(γ再结晶区轧制+γ非再结晶区轧制)，其中粗轧温度区间为1150~1050℃，累积压下率为75%，以保证形变奥氏体进行充分再结晶；精轧温度区间为940~820℃，精轧累积压下率大于70%，终轧温度为840~820℃，目标厚度为14.2mm.经终轧后X70管线钢分别采用超快冷+层流冷却、层流冷却两种制度冷却至目标温度，其中，超快冷通过采用高压泵站对专用的超快冷集管进行供水，使高压水以较高的流速射流至带钢表面，实现较高的冷却速度.控轧控冷后，将带钢进行卷取.具体控轧控冷工艺如图 1所示.

图 1(Figure 1)

Fig. 1

图 1 实验钢控轧控冷工艺示意图 Fig. 1 Schematic of thermal mechanical controlled process of experimental steel (a)—超快冷+层流冷却； (b)—层流冷却.

按照ASTM A370标准，沿与带钢轧制方向呈30°方向取样并加工成标准拉伸试样及冲击试样，冲击试样尺寸为10mm×10mm×55mm标准夏比V型试样，冲击试验在-30℃环境中进行.拉伸试样取3组，冲击试样取3组，性能均取3组试样均值.金相试样经机械打磨、抛光后，采用4%硝酸酒精溶液腐蚀后进行微观组织观察，采用Lepera溶液(4%苦味酸酒精溶液+1%偏重亚硫酸钠蒸馏水溶液)腐蚀后进行M-A岛观察，采用高氯酸酒精溶液进行电解抛光(抛光电压27V，时间30s)后进行EBSD分析.显微组织观察及M-A岛形貌观察在Leica光学显微镜上进行,EBSD分析在FEI QUANTA600扫描电子显微镜上进行.

表 1为轧制过程中温度实际控制情况.由表可知，两种冷却制度下实验钢终轧温度在目标温度820℃左右，在轧后层流冷却下超快冷出口处实验钢温度640~676℃范围内，相同位置处超快冷+层流冷却模式下实验钢温度在483~517℃范围内.超快冷段实验钢在层流冷却下冷却速度约为26.3℃/s，而超快冷下冷却速度达到60.1℃/s.

表 1

Table 1

表 1(Table 1)

表 1 实际轧制温度控制情况 Table 1 The controlled temperature for actual rolling 冷却模式 终轧温度/℃ 超快冷出口 温度/℃ 终冷温 度/℃ 超快冷段冷速 ℃·s -1 LC 818~829 640~676 380~413 26.3 UFC+LC 823~831 483~517 374~408 60.1

表 1 实际轧制温度控制情况 Table 1 The controlled temperature for actual rolling

图 2为两种冷却模式下实验钢金相组织照片及Lepera腐蚀照片.由图 2a可知，在层流冷却下实验钢显微组织由贝氏体铁素体(BF)、针状铁素体(AF)、M-A岛组成，部分贝氏体铁素体尺寸相对较大，最长达40μm；M-A岛呈粒状、长条状及不规则形状分布在针状铁素体基体上及晶界处，部分长条状M-A岛长度分布在3.82~8.79μm间，见图 2a，图 2c.在超快冷+层流冷却下，实验钢显微组织同样由BF，AF及M-A岛组成，M-A岛呈块状分布在针状铁素体基体上及晶界处，其尺寸在0.22~3.64μm范围内，见图 2b，图 2d.与层流冷却下显微组织相比，超快冷+层流冷却下组织中贝氏体铁素体所占百分比降低且细化，M-A岛尺寸减小且分布更加弥散、均匀.

图 2(Figure 2)

Fig. 2

图 2 金相照片及M-A岛形貌 Fig. 2 Optical micrograph and M-A island morphology (a)，(c)—层流冷却下OM及M-A岛形貌； (b)，(d)—超快冷+层流冷却下OM及M-A岛形貌.

两种冷却制度下实验钢显微组织晶界角度如图 3所示，由图可知，针状铁素体之间呈大角度晶界(≥15°)，如图中黑线所示，针状铁素体及贝氏体铁素体内部亚结构为小角度晶界(＜15°)，如图中灰色线所示.经统计，层流冷却下，组织中大角度晶界所占百分比为55.3%，而超快冷+层流冷却下，大角度晶界所占百分比为63.4%，表明超快冷有利于实验钢中大角度晶界组织的形成.

图 3(Figure 3)

Fig. 3

图 3 不同冷却路径下晶界角度及所占比例 (灰色线表示＜15°，黑线表示≥15°)： Fig. 3 Angle and fraction of grain boundary for microstructure under different cooling paths (a),(b)—层流冷却；(c),(d)—超快冷+层流冷却.

表 2为实验钢轧后不同冷却模式下的力学性能.由表可知，实验钢在轧后层流冷却、超快冷+层流冷却两种冷却制度下各项力学性能均达到API SPEC 5L X70性能标准，实现了X70管线钢强度、塑性、韧性的良好匹配，其中，层流冷却下屈服强度为515MPa，抗拉强度为665MPa，断后延伸率为32%，-30℃冲击吸收功为357J.与层流冷却下性能相比，超快冷+层流冷却下实验钢屈服强度、抗拉强度提高，断后延伸率相当，-30℃冲击吸收功提高，见图 4，满足管线钢高强度、高塑性、良好抗冲击性能要求.

表 2

Table 2

表 2(Table 2)

表 2 实验钢不同冷却模式下力学性能 Table 2 Mechanical properties of experimental steel under different cooling methods 冷却模式 R t0.5/MPa R m/MPa 延伸率/% 屈强比 冲击吸收功(-30℃)/J 1 # 2 # 3 # 平均 LC 515 665 32 0.78 341 339 390 357 UFC+LC 540 680 34 0.79 452 388 385 408 API SPEC 5L—X70 485~620 570~755 ≥16 ≤0.9 ≥170

表 2 实验钢不同冷却模式下力学性能 Table 2 Mechanical properties of experimental steel under different cooling methods

图 4(Figure 4)

Fig. 4

图 4 不同冷却模式下实验钢力学性能对比 Fig. 4 Comparisons of mechanical properties of experimental steel with different cooling methods

实验钢力学性能主要取决于其微观组织中相的组成及显微组织特征.不同冷却模式下，实验钢显微组织均由贝氏体铁素体、针状铁素体及一定数量M-A岛组成.复相组织特点有利于实验钢获得低屈强比；以位错为亚结构的针状铁素体组织及铁素体基体上分布的硬相M-A岛保证了实验钢强度；而组织中贝氏体铁素体保证了实验钢的延伸率.另外，针状铁素体本身板条相互交错的特点保证了实验钢具有良好的抗裂纹扩展能力.

材料的力学性能与其显微组织密切相关，将控制轧制与控制冷却结合能够对其显微组织进行有效调控.在相同控轧工艺下，轧后冷却路径控制是影响实验钢显微组织及力学性能的主要因素.本实验中两种冷却制度下实验钢显微组织均由贝氏体铁素体+针状铁素体+M-A岛混合组织构成，超快冷+层流冷却下针状铁素体组织更加细化，M-A岛尺寸细小，该冷却模式下所形成的组织中大角度晶界(≥15°)所占比例较大.超快冷下细化的贝氏体铁素体、针状铁素体及M-A岛组织有利于实验钢综合力学性能的提高.

经终轧后实验钢组织为储存有一定变形能的形变奥氏体，轧后冷却路径及终冷温度的选择决定了实验钢相的组成及显微组织特征.不同冷却路径下影响材料显微组织形态的主要因素为相变驱动力大小以及C的扩散能力强弱^[9].在层流冷却下，其冷却速度相对较低，过冷度相对较小，针对该实验钢成分体系，层流冷却过程中发生针状铁素体相变，C富集于未转变奥氏体中，当温度降至M_s以下时，富C奥氏体转变为M-A岛，M-A岛则以不同形态、尺寸分布在铁素体基体及晶界处；在轧后超快冷+层流冷却下形变奥氏体冷至相变温度时，冷却初期的超快冷阶段，较大冷却速度抑制了多边形铁素体的形成，较大过冷度为针状铁素体形核提供足够相变驱动力，而在高温阶段保留下来的足够数量晶体缺陷(如变形带、位错、孪晶等)为针状铁素体的形核提供了更多的形核位置，因此该冷却路径下所形成的针状铁素体组织更加细小，细晶强化效果显著，两种冷却路径下组织转变示意图如图 5所示.

图 5(Figure 5)

Fig. 5

图 5 超快冷与层流冷却下钢组织转变示意图 Fig. 5 Schematic of transformation for experimental steel under ultra-fast cooling and laminar cooling

值得注意的是两种冷却路径下所形成的M-A岛尺寸、所占比例并不相同，超快冷+层流冷却下由于形变奥氏体首先快速冷却至510℃，超快冷抑制了C元素在高温区间的扩散，在随后的层流冷却过程中，C元素在相对较低温度区间发生扩散，其扩散能力有限，由于C元素扩散所引起的富碳区相对较小，这些微小富碳奥氏体在随后冷却过程中演变为尺寸细小的M-A岛组织；而层流冷却下，C及其他微合金元素在冷却初期具有相对较大的扩散能力，实验钢经终轧冷却至卷取温度过程中，由于C扩散所引起C的富集区相对较大，随后形成的M-A岛尺寸相对粗大.研究表明，较大尺寸M-A岛易作为断裂过程中微裂纹的形成源，减小裂纹形成功，进而对材料抗冲击性能产生不利影响^{[1, 9, 10]}.结合实验钢力学性能可知，超快冷+层流冷却下，实验钢-30℃冲击韧性得到改善，这是由于弥散分布的细小M-A岛组织减小了微裂纹萌生概率，大角度晶界阻碍了裂纹扩展，二者共同作用，保证了材料的优良抗冲击性能.

两种冷却制度下实验钢中微合金碳氮化物的析出形态存在一定差异.影响析出物数量及尺寸的主要因素为温度与时间，只有保证足够高温度及一定保温时间才能使实验钢中微合金碳氮化物充分析出.层流冷却模式下，形变奥氏体以相对较低冷却速度冷却至贝氏体相变温度区间，固溶于基体中的微合金元素如Nb,V等会以(Nb,V)C，N形式在轧后冷却过程中的高温区间充分析出并长大，这种冷却路径下析出物的尺寸相对较大；超快冷+层流冷却下，足够高的冷速抑制了轧后冷却过程中大尺寸(Nb,V)C，N等微合金碳氮化物的长大过程，这些固溶的非平衡微合金元素会在铁素体基体上以纳米尺寸碳氮化物析出而强化实验钢.

1) 超快冷+层流冷却与层流冷却两种冷却模式下14.2mm X70管线钢显微组织均由贝氏体铁素体+针状铁素体+M/A岛混合组织组成，超快冷+层流冷却下针状铁素体组织细化，第二相M-A岛尺寸更加细小，大角度晶界(≥15°)所占比例较高.

2) 超快冷+层流冷却与层流冷却下14.2mm X70管线钢力学性能均满足API SPEC 5L X70标准，超快冷+层流冷却下综合力学性能优良，屈服强度为540MPa，抗拉强度为680MPa，延伸率达到34%，屈强比为0.79，-30℃冲击吸收功为408J.

3) 高强度14.2mm X70管线钢理想轧后冷却工艺为： 820~840℃终轧+超快冷至 450~500℃+层流冷却至350~400℃+卷取.