目前, 热轧无缝钢管的主要生产工序是环形炉加热、穿孔、斜轧/连轧、张力减径/定径后在冷床上空冷至室温, 其组织性能调控依赖合金元素的添加和后续离线热处理, 调控手段较为单一.控制冷却技术作为热轧钢材组织性能调控有效手段, 已经在热轧带钢、型钢、棒线材等领域得到广泛的工业应用, 是实现低成本高品质、以及更高综合性能钢材产品开发的关键工艺技术^[1-3].

然而在热轧无缝钢管领域, 由于热轧无缝钢管高强度均匀化控制冷却技术还未得到突破, 因而造成控制冷却技术在热轧无缝钢管领域发展滞后.在热轧无缝钢管轧制过程中通常采用较高的加热温度和变形温度, 以降低穿管及轧管阶段的变形抗力, 同时保证管材的尺寸精度, 由于温度较高, 无法像热轧板带钢一样, 通过控制轧制获得“细化、硬化”状态的奥氏体^[4].且各国钢铁工作者在热轧无缝钢管轧后控制冷却原理与技术方面研究相对较少, 控制冷却条件下热轧无缝钢管组织性能调控和强化的规律认识不足, 因此十分有必要开展热轧无缝钢管控冷条件下组织调控规律方面的研究.

本文以L360管线管为研究对象, 采用以轧板代轧钢的方式, 通过实验室热轧实验研究了热轧工艺, 尤其是轧后控制冷却路径对L360管线管组织演变和力学性能的影响, 并建立了工艺参数、微观组织、力学性能之间的关系, 得出较为适宜的轧后控制冷却工艺参数, 为轧后控制冷却技术在热轧管线管中的应用与推广奠定了实验研究基础.

实验用钢采用与某厂热轧无缝L360管线管相同化学成分(质量分数, %):C 0.14, Si 0.27, Mn 1.2, Al 0.05, Nb 0.027, V 0.063, Ti 0.015, Fe余量.采用150 kg真空感应炉熔炼并浇注, 切去缩孔, 锻成断面为60 mm×80 mm的坯料.热轧实验在ϕ450 mm二辊可逆轧机上进行.考虑到热轧无缝钢管主要热变形过程均在较高的温度进行, 因此热轧实验奥氏体化温度为1 260 ℃, 保温2 h.按照相同截面压缩比(延伸系数)的方法, 采用轧板代轧管的方式进行实验.以直径350 mm管坯轧制ϕ355.6 mm×15 mm规格钢管为例.各阶段轧件尺寸及延伸系数见表 1.

表 1(Table 1)

表 1 热轧无缝钢管各阶段变形量 Table 1 Deformation process of a hot-rolled seamless steel pipe 工序 温度/℃ 直径/mm 厚度/mm 延伸率 加热 1 260 350 － － 穿孔 1 100~1 150 415 61.7 1.4 连轧 1 050~1 080 369 15 4.6 定径 1 000~1 050 355.6 15 1.04

表 1 热轧无缝钢管各阶段变形量 Table 1 Deformation process of a hot-rolled seamless steel pipe

热轧阶段总延伸系数(截面压缩比)为6.7, 考虑到定径阶段延伸系数较小, 其热变形主要集中在穿孔和连轧两个阶段.因此将热轧实验分成模拟穿孔和连轧两个阶段, 模拟穿孔轧制温度1 150 ℃, 终轧厚度为48 mm; 模拟连轧温度定为1 000~1 050 ℃之间, 最终厚度为15 mm, 压下制度定为:68→48→33→25→20→17→12 mm.具体轧制工艺及参数见图 1和表 2.

图 1(Fig. 1)

图 1 热轧实验工艺示意图 Fig.1 Schematic diagram of a hot-rolled process in practice

表 2(Table 2)

表 2 实验工艺参数 Table 2 Parameters of hot-rolled experiment 序号 轧制温度/℃ 冷后温度/℃ 冷却方式 1 1 010 － AC 2 1 005 715 WC+AC 3 1 012 650 WC+ AC   注:AC表示空气冷却; WC表示水冷.

表 2 实验工艺参数 Table 2 Parameters of hot-rolled experiment

对不同工艺下实验钢显微组织表征及力学性能检测, 金相试样经过机械抛光后, 经4%的硝酸酒精溶液腐蚀后用LEICA-DMIRM光学显微镜及FEI Quanta 600扫描电子显微镜对实验钢的显微组织形貌进行观察.采用FEI Quanta 600扫描电子显微镜观察冲击试样的裂纹扩展情况.利用FEI TECNAI G² F20型透射电子显微镜(TEM)对实验钢析出粒子的尺寸、形貌及分布规律进行观察, 试样经过机械减薄至50 μm后, 冲孔制成ϕ3mm的圆形薄片试样, 后经电解双喷制成透射观察试样.采用截线法统计显微组织晶粒尺寸, 并利用图像分析软件测定实验钢中各相质量分数.依据API SPEC 5L—2012标准进行室温拉伸实验和0 ℃ Charpy冲击试验制样和检测.拉伸试样为直径8 mm圆棒试样, 平行段长40 mm, 冲击试样采用Charpy V型缺口纵向冲击试样, 尺寸为10 mm×10 mm×55 mm.拉伸实验在CMT-5105微机控制电子万能试验机上进行, 0 ℃冲击实验在Instron冲击试验机上进行.

3种工艺下实验钢的显微组织如图 2所示.由图 2a可知, 相同终轧温度下, 轧制后采用空冷条件下实验钢的室温组织由多边形铁素体PF、珠光体P和魏氏体W组成.其中PF晶粒尺寸较大, 平均晶粒尺寸约为23.4 μm, 其体积分数约为62%.如图 2b所示, 控冷至715 ℃时实验钢显微组织同样由PF, P及W组成, 其中PF平均晶粒尺寸约为17.2 μm, 体积分数约为73%.与轧后空冷下显微组织相比, 控冷至715 ℃工艺条件下, 显微组织晶粒尺寸一定程度上得到细化, 同时魏氏组织细化及所占百分比例由空冷时的18%减少至10%, 因此可以说明, 在线控制冷却可抑制魏氏组织的形成, 有利于改善缺陷组织.图 2c为控冷至650 ℃时实验钢的显微组织, 由于终冷温度较低, 多边形铁核受到抑制, 显微组织由针状铁素体AF和贝氏体铁素体BF的构成.

图 2(Fig. 2)

图 2 实验钢金相照片 Fig.2 Optical micrograph of the experimental steel (a)—轧后空冷; (b)—控冷至715 ℃; (c)—控冷至650 ℃.

表 3为实验钢轧后不同冷却条件下实验钢的力学性能.由表可知轧后控冷至650 ℃时, 实验钢各项力学性能指标均达到API SPEC5 L X52标准, 其中屈服强度为478 MPa、抗拉强度为630 MPa, 断后延伸率为25.4%, 0 ℃冲击吸收功平均值162 J.实验钢的强度与0 ℃冲击吸收功变化规律见图 3所示.轧后控制冷却条件下实验钢力学性能有不同程度的提高, 但轧后空冷与轧后控冷至715 ℃下, 由于显微组织中魏氏体的存在导致实验钢冲击韧性较差, 远低于目标值.

表 3(Table 3)

表 3 不同冷却工艺下实验钢力学性能 Table 3 Mechanical properties of the tested steel in different cooling processes 冷却方式 Rt0.5/MPa Rm/MPa 延伸率/% 屈服比 冲击功(0 ℃)/J 1# 2# 3# 空气冷却 412 559 30.4 0.73 8 7 10 水冷715 ℃ 430 610 26.8 0.70 28 37 19 水冷650 ℃ 478 641 25.4 0.75 168 160 157

表 3 不同冷却工艺下实验钢力学性能 Table 3 Mechanical properties of the tested steel in different cooling processes

图 3(Fig. 3)

图 3 不同冷却工艺下实验钢强度及0 ℃冲击吸收功 Fig.3 Strength and impact absorption energy of the tested steel in different cooling processes

如图 4所示, 本实验中轧后空冷和控冷至715 ℃时, 实验钢显微组织均包含有魏氏组织, 但较轧后空冷, 轧后控制冷却条件下魏氏体组织明显细化, 魏氏体铁素体展弦比增加, 且魏氏组织所占的比例降低.魏氏体铁素体形核兼具扩散机制和切边机制的特征, 轧后控冷条件下, 冷却速度的提高, 增大了形成魏氏体铁素体半共格形式切变形核的驱动力, 而且冷速增加能降低形成魏氏组织的温度区间, 导致魏氏体铁素体晶核长大过程中C元素扩散较慢, 因而轧后控冷至715 ℃时, 显微组织仍有魏氏组织产生且得到的魏氏组织有一定程度的细化^[5-7].此外, 通过轧后控制冷却使实验钢冷却至650 ℃时, 实验钢中无魏氏组织.基于以上分析, 说明通过控制合适的冷却路径能有效避开魏氏组织的形成区间, 从而改善实验钢的综合力学性能.

图 4(Fig. 4)

图 4 不同工艺下实验钢显微组织形貌 Fig.4 Morphology of Widmanstatten structure in different processes (a)—轧后空冷; (b)—控冷至715 ℃; (c)—控冷至650 ℃.

不同工艺下实验钢析出物形貌如图 5所示.轧后控冷至715 ℃时, 析出密度最大、数目最多, 且碳化物尺寸较空冷下尺寸明显减小, 轧后控冷抑制碳化物在较高温度下析出.同时通过提高过冷度增大了碳化物形核驱动力, 且在控冷至715 ℃时, 有部分相间析出形成.而控冷至650 ℃析出物尺寸最小, 且析出数目较少, 快冷通过γ→α相变区, 微合金碳化物的相间析出被抑制, 后续进行空冷, 碳化物将主要以均匀形核的方式在铁素体及贝氏体基体中沉淀析出, 但析出物数目小于控冷至715 ℃时的析出数目.因为铁素体的排碳化学驱动力比贝氏体大, 因此控冷至650 ℃时实验钢中析出物数目减少.

图 5(Fig. 5)

图 5 不同工艺下析出相TEM观察 Fig.5 TEM micrographs of precipitated particles in different processes (a)—空冷; (b)—控冷至715 ℃; (c)—控冷至650 ℃.

由于魏氏体铁素体亚结构几乎平行或取向差较小, 见图 6, 实验钢中裂纹形成后, 裂纹容易贯穿魏氏组织结构, 单个板条很难阻止其扩展, 因而导致实验钢空冷和控冷至715 ℃工艺条件下, 实验钢韧性较差.但控冷时晶粒细化作用, 实验钢的冲击韧性较空冷下仍有一定提升.控制冷却终冷温度650 ℃条件下, 实验钢中有大量的针状铁素体, 因而具有良好的抗裂纹扩展能力^[8-10], 使实验钢具有更好的冲击韧性, 因此0 ℃冲击功164 J.

图 6(Fig. 6)

图 6 解理裂纹扩展 Fig.6 Cleavage crack propagation (a), (b)—空冷; (c), (d)—控冷至715 ℃.

1) 轧后空冷工艺条件下, 组织粗大并且组织中含有较多粗大的魏氏体, 实验钢强度和冲击韧性较低, 0 ℃冲击功低于10 J.

2) 采用轧后控制冷却工艺, 能够有效改善实验钢中不良组织, 控制终冷温度在650 ℃时能避免实验钢中魏氏体铁素体的形成.

3) 轧后控制实验钢终冷温度在650 ℃时, 实验钢屈服强度478 MPa, 抗拉强度641.8 MPa, 伸长率25.3%, 屈强比0.74, 0 ℃冲击功164 J, 能够很好地满足标准.