热机械加工工艺(thermo-mechanical controlled process, TMCP)是管线钢的主要生产工艺.随着以超快冷技术^[1-2](ultra-fast cooling, UFC)为核心的新一代TMCP工艺在管线钢中的推广与应用, 其在改善厚规格管线钢低温冲击韧性及DWTT止裂性能方面作用凸显^[3].UFC通过提高控冷阶段冷却速度, 增加奥氏体相变过程中针状铁素体(AF)相变驱动力, 保证组织中AF较大百分比, 进而增加大角晶界百分含量, 细化管线钢微观组织, 实现低温韧性及DWTT止裂性能的改善^[4].另外, 利用UFC冷却速度高的特点, 能够通过调控管线钢中细晶强化、析出强化的强度贡献值, 降低微合金元素的添加量, 实现管线钢的减量化生产.X65管线钢在成分设计上采用合金含量较低的成分体系, 同时, 其微观组织也与研究较为广泛的高级别X70、X80管线钢^[5-6]存在一定差异.当前, 超快冷技术在高级别X70、X80管线钢中相关基本理论研究已相对成熟^[1-3], 但针对该技术下X65管线钢的研究, 国内外相关报道较少.为了探究超快冷技术在X65管线钢中推广前景, 有必要对该技术下X65管线钢的物理冶金学规律进行完善.

基于上述背景, 本文利用超快冷技术对Nb-V-Ti系X65管线钢进行了试生产, 开发了基于超快冷技术的热轧TMCP新工艺, 并对该工艺下管线钢的微观组织及力学性能进行系统研究.进一步地, 对该工艺下X65管线钢的强化机制进行讨论, 旨在丰富超快冷技术的应用范围及相应轧制理论, 为推进超快冷技术在X65管线钢中工业化应用奠定实验及理论基础.

实验用X65管线钢坯料为厚度200mm的工业管线钢连铸坯, 具体化学成分(质量分数, %)C为0.071, P为0.01, Mn为1.55, Si为0.20, S为0.001, w(Nb+V+Ti+Cr)＜0.31.实验钢采用Nb-V-Ti微合金化成分体系, 其碳当量C_eq及冷裂纹敏感指数P_cm分别为0.367和0.166, 表明实验钢具有优良的可焊性及抗开裂性能.

热轧实验在国内某热连轧生产线(配置有前置式超快冷系统)上进行.控制轧制阶段采用两阶段控轧, 即γ再结晶区与γ非再结晶区轧制, 其中γ再结晶区轧制温度区间为1200~1100℃, 累积压下率为70%, 目的为保证变形阶段奥氏体进行充分再结晶; γ非再结晶区轧制温度区间为920~850℃, 轧制累积压下率为60%, 以保证变形阶段奥氏体充分硬化.终轧温度为850℃, 目标厚度为17.5mm.控制冷却阶段采用单一超快冷方式进行冷却, 超快冷终冷温度为500℃.另外, 利用带钢本身的返红规律进行卷取温度控制, 卷取温度为550℃.具体控轧控冷示意图如图 1所示.

图 1(Fig. 1)

图 1 实验钢控轧控冷工艺示意图 Fig.1 Schematic diagram of TMCP for the experimental steel

实验钢经48h时效后, 对其微观组织及力学性能进行系统表征与检测.金相试样经机械打磨、抛光后, 采用4%硝酸酒精溶液腐蚀10s及15s后分别用于光学组织(optical microscope, OM)及表面形貌(scanning electron microscope, SEM)观察; 试样经13%高氯酸酒精溶液电解抛光后(抛光电压27V, 时间30s)用于电子背散射衍射(electron back-scattered diffraction, EBSD)分析; 尺寸为ϕ3mm, 厚度为50μm的圆片试样经双喷后用于透射电镜(transition electron microscope, TEM)观察与分析.OM观察在Leica光学显微镜上进行, SEM及EBSD分析在FEI QUANTA600型扫描电子显微镜上进行, 亚结构及纳米析出粒子观察在FEI Tecnai G²F20型场发射透射电子显微镜上进行.拉伸及冲击力学性能检测按ASTM A370标准进行制样.标准拉伸试样(ϕ16mm×170mm, 平行段尺寸为ϕ12.7mm×60mm)及Charpy冲击试样(10mm×10mm×55mm, Charpy V型缺口)分别沿实验钢轧制方向及宽度方向选取.室温拉伸实验在WDW-300型电子万能试验机上进行, -30℃冲击实验在HV9250 INSTRON冲击试验机上进行.拉伸试样及冲击试样各取3组, 性能取3组均值.

超快冷工艺下X65管线钢OM及SEM照片如图 2所示.由图 2a可知, 该工艺下实验钢组织以准多边形铁素体(QPF)+针状铁素体(AF)为主.利用Image-Pro-Plus软件对不同组织的百分含量进行统计, 其中AF体积分数为84%.进一步对实验钢表面形貌观察可知, M/A岛呈小块状及细小长条状分布在α基体内部及AF晶界处, M/A岛所占百分含量较少.另外, 在QPF晶界处能够观察到弱化珠光体组织, 见图 2b.

图 2(Fig. 2)

图 2 超快冷工艺下X65管线钢组织 Fig.2 Microstructure of the experimental X65 pipeline steel processed by UFC (a)—金相照片；(b)—表面形貌照片.

由于实验钢微观组织以AF及QPF为主, 其组织形态呈不规则形状.利用EBSD技术对实验钢的有效晶粒尺寸及大角晶界分布情况进行统计.实验钢EBSD分析结果如图 3所示, 一般认为晶粒取向差大于15°的晶界为大角晶界, 在本研究中, 区分大、小角晶界的临界取向差为15°.利用等效面积法, 将晶粒的不规则形状等效为圆, 以圆的直径作为材料的有效晶粒尺寸.依据EBSD实验结果, 确定实验钢的有效晶粒尺寸为2.93μm, 大角晶界百分含量占晶界总量的31.5%.

图 3(Fig. 3)

图 3 超快冷工艺下X65管线钢EBSD分析结果 Fig.3 EBSD analysis results of X65 pipeline steel processed by UFC (a)—晶界勾勒图；(b)—取向差及晶粒尺寸分布.

图 4所示为实验钢TEM检测结果.由图可知, 实验钢亚结构为细小块状铁素体, 在局部铁素体基体上分布着高密度位错, 见图 4a.高密度位错的形成是由于QPF及AF相变过程中, 铁素体间相互碰撞而引起的.另外, 在块状铁素体局部区域能够观察到少量弱化珠光体组织, 见图 4b, 表明实验钢相变过程中存在少量的高温相变产物.图 4c为实验钢α铁素体基体上析出粒子形貌照片, 由图可知, 在α铁素体基体上能够观察到大量尺寸＜10nm的纳米级析出粒子, 析出粒子尺寸及不同尺寸体积分数计结果如图 4d所示.

图 4(Fig. 4)

图 4 实验钢TEM照片及纳米析出粒子尺寸统计 Fig.4 TEM images of the experimental steel and statistics of nano-sized precipitates (a)—铁素体和位错；(b)—珠光体组织；(c)—析出粒子形貌；(d)—不同尺寸析出粒子体积分数.

表 1为超快冷工艺下X65管线钢力学性能及相应性能标准.由表可知, 超快冷工艺下实验钢各项力学性能均满足API SPEC 5L X65性能标准, 实现了X65管线钢强度、塑性、低温韧性的良好匹配.其中, 屈服强度、抗拉强度分别为535MPa及615MPa, 断后延伸率为23%, -20℃冲击吸收功为391J, 满足管线钢高强度、高塑性、良好冲击性能要求.

表 1(Table 1)

表 1 超快冷工艺下X65管线钢典型力学性能 Table 1 Mechanical properties of X65 pipeline steel processed by UFC 钢样 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/% 屈强比 冲击吸收功(-20℃)/J 1# 2# 3# 平均值 实验钢 535 615 23 0.87 396 369 409 391 API SPEC 5L X65 450~600 535~760 ≥16 ≤0.93 ≥54J

表 1 超快冷工艺下X65管线钢典型力学性能 Table 1 Mechanical properties of X65 pipeline steel processed by UFC

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.超快冷工艺下, X65管线钢中包含AF、QPF及一定数量细小的M-A岛.实验钢复相组织特点有利于获得较低屈强比; 以高密度位错为亚结构的AF组织及α基体上分布的硬相M-A岛有利于提高材料强度; 而组织中QPF有利于提高实验钢的延伸率.另外, AF本身铁素体板条相互交织的特点保证了组织中大角晶界百分含量, 进而有利于材料抵抗裂纹扩展能力的提升.

对于实验用X65钢而言, 其微观组织演变过程与TMCP工艺密切相关.由TMCP工艺可知, 二阶段控制轧制过程中, 粗轧阶段采用70%变形量, 目的为使奥氏体充分再结晶, 进而细化奥氏体晶粒, 为精轧工艺做准备; 精轧阶段采用65%变形量, 由于此阶段奥氏体变形温度较低, 在应变速率、变形温度及变形量的综合影响下, 形变奥氏体难以发生再结晶, 并且在其内部积累了大量的位错、层错、变形带等晶体缺陷, 这些晶体缺陷为形变奥氏体随后的相变过程提供了充足的形核位置.同时, 积累的应变储能可以为随后的相变过程提供一定的相变驱动力.控制冷却过程中, 采用前置式UFC进行冷却, 由于UFC冷却能力较强, 轧后较大的冷却速度能够降低材料的相变开始温度, 增加过冷奥氏体的过冷度, 有利于相变的进行及最终微观组织的细化.研究表明, 对于AF型管线钢相变过程而言, 其相变动力学表明过冷形变奥氏体在相变初期以AF相变为主, 相变后期以PF、QPF等相变为主, 并且冷却速度能够促进AF相变.结合本实验工艺可知, 当形变奥氏体快速冷却至500℃时, AF会在位错、变形带等晶体缺陷处优先形核, 并以晶内形核的方式快速相变, 形成大量的AF组织, 见图 2.随后, 当实验钢由500℃“返红”至卷取温度(550℃)时, 剩余未转变奥氏体会转变为QPF；同时, 由于卷取温度相对较高, 碳原子扩散能力较强, 在QPF周围会形成DP组织, 见图 4b.实验钢在“二阶段控轧+超快冷”工艺下获得的复相组织有利于其强度、韧性及止裂性能的良好匹配, 见表 1.

为了进一步揭示超快冷下X65管线钢的强化机制, 依据上述系列实验表征结果, 研究了不同强化机制对实验钢的强化贡献值.通常情况下, 材料中的强化机制主要包括细晶强化、固溶强化、位错强化及纳米析出强化等.Kim等^[7]研究不同强化机制在微合金钢中的强化贡献时, 利用透射电镜技术、同步辐射X射线衍射技术, 定量研究了析出粒子、晶界、固溶元素以及位错的强化作用, 并构建了屈服强度与不同强化机制贡献值间函数模型, 见式(1):

(1)

式中:σ₀为晶格阻力, MPa; σ_ss为固溶强化引起的强度增量, MPa; σ_sg为细晶强化引起的强度增量, MPa; σ_ρ为位错强化引起的强度增量, MPa; σ_p为析出强化引起的强度增量, MPa.由于合金元素种类相近, 本研究采用上述模型对超快冷工艺下实验钢屈服强度与不同强化机制贡献值间函数关系进行描述.

Pickering^[8]于1978年在其专著中发表了用于描述材料中固溶强化、细晶强化强度贡献的数学模型.该模型充分考虑了晶粒尺寸、Mn、Si及固溶N元素等在材料强度贡献方面所占比重, 见式(2):

(2)

式中: w_Mn, w_Si, w_Nf分别代表Mn、Si以及固溶于基体中N元素的质量分数, %; d为材料的有效晶粒尺寸, μm.本研究中, 采用该模型对由细晶强化及固溶强化引起的强度增量进行计算.由于实验钢中存在一定量的Nb、Ti微合金元素, 其与N元素结合能力较强, 致使N原子主要以析出粒子的形式存在, 固溶N原子几乎不存在, 因此N_f可以忽略.依据实验钢的具体合金成分及其有效晶粒尺寸大小, 经计算得知由细晶强化及固溶强化引起的强度增量约为376.1MPa.

实验钢中由析出强化引起的强度增量可根据由Gladman改进的Ashby-Orowan方程进行计算, 见式(3)^[9]:

(3)

式中:G为剪切模量, MPa; b为柏氏矢量, mm; X为析出粒子平均尺寸, mm; φ为析出粒子体积分数, %.依据成分体系及微观组织特征相近原则, 本研究中G及b分别选择6.4×10⁴MPa及2.5×10^-7mm^[10].另外, 将析出粒子的面积百分含量近似代替体积分数进行计算.依据Orowan理论可知, 只有当第二相析出粒子尺寸＜20 nm时, 其对材料才能起到一定的强化作用.为了保证析出粒子平均尺寸及面积百分含量统计结果的可靠性, 本研究中选择20张TEM照片, 分别统计尺寸小于20nm析出粒子平均尺寸及平均面积百分含量, 见图 4.依据析出粒子统计结果, 确定实验钢析出粒子平均尺寸为12.6nm, 面积百分含量为0.19%.将上述实验结果代入式(3), 经计算可知由析出强化引起的强度增量为96.1MPa.依据不同强化机制强度增量与材料屈服强度之间的函数关系(式(1)), 为了估算位错强化引起的强度增量, 将上述由细晶强化、固溶强化及纳米析出强化强度贡献值代入式(1), 确定由位错强化引起的强度增量约为126.5MPa.不同强化机制对实验钢强度增量贡献情况如图 5所示.

图 5(Fig. 5)

图 5 不同强化机制对材料强度的贡献值 Fig.5 Strengthening contribution induced by different strengthening mechanisms

综上所述, 在TMCP控制冷却过程中, 采用UFC技术能够促进X65管线钢中AF相变, 使实验钢微观组织以AF为主.同时, 利用UFC冷却后带钢的“返红”现象, 控制卷取温度, 使纳米尺寸Nb, Ti(C, N)等析出粒子充分析出, 起到析出强化作用.经相关理论计算可知, 对于超快冷工艺下的X65管线钢而言, 其强化机制主要包括固溶强化、细晶强化、位错强化及纳米析出强化, 其中析出强化引起的强度增量为96.1MPa.

1) 超快冷工艺下X65管线钢显微组织为AF+QPF+M/A岛+DP组成的复相组织, 组织中AF体积分数约为84%, 大角晶界占31.5%, 有效晶粒尺寸为2.93μm.

2) 超快冷下X65管线钢拉伸性能、-20℃冲击性能均满足API SPEC 5L标准, 其中, 屈服强度为~535MPa, 抗拉强度为615MPa, 延伸率为23%, -20℃平均冲击吸收功为391J, 实现了强度、塑性及韧性的良好匹配.

3) 超快冷工艺下X65管线钢强化机制主要为细晶强化、固溶强化、位错强化及纳米析出强化的混合强化机制, 其中析出强化引起的强度增量约为96.1MPa.