摘 要:采用 Gleeble-3800型熱模擬試驗機對含質(zhì)量分數(shù)1.8%銅和1.0%鎳的 X65級低碳低 鎳含銅管線鋼進行高溫拉伸試驗,研究不同溫度(850~1300 ℃)下的高溫塑性。結(jié)果表明:含銅 管線鋼的抗拉強度隨著試驗溫度的升高整體呈下降趨勢,在850℃拉伸時抗拉強度達到105MPa, 而在1300℃時的抗拉強度降至約30MPa;隨著試驗溫度的升高,含銅管線鋼的斷面收縮率整體呈 增大趨勢,當(dāng)試驗溫度高于1050 ℃時,斷面收縮率均在80%以上,表現(xiàn)出較好的高溫塑性,850~ 1000℃區(qū)間斷面收縮率在60%左右,應(yīng)避免在850~1000℃區(qū)間對該管線鋼進行大變形量變形; 在試驗溫度高于1050 ℃時,含銅管線鋼高溫塑性的提高與動態(tài)再結(jié)晶有關(guān);在連鑄溫度范圍 (1100~1250 ℃),含銅管線鋼具備優(yōu)異的高溫塑性,可以保證連鑄坯的冶金質(zhì)量。
關(guān)鍵詞:含銅管線鋼;高溫塑性;斷面收縮率;動態(tài)再結(jié)晶
中圖分類號:TG142.33 文獻標(biāo)志碼:A 文章編號:1000-3738(2022)07-0090-05
0 引 言
微 生 物 腐 蝕 (microbiologically influenced corrosion,MIC)是管線材料一種新的破壞和失效 形式,近年來已引起國內(nèi)外相關(guān)企業(yè)、研究學(xué)者的廣 泛關(guān)注[1]。管線材料的微生物腐蝕造成的經(jīng)濟損失巨大。新型含銅管線鋼的開發(fā)是針對微生物腐蝕導(dǎo) 致的管線失效問題,從材料自身角度提出的一種方 法[2]。鋼中加入銅不僅可以提高鋼的強度、耐腐蝕 性能、抗菌性能、耐微生物腐蝕性能、抗疲勞性能、焊 接及冷加工性能等,同時可充分利用含銅廢鋼資源, 降低生產(chǎn)成本,提高經(jīng)濟效益。由于鋼中加入較高 含量的銅元素,管線鋼在連鑄或軋制過程中容易發(fā) 生熱脆問題,這也是一直以來制約含銅鋼鐵材料發(fā) 展和應(yīng)用的主要瓶頸之一。含銅鋼出現(xiàn)熱脆的根本 原因是在高溫下鐵先被氧化,在表面形成一層氧化 層,導(dǎo)致在氧化層下方形成液態(tài)銅的富集[3] ;由于晶 界處晶格錯配度高,富集的銅易沿晶界分布與擴散, 導(dǎo)致晶 界 脆 化,從 而 產(chǎn) 生 表 面 龜 裂 裂 紋。自 從 研 究[4]發(fā)現(xiàn)鎳可以減輕含銅鋼熱脆以來,研究人員主 要通過在鋼中添加鎳元素的方法來改善含銅鋼的熱 脆問題[5-6],但鎳元素的價格昂貴,在鋼中添加一定 含量的鎳元素會大大增加生產(chǎn)成本,所以如何在添 加少量鎳元素的前提下提高含銅鋼板表面質(zhì)量成為 研究的熱點。隨著冶金水平的提高和熱機械加工工 藝的發(fā)展和完善,研究者逐漸意識到鋼鐵材料的高溫 塑性決定著連鑄坯殼以及后續(xù)軋制后板材表面的冶 金質(zhì)量。因此,研究含銅管線鋼的高溫塑性,對控制 其連鑄坯表面裂紋的產(chǎn)生,改善連鑄坯質(zhì)量有重要意 義。基于此,作者根據(jù)之前的研究成果自行設(shè)計開發(fā) 出含質(zhì)量分數(shù)1.8%銅和1.0%鎳的 X65級低碳低鎳 含銅管線鋼,采用 Gleeble-3800型熱模擬試驗機對該 鋼進行高溫拉伸試驗,研究了不同溫度下的高溫塑 性,以期為含銅管線鋼的實際生產(chǎn)提供指導(dǎo)。
1 試樣制備與試驗方法
試驗材料為自行設(shè)計開發(fā)的 X65級低碳低鎳 含銅管線鋼,其化學(xué)成分如表1所示,采用200kg 真空感應(yīng)冶煉爐熔煉而成,并澆注成鑄錠。鑄錠經(jīng) 切冒口、表面處理后在1150 ℃的熱處理爐中保溫 2h進行 鍛 造,初 鍛 溫 度 為 1100 ℃,終 鍛 溫 度 為 950 ℃,鍛造后空冷至室溫,試驗鋼 的 截 面 尺 寸 為 100mm×150 mm。鍛造后試驗鋼的顯微組織如 圖1所示,可知其組織主要為多邊形鐵素體,晶粒尺 寸在10~20μm,晶粒大小不均勻。
在試驗鋼上截取如圖2所示的熱拉伸試樣,在 Gleeble-3800型熱 模 擬 試 驗 機 上 進 行 高 溫 拉 伸 試 驗,先將試樣以10 ℃·s -1的速率加熱到1300 ℃, 保溫300s,再以2 ℃·s -1的速率分別冷卻至850~ 1300 ℃(間隔50 ℃)并保溫10s,然后以10 -1s -1 的應(yīng)變速率拉伸試樣,拉斷后快速冷卻到室溫。在 斷口附近取樣并制成金相試樣,經(jīng)研磨、拋光,并采 用體積分數(shù) 4% 硝酸酒 精 溶 液 腐 蝕 后,采 用 Zeiss LSM700 型 光 學(xué) 顯 微 鏡 觀 察 顯 微 組 織,利 用 Nova400Nano型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察熱拉 伸試樣的斷口形貌。
2 試驗結(jié)果與討論
2.1 高溫塑性
由圖3可以看出:含銅管線鋼的抗拉強度隨著 試驗溫度的升高整體呈下降趨勢,在850 ℃拉伸時 抗拉強度可達到105 MPa,而在1300 ℃下的抗拉 強度降至約30MPa;隨著試驗溫度的升高,含銅管 線鋼的斷面收縮率整體呈增大趨勢。當(dāng)試驗溫度高 于1050℃時,含銅管線鋼的斷面收縮率均在80%以 上,表現(xiàn)出較好的高溫塑性,1250℃時的斷面收縮率 最大,超過95%,雖然1300 ℃時的斷面收縮率有所 下降,但仍然高于85%。當(dāng)試驗溫度高于1250℃ 時,該溫度位于鋼的第Ⅰ脆性區(qū),該區(qū)域發(fā)生的斷裂主 要與液相的形成有關(guān)。由于該區(qū)域加熱溫度高,晶界 熔化導(dǎo)致晶界處形成液膜,尤其當(dāng)晶界處富集低熔點 雜質(zhì)時,晶界液膜會在更低的溫度下形成;在拉應(yīng)力作用下,隨著熔化區(qū)的擴大,空洞在晶界處形成并沿 晶界生長,最終導(dǎo)致沿晶斷裂。因此該溫度區(qū)間含銅 管線鋼的斷面收縮率有所降低。由此可見,在試驗溫 度高于1100 ℃時,含銅管線鋼具有良好的高溫塑 性。850~1000℃區(qū)間為管線鋼的熱機械軋制區(qū)間, 對熱加 工 成 型 具 有 重 要 影 響,此 時 斷 面 收 縮 率 在 60%左右。由鑄坯裂紋敏感性和斷面收縮率的經(jīng)驗 關(guān)系[7-8]可知,當(dāng)斷面收縮率大于 60%時,坯料不會 出現(xiàn)表面裂紋,而當(dāng)斷面收縮率小于60%時,易在坯 料的表面下層出現(xiàn)裂紋。因此,該含銅管線鋼應(yīng)避免 在850~1000℃區(qū)間進行大變形量變形。
由圖4可以看出,隨著試驗溫度的升高,含銅管 線鋼的斷裂應(yīng)變先降低后增加。當(dāng)從850℃升高到 900 ℃時,峰值應(yīng)力和斷裂應(yīng)變均大幅下降,而在 900~1300 ℃范圍,隨著試驗溫度的升高,斷裂應(yīng) 變增加,峰值應(yīng)力先升高后降低。在高于1000 ℃ 拉伸時,應(yīng)力達到最大值后試樣發(fā)生較大的變形后 才斷裂,而在850~1000 ℃拉伸時應(yīng)力達到最大值 后試樣較快斷裂,說明含銅管線鋼在高于1000 ℃ 拉伸時的塑性較好,與斷面收縮率的結(jié)果吻合。
2.2 斷口形貌
試樣的高溫塑性與斷口形貌密切相關(guān),高溫塑 性好的試樣頸縮量大,斷面收縮率大;斷口韌窩越大,塑性越好,而塑性差的試樣,斷口處直徑變化很 小,韌窩小而淺,斷面較平,斷口呈現(xiàn)脆性斷裂特征, 斷面收縮 率 很 小[9]。由 圖 5 可 知:當(dāng) 試 驗 溫 度 為 900,1050 ℃時,斷口中存在較大的韌窩,且斷口表 面不平整,部分區(qū)域存在較深孔洞,說明其高溫塑性 較好;而在1250 ℃拉伸后,試樣因晶界熔化而被拉 斷,斷口中未出現(xiàn)韌窩,但其頸縮量大,斷面收縮率 大,斷口直徑小,說明高溫塑性更好。
由圖6可以看出:當(dāng)試驗溫度為900,1050 ℃ 時,斷口中存在大小不等、深淺不一的韌窩,晶界處 有明顯的撕裂棱,因此斷裂方式為微孔聚集型斷裂。 大 韌窩是由析出的第二相顆粒或夾雜物形成的,第二相顆?；驃A雜物與基體的結(jié)合力較弱,在外應(yīng)力 作用下,這些位置更容易產(chǎn)生微孔,微孔的聚集長大 最終導(dǎo)致試樣斷裂;小韌窩是由大韌窩之間發(fā)生互 相 撕 裂 后 連 接 而 形 成 的[10-13]。 當(dāng) 試 驗 溫 度 為 1250 ℃時,由于該溫度下發(fā)生的斷裂主要與液相 的形成有關(guān),雖然斷面收縮率較大,但斷口并不是由 大量韌窩組成,而是沿晶形成的平坦斷口。
2.3 斷口組織
由圖7可以看出,當(dāng)試驗溫度為900℃時,斷口 附近的組織沿變形方向呈拉長形貌,未發(fā)生再結(jié)晶, 而1050 ℃拉伸后,可明顯觀察到再結(jié)晶晶粒從原 變形晶粒的界面上開始生長,因此高溫塑性有所提 高。當(dāng)試驗溫度升高至1250 ℃時,大部分組織均 發(fā)生再結(jié)晶,此時斷面收縮率最大。結(jié)合斷面收縮率的變化規(guī)律可以看出,在試驗溫度高于1050 ℃ 時,含銅管 線 鋼 高 溫 塑 性 的 提 高 與 動 態(tài) 再 結(jié) 晶 有 關(guān)[14]。而當(dāng)試 驗 溫 度 為 1300 ℃ 時,發(fā) 生 的 晶 界 熔斷 提 前 結(jié) 束 了 塑 性 變 形,造 成 斷 面 收 縮 率 下 降[15]。在整個溫度范圍內(nèi)斷口附近組織中未觀察 到銅的析出,這 說 明 管 線 鋼 中 的 銅 依 然 固 溶 在 基 體中,而不是擴散到晶界或鋼/氧化皮界面處形成 銅的偏聚。由 于 含 銅 管 線 鋼 中 含 有 較 多 的 鎳,鎳 在銅中有較快的擴散速率[16],并且鎳能提高銅在 奧氏體中的溶解度,減少銅在奧氏體晶界的析出; 同時鎳可以 改 變 氧 化 層 中 富 銅 相 的 組 成,與 銅 和 鐵元素形成熔點超過1200 ℃的 Ni-Cu-Fe相并以 固態(tài)顆粒形 式 保 留 在 氧 化 層 內(nèi),從 而 有 效 改 善 含 銅管線鋼的熱塑性[6,17]。
3 結(jié) 論
(1)含銅管線鋼的抗拉強度隨著試驗溫度的升 高整體呈下降趨勢,在850 ℃拉伸時的抗拉強度可 達到105MPa,而在1300 ℃時降至約30 MPa;隨 著試驗溫度的升高,含銅管線鋼的斷面收縮率整體 呈增大趨勢,當(dāng)試驗溫度高于1050 ℃時,斷面收縮 率均在80% 以 上,表 現(xiàn) 出 較 好 的 高 溫 塑 性,850~ 1000 ℃區(qū)間斷面收縮率在60%左右,應(yīng)避免在該 溫度區(qū)間對該管線鋼進行大變形量變形。
(2)當(dāng)試驗溫度為900,1050 ℃時,斷口中存 在大小不等、深淺不一的韌窩,晶界處存在明顯的撕 裂棱,斷裂方式為微孔聚集型斷裂,當(dāng)試驗溫度為 1250 ℃時,斷口為沿晶形成的平坦斷口;在試驗溫 度高于1050℃時,含銅管線鋼高溫塑性的提高與動 態(tài)再結(jié)晶有關(guān);在連鑄溫度范圍(1100~1250 ℃) 內(nèi),添加質(zhì)量分數(shù)1.0%鎳的含銅管線鋼具備優(yōu)異的 高溫塑性,可以保證連鑄坯的冶金質(zhì)量。
參考文獻:
[1] 史顯波,楊春光,嚴(yán)偉,等.管線鋼的微生物腐蝕[J].中國腐蝕 與防護學(xué)報,2019,39(1):9-17. SHI X B,YANG C G,YAN W,et al.Microbiologically influencedcorrosionofpipelinesteels[J].JournalofChinese SocietyforCorrosionandProtection,2019,39(1):9-17.
[2] 楊柯,史顯波,嚴(yán)偉,等.新型含 Cu管線鋼———提高管線耐微 生物腐蝕性能的新途徑[J].金屬學(xué)報,2020,56(4):385-399. YANGK,SHIXB,YAN W,etal.NovelCu-bearingpipeline steels: A new strategy to improve resistance to microbiologicallyinfluencedcorrosionforpipelinesteels[J]. ActaMetallurgicaSinica,2020,56(4):385-399.
[3] 朱露珊.Fe-Cu-Ni合金中富 Cu團簇早期析出行為的分子動力 學(xué)模擬研究[D].上海:上海大學(xué),2014. ZHULS.MoleculardynamicssimulationofCuprecipitationat anearly stagein Fe-Cu-Nialloy[D].Shanghai:Shanghai University,2014.
[4] 劉慶冬.HSLA 鐵素體鋼中 Cu析出強化和奧氏體韌化的原子 探針層析技術(shù)研究[D].上海:上海大學(xué),2012. LIU Q D.Atom probe tomography study on copper precipitationstrengtheningandreverseaustenitetougheningin HSLAferriticsteel[D].Shanghai:ShanghaiUniversity,2012.
[5] 楊才福,蘇 航,李 麗,等.加 熱 工 藝 對 含 銅 鋼 表 面 氧 化 的 影 響 [J].鋼鐵研究學(xué)報,2007,19(10):48-52. YANGCF,SU H,LIL,etal.Effectofheatingprocesson surfaceoxidationofcopper-bearingsteel[J].JournalofIron andSteelResearch,2007,19(10):48-52.
[6] 楊才福,蘇航,李麗,等.Cu、Ni在含銅時效鋼表面氧化層中的 富集[J].鋼鐵,2007,42(4):57-60. YANGCF,SU H,LIL,etal.EnrichmentofCu,Niinsurface oxidationlayerofcopper-bearingage-hardeningsteel[J].Iron & Steel,2007,42(4):57-60.
[7] 鄭桂蕓.A105連鑄坯的高溫塑性研究[J].連鑄,2016,41(2): 57-61. ZHENGGY.ResearchonhotductilitybehaviourofA105steel continuouscastingbillet[J].ContinuousCasting,2016,41(2): 57-61.
[8] 王志剛,余馳斌,鮑思前,等.Q345C連鑄坯高溫?zé)崴苄缘难芯? [J].南方金屬,2010(5):22-25. WANGZG,YUCB,BAOSQ,etal.Astudyofthethermal plasticityofQ345Csteelslab[J].Southern Metals,2010(5): 22-25.
[9] 張永軍,韓 靜 濤,孔 俊 其,等.ER70S-6 連 鑄 坯 高 溫 塑 性 研 究 [J].金屬材料與冶金工程,2009,37(5):3-6,56. ZHANG YJ,HANJT,KONGJQ,etal.Researchonhigh temperatureductilityofER70S-6continuouscastslabs[J]. MetalMaterialsandMetallurgyEngineering,2009,37(5):3-6,56.
[10] 張敏,任曉龍,邢奎,等.低碳貝氏體鋼雙面埋弧焊接頭的組織 和低溫韌性[J].材料研究學(xué)報,2015,29(10):737-743. ZHANG M,RENXL,XINGK,etal.Microstructureandlow temperaturetoughnessof weldjointspreparedbydoublesidedsubmergedarcweldingforlowcarbonbainitesteel[J]. ChineseJournalof MaterialsResearch,2015,29(10):737- 743.
[11] 朱誠意,吳炳新,張志成,等.高品質(zhì) GCr15 軸承鋼二次精煉 過程中夾雜物的演變規(guī)律[J].重慶大學(xué)學(xué)報,2015,38(5): 89-97. ZHU C,WU B X,ZHANG Z C,etal.Theevolution of inclusionsin high quality GCr15 bearing steels during secondary refining process [J].Journal of Chongqing University,2015,38(5):89-97.
[12] 葉浩,嚴(yán)紅革,蘇斌,等.真空感應(yīng)熔煉水冷銅模鑄造對 2024 鋁合金形變 熱 處 理 組 織 及 性 能 的 影 響[J].機 械 工 程 材 料, 2013,37(3):11. YE H,YAN H G,SU B,etal.Effectsofvacuuminduction meltingandcopperwater-cooled mouldcastingonthermomechanicaltreatmentmicrostructureandpropertiesof2024 aluminumalloy[J].Materialsfor MechanicalEngineering, 2013,37(3):11.
[13] 郭成,程羽,尚春陽,等.SiC 顆粒增強鋁合金基復(fù)合材料斷裂 與強化機理[J].復(fù)合材料學(xué)報,2001,18(4):54-57.. GUO C,CHENG Y,SHANG C Y,etal.Mechanismson fracture and strengthening of aluminium alloy matrix compositesreinforced withsicparticles[J].Acta Materiae CompositaeSinica,2001,18(4):54-57.
[14] MINTZ B,ABUSHOSHA R,JONAS J J.Influence of dynamicrecrystallisationonthetensileductilityofsteelsin thetemperaturerange700to1150℃[J].ISIJInternational, 1992,32(2):241-249.
[15] 陶素芬,王福明,嚴(yán)國衛(wèi),等.A105鋼的高溫?zé)崴苄訹J].材料 熱處理學(xué)報,2013,34(12):96-102. TAO SF,WANG F M,YAN G W,etal.Hotductilityof A105 steel [J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2013,34(12):96-102.
[16] 林萬明,衛(wèi)英慧,杜華云,等.純銅表面納米化對鎳擴散的影響 [J].金屬熱處理,2009,34(11):14-17. LIN W M,WEI Y H,DU H Y,etal.Effectsofsurface nanocrystallizationondiffusionofnickel[J].HeatTreatment ofMetals,2009,34(11):14-17.
[17] SHIBATA K.SurfacehotshortnessduetoCu(+Sn)andits suppressionbyphysicalmetallurgy[J].CurrentAdvancesin MaterialsandProcesses,2003,16(6):1391-1394.