低成本薄規格L485M 管線鋼的研制開發

徐海健，郭 誠，高 紅，任 毅，喬 馨，沙孝春*

（1.鞍鋼股份有限公司,遼寧 鞍山 114009；2.鞍鋼建設集團有限公司,遼寧 鞍山 114009）

0 引言

管線鋼是天然氣領域里長距離輸送管的重要鋼種[1]。隨著各國碳中和政策的出臺，在減少污染、環境保護的大框架下，各國對天然氣需求會顯著增加，這也直接促進了天然氣用管線鋼的開發與生產。從目前天然氣用管線鋼鋼級的設計標準看，薄規格的L485M 鋼級是最普遍采用的各支線管道建設用鋼。與此同時，隨著合金價格大幅上漲，在鋼鐵行業產能過剩，競爭日趨激烈的大環境下，各鋼鐵企業必須以堅持合金減量化的品種開發為宗旨，即采用低成本的成分設計才能獲得具有優異市場競爭力的產品[2?7]，因此需要分別對鋼板成分體系和TMCP（控軋和控冷）工藝進行系統設計與精確控制。

L485M 鋼級管線鋼一般采用低碳成分設計體系，通過微合金元素Nb、Mo 等和精確TMCP 工藝，獲得以針狀鐵素體和粒狀貝氏體為主的復相組織，最終賦予鋼板良好的強韌性。一般來說，鋼板最終性能與鋼坯加熱溫度、TMCP 工藝密切相關，控制鋼坯加熱溫度最終影響鋼坯奧氏體晶粒尺寸、優化TMCP 工藝，即控制軋制工藝及溫度，并調控奧氏體和鐵素體相變的工藝制度，最終通過形變強化、晶粒細化和相變強化，從而使鋼板性能指標滿足技術標準要求。但是目前生產的含Mo 管線鋼會導致合金成本過高，造成產品市場競爭力弱[8?10]。因此開發低成本的L485M 管線鋼非常必要。目前，有關采用低成本成分設計體系（以Cr 代Mo）生產薄規格L485M 管線鋼的組織及工藝研究鮮有報道。筆者以鞍鋼生產的無Mo 的Nb-Cr-Mn 系L485M 管線鋼作為研究對象，通過對鑄坯/鋼坯加熱溫度、軋制及控冷工藝進行系統研究，了解不同溫度及工藝參數變化對鋼板組織及性能的影響，從而為實現低成本L485M 管線鋼批量生產提供理論基礎。

1 試驗材料與方法

采用鞍鋼生產的L485M 連鑄坯進行試驗，鑄坯主要化學成分見表1。L485M 管線鋼連鑄坯生產工藝路徑為：鐵水預處理?轉爐冶煉?LF+RH（精煉）?板坯連鑄。為了確定不同加熱溫度對鑄坯中奧氏體晶粒尺寸的影響，在連鑄坯厚度1/4 處取200 mm×200 mm 試樣，并將試樣加工成?8 mm×15 mm 的熱模擬試樣，利用Gleeble-3800 熱模擬試驗機進行模擬鑄坯現場不同溫度的加熱試驗，將試樣以15 ℃/s 升溫速度分別加熱到1 120、1 160、1 200、1 240 ℃，保溫10 min 后水淬，以保留其高溫組織。然后將淬火的試樣從中間切開，經研磨-拋光后，利用過飽和苦味酸溶液在60～70 ℃條件下進行腐蝕，最后利用Zeiss 光學顯微鏡（OM）觀察L485M 的奧氏體晶粒顯微組織，以分析不同加熱溫度對其奧氏體晶粒長大的影響。

為了研究不同中間坯厚度和控冷速率對L485M 管線鋼組織及性能的影響，利用鞍鋼4300軋機對250 mm 連鑄坯，在相同工藝參數條件下，進行兩種不同中間坯厚度軋制和不同冷卻速率的工藝研究。鑄坯的加熱溫度為1 200 ℃、保溫4 h，出爐后的鋼坯經高壓水除鱗，中間坯厚度分別設定為60 mm 和70 mm，兩階段軋制（再結晶與未再結晶），再結晶溫度≥980℃，采用相同開軋、終軋溫度和入水溫度，軋后鋼板快速通過層流冷卻系統，冷卻速度分別為15、25、35 ℃/s。對不同中間坯厚度和冷卻速率鋼板進行取樣并進行拉伸、落錘、沖擊、微觀組織檢驗，拉伸和沖擊試驗按照ASTM A370 標準進行，落錘試驗按照SY/T 6476 標準進行，落錘試驗溫度為?15 ℃，利用4%硝酸酒精溶液對不同工藝條件下試樣進行研磨、拋光和腐蝕以觀察其組織及性能變化規律。利用碳復型方法萃取不同中間坯厚度軋制鋼板的析出相，試樣經拋光腐蝕后，表面噴碳，然后利用4%硝酸酒精溶液脫碳膜，再用150 目銅網撈取并晾干，利用JEOL 2100F 進行析出相的形貌及結構分析。

2 試驗結果與分析

2.1 加熱溫度對L485M 奧氏體晶粒尺寸的影響

圖1 給出了相同保溫時間下不同加熱溫度的L485M 原始奧氏體組織形貌。由圖1 可知，隨著加熱溫度升高，L485M 奧氏體晶粒尺寸逐漸長大，加熱溫度≤1 200 ℃時，原奧氏體晶粒細小，在該溫度范圍內，奧氏體晶粒長大速率較慢，晶粒平均尺寸可控制在50 μm 以內。依據Irvine 公式，結合低成本的L485M 管線鋼中碳、氮和鈮的質量分數計算得出，在含Nb 的管線鋼中，Nb(C，N)完全固溶于合金中的溫度約為1 195 ℃。因此在本試驗中，當加熱溫度在1 200 ℃以下時，L485M 管線鋼中存在未溶的Nb(C，N)析出相，在加熱或保溫的過程中可有效地阻礙奧氏體晶粒的長大，這些析出相對奧氏體晶界具有強烈的釘扎作用。當加熱溫度在1 200 ℃以上時，由于Nb(C，N)析出相開始大量溶解以及尺寸增加，其對奧氏體的有效釘扎作用將會顯著減弱，導致奧氏體晶粒迅速長大，超過50 μm 以上的晶粒占比迅速增加。此外，加熱溫度過低，雖奧氏體晶粒長大不明顯，但基體中由于Nb(C，N)未有效完全溶解，在隨后加熱及軋制過程中會導致Nb(C，N)過度長大，影響鋼的塑韌性。因此，通過以上分析可知：對于低成本不含Mo 的L485M 管線鋼，其鑄坯的加熱溫度應嚴格控制在1 200 ℃左右。

圖1 不同加熱溫度下L485M 原始奧氏體晶粒形貌Fig.1 Primitive austenite grain microstructure of L485M at different heating temperatures

2.2 中間坯厚度對L485 M 組織性能的影響

由圖2 可知,在相同的工藝參數條件下，不同厚度的中間坯對鋼板心部的組織類型、析出相密度和晶粒尺寸影響較為明顯。在較薄的中間坯厚度的情況下,組織中準多邊形鐵素體以及粒狀貝氏體尺寸較大， 隨著中間坯厚度的增加，精軋階段累計壓下率增加，鋼板組織均勻性發生明顯改善，多邊形鐵素體和粒狀貝氏體尺寸明顯細化。這主要是隨著中間坯厚度增加，精軋階段累計變形量增加，奧氏體到鐵素體相變驅動力增加，同時隨著變形量增加，奧氏體晶粒被顯著拉長，形成大量變形條帶，導致合金內部晶界有效面積增加；同時隨著累積變形量增加，合金內部缺陷增加，鐵素體形核率明顯提高，最終使組織發生細化和均勻化。由表2 可以看出， 采用厚規格中間坯時，屈服強度（Rp0.2）提高了15 MPa,抗拉強度（Rm）基本不變，夏比沖擊功(akv2)、落錘（DWTT）性能明顯改善。

圖2 中間坯厚度對L485M 顯微組織的影響Fig.2 Effect of intermediate billet thickness on microstructures of L485M

表2 不同中間坯厚度L485M 力學性能對比Table 2 Comparison of mechanical properties obtained with different intermediate slab thickness of L485M

采用不同中間坯厚度軋制鋼板析出相的形貌如圖3 所示，可以看出，精軋階段不同中間坯厚度軋制的板材析出相彌散均勻分布，析出相的尺寸主要分布在15～50 nm。隨著精軋階段變形量增加，鋼板位錯密度顯著增加，產生顯著應變誘導析出，并且碳氮化物在位錯線等缺陷位置的形核率非常快，形核孕育時間幾乎為零。在未再結晶軋制過程中產生的位錯等晶體缺陷，作為碳氮化物析出相有效的形核位點。在其它工藝參數保持不變的情況下，增加鋼中缺陷密度將有助于析出相快速析出，密度增加。

圖3 不同中間坯厚度鋼板析出相的TEM 形貌Fig.3 TEM morphologies of precipitates with different intermediate slab thickness of steel

利用HRTEM 對中間坯厚度為70 mm 鋼板的析出相的晶體結構進行標定，結果如圖4、5 所示。圖4（a）是尺寸為20 nm 的橢圓形析出相形貌，圖4（d）為析出相經過傅里葉過濾的HRTEM 晶格像，對應的原子面間距為2.55?(0.255 nm)和2.21?(0.221 nm)，面夾角為56°，析出相的晶帶軸為[0 1 ?1]，經過標定析出相為立方結構的NbC。圖5（a）尺寸為50 nm 的塊狀析出相形貌，圖5（d）為析出相經過傅里葉過濾的HRTEM 晶格像，對應的原子面間距為2.08?(0.208 nm)和2.21?(0.221 nm)，面夾角為90°，析出相的晶帶軸為[0 1 0]，經過標定析出相為立方結構的Ti2N。從HRTEM 結果可以看出，Ti 的氮化物尺寸明顯大于Nb 的碳化物，這主要由于鑄坯在1 200 ℃加熱過程中，富Nb 的碳化物發生回溶，在隨后軋制過程中重新析出，而Ti 的氮化物由于其熔點較高，沒有完全溶解，導致部分未回溶的Ti 的氮化物在加熱過程中逐漸長大，即發生Ostwald 熟化機制。通過上述分析可知，中間坯厚度增加，有利于鋼板強韌性的改善。因此，在滿足現場工藝條件下，應盡可能采用較厚的中間坯。

圖4 NbC 析出相的TEM 分析Fig.4 TEM analysis of NbC precipitates

圖5 Ti2N 析出相的TEM 分析Fig.5 TEM analysis of Ti2N precipitates

2.3 冷卻速率對L485M 組織性能的影響

管線鋼精軋階段結束后，鋼板快速進入控冷區域，冷卻速率快慢會顯著影響鋼板的組織類型，最終影響鋼板的力學性能。其中，冷卻速率對鋼板的組織影響最為重要。圖6 為相同的工藝參數條件和不同冷卻速率下，L485M 管線鋼冷卻到400 ℃時的微觀組織。由圖6 可知：當軋后鋼板以15 ℃/s 冷卻速率冷卻到400 ℃時，鋼板的組織是以多邊形鐵素體和少量粒狀貝氏體為主的復相組織；隨著冷卻速率增加到25 ℃/s 時，組織形態為以針狀鐵素體和少量粒狀貝氏體為主的復相組織；隨著冷卻速率進一步增加，當冷卻速率增加到35 ℃/s 時，組織形態演變為以粒狀貝氏體為主的組織。由表3 可以看出,隨著冷卻速率增加，L485M 管線鋼的屈服強度和抗拉強度逐漸增加，而最重要的DWTT 性能則出現了先升后降的趨勢。結合組織與性能的試驗結果可以看出，在冷卻速率25 ℃/s 時形成的針狀鐵素體的板條束的寬度通常在500 nm 以內，在鋼板受到外加變形，產生裂紋時，裂紋擴展遇到這些晶界取向差大于15°的針狀鐵素體晶粒時，裂紋擴展被強烈阻礙，從而顯著改善材料的低溫韌性。但隨著冷卻速率增加到35 ℃/s 時，鋼板組織形成的粒狀貝氏體作為硬脆相會明顯提高鋼板強度，但這些硬脆相在受到變形時，裂紋無法繼續擴展，最終會導致鋼板的塑性下降，DWTT 性能降低。因此在其它工藝參數不變的情況下，為了保證鋼板強韌性指標滿足技術協議要求，應將鋼板的冷卻速率保持在25 ℃/s。

圖6 不同冷卻速率下L485M 顯微組織Fig.6 Microstructures of L485M at different cooling rates

表3 不同冷卻速率下L485M 力學性能對比Table 3 Comparison of mechanical properties obtained with different cooling rate of L485M

3 結論

1）隨著加熱溫度升高，L48M 管線鋼奧氏體晶粒尺寸逐漸長大，加熱溫度超過1 200 ℃時，奧氏體晶粒出現異常長大，個別奧氏體晶粒尺寸達到100 μm。綜合考慮Nb 碳化物完全固溶溫度和奧氏體晶粒長大趨勢，低成本L485M 的加熱溫度應不超過1 200 ℃。

2）不同厚度的中間坯對鋼板的組織類型、析出相密度和晶粒尺寸有很大影響。隨著中間坯厚度增加，鋼板組織均勻性發生明顯改善，多邊形鐵素體和粒狀貝氏體尺寸明顯細化，析出相數量明顯增加，小尺寸析出相為NbC，大尺寸析出相為Ti2N，晶粒細化和析出相密度增加是保證L485M 管線鋼低溫韌性優異的關鍵。

3）不同冷卻速率對鋼板組織、性能具有顯著影響。在相同工藝參數條件下，隨著冷卻速率增加，鋼板的組織逐漸從多邊形鐵素體和少量粒狀貝氏體為主的復相組織，轉變為以針狀鐵素體和少量粒狀貝氏體為主的復相組織；進一步增加冷卻速率，鋼板組織演變為以粒狀貝氏體為主的組織。隨著冷卻速率增加，L485M 管線鋼的屈服強度和抗拉強度逐漸增加，而DWTT 性能則出現先升后降的趨勢。因此在其它工藝參數不變的情況下，為了保證低成本L485M 管線鋼板強韌性指標滿足技術協議要求，應將鋼板的冷卻速率保持在25 ℃/s。