厚规格高钢级管线钢带钢增韧机理研究

摘要

厚规格管线钢是大输量长输石油、天然气管道用钢主要材料。对厚规格管线钢生产工艺而言，足够大精轧压下量及足够高轧后冷却速率是材料获得优良微观组织及力学性能的关键。在传统控制轧制及控制冷却工艺(Thermo-mechanical Conotrolled Processing，TMCP)下，由于轧后冷却能力不足，使厚规格管线钢的组织及落锤撕裂性能(Drop-weight Tear Test，DWTT)难以满足要求，导致采用传统TMCP生产厚规格管线钢难度较大。以超快冷技术为核心的新一代TMCP通过提高带钢轧后冷却能力，能够充分细化管线钢的微观组织，改善DWTT性能，实现提质增效。本研究与超快冷在厚规格管线钢方面推广应用同步进行，围绕超快冷下厚规格管线钢的组织均匀性、韧化机制、止裂机制及微观组织调控机理展开研究。本文的主要内容如下: (1)针对超快冷下厚规格X70(25.4mm)管线钢的组织均匀化规律进行了研究。超快冷较高的冷却速率未对厚规格管线钢的组织均匀性产生影响，与传统工艺下管线钢相比，其在厚度方向上不同位置处的组织百分含量、组织有效晶粒尺寸、宏观硬度分布以及由不同强化机制引起的强度增量变化规律均相近，超快冷技术的引入同时增加了管线钢横截面上不同位置处AF组织百分含量，细化了其微观组织;超快冷工艺下，基于冷却强度及冷却路径的合理控制可避免带钢表层形成M组织，防止带钢表面硬度过高。 (2)根据Griffith断裂理论，通过对比实验研究了超快冷下厚规格X80(22mm)管线钢的冲击韧化及DWTT止裂机制，揭示了其韧化及止裂机理。超快冷工艺下X80管线钢组织由细小的针状铁素体(AF)及第二相马氏体-奥氏体岛(M/A岛)组成，AF含量达到88％以上，组织有效晶粒尺寸约为2.4μm。断裂过程中，裂纹源在第二相M/A岛处萌生，细小的M/A岛会增加裂纹萌生所消耗的能量。裂纹扩展过程中，扩展裂纹与AF晶界相遇会发生大幅度偏转，并消耗一定能量，提高材料的止裂性能。对于实验用管线钢，在-20～-60℃测试温度下，裂纹萌生所消耗的能量达到约50J，裂纹扩展消耗的能量达到约250J，保证了材料良好的低温冲击韧性及DWTT止裂性能。 (3)研究了超快冷下厚规格X80(22mm)管线钢的DWTT断口分离机制，并构建了DWTT断口分离模型。DWTT断裂过程中断口表面产生的断口分离主要受试样心部(001)解理面组分强度及应力状态的影响。当试样厚度大于某一临界厚度时，断裂过程中试样心部组织受平面应变应力状态（二维应变及三维应力），靠近试样表面处组织受平面应力应力状态（二维应力及三维应变）。断裂过程中，裂纹于硬质第二相颗粒处萌生后，会在试样心部三维应力作用下，沿由长度与宽度方向组成的平面上的(001)解理面快速扩展，进而产生断口分离。 (4)研究了冷却速率对管线钢微观组织细化机制的影响，发现通过控制母相奥氏体向AF转变时变体的选择性可以实现对管线钢组织细化的控制。研究发现，AF相变过程中，母相奥氏体与AF间晶体学取向满足Kurdjumov-Sachs(K-S)关系，AF相变以母相奥氏体的(111)面作为惯习面，同一奥氏体内所形成的AF变体间晶体学满足单个变体或变体对关系。由于AF变体间取向差相对较大(＞10°)，AF相变过程中，在较高冷却速率下AF变体选择性较弱，不同取向上AF变体生长更加随机，减小了具有相近晶体学取向组织形成的概率，而增加了具有大取向差组织形成的概率，使得组织的有效晶粒尺寸更加细小。 (5)利用动态热膨胀相变仪，研究了管线钢等温相变过程中AF及贝氏体铁素体(BF)的相变行为。基于Johnson-Mehl-Avrami总体相变动力学模型，确定了管线钢中AF及BF相变过程中的主要影响因素，诠释了AF及BF相变机制。研究发现，管线钢相变过程主要分为两个阶段，相变初期主要发生AF相变，AF在晶界及亚晶界处形核或以AF基元自催化方式形核，新相以任意维数方式长大且形核率逐渐减小。相变后期，主要发生BF相变，在剩余奥氏体晶界处，AF本身进行加厚或很大的片状新相进行加厚。上述相变过程主要受扩散相变机制控制长大。 (6)基于实验钢的相变动力学规律及整体相变机制，确定了影响管线钢组织调控的关键工艺参数。等温相变实验结果表明，当等温温度高于510℃时，实验钢发生相变不完全现象，导致组织中AF含量较低且引入了马氏体等非理想组织;当冷却速率低于20℃/s时，AF相变变体选择性较强，组织中易形成粗大的BF组织。因此，针对低合金成分体系X80管线钢(w(Mo)＜0.2％)，为获得以AF为主的细小微观组织，在保证未再结晶区轧制压下量大于60％的前提下，要保证冷却终止温度低于510℃且冷却速率大于20℃/s。利用上述组织调控思想，在热连轧生产线上进行了19.65mm及22mm X80管线钢带钢生产，所生产的管线钢组织以细小AF及BF混合组织为主，满足X80管线钢组织要求。

目录

声明

摘要

1．1研究背景

1．2超快速冷却技术机理及应用概述

1．2．1超快速冷却技术简介

1．2．2基于超快速冷却技术的强化机制

1．2．3超快速冷却技术的应用

1．3管线钢强化、韧化及止裂理论综述

1．3．1管线钢强化机制理论

1．3．2管线钢韧化、止裂理论

1．4贝氏体相变理论综述

1．4．1贝氏体相变切变机制理论

1．4．2贝氏体相变扩散机制理论

1．5当前存在的问题

1．6研究目的及内容

1．6．1研究目的

1．6．2研究内容

1．6．3研究路线

第2章超快冷下厚规格管线钢组织均匀性研究

2．1引言

2．2实验材料及工艺方案

2．2．1实验材料

2．2．2工艺方案

2．3厚规格管线钢组织均匀性表征

2．3．1微观组织及亚结构特征

2．3．2有效晶粒尺寸

2．3．3宏观硬度分布

2．4厚规格管线钢强化机制

2．4．2厚规格管线钢析出行为

2．4．3不同强化机制对强度贡献程度

2．5冷却速率对组织均匀性及DWTT性能的影响

2．6冷却策略对硬度均匀性的影响

2．7本章小结

第3章超快冷下厚规格管线钢韧化及止裂机制研究

3．1引言

3．2实验方案

3．2．2实验方法

3．3实验结果与分析

3．3．1冷却工艺对管线钢微观组织的影响

3．3．2冷却工艺对管线钢宏观织构的影响

3．3．3不同冷却工艺下管线钢冲击及DWTT性能

3．4厚规格管线钢韧化及止裂机制

3．5厚规格管线钢断口分离机制

3．6本章小结

第4章高冷速下厚规格管线钢组织细化行为研究

4．1引言

4．2实验材料与方案

4．3结果与分析

4．3．1冷却速率对相变开始温度的影响

4．3．2微观组织及连续冷却相变行为

4．3．3冷却速率对相变过冷度影响

4．3．4不同冷却速率下实验钢有效晶粒尺寸

4．4高冷速下管线钢微观组织细化机制

4．4．1晶体学取向特征

4．4．2变体选择性对组织细化的影响

4．5本章小结

第5章厚规格管线钢组织调控策略研究

5．1引言

5．2贝氏体相变整体动力学概述

5．3实验材料与方案

5．4结果与分析

5．4．1等温温度对相变行为的影响

5．4．2等温温度对微观组织的影响

5．5管线钢相变动力学行为

5．6管线钢中AF及BF相变行为

5．6．1 Avrami指数n值变化规律

5．6．2 AF及BF形成机制

5．6．3管线钢组织控制策略

5．7组织控制策略在工业生产中的应用

5．8小结

第6章结论

参考文献

攻读博士学位期间发表的论文与科研工作

致谢

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