終冷溫度對厚規(guī)格X80 組織和DWTT 的影響

葉曉瑜 ，任守斌，李 拔，賈書君，張開華，黃貞益

（1.安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院,安徽 馬鞍山 243002；2.攀鋼集團(tuán)研究院有限公司,釩鈦資源綜合利用國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,四川 攀枝花 617000；3.攀鋼集團(tuán)西昌鋼釩有限公司,四川 西昌 615000；4.鋼鐵研究總院 工程用鋼所,北京 100081）

0 引言

國際平均能源消費(fèi)結(jié)構(gòu)中，天然氣約占總能源消費(fèi)量的23%，而我國天然氣消費(fèi)量較低。近幾年我國天然氣消費(fèi)量在逐漸上升，管道輸送壓力和管徑也在逐漸增加，這就帶動管線用鋼向高鋼級、大壁厚方向發(fā)展[1-4]。

為保證管線的安全可靠性，在管線的設(shè)計(jì)階段不僅要考慮防止管線在正常運(yùn)行時發(fā)生斷裂，同時還要考慮管線一旦發(fā)生斷裂，必須在較短時間范圍內(nèi)止裂，以減少損失。因此，低溫?cái)嗔秧g性是輸氣用管線鋼最重要的技術(shù)指標(biāo)。缺口沖擊試驗(yàn)和落錘撕裂試驗(yàn)（DWTT）均是用來表征材料低溫?cái)嗔秧g性的試驗(yàn)項(xiàng)目。大量的試驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，DWTT 測定結(jié)果與全尺寸爆破試驗(yàn)測定的結(jié)果極其吻合，更能真實(shí)地反映材料在受力狀態(tài)下其動態(tài)斷裂狀態(tài)和止裂性能。因此，材料的DWTT 性能成為評定高強(qiáng)度、高韌性管線鋼斷裂韌性和止裂性能比較全面的方法[5-6]。筆者將針對厚規(guī)格X80 管線鋼落錘性能的影響因素和改善方法開展研究。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為工業(yè)生產(chǎn)的21.4 mm 厚X80 熱連軋管線鋼，其化學(xué)成分見表1。從表1 可見，試驗(yàn)鋼采用超低碳、超低硫、超低磷的總體成分設(shè)計(jì)，通過Mo 元素?cái)U(kuò)大γ 相區(qū)，推遲γ→α 相變時形成先共析鐵素體，抑制多邊形鐵素體，促進(jìn)針狀鐵素體生成；同時利用Nb 推遲多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變，阻止鐵素體晶粒長大，有利于晶粒細(xì)化。再結(jié)合適當(dāng)?shù)目剀埧乩涔に?，獲得晶粒充分細(xì)化、位錯密度高的組織。

表1 試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分設(shè)計(jì)Table 1 Chemical composition of test steel %

試驗(yàn)鋼終冷溫度試驗(yàn)方案設(shè)計(jì)見表2，終冷溫度是指層流冷卻前段冷卻終止的溫度，卷取溫度為鋼卷實(shí)際卷取時檢測的溫度值。

表2 不同終冷溫度對比試驗(yàn)方案Table 2 Comparison test schemes designed to investigate the effect of different final cooling temperatures

金相組織檢驗(yàn)按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 13298-2015《金屬顯微組織檢驗(yàn)方法》進(jìn)行，試樣經(jīng)磨樣、拋光后使用硝酸酒精溶液進(jìn)行侵蝕，然后使用金相顯微鏡和掃描電鏡進(jìn)行觀測。落錘剪切面積比按照國家標(biāo)準(zhǔn)GBT 8363-2007《鐵素體鋼落錘撕裂試驗(yàn)方法》檢驗(yàn)，落錘試樣在鋼卷寬度1/4 處取樣，取樣方向與軋制方向成30°，試樣尺寸為（305±5）mm×（76.2±1.5）mm，缺口為45°±2°的V 型缺口，缺口深度為（5.1±0.5）mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析討論

2.1 不同終冷溫度對組織的影響

根據(jù)Goldren 和Y.E.Smith 提出的管線鋼中針狀鐵素體的特征為：呈不規(guī)則非等軸狀、晶粒界限模糊、沒有完整的連續(xù)晶界、粒度參差不一，因此將連續(xù)冷卻過程中形成的準(zhǔn)多邊形鐵素體、無明顯原奧氏體晶界的貝氏體鐵素體、粒狀貝氏體及M/A組員等歸類到工程用管線鋼針狀鐵素體組織范疇。在組織分析中，將AF（針狀鐵素體）、QF（準(zhǔn)多邊形鐵素體）、BF（貝氏體鐵素體）、GB（粒狀貝氏體）及M/A 島歸為針狀鐵素體的組織[7]。

1#試驗(yàn)鋼厚度方向的金相組織照片見圖1，掃描電鏡照片見圖2。從圖1 和圖2 可見，1#試驗(yàn)鋼厚度方向的組織均勻性較好，均為粒狀貝氏體（GB）和細(xì)小的準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF），沒有出現(xiàn)明顯的大塊狀的鐵素體。

圖1 1#試驗(yàn)鋼的金相組織Fig.1 Metallographic structures of 1# test steel

圖2 1#試驗(yàn)鋼掃描電鏡照片F(xiàn)ig.2 Scanning electron microscope photoes of 1# test steel

2#試驗(yàn)鋼厚度方向的金相組織照片見圖3，掃描電鏡照片見圖4。從圖3 和圖4 可見，試驗(yàn)鋼邊部和1/4 處組織主要為粒狀貝氏體（GB）和細(xì)小的準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF），但是心部組織為大尺寸的多邊形鐵素體，說明在控制冷卻過程中，冷速也沒有完全傳遞到心部，心部冷速降低，同時在軋制過程中變形不能完全滲透到心部，導(dǎo)致心部變形亞結(jié)構(gòu)減少，針狀鐵素體相變的形核位置減少，從而形成大塊的多邊形鐵素體。

圖3 2#試驗(yàn)鋼的金相組織Fig.3 Metallographic structures of 2# test steel

圖4 2#試驗(yàn)鋼掃描電鏡照片F(xiàn)ig.4 Scanning electron microscope photoes of 2# test steel

3#試驗(yàn)鋼厚度方向的金相組織照片見圖5，掃描電鏡照片見6。從圖5、6 可見，試驗(yàn)鋼邊部的組織主要為粒狀貝氏體（GB）和細(xì)小的準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF），在1/4 位置和心部試樣厚度方向均出現(xiàn)了大尺寸的多邊形鐵素體，并且從邊部→心部，多邊形鐵素體逐漸增加，粒狀貝氏體（GB）含量逐漸降低。大尺寸的多邊形鐵素體的強(qiáng)韌性顯著低于粒狀貝氏體（GB），對鋼板的韌性不利。

圖5 3#試驗(yàn)鋼的金相組織Fig.5 Metallographic structures of 3# test steel

圖6 3#試驗(yàn)鋼掃描電鏡照片F(xiàn)ig.6 Scanning electron microscope photo of 3# test steel

2.2 不同終冷溫度對DWTT 的影響

2.2.1 不同終冷溫度試驗(yàn)鋼的DWTT

不同試驗(yàn)鋼-20 ℃的落錘剪切面積見表3，DWTT 斷口宏觀照片見圖7?？梢?，隨著終冷溫度的升高，落錘剪切面積逐漸降低，當(dāng)終冷溫度從480 ℃提高到550 ℃時，落錘剪切面積從100%降低到72%，當(dāng)終冷溫度在510 ℃以下時，其落錘剪切面積滿足技術(shù)條件要求。典型的DWTT 斷口可分為：壓槽區(qū)、韌性區(qū)、韌脆轉(zhuǎn)變區(qū)、脆性區(qū)、異常斷口區(qū)和錘擊區(qū)等，不同區(qū)域直觀反應(yīng)了DWTT 裂紋啟裂和擴(kuò)展的具體情況。依據(jù)落錘撕裂試驗(yàn)宏觀斷口上裂紋起源及擴(kuò)展的特征，將斷口分為四大類：第一類斷口，韌性起裂、韌性發(fā)展（正常斷口），如1#試驗(yàn)鋼；第二類斷口，韌性起裂、擴(kuò)展中伴有脆性特征（異常斷口），如2#試驗(yàn)鋼；第三類斷口，脆性起裂、韌性和脆性混合擴(kuò)展（異常斷口），如3#試驗(yàn)鋼；第四類斷口，脆性起裂、脆性發(fā)展（正常斷口）。這四類斷口反映了材料的韌性依次下降。

表3 不同試驗(yàn)鋼的落錘剪切面積Table 3 Drop weight shear area of tested steel obtained under different cooling scheme indicated in table 2

圖7 不同終冷溫度的DWTT 斷口宏觀照片F(xiàn)ig.7 Macro-photos of DWTT fractures of steels obtained at different final cooling temperatures

2.2.2 DWTT 斷裂行為分析

選擇典型的韌性-脆性轉(zhuǎn)變的DWTT 試樣（3#試驗(yàn)鋼）進(jìn)行掃描電鏡觀測，宏觀斷口見圖8。從圖8可見，斷口包括四個區(qū)域，即壓制缺口區(qū)，脆性斷裂區(qū)（P1），韌性斷裂區(qū)（P2），韌性-脆性轉(zhuǎn)變區(qū)（P3）和錘擊區(qū)（P4）。與沖擊裂紋斷裂類似，DWTT 的斷裂也可分裂紋萌生和裂紋擴(kuò)展。一般而言，裂紋壓制缺口區(qū)域開始萌生，該區(qū)域的斷裂是脆性斷裂，因?yàn)樵搮^(qū)域在DWTT 試驗(yàn)時承受很大的壓力，然后裂紋依次擴(kuò)展到P1，P2，P3 和P4 區(qū)。

圖8 3#試驗(yàn)鋼DWTT 宏觀斷口形貌Fig.8 DWTT macroscopic fracture morphology of 3# test steel

3#試驗(yàn)鋼DWTT 斷口的掃描電鏡照片見圖9。從圖9 可見，在P1 區(qū)，斷裂面由大量的較大尺寸的解理面和少量的細(xì)小韌窩組成。當(dāng)裂紋從P1 區(qū)擴(kuò)展到P2 區(qū)時，裂紋表面由深度不同，尺寸大小不同的韌窩構(gòu)成，還可以觀察到明顯的撕裂棱，這表明裂紋在擴(kuò)展過程中消耗了一定的能量。當(dāng)擴(kuò)展到P3區(qū)時，斷口表面可以觀察到解理面和韌窩，材料從韌性斷裂過渡到脆性斷裂，裂紋的擴(kuò)展不穩(wěn)定。P4 區(qū)的斷裂表現(xiàn)出典型的脆性斷裂特征，存在大量的河流狀的解理面，該區(qū)發(fā)生脆性斷裂的原因是錘頭錘擊時，錘頭側(cè)發(fā)生加工硬化，并且由于材料韌性較低而發(fā)生脆性斷裂。

圖9 3#試驗(yàn)鋼DWTT 斷口掃描電鏡照片F(xiàn)ig.9 Scanning electron microscope photo of DWTT fracture of 3# test steel

2.2.3 斷裂裂紋形貌及擴(kuò)展路徑分析

3#試驗(yàn)鋼DWTT 斷裂過程中裂紋的萌生和裂紋擴(kuò)展的路徑圖見圖10，觀測斷口時對斷口電鍍Ni 進(jìn)行保護(hù)（導(dǎo)電）。從圖10 可見，當(dāng)落錘以較大的能量沖擊試樣表面時，壓制缺口根部會發(fā)生應(yīng)力高度集中，此時，壓制缺口根部組織發(fā)生急劇的塑性變形。相應(yīng)的緊靠缺口根部的P1 區(qū)也承受很大的壓力并變形，因此，P1 區(qū)的AF 晶粒（包括粒狀貝氏體GB 和準(zhǔn)多邊形鐵素體QF）和M/A 島沿著裂紋擴(kuò)展的方向被明顯拉長（圖10(a)中的箭頭所示）。在此階段，顯微組織對裂紋擴(kuò)展的影響很弱，裂紋沒有遇到較大的障礙。隨著裂紋從初始階段到穩(wěn)定擴(kuò)展階段的轉(zhuǎn)變，AF 晶粒和M/A 島微觀組織的拉長程度明顯減弱。文獻(xiàn)[8]研究發(fā)現(xiàn)，AF 板條是針狀鐵素體管線鋼的有效晶粒尺寸。在穩(wěn)態(tài)裂紋擴(kuò)展過程中，當(dāng)裂紋遇到AF 板條時，裂紋擴(kuò)展路徑被頻繁阻止，改變方向，在擴(kuò)展路徑上出現(xiàn)比較大的鋸齒狀的裂紋（圖10(b)和10(c)中箭頭所示），這將使材料在擴(kuò)展過程中消耗更多的能量并大大提高材料的韌性。還可以看到裂紋遇到M/A 島時，裂紋也會偏轉(zhuǎn)（圖10(d)中箭頭所示）。但與AF 依靠高密度大角度晶界阻礙裂紋擴(kuò)展不同，M/A 島阻止裂紋擴(kuò)展，主要因?yàn)楸旧砭哂懈呙芏鹊奈诲e和殘余奧氏體韌性相。

圖10 DWTT 斷裂裂紋擴(kuò)展路徑Fig.10 DWTT fracture crack propagation path

2.3 分析討論

管線鋼對韌性要求與其他用途的鋼種不同，隨著管線鋼鋼級的提高，對鋼材的低溫韌性要求也在不斷提高。因此，提高管線鋼韌性是高強(qiáng)度管線鋼的生產(chǎn)難點(diǎn)。管線鋼的韌性指標(biāo)DWTT 對鋼材的厚度極其敏感，鋼材厚度增加，其組織均勻性降低，DWTT 性能惡化。因此，對于21.4 mm 厚X80 管線鋼，需要更快的冷卻速度和更低的終冷溫度，以便在整個斷面形成晶粒細(xì)小、位錯密度高的針狀鐵素體組織，從而獲得高強(qiáng)高韌的綜合力學(xué)性能[9]。

管線鋼的軋后控制冷卻，通過過冷與形變共同作用使相變驅(qū)動力大幅度提高，導(dǎo)致高的形核率，而且通過加速冷卻使得相變溫度下降，過冷度增大，相變在較低的變形溫度下發(fā)生，意味著將具有較小的臨界晶核尺寸，組織細(xì)化。在相同的工藝條件下，終冷溫度降低，說明軋后冷卻速度快，可以快速進(jìn)入中溫的針狀鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)，形成細(xì)小的針狀鐵素體組織。如果終冷溫度較高，雖然表面進(jìn)入針狀鐵素體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)，形成針狀鐵素體組織，但由于厚規(guī)格產(chǎn)品固有的冷卻后整個斷面的溫度梯度的問題，心部溫度仍處于較高鐵素體相變溫度區(qū)，會形成高溫鐵素體組織，而且由于表面和心部的變形量不同，心部由于變形量較小，原始奧氏體晶粒較粗大，因此，相變后心部的鐵素體組織粗大。終冷溫度越高，整個斷面處于鐵素體相變溫度區(qū)面積越大，大尺寸的多邊形鐵素體含量越多。

根據(jù)材料斷裂力學(xué)原理，隨著有效晶粒尺寸的減小，材料斷裂強(qiáng)度增大，其韌性提高。這是因?yàn)榱鸭y傳播通過有效晶粒尺寸的邊界時，將發(fā)生較大角度的轉(zhuǎn)折，消耗較多的能量。通常，X80 M 管線鋼組織比較復(fù)雜，它包含了準(zhǔn)多邊形鐵素體、針狀鐵素體、貝氏體鐵素體等中的幾種甚至全部。針狀鐵素體組織管線鋼具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性匹配，這是因?yàn)榱鸭y在針狀鐵素體管線鋼中擴(kuò)展時不但會受到適量的大角度晶界的阻礙還會受到彼此咬合、互相交錯分布的針狀鐵素體板條的阻礙，另外材料中的碳氮化物等析出物、彌散分布的M/A 島也會釘扎晶界，增加裂紋擴(kuò)展的阻力，多重阻礙下使得裂紋在轉(zhuǎn)播過程中需要消耗更多能量，材料韌性性能得到增強(qiáng)。因此，當(dāng)終冷溫度較低時，其整個斷面的組織為針狀鐵素體組織，其落錘性能優(yōu)良，隨著終冷溫度的升高，其心部存在大尺寸的多邊形鐵素體組織，這種組織不能有效組織裂紋的擴(kuò)展，其落錘性能降低。

3 結(jié)論

1）當(dāng)終冷溫度為480 ℃時，其組織為粒狀貝氏體+細(xì)小的準(zhǔn)多邊形鐵素體，當(dāng)終冷溫度提高到510℃時，在心部出現(xiàn)大尺寸的多邊形鐵素體，隨著終冷溫度提高，大尺寸的多邊形鐵素體含量增加。

2）隨著終冷溫度的升高，-20 ℃的DWTT 剪切面積明顯降低，當(dāng)終冷溫度從480 ℃提高到550 ℃時，其DWTT 從100%降低到72%。

3）裂紋擴(kuò)展過程中，當(dāng)遇到粒狀貝氏體或準(zhǔn)多邊形鐵素體板條時，由于該類組織具有高密度大角度晶界，裂紋擴(kuò)展路徑被頻繁阻止，當(dāng)裂紋遇到M/A島時，組織由于本身具有高密度的位錯和殘余奧氏體韌性相，裂紋會發(fā)生偏轉(zhuǎn)，最終裂紋在擴(kuò)展過程中消耗更多的能量，表征出材料的韌性明顯提高的現(xiàn)象。