终冷温度对厚规格X80 组织和DWTT 的影响

叶晓瑜 ，任守斌，李 拔，贾书君，张开华，黄贞益

（1.安徽工业大学冶金工程学院,安徽 马鞍山 243002；2.攀钢集团研究院有限公司,钒钛资源综合利用国家重点实验室,四川 攀枝花 617000；3.攀钢集团西昌钢钒有限公司,四川 西昌 615000；4.钢铁研究总院 工程用钢所,北京 100081）

0 引言

国际平均能源消费结构中，天然气约占总能源消费量的23%，而我国天然气消费量较低。近几年我国天然气消费量在逐渐上升，管道输送压力和管径也在逐渐增加，这就带动管线用钢向高钢级、大壁厚方向发展[1-4]。

为保证管线的安全可靠性，在管线的设计阶段不仅要考虑防止管线在正常运行时发生断裂，同时还要考虑管线一旦发生断裂，必须在较短时间范围内止裂，以减少损失。因此，低温断裂韧性是输气用管线钢最重要的技术指标。缺口冲击试验和落锤撕裂试验（DWTT）均是用来表征材料低温断裂韧性的试验项目。大量的试验数据表明，DWTT 测定结果与全尺寸爆破试验测定的结果极其吻合，更能真实地反映材料在受力状态下其动态断裂状态和止裂性能。因此，材料的DWTT 性能成为评定高强度、高韧性管线钢断裂韧性和止裂性能比较全面的方法[5-6]。笔者将针对厚规格X80 管线钢落锤性能的影响因素和改善方法开展研究。

1 试验材料及方法

试验材料为工业生产的21.4 mm 厚X80 热连轧管线钢，其化学成分见表1。从表1 可见，试验钢采用超低碳、超低硫、超低磷的总体成分设计，通过Mo 元素扩大γ 相区，推迟γ→α 相变时形成先共析铁素体，抑制多边形铁素体，促进针状铁素体生成；同时利用Nb 推迟多边形铁素体转变，阻止铁素体晶粒长大，有利于晶粒细化。再结合适当的控轧控冷工艺，获得晶粒充分细化、位错密度高的组织。

表1 试验用钢的化学成分设计Table 1 Chemical composition of test steel %

试验钢终冷温度试验方案设计见表2，终冷温度是指层流冷却前段冷却终止的温度，卷取温度为钢卷实际卷取时检测的温度值。

表2 不同终冷温度对比试验方案Table 2 Comparison test schemes designed to investigate the effect of different final cooling temperatures

金相组织检验按照国家标准GB/T 13298-2015《金属显微组织检验方法》进行，试样经磨样、抛光后使用硝酸酒精溶液进行侵蚀，然后使用金相显微镜和扫描电镜进行观测。落锤剪切面积比按照国家标准GBT 8363-2007《铁素体钢落锤撕裂试验方法》检验，落锤试样在钢卷宽度1/4 处取样，取样方向与轧制方向成30°，试样尺寸为（305±5）mm×（76.2±1.5）mm，缺口为45°±2°的V 型缺口，缺口深度为（5.1±0.5）mm。

2 试验结果分析讨论

2.1 不同终冷温度对组织的影响

根据Goldren 和Y.E.Smith 提出的管线钢中针状铁素体的特征为：呈不规则非等轴状、晶粒界限模糊、没有完整的连续晶界、粒度参差不一，因此将连续冷却过程中形成的准多边形铁素体、无明显原奥氏体晶界的贝氏体铁素体、粒状贝氏体及M/A组员等归类到工程用管线钢针状铁素体组织范畴。在组织分析中，将AF（针状铁素体）、QF（准多边形铁素体）、BF（贝氏体铁素体）、GB（粒状贝氏体）及M/A 岛归为针状铁素体的组织[7]。

1#试验钢厚度方向的金相组织照片见图1，扫描电镜照片见图2。从图1 和图2 可见，1#试验钢厚度方向的组织均匀性较好，均为粒状贝氏体（GB）和细小的准多边形铁素体（QF），没有出现明显的大块状的铁素体。

图1 1#试验钢的金相组织Fig.1 Metallographic structures of 1# test steel

图2 1#试验钢扫描电镜照片Fig.2 Scanning electron microscope photoes of 1# test steel

2#试验钢厚度方向的金相组织照片见图3，扫描电镜照片见图4。从图3 和图4 可见，试验钢边部和1/4 处组织主要为粒状贝氏体（GB）和细小的准多边形铁素体（QF），但是心部组织为大尺寸的多边形铁素体，说明在控制冷却过程中，冷速也没有完全传递到心部，心部冷速降低，同时在轧制过程中变形不能完全渗透到心部，导致心部变形亚结构减少，针状铁素体相变的形核位置减少，从而形成大块的多边形铁素体。

图3 2#试验钢的金相组织Fig.3 Metallographic structures of 2# test steel

图4 2#试验钢扫描电镜照片Fig.4 Scanning electron microscope photoes of 2# test steel

3#试验钢厚度方向的金相组织照片见图5，扫描电镜照片见6。从图5、6 可见，试验钢边部的组织主要为粒状贝氏体（GB）和细小的准多边形铁素体（QF），在1/4 位置和心部试样厚度方向均出现了大尺寸的多边形铁素体，并且从边部→心部，多边形铁素体逐渐增加，粒状贝氏体（GB）含量逐渐降低。大尺寸的多边形铁素体的强韧性显著低于粒状贝氏体（GB），对钢板的韧性不利。

图5 3#试验钢的金相组织Fig.5 Metallographic structures of 3# test steel

图6 3#试验钢扫描电镜照片Fig.6 Scanning electron microscope photo of 3# test steel

2.2 不同终冷温度对DWTT 的影响

2.2.1 不同终冷温度试验钢的DWTT

不同试验钢-20 ℃的落锤剪切面积见表3，DWTT 断口宏观照片见图7。可见，随着终冷温度的升高，落锤剪切面积逐渐降低，当终冷温度从480 ℃提高到550 ℃时，落锤剪切面积从100%降低到72%，当终冷温度在510 ℃以下时，其落锤剪切面积满足技术条件要求。典型的DWTT 断口可分为：压槽区、韧性区、韧脆转变区、脆性区、异常断口区和锤击区等，不同区域直观反应了DWTT 裂纹启裂和扩展的具体情况。依据落锤撕裂试验宏观断口上裂纹起源及扩展的特征，将断口分为四大类：第一类断口，韧性起裂、韧性发展（正常断口），如1#试验钢；第二类断口，韧性起裂、扩展中伴有脆性特征（异常断口），如2#试验钢；第三类断口，脆性起裂、韧性和脆性混合扩展（异常断口），如3#试验钢；第四类断口，脆性起裂、脆性发展（正常断口）。这四类断口反映了材料的韧性依次下降。

表3 不同试验钢的落锤剪切面积Table 3 Drop weight shear area of tested steel obtained under different cooling scheme indicated in table 2

图7 不同终冷温度的DWTT 断口宏观照片Fig.7 Macro-photos of DWTT fractures of steels obtained at different final cooling temperatures

2.2.2 DWTT 断裂行为分析

选择典型的韧性-脆性转变的DWTT 试样（3#试验钢）进行扫描电镜观测，宏观断口见图8。从图8可见，断口包括四个区域，即压制缺口区，脆性断裂区（P1），韧性断裂区（P2），韧性-脆性转变区（P3）和锤击区（P4）。与冲击裂纹断裂类似，DWTT 的断裂也可分裂纹萌生和裂纹扩展。一般而言，裂纹压制缺口区域开始萌生，该区域的断裂是脆性断裂，因为该区域在DWTT 试验时承受很大的压力，然后裂纹依次扩展到P1，P2，P3 和P4 区。

图8 3#试验钢DWTT 宏观断口形貌Fig.8 DWTT macroscopic fracture morphology of 3# test steel

3#试验钢DWTT 断口的扫描电镜照片见图9。从图9 可见，在P1 区，断裂面由大量的较大尺寸的解理面和少量的细小韧窝组成。当裂纹从P1 区扩展到P2 区时，裂纹表面由深度不同，尺寸大小不同的韧窝构成，还可以观察到明显的撕裂棱，这表明裂纹在扩展过程中消耗了一定的能量。当扩展到P3区时，断口表面可以观察到解理面和韧窝，材料从韧性断裂过渡到脆性断裂，裂纹的扩展不稳定。P4 区的断裂表现出典型的脆性断裂特征，存在大量的河流状的解理面，该区发生脆性断裂的原因是锤头锤击时，锤头侧发生加工硬化，并且由于材料韧性较低而发生脆性断裂。

图9 3#试验钢DWTT 断口扫描电镜照片Fig.9 Scanning electron microscope photo of DWTT fracture of 3# test steel

2.2.3 断裂裂纹形貌及扩展路径分析

3#试验钢DWTT 断裂过程中裂纹的萌生和裂纹扩展的路径图见图10，观测断口时对断口电镀Ni 进行保护（导电）。从图10 可见，当落锤以较大的能量冲击试样表面时，压制缺口根部会发生应力高度集中，此时，压制缺口根部组织发生急剧的塑性变形。相应的紧靠缺口根部的P1 区也承受很大的压力并变形，因此，P1 区的AF 晶粒（包括粒状贝氏体GB 和准多边形铁素体QF）和M/A 岛沿着裂纹扩展的方向被明显拉长（图10(a)中的箭头所示）。在此阶段，显微组织对裂纹扩展的影响很弱，裂纹没有遇到较大的障碍。随着裂纹从初始阶段到稳定扩展阶段的转变，AF 晶粒和M/A 岛微观组织的拉长程度明显减弱。文献[8]研究发现，AF 板条是针状铁素体管线钢的有效晶粒尺寸。在稳态裂纹扩展过程中，当裂纹遇到AF 板条时，裂纹扩展路径被频繁阻止，改变方向，在扩展路径上出现比较大的锯齿状的裂纹（图10(b)和10(c)中箭头所示），这将使材料在扩展过程中消耗更多的能量并大大提高材料的韧性。还可以看到裂纹遇到M/A 岛时，裂纹也会偏转（图10(d)中箭头所示）。但与AF 依靠高密度大角度晶界阻碍裂纹扩展不同，M/A 岛阻止裂纹扩展，主要因为本身具有高密度的位错和残余奥氏体韧性相。

图10 DWTT 断裂裂纹扩展路径Fig.10 DWTT fracture crack propagation path

2.3 分析讨论

管线钢对韧性要求与其他用途的钢种不同，随着管线钢钢级的提高，对钢材的低温韧性要求也在不断提高。因此，提高管线钢韧性是高强度管线钢的生产难点。管线钢的韧性指标DWTT 对钢材的厚度极其敏感，钢材厚度增加，其组织均匀性降低，DWTT 性能恶化。因此，对于21.4 mm 厚X80 管线钢，需要更快的冷却速度和更低的终冷温度，以便在整个断面形成晶粒细小、位错密度高的针状铁素体组织，从而获得高强高韧的综合力学性能[9]。

管线钢的轧后控制冷却，通过过冷与形变共同作用使相变驱动力大幅度提高，导致高的形核率，而且通过加速冷却使得相变温度下降，过冷度增大，相变在较低的变形温度下发生，意味着将具有较小的临界晶核尺寸，组织细化。在相同的工艺条件下，终冷温度降低，说明轧后冷却速度快，可以快速进入中温的针状铁素体转变区，形成细小的针状铁素体组织。如果终冷温度较高，虽然表面进入针状铁素体转变温度区，形成针状铁素体组织，但由于厚规格产品固有的冷却后整个断面的温度梯度的问题，心部温度仍处于较高铁素体相变温度区，会形成高温铁素体组织，而且由于表面和心部的变形量不同，心部由于变形量较小，原始奥氏体晶粒较粗大，因此，相变后心部的铁素体组织粗大。终冷温度越高，整个断面处于铁素体相变温度区面积越大，大尺寸的多边形铁素体含量越多。

根据材料断裂力学原理，随着有效晶粒尺寸的减小，材料断裂强度增大，其韧性提高。这是因为裂纹传播通过有效晶粒尺寸的边界时，将发生较大角度的转折，消耗较多的能量。通常，X80 M 管线钢组织比较复杂，它包含了准多边形铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体等中的几种甚至全部。针状铁素体组织管线钢具有优异的强韧性匹配，这是因为裂纹在针状铁素体管线钢中扩展时不但会受到适量的大角度晶界的阻碍还会受到彼此咬合、互相交错分布的针状铁素体板条的阻碍，另外材料中的碳氮化物等析出物、弥散分布的M/A 岛也会钉扎晶界，增加裂纹扩展的阻力，多重阻碍下使得裂纹在转播过程中需要消耗更多能量，材料韧性性能得到增强。因此，当终冷温度较低时，其整个断面的组织为针状铁素体组织，其落锤性能优良，随着终冷温度的升高，其心部存在大尺寸的多边形铁素体组织，这种组织不能有效组织裂纹的扩展，其落锤性能降低。

3 结论

1）当终冷温度为480 ℃时，其组织为粒状贝氏体+细小的准多边形铁素体，当终冷温度提高到510℃时，在心部出现大尺寸的多边形铁素体，随着终冷温度提高，大尺寸的多边形铁素体含量增加。

2）随着终冷温度的升高，-20 ℃的DWTT 剪切面积明显降低，当终冷温度从480 ℃提高到550 ℃时，其DWTT 从100%降低到72%。

3）裂纹扩展过程中，当遇到粒状贝氏体或准多边形铁素体板条时，由于该类组织具有高密度大角度晶界，裂纹扩展路径被频繁阻止，当裂纹遇到M/A岛时，组织由于本身具有高密度的位错和残余奥氏体韧性相，裂纹会发生偏转，最终裂纹在扩展过程中消耗更多的能量，表征出材料的韧性明显提高的现象。