劉振偉，田 鵬，王志太，孫 宏，李 濤，宗秋麗

（中國(guó)石油集團(tuán)渤海裝備制造有限公司 華油鋼管公司，河北 青縣 062650）

0 前 言

隨著石油、天然氣工業(yè)的發(fā)展，對(duì)管線鋼的需求量不斷增加，有關(guān)管線鋼質(zhì)量標(biāo)準(zhǔn)的要求越來(lái)越高，然而在管線鋼的煉鋼和軋鋼過(guò)程中，極易出現(xiàn)煉制和軋制缺陷，給鋼管制造和使用性能造成影響。管線鋼在連鑄過(guò)程中易于出現(xiàn)枝晶偏析現(xiàn)象，多項(xiàng)研究表明：鑄坯的中枝晶偏析是造成板材帶狀組織的根本原因[1-2]。含Mn的碳素結(jié)構(gòu)鋼連鑄坯在凝固過(guò)程中極易形成Mn的枝晶偏析，導(dǎo)致鋼板中心形成嚴(yán)重的帶狀組織缺陷，對(duì)鋼板的力學(xué)性能、成形性能和斷裂行為均會(huì)產(chǎn)生顯著的影響[3]。對(duì)冷軋鋼板而言，帶狀組織的存在，將會(huì)使材料顯示出強(qiáng)烈的各向異性能，造成深加工時(shí)的不均勻變形，即沿板寬方向上縱向纖維延伸不一致，形成二次變形[4]，甚至在應(yīng)力集中處萌生裂紋源[5]，影響最終產(chǎn)品的使用性能。某生產(chǎn)線生產(chǎn)的含Mn碳素管線鋼鋼帶由于帶狀組織缺陷，在管線鋼入廠檢驗(yàn)時(shí)經(jīng)常出現(xiàn)沖擊韌性不合格現(xiàn)象，筆者對(duì)造成力學(xué)性能不合的原因進(jìn)行了研究，同時(shí)分析了偏析帶對(duì)其他力學(xué)性能的影響，如拉伸性能、DWTT斷口形貌和爆破試驗(yàn)斷裂位置等，旨在為管線鋼入廠檢驗(yàn)和鋼管服役性能提供可靠的技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

本研究采用X80螺旋埋弧焊管和原料卷板作為試驗(yàn)材料，原料卷板的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 X80卷板化學(xué)成分%

1.2 試驗(yàn)方法

圖1為卷板到鋼管成型示意圖，軋制方向與環(huán)向呈30°角，與軸向呈60°角。為方便對(duì)比，沖擊、拉伸、落錘試驗(yàn)試樣均取同一爐鋼卷和鋼管，原料取自距料頭大于1m、板寬1/4處和1/2處，沿軋制方向成30°方向，取樣位置如圖2所示。

圖1 鋼管成型示意圖[6]

圖2 同一爐鋼卷和鋼管實(shí)際取樣位置

由于爆破管爆裂位置處于母材，本研究金相試樣取自爆裂斷口母材上。用鋸床分別從鋼管、原料上截取對(duì)應(yīng)位置金相試樣，經(jīng)銑床、磨床磨平后，分別用砂紙和拋光機(jī)拋光。將拋光后的金相試樣在3%硝酸酒精溶液中腐蝕3～5 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 沖擊性能

原料入廠檢驗(yàn)時(shí)，出現(xiàn)不同程度的夏比沖擊韌性不合格現(xiàn)象，對(duì)應(yīng)同一爐鋼管性能均合格。圖3為母材的沖擊不合試樣形貌。從圖3的沖擊斷口形貌可以看出，沖擊斷口斷裂面存在明顯的放射條紋，放射源處即為裂紋起裂點(diǎn)，通過(guò)3%硝酸酒精侵蝕沖擊試樣的V形槽所處的表面，酸蝕后的試樣表面用肉眼即能觀察到一條沿試樣長(zhǎng)度方向分布的黑線，且呈現(xiàn)斷續(xù)狀，該黑色線條即為偏析帶（由于相機(jī)拍攝不出偏析帶，所以采用兩條虛線代替偏析帶所處位置）。黑色偏析帶所處的位置剛好與起裂點(diǎn)在一個(gè)平面上。

圖3 母材沖擊試樣及斷口形貌

圖4 鋼板及鋼管的夏比沖擊功對(duì)比

表2 鋼板及鋼管的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果

鋼板及鋼管的夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表2，鋼板及鋼管的夏比沖擊功變化及對(duì)比如圖4所示。從表2可以看出，同一位置上，其中原料板寬的1/2和1/4處-40℃沖擊功平均值分別是54 J和27 J，而鋼管分別為257 J和183 J；原料（料尾）沖擊功明顯低于鋼管沖擊功，其他對(duì)應(yīng)部位同一溫度下的沖擊功相差大多也在100 J以上。原料（料尾）板寬1/4處的沖擊吸收功要低于1/2處，這是由于原料取沖擊樣的位置一般都在料尾（外圈）部位，而這些部位往往具有化學(xué)成分、組織不均勻性，鋼管沖擊樣一般取樣都在對(duì)應(yīng)料的中間部位，鋼帶中間部位相對(duì)料頭或者料尾成分、組織等相對(duì)均勻。結(jié)構(gòu)鋼板帶熱軋（包括熱連軋和中厚板）生產(chǎn)中，易在鋼板中出現(xiàn)帶狀組織，具有帶狀組織的鋼板力學(xué)性能呈各向異性，帶狀組織嚴(yán)重降低斷面收縮率和沖擊韌性，易發(fā)生層狀撕裂，同時(shí)嚴(yán)重影響鋼板的Z向和橫向力學(xué)性能。

一般而言，引起熱影響區(qū)韌性降低的因素有3類(lèi)：粗晶脆化、組織脆化和粗晶熱影響區(qū)兩相區(qū)脆化。因此，有必要對(duì)焊縫及熱影響區(qū)組織進(jìn)行金相觀察分析。圖5為原料鋼板、鋼管不同位置金相組織分析結(jié)果。

圖5 鋼板、鋼管不同位置金相組織對(duì)比

從圖5可以看出，在料尾1 m位置板寬1/4處帶狀組織能見(jiàn)3條以上連續(xù)的硬相組織，且集中分布呈帶狀，帶寬最大300μm以上；料尾的1/2處寬帶組織僅能看到一條，帶寬約150μm。這種帶狀組織的出現(xiàn)，將嚴(yán)重降低材料的沖擊韌性。在鋼管上未發(fā)現(xiàn)任何帶狀組織，組織較為均勻，表現(xiàn)出良好的沖擊韌性。

將原料板寬1/4處帶狀組織放大到1 000倍之后發(fā)現(xiàn)：其為極細(xì)板條馬氏體為主的組織結(jié)構(gòu)，而對(duì)應(yīng)正常X80管線鋼組織為針狀鐵素體。為了清晰觀察偏析帶的形貌特征和成分偏析情況，對(duì)金相試樣在掃描電鏡下觀察，觀察結(jié)果如圖6所示。從圖6可以清晰地看出板條馬氏體極細(xì)的板條輪廓，其間夾雜著大顆粒Nb和Ti的析出物。大顆粒夾雜和板條馬氏體的存在將造成材料沖擊韌性偏低或成為沖擊斷裂的起裂源。

圖6 偏析帶掃描照片及能譜分析結(jié)果

2.2 拉伸性能

為了全面了解偏析帶對(duì)鋼管母材力學(xué)性能的影響，分別對(duì)原料和鋼管母材進(jìn)行了拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表3。從拉伸性能上看，原料經(jīng)過(guò)成型、擴(kuò)徑、靜水壓等制管工序之后，鋼管對(duì)應(yīng)板寬1/2和1/4處屈服強(qiáng)度均有不同程度的提升，同一位置鋼管上屈服強(qiáng)度略有上升，抗拉強(qiáng)度變化規(guī)律不明顯。因此，帶狀組織對(duì)拉伸性能影響不大。

表3 鋼板及鋼管拉伸性能試驗(yàn)結(jié)果

2.3 DWTT試驗(yàn)結(jié)果

圖7為DWTT斷口形貌及斷口附近金相組織。從圖7可以看出，正常斷口處以韌性撕裂為主，斷口壁厚中心平滑，異常斷口也表現(xiàn)為韌性撕裂，但斷口壁厚中心出現(xiàn)大的裂口。從金相照片中進(jìn)一步發(fā)現(xiàn)：正常斷口附近為典型的針狀鐵素體型組織結(jié)構(gòu)，斷口附近壁厚中心偏析現(xiàn)象不明顯，無(wú)裂紋存在；異常斷口附近壁厚中心偏析嚴(yán)重，以板條馬氏體為主，其間零星夾雜著大顆粒的夾雜物，裂紋徑直沿偏析帶方向發(fā)生并擴(kuò)展。

圖7 DWTT斷口形貌及斷口附近金相組織

2.4 爆破試驗(yàn)結(jié)果

圖8為鋼管爆破斷口側(cè)面宏觀形貌。從圖8爆破試驗(yàn)斷口位置看，斷口處于母材上，且在斷口處出現(xiàn)明顯的縮頸現(xiàn)象，壁厚中心線上有一條明顯的黑色帶一直延伸到斷口。

圖8 鋼管爆破斷口側(cè)面宏觀形貌

圖9為鋼管爆破斷口偏析帶組織的分布情況。從圖9可以看出，偏析帶基本貫穿整個(gè)金相試樣，延伸到斷口，且在斷口附近的偏析帶上分布著規(guī)則的方形孔洞。方孔的4條邊均與母材壁厚中心線呈45°夾角，極有可能是最大剪切應(yīng)力作用的結(jié)果；孔洞周?chē)M織被拉長(zhǎng)，且在孔洞周?chē)冃瘟骶€發(fā)生了扭曲；孔洞內(nèi)部仍然為基體組織，偏析帶某些區(qū)域出現(xiàn)夾雜連續(xù)分布現(xiàn)象，夾雜物為T(mén)i的析出物，夾雜周?chē)鸀榭锥?，說(shuō)明夾雜物的出現(xiàn)降低了該區(qū)域的組織均勻性，成為應(yīng)力集中地帶，在后續(xù)水壓爆破試驗(yàn)過(guò)程中，極有可能從偏析帶上的夾雜物處首先起裂。

圖9 鋼管爆破斷口偏析帶組織

文獻(xiàn)[7-10]分析表明：亞共析鋼的帶狀組織是鋼坯（或鋼錠）澆注凝固過(guò)程中形成的枝晶偏析，在熱加工時(shí)延伸成鐵素體和珠光體交替的條帶。帶狀組織主要是由于連鑄坯（或鋼錠）在澆注凝固過(guò)程中枝晶組織帶來(lái)的Mn和Si等的合金元素偏析造成的，其認(rèn)為Mn偏析的影響更大。凝固枝晶組織中，枝間Mn含量較高，枝干處Mn含量相對(duì)較低。在熱軋過(guò)程中，凝固枝晶組織因變形而發(fā)生扭轉(zhuǎn)、破碎和延伸拉長(zhǎng)，而由于加熱和軋制過(guò)程中Mn偏析保留下來(lái)或沒(méi)有完全消除，造成軋后鋼板在冷卻相變前的奧氏體中形成貧Mn帶和富Mn帶。研究認(rèn)為，組織帶狀分布的根源是成分帶狀分布。由于Mn是奧氏體穩(wěn)定性元素，貧Mn帶和富Mn帶Ar3溫度不同，軋后冷卻時(shí)奧氏體中的貧Mn帶將首先發(fā)生鐵素體轉(zhuǎn)變，使得過(guò)飽和析出的C原子逐步向富Mn帶擴(kuò)散，即Mn的偏析會(huì)引起奧氏體相變過(guò)程中C的再分配，C由貧Mn帶向富Mn帶擴(kuò)散，從而形成貧C帶和富C帶，進(jìn)而增加了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性。如果軋后冷卻時(shí)在富Mn帶溫度尚未達(dá)到Ar3之前，擴(kuò)散的C原子就到達(dá)了富Mn帶的位置，會(huì)進(jìn)一步抑制該處的鐵素體轉(zhuǎn)變，使得富Mn帶奧氏體最后發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變（緩冷）或馬氏體轉(zhuǎn)變（高冷速）。因此，成分帶狀分布的結(jié)果造成了相變后鋼板中珠光體或馬氏體組織，由于軋制后期冷卻速度較快，所以最后組織為馬氏體為主的混合組織。本試驗(yàn)金相試樣偏析帶上以板條馬氏體為主的組織結(jié)構(gòu)，其間夾雜著大顆粒Nb和Ti的碳氮化物。

3 結(jié) 論

（1）對(duì)于X80卷板，枝晶嚴(yán)重偏析部位出現(xiàn)在料尾1m范圍內(nèi)，其中板寬1/4處和1/2處均出現(xiàn)不同程度的因枝晶偏析產(chǎn)生的帶狀組織，帶狀組織是引起料尾沖擊韌性較低的主要原因，表現(xiàn)為帶狀組織是馬氏體為主的脆性組織，并伴有較多Nb的大顆粒析出物。料尾板寬1/4處帶狀組織較1/2處寬，并且出現(xiàn)3條以上連續(xù)硬帶組織；料尾板寬1/4處沖擊韌性比1/2處差。對(duì)應(yīng)原料中間位置（鋼管的對(duì)應(yīng)料板寬1/4處和1/2處）未發(fā)現(xiàn)任何帶狀組織，組織較為均勻，表現(xiàn)出良好的沖擊韌性。

（2）本研究中X80卷板帶狀組織對(duì)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度影響不大。

（3）偏析帶影響X80卷板DWTT沖擊形貌，偏析嚴(yán)重區(qū)域落錘斷口沿板厚中心開(kāi)裂，宏觀上表現(xiàn)為DWTT斷口厚度方向的一條較深裂口。

（4）X80鋼管母材偏析嚴(yán)重區(qū)域?qū)⒊蔀楸圃囼?yàn)爆裂的裂紋源。

4 建 議

（1）減少鑄坯中的枝晶偏析程度，是解決或減輕帶狀組織的最有效手段。通常連鑄坯由柱狀晶區(qū)（由枝晶構(gòu)成）和等軸晶區(qū)組成，擴(kuò)大等軸晶區(qū)范圍，能有效減輕枝晶偏析。連鑄實(shí)踐中常采用鋼水過(guò)熱度控制、電磁攪拌和控制冷水等措施來(lái)減小柱狀晶區(qū)寬度，增加等軸晶區(qū)寬度。

（2）終軋溫度（被認(rèn)為是對(duì)帶狀組織控制最為關(guān)鍵的參數(shù)）以800℃為宜。

（3）軋后冷速速度應(yīng)大于臨界冷卻速度。

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