葉曉瑜 ，任守斌，李 拔，賈書君，張開華，黃貞益

（1.安徽工業(yè)大學冶金工程學院,安徽 馬鞍山 243002；2.攀鋼集團研究院有限公司,釩鈦資源綜合利用國家重點實驗室,四川 攀枝花 617000；3.攀鋼集團西昌鋼釩有限公司,四川 西昌 615000；4.鋼鐵研究總院 工程用鋼所,北京 100081）

0 引言

國際平均能源消費結(jié)構(gòu)中，天然氣約占總能源消費量的23%，而我國天然氣消費量較低。近幾年我國天然氣消費量在逐漸上升，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)計階段不僅要考慮防止管線在正常運行時發(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，低溫斷裂韌性是輸氣用管線鋼最重要的技術(shù)指標。缺口沖擊試驗和落錘撕裂試驗（DWTT）均是用來表征材料低溫斷裂韌性的試驗項目。大量的試驗數(shù)據(jù)表明，DWTT 測定結(jié)果與全尺寸爆破試驗測定的結(jié)果極其吻合，更能真實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 試驗材料及方法

試驗材料為工業(yè)生產(chǎn)的21.4 mm 厚X80 熱連軋管線鋼，其化學成分見表1。從表1 可見，試驗鋼采用超低碳、超低硫、超低磷的總體成分設(shè)計，通過Mo 元素擴大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，有利于晶粒細化。再結(jié)合適當?shù)目剀埧乩涔に?，獲得晶粒充分細化、位錯密度高的組織。

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

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

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

金相組織檢驗按照國家標準GB/T 13298-2015《金屬顯微組織檢驗方法》進行，試樣經(jīng)磨樣、拋光后使用硝酸酒精溶液進行侵蝕，然后使用金相顯微鏡和掃描電鏡進行觀測。落錘剪切面積比按照國家標準GBT 8363-2007《鐵素體鋼落錘撕裂試驗方法》檢驗，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#試驗鋼厚度方向的組織均勻性較好，均為粒狀貝氏體（GB）和細小的準多邊形鐵素體（QF），沒有出現(xiàn)明顯的大塊狀的鐵素體。

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

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

2#試驗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，試驗鋼邊部和1/4 處組織主要為粒狀貝氏體（GB）和細小的準多邊形鐵素體（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#試驗鋼的金相組織Fig.3 Metallographic structures of 2# test steel

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

3#試驗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，試驗鋼邊部的組織主要為粒狀貝氏體（GB）和細小的準多邊形鐵素體（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#試驗鋼的金相組織Fig.5 Metallographic structures of 3# test steel

圖6 3#試驗鋼掃描電鏡照片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 不同終冷溫度試驗鋼的DWTT

不同試驗鋼-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，當終冷溫度從480 ℃提高到550 ℃時，落錘剪切面積從100%降低到72%，當終冷溫度在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 裂紋啟裂和擴展的具體情況。依據(jù)落錘撕裂試驗宏觀斷口上裂紋起源及擴展的特征，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#試驗鋼；第二類斷口，韌性起裂、擴展中伴有脆性特征（異常斷口），如2#試驗鋼；第三類斷口，脆性起裂、韌性和脆性混合擴展（異常斷口），如3#試驗鋼；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#試驗鋼）進行掃描電鏡觀測，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，因為該區(qū)域在DWTT 試驗時承受很大的壓力，然后裂紋依次擴展到P1，P2，P3 和P4 區(qū)。

圖8 3#試驗鋼DWTT 宏觀斷口形貌Fig.8 DWTT macroscopic fracture morphology of 3# test steel

3#試驗鋼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小韌窩組成。當裂紋從P1 區(qū)擴展到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，這表明裂紋在擴展過程中消耗了一定的能量。當擴展到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 斷裂裂紋形貌及擴展路徑分析

3#試驗鋼DWTT 斷裂過程中裂紋的萌生和裂紋擴展的路徑圖見圖10，觀測斷口時對斷口電鍍Ni 進行保護（導電）。從圖10 可見，當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 和準多邊形鐵素體QF）和M/A 島沿著裂紋擴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[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)裂紋擴展過程中，當裂紋遇到AF 板條時，裂紋擴展路徑被頻繁阻止，改變方向，在擴展路徑上出現(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展不同，M/A 島阻止裂紋擴展，主要因為本身具有高密度的位錯和殘余奧氏體韌性相。

圖10 DWTT 斷裂裂紋擴展路徑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度管線鋼的生產(chǎn)難點。管線鋼的韌性指標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小、位錯密度高的針狀鐵素體組織，從而獲得高強高韌的綜合力學性能[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，可以快速進入中溫的針狀鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)，形成細小的針狀鐵素體組織。如果終冷溫度較高，雖然表面進入針狀鐵素體轉(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)材料斷裂力學原理，隨著有效晶粒尺寸的減小，材料斷裂強度增大，其韌性提高。這是因為裂紋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)異的強韌性匹配，這是因為裂紋在針狀鐵素體管線鋼中擴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。因此，當終冷溫度較低時，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展，其落錘性能降低。

3 結(jié)論

1）當終冷溫度為480 ℃時，其組織為粒狀貝氏體+細小的準多邊形鐵素體，當終冷溫度提高到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，當終冷溫度從480 ℃提高到550 ℃時，其DWTT 從100%降低到72%。

3）裂紋擴展過程中，當遇到粒狀貝氏體或準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，裂紋擴展路徑被頻繁阻止，當裂紋遇到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。