軋后冷卻工藝對大輸量X80M管線鋼顯微組織的影響

劉干　孔祥磊　黃明浩　王楊　張英慧

關鍵詞：大輸量X80M管線鋼；CCT曲線；冷卻速度；軋后冷卻工藝；針狀鐵素體

0 引言

當前，中國中部和沿海地區對以天然氣為代表的清潔能源的需求依然強勁。為大幅提高天然氣長輸管道輸送能力及輸送效率，降低其建設和運營成本，超大輸量/大輸量X80M管線鋼已成為管道運輸常用主流鋼級。近年來，隨著中俄東線及西氣東輸三線、四線等國內外重大管道項目的建設，大輸量X80M管線鋼及鋼管得到了大規模應用。隨著管道輸送能力、輸送壓力的增加，大輸量X80M管線鋼向著更大直徑、更大壁厚的方向發展。但隨著直徑、壁厚的增加，加之服役環境惡劣，不僅對其成分要求更加嚴格，其低溫韌性的控制難度也大幅提升，如何在保證高強度同時提高其低溫韌性尤其是低溫DWTT（落錘撕裂試驗）性能，實現強韌性的良好匹配，已成為大輸量X80M管線鋼能否實現工程應用的技術難點。

為了使大輸量X80M管線鋼獲得較高的強韌性和止裂性能，一般要求其組織以針狀鐵素體（AF）為主。組織是影響性能的重要因素，采用不同控軋控冷TMCP生產工藝得到的管線鋼顯微組織不同，導致其性能存在較大差異。為了獲得所要求的組織和性能，需要通過動態CCT曲線分析其連續冷卻轉變產物和相變規律，選擇最合適的工藝規范，以便獲得最佳顯微組織，從而實現良好的強韌性匹配。因此，本文以大輸量X80M管線鋼為研究對象，通過熱模擬試驗、顯微組織和硬度分析，建立其動態CCT曲線，進而確定能夠顯著改善其強韌性的最佳冷速范圍。同時，通過熱模擬冷卻工藝研究了終冷溫度對顯微組織的影響，并采用最佳冷速和終冷溫度進行了工業化生產。經檢驗，獲得的產品具有高強度和優良的低溫韌性，滿足大輸量X80M管線鋼的工程技術要求，并成功應用于西氣東輸四線重大管道工程。

1 試驗材料與方法

1.1 合金成分設計

大壁厚大輸量X80M管線鋼成分設計上采用低C-Mn-Mo-Nb合金系，同時添加適量Cr、Ni、Cu等元素，充分利用固溶、細晶、析出等強化機制來實現其強韌性匹配，以便獲得AF混合組織（針狀鐵素體AF+少量馬氏體-奧氏體M/A島），其主要目標化學成分見表1。具體來看，采用低C成分設計關鍵在于其能夠保證鋼的低溫韌性；添加高含量Mn可通過固溶強化提高鋼強度的同時降低γ-α相變的溫度，有助于AF組織的形成，改善其低溫韌性，但Mn含量過高鑄坯易產生偏析；高Nb設計是為了擴大奧氏體未再結晶區，同時Nb（C，N）等析出相為相變提供更多形核位置，從而通過析出強化和細晶強化提高鋼的強韌性；添加Mo元素能夠提高其淬透性、細化芯部組織，從而改善低溫韌性；Cr、Ni、Cu等元素的添加進一步改善了其低溫韌性和耐腐蝕性。

1.2 熱模擬試驗

根據Gleeble-3800熱模擬試驗機對熱壓縮試樣的要求，利用線切割方法在X80M管線鋼連鑄坯上取樣，取樣方向垂直于拉坯方向，并加工成尺寸為?6 mm×15 mm的圓柱體試樣進行熱模擬試驗，取樣位置及試樣如圖1所示。

為了最大程度上指導工業化生產，參照實際管線鋼工業化軋制生產工藝進行熱模擬試驗參數的設計選擇，同時結合試樣尺寸以及試驗設備壓縮能力，設計進行多道次熱壓縮試驗，具體熱模擬試驗工藝如圖2所示。前2個道次模擬工業化軋制變形中的粗軋變形工藝，后3個道次模擬精軋變形工藝，壓縮完成后分別以0.2、1、2、5、10、15、20、25、30、35、40、50 ℃/s的冷速將試樣冷卻到室溫（圖2（a）），記錄每個冷速下的溫度、時間、膨脹量等試驗數據和冷卻曲線。為明確終冷溫度對大輸量X80M管線鋼組織的影響規律，優化生產時的冷卻工藝，在明確其相變規律和最佳冷速的基礎上，進一步開展冷卻工藝的模擬研究。在優化冷卻工藝中，主要是控制冷速和終冷溫度，其中終冷溫度是影響冷卻和控制組織構成的關鍵工藝參數。模擬試驗終軋溫度的選擇同樣參照實際生產工藝，同時考慮大輸量X80M管線鋼的Ar3溫度（冷卻過程中奧氏體向鐵素體轉變的開始溫度）和進入冷卻區的溫降，將終軋溫度設定為780 ℃左右，終冷溫度設計為450、420、390、360、330、300、270 ℃，然后以15 ℃/s冷速冷卻至室溫，具體試驗工藝如圖2（b）所示。

壓縮試驗完成后，利用線切割將壓縮后的試樣沿軸向1/2位置切開，經鑲嵌、研磨拋光后，使用4%（體積分數）的硝酸酒精溶液進行侵蝕，通過徠卡DMI5000M型光學金相顯微鏡（OM）和SEM觀察其顯微組織，在組織觀察的相應位置采用70 D5維氏硬度計進行維氏顯微硬度檢測。結合相變點、金相顯微組織和硬度分析，建立其動態CCT曲線。

2 試驗結果與分析

2.1 不同冷卻速率對顯微組織的影響

圖3所示為不同冷速下大輸量X80M管線鋼的顯微組織。由觀察結果可知：當冷速為0.2 ℃/s時，顯微組織主要由多邊形鐵素體（PF）和少量珠光體（P）組成，其中PF呈等軸或規則多邊形，晶界較清晰；冷速為1 ℃/s時，P組織基本消失，但是仍可見一定比例的珠光體鐵素體存在，同時鐵素體組織得到細化，鐵素體邊界變得模糊和不規則，準多邊形鐵素體（QF）含量大大增加，少量鐵素體內可以觀察到細小馬氏體-奧氏體（M/A）島狀物，M/A島呈粒狀，同時觀察到有極少量粒狀貝氏體（GB）組織；冷速為2 ℃/s時，鐵素體晶粒內和晶界上的M/A島含量大大增加，且分布趨于規則化，GB組織增多，晶粒得到明顯的細化；冷速為5 ℃/s時，顯微組織主要由GB和M/A島組成，M/A 島彌散分布在GB基體中，M/A 島尺寸細小均勻；冷速為10 ℃/s時，部分組織呈現針狀鐵素體（AF）特征，晶界較模糊，在GB內和邊界間分布著細小的M/A島；當冷速為15～25 ℃/s時，主要顯微組織為AF，且晶粒細小、尺寸均勻，此時組織具有良好的強韌性；冷速達到30 ℃/s以上時，AF變得細小、含量減少，貝氏體和 M/A 島含量增加，開始出現貝氏體鐵素體（BF）組織；冷速達到50 ℃/s時，開始出現模糊的原始奧氏體晶界，BF含量增多，板條束變得更加明顯。

2.2 動態CCT曲線及冷速的確定

在實際工程應用中，為了使X80M管線鋼獲得較高的強韌性和止裂性能，一般要求其組織以AF為主。根據熱模擬試驗獲得的熱膨脹曲線，利用切線法獲得不同冷速下的相變溫度，同時結合顯微組織分析繪制了大輸量X80M管線鋼的動態CCT曲線，如圖4所示。從CCT曲線中可知，在10～30 ℃/s冷速范圍內，均能得到不同比例的AF組織。但是，只有在15～25 ℃/s冷速范圍內，才能獲得滿足工程需要的典型AF組織，此時AF具有晶粒細小均勻、方向不一和晶界相互交錯的組織特征，具有高的位錯密度。當受到載荷沖擊時，位錯相互纏結，并與碳化物形成釘扎作用，能夠有效阻礙裂紋的擴展；同時彌散分布在基體內或晶界上的細小M/A島可以降低應力集中，有效減少裂紋源的產生和裂紋擴展，這種組織結構有利于獲得高的強韌性。因此，軋后采用15～25 ℃/s的冷速是最為合理的，此時，大輸量X80M管線鋼可以獲得AF+少量M/A島的理想顯微組織。

2.3 不同冷速下的硬度變化

圖5所示為不同冷速下的X80M管線鋼顯微硬度變化情況。由圖5可見，隨著冷速的提高，試樣的硬度逐漸增加。當冷速從0.2 ℃/s增至2 ℃/s時，硬度值從182HV10增至214HV10，上升較快，此時硬度上升的主要原因是晶粒細化，同時與組織構成、位錯密度有關，組織由PF-P轉變為GB，相變機制由擴散逐漸向切變轉變，第二相析出更加細小彌散，位錯密度增大；當冷速為10～25 ℃/s時，硬度上升緩慢，硬度值從219HV10增至224HV10，硬度值變化不大，說明在此冷速范圍內大輸量X80M鋼的顯微組織未發生明顯變化，顯微組織主要以AF+M/A島為主，此時組織細小均勻，具有較好的強韌性；當冷速大于25 ℃/s時，硬度再次明顯上升，此時組織構成由AF逐漸轉變為BF，BF組織比 AF+M/A組織有更高的硬度和強度，但是對韌性貢獻較低。綜合顯微組織和硬度分析，生產上選取20 ℃/s左右的冷速可以保證大輸量X80M管線鋼具有良好的強韌性匹配。

2.4 終冷溫度對顯微組織的影響

不同終冷溫度下X80M管線鋼顯微組織的SEM形貌如圖6所示。由圖可知，不同終冷溫度下，相組織構成發生明顯的變化，這些變化主要包括QF的含量、貝氏體類和M/A島的含量和形態等。終冷溫度為450 ℃時，組織由少量的QF+GB+M/A島組成；當終冷溫度降至360 ℃時，QF含量基本消失，GB的含量略微減少但是其板條束變得細小，M/A島尺寸無明顯變化但是數量增多，組織逐漸細化；當終冷溫度降至300 ℃時，GB含量大大減少，BF含量逐漸增多，M/A島尺寸變小、數量增多；當終冷溫度為270 ℃時，組織轉變為硬脆性板條狀馬氏體（M）。

不同終冷溫度下的性能與其顯微組織密切相關，由顯微組織分析結果可知，為了獲得良好的強韌性，最佳終冷溫度范圍為330～390 ℃，此時在能夠保證X80M管線鋼具有足夠數量AF組織的同時實現強韌性的良好匹配。

3 討論與分析

目前，大輸量X80M管線鋼的生產一般采用兩階段軋制工藝，為了獲得細小的原始奧氏體晶粒，第一階段在奧氏體再結晶區進行軋制，此階段終軋溫度須在980 ℃以上。為了達到進一步細化組織的目的，第二階段在奧氏體非再結晶區軋制，須確保奧氏體不發生再結晶。此階段奧氏體產生形變，由于形變未再結晶的奧氏體保留了大量的晶體缺陷，為隨后鐵素體相變提供了形核位置，從而有效提高了鐵素體形核率，同時有利于形變誘導第二相析出，所以組織得到進一步細化。軋后冷卻工藝決定了鐵素體的類型與轉變程度，在實際工程應用中，X80M管線鋼具有高強度和良好韌性匹配的要素是獲得細小的AF組織，而AF組織需要在一定的冷速下才能形成。因此，在實際生產中，應綜合考慮變形和冷卻工藝。

實際工業生產中，為避免X80M板卷軋制過程中有大量的先共析鐵素體產生，同時考慮到X80M管線鋼的Ar3溫度和進入冷卻區的溫降，第二階段終軋溫度不能太低，應控制在780 ℃左右。從動態CCT曲線可以確定，在15～25 ℃/s冷速范圍內，可以獲得比較理想的AF組織，根據熱模擬冷卻工藝試驗結果，確定了最佳終冷溫度范圍為330～390 ℃。

綜合以上試驗結果，將試驗研究與生產實踐相結合，在現場進行了軋制，終軋溫度控制在780 ℃左右，冷速控制在20 ℃/s左右，終冷溫度控制在360 ℃左右，獲得的X80M管線鋼組織結構和DWTT斷口形貌如圖7所示。由圖7（a）和（b）可知，現場實際得到的X80M板卷顯微組織與冷速約為20 ℃/s時的熱模擬組織一致，此時X80M組織以典型的AF類型為主，AF晶粒細小、尺寸均勻，形狀各異的M/A島細小彌散分布于鐵素體晶界上或晶粒內部，如圖7（c）所示，這種組織結構不僅有利于提高強度，同時有利于改善低溫DWTT韌性。圖7（d）和（e）所示為 X80M 卷板在-20 ℃條件下的 DWTT 斷口形貌，宏觀斷口具有完整剪切唇，微觀斷口具有微孔聚集斷裂特征，斷口為韌性斷裂，表明其具有良好的低溫韌性。對軋制的X80M管線鋼板卷生產檢驗性能進行統計，共統計了330批，結果見表2。產品符合X80M管線鋼板卷的技術要求，并成功應用于西氣東輸西線重大管道工程。

4 結論

1）隨冷速的增大，大輸量X80M管線鋼組織由PF+P逐漸轉變為貝氏體類組織。由CCT曲線可知，形成AF組織的冷速范圍較寬，當冷速在15～25 ℃/s時可獲得以細小均勻AF為主和彌散分布的M/A島組成的理想顯微組織。

2）隨冷速的增大，大輸量X80M管線鋼的維氏顯微硬度逐漸增加。當冷速在0.2～2.0 ℃/s內，硬度快速增加；在10～25 ℃/s冷速范圍內，硬度變化不大，顯微組織無明顯變化；當冷速大于25 ℃/s時，硬度又明顯上升。

3）熱模擬冷卻工藝試驗結果表明，終冷溫度對大輸量X80M相組成有明顯的影響。最佳終冷溫度范圍為330～390 ℃，此時在能夠保證其具有足夠數量AF組織的同時實現強韌性的良好匹配。

4）將試驗研究與工業實踐相結合，在工業化TMCP參數為780 ℃終軋+360 ℃終冷+20 ℃/s冷速下，獲得的X80M管線鋼板卷組織以典型的AF類型為主，M/A島細小彌散分布于鐵素體晶界或晶粒內部，具有高強度和高韌性，產品滿足工程技術要求，并成功應用于西氣東輸西線重大管道工程，有力支撐了國家重大管道工程的建設。

本文摘自《中國冶金》2023年第11期