轧后冷却工艺对大输量X80M管线钢显微组织的影响

刘干　孔祥磊　黄明浩　王杨　张英慧

关键词：大输量X80M管线钢；CCT曲线；冷却速度；轧后冷却工艺；针状铁素体

0 引言

当前，中国中部和沿海地区对以天然气为代表的清洁能源的需求依然强劲。为大幅提高天然气长输管道输送能力及输送效率，降低其建设和运营成本，超大输量/大输量X80M管线钢已成为管道运输常用主流钢级。近年来，随着中俄东线及西气东输三线、四线等国内外重大管道项目的建设，大输量X80M管线钢及钢管得到了大规模应用。随着管道输送能力、输送压力的增加，大输量X80M管线钢向着更大直径、更大壁厚的方向发展。但随着直径、壁厚的增加，加之服役环境恶劣，不仅对其成分要求更加严格，其低温韧性的控制难度也大幅提升，如何在保证高强度同时提高其低温韧性尤其是低温DWTT（落锤撕裂试验）性能，实现强韧性的良好匹配，已成为大输量X80M管线钢能否实现工程应用的技术难点。

为了使大输量X80M管线钢获得较高的强韧性和止裂性能，一般要求其组织以针状铁素体（AF）为主。组织是影响性能的重要因素，采用不同控轧控冷TMCP生产工艺得到的管线钢显微组织不同，导致其性能存在较大差异。为了获得所要求的组织和性能，需要通过动态CCT曲线分析其连续冷却转变产物和相变规律，选择最合适的工艺规范，以便获得最佳显微组织，从而实现良好的强韧性匹配。因此，本文以大输量X80M管线钢为研究对象，通过热模拟试验、显微组织和硬度分析，建立其动态CCT曲线，进而确定能够显著改善其强韧性的最佳冷速范围。同时，通过热模拟冷却工艺研究了终冷温度对显微组织的影响，并采用最佳冷速和终冷温度进行了工业化生产。经检验，获得的产品具有高强度和优良的低温韧性，满足大输量X80M管线钢的工程技术要求，并成功应用于西气东输四线重大管道工程。

1 试验材料与方法

1.1 合金成分设计

大壁厚大输量X80M管线钢成分设计上采用低C-Mn-Mo-Nb合金系，同时添加适量Cr、Ni、Cu等元素，充分利用固溶、细晶、析出等强化机制来实现其强韧性匹配，以便获得AF混合组织（针状铁素体AF+少量马氏体-奥氏体M/A岛），其主要目标化学成分见表1。具体来看，采用低C成分设计关键在于其能够保证钢的低温韧性；添加高含量Mn可通过固溶强化提高钢强度的同时降低γ-α相变的温度，有助于AF组织的形成，改善其低温韧性，但Mn含量过高铸坯易产生偏析；高Nb设计是为了扩大奥氏体未再结晶区，同时Nb（C，N）等析出相为相变提供更多形核位置，从而通过析出强化和细晶强化提高钢的强韧性；添加Mo元素能够提高其淬透性、细化芯部组织，从而改善低温韧性；Cr、Ni、Cu等元素的添加进一步改善了其低温韧性和耐腐蚀性。

1.2 热模拟试验

根据Gleeble-3800热模拟试验机对热压缩试样的要求，利用线切割方法在X80M管线钢连铸坯上取样，取样方向垂直于拉坯方向，并加工成尺寸为?6 mm×15 mm的圆柱体试样进行热模拟试验，取样位置及试样如图1所示。

为了最大程度上指导工业化生产，参照实际管线钢工业化轧制生产工艺进行热模拟试验参数的设计选择，同时结合试样尺寸以及试验设备压缩能力，设计进行多道次热压缩试验，具体热模拟试验工艺如图2所示。前2个道次模拟工业化轧制变形中的粗轧变形工艺，后3个道次模拟精轧变形工艺，压缩完成后分别以0.2、1、2、5、10、15、20、25、30、35、40、50 ℃/s的冷速将试样冷却到室温（图2（a）），记录每个冷速下的温度、时间、膨胀量等试验数据和冷却曲线。为明确终冷温度对大输量X80M管线钢组织的影响规律，优化生产时的冷却工艺，在明确其相变规律和最佳冷速的基础上，进一步开展冷却工艺的模拟研究。在优化冷却工艺中，主要是控制冷速和终冷温度，其中终冷温度是影响冷却和控制组织构成的关键工艺参数。模拟试验终轧温度的选择同样参照实际生产工艺，同时考虑大输量X80M管线钢的Ar3温度（冷却过程中奥氏体向铁素体转变的开始温度）和进入冷却区的温降，将终轧温度设定为780 ℃左右，终冷温度设计为450、420、390、360、330、300、270 ℃，然后以15 ℃/s冷速冷却至室温，具体试验工艺如图2（b）所示。

压缩试验完成后，利用线切割将压缩后的试样沿轴向1/2位置切开，经镶嵌、研磨抛光后，使用4%（体积分数）的硝酸酒精溶液进行侵蚀，通过徕卡DMI5000M型光学金相显微镜（OM）和SEM观察其显微组织，在组织观察的相应位置采用70 D5维氏硬度计进行维氏显微硬度检测。结合相变点、金相显微组织和硬度分析，建立其动态CCT曲线。

2 试验结果与分析

2.1 不同冷却速率对显微组织的影响

图3所示为不同冷速下大输量X80M管线钢的显微组织。由观察结果可知：當冷速为0.2 ℃/s时，显微组织主要由多边形铁素体（PF）和少量珠光体（P）组成，其中PF呈等轴或规则多边形，晶界较清晰；冷速为1 ℃/s时，P组织基本消失，但是仍可见一定比例的珠光体铁素体存在，同时铁素体组织得到细化，铁素体边界变得模糊和不规则，准多边形铁素体（QF）含量大大增加，少量铁素体内可以观察到细小马氏体-奥氏体（M/A）岛状物，M/A岛呈粒状，同时观察到有极少量粒状贝氏体（GB）组织；冷速为2 ℃/s时，铁素体晶粒内和晶界上的M/A岛含量大大增加，且分布趋于规则化，GB组织增多，晶粒得到明显的细化；冷速为5 ℃/s时，显微组织主要由GB和M/A岛组成，M/A 岛弥散分布在GB基体中，M/A 岛尺寸细小均匀；冷速为10 ℃/s时，部分组织呈现针状铁素体（AF）特征，晶界较模糊，在GB内和边界间分布着细小的M/A岛；当冷速为15～25 ℃/s时，主要显微组织为AF，且晶粒细小、尺寸均匀，此时组织具有良好的强韧性；冷速达到30 ℃/s以上时，AF变得细小、含量减少，贝氏体和 M/A 岛含量增加，开始出现贝氏体铁素体（BF）组织；冷速达到50 ℃/s时，开始出现模糊的原始奥氏体晶界，BF含量增多，板条束变得更加明显。

2.2 动态CCT曲线及冷速的确定

在实际工程应用中，为了使X80M管线钢获得较高的强韧性和止裂性能，一般要求其组织以AF为主。根据热模拟试验获得的热膨胀曲线，利用切线法获得不同冷速下的相变温度，同时结合显微组织分析绘制了大输量X80M管线钢的动态CCT曲线，如图4所示。从CCT曲线中可知，在10～30 ℃/s冷速范围内，均能得到不同比例的AF组织。但是，只有在15～25 ℃/s冷速范围内，才能获得满足工程需要的典型AF组织，此时AF具有晶粒细小均匀、方向不一和晶界相互交错的组织特征，具有高的位错密度。当受到载荷冲击时，位错相互缠结，并与碳化物形成钉扎作用，能够有效阻碍裂纹的扩展；同时弥散分布在基体内或晶界上的细小M/A岛可以降低应力集中，有效减少裂纹源的产生和裂纹扩展，这种组织结构有利于获得高的强韧性。因此，轧后采用15～25 ℃/s的冷速是最为合理的，此时，大输量X80M管线钢可以获得AF+少量M/A岛的理想显微组织。

2.3 不同冷速下的硬度變化

图5所示为不同冷速下的X80M管线钢显微硬度变化情况。由图5可见，随着冷速的提高，试样的硬度逐渐增加。当冷速从0.2 ℃/s增至2 ℃/s时，硬度值从182HV10增至214HV10，上升较快，此时硬度上升的主要原因是晶粒细化，同时与组织构成、位错密度有关，组织由PF-P转变为GB，相变机制由扩散逐渐向切变转变，第二相析出更加细小弥散，位错密度增大；当冷速为10～25 ℃/s时，硬度上升缓慢，硬度值从219HV10增至224HV10，硬度值变化不大，说明在此冷速范围内大输量X80M钢的显微组织未发生明显变化，显微组织主要以AF+M/A岛为主，此时组织细小均匀，具有较好的强韧性；当冷速大于25 ℃/s时，硬度再次明显上升，此时组织构成由AF逐渐转变为BF，BF组织比 AF+M/A组织有更高的硬度和强度，但是对韧性贡献较低。综合显微组织和硬度分析，生产上选取20 ℃/s左右的冷速可以保证大输量X80M管线钢具有良好的强韧性匹配。

2.4 终冷温度对显微组织的影响

不同终冷温度下X80M管线钢显微组织的SEM形貌如图6所示。由图可知，不同终冷温度下，相组织构成发生明显的变化，这些变化主要包括QF的含量、贝氏体类和M/A岛的含量和形态等。终冷温度为450 ℃时，组织由少量的QF+GB+M/A岛组成；当终冷温度降至360 ℃时，QF含量基本消失，GB的含量略微减少但是其板条束变得细小，M/A岛尺寸无明显变化但是数量增多，组织逐渐细化；当终冷温度降至300 ℃时，GB含量大大减少，BF含量逐渐增多，M/A岛尺寸变小、数量增多；当终冷温度为270 ℃时，组织转变为硬脆性板条状马氏体（M）。

不同终冷温度下的性能与其显微组织密切相关，由显微组织分析结果可知，为了获得良好的强韧性，最佳终冷温度范围为330～390 ℃，此时在能够保证X80M管线钢具有足够数量AF组织的同时实现强韧性的良好匹配。

3 讨论与分析

目前，大输量X80M管线钢的生产一般采用两阶段轧制工艺，为了获得细小的原始奥氏体晶粒，第一阶段在奥氏体再结晶区进行轧制，此阶段终轧温度须在980 ℃以上。为了达到进一步细化组织的目的，第二阶段在奥氏体非再结晶区轧制，须确保奥氏体不发生再结晶。此阶段奥氏体产生形变，由于形变未再结晶的奥氏体保留了大量的晶体缺陷，为随后铁素体相变提供了形核位置，从而有效提高了铁素体形核率，同时有利于形变诱导第二相析出，所以组织得到进一步细化。轧后冷却工艺决定了铁素体的类型与转变程度，在实际工程应用中，X80M管线钢具有高强度和良好韧性匹配的要素是获得细小的AF组织，而AF组织需要在一定的冷速下才能形成。因此，在实际生产中，应综合考虑变形和冷却工艺。

实际工业生产中，为避免X80M板卷轧制过程中有大量的先共析铁素体产生，同时考虑到X80M管线钢的Ar3温度和进入冷却区的温降，第二阶段终轧温度不能太低，应控制在780 ℃左右。从动态CCT曲线可以确定，在15～25 ℃/s冷速范围内，可以获得比较理想的AF组织，根据热模拟冷却工艺试验结果，确定了最佳终冷温度范围为330～390 ℃。

综合以上试验结果，将试验研究与生产实践相结合，在现场进行了轧制，终轧温度控制在780 ℃左右，冷速控制在20 ℃/s左右，终冷温度控制在360 ℃左右，获得的X80M管线钢组织结构和DWTT断口形貌如图7所示。由图7（a）和（b）可知，现场实际得到的X80M板卷显微组织与冷速约为20 ℃/s时的热模拟组织一致，此时X80M组织以典型的AF类型为主，AF晶粒细小、尺寸均匀，形状各异的M/A岛细小弥散分布于铁素体晶界上或晶粒内部，如图7（c）所示，这种组织结构不仅有利于提高强度，同时有利于改善低温DWTT韧性。图7（d）和（e）所示为 X80M 卷板在-20 ℃条件下的 DWTT 断口形貌，宏观断口具有完整剪切唇，微观断口具有微孔聚集断裂特征，断口为韧性断裂，表明其具有良好的低温韧性。对轧制的X80M管线钢板卷生产检验性能进行统计，共统计了330批，结果见表2。产品符合X80M管线钢板卷的技术要求，并成功应用于西气东输西线重大管道工程。

4 结论

1）随冷速的增大，大输量X80M管线钢组织由PF+P逐渐转变为贝氏体类组织。由CCT曲线可知，形成AF组织的冷速范围较宽，当冷速在15～25 ℃/s时可获得以细小均匀AF为主和弥散分布的M/A岛组成的理想显微组织。

2）随冷速的增大，大输量X80M管线钢的维氏显微硬度逐渐增加。当冷速在0.2～2.0 ℃/s内，硬度快速增加；在10～25 ℃/s冷速范围内，硬度变化不大，显微组织无明显变化；当冷速大于25 ℃/s时，硬度又明显上升。

3）热模拟冷却工艺试验结果表明，终冷温度对大输量X80M相组成有明显的影响。最佳终冷温度范围为330～390 ℃，此时在能够保证其具有足够数量AF组织的同时实现强韧性的良好匹配。

4）将试验研究与工业实践相结合，在工业化TMCP参数为780 ℃终轧+360 ℃终冷+20 ℃/s冷速下，获得的X80M管线钢板卷组织以典型的AF类型为主，M/A岛细小弥散分布于铁素体晶界或晶粒内部，具有高强度和高韧性，产品满足工程技术要求，并成功应用于西气东输西线重大管道工程，有力支撑了国家重大管道工程的建设。

本文摘自《中国冶金》2023年第11期