高強高韌性管線鋼的開發

曹文俊

（佛山職業技術學院機電工程系， 廣東 佛山 528137）

管線運輸是長距離輸送石油、天然氣最經濟合理的方式。近年來隨著石油、天然氣需求量的增加，管線鋼的市場需求也越來越多。為了提高輸送效益，降低能耗、減少投資，長距離輸送管線向高壓、大口徑方向發展。但因工作壓力增高、服役條件苛刻，對管材的強度和韌性提出了更高的要求。因此，研究開發高強度、高韌性的管線鋼有著重要意義。

1 試件工藝參數控制及力學性能

1.1 化學成分及生產工藝參數

1 號鋼板生產采用的坯料尺寸為150 mm×2 280 mm×3 180 mm，軋制成品尺寸為14.4 mm×2 800 mm×24 000 mm，兩倍尺；2 號鋼板生產采用的坯料尺寸為150 mm×2 870 mm×3 730 mm，軋制成品尺寸為14.4 mm×2 800 mm×37 000 mm，三倍尺。

坯料化學成分如表1 所示。

表1 化學成分（質量分數） %

軋制及冷卻工藝參數如表2 所示。

表2 軋制及冷卻工藝參數

由表2 可知：1 號鋼板除終軋溫度和開冷溫度外，其他工藝參數均滿足產品工藝設計要求。2 號鋼板均滿足產品工藝設計要求。

1.2 力學性能及落錘性能

鋼板力學性能及落錘性能指標情況如表3 所示。

表3 鋼板力學性能及落錘性能

從表3 可知：兩種工藝的鋼板強度、延伸率以及沖擊功都符合技術要求，但1 號鋼板的第一塊試樣在-10 ℃下的落錘性能測試不合格。

2 微觀組織分析

對1 號板取樣進行顯微組織分析。圖1 為鋼板表面組織，從圖1 中可以看出，鋼板表面以多邊形鐵素體為主，伴有少量的珠光體，珠光體是管線鋼中一種有害于韌性的組織，隨著珠光體含量的增加，材料的韌性降低。組織中未見針狀鐵素體，這也意味著鋼板沒有良好的落錘性能。

圖1 1 號鋼板表面組織

下頁圖2 為1 號鋼板試樣心部組織，從圖2 中可以看出，心部為粒狀貝氏體，呈現偏析狀態，這主要是鑄坯所帶來的，鑄坯的偏析度越大，軋制時越容易形成帶狀組織，這對落錘性能是不利的。帶狀組織間的鐵素體晶粒存在異常長大現象，并有大量顆粒狀的M/A 島形成。帶狀組織間的鐵素體晶粒大的有10～12 μm，小的有2～3 μm，顆粒狀的M/A 島大的有6～7 μm，小的有1～2 μm。

圖2 1 號鋼板心部組織

通過進一步觀察可發現，心部鐵素體基體中形成了含有Nb、Ti 的析出物，尺寸在100 nm 左右，如圖3 所示。在管線鋼中應盡量避免碳化物的存在。研究表明[1]：碳化物雖然對鋼板強度的提高有好處，但會降低鋼板沖擊韌性，更會降低落錘剪切面積。

圖3 鋼板心部析出物組織

目前，X65～X80 管線鋼的強化措施主要采取針狀鐵素體內的高密度位錯及亞結構來實現，不允許采用第二相強化。尺寸較大、分布集中且有棱角的“塊狀”“尖狀”M/A 島對落錘性能也會產生不利影響[2]。

2.1 厚度方向組織差異分析

根據顯微組織分析顯示，1 號鋼板試樣表面是冷速較低的鐵素體+珠光體，而心部則是冷速較高的粒狀貝氏體，原因分析如下：

1）從工藝布置上看，軋機中心線距離超快冷入口近70 m，鋼板從軋機行進到超快冷入口，有一段空冷的過程，溫降近30 ℃。根據CCT 曲線（見圖4）和實際組織判斷，在軋后空冷階段，由于終軋溫度低，板坯表面已經進入先共析鐵素體相變區，在板坯進入冷卻區前，就已經發生了鐵素體轉變。

圖4 CCT 曲線

2）板坯心部因溫度較高，在空冷階段只有部分鐵素體發生了轉變，導致未發生轉變區域富集了更多的C、Mn 等元素，進入UFC 冷卻區后，在大冷速條件下轉又變為M/A 組織。先共析鐵素體在空冷條件下提前轉變，最終導致組織中無法形成針狀鐵素體。這種厚度方向的組織差異也會惡化DWTT 性能。

3）由于板坯上下表面冷卻條件不一致，導致上表面和下表面組織也有差異（見圖5）。圖5-1 為下表面組織，圖中大結節結構是原始奧氏體晶粒經過快速冷卻后形成的。通過與上表面組織進行對比，發現下表面的鐵素體轉變量明顯小于上表面，這主要是因為上表面存在未吹掉的軋輥冷卻水的殘余水，上表面空冷時轉變的奧氏體量較多，下表面較少，未轉變的奧氏體晶粒在進入UFC 冷卻后形成了具有珠光體特征的大晶粒結構。

圖5 上下表面組織對比

2.2 心部帶狀組織的形成過程

在連鑄的凝固過程中，合金元素在固液間的配分關系導致了固體中合金元素在固體中的不均勻分布。合金元素（Mn、Nb 等）從最先形成的δ 鐵素體的樹枝晶中排到液體中，在板坯的中央和樹枝晶的間隙處富集，如下頁圖6 所示。

圖6 鑄坯凝固過程

在軋制前的加熱過程中，鋼中組織的奧氏體化只能在一定程度上緩解合金偏析現象，但是不能完全消除合金的富集。Fisher 等人曾指出[3]，在1 250 ℃下保溫35 h，只能消除約50%的元素偏析。在軋制過程中，奧氏體晶粒被軋扁，形成了帶狀的偏析層，如下頁圖7 所示。

圖7 帶狀組織形成過程

Mn 對于偏析有較大的影響，Mn 能降低C 的活度，影響C 的擴散能力，同時作為奧氏體穩定元素，可降低Ar3 溫度。在較低冷速下，先共析鐵素體優先在低Mn 區形核。形核地點優先選擇四晶粒交匯點、三叉晶界處和晶界面等位置。鐵素體沿晶界生長，最終在低Mn 區形成鐵素體帶。在鐵素體長大的過程中，不斷將C 排到高Mn 區。隨著在UFC 冷卻過程中溫度的迅速下降，高Mn 和高C 區的奧氏體來不及發生轉變，以馬氏體或者殘余奧氏體的形式保留到室溫，形成M/A 島，偏析層最終形成帶狀組織。

3 影響落錘性能的原因及改進措施

通過顯微組織的分析，結合現場實際情況，全面梳理了整個生產流程，從幾個方面進行改進。

3.1 原料

1 號鋼板采用橫-縱軋模式，由于鋼坯加熱均勻性差、水梁印嚴重，加上強度高、軋機能力偏弱，導致軋制過程困難、軋制速度慢、溫降快，終軋溫度不能得到保證。針對此問題，軋線采用調整料型的方式以順應產品尺寸，采用全縱軋制法，可有效提高軋制速度，減少溫度損失。此外，坯料設計時應延長母板尺寸，倍尺數由兩倍尺改為三倍尺，提高收得率。成分方面，加入一定Cr，可以降低臨界冷卻速度，提高鋼的淬透性，提高鋼板的強度，同時還可提高鋼板的耐腐蝕性能。加大Mo 元素添加量，可進一步細化鋼的晶粒，提高鋼的強度和韌性。

3.2 加熱

1 號鋼坯在推鋼式加熱爐中加熱，板坯均勻性差，不利于軋制，所以將以2 號鋼坯為代表的鋼坯由推鋼式爐改為步進式爐進行加熱，同時優化調整加熱時間與加熱溫度，保證鋼坯溫度及溫度均勻性，為軋制提供良好的初始條件。

3.3 軋制

現場實際生產過程中，終軋溫度出現過低現象（720 ℃甚至更低），從前述分析可知，在軋后空冷段，鋼板表面已經進入先共析鐵素體相變區，在鋼板進入冷卻區前已經發生鐵素體轉變，最終形成多邊形鐵素體為主的組織，這不利于DWTT 性能。因此，應盡量提高終軋溫度，保證冷前少發生多邊形鐵素體的轉變。

排產時合理安排輥期，提高粗軋開軋溫度，適當降低精軋開軋溫度，調整軋制壓下量，減少粗、精軋道次，優化除鱗道次，提高終軋溫度，保證軋制板形良好，為后續冷卻創造良好條件。經過軋制工藝的改進，最終終軋溫度可保持在750 ℃左右，開冷溫度穩定在720 ℃左右，保證了冷卻前奧氏體的量，為DWTT 性能提高提供了先決條件。

3.4 冷卻

因冷卻工藝窗口較窄，加上冷卻溫度低，用水量要求大，極易因流量波動導致溫度偏離窗口期，最終導致DWTT 達不到要求。因此在生產前，應對集管進行標定，保證每組流量精度；冷卻過程中，微調輥速與集管開啟方式，根據現場板形微調水比，利用頭尾遮蔽及水凸度等功能，保證冷卻溫度適中及整板冷卻均勻性。同時，為了緩解冷卻前上下表面冷卻條件的差異，解決性能和板形問題，生產中采用大水比模式，同時降低頭尾的冷卻強度，這樣可降低冷卻工藝對鋼板性能的影響，同時保證了鋼板的平直度。

4 結論

1）實踐表明：由于軋線設備因素，鋼板軋完后溫度已接近甚至低于相變開始溫度，生成了大量的多邊形狀鐵素體及珠光體，以至于后續冷卻過程中生成細小鐵素體及針狀鐵素體的相變動力及原始奧氏體數量不足，鋼板DWTT 不合格；同時，由于進冷卻區前，上下表面組織有差異，以致按正常的水比進行工藝設計時，鋼板龜背嚴重，平直度較差，不能滿足交貨要求。

2）通過采取全縱軋、搶溫軋制、大水比等措施，適當使用遮蔽的策略進行生產，有效解決了鋼板生產中的難題。