厚板管線鋼DWTT性能的影響因素

蘇大雄，朱春生，王 波

（寶山鋼鐵股份公司制造管理部，上海201937）

厚板管線鋼DWTT性能的影響因素

蘇大雄，朱春生，王 波

（寶山鋼鐵股份公司制造管理部，上海201937）

為了進一步研究軋制工藝對厚板管線鋼DWTT性能的影響，以X70、X80管線鋼為研究對象，在不同板坯加熱制度、控制軋制工藝和控制冷卻工藝條件下，對厚板管線鋼進行了DWTT性能試驗，統(tǒng)計分析了軋制工藝參數(shù)對DWTT韌性剪切面積SA的影響規(guī)律。結(jié)果表明，要保證剪切面積SA在85%以上，板坯加熱溫度為1 150～1 180℃，板坯加熱時間控制在5～8 h較為合理；在高溫變形的粗軋階段，必須保證在較低的粗軋溫度下采用大變形量，單道次變形量大于5%較好；在低溫控軋階段，開軋溫度為740～820℃，終軋溫度為740～780℃為較優(yōu)選擇；冷卻工藝根據(jù)實際情況與控軋工藝相匹配，冷卻速度為25～30℃/s或45～50℃/s，開冷溫度為720～800℃，終冷溫度為450～550℃較為合理。

管線鋼；加熱制度；TMCP；DWTT韌性剪切面積

Abstract:In order to further research the influence of rolling process on thick plate pipeline steel DWTT property,taking X70 and X80 pipeline steel as research object,under the condition of different slab heating system,control rolling and control cooling technology,the DWTT property test for thick pipeline steel was conducted,and the influence rule of rolling technological parameters on DWTT ductile shear area SAwas analyzed.The result showed that in order to ensure the SAover 85%,the reasonable heating temperature and time range is 1 150~1 180℃and 5~8 hours respectively;during rough rolling range of high temperature deformation,It must guarantee that the large deformation is adopted at the lower roughing temperature,the single pass deformation amount is greater than 5%;In the low temperature control rolling stage,the preferable start and end finish rolling temperature range is 740~820℃and 740~780℃respectively;the cooling process matches the rolling process according to the actual situation,the preferable start and end cooling temperature is 720~800℃and 450~550℃,and cooling rate is 25~30℃/s or 45~50℃/s.

Key words:pipeline steel;heating system;TMCP;DWTT ductile shear area

隨著人類對石油、天然氣的依存度越來越高，長輸油氣管線使用的焊管壁厚、直徑及其輸送壓力不斷提高，因此對管線鋼的強度及韌性要求也隨之提高[1]。

DWTT試驗[2]作為評價脆性斷裂和延性斷裂的重要方法在管線鋼的韌性評價中應用非常廣泛。DWTT試驗中將試樣韌性剪切面積SA作為管線鋼止裂的韌性判斷標準。目前DWTT試驗已被列為管線鋼性能驗收標準的必檢項目[3]。

本研究從厚板的加熱工藝，軋制工藝、冷卻工藝、鋼板壓下比（變形量）及鋼板成品厚度等方面分析了DWTT韌性剪切面積SA的變化趨勢，以期發(fā)現(xiàn)影響管線鋼DWTT的軋制工藝因素，進而對現(xiàn)有管線鋼鋼種的開發(fā)、使用和降低成本等起到指導作用。

1 試驗用鋼的化學成分及其鋼板厚度

本研究繼續(xù)以X70和X80管線鋼為研究對象，在《成分對管線鋼DWTT性能的影響》[4]研究理論基礎上，選擇符合DWTT韌性剪切面積SA≥85%條件的管線鋼。該管線鋼的化學成分見表1。同時，結(jié)合寶鋼集團公司的實際生產(chǎn)情況，最終確定選擇試驗用管線鋼板的厚度范圍為 15.0～30.0 mm。

表1 試驗用管線鋼的化學成分 %

2 板坯再加熱對DWTT性能的影響

一般來講，板坯的再加熱制度主要是對板坯的鑄態(tài)組織加熱至Ac點以上進行重新奧氏體化的過程。該過程中的加熱溫度高低直接影響著管線鋼奧氏體中合金元素的溶解含量和均勻性，且隨著加熱溫度的升高，奧氏體中的微合金元素的含量增加，奧氏體的穩(wěn)定性也隨之增加。

本研究以寶鋼集團公司生產(chǎn)的15.0～30.0 mm厚X70和X80管線鋼為對象，統(tǒng)計分析了加熱制度對管線鋼DWTT性能的影響，結(jié)果如圖1所示。

由圖1可見，加熱溫度在1 100～1 150℃范圍內(nèi)，隨著溫度的增加，管線鋼DWTT韌性剪切面積SA緩慢增加，但當溫度達到1 150℃后，SA迅速上升，1 180℃時達到峰值，之后在1 190℃時有所下降。這種變化是由于含Nb、V、Ti等的管線鋼在某個較低溫度范圍內(nèi)時其晶粒比較均勻，鋼中存在大量未溶的Nb（C，N）和V（C，N）等粒子，這些粒子釘扎了奧氏體晶界，在加熱過程中有效阻止了奧氏體晶粒的長大，并對原始奧氏體進行分割，起到細化晶粒的作用；當加熱溫度超過某個溫度時，由于Nb（C，N）和V （C，N）等粒子在鋼中大量溶解，使得其對奧氏體的釘扎作用減小，晶粒迅速長大。張志波等[5]研究表明，Nb的質(zhì)量分數(shù)約為0.046%時,管線鋼在均勻加熱溫度1 150℃以下加熱，奧氏體晶粒長大速率很小，平均奧氏體晶粒尺寸均在25 μm以下；當加熱溫度在1 150℃以上時，雖然晶粒長大，但在1 160℃和1 180℃時幾乎沒有找到100 μm以上的粗大晶粒；即使溫度到了1 200℃，100 μm以上的粗大晶粒也僅占1%左右；加熱溫度到了1 210℃時，100 μm以上的粗大晶粒所占比例突增至3.8%；之后，隨著溫度的升高，100 μm以上粗大晶粒所占百分比繼續(xù)增加，到了1 220℃和1 240℃時，100 μm以上晶粒所占比例分別增至4.1%和5.8%。

圖1 均勻加熱溫度對DWTT性能的影響

喬寧[6]研究表明，當加熱溫度上升到1 300℃時，由于試驗鋼中大部分微合金碳化物、氮化物和碳、氮化物的溶解，致使奧氏體晶粒度達到3級。晶粒度平均超過100 μm表明此時奧氏體晶粒已明顯粗化，因而材料的韌性明顯惡化。另外，喬寧還提出了平均晶粒尺寸與加熱溫度的關(guān)系， 即 D=1.63×105exp（－1.13×10／T）， 其中 T 為板坯均勻加熱溫度。

目前國內(nèi)外文獻還未系統(tǒng)分析加熱時間對DWTT性能的影響，因此，筆者對加熱時間與DWTT性能之間的關(guān)系也進行了回歸分析，結(jié)果如圖2所示。由圖2可見，加熱時間在250～450 min以內(nèi)，隨著加熱時間的增加，SA逐漸增加；當加熱時間超過450 min時，SA隨著時間增加而降低；加熱時間達到600 min時，出現(xiàn)了SA＜85%的情況。其原因與加熱溫度提高的原因一致，但加熱時間對于原始晶粒度增大的影響更小一些，故加熱時間對于DWTT性能的影響更為緩慢一些。

圖2 在爐時間與DWTT性能的關(guān)系

為了綜合分析加熱溫度和時間對于DWTT性能的影響，引入Larson-Mill參數(shù)LMP，并研究LMP與SA之間的關(guān)系。

式中：T—均勻加熱溫度，K；

t—均勻加熱時間（T大于900℃以上的時間）， h；

C—常數(shù)，一般取20。

將均勻加熱溫度與時間帶入公式（1），就可回歸得出LMP與SA之間的關(guān)系，結(jié)果如圖3所示。由圖3可見，當LMP為28 700~29 400，隨著LMP的增大，SA也隨之迅速增大。當LMP達到29 500以上至30 500的范圍時，SA基本保持穩(wěn)定，但當LMP超過30 500時，SA開始下降。

圖3LMP與DWTT性能的關(guān)系

綜上可見，如果要保證SA穩(wěn)定，必須合理匹配板坯均勻加熱溫度和時間，同時利用Larson-Miller公式測算溫度和時間的累計效應。研究結(jié)果表明，LMP控制在29 500～30 500，板坯均勻加熱溫度控制在1 150~1 180℃，時間控制在 300～480 min（5～8 h）時， 管線鋼 DWTT 的性能比較穩(wěn)定。

3 控制軋制對管線鋼DWTT性能的影響

管線鋼在厚板工序一般通過控制軋制+控制冷卻，即熱機械控制工藝TMCP（thermo mechanical control process）技術(shù)來保證性能?？刂栖堉疲╟ontrol rolling）與普通軋制（as rolled）不同，控制軋制不僅通過軋制得到需要的鋼板尺寸，最主要的是通過鋼的形變強化充分細化晶粒、改善組織?？刂栖堉茖嶋H上是鋼材高溫形變熱處理的一種形式。控制軋制中的組織演變過程及相應的微觀組織如圖4所示。

高惠臨[7]及T Tanaka等[8]指出控制軋制一般分為三個階段：①奧氏體再結(jié)晶階段（＞1 000℃），這一階段奧氏體變形和再結(jié)晶同時進行，因再結(jié)晶而獲得的細小奧氏體晶粒，將導致鐵素體晶粒細化；②奧氏體非再結(jié)晶階段（950℃~Ar3），在這一溫度階段軋制使奧氏體晶粒拉長，變形晶粒不再結(jié)晶，而是沿著軋制方向長大，形成大量滑移帶和位錯，合金元素的碳化物優(yōu)先從這些部位析出，而且主要沿著奧氏體晶界析出，這可以阻止晶粒長大，因而相變后的晶粒更細更均勻（見圖5），鐵素體含量增加；③兩相區(qū)（γ+α）軋制階段（Ar3～Ar1），在這一溫度范圍內(nèi)，奧氏體和鐵素體均發(fā)生變形，形成亞結(jié)構(gòu)，亞晶強化使強度進一步提高。

圖4 控制軋制中的組織演變過程及相應的微觀組織示意圖

圖5 粗軋溫度對奧氏體再結(jié)晶晶粒尺寸的影響

有關(guān)研究表明[8]，控制軋制第一個階段奧氏體在接近溫度區(qū)間內(nèi)變形是為了避免粗大奧氏體晶粒的出現(xiàn)，在高溫區(qū)必須給予大的變形量，使變形晶粒完全結(jié)晶，才能得到均勻的奧氏體。為了得到更細的奧氏體晶粒，必須保證在較低的粗軋溫度下采用大變形量，這主要是由于含Nb微合金化鋼的臨界形變量和初始奧氏體晶粒大小有更大的相關(guān)性。由于小于臨界形變量的形變會引起應變誘發(fā)晶界的遷移，從而導致粗大晶粒的形成，所以在奧氏體再結(jié)晶區(qū)一般采用大的道次形變量（單道次變形量在5%以上為最好），以增加奧氏體再結(jié)晶數(shù)量，阻止應變誘發(fā)晶界遷移，細化晶粒，以此來保證鋼的韌性。

控制軋制第二個階段，在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制時，從部分再結(jié)晶奧氏體晶粒生成的鐵素體是不均勻的，容易形成粗大的鐵素體晶粒和針狀組織，這種不均勻性對材料強度的影響不大，但對材料韌性的影響較大。奧氏體再結(jié)晶百分數(shù)隨變形溫度的升高而增加顯著，但隨變形量的增大而平緩增加，所以在生產(chǎn)中應盡量控制好第二階段的開軋溫度，適當增大道次變形量，使晶粒分布更為均勻，得到更理想的細小鐵素體晶粒，使鋼的屈服強度增加、脆性轉(zhuǎn)變溫度降低，并且韌性特別是低溫韌性得到明顯改善。

寶鋼集團公司15.0～30.0 mm厚鋼板精軋階段開軋和終軋溫度對DWTT性能的影響如圖6所示。由圖6（a）可見，開軋溫度在740～820℃范圍內(nèi)，SA變化不大；開軋溫度高于820℃時，隨著溫度的升高，SA呈下降趨勢。由圖 6（b）可見，終軋溫度在720～760℃范圍內(nèi)，SA呈現(xiàn)比較平穩(wěn)的上升趨勢；終軋溫度達到780℃后，SA開始下降，溫度達到820℃后，SA就降至90%以下。

圖6 精軋階段開軋和終軋溫度對DWTT性能的影響

由圖6可見，精軋階段開軋和終軋溫度對DWTT性能的影響趨勢基本一致，但終軋溫度在720～740℃時的SA反而比760℃時還低，這是因為本研究中所用材料的Ar3為720～740℃，也就是說，當終軋溫度達到750℃以下進入兩相區(qū)（γ+α）軋制時，也就進入了第三階段的軋制。在第三階段軋制過程中，再結(jié)晶區(qū)變形所得到的極限γ晶粒尺寸被未再結(jié)晶區(qū)的變形所突破。而未再結(jié)晶區(qū)變形時，當壓下量為60%～70%時達到晶粒細化的極限值，這個極限值只有在γ-α兩相區(qū)變形時才能突破。除了晶粒細化之外，兩相區(qū)變形對顯微組織及力學性能也產(chǎn)生了不同的影響，顯微組織伴隨著兩相區(qū)變形的變化見圖4（b）。隨著變形總量和終軋溫度的下降，鋼的屈服強度和抗拉強度提高，但是韌脆轉(zhuǎn)變溫度提高即吸收能量卻降低，這主要是由于在兩相區(qū)變形容易產(chǎn)生混晶組織，該組織是由等軸的α晶粒及“冷加工”的晶粒所組成，即由多邊形晶粒及亞晶所組成的混晶，變形的γ轉(zhuǎn)化為多邊形α，同時變形的α轉(zhuǎn)變?yōu)閬喚АＫ?，如果要獲得良好的DWTT性能，就要避免在兩相區(qū)內(nèi)進行的軋制變形，盡管此時軋制可以提高材料強度，但對于材料的韌性不利。

鋼板壓下比對DWTT性能的影響如圖7所示。由圖7可見，在壓下比（板坯厚度/最終成品鋼板厚度）在10～20的范圍內(nèi)，SA在89%～93%之間；當壓下比＞20時，隨著鋼板壓下比增大，SA提高到95%～100%?？梢婁摪宓目傋冃瘟吭酱髸r，其DWTT值也就越好。

圖7 鋼板壓下比對DWTT性能的影響

4 控制冷卻工藝對管線鋼DWTT性能的影響

控制冷卻[9]是鋼材在控制軋制后利用鋼材的熱量，通過合理的溫度和冷卻速率來提高和改善鋼板綜合性能的一種高效和經(jīng)濟的生產(chǎn)手段。由于鋼材經(jīng)過熱態(tài)軋制變形后，促使變形奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變溫度的提高，相變后的鐵素體晶粒容易長大，會造成力學性能降低。通過合理地控制軋后鋼材的冷卻工藝參數(shù)（開冷溫度、終冷溫度、冷卻速率），為鋼材相變作好組織準備，并通過控制相變過程的冷卻速率，細化鐵素體晶粒，減小珠光體片層間距，阻止碳化物在高溫下析出，以此來提高和改善鋼材的綜合力學性能和使用性能。

相關(guān)研究[10-12]結(jié)果表明，要想得到綜合力學性能良好的管線鋼，首先要獲得必要的以針狀鐵素體組織為主的混合型組織。為了得到這種混合型組織，就要有足夠的冷卻速度。試驗用X70鋼和X80鋼的動態(tài)CCT曲線如圖8所示[10-11]，其化學成分見表2。由圖8可看出，當冷卻速度在0.1～1℃/s時，組織類型為多邊形鐵素體以及少量珠光體，強度偏低且韌性較差；當冷卻速度為1～5℃/s時，形成的組織以多邊形鐵素體為主，這種組織強度偏低；當冷卻速度為5～15℃時，隨著速率的提高，針狀鐵素體組織變多并且越來越細；當冷速在15～40℃/s之間時，組織類型為準多邊形鐵素體、粒狀貝氏體，在以粒狀貝氏體為主管線鋼中，細小多邊鐵素體的存在使裂紋尖端產(chǎn)生較大的塑性變形，并使裂紋尖端的應力得到松弛，對裂紋的快速擴展起到了阻礙作用，從而提高韌性[13-14]。但是如果多邊形鐵素體含量越多，其“緩沖”作用消失，SA反而降低，并且屈服強度、抗拉強度等指標也難以保證，所以要想獲得較高的SA，基體組織需要含有15%左右的多邊鐵素體；冷卻速度大于40～50℃/s時，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w與貝氏體鐵素體的混合組織，即為針狀鐵素體，具有良好的強韌性；冷速再增大時，將得到全針狀鐵素體或貝氏體組織，韌性較差。

始冷溫度的選擇應該根據(jù)目標組織和實際的軋制和控制冷卻設備的狀況來設定。閆立超等[15]研究表明，始冷溫度越高，冷卻速度越快，獲得的貝氏體和針狀鐵素體的數(shù)量就越多，屈服強度和抗拉強度越高，綜合性能越好。始冷溫度過低，在快速冷卻之前有較多先析鐵素體形成，強度較低，可以用來控制鋼中的屈強比，同時獲得較好的DWTT性能，但必須控制先析出鐵素體的比例在3%～5%為好。終冷溫度決定著管線鋼的最終金相組織形態(tài)，抗拉強度一般隨著終冷溫度的降低而增加，屈服強度也隨之增加，降低終冷溫度會降低屈強比[8]。有研究表明[15]，DWTT性能在停止溫度500～550℃為最好，在400~600℃區(qū)間停止加速冷卻，鋼板可獲得良好的強韌性配合。

表2 試驗用X70鋼和X80鋼的化學成分

李少坡等[16]研究發(fā)現(xiàn)，對于22 mm厚X70管線鋼，隨著終冷溫度的升高，DWTT性能持續(xù)降低，當終冷溫度達到620℃以上時，已經(jīng)不能滿足SA大于85%的要求。主要原因是終冷溫度直接關(guān)系到組織中MA島的形態(tài)、尺寸、數(shù)量及分解產(chǎn)物，對管線鋼韌性的影響較大。MA島形態(tài)對強度的影響較小，隨形狀系數(shù)L/W（長比寬）的增大韌性惡化明顯。隨著MA尺寸減小，形狀規(guī)則、圓整及彌散分布的程度增加，管線鋼的低溫落錘和沖擊韌性大幅提高，MA尺寸在1 μm左右、形狀呈橢球狀、分布均勻、彌散時，X80鋼的落錘SA則在95%以上。

根據(jù)以上討論，對寶鋼生產(chǎn)的X70和X80管線鋼與DWTT性能之間的關(guān)系進行了回歸分析，結(jié)果如圖9所示。由圖9可見，始冷溫度在660～740℃的范圍內(nèi)，SA基本保持不變，但隨著始冷溫度繼續(xù)升高，SA呈明顯上升趨勢。終冷溫度在300～400℃的范圍內(nèi)，SA基本保持穩(wěn)定，當終冷溫度超過400℃后，SA持續(xù)上升，在550℃左右達到最高值；終冷溫度大于500℃以后，SA呈下降趨勢。冷卻速度與SA呈現(xiàn)U字形趨勢，在25～40℃/s的范圍內(nèi)，SA與冷速呈現(xiàn)負相關(guān)，原因可能主要是產(chǎn)生了較多的多邊形鐵素體，SA反而降低；在40～45℃/s的范圍內(nèi)，二者則呈現(xiàn)正相關(guān)關(guān)系，這與前面分析基本一致。

圖9 始冷溫度、終冷溫度及冷卻速度對DWTT性能的影響

5 結(jié) 論

（1）在板坯加熱階段，如果要保證SA穩(wěn)定，必須合理匹配板坯均熱溫度和加熱時間，同時采用Larson-Miller公式把溫度和時間的累計效應進行測算，LMP保證在29 500～30 500最為合理，板坯均熱溫度在1 150～1 180℃最為合理，板坯加熱時間控制在 300～480 min（5～8 h）內(nèi)最好。

（2）在控制軋制階段，①高溫變形的粗軋階段，為得到更細的奧氏體晶粒，必須保證在較低的粗軋溫度下采用大變形量，單道次變形量大于5%以上為最好；②精軋階段開軋溫度在740～820℃范圍內(nèi)，DWTT韌性剪切面積比例較高，但當開軋溫度大于820℃時，隨著溫度的升高，SA呈下降趨勢；③精軋階段終軋溫度以740～780℃為好，在720～760℃范圍內(nèi)，SA呈現(xiàn)比較平穩(wěn)的上升趨勢，但當達到780℃后開始下降，820℃后SA降至90%以下；④在720～740℃進入兩相區(qū)（γ+α）軋制容易產(chǎn)生混晶組織，造成SA反而隨著溫度上升而上升，所以精軋階段變形如果要保證DWTT性能，需要避開兩相區(qū)軋制；⑤當鋼板的總變形量（壓下比）越大時，其SA也越大，當壓下比大于20時，SA達到95%以上。

（3）在控制冷卻階段，①SA伴隨著開冷溫度呈現(xiàn)“先平后揚”的趨勢，即在660～720℃的范圍內(nèi)保持基本穩(wěn)定，當始冷溫度大于740℃時DWTT性能得到明顯改善；②要獲得高的DWTT韌性剪切面積，終冷溫度控制在450～550℃為宜，當達到550℃后，SA明顯下降；③冷卻速度為25～30℃/s或45～50℃/s時，能夠獲得比較高的DWTT韌性剪切面積。

（4）本分析只是基于數(shù)據(jù)分析的基礎上，根據(jù)各個廠家軋機和冷卻設備的不同，具體的加熱制度、控軋工藝、控冷工藝還需要具體討論和設定，本研究僅作參考。

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Influence Factors of Thick Plate Pipeline Steel DWTT Property

SU Daxiong,ZHU Chunsheng,WANG Bo
（Products&Technique Management Department of Baoshan Iron&Steel Co.,Ltd.,Shanghai 201937,China）

TE973.1

B

10.19291/j.cnki.1001-3938.2017.07.009

2017-03-30

修改稿

2017-06-12

編輯：謝淑霞

蘇大雄（1978—），男，甘肅定西人，高級工程師，現(xiàn)主要從事鋼鐵技術(shù)管理及高等級管線鋼產(chǎn)品的管理等工作。