連鑄枝晶偏析對X80管線鋼力學性能的影響

劉振偉，田 鵬，王志太，孫 宏，李 濤，宗秋麗

（中國石油集團渤海裝備制造有限公司 華油鋼管公司，河北 青縣 062650）

0 前 言

隨著石油、天然氣工業的發展，對管線鋼的需求量不斷增加，有關管線鋼質量標準的要求越來越高，然而在管線鋼的煉鋼和軋鋼過程中，極易出現煉制和軋制缺陷，給鋼管制造和使用性能造成影響。管線鋼在連鑄過程中易于出現枝晶偏析現象，多項研究表明：鑄坯的中枝晶偏析是造成板材帶狀組織的根本原因[1-2]。含Mn的碳素結構鋼連鑄坯在凝固過程中極易形成Mn的枝晶偏析，導致鋼板中心形成嚴重的帶狀組織缺陷，對鋼板的力學性能、成形性能和斷裂行為均會產生顯著的影響[3]。對冷軋鋼板而言，帶狀組織的存在，將會使材料顯示出強烈的各向異性能，造成深加工時的不均勻變形，即沿板寬方向上縱向纖維延伸不一致，形成二次變形[4]，甚至在應力集中處萌生裂紋源[5]，影響最終產品的使用性能。某生產線生產的含Mn碳素管線鋼鋼帶由于帶狀組織缺陷，在管線鋼入廠檢驗時經常出現沖擊韌性不合格現象，筆者對造成力學性能不合的原因進行了研究，同時分析了偏析帶對其他力學性能的影響，如拉伸性能、DWTT斷口形貌和爆破試驗斷裂位置等，旨在為管線鋼入廠檢驗和鋼管服役性能提供可靠的技術支持。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本研究采用X80螺旋埋弧焊管和原料卷板作為試驗材料，原料卷板的化學成分見表1。

表1 X80卷板化學成分%

1.2 試驗方法

圖1為卷板到鋼管成型示意圖，軋制方向與環向呈30°角，與軸向呈60°角。為方便對比，沖擊、拉伸、落錘試驗試樣均取同一爐鋼卷和鋼管，原料取自距料頭大于1m、板寬1/4處和1/2處，沿軋制方向成30°方向，取樣位置如圖2所示。

圖1 鋼管成型示意圖[6]

圖2 同一爐鋼卷和鋼管實際取樣位置

由于爆破管爆裂位置處于母材，本研究金相試樣取自爆裂斷口母材上。用鋸床分別從鋼管、原料上截取對應位置金相試樣，經銑床、磨床磨平后，分別用砂紙和拋光機拋光。將拋光后的金相試樣在3%硝酸酒精溶液中腐蝕3～5 s。

2 試驗結果與分析

2.1 沖擊性能

原料入廠檢驗時，出現不同程度的夏比沖擊韌性不合格現象，對應同一爐鋼管性能均合格。圖3為母材的沖擊不合試樣形貌。從圖3的沖擊斷口形貌可以看出，沖擊斷口斷裂面存在明顯的放射條紋，放射源處即為裂紋起裂點，通過3%硝酸酒精侵蝕沖擊試樣的V形槽所處的表面，酸蝕后的試樣表面用肉眼即能觀察到一條沿試樣長度方向分布的黑線，且呈現斷續狀，該黑色線條即為偏析帶（由于相機拍攝不出偏析帶，所以采用兩條虛線代替偏析帶所處位置）。黑色偏析帶所處的位置剛好與起裂點在一個平面上。

圖3 母材沖擊試樣及斷口形貌

圖4 鋼板及鋼管的夏比沖擊功對比

表2 鋼板及鋼管的夏比沖擊試驗結果

鋼板及鋼管的夏比沖擊試驗結果見表2，鋼板及鋼管的夏比沖擊功變化及對比如圖4所示。從表2可以看出，同一位置上，其中原料板寬的1/2和1/4處-40℃沖擊功平均值分別是54 J和27 J，而鋼管分別為257 J和183 J；原料（料尾）沖擊功明顯低于鋼管沖擊功，其他對應部位同一溫度下的沖擊功相差大多也在100 J以上。原料（料尾）板寬1/4處的沖擊吸收功要低于1/2處，這是由于原料取沖擊樣的位置一般都在料尾（外圈）部位，而這些部位往往具有化學成分、組織不均勻性，鋼管沖擊樣一般取樣都在對應料的中間部位，鋼帶中間部位相對料頭或者料尾成分、組織等相對均勻。結構鋼板帶熱軋（包括熱連軋和中厚板）生產中，易在鋼板中出現帶狀組織，具有帶狀組織的鋼板力學性能呈各向異性，帶狀組織嚴重降低斷面收縮率和沖擊韌性，易發生層狀撕裂，同時嚴重影響鋼板的Z向和橫向力學性能。

一般而言，引起熱影響區韌性降低的因素有3類：粗晶脆化、組織脆化和粗晶熱影響區兩相區脆化。因此，有必要對焊縫及熱影響區組織進行金相觀察分析。圖5為原料鋼板、鋼管不同位置金相組織分析結果。

圖5 鋼板、鋼管不同位置金相組織對比

從圖5可以看出，在料尾1 m位置板寬1/4處帶狀組織能見3條以上連續的硬相組織，且集中分布呈帶狀，帶寬最大300μm以上；料尾的1/2處寬帶組織僅能看到一條，帶寬約150μm。這種帶狀組織的出現，將嚴重降低材料的沖擊韌性。在鋼管上未發現任何帶狀組織，組織較為均勻，表現出良好的沖擊韌性。

將原料板寬1/4處帶狀組織放大到1 000倍之后發現：其為極細板條馬氏體為主的組織結構，而對應正常X80管線鋼組織為針狀鐵素體。為了清晰觀察偏析帶的形貌特征和成分偏析情況，對金相試樣在掃描電鏡下觀察，觀察結果如圖6所示。從圖6可以清晰地看出板條馬氏體極細的板條輪廓，其間夾雜著大顆粒Nb和Ti的析出物。大顆粒夾雜和板條馬氏體的存在將造成材料沖擊韌性偏低或成為沖擊斷裂的起裂源。

圖6 偏析帶掃描照片及能譜分析結果

2.2 拉伸性能

為了全面了解偏析帶對鋼管母材力學性能的影響，分別對原料和鋼管母材進行了拉伸試驗，試驗結果見表3。從拉伸性能上看，原料經過成型、擴徑、靜水壓等制管工序之后，鋼管對應板寬1/2和1/4處屈服強度均有不同程度的提升，同一位置鋼管上屈服強度略有上升，抗拉強度變化規律不明顯。因此，帶狀組織對拉伸性能影響不大。

表3 鋼板及鋼管拉伸性能試驗結果

2.3 DWTT試驗結果

圖7為DWTT斷口形貌及斷口附近金相組織。從圖7可以看出，正常斷口處以韌性撕裂為主，斷口壁厚中心平滑，異常斷口也表現為韌性撕裂，但斷口壁厚中心出現大的裂口。從金相照片中進一步發現：正常斷口附近為典型的針狀鐵素體型組織結構，斷口附近壁厚中心偏析現象不明顯，無裂紋存在；異常斷口附近壁厚中心偏析嚴重，以板條馬氏體為主，其間零星夾雜著大顆粒的夾雜物，裂紋徑直沿偏析帶方向發生并擴展。

圖7 DWTT斷口形貌及斷口附近金相組織

2.4 爆破試驗結果

圖8為鋼管爆破斷口側面宏觀形貌。從圖8爆破試驗斷口位置看，斷口處于母材上，且在斷口處出現明顯的縮頸現象，壁厚中心線上有一條明顯的黑色帶一直延伸到斷口。

圖8 鋼管爆破斷口側面宏觀形貌

圖9為鋼管爆破斷口偏析帶組織的分布情況。從圖9可以看出，偏析帶基本貫穿整個金相試樣，延伸到斷口，且在斷口附近的偏析帶上分布著規則的方形孔洞。方孔的4條邊均與母材壁厚中心線呈45°夾角，極有可能是最大剪切應力作用的結果；孔洞周圍組織被拉長，且在孔洞周圍變形流線發生了扭曲；孔洞內部仍然為基體組織，偏析帶某些區域出現夾雜連續分布現象，夾雜物為Ti的析出物，夾雜周圍為孔洞，說明夾雜物的出現降低了該區域的組織均勻性，成為應力集中地帶，在后續水壓爆破試驗過程中，極有可能從偏析帶上的夾雜物處首先起裂。

圖9 鋼管爆破斷口偏析帶組織

文獻[7-10]分析表明：亞共析鋼的帶狀組織是鋼坯（或鋼錠）澆注凝固過程中形成的枝晶偏析，在熱加工時延伸成鐵素體和珠光體交替的條帶。帶狀組織主要是由于連鑄坯（或鋼錠）在澆注凝固過程中枝晶組織帶來的Mn和Si等的合金元素偏析造成的，其認為Mn偏析的影響更大。凝固枝晶組織中，枝間Mn含量較高，枝干處Mn含量相對較低。在熱軋過程中，凝固枝晶組織因變形而發生扭轉、破碎和延伸拉長，而由于加熱和軋制過程中Mn偏析保留下來或沒有完全消除，造成軋后鋼板在冷卻相變前的奧氏體中形成貧Mn帶和富Mn帶。研究認為，組織帶狀分布的根源是成分帶狀分布。由于Mn是奧氏體穩定性元素，貧Mn帶和富Mn帶Ar3溫度不同，軋后冷卻時奧氏體中的貧Mn帶將首先發生鐵素體轉變，使得過飽和析出的C原子逐步向富Mn帶擴散，即Mn的偏析會引起奧氏體相變過程中C的再分配，C由貧Mn帶向富Mn帶擴散，從而形成貧C帶和富C帶，進而增加了過冷奧氏體的穩定性。如果軋后冷卻時在富Mn帶溫度尚未達到Ar3之前，擴散的C原子就到達了富Mn帶的位置，會進一步抑制該處的鐵素體轉變，使得富Mn帶奧氏體最后發生珠光體轉變（緩冷）或馬氏體轉變（高冷速）。因此，成分帶狀分布的結果造成了相變后鋼板中珠光體或馬氏體組織，由于軋制后期冷卻速度較快，所以最后組織為馬氏體為主的混合組織。本試驗金相試樣偏析帶上以板條馬氏體為主的組織結構，其間夾雜著大顆粒Nb和Ti的碳氮化物。

3 結 論

（1）對于X80卷板，枝晶嚴重偏析部位出現在料尾1m范圍內，其中板寬1/4處和1/2處均出現不同程度的因枝晶偏析產生的帶狀組織，帶狀組織是引起料尾沖擊韌性較低的主要原因，表現為帶狀組織是馬氏體為主的脆性組織，并伴有較多Nb的大顆粒析出物。料尾板寬1/4處帶狀組織較1/2處寬，并且出現3條以上連續硬帶組織；料尾板寬1/4處沖擊韌性比1/2處差。對應原料中間位置（鋼管的對應料板寬1/4處和1/2處）未發現任何帶狀組織，組織較為均勻，表現出良好的沖擊韌性。

（2）本研究中X80卷板帶狀組織對屈服強度和抗拉強度影響不大。

（3）偏析帶影響X80卷板DWTT沖擊形貌，偏析嚴重區域落錘斷口沿板厚中心開裂，宏觀上表現為DWTT斷口厚度方向的一條較深裂口。

（4）X80鋼管母材偏析嚴重區域將成為爆破試驗爆裂的裂紋源。

4 建 議

（1）減少鑄坯中的枝晶偏析程度，是解決或減輕帶狀組織的最有效手段。通常連鑄坯由柱狀晶區（由枝晶構成）和等軸晶區組成，擴大等軸晶區范圍，能有效減輕枝晶偏析。連鑄實踐中常采用鋼水過熱度控制、電磁攪拌和控制冷水等措施來減小柱狀晶區寬度，增加等軸晶區寬度。

（2）終軋溫度（被認為是對帶狀組織控制最為關鍵的參數）以800℃為宜。

（3）軋后冷速速度應大于臨界冷卻速度。

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