关于X65M 管线钢冲击断口分离的控制与分析

王 军 管刘辉

（安阳钢铁集团有限责任公司）

0 前言

随着科技的发展、时代的进步,人们对石油、天然气等一些能源资源需求量越来越大，石油、天然气的运输安全问题也越来越引起大家的关注。管道运输因具有运输效率高、成本低的特点而被全世界广泛应用，作为油气管道运输的主要载体，对其各项性能指标的要求越来越严格，要求其在具有较高强度的同时还具有优良的韧性[1]。检验管线钢强度、塑性常采用拉伸试验、夏比冲击试验、落锤冲击试验和冷弯试验等方法，在断口处出现分离现象，一方面导致管线钢的韧脆转变温度降低，在低温环境下使用，沿断口分离方向裂纹扩展更容易，一旦起裂，裂纹较深长度较大[2]；另一方面降低了管道的承载能力，减少管线钢使用寿命，对于管线钢危害较为严重；典型的冲击断口分离形貌如图1[3]所示。

笔者通过对X65M 管线钢热轧过程工艺进行调整，分析其对冲击断口的分离影响作用，目的是降低X65M 管线钢断口分离比率，提高其机械性能和抗裂纹性能，降低管线钢开裂事故发生。

1 试验材料与方法

试验钢采用国内某大型钢厂生产的11.1 mm规格的X65M 管线钢热轧卷（制管前），依据GB/T229—2007 国家标准，通过夏比冲击试验来分析断口分离现象，因制管焊接工艺采用螺旋埋弧焊，取样方向选择沿轧制方向的45 方向，对应制管后的横向取样位，试样尺寸为 10 mm×10 mm×55 mm，冲击试样缺口为V 型缺口，深为 2.00 mm。在 Axiovert25 型蔡司显微镜下对试验钢进行金相组织观察，冲击试验后断口在 S-3400N 型扫描电镜进行宏观和微观断口扫描和分析，同时配合使用VUESTL2 X 射线能谱仪对断口内夹杂或析出物进行成分分析。其化学成分见表1。

试验钢在1 780 mm 热连轧轧机进行轧制。相关资料表明[4,5]，冲击断口分离与材料中心偏析及中心缺陷存一定的关联性[6]；且根据目前生产实践，轧制过程采用粗轧大压下量及高温轧制的方法对原始铸坯中心偏析和中心疏松等缺陷有良好的改善作用，更有利于铸坯中心疏松焊合以及减轻C、S、Mn、P 等元素偏析元素的集中分布，以此尽可能降低原始板坯中心缺陷对材料机械性能影响。基于此，加热采用统一的加热工艺，加热温度为1 250 ℃，保温时间为320 min，通过调整热连轧轧制工艺（增加粗轧道次压下率、提高精轧进出口温度）来对应分析X65M 试验钢冲击断口分离的程度，本次试验热轧工艺参数见表2。

表2 X65M 管线钢轧制工艺参数

2 试验结果与分析

2.1 冲击断口

在-65 ℃、-35 ℃、-20 ℃温度下，对1#试验钢、2# 试验钢、3# 试验钢分别进行了三组冲击试验,试验钢的冲击断口宏观形貌如图2 所示。

图2 冲击断口形貌（续）

从图2 可以看出，1#试验钢在-65 ℃断口分离最为严重，断口分离多出现在试样厚度方向的中心区域，分离裂纹多为单条状，长度为8 mm，宽度2.5 mm，深度为2 mm 左右，按照中国石油天然气集团公司管材研究所评级方法[1]为Ⅳ级，分离级别最高；在-35 ℃、-20 ℃断口分离依旧存在，随着温度的升高，断口分离稍有改善，但分离裂纹仍然较长较深，-35 ℃长度为8 mm，宽度为2.5 mm，深度为1.6 mm 左右，断口分离级别为Ⅳ级；-20 ℃长度为6.5 mm，宽度为2.4 mm，深度为1.8 mm 左右，断口分离级别为Ⅳ级。对比1#试验钢，2#试验钢粗轧模式采用0+5 模式，精轧温度提高20 ℃，断口分离明显得到改善，裂纹长度平均值降低到3.2 mm，宽度平均值降低到2.2 mm，深度平均值降低到1.3 mm。在低温（-65 ℃）下断口分离出现比例较高，达到80%左右，在-20 ℃断口分离比例降低到45%左右。与1#试验钢相比，3#试验钢粗轧模式采用1+3 模式，精轧温度提高40 ℃，平均道次压下量由原来的29%增加到44%，断口分离比例最低，为 20%左右；冲击断口很少出现较长、较深的裂纹，断口分离评级为Ⅱ级。从宏观表现可以看出，断口分离在低温下出现概率比较大，多为较长、较宽的裂纹，断口分离评级高。随着温度的升高，断口分离程度减少，断口分离评级降级，而随着冲击温度的降低，断口分离程度增加[7]。通过增大粗轧压下量和提高轧制工艺温度来改善X65M 管线钢C、Mn、S 等元素的中心偏析、中心疏松等缺陷，使得材料中心缺陷位置更加致密，偏析带分布更加均匀，增强了基体中心处的结合力[7,8]；以此降低中心偏析、中心疏松等缺陷在冲击断裂过程产生的中心裂纹生成及扩张，从而降低冲击断口分离比例。在-20 ℃时，断口分离比例由80%下降到20%以下，断口分离评级明显降低，在-65 ℃时分离评级由Ⅳ级降低到Ⅱ级。

2.2 金相组织

试验钢冲击断口处沿剖面宏观组织形貌和对应的中心显微组织如图3 所示。

图3 裂纹的显微组织形貌

从图3 可以看出，1#试验钢为原始工艺初轧模式，采用1+5 道次模式，精轧温度800～980 ℃，冲击断口分离起裂纹位置与实验钢的中心偏析带位置相对应，断口分离基本发生在偏析带位置[9]，并且中心偏析等缺陷带分布更为集中。2#试验钢，初轧模式采用0+5 道次模式，精轧温度8 20～1 000 ℃，断口中心存在明显裂纹，开口位置与中心偏析带位置对应，中心偏析等缺陷带分布有所改善，优于1#实验钢，但仍有明显中心开裂。3#试验钢，调整初轧模式（1+3 模式）并提高终轧温度到8 40～1 020 ℃，断口处组织均匀性更好，未有分离裂纹的出现，说明热轧过程采用粗轧大压下和高温轧制对实验钢的中心缺陷及裂纹开裂有明显的改善[10,11]，中心组织更加均匀，偏析带明显减轻。

2.3 冲击功曲线

冲击断口分离对试验钢冲击韧性有直接影响，随着断口分离评级的升高，冲击功有明显降低趋势；试验钢在不同冲击温度下的冲击功变化曲线如图4 所示。

图4 冲击功曲线变化

从图4 可以看出，2#试验钢和3#试验钢的冲击功明显高于1#实验钢的，在-20～-45 ℃，3#试验钢的冲击功为290～300 J，2#试验钢的冲击功为220～240 J，1#试验钢的冲击功为160～220 J。在-55 ℃温度下，实验钢的冲击功都相对较低，3#试验钢因断口分离比例降低，其冲击功明显高于2#实验钢和1#试验钢的，3#试验钢平均约为220 J，2#试验钢平均约为200 J,1#试验钢平均约为160 J；试验钢冲击试验温度越低，越接近其韧性脆性转变温度，因此冲击功下降更为明显[12,13]；通过以上分析断口分离对X65M 管线钢的冲击功有明显不利影响，减轻断口分离的材料其冲击功明显提升。

3 结论

（1）调整X65M 管线钢热轧工艺，将粗轧模式由1+5 调整到1+3 模式，精轧温度提高40 ℃，平均道次压下量由原来的29%增加到44%，断口分离比例由原来的80%降低到20%左右，冲击断口很少出现较长、较深的裂纹，断口分离评级明显降低，在-65 ℃时分离评级由Ⅳ级降低到Ⅱ级。

（2）调整X65M 管线钢热轧工艺，在降低断口分离比例的同时，改善了X65M 管线钢的冲击功。在-20-45 ℃冲击试验范围，冲击功由160～220 J提高到290～300 J；在-55 ℃冲击功由160 J 提高到220 J。

（3）通过增大热轧压下量和提高轧制工艺温度，改善X65M 管线钢中心偏析及中心疏松等缺陷，使得材料中心缺陷位置更加致密，偏析带分布更加均匀，增强基体沿厚度中心位置的结合力；以此降低中心偏析、中心疏松等缺陷在冲击断裂过程产生的中心裂纹生成及扩张，明显降低了X65M冲击断口分离比例，由81%降低到20%左右。