x80管線鋼-10020的沖擊性能試驗研究

x80管線鋼-10020的沖擊性能試驗研究

管道運輸是一條長距離輸送石油、天然氣的最經(jīng)濟、合理的運輸方式。為提高輸送效率、降低能耗和減少投資,管線用鋼向高強度、高韌性和優(yōu)良焊接性能的方向發(fā)展。隨著高寒地帶油氣田的開發(fā),管線的服役環(huán)境更加惡劣,對輸送管線的低溫韌性和韌脆轉(zhuǎn)變特性提出了更高的要求。材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度決定了材料低溫韌性的優(yōu)劣,是衡量材料韌脆性轉(zhuǎn)變傾向的重要指標(biāo),直接影響材料的應(yīng)用范圍,開發(fā)和應(yīng)用新材料均需要確定其韌脆轉(zhuǎn)變溫度。為保障管線的安全可靠性,在提高強度的同時,必須保證鋼材的韌性高于最低止裂韌性,為防止輸氣管線斷裂,要求鋼管始終處于韌性狀態(tài)工作,亦即鋼材的韌脆轉(zhuǎn)變溫度應(yīng)低于鋼管的工作溫度。工程結(jié)構(gòu)設(shè)計和安全評定主要使用沖擊韌性和斷裂韌度作為韌性指標(biāo),油氣輸送管線在高速加載下工作,其抗斷能力隨著加載速率的不同而變化,多承受沖擊載荷,因此,常用沖擊韌性來評價管線鋼的韌性。國內(nèi)外關(guān)于管線鋼沖擊韌性的研究主要集中在微觀組織對韌性的影響方面,關(guān)于高鋼級管線鋼沖擊韌性及韌脆轉(zhuǎn)變溫度影響因素的報道甚少。本文研究一種X80管線鋼在不同試驗溫度的沖擊韌性,確定了該鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度,分析了化學(xué)成分、晶粒尺寸、微觀組織、軋制工藝及斷口分層現(xiàn)象等對沖擊韌性和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響。1韌脆轉(zhuǎn)變溫度測定試驗用鋼取自工廠生產(chǎn)的X80寬厚板,表1為化學(xué)成分,包括Mn、Mo、Nb、Ti等微合金元素,鋼坯經(jīng)過再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)兩階段軋制,通過加速冷卻到相變溫度以下再空冷,最終厚度為22mm,組織為針狀鐵素體+少量M/A島,并含有部分粒狀貝氏體。采用“系列溫度沖擊試驗法”測定韌脆轉(zhuǎn)變溫度,按《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》(GB/T229-2007),采用10mm×10mm×55mm夏比V型缺口沖擊試樣。在NAI500F擺錘式?jīng)_擊試驗機上分別進行-100~20℃溫度的夏比沖擊試驗,間隔為20℃,低溫控溫介質(zhì)采用無水乙醇和液氮混合物,試樣在規(guī)定溫度溶液中保溫時間≥5min,以保證試樣表面與內(nèi)部溫度一致,用低溫?zé)犭娕紲y溫。采取縮短間隔時間和補償溫度的方法,保證沖擊時試樣溫度為預(yù)定溫度。每個試驗溫度用3個試樣,沖擊后的試樣經(jīng)無水乙醇浸泡,迅速吹干,利用POLYVAR-MET萬能顯微鏡和QUANTA200型掃描電鏡觀察斷口形貌。2試驗結(jié)果2.1溫度對沖擊功的影響表2為測得的不同溫度試樣的沖擊吸收功,由表可知,在整個試驗溫度范圍內(nèi),隨著溫度降低,沖擊功下降,特別是在-60℃降至-100℃的試驗溫度區(qū)間內(nèi),沖擊功急劇減小。2.2試驗溫度和溫度對試驗斷口形貌的影響圖1為不同試驗溫度對應(yīng)沖擊斷口的宏觀形貌。由圖可知,隨著試驗溫度的降低,斷口邊緣的塑性變形程度下降,斷口區(qū)域內(nèi)纖維區(qū)和剪切唇所占比例逐漸縮小,放射區(qū)比例不斷增大。圖1(a)為20℃的宏觀沖擊斷口,整個斷口呈暗灰色,只有纖維區(qū)和剪切唇兩個區(qū)域,斷口邊緣有比較大的拉邊,當(dāng)試驗溫度為-40~20℃時,宏觀斷口形貌相似。當(dāng)試驗溫度為-60℃和-80℃,斷口區(qū)域內(nèi)的纖維區(qū)和剪切唇有不同程度的降低,中部出現(xiàn)放射區(qū),斷口邊緣仍存在較小拉邊。當(dāng)試驗溫度下降到-100℃時,斷口齊平無拉邊,呈亮灰色并且具有強烈的金屬光澤,中部放射區(qū)特征非常明顯,纖維區(qū)和剪切唇所占比例很小。此外,在沖擊試樣斷口上出現(xiàn)了分層現(xiàn)象,如圖1(c)所示,-80℃的斷口分層程度特別嚴(yán)重,表現(xiàn)為垂直斷口表面,沿鋼板厚度方向的二次裂紋或分層,形態(tài)為一個較大的和多個較小的分層裂紋,主要集中在斷口纖維區(qū)內(nèi),分層裂紋的長度和張開角度均較大。當(dāng)試驗溫度高于-80℃時,隨著試驗溫度的升高,斷口分層程度逐漸降低,分層裂紋的數(shù)量、長度及張開角度均減小,而當(dāng)試驗溫度為-100℃時,沒有出現(xiàn)斷口分層現(xiàn)象。圖2為利用掃描電鏡觀察到的不同試驗溫度對應(yīng)的沖擊斷口形貌。由圖2可以看出,隨著試驗溫度的降低,沖擊斷口的韌窩尺寸和深度減小。試驗溫度為-40℃時,斷口形貌為拋物線狀韌窩,韌窩數(shù)量較多且分布均勻,當(dāng)試驗溫度降為-60℃時,如圖2(b)所示,斷口呈現(xiàn)較多較深的等軸韌窩,說明在斷裂前發(fā)生了較大的塑性變形;當(dāng)試驗溫度下降到-80℃時,斷口韌窩淺平細(xì)小且分布不均勻,如圖2(c)所示,出現(xiàn)了扇形解理花樣;試驗溫度降低至-100℃時,如圖2(d)所示,沖擊斷口明顯呈解理斷口形貌,整個斷面上幾乎觀察不到韌窩。圖3為利用掃描電鏡觀察到的-80℃試樣中間斷口分層處的微觀形貌,A為分層處垂直斷面與水平的交界處,B為分層處垂直斷面。由圖3可以看到斷口表面的韌窩(如A處所示),對應(yīng)韌性斷裂,而垂直斷面大部分為解理斷裂(如B處所示),對應(yīng)脆性斷裂,兩種斷裂方式存在于不同的斷裂面上,韌窩斷裂存在于試樣斷口平面上,解理斷裂存在于分層處垂直斷面。2.3試驗溫度對斷口剪切斷面率的影響試驗結(jié)果波圖4為根據(jù)沖擊斷口宏觀和微觀形貌測得的剪切斷面積率與試驗溫度的關(guān)系曲線。由圖可知,在-40℃~20℃試驗溫度區(qū)間,沖擊斷口剪切斷面率為100%,當(dāng)試驗溫度低于-40℃時,隨著試驗溫度的下降,斷口剪切斷面率降低,在-60℃為90%,在-80℃下降為64%,-100℃僅為8%。圖5為沖擊吸收功和脆性斷面率與試驗溫度的關(guān)系曲線。由圖5可知,以沖擊試樣脆性斷面率達(dá)到50%時判定韌脆轉(zhuǎn)變溫度FATT50為-84℃,以沖擊吸收功達(dá)到上平臺的50%時判定韌脆轉(zhuǎn)變溫度ETT50為-83℃,兩種方法確定的韌脆轉(zhuǎn)變溫度相差不大,因此可確定試驗鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度為-83℃。3韌脆轉(zhuǎn)變溫度k由沖擊試驗結(jié)果可以看出,試驗鋼的沖擊韌性較好,室溫下沖擊功達(dá)到323J,當(dāng)試驗溫度高于-60℃時,沖擊功都在250J以上,韌脆轉(zhuǎn)變溫度為-83℃。影響試驗鋼韌脆轉(zhuǎn)變溫度的因素主要有化學(xué)成分、晶粒尺寸、微觀組織和控軋控冷工藝,而斷口分層現(xiàn)象對沖擊韌性及韌脆轉(zhuǎn)變溫度也有一定的影響。3.1mrna、cb、錳及高mn/c比對降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度的作用隨著鋼中碳含量的降低和錳含量的增加,韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低,同時高的Mn/C比對提高沖擊韌性亦是有益的,硅對韌性有不良影響,磷等雜質(zhì)易偏聚于晶界,降低晶界表面能,產(chǎn)生沿晶斷裂,同時降低脆斷應(yīng)力,導(dǎo)致鋼材的韌性降低和韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高。試驗鋼含碳量僅為0.04%,減小了對韌性的不利影響,含有1.85%的錳以及高的Mn/C比對降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度的起了很大的作用,磷及雜質(zhì)的含量控制在非常低的水平,較大程度消除了其對韌性的不良影響,同時鋼中硅含量控制在較低的水平,對韌脆轉(zhuǎn)變溫度的降低也起到一定的作用。鉬在低合金高強度鋼中,抑制多邊形鐵素體和珠光體形核,促進高密度位錯亞結(jié)構(gòu)針狀鐵素體或微細(xì)結(jié)構(gòu)超低碳貝氏體的形成,保證管線鋼高強度高韌性的綜合性能,因此,試驗鋼中適量的鉬可改善鋼的韌性,降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度。X80管線鋼在奧氏體未再結(jié)晶溫度區(qū)間控軋,在這個溫度區(qū)間內(nèi),鈮有抑制再結(jié)晶、細(xì)化晶粒的效果,因此鈮具有降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度的作用。釩在鋼中氮含量較大的情況下,可起到一定的晶粒細(xì)化作用,對鋼的韌性有一定程度的改善,降低了韌脆轉(zhuǎn)變溫度。鈦的未溶碳、氮化合物顆粒分布在奧氏體晶界上,阻礙在熱加工加熱時奧氏體晶粒的長大,形成難溶化合物消除了鋼中的自由氮,從而改善了韌性,另一方面自由氮的含量減少,提高了鈮在奧氏體的固溶度,進一步發(fā)揮了鈮的細(xì)化晶粒和沉淀強化作用,改善了鋼的強韌性。3.2晶粒尺寸與韌脆轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系根據(jù)顯微組織形態(tài),管線鋼通?？梢苑譃槿N類型,即鐵素體-珠光體或少珠光體管線鋼、針狀鐵素體管線鋼、鐵素體-馬氏體管線鋼,當(dāng)前的商用管線鋼主要為前兩種類型。第一代微合金管線鋼的組織主要為鐵素體-珠光體管線鋼或少珠光體管線鋼,強度級別主要為X42~X70鋼;第二代微合金管線鋼的微觀組織主要為針狀鐵素體管線鋼,強度級別范圍可覆蓋X70~X90鋼。針狀鐵素體實際上就是貝氏體,具有精細(xì)的亞單元和較高的位錯密度。根據(jù)對針狀鐵素體“有效晶?！俺叽绲姆治?針狀鐵素體的“有效晶粒”是針狀鐵素體片條束,尺寸十分細(xì)小,裂紋在擴展過程中受到這些彼此咬合、互相交錯分布的細(xì)小的片條束的阻礙,從而有效地提高了其強韌性,針狀鐵素體內(nèi)部的高密度的位錯和亞結(jié)構(gòu)也在很大的程度上提高了韌性,降低鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。圖6為試驗鋼的顯微組織。由圖6可以看出,試驗鋼的顯微組織分布不是很均勻,且少量粒狀貝氏體對沖擊韌性會造成不利影響,但具有高密度纏結(jié)位錯和微細(xì)亞晶的針狀鐵素體基體,使得試驗鋼仍具有較高的沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。鋼的晶粒尺寸,包括鋼的奧氏體及其轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的晶粒尺寸、亞晶粒、位錯胞狀結(jié)構(gòu)等,都對鋼的韌性產(chǎn)生較大影響。派奇方程描述了晶粒尺寸與韌脆轉(zhuǎn)變溫度的關(guān)系,如公式(1)所示,晶粒越細(xì)小,韌脆轉(zhuǎn)變溫度越低。式中,β、B、C均為常數(shù),d為鐵素體的晶粒尺寸,Tk為韌脆轉(zhuǎn)變溫度。晶粒細(xì)化時,單位體積內(nèi)晶粒數(shù)目越多,塑性變形可分散在更多的晶粒內(nèi)進行,塑性變形越均勻,內(nèi)應(yīng)力集中越小。晶粒細(xì)化使晶界總面積增加,致使裂紋擴展的阻力增加,推遲了裂紋萌生,晶界總面積的增加還可使晶界上的雜質(zhì)濃度降低,減輕沿晶脆性斷裂的傾向。此外,細(xì)小的晶粒使得裂紋穿過晶界進入相鄰晶粒并改變方向的頻率增殖,消耗的能量增加,所以韌性增加。由圖6可以看到,鐵素體粒徑不到5μm,細(xì)小的晶粒和亞晶粒的存在顯著得提高了試驗鋼的沖擊韌性,降低了韌脆轉(zhuǎn)變溫度。3.3單晶鋼盤的制備高性能管線鋼的發(fā)展來源于微合金技術(shù)和控軋控冷技術(shù)。采用控軋控冷工藝能夠顯著細(xì)化晶粒,明顯提高鋼的韌性,降低鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。試驗鋼板在奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制階段的終軋溫度大于980℃,總壓下率大于60%,通過形變-再結(jié)晶反復(fù)交替進行,使奧氏體細(xì)化,從而使相變后得到細(xì)小的鐵素體。在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制階段開軋溫度低于920℃,最末機架的終軋溫度為790~830℃,壓下率高達(dá)80%,大的變形量使奧氏體晶粒顯著拉長壓扁,并在晶粒內(nèi)部形成滑移帶,變形γ晶界和滑移帶為α形核提供大量形核位置,顯著的細(xì)化了晶粒,從而大大的提高了試驗鋼的沖擊韌性和降低了韌脆轉(zhuǎn)變溫度。較大冷卻速度和較低終冷溫度可抑制晶粒的長大,使晶粒細(xì)化,有利于提高管線鋼板的強韌性和低溫綜合性能。生產(chǎn)試驗鋼時,奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制完后立即送至ACC,加速冷卻速度為20℃/s,終冷溫度控制在540℃左右,使控制軋制獲得的細(xì)小晶粒進一步細(xì)化為韌性要求的粒徑小于5μm的微細(xì)晶粒,從而獲得較好的沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。3.4斷口分層試驗圖7為-80℃沖擊斷口分層處能譜分析結(jié)果?？梢钥闯?斷口分層處附近并無Al的氧化物、MnS等夾雜物,也沒有磷硫的偏析現(xiàn)象,試驗鋼組織并未呈現(xiàn)帶狀組織,因此試驗鋼斷口分層現(xiàn)象是由顯微組織的不均勻以及硬而脆的M/A島造成的。斷口分層對管線鋼的沖擊韌性及韌脆轉(zhuǎn)變溫度有一定的影響。在上平臺區(qū),由于分層的出現(xiàn)減少了管材的有效壁厚,降低了延性斷裂功,因此斷口分層會降低試樣的上階能。而在轉(zhuǎn)變區(qū)和下平臺區(qū),分層的出現(xiàn)使沖擊功增大,這是因為分層主要出現(xiàn)在斷口的纖維區(qū)內(nèi),所以纖維區(qū)面積增大時,分層裂紋長度增加,反之亦然,故從某種程度上說分層的出現(xiàn)及分層裂紋長度的增加,使試樣的沖擊韌性隨溫度的下降速度減慢,加寬了韌脆轉(zhuǎn)變區(qū),并導(dǎo)致下平臺向低溫側(cè)移動,使韌脆轉(zhuǎn)變溫度降低。4鋼的韌脆轉(zhuǎn)變溫度1)采用“系列溫度沖擊試驗法”測定了X80管線鋼不同溫度