實(shí)驗(yàn)室條件下超高強(qiáng)度X120鋼管微觀組織和性能研究

李雅可，馬立立，汪 超，楊艷濱，代 金 編譯

（1.渤海裝備巨龍鋼管公司南京分公司，南京 210061；2.渤海裝備華油鋼管公司，河北 青縣 062658）

在長距離天然氣輸送過程中，為了保證天然氣供應(yīng)量的不斷增加，就需要增加管線鋼管的直徑或輸送壓力。為了增加管線供應(yīng)的經(jīng)濟(jì)效益，減少綜合運(yùn)營成本，國外很多國家如日本、德國、韓國和加拿大，已開始積極研究和開發(fā)X120管線鋼管。因此，冶金行業(yè)的發(fā)展對(duì)于X120管線鋼的研究和開發(fā)變得尤為重要，X120管線鋼的應(yīng)用勢必會(huì)推動(dòng)天然氣工業(yè)的迅猛發(fā)展。

1 試驗(yàn)材料和方法

基于巴頓研究所X80～X100鋼的研究和分析數(shù)據(jù)，本研究試樣的化學(xué)成分見表1。

為了得到X120管線鋼所需的下貝氏體組織，試樣B的化學(xué)成分中添加了0.002%的B，從而大大推遲了奧氏體到鐵素體的轉(zhuǎn)變，也就促成了下貝氏體組織的形成。此外，提高鋼的淬透性，B元素應(yīng)以固溶硼的形式沿晶界存在且不與N元素形成氮化硼。為了阻止氮化硼的形成，可以加入Ti元素，因Ti與N更易于結(jié)合形成鈦氮，加入Mo和Nb也會(huì)在一定程度上增加B元素的作用。為了得到X120鋼所需的力學(xué)性能，同時(shí)也為了減小偏析的不均勻性，應(yīng)在鋼中添加B或在不添加B的情況下保證w（C）在0.04%～0.06%之間。將w（Mn）增加至2.0%來彌補(bǔ)低的C含量，實(shí)現(xiàn)固溶強(qiáng)化。加入Ni和Cu元素可以有效影響奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)，Ni元素還能降低材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，提高裂紋擴(kuò)展所需的能量。

表1 X120管線鋼試樣的化學(xué)成分%

然而，相比不含B的鋼，含B的X120鋼雖然能得到較理想的下貝氏體組織，但同時(shí)也降低了鋼的塑性和韌性。因此，當(dāng)前X120鋼的發(fā)展研究趨勢是化學(xué)成分不含B元素（試樣A）。試樣A和試樣B均在TsNIIchermet實(shí)驗(yàn)室熔化。從每個(gè)被熔化的試驗(yàn)錠中得到60mm×60mm×80mm的試驗(yàn)坯，并以自動(dòng)方式在300二輥式軋機(jī)里將試驗(yàn)坯軋制成11mm厚的帶鋼。

為了形成軋制和連續(xù)加速冷卻的溫度理論，需要得到在冷卻期間奧氏體開始轉(zhuǎn)變分解的起點(diǎn)（Ar3）和貝氏體轉(zhuǎn)變的起始點(diǎn)（Bs）這兩個(gè)關(guān)鍵值。兩種試樣的組織轉(zhuǎn)變溫度見表2。

表2 試樣的組織轉(zhuǎn)變溫度

不含B的試驗(yàn)坯用300二輥式軋機(jī)軋制且按如下方式冷卻：①加熱到1150℃；②熱機(jī)械軋制以實(shí)現(xiàn)較小區(qū)域的γ相；③快速冷卻中斷溫度分別為500℃，400℃和300℃；④快速冷處理中斷后在熔爐中強(qiáng)制回火至620℃（±10℃）；⑤在空氣中慢慢冷卻。

粗軋制階段厚度減少的相對(duì)值為33%，粗軋后鋼板的厚度為40mm；中間冷卻時(shí)間為3 min，精軋階段的總厚度減少的相對(duì)值為73%。軋制的溫度參數(shù)見表3，變形參數(shù)見表4。

含B的試驗(yàn)坯（B試樣）采用熱機(jī)械方式軋制并在γ區(qū)的下部完成軋制?？焖倮鋮s的末端溫度為450℃，冷卻速度為25℃/s，快速冷處理后不需要做強(qiáng)制回火。

表3 X120試驗(yàn)坯熱軋制參數(shù)

表4 X120試驗(yàn)坯軋制變形參數(shù)

軋制后從每個(gè)帶鋼上取下試樣做力學(xué)性能試驗(yàn)、耐寒性評(píng)價(jià)和微觀組織分析。拉伸試驗(yàn)根據(jù)GOST 1497標(biāo)準(zhǔn)，并在WALTERBAI AG試驗(yàn)機(jī)上完成；沖擊彎曲試驗(yàn)根據(jù)GOST 9454標(biāo)準(zhǔn)，并在試樣上開有尖底缺口。不同溫度下的拉伸試驗(yàn)、沖擊試驗(yàn)結(jié)果見表5和表6。

表5 X120試樣拉伸試驗(yàn)結(jié)果

表6 不同溫度下X120試樣沖擊試驗(yàn)結(jié)果

2 微觀組織結(jié)構(gòu)

不含B元素（A試樣）的X120鋼力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果顯示，帶鋼的末端冷卻溫度為300℃，且冷卻速率在30～35℃/s時(shí)拉伸強(qiáng)度值較高，沖擊韌性值也較高?？焖倮涮幚砗鬆t中回火2 min并使溫度達(dá)到620℃±10℃時(shí)可以使耐沖擊強(qiáng)度增加10%，這是因?yàn)榛鼗鸷罂梢韵诳焖倮鋮s處理期間相間變形所產(chǎn)生的位錯(cuò)。但強(qiáng)制回火與否對(duì)抗拉強(qiáng)度和沖擊功影響不大，對(duì)相對(duì)延伸率影響較大，如圖1所示。

由圖1可以看出，在300℃時(shí)沖擊功達(dá)最大值，但在400℃時(shí)的沖擊功卻比在450～500℃時(shí)要低（如圖1（c）所示）。沖擊功和斷裂延伸率與試驗(yàn)溫度的關(guān)系如圖2所示，不含B元素的X120鋼具有良好的低溫沖擊強(qiáng)度和耐冷特性，其韌脆轉(zhuǎn)變溫度T50低于-100℃，這就使X120鋼更易于在北部寒冷管線建設(shè)中使用。

通過TESCAN VEGA掃描電子顯微鏡觀察試樣A和試樣B的微觀組織結(jié)構(gòu)，如圖3所示。試樣A主要含有粒狀貝氏體，含B元素試樣B的微觀組織主要是細(xì)微分散的板條狀馬氏體。

圖1 快速中斷冷卻溫度和X120鋼機(jī)力學(xué)能的影響關(guān)系

圖2 沖擊功和斷裂延伸率與試驗(yàn)溫度的關(guān)系

圖3 試樣的微觀組織

為更進(jìn)一步的分析，通過JEM-7透射電子顯微鏡觀察微觀組織。試樣從編號(hào)為1,2,7的帶鋼上選擇截取。其微觀組織修正為針狀鐵素體和粒狀貝氏體，如圖4所示。一般來說，這些微觀組織中的晶塊或亞晶呈現(xiàn)不規(guī)則形狀，粒狀鐵素體貝氏體和細(xì)粒狀鐵素體之間的不同呈現(xiàn)了這樣的事實(shí)，即細(xì)粒狀鐵素體中的貝氏體晶塊中有奧氏體夾雜。比如2#帶鋼試樣的微觀組織，在暗場圖像中鐵素體和奧氏體緊密排列，反射奧氏體的顆粒以箭頭標(biāo)出。另外，粒狀鐵素體貝氏體亞晶結(jié)構(gòu)中的位錯(cuò)密度比馬氏體晶粒中的密度要小，但卻比多邊形鐵素體中的要大。1#和7#帶鋼上取下的試樣具有相似的微觀組織，但是與2#帶鋼中取得的試樣組織是不同的。前兩者具有“島狀”結(jié)構(gòu)，這種差異使得2#帶鋼試樣沖擊功有所降低。這些 “島狀”結(jié)構(gòu)包含奧氏體和MA。

正如1#和7#試樣那樣，5#試樣中含有粒狀貝氏體組織，其中還含有少量奧氏體。在鐵素體貝氏體晶塊邊界上的個(gè)別區(qū)域內(nèi)還有滲碳體析出物，即緊挨貝氏體的結(jié)構(gòu)。因此，粒狀貝氏體鐵素體組織結(jié)構(gòu)可以提高相對(duì)伸長率和屈強(qiáng)極限比，有助于得到較高的沖擊韌性和較低的冷脆性臨界值。

圖4 微觀組織圖

含w（B）=0.002%的微合金鋼的主要微觀組織是低碳細(xì)小分散的板條狀馬氏體。因此，為了更經(jīng)濟(jì)地開發(fā)使用X120管線鋼，降低碳當(dāng)量，有必要在鋼中加入合金元素B。

3 結(jié) 語

為了提高不含B元素X120鋼所需的力學(xué)性能，最佳時(shí)效溫度為300℃且冷卻速度為30～35℃/s；最佳的組織結(jié)構(gòu)應(yīng)為粒狀貝氏體，因?yàn)橄啾容^低C細(xì)小分散板條狀的馬氏體組織（含B元素），粒狀貝氏體組織具有良好的延展性和沖擊韌性。

未來計(jì)劃在快速冷處理后實(shí)施高感應(yīng)回火，確定其對(duì)沖擊韌性、耐寒性和均勻延伸率的影響，對(duì)強(qiáng)制回火后的微觀組織進(jìn)行更深入的研究。