終冷溫度對X90管線鋼組織和性能的影響

侯 陽，張驍勇，李博文

（西安石油大學 材料科學與工程學院，西安710065)

終冷溫度對X90管線鋼組織和性能的影響

侯 陽，張驍勇，李博文

（西安石油大學 材料科學與工程學院，西安710065)

利用力學性能測試和材料顯微分析等試驗技術(shù)，研究了終冷溫度對X90管線鋼組織與性能的影響規(guī)律。研究表明，通過在線熱處理工藝，X90管線鋼可獲得貝氏體+馬氏體/奧氏體(B+M/A)雙相組織。隨著終冷溫度的上升，試驗鋼的貝氏體含量降低，馬氏體/奧氏體含量增加，導致材料屈服強度下降，塑性升高。當終冷溫度為350℃時，試驗鋼的強韌性較高，組織以貝氏體為主。B+M/A雙相組織使得試驗鋼的屈強比為0.90，均勻伸長率為19.5%，形變強化指數(shù)為0.11，滿足大變形管線鋼的使用要求。

X90管線鋼；終冷溫度；組織和性能

0 前 言

人類社會的高速發(fā)展使人們對石油天然氣的需求日益增加，石油天然氣的供不應(yīng)求使管線用鋼的需求量不斷加大[1]。隨著油、氣田開發(fā)向偏遠地區(qū)轉(zhuǎn)移，對管線用鋼也提出了更加苛刻的要求，要求管道能夠承受來自凍土、洋流、滑坡、泥石流和地震等大位移環(huán)境帶來的影響[2-5]?；谶@類管線工程，必須采用“基于應(yīng)變設(shè)計法”的抗大變形管線鋼[6]?？勾笞冃喂芫€鋼是一種適應(yīng)大位移服役環(huán)境、具有較高應(yīng)變能力和延性斷裂抗力的管道材料，可防止管道因大幅度變形而引起的屈曲、失穩(wěn)和延性斷裂等失效事故的發(fā)生。日本對抗大變形管線鋼進行了大量的研究工作，典型組織包括兩種：鐵素體+貝氏體（F+B）和貝氏體+馬氏體/奧氏體島（B+M/A）雙相組織[7]。

筆者以普通X90管線鋼為研究對象，通過在線熱處理工藝，使試驗材料形成B+M/A雙相組織，探討在不同終冷溫度下得到的B+M/A雙相組織對管線鋼性能的影響，為抗大變形管線鋼組織控制和性能優(yōu)化提供依據(jù)。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料為國內(nèi)某鋼廠提供的X90管線鋼，板厚15.3mm?；瘜W成分見表1，主要力學性能見表2。

表1X90管線鋼的化學成分 %

表2 X90管線鋼力學性能要求

1.2 獲取雙相組織的在線熱處理（HOP）工藝

圖1 HOP熱處理工藝原理

HOP熱處理工藝的原理如圖1所示。試驗材料首先在奧氏體化溫度（TA）保溫一段時間后，快速冷卻到貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度（BS）和終止溫度（Bf）之間的終冷溫度（TQ），保溫產(chǎn)生適量的貝氏體。隨后升溫到配分溫度（Tp）并恒溫一段時間確保奧氏體富碳過程完成。配分完成后水冷至室溫。

HOP熱處理工藝曲線如圖2所示。試驗材料經(jīng)900℃完全奧氏體化后，快速冷卻至BS～Bf間的不同終冷溫度下保溫，隨后加熱至470℃的配分保溫，最后水冷至室溫。熱處理試樣尺寸為110mm×15mm×3mm的矩形，均為橫向試樣，取于板厚中部。熱處理設(shè)備采用鹽浴爐。

圖2 HOP熱處理工藝曲線

1.3 殘余奧氏體含量測定

為了便于精確測定試樣中殘余奧氏體含量，首先將其在20%高氯酸酒精溶液中進行電解拋光，拋光時間約3 min，以便去除試樣表面的機械力影響區(qū)。殘余奧氏體的定量測定采用愛斯特公司的AST1－X－350A型X射線應(yīng)力標定儀，試驗參數(shù)為：Cr靶，電壓25 kV，電流5 mA，2θ掃描步距為0.10°。該儀器主要是應(yīng)用奧氏體的（220）衍射線和馬氏體的（211）衍射線進行步進掃描，精確測定對應(yīng)的衍射角2θ和積分強度I[8]。殘余奧氏體含量的計算采用了直接比較法[9]。

1.4 性能測試及組織分析

熱處理后的試樣加工成110mm×14mm×2.5mm的拉伸試樣（標距尺寸為5mm×25mm），進行拉伸試驗的測試。試驗在MTS－880型萬能試驗機上進行，拉伸應(yīng)變速率為0.002 s-1。硬度試驗在HSV－20型硬度計上進行，加載砝碼0.3 kg。

光學金相試樣經(jīng)機械拋光后用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，在RECHART MEF3A光學顯微鏡下觀察。掃描電子顯微分析在TESLA－BS－300型掃描電子顯微鏡上進行。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 終冷溫度與力學性能的關(guān)系

X90管線鋼在不同終冷溫度下的力學性能如圖3所示。

從圖3可以看出，隨著終冷溫度的升高，抗拉強度和屈服強度均呈現(xiàn)降低趨勢。硬度也隨終冷溫度的升高而降低，與屈服強度的變化規(guī)律吻合。同時還可以看出，隨著終冷溫度的升高，均勻伸長率和斷后伸長率呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢，但斷后伸長率的增幅小于均勻伸長率的增幅。隨著終冷溫度的升高，試驗鋼的屈強比呈現(xiàn)單調(diào)下降的變化規(guī)律，其應(yīng)變強化指數(shù)呈現(xiàn)單調(diào)上升的變化規(guī)律。

圖3 X90管線鋼在不同配分溫度下的力學性能

2.2 終冷溫度與組織結(jié)構(gòu)關(guān)系

試驗鋼在不同終冷溫度下進行在線熱處理后的力學性能的變化規(guī)律，可以用在不同終冷溫度下所獲取的組織結(jié)構(gòu)特征進行說明。試驗鋼在不同終冷溫度下的顯微組織如圖4所示，TEM顯微組織如圖5所示，終冷溫度為350℃時的M/A組元形態(tài)如圖6所示。

通過掃描電子顯微組織的觀察可以看出，經(jīng)不同的終冷溫度熱處理后，試驗鋼可以獲得B+M/A的兩相組織。在較低的終冷溫度下，顯微組織主要為貝氏體，同時在貝氏體板條間還存在著少量的M/A組元。通過透射電鏡觀察表明，由于轉(zhuǎn)變溫度較低，基體組織中貝氏體的板條和板條束細密，板條束呈多位向分布，板條內(nèi)具有較高的位錯密度；此時的M/A多以薄膜或粒狀的形態(tài)存在于板條間和板條束間。由于高密度位錯組態(tài)的存在和細小的有效晶粒尺寸，使得試驗鋼的強度和韌性較高。

進一步觀察發(fā)現(xiàn)，試驗鋼經(jīng)過在線熱處理處理后，出現(xiàn)碳化物析出現(xiàn)象。在管線鋼的化學成分中，Si含量較低，不足以抑制碳化物的析出，同時，管線鋼是一種控軋控冷微合金化鋼，由于Nb，V和Ti等合金為強碳化物形成元素，在較高的配分溫度下可析出合金碳化物。這種細小彌散分布的碳化物增強了位錯的釘扎，可產(chǎn)生沉淀強化作用[10-11]。

圖4 X90管線鋼在不同終冷溫度下的顯微組織

圖5 X90管線鋼在不同終冷溫度下的TEM顯微組織

圖6 終冷溫度為350℃時的M/A組元形態(tài)

隨著終冷溫度的升高，試驗鋼的顯微組織以貝氏體為主，但貝氏體含量減少，M/A組元的含量增加，M/A組元的形態(tài)也有所變化。隨著終冷溫度的升高，貝氏體的板條寬度增加，呈多位向排布，且板條長度減小，位錯密度降低。同時，由于所形成的貝氏體含量減少，在配分過程中貝氏體的碳向未轉(zhuǎn)變奧氏體的擴散量較小，使得未轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性降低。在隨后的冷卻過程中，部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體而形成M/A組元，并多以塊狀的形態(tài)存在于晶界之間和板條束之間。隨著終冷溫度的升高，貝氏體含量減少，殘余奧氏體含量增加，導致材料屈服強度降低，均勻伸長率等塑性指標增加。

2.3 終冷溫度與殘余奧氏體體積分數(shù)的關(guān)系

計算出的試驗鋼中殘余奧氏體的體積分數(shù)與終冷溫度的關(guān)系曲線如圖7所示。

圖7 終冷溫度與殘余奧氏體體積分數(shù)之間的關(guān)系

可以看出隨著終冷溫度的升高，殘余奧氏體體積分數(shù)增加。在不同終冷溫度下，試驗鋼中的殘余奧氏體體積分數(shù)均較低，這是由于試驗鋼中碳質(zhì)量分數(shù)較低(w(C)=0.06%)，同時含有Nb，V和Ti等強烈碳化物形成元素，因而在配分溫度下，殘余奧氏體中難以集聚較多的碳，使得殘余奧氏體穩(wěn)定性降低，從而導致殘余奧氏體的相對體積分數(shù)較低。

2.4 雙相鋼和普通鋼的性能比較

為評價在線熱處理工藝的效果，將經(jīng)在線熱處理工藝所獲得的（B+M/A）X90管線鋼（終冷溫度為350℃）與相同化學成分的普通X90管線鋼進行了力學性能的對比（見表3）。

表3 (B+M/A)X90與普通X90管線鋼力學性能對比

與普通X90管線鋼相比，（B+M/A）X90鋼的強度雖然略有降低，但仍滿足X90管線鋼的強度要求。值得注意的是，經(jīng)在線熱處理后所獲得的（B+M/A）雙相管線鋼的屈強比、均勻伸長率和形變強化指數(shù)等抗大變形基本性能指標均明顯改善。與普通X90鋼比較，（B+M/A）X90管線鋼的斷后伸長率和形變強化指數(shù)分別增加了39%和37%。表明 （B+M/A）X90鋼的綜合力學性能優(yōu)于普通X90管線鋼，滿足了抗大變形管線鋼的使用要求。

（B+M/A）X90管線鋼與普通X90管線鋼在性能上的差別是由組織結(jié)構(gòu)的差異引起的。圖8是（B+M/A）X90管線鋼與普通X90管線鋼的光學金相組織。由圖8可以看出，普通X90管線鋼是一種全貝氏體鋼，其組織主要為粒狀貝氏體。雖然細小的粒狀貝氏體使得材料強韌性達到使用要求，但由于其組織結(jié)構(gòu)單一，使得屈強比、均勻伸長率和形變強化指數(shù)等性能指標不能滿足大變形管線鋼的基本要求，在使用中出現(xiàn)風險的可能性大大增加；而經(jīng)過在線配分熱處理工藝得到的（B+M/A）X90管線鋼的組織由貝氏體和M/A組元組成。此時，由于M/A組元細小彌散分布在貝氏體板條間，其中的殘余奧氏體易于滑移，并在外力作用下可產(chǎn)生相變誘發(fā)塑性，使得材料在具有與全貝氏體鋼相同強韌性能的同時，其均勻變形能力和形變強化能力有了很大提高。因而具備了抗大變形能力，從而可以抵抗地震、滑坡等地質(zhì)災(zāi)害對管道所造成的損害，滿足抗大變形管線鋼的使用要求。

圖8 普通X90和(B+M/A)X90管線鋼顯微組織

3 結(jié) 論

（1）通過在線熱處理試驗方法，可使試驗X90鋼獲得（B+M/A）雙相組織。

（2）隨著終冷溫度的升高，試驗鋼的強度、硬度和屈強比呈現(xiàn)下降的趨勢；其斷后伸長率、均勻伸長率和形變強化指數(shù)呈現(xiàn)上升的趨勢。

（3）隨著終冷溫度的升高，試驗鋼的顯微組織中貝氏體含量降低，殘余奧氏體含量增加，其屈服強度降低，均勻伸長率等塑性指標增加。

（4）終冷溫度為350℃時，試驗鋼可獲得較高的強韌性組合，綜合性能最優(yōu)，滿足抗大變形管線鋼的使用要求。

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Influence of Quenching Temperature on Microstructure and Properties of X90 Pipeline Steel

HOU Yang,ZHANG Xiaoyong,LI Bowen
(School of Materials Science and Engineering,Xi’an Shiyou University,Xi’an 710065,China)

The influence rule of the quenching temperature on X90 pipeline steel microstructure and properties was studied through mechanical property test and material microscopic analysis technology etc.The results indicated that(B+M/A)dual-phases microstructure can be obtained through online heat treatment process.With the increasing of quenching temperature,the content of bainite decreases and content of martensite/austenite increases,which lead to the decrease of yield strength and increases of plasticity.When the quenching temperature is 350℃,the strength and toughness of experimental steel are higher,and the microstructure mainly consists of bainite.This(B+M/A)dual-phase structure makes the yield ratio 0.90,uniform elongation 19.5%and strain hardending index 0.11 for the experimental steel,all these meet the technical requirements for large deformation pipeline steel.

X90 pipeline steel;quenching temperature;microstructure and properties

TG142.1

A

1001－3938（2015）04-0015-06

侯陽（1989—），男，陜西咸陽人，碩士，主要從事金屬材料熱處理及其組織性能研究工作。

2015－01－05

李紅麗