国产x70管线钢断口分离现象的试验研究

国产x70管线钢断口分离现象的试验研究

1断口分离现象严重在西气东输工程中，利用s70板卷和管道材料进行夏比侵蚀试验、落锤断裂试验和伸展试验时，发现了一些样品，尤其是在试验开始时，板卷和管道样本之间存在断口分离现象，夏比侵蚀模型最为严重。因此,作者在系列夏比冲击试验的基础上,通过对断口的金相分析、能谱分析、扫描电镜分析等,研究了X70管线钢断口分离现象产生的机理及其对性能的影响等。2化学成分和冷裂纹敏感试验结果对断口分离现象较严重的国产初制X70卷板及其试制的螺旋缝埋弧焊管(SSAW)(ϕ1016mm×14.6mm),使用JB-800型和JL-30000型试验机进行了-80～20℃系列温度夏比冲击试验(CVN)以及落锤撕裂试验(DWTT)。试验标准为ASTME23、SY/T6476-2000。试样化学成分(质量分数/%)为0.051C,0.26Si,1.58Mn,0.011P,0.0008S,0.02Cr,0.24Mo,0.15Ni,0.068Nb,0.031V,0.014Ti,0.26Cu,0.0006B;碳当量0.39,冷裂纹敏感系数0.18%。通过对图1、图2的观察发现:(1)DWTT试样的断口分离程度较夏比冲击试样轻得多,且分离大都出现在试样厚度中部。(2)无论夏比冲击试样还是DWTT试样,分离裂纹大都出现在试样断口的纤维区内,结晶区内基本上不出现分离裂纹。(3)发生断口分离的夏比冲击试样断口的分离裂纹有以下几种典型形态:大小不等的单个分离裂纹;大小不等的两个分离裂纹,有一大一小和两个基本相等两种形式;大小不等的多个分离裂纹,大部分是一个较大的和多个较小的分离裂纹,还有多个较小的分离裂纹。3组织分析和口形设计3.1主带型ma带由图3可见,母材显微组织为针状F+块状F+粒状B+少量M-A岛,心部有带状组织,内以粒状B为主,即为MA带。这种带状组织在试制初期尤为严重,达3级左右(按照《针状铁素体型管线钢带状组织评定方法》)。对出现分离的夏比冲击试样断口进行金相分析,由图4可见,冲击试样分离裂纹尖端和两侧均有明显的带状组织,裂纹扩展方向与带状组织的发展方向一致。3.2试验温度对分离面微观结构的影响由图5可见,断口呈灰色纤维状,中部有分离裂纹,宽约1mm,剪切唇较大。图6显示出纤维区微观形貌为韧窝,韧窝中有质点状夹杂物。将发生断口分离的冲击试样沿分离裂纹剖开,可以发现,在较高试验温度(如20℃)下,分离面形貌呈层状,而在较低试验温度(如-40℃)下,分离面呈结晶状。进一步的微观分析表明,在较高试验温度下,分离面形貌为准解理断裂,在较低试验温度下,分离面为解理和准解理断裂。在扫描电镜下观察,分离面有大小和形态不同的夹杂物,有密集分布的片层状,有较少分布的断续状,也有局部的质点状(图7)。为了确定夹杂物的类型,对其进行了X射线能谱分析(图8),可见夹杂物以MnS为主,在夹杂物附近或之间,伴生有铌、钛的析出相,既有其单独析出相,也有与MnS共生的析出相。4控制板材料的分离机理由图4可见,分离裂纹大多发生在试样带状组织较严重的部位,尤其是壁厚中部,并沿带状偏析组织方向扩展,这说明断口分离的发生与带状组织密切相关。如前所述,国产针状铁素体型X70管线钢中带状组织的主要组成物为粒状贝氏体,即针状铁素体基体上分布着富碳马氏体和奥氏体小岛(M-A岛),有的还有极少量的退化珠光体,即主要为MA带,其形貌见图9。这是一种硬组织带,由图10可见,带状组织的硬度均较基体组织高。MA带有与晶界碳化物类似的脆化现象,相当于一种脆性组织。这种脆性带状组织的韧脆转变温度均比铁素体基体高,在某种程度上,可以认为这种材料是层状复合材料。而其内分布的夹杂物(以MnS为主)加重了带状组织对韧性的有害影响(图7、图8)。当试验温度降到脆性组织的韧脆转变温度以下时,试样就会产生平行于试样表面(板材表面)的开裂,即断口分离。而且,分离面主要呈解理和准解理的脆性断裂特征,这与断口分析的结果一致。而发生断口分离的主断口主要呈韧性断裂特征,在分离面与主断口的交界处有较大的塑性变形,微观形貌为韧窝。这说明出现于韧性区的分离裂纹,在试样的整个断裂过程中,先于主断口形成,即在带状偏析组织处首先形成分离裂纹,夹杂物促进了分离裂纹的形成,然后与形成于缺口根部的主断口汇合,最后导致整个试样断裂。因此,造成X70管线钢断口分离的原因是由于沿轧制方向存在铁素体界面的弱化,而造成弱化界面的原因是成分偏析造成的沿轧向分布的脆性带状组织,即非铁素体转变产物(MA带),以及杂质元素在原奥氏体晶界和变形带界面的偏聚。这些因素最终导致了冲击试验时分离裂纹的形成。值得一提的是,Feldmann等认为,造成断口分离的主要原因是轧制过程中,原奥氏体晶界和变形带界面会作为磷、锡、砷等残余元素的偏析陷阱,在该区域产生回火脆性,沿轧向形成弱化铁素体界面。Kazutoshi等也认为:卷板中的分离是由于卷取后的缓慢冷却过程中产生的回火脆性引起的,例如,偏析层中的磷向铁素体晶界扩散并损害了晶界韧性。但是对国产X70管线钢分离面杂质元素的能谱分析表明,分离面上并未见到磷、锑、锡等回火脆性元素的偏聚,因此,回火脆性并不是造成国产X70管线钢断口分离的主要原因。5管线钢拉伸性能一般认为断口分离不影响裂纹的扩展与止裂行为,对管线钢的拉伸性能影响不大,对输送管的使用也无有害影响。但断口分离对管线钢的冲击韧度、耐腐蚀性等有一定影响,且对此有不同的看法。5.1sa减少了冲击功,降低了延性断裂功在转变区和下平台区,分离的出现可使冲击功增大。这是因为分离主要出现在断口的纤维区内,所以分离长度主要受纤维区面积(SA)的控制,纤维区面积增大时,分离裂纹长度增加,反之亦然。而SA增大,Akv亦会相应增大,故在转变区和下平台区,分离长度增加,冲击功增大。而在上平台区,由于分离的出现减少了管材的有效壁厚,因此降低了延性断裂功。其次,由于引起分离的带状组织属于硬组织带,韧性较基体差,加上其内夹杂物的有害影响,因此分离的出现会使X70管线钢的上平台能较无断口分离的管线钢低。文献的研究表明,冲击试样的分离层数越多,冲击曲线的上阶能越低;同时,在低温下,分离层数越多,测试的吸收能越高。5.2分离裂纹的形成机制从以上的试验分析可知,在韧脆转变区和下平台区,分离绝大多数出现在塑性区内,且分离裂纹长度与纤维区面积成正比,故从某种程度上说分离的出现及分离裂纹长度的增加,会使韧脆转变温度FATT50下降。另一方面,从受力状态来看,分离裂纹形成于主断口之前,分离裂纹形成后会使试样受载时的内部应力重新分布,当裂纹扩展成一系列小的薄片时,断口分离有益于使沿轴向传播的裂纹尖端显露出来。而且分离裂纹的形成能减小管子的有效壁厚,因而可以降低管材的韧脆转变温度,即使FATT50下降,从而使得管材整体上更能适用于低温使用。对一种含铌控轧钢的试验结果亦表明了FATT50随分离倾向的增加而降低的趋势。综合断口分离对冲击韧度和韧脆转变温度的影响,可以得出,断口分离可降低试样的上阶能,而且可使试样的冲击韧度随温度的下降速度减慢,加宽了过渡区,并导致下平台向低温侧移动,使韧脆转变温度降低。5.3抗氢致开裂性能X70管线钢的断口分离现象主要是由带状偏析组织和夹杂物引起的,因此,从本质上说,分离对管线钢的耐腐蚀性能的影响,就是带状组织及夹杂物对其耐腐蚀性能的影响。试验结果表明,X70管线钢组织中如果存在带状组织,则氢致裂纹大都沿偏析带分布,见图11。这是因为带状组织的硬度较基体高,有关研究表明,在低、中强度钢中,材料强度越高,硬度越大,HIC敏感性就越大。因此,X70管线钢中的带状组织为氢致裂纹的成核及扩展提供了便利的场所。另外,MnS夹杂物是HIC最易成核的位置,而硫含量显著影响着MnS夹杂物的数量,因此硫含量强烈影响着管线钢的抗HIC性能(图12)。为防止氢致开裂的发生,要求输油、气管线的硫含量小于0.005%,对于严重酸性环境下服役的管线钢管,要求硫含量小于0.002%。夹杂物的形态亦影响管线钢的耐腐蚀性能,使MnS等夹杂物的形态趋于球形,可大大改善管线钢的抗氢致开裂性能。钙处理可改变MnS的形态,使之成为分散的球状体,从而提高管线钢的抗HIC能力,使裂纹敏感性明显降低。X70管线钢的磷、硫等杂质元素的含量较低,夹杂物以MnS为主,且呈质点状,夹杂物主要分布在带状组织中,这加重了HIC倾向。6材料的冲击韧度(1)脆性带状组织及夹杂物是造成X70管线钢断口分离现象的主要原因。(2)脆性带状组织的韧脆转变温度较铁素体基体高,当试验温度