管线钢管不同位置冲击韧性的试验研究

管线钢管不同位置冲击韧性的试验研究

管道运输是最经济、最安全的管道运输形式。随着人类对能源的需求日益增长,管道铺设量也在迅速增加,目前全世界长输管道总长度已经超过了200万公里,而我国也已铺设了2万多公里的油气管道,预计在未来十年内我国还将建设长输管线总长度达到10～20万公里的油气管道。随着管道铺设长度的增加和输送压力的提高,对管道的钢级要求越来越高,目前我国已经具备了生产X52、X60、X65、X70、X80管线钢的能力,并已经成功试制出X100管线钢,但国内研制的X100管线钢的冲击性能仍存在一定的问题,本文对国内某钢管厂试制的X100管线钢管的冲击韧性进行了分析,深入探讨了钢管不同部位冲击韧性存在差别的原因。1试验位置和试样试验材料取自国内某钢管厂试制生产的X100管线钢UOE直缝钢管上。材料化学成分见表1。冲击试样取自试制直缝管的不同位置,取样位置如图1所示。位置1是靠近直焊缝附近母材,为0°位置,编号为C-1;2是离焊缝90°位置母材,试样编号为C-2;3是距焊缝180°母材,试样编号为C-3。试样规格为10×10×55mm,标准V型缺口,在JB-500型摆锤冲击试验机上进行25℃～-60℃的低温冲击试验,采用低温试验槽对试样进行冷却,介质为无水乙醇。采用JSM-6360LV型扫描电镜对冲击断口形貌和三个位置的显微组织进行观察,并对组织中存在的夹杂物进行了能谱分析。2试验结果及分析2.1钢管不同位置冲击韧性夏比冲击试验结果如图2所示。从结果上可以看出X100钢管不同位置试样的冲击吸收功差别很大。在相同温度下,试样C-1的冲击吸收功最高,试样C-2的冲击吸收功最低。在室温下,C-1的冲击吸收功比C-2高约100J,随着温度的降低,两位置试样的冲击吸收功值相差更大,在-60℃下,C-1试样冲击吸收功为210J,而C-2试样冲击吸收功值仅为30J,两位置的冲击吸收功值相差180J,从而可以看出钢管不同位置的冲击性能存在很大差异,0°位置母材的冲击韧性较好,-60℃仍能保持较高的冲击韧性,而90°位置母材的冲击韧性相对较差,-60℃时几乎完全是脆断。钢管不同位置的韧脆转变温度(ETT50)见表2。0°和180°位置的韧脆转变温度均在-30℃,而90°位置的韧脆转变温度为-10℃。2.2冲击韧性分析图3为X100钢管不同位置母材的室温冲击断口SEM照片a、b、c分别为C-1、C-2、C-3试样的起裂位置。从图3可以看到这三个试样起裂位置断口形貌基本相似,全部由韧窝组成,说明在室温下,三个位置的母材试样都是韧性断裂,从图3-a和图3-c与图3-b的比较来看,试样C-1和C-3的断口多数为由小韧窝组成,大韧窝比较少,而C-2断口正好相反,小韧窝分布在大韧窝之间,大韧窝所占的面积比较大。小韧窝是由于夹杂物或第二相粒子比较细小,弥散分布在金属中,密度相对较大,在冲击载荷作用下形成的。大韧窝主要是由于夹杂物或第二相粒子尺寸比较大的集中在金属中的某一区域,在冲击载荷作用下形成的。从图3-b可以看出在试样C-2中的第二相粒子或夹杂物颗粒分布不均匀,导致大小韧窝分布不均匀,试样C-1和试样C-3中的第二相粒子或夹杂物颗粒相对比较细小,较均匀的弥散分布在金属中,从而形成相对较多的细小韧窝。也说明了0°和180°位置母材中第二相粒子或夹杂物相对较小,而90°位置母材中存在较大的第二相粒子或夹杂物,并且分布不均匀,形成了分布不均匀的大小韧窝,造成90°位置母材的冲击韧性相对较低。图4为X100钢管不同位置母材-60℃冲击断口SEM照片a、b、c分别为C-1、C-2、C-3试样的起裂位置。由图4可以看出,-60℃时,三个位置的冲击断口都是由小的解理面组成,解理面呈扇形状,上面存在有小刻面,说明三个位置母材试样都是脆性断裂方式,另外,C-1试样上有少量的撕裂棱存在,使C-1试样在-60℃时仍具有较高的冲击功。图6为C-2试样-10℃中间分层处断面的SEM照片a为分层处垂直断面与水平交界处的断口照片,b为垂直断面的分层处断口照片,从两张图片中对比可以看到断口表面为韧窝断裂(如图6-a中A处所示),这种断裂方式属于韧性断裂,冲击吸收功较大,而分层断面大部分为解理面(如图6-a中B处和图6-b所示),并存在有少量的撕裂棱,解理面呈扇形状,这种断裂方式属于脆性断裂,裂纹扩展过程吸收的冲击功相对较少,两种断裂方式存在于不同的断裂面上,韧窝断裂方式存在于试样断口平面上,解理断裂方式存在于分层面上,从而表明试样中间分层部位的韧性较差,导致试样的冲击性能下降。2.3缺陷微观缺陷图7为低倍下C-2金相试样SEM照片,可以看到试样中间部分有一条相对较为明显的白色条带组织(a),并且贯穿于这个试样,图8分别给出了图7中a、b部分的组织局部放大照片,从图8-a中可以看出,8-a处金相组织由多边形铁素体、板条状贝氏体和MA组元组成,组织比较均匀,无大块夹杂物存在,图8-b是试样中部白色条带处组织的SEM照片,主要由多边形铁素体、板条状贝氏体和MA组元组成,但有大块条状白色夹杂物和带有棱角的MA组元存在,带有棱角的MA组元的存在对材料的韧性有较大的危害,带棱角MA组元的产生主要是由于钢板的成分出现偏析,在中间部位的Nb含量相对较高,使得MA的形态发生了改变,从而形成带有尖角的MA组元,并且夹杂物周围存在一定的微小的裂纹(如图9所示),也会对材料的韧性有很大的危害性。带棱角的MA组元和这些微观缺陷在冲击过程中容易产生微小的裂纹,裂纹有在沿厚度方向上的正拉力作用下扩展的趋势,并且由于带有棱角的脆性相MA组元的存在,使裂纹很容易沿试样长度方向上以解理断裂的方式扩展,从而产生了分层现象,造成试样的冲击韧性下降。在钢管的位置3处这种分层现象比较明显,在钢管的位置1处也存在这种现象,但相对不明显。在低温下,白色条状夹杂物和带棱角的MA组元表现出明显的脆性,使位置3试样的低温冲击吸收功更小。对试样中部的条状夹杂物进行能谱分析(图10),可以看到夹杂物主要是MnS。初步分析认为,由于MnS脆性相在钢板轧制过程中与母材存在明显的不协调变形,从而产生了微小的裂纹。3钢管90位置的宏观冲击断口国产X100管线钢还存在一些问题,钢管不同位置的冲击韧性还存在很大差异。(1)钢管焊缝附近区域的冲击韧性较好,90°位置的材料冲击韧性较差,在试样中部出现分层现象。(2)钢管沿厚度方向上存在长条状MnS夹杂,并且夹杂周围有微小裂纹存在,使钢管90°位置母材的冲击韧性较差,韧脆转变温度较高。(3)90°位置母材壁厚中心有较多的带棱角的MA组元形成和不均匀的第二相粒子或夹杂物存在,使钢管90°位置的冲击韧性显著下降。图5-a、5-b、5-c分别为C-1、C-2、C-3试样-10℃冲击断口的宏观照片,这三个位置的宏观冲击断口均有不同程度的分层。这种分层现象的存在,说明钢板沿厚度方向的中间部位存在组织不均匀性或微观缺陷,从而导致冲击过程中裂纹首先沿试样