x80管线钢-10020的冲击性能试验研究

x80管线钢-10020的冲击性能试验研究

管道运输是一条长距离输送石油、天然气的最经济、合理的运输方式。为提高输送效率、降低能耗和减少投资,管线用钢向高强度、高韧性和优良焊接性能的方向发展。随着高寒地带油气田的开发,管线的服役环境更加恶劣,对输送管线的低温韧性和韧脆转变特性提出了更高的要求。材料的韧脆转变温度决定了材料低温韧性的优劣,是衡量材料韧脆性转变倾向的重要指标,直接影响材料的应用范围,开发和应用新材料均需要确定其韧脆转变温度。为保障管线的安全可靠性,在提高强度的同时,必须保证钢材的韧性高于最低止裂韧性,为防止输气管线断裂,要求钢管始终处于韧性状态工作,亦即钢材的韧脆转变温度应低于钢管的工作温度。工程结构设计和安全评定主要使用冲击韧性和断裂韧度作为韧性指标,油气输送管线在高速加载下工作,其抗断能力随着加载速率的不同而变化,多承受冲击载荷,因此,常用冲击韧性来评价管线钢的韧性。国内外关于管线钢冲击韧性的研究主要集中在微观组织对韧性的影响方面,关于高钢级管线钢冲击韧性及韧脆转变温度影响因素的报道甚少。本文研究一种X80管线钢在不同试验温度的冲击韧性,确定了该钢的韧脆转变温度,分析了化学成分、晶粒尺寸、微观组织、轧制工艺及断口分层现象等对冲击韧性和韧脆转变温度的影响。1韧脆转变温度测定试验用钢取自工厂生产的X80宽厚板,表1为化学成分,包括Mn、Mo、Nb、Ti等微合金元素,钢坯经过再结晶区和未再结晶区两阶段轧制,通过加速冷却到相变温度以下再空冷,最终厚度为22mm,组织为针状铁素体+少量M/A岛,并含有部分粒状贝氏体。采用“系列温度冲击试验法”测定韧脆转变温度,按《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》(GB/T229-2007),采用10mm×10mm×55mm夏比V型缺口冲击试样。在NAI500F摆锤式冲击试验机上分别进行-100~20℃温度的夏比冲击试验,间隔为20℃,低温控温介质采用无水乙醇和液氮混合物,试样在规定温度溶液中保温时间≥5min,以保证试样表面与内部温度一致,用低温热电偶测温。采取缩短间隔时间和补偿温度的方法,保证冲击时试样温度为预定温度。每个试验温度用3个试样,冲击后的试样经无水乙醇浸泡,迅速吹干,利用POLYVAR-MET万能显微镜和QUANTA200型扫描电镜观察断口形貌。2试验结果2.1温度对冲击功的影响表2为测得的不同温度试样的冲击吸收功,由表可知,在整个试验温度范围内,随着温度降低,冲击功下降,特别是在-60℃降至-100℃的试验温度区间内,冲击功急剧减小。2.2试验温度和温度对试验断口形貌的影响图1为不同试验温度对应冲击断口的宏观形貌。由图可知,随着试验温度的降低,断口边缘的塑性变形程度下降,断口区域内纤维区和剪切唇所占比例逐渐缩小,放射区比例不断增大。图1(a)为20℃的宏观冲击断口,整个断口呈暗灰色,只有纤维区和剪切唇两个区域,断口边缘有比较大的拉边,当试验温度为-40~20℃时,宏观断口形貌相似。当试验温度为-60℃和-80℃,断口区域内的纤维区和剪切唇有不同程度的降低,中部出现放射区,断口边缘仍存在较小拉边。当试验温度下降到-100℃时,断口齐平无拉边,呈亮灰色并且具有强烈的金属光泽,中部放射区特征非常明显,纤维区和剪切唇所占比例很小。此外,在冲击试样断口上出现了分层现象,如图1(c)所示,-80℃的断口分层程度特别严重,表现为垂直断口表面,沿钢板厚度方向的二次裂纹或分层,形态为一个较大的和多个较小的分层裂纹,主要集中在断口纤维区内,分层裂纹的长度和张开角度均较大。当试验温度高于-80℃时,随着试验温度的升高,断口分层程度逐渐降低,分层裂纹的数量、长度及张开角度均减小,而当试验温度为-100℃时,没有出现断口分层现象。图2为利用扫描电镜观察到的不同试验温度对应的冲击断口形貌。由图2可以看出,随着试验温度的降低,冲击断口的韧窝尺寸和深度减小。试验温度为-40℃时,断口形貌为抛物线状韧窝,韧窝数量较多且分布均匀,当试验温度降为-60℃时,如图2(b)所示,断口呈现较多较深的等轴韧窝,说明在断裂前发生了较大的塑性变形;当试验温度下降到-80℃时,断口韧窝浅平细小且分布不均匀,如图2(c)所示,出现了扇形解理花样;试验温度降低至-100℃时,如图2(d)所示,冲击断口明显呈解理断口形貌,整个断面上几乎观察不到韧窝。图3为利用扫描电镜观察到的-80℃试样中间断口分层处的微观形貌,A为分层处垂直断面与水平的交界处,B为分层处垂直断面。由图3可以看到断口表面的韧窝(如A处所示),对应韧性断裂,而垂直断面大部分为解理断裂(如B处所示),对应脆性断裂,两种断裂方式存在于不同的断裂面上,韧窝断裂存在于试样断口平面上,解理断裂存在于分层处垂直断面。2.3试验温度对断口剪切断面率的影响试验结果波图4为根据冲击断口宏观和微观形貌测得的剪切断面积率与试验温度的关系曲线。由图可知,在-40℃~20℃试验温度区间,冲击断口剪切断面率为100%,当试验温度低于-40℃时,随着试验温度的下降,断口剪切断面率降低,在-60℃为90%,在-80℃下降为64%,-100℃仅为8%。图5为冲击吸收功和脆性断面率与试验温度的关系曲线。由图5可知,以冲击试样脆性断面率达到50%时判定韧脆转变温度FATT50为-84℃,以冲击吸收功达到上平台的50%时判定韧脆转变温度ETT50为-83℃,两种方法确定的韧脆转变温度相差不大,因此可确定试验钢的韧脆转变温度为-83℃。3韧脆转变温度k由冲击试验结果可以看出,试验钢的冲击韧性较好,室温下冲击功达到323J,当试验温度高于-60℃时,冲击功都在250J以上,韧脆转变温度为-83℃。影响试验钢韧脆转变温度的因素主要有化学成分、晶粒尺寸、微观组织和控轧控冷工艺,而断口分层现象对冲击韧性及韧脆转变温度也有一定的影响。3.1mrna、cb、锰及高mn/c比对降低韧脆转变温度的作用随着钢中碳含量的降低和锰含量的增加,韧脆转变温度降低,同时高的Mn/C比对提高冲击韧性亦是有益的,硅对韧性有不良影响,磷等杂质易偏聚于晶界,降低晶界表面能,产生沿晶断裂,同时降低脆断应力,导致钢材的韧性降低和韧脆转变温度升高。试验钢含碳量仅为0.04%,减小了对韧性的不利影响,含有1.85%的锰以及高的Mn/C比对降低韧脆转变温度的起了很大的作用,磷及杂质的含量控制在非常低的水平,较大程度消除了其对韧性的不良影响,同时钢中硅含量控制在较低的水平,对韧脆转变温度的降低也起到一定的作用。钼在低合金高强度钢中,抑制多边形铁素体和珠光体形核,促进高密度位错亚结构针状铁素体或微细结构超低碳贝氏体的形成,保证管线钢高强度高韧性的综合性能,因此,试验钢中适量的钼可改善钢的韧性,降低韧脆转变温度。X80管线钢在奥氏体未再结晶温度区间控轧,在这个温度区间内,铌有抑制再结晶、细化晶粒的效果,因此铌具有降低韧脆转变温度的作用。钒在钢中氮含量较大的情况下,可起到一定的晶粒细化作用,对钢的韧性有一定程度的改善,降低了韧脆转变温度。钛的未溶碳、氮化合物颗粒分布在奥氏体晶界上,阻碍在热加工加热时奥氏体晶粒的长大,形成难溶化合物消除了钢中的自由氮,从而改善了韧性,另一方面自由氮的含量减少,提高了铌在奥氏体的固溶度,进一步发挥了铌的细化晶粒和沉淀强化作用,改善了钢的强韧性。3.2晶粒尺寸与韧脆转变温度的关系根据显微组织形态,管线钢通常可以分为三种类型,即铁素体-珠光体或少珠光体管线钢、针状铁素体管线钢、铁素体-马氏体管线钢,当前的商用管线钢主要为前两种类型。第一代微合金管线钢的组织主要为铁素体-珠光体管线钢或少珠光体管线钢,强度级别主要为X42~X70钢;第二代微合金管线钢的微观组织主要为针状铁素体管线钢,强度级别范围可覆盖X70~X90钢。针状铁素体实际上就是贝氏体,具有精细的亚单元和较高的位错密度。根据对针状铁素体“有效晶粒“尺寸的分析,针状铁素体的“有效晶粒”是针状铁素体片条束,尺寸十分细小,裂纹在扩展过程中受到这些彼此咬合、互相交错分布的细小的片条束的阻碍,从而有效地提高了其强韧性,针状铁素体内部的高密度的位错和亚结构也在很大的程度上提高了韧性,降低钢的韧脆转变温度。图6为试验钢的显微组织。由图6可以看出,试验钢的显微组织分布不是很均匀,且少量粒状贝氏体对冲击韧性会造成不利影响,但具有高密度缠结位错和微细亚晶的针状铁素体基体,使得试验钢仍具有较高的冲击韧性和较低的韧脆转变温度。钢的晶粒尺寸,包括钢的奥氏体及其转变产物的晶粒尺寸、亚晶粒、位错胞状结构等,都对钢的韧性产生较大影响。派奇方程描述了晶粒尺寸与韧脆转变温度的关系,如公式(1)所示,晶粒越细小,韧脆转变温度越低。式中,β、B、C均为常数,d为铁素体的晶粒尺寸,Tk为韧脆转变温度。晶粒细化时,单位体积内晶粒数目越多,塑性变形可分散在更多的晶粒内进行,塑性变形越均匀,内应力集中越小。晶粒细化使晶界总面积增加,致使裂纹扩展的阻力增加,推迟了裂纹萌生,晶界总面积的增加还可使晶界上的杂质浓度降低,减轻沿晶脆性断裂的倾向。此外,细小的晶粒使得裂纹穿过晶界进入相邻晶粒并改变方向的频率增殖,消耗的能量增加,所以韧性增加。由图6可以看到,铁素体粒径不到5μm,细小的晶粒和亚晶粒的存在显著得提高了试验钢的冲击韧性,降低了韧脆转变温度。3.3单晶钢盘的制备高性能管线钢的发展来源于微合金技术和控轧控冷技术。采用控轧控冷工艺能够显著细化晶粒,明显提高钢的韧性,降低钢的韧脆转变温度。试验钢板在奥氏体再结晶区轧制阶段的终轧温度大于980℃,总压下率大于60%,通过形变-再结晶反复交替进行,使奥氏体细化,从而使相变后得到细小的铁素体。在奥氏体未再结晶区轧制阶段开轧温度低于920℃,最末机架的终轧温度为790~830℃,压下率高达80%,大的变形量使奥氏体晶粒显著拉长压扁,并在晶粒内部形成滑移带,变形γ晶界和滑移带为α形核提供大量形核位置,显著的细化了晶粒,从而大大的提高了试验钢的冲击韧性和降低了韧脆转变温度。较大冷却速度和较低终冷温度可抑制晶粒的长大,使晶粒细化,有利于提高管线钢板的强韧性和低温综合性能。生产试验钢时,奥氏体未再结晶区轧制完后立即送至ACC,加速冷却速度为20℃/s,终冷温度控制在540℃左右,使控制轧制获得的细小晶粒进一步细化为韧性要求的粒径小于5μm的微细晶粒,从而获得较好的冲击韧性和较低的韧脆转变温度。3.4断口分层试验图7为-80℃冲击断口分层处能谱分析结果。可以看出,断口分层处附近并无Al的氧化物、MnS等夹杂物,也没有磷硫的偏析现象,试验钢组织并未呈现带状组织,因此试验钢断口分层现象是由显微组织的不均匀以及硬而脆的M/A岛造成的。断口分层对管线钢的冲击韧性及韧脆转变温度有一定的影响。在上平台区,由于分层的出现减少了管材的有效壁厚,降低了延性断裂功,因此断口分层会降低试样的上阶能。而在转变区和下平台区,分层的出现使冲击功增大,这是因为分层主要出现在断口的纤维区内,所以纤维区面积增大时,分层裂纹长度增加,反之亦然,故从某种程度上说分层的出现及分层裂纹长度的增加,使试样的冲击韧性随温度的下降速度减慢,加宽了韧脆转变区,并导致下平台向低温侧移动,使韧脆转变温度降低。4钢的韧脆转变温度1)采用“系列温度冲击试验法”测定了X80管线钢不同温度