低碳貝氏體管線鋼軋制工藝及組織性能研究.pdf

1、從我國(guó)油氣生產(chǎn)和消費(fèi)結(jié)構(gòu)以及西部大開發(fā)戰(zhàn)略來看，長(zhǎng)距離、大口徑、高壓力、耐腐蝕是我國(guó)油氣管道發(fā)展的必然趨勢(shì)。X70、X80低碳貝氏體管線鋼已在西氣東輸一線、二線等重大管線工程中獲得大量應(yīng)用。但是，由于其組織的特殊性，生產(chǎn)過程中容易出現(xiàn)性能不穩(wěn)定而造成成材率低，對(duì)其組織演變的晶體學(xué)特征、抗H2S腐蝕機(jī)理、產(chǎn)生斷裂的細(xì)微觀力學(xué)原因及焊接性能等還有待深入研究。
　　本文結(jié)合中央高校基本科研業(yè)務(wù)費(fèi)專項(xiàng)資金“高級(jí)別管線鋼DWTT斷裂的細(xì)觀力

2、學(xué)研究”、國(guó)家自然科學(xué)基金“應(yīng)變速率矢量?jī)?nèi)積解法在軋制功率變分中的應(yīng)用研究”和“成形能率泛函積分線性化方法及其在金屬加工中應(yīng)用研究”及與企業(yè)合作項(xiàng)目“輸油氣用X65～X80高級(jí)別管線鋼開發(fā)”，圍繞低碳貝氏體管線鋼組織的演變、斷裂行為、抗腐蝕性能及焊接性能進(jìn)行研究。本文的主要工作和研究成果如下:
　　(1)用組織觀察和膨脹法對(duì)低碳貝氏體管線鋼變形與未變形過冷奧氏體冷卻過程中的組織演變進(jìn)行了研究，建立了連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。結(jié)果表明，該管

3、線鋼的貝氏體開始轉(zhuǎn)變溫度隨冷卻速率增大而降低，且隨著冷速增大，相變區(qū)域縮小，相變時(shí)間縮短。在相同冷速下，真應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)的貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度比無應(yīng)變時(shí)提高了30～80℃。當(dāng)冷卻速率小于5℃/s時(shí)，貝氏體板條呈不連續(xù)線性分布，而冷卻速率大于5℃/s時(shí)，貝氏體板條增多且變得連續(xù)，呈長(zhǎng)條狀。隨冷速增大，貝氏體板條間距逐漸減小。貝氏體板條間距與冷卻速率之間的關(guān)系可用方程d=(-0.00787+0.01937v)-1/4.09515描述，其中d為

4、板條間距，v為冷卻速率。EBSD研究發(fā)現(xiàn)，實(shí)驗(yàn)鋼原始奧氏體、多邊形鐵素體晶界和貝氏體板條束界都是大角度晶界，而貝氏體板條界和亞晶界都為小角度晶界。對(duì)變形和未變形試樣，在1～20℃/s的范圍內(nèi)，大角度晶界的比例隨冷速的增加而增大;但是冷速超過20℃/s后，隨冷速增加，大角度晶界的比例有減小趨勢(shì)。
　　(2)多道次熱模擬實(shí)驗(yàn)得出合適的低碳貝氏體管線鋼生產(chǎn)工藝為:終軋溫度790～810℃，終冷溫度500～580℃，冷卻速率15～20℃/

5、s。在該工藝范圍內(nèi)，可以得到細(xì)小均勻的針狀鐵素體組織和較高比例的大角度晶界。在實(shí)驗(yàn)室條件下，用TMCP、HTP和超快冷三種工藝都得到了性能滿足API Spec5L和GB/T21237-2007標(biāo)準(zhǔn)要求的低碳貝氏體管線鋼。其中，采用HTP工藝可在TMCP工藝的基礎(chǔ)上提高終軋溫度20～40℃。而采用超快冷技術(shù)軋制，可提高終軋溫度40～60℃。因此，用HTP工藝和超快冷技術(shù)有利于降低軋機(jī)載荷，該技術(shù)可為軋機(jī)能力不足的廠家生產(chǎn)高級(jí)別管線鋼提供參

6、考。
　　(3)在國(guó)內(nèi)某廠用含0.1～0.25％ Mo的150mm連鑄坯生產(chǎn)厚度小于18mm的X70和X80管線鋼，其性能均滿足國(guó)標(biāo)和西氣東輸標(biāo)準(zhǔn)要求，但是對(duì)18mm以上規(guī)格，DWTT性能很難滿足要求。用含0.1～0.2％ Mo的250mm連鑄坯生產(chǎn)厚度大于18mm的X70管線鋼，各項(xiàng)性能也滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。通過不同Mo含量和不同厚度規(guī)格的X70和X80管線鋼工業(yè)軋制實(shí)驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，DWTT性能表現(xiàn)為壓縮比效應(yīng)和成分效應(yīng)。壓縮比大于8.33

7、、Mo含量大于0.1％時(shí)，DWTT性能容易滿足要求。
　　(4)抗H2S腐蝕實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，試樣表面氫鼓泡裂紋處存在夾雜物，經(jīng)EDS分析發(fā)現(xiàn)，主要為硫化物、氧化鈣和硅鋁酸鹽等。金相觀察發(fā)現(xiàn)，氫鼓泡產(chǎn)生的裂紋逐漸由試樣表面向內(nèi)部延伸，裂紋不斷擴(kuò)展、連接，最后形成臺(tái)階狀氫致裂紋。斷裂模式主要是沿晶開裂，裂紋尖端存在不同形狀的Ca和Al的氧化物夾雜。氫致裂紋的擴(kuò)展速率與σs/KI的平方成正比。材料強(qiáng)度越高則斷裂韌度越小，亦即材料強(qiáng)度越高其

8、抵抗氫致裂紋擴(kuò)展能力越小。
　　(5)實(shí)驗(yàn)溫度對(duì)X80管線鋼沖擊的起裂載荷及最大載荷影響較小，但對(duì)加載過程中試樣吸收的能量和裂紋失穩(wěn)后的止裂能力有明顯影響。隨溫度降低，裂紋形成功，裂紋擴(kuò)展功和止裂后吸收的能量顯著減小，最終表現(xiàn)為沖擊功降低。DWTT試樣的厚度中心是容易產(chǎn)生脆性斷裂的位置。當(dāng)試樣心部帶狀組織超過1.0級(jí)時(shí)，DWTT性能容易不合。尺寸粗大的M/A島對(duì)DWTT性能極為不利。細(xì)小彌散分布的M/A島狀組織對(duì)管線鋼的DWTT性

9、能有利。大尺寸、形狀不規(guī)則的鈣鋁酸鹽、MnS等對(duì)DWTT性能不利，而細(xì)小、球化的(Ca，Mn)S夾雜對(duì)DWTT性能影響不大。EBSD研究發(fā)現(xiàn)，有效晶粒尺寸和大角度晶界的比例與DWTT性能好壞有對(duì)應(yīng)關(guān)系。DWTT剪切面積大的試樣，其有效晶粒尺寸小，大角度晶界的比例高。CTOD實(shí)驗(yàn)測(cè)得X70和X80實(shí)驗(yàn)鋼的起裂韌度δ0.2BL分別為0.205mm和0.230mm。
　　(6)以MY線性屈服準(zhǔn)則求得Ⅰ型斷裂裂尖塑性區(qū)方程的解析解，該解是

10、斷裂韌度KI和極角θ的函數(shù)。數(shù)值模擬的塑性區(qū)范圍介于Mises和Tresca屈服準(zhǔn)則之間，MY準(zhǔn)則與Mises屈服準(zhǔn)則確定的塑性區(qū)范圍幾乎重合。對(duì)于Ⅰ型斷裂，用MY、Mises和Tresca屈服準(zhǔn)則得到的裂尖塑性區(qū)臨界半徑相同。裂尖塑性區(qū)的范圍與KI/σs有關(guān)，KI/σs越小，塑性區(qū)面積越小。對(duì)平面應(yīng)變狀態(tài)，臨界半徑與K1/σs無關(guān);對(duì)于平面應(yīng)力狀態(tài)，臨界半徑隨KI/σs的增大而增大。
　　(7)隨著峰值溫度升高和輸入線能量增大，

11、沖擊斷口形貌逐漸由韌性轉(zhuǎn)變?yōu)榇嘈詳嗫?，在峰值溫度?350℃、線能量為40和50kJ/cm時(shí)，為完全脆性斷口。實(shí)驗(yàn)鋼在-20℃的Charpy沖擊功隨峰值溫度的升高和線能量的增大而減小。實(shí)驗(yàn)鋼的維氏硬度隨峰值溫度的降低和線能量的增大而減小。當(dāng)線能量不大于35kJ/cm時(shí)，在所有峰值溫度下，實(shí)驗(yàn)鋼Charpy沖擊功均大于150J，說明只要線能量不超過35kJ/cm，實(shí)驗(yàn)鋼HAZ就有良好的沖擊韌性。EBSD分析結(jié)果表明，在線能量為30kJ/c