王東超，宗秋麗，王勝利，梁 棟

（1.中國石油渤海裝備巨龍鋼管公司，河北 青縣 062658；2.中國石油渤海裝備華油鋼管公司，河北 青縣 062658）

1 生產(chǎn)中出現(xiàn)的問題

在基于應(yīng)變設(shè)計(jì)的X70M鋼級(jí)φ1 016mm× 17.5mm及φ1 016mm×21mm鋼管生產(chǎn)中，落錘試樣斷口表現(xiàn)出異于典型斷口的形貌特征。圖1所示為壁厚17.5mm及21mm鋼管落錘試樣斷口形貌?？梢钥吹剑溴N斷口壁厚中心有較嚴(yán)重的斷口分離現(xiàn)象，且脆性區(qū)域并不是傳統(tǒng)脆性斷口的連續(xù)開裂特征，而是呈現(xiàn)連續(xù)羽毛狀、間斷的脆性—韌性—脆性特征。

圖2為羽毛狀斷口的放大形貌，可以看出單個(gè)羽毛狀斷口區(qū)域存在多層脆性斷口，其中面積較大脆性斷口層的兩個(gè)面分別體現(xiàn)出脆性與韌性的特征。如果將羽毛狀脆性區(qū)域單純地作為脆性區(qū)域判定，顯然該批次落錘試驗(yàn)結(jié)果不能滿足項(xiàng)目要求（圖1（a）試樣剪切面積為75%，圖1（b）試樣剪切面積為71%），可能會(huì)造成不必要的材料浪費(fèi)。因此，對(duì)該類型斷口的成因進(jìn)行分析，確定材料的真實(shí)性能很有必要。

圖1 不同壁厚X70M鋼管落錘試樣斷口形貌

圖2 落錘試樣斷口放大形貌

2 理化性能試驗(yàn)

本批次基于應(yīng)變設(shè)計(jì)鋼管材料顯微組織為粒狀貝氏體+多邊形鐵素體雙相組織類型。在斷口成因分析前，首先以φ1 016mm×21mm基于應(yīng)變設(shè)計(jì)鋼管為例了解本批材料的典型理化性能。

2.1 化學(xué)成分

為了獲得較高的抗拉強(qiáng)度及較低的屈強(qiáng)比，本批次基于應(yīng)變設(shè)計(jì)材料X70M成分設(shè)計(jì)基本沿用了X80M管線鋼成分設(shè)計(jì)，典型化學(xué)成分見表1。

表1 基于應(yīng)變設(shè)計(jì)材料X70M典型化學(xué)成分 %

2.2 拉伸性能

試驗(yàn)用鋼管管體縱向拉伸性能曲線如圖3所示，橫向拉伸性能檢測結(jié)果見表 2?？梢钥闯?，基于應(yīng)變設(shè)計(jì)材料在保證普通X70M管線鋼橫向拉伸性能的同時(shí)，具有較低的屈服強(qiáng)度及較高的抗拉強(qiáng)度（抗拉強(qiáng)度達(dá)到X80M管線鋼水平），屈強(qiáng)比不高于0.8，保證了材料屈服階段能夠連續(xù)變形以獲得良好的縱向拉伸性能。

圖3 典型管體縱向拉伸曲線

表2 基于應(yīng)變設(shè)計(jì)X70M管體橫向拉伸性能檢測結(jié)果（樣本數(shù)：84）

2.3 夏比沖擊性能

試驗(yàn)用鋼管-5℃的夏比沖擊性能試驗(yàn)結(jié)果見表3。從表3可以看出，基于應(yīng)變設(shè)計(jì)材料的夏比沖擊試驗(yàn)性能與普通X70M管線鋼性能相比，其夏比沖擊試驗(yàn)性能沒有明顯差異，具有良好的韌性。

表3 試驗(yàn)用鋼管-5℃夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果（樣本數(shù)：73）

3 特殊斷口成因分析

由圖1和圖2可以看出，落錘羽毛狀斷口具有韌脆混合特征，同時(shí)壁厚中心位置有較嚴(yán)重的斷口分離現(xiàn)象。通過掃描電鏡及有針對(duì)性的理化檢測手段對(duì)該材料脆性斷口起裂原因、落錘特殊形貌斷口形成原因進(jìn)行分析。

3.1 落錘斷口掃描電鏡分析

通過落錘試樣宏觀斷口可以發(fā)現(xiàn)，在斷口羽毛狀脆性區(qū)域，多數(shù)斷層為一面脆性，一面韌性。切取圖1（a）落錘試樣斷口通過掃描電鏡進(jìn)一步分析，圖4為掃描電鏡下的羽毛狀脆性區(qū)域脆性側(cè)的照片，可以看出，除中心斷口分離區(qū)域外，整個(gè)羽毛狀脆性區(qū)域由多個(gè)脆性層組成，中心斷口分離區(qū)域單個(gè)脆性層脆性面積較大，羽毛狀脆性區(qū)域尖端脆性層更加密集，單個(gè)脆性層脆性面積較小。這說明落錘試樣羽毛狀中心（即壁厚中心）斷裂擴(kuò)展的速度高于羽毛狀斷口尖端，在羽毛狀脆性區(qū)域由中心向兩邊擴(kuò)展的過程中，斷裂的擴(kuò)展得到了有效的抑制。

圖4 掃描電鏡下落錘試樣宏觀斷口形貌

圖5為羽毛狀脆性區(qū)域掃描電鏡照片。將羽毛狀脆性區(qū)域放大（圖5（a）），可以看到，每一個(gè)脆性層內(nèi)部為解理/準(zhǔn)解理狀斷口，但是脆性層之間的過渡區(qū)域均為韌窩狀斷口。從羽毛狀斷口尖端脆性層密集區(qū)域的另一張斷口圖像（圖5（b））可以更加清晰地看到，各個(gè)脆性層過渡區(qū)域存在著多處韌窩狀韌性斷口。

圖5 羽毛狀脆性區(qū)域電鏡照片

由此可見，試驗(yàn)用基于應(yīng)變設(shè)計(jì)管線鋼材料具有較好的止裂性能，有效抑制了脆性區(qū)域的快速擴(kuò)展。但是多個(gè)脆性層的存在表明該材料的硬相組織及軟相組織分布不均勻，在受到較大撕裂力的情況下，材料從硬相組織處起裂，但是由于材料整體韌性較好，能夠得到有效的止裂。另外，壁厚中心有較嚴(yán)重的斷口分離現(xiàn)象，說明材料壁厚中心位置可能存在較嚴(yán)重的帶狀組織。

3.2 材料壁厚中心夏比沖擊韌性分析

由于通常夏比沖擊試樣加工位置盡可能接近鋼管外表面，雖然表3顯示夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果非常優(yōu)異，但只能代表鋼管外表面的韌性。斷口掃描電鏡分析結(jié)果表明，材料壁厚中心可能存在較嚴(yán)重的帶狀組織。為驗(yàn)證壁厚中心位置實(shí)際的韌性，抽檢以壁厚中心為試樣中心的夏比沖擊試驗(yàn)，其典型斷口形貌如圖6所示，試驗(yàn)結(jié)果見表4。

圖6 材料壁厚中心夏比沖擊試樣斷口形貌

表4 -5℃夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果

結(jié)果表明，壁厚中心位置韌性較差，夏比沖擊功比壁厚外表面低100 J以上，斷口剪切面積較好，脆性區(qū)域主要集中于試樣中心斷口分離區(qū)域。

3.3 金相分析

由于壁厚中心可能存在低韌性組織，羽毛狀脆性區(qū)域中多個(gè)脆性層的存在可能是因?yàn)橛蚕嘟M織及軟相組織分布不均勻造成的。結(jié)合基于應(yīng)變設(shè)計(jì)材料的組織設(shè)計(jì)可以知道，為了確保良好的屈強(qiáng)比，基于應(yīng)變設(shè)計(jì)材料一般采用雙相組織設(shè)計(jì)，通過硬相組織提高材料的強(qiáng)度，通過軟相組織提高材料的韌性。

由金相分析可以看到，試驗(yàn)用基于應(yīng)變設(shè)計(jì)管線鋼組織采用貝氏體+多邊形鐵素體設(shè)計(jì)，如圖7所示。但是，由于軋制工藝控制不到位，晶粒大小及組織均勻度控制較差，局部存在較大尺寸的貝氏體，多邊形鐵素體及貝氏體的比例不均勻；另一方面，壁厚中心存在著較嚴(yán)重的帶狀組織（圖8），帶狀組織達(dá)到2.5～3級(jí)，為貝氏體及M/A組元。

圖7 基于應(yīng)變設(shè)計(jì)X70M管線鋼金相組織 500×

圖8 壁厚中心帶狀組織 500×

通過顯微硬度分析發(fā)現(xiàn)，組織中軟相與硬相硬度差較大。壁厚中心帶狀組織的硬度較基體中貝氏體要高，多邊形鐵素體硬度為 200～230HV10，貝氏體硬度為270～350HV10，M/A組元硬度可達(dá)到400HV10以上。

3.4 掃描電鏡分析

由圖7及圖8可以看到，材料中的軟相組織為多邊形鐵素體，硬相組織為粒狀貝氏體。材料壁厚中心帶狀組織為粒狀貝氏體帶，帶狀邊緣貝氏體中的條狀鐵素體片間距大于帶狀組織區(qū)域的貝氏體。另外，在帶狀組織中發(fā)現(xiàn)了大量TiN和NNb（圖9），周圍常伴有MnS夾雜物（圖10）。

圖9 帶狀組織中的TiN和NNb

掃描電鏡及能譜分析結(jié)果說明，材料壁厚中心帶狀組織區(qū)域存在大量Nb，Ti及Mn的偏聚，推遲了鐵素體-珠光體轉(zhuǎn)變，降低了貝氏體轉(zhuǎn)變難度，有利于形成細(xì)晶粒組織。帶狀組織邊緣由于局部貧碳，粒狀貝氏體中條狀鐵素體橫向長大速度較快，片間距較大，但是由于合金元素偏聚，仍保持了較高的硬脆性。

圖10 帶狀組織中M nS夾雜物

3.5 特殊形貌斷口成因分析

本試驗(yàn)材料壁厚中心存在嚴(yán)重的貝氏體帶狀組織，由于成分偏析帶狀組織內(nèi)部存在大量的氮化物及MnS夾雜物，當(dāng)試驗(yàn)溫度降到脆性組織的韌脆轉(zhuǎn)變溫度以下時(shí)，試樣就會(huì)產(chǎn)生平行于試樣表面的開裂，即斷口分離。在試樣的整個(gè)斷裂過程中，斷口分離先于主斷口形成，即在帶狀偏析組織處首先形成分離裂紋，然后與形成于缺口根部的主斷口匯合，最后導(dǎo)致整個(gè)試樣斷裂。

另一方面，試驗(yàn)用基于應(yīng)變設(shè)計(jì)管線鋼材料存在大量細(xì)晶粒多邊形鐵素體組織，具有較好的止裂性能，有效抑制了脆性區(qū)域的快速擴(kuò)展。但是，由于該種材料的硬相組織及軟相組織分布不均勻，且存在大晶粒硬相貝氏體組織，在受到較大撕裂力的情況下，斷口裂紋沿硬相貝氏體組織富集區(qū)域擴(kuò)展。而由于鐵素體及貝氏體軟、硬相組織的存在，出現(xiàn)了脆性韌性交替的斷口形貌。

4 結(jié) 論

（1）壁厚中心嚴(yán)重的帶狀偏析及組織中貝氏體、鐵素體雙相組織的不均勻分布是特殊形貌落錘斷口形成的原因。

（2）本批次材料具有較好的韌性，能夠有效抑制裂紋的擴(kuò)展。

（3）帶狀組織及大晶粒貝氏體的存在將大大降低材料的抗腐蝕性能。

（4）為了獲得性能良好的管線鋼材料，后續(xù)鋼板軋制過程中應(yīng)適度縮短待溫時(shí)間以抑制帶狀組織及大晶粒貝氏體的形成。

［1］熊慶人，馮耀榮，霍春勇，等,X70M管線鋼端口分離現(xiàn)象分析研究[J].機(jī)械工程材料,2005（12）：21-25.

［2］高惠臨.管線鋼—組織性能焊接行為［M］.西安：陜西科學(xué)技術(shù)出版社,1995：36-38.

［3］喬利杰,王燕斌,褚武揚(yáng).應(yīng)力腐蝕機(jī)理［M］.北京：科學(xué)出版社,1993.

［4］MOHR W.Strain based Design of Pipelines［R］.Project No.45892GTH.Washinton.DC：EWI，2003.

［5］LIESSEM A,KNAUFG,ZIMMERMANN S.Strain Based Design—What the Contribution of a Pipe Manufacturer Can Be［C］//Proceedings of the 17th International Off shore and Polar Engineering Conference,Lisbon.Portugal：［s.n.］，2007：1-6.

［6］WANG Y Y,MING L,Rudland D,etal.Strain Based Design of Pipelines［C］//The4th International Conference on Pipeline Technology.Ostend,Belgium：［s.n.］，2004：9-13.

［7］饒?zhí)順s，李杰.X80管線鋼DWTT試驗(yàn)斷口分離原因分析［J］.上海金屬，2011,33（06）：54-56.

［8］李文竹，龐兆夫，徐榮杰，等.管線鋼DWTT分離斷口的顯微分析［J］．物理測試，2007，25（04）：47-51．

［9］孫宏．淺談落錘撕裂試驗(yàn)的方法與設(shè)備［J］．理化檢驗(yàn)（物理分冊），2002，38（02）：70-71．

［10］陳宏達(dá)，霍春勇，馮耀榮，等．管線鋼落錘撕裂試驗(yàn)方法的建立、應(yīng)用及發(fā)展［J］．鋼鐵研究學(xué)報(bào)，2005，17（06）：1-5．