張 帥 任 毅 王 爽 劉文月 高 紅

（鞍鋼股份有限公司技術(shù)中心，遼寧鞍山 114009）

海洋深水鉆井隔水管用鋼試驗(yàn)研究

張 帥 任 毅 王 爽 劉文月 高 紅

（鞍鋼股份有限公司技術(shù)中心，遼寧鞍山 114009）

通過(guò)研究合金成分、冷卻工藝對(duì)性能和微觀組織的影響探索了X80海洋深水鉆井隔水管用鋼適宜的生產(chǎn)方案和微觀組織類型。結(jié)果表明，當(dāng)碳當(dāng)量在0.40%～0.44%時(shí)，通過(guò)適宜的工藝能夠達(dá)到X80隔水管用鋼的技術(shù)要求，相同工藝下，碳、錳和碳當(dāng)量降低，強(qiáng)度下降，韌性改善，脆轉(zhuǎn)溫度升高；冷卻工藝對(duì)組織狀態(tài)、亞結(jié)構(gòu)和元素固溶影響明顯，從而改變相變、位錯(cuò)、固溶和細(xì)晶等強(qiáng)化及韌化效果；BF（貝氏體鐵素體）＋GB（粒狀貝氏體）＋少量QF（準(zhǔn)多邊形鐵素體）的復(fù)合組織和QF＋GB的復(fù)合組織均能滿足X80隔水管用鋼的性能要求，晶粒細(xì)化和適宜的組織類型是獲得優(yōu)異性能的重要保障。

鉆井隔水管 X80 合金元素 冷卻工藝 顯微組織

隨著世界能源消耗的不斷增多和陸路油氣資源的逐漸枯竭，海底油氣資源的開(kāi)采日益受到重視［1］；未來(lái)開(kāi)采海底油氣所需的鉆井船和石油平臺(tái)有望大幅生產(chǎn)和應(yīng)用。鉆井隔水管是連接海底井口和鉆井設(shè)備的重要組成部分，是海洋鉆井的關(guān)鍵設(shè)備之一［2-3］，服役條件復(fù)雜，不僅要受到海流、波浪等環(huán)境因素影響，工作時(shí)還承受如渦激震動(dòng)、周期扭轉(zhuǎn)、旋轉(zhuǎn)彎曲等復(fù)雜多變的應(yīng)力和載荷。因此為保證安全性和穩(wěn)定性，海洋深水鉆井隔水管用鋼通常采用X80級(jí)別，在材料的合金成分、橫縱向強(qiáng)度、低溫韌性等方面均較普通管線鋼有更苛刻要求。

海洋深水鉆井隔水管用鋼技術(shù)要求和質(zhì)量評(píng)價(jià)主要遵循美國(guó)石油協(xié)會(huì)（API）和挪威船級(jí)社（DNV）規(guī)范［4-5］。目前，國(guó)外對(duì)X80級(jí)隔水管用鋼的研究已取得一定進(jìn)展，而國(guó)內(nèi)的相關(guān)研究才剛剛起步；深化X80級(jí)隔水管用鋼的研制工作對(duì)加速我國(guó)深海油氣資源開(kāi)采的意義重大。本文通過(guò)相關(guān)試驗(yàn)重點(diǎn)研究了X80隔水管用鋼的合金設(shè)計(jì)、生產(chǎn)工藝與性能、微觀組織的相關(guān)性，探索適宜的生產(chǎn)技術(shù)方案以期為工業(yè)化生產(chǎn)提供參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)鋼由兩種不同成分的鑄坯試制，采用高C高M(jìn)n和低C低Mn兩種設(shè)計(jì)方案，配以Ni、Mo、Cu、Cr、Nb、Ti等合金元素，碳當(dāng)量CEIIW分別為0.44%和0.40%，其中，C、S元素采用CS600碳硫測(cè)定儀進(jìn)行測(cè)定，其他合金元素采用Avanta AAS原子吸收光譜儀測(cè)定，具體化學(xué)成分見(jiàn)表1。

鑄坯厚250 mm，經(jīng)相同工藝加熱后采用再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)兩階段控軋成厚15.88 mm鋼板，隨后空冷到一定溫度再加速水冷到設(shè)定溫度，其精軋及冷卻工藝見(jiàn)表2。采用兩種不同的試制工藝研究成分和冷卻工藝對(duì)材料的影響；與工藝1相比，工藝2的開(kāi)冷溫度低，終冷溫度高。試驗(yàn)鋼號(hào)中首位表示鑄坯號(hào)，末位表示工藝號(hào)。

表1 試驗(yàn)鋼化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of test steels（mass fraction） %

表2 試驗(yàn)鋼軋制和冷卻工藝Table 2 Rolling and cooling processes of the test steels

沿試驗(yàn)鋼的橫向和縱向截取試樣進(jìn)行拉伸、沖擊、落錘和硬度測(cè)試。拉伸試驗(yàn)在Z1200拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用φ12.7 mm的圓棒試樣；沖擊試驗(yàn)在JBN-500沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試樣規(guī)格為10 mm×10 mm×55 mm，V型缺口，沖擊試驗(yàn)溫度0～－60℃；落錘試驗(yàn)在JL-50000落錘試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，試驗(yàn)溫度－20℃；硬度測(cè)量在FV-300維氏硬度試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；同時(shí)，利用DMIRM光學(xué)顯微鏡、背散射電子衍射技術(shù)（EBSD）及透射電鏡（TEM）對(duì)材料的微觀組織進(jìn)行觀察和分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 強(qiáng)度和硬度

試驗(yàn)鋼的拉伸性能如表3所示?？梢?jiàn)，1-1、1-2、2-1試驗(yàn)鋼的性能均達(dá)到技術(shù)要求，2-2鋼的縱向屈服強(qiáng)度偏低。對(duì)用同一坯料試制的試驗(yàn)鋼而言，采用工藝1時(shí)材料強(qiáng)度較高，采用工藝2時(shí)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均明顯降低，但塑性略有改善，屈強(qiáng)比也有所下降。相同工藝條件下，采用坯料1試制的試驗(yàn)鋼強(qiáng)度明顯高于坯料2，說(shuō)明C、Mn和CEIIW的升高能夠有效提高材料的強(qiáng)度。

表3 試驗(yàn)鋼的拉伸性能Table 3 Tensile properties of the test steels

沿試驗(yàn)鋼的厚度方向進(jìn)行硬度測(cè)量，連續(xù)測(cè)量9個(gè)點(diǎn)，其結(jié)果如圖1所示。試驗(yàn)鋼硬度從高到低依次是1-1、1-2、2-1、2-2，但相互間差異不大；試驗(yàn)鋼硬度變化趨勢(shì)與拉伸強(qiáng)度基本一致。

2.2 沖擊韌性

試驗(yàn)鋼的沖擊性能如圖2所示。可以看出，采用坯料2試制的2-1、2-2試驗(yàn)鋼的沖擊性能明顯高于采用坯料1試制的1-1、1-2試驗(yàn)鋼。同時(shí)，1-1、1-2試驗(yàn)鋼沖擊性能受溫度的影響較大，隨著溫度下降沖擊能量明顯降低，但在－60℃時(shí)沖擊能量仍能夠保持在250 J以上；2-1、2-2試驗(yàn)鋼的沖擊性能對(duì)溫度的敏感性較低，－60℃時(shí)橫、縱向沖擊能量均在420 J以上。

圖1 試驗(yàn)鋼的硬度測(cè)量結(jié)果Fig.1 Hardness test results of the test steels

試驗(yàn)鋼的落錘試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表4，其中1-2試驗(yàn)鋼的斷口形貌見(jiàn)圖3。從表4中可以看出，試制的4塊試驗(yàn)鋼板的落錘性能均達(dá)到了技術(shù)要求且具有一定的富余量，其中，1-1、1-2試驗(yàn)鋼的落錘性能略低于2-1、2-2試驗(yàn)鋼。

2.3 微觀組織

圖4為試驗(yàn)鋼的微觀組織形貌。可見(jiàn)，試驗(yàn)鋼1-1、1-2的組織以貝氏體為主，包含少量的準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF），其中1-2試樣組織中粒狀貝氏體（GB）和準(zhǔn)多邊形鐵素體的比例略高于1-1試樣；試驗(yàn)鋼2-1、2-2組織以QF＋GB為主，QF比例和晶粒尺寸較1-1、1-2試驗(yàn)鋼有所增大。

圖2 試驗(yàn)鋼的沖擊性能隨溫度的變化Fig.2 Charpy V-notch impact toughness as a function of temperatures for the test steels

表4 試驗(yàn)鋼的落錘性能Table 4 Drop performance of the test steels

圖3 1-2試驗(yàn)鋼的落錘斷口形貌Fig.3 DWTT fracturemorphology of the test steel 1-2

3 分析與討論

3.1 鋼的成分與組織性能的相關(guān)性

在管線鋼中C、Mn有效增加淬透性，可以顯著提高材料強(qiáng)度和硬度；其中，在亞共析范圍內(nèi)，隨著C含量的增加，抗拉強(qiáng)度不斷提高，而Mn則通過(guò)固溶強(qiáng)化的方式影響材料強(qiáng)度；Ni、Mo、Cu、Cr也是管線鋼中重要的強(qiáng)化元素，可以彌補(bǔ)部分C、Mn含量降低引起的強(qiáng)度損失。碳當(dāng)量CEIIW可以看作是合金元素對(duì)強(qiáng)度影響的評(píng)價(jià)指標(biāo)，隨著CEIIW的增加管線鋼的強(qiáng)度呈非線性的升高趨勢(shì)［6-8］。其主要原因是，CEIIW的增加促進(jìn)了固溶強(qiáng)化，同時(shí)合金元素提高了α相的形核功和轉(zhuǎn)變激活能，使γ相中原子結(jié)合力增大，提高了奧氏體穩(wěn)定性，抑制了多邊形鐵素體的轉(zhuǎn)變，使微觀組織中貝氏體等硬相比例增大，即相變強(qiáng)化效果增強(qiáng)，從而引起強(qiáng)度提高。從試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度和微觀組織來(lái)看，相同工藝條件下，碳當(dāng)量為0.44%的1-1、1-2試驗(yàn)鋼組織以貝氏體為主，準(zhǔn)多邊形鐵素體轉(zhuǎn)變受到抑制，強(qiáng)度明顯高于碳當(dāng)量為0.40%的2-1、2-2試驗(yàn)鋼，后者組織中存在大量準(zhǔn)多邊形鐵素體。但總體來(lái)看，采用兩種成分試制的試驗(yàn)鋼在適當(dāng)工藝下均可以達(dá)到X80級(jí)隔水管用鋼的強(qiáng)度要求，若同時(shí)考慮制管過(guò)程中的加工硬化、焊接性等，與鋼板相比，X80鋼管強(qiáng)度會(huì)進(jìn)一步升高，強(qiáng)度富余量較低的2-1試驗(yàn)鋼在制管后也完全能夠達(dá)到理想的強(qiáng)度，其焊接性也更為優(yōu)異。

鋼的韌性斷裂強(qiáng)度可以用式σc＝（2Gγ／K）×d－1／2來(lái)描述，其中，σc為斷裂強(qiáng)度，G為切變模量，γ為表面能或塑變能，K為常數(shù)，d為有效晶粒尺寸?？梢钥闯?，材料的斷裂強(qiáng)度受γ和d的影響。碳是影響試驗(yàn)鋼塑性和韌性的最主要因素；碳含量增加，促進(jìn)碳化物和中低溫組織等“硬相”形成，同時(shí)碳又以間隙固溶形式存在于點(diǎn)陣間隙，造成較大的晶格畸變，使材料塑變能力、起裂能和裂紋擴(kuò)展能減小，從而導(dǎo)致韌性降低，脆轉(zhuǎn)溫度升高。從試驗(yàn)鋼的沖擊韌性和落錘性能來(lái)看，碳含量較高的1-1、1-2試驗(yàn)鋼的韌性明顯低于碳含量低的2-1、2-2試驗(yàn)鋼且對(duì)溫度更為敏感。

采用EBSD分析了2-1、2-2試驗(yàn)鋼的晶粒取向分布情況，如圖5所示?？梢?jiàn)，試驗(yàn)鋼組織中存在大量角度≥15°的大角度晶界，有研究表明［9］，當(dāng)裂紋要擴(kuò)展通過(guò)時(shí)需要消耗大量能量，因此，大角度晶界能夠有效阻礙裂紋擴(kuò)展，從而發(fā)揮止裂作用。另外，計(jì)算得到2-1、2-2試驗(yàn)鋼的有效晶粒尺寸約2.32μm和2.57μm，細(xì)小的晶粒對(duì)提高試驗(yàn)鋼強(qiáng)韌性發(fā)揮了良好的作用。

圖4 試驗(yàn)鋼的顯微組織Fig.4 Microstructures of the test steels

圖5 試驗(yàn)鋼晶粒位向差≥15°的取向分布圖Fig.5 Distributions of grainswith misorientation of≥15°in the test steels

3.2 冷卻工藝與組織性能的相關(guān)性

3.2.1 開(kāi)冷溫度

從表3試驗(yàn)鋼的拉伸性能來(lái)看，開(kāi)始冷卻溫度的降低和終冷溫度的升高導(dǎo)致了強(qiáng)度的下降。試驗(yàn)鋼精軋后組織以高勢(shì)能的形變奧氏體為主，處于亞穩(wěn)定狀態(tài)，相變驅(qū)動(dòng)力大且內(nèi)部存在大量的能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏位置，極易發(fā)生鐵素體形核。在終軋和開(kāi)冷溫度區(qū)間，一方面合金元素的擴(kuò)散能力強(qiáng)，容易形成先共析鐵素體相變所需的貧碳區(qū)，另一方面合金元素容易脫溶從而降低固溶強(qiáng)化效果；還有晶粒內(nèi)位錯(cuò)在此溫度區(qū)間也會(huì)發(fā)生回復(fù)，再加上先共析鐵素體增加導(dǎo)致的位錯(cuò)密度減?。ㄈ鐖D6所示），最終導(dǎo)致試驗(yàn)鋼強(qiáng)度下降。因此，開(kāi)始冷卻溫度越低，終軋和開(kāi)冷溫度區(qū)間越大，材料在此區(qū)間空冷停留時(shí)間越長(zhǎng)，其相變、固溶、位錯(cuò)強(qiáng)化效果降低，宏觀上導(dǎo)致了強(qiáng)度下降，微觀上促進(jìn)了組織中先析鐵素體比例的增加。

圖6 試驗(yàn)鋼組織中的位錯(cuò)Fig.6 Dislocation in the test steels

3.2.2 終冷溫度

試驗(yàn)鋼的加速冷卻過(guò)程使組織中未轉(zhuǎn)變的奧氏體最終轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w和M／A。終冷溫度不同，所形成的貝氏體組織的形態(tài)、亞結(jié)構(gòu)、碳化物和M／A島分布狀態(tài)不同；終冷溫度降低，BF片條增多且細(xì)化，晶粒內(nèi)亞結(jié)構(gòu)、位錯(cuò)增加，使強(qiáng)度上升；同時(shí)，在T4（350～380℃）溫度附近試驗(yàn)鋼中Mo、Cr、Mn等置換固溶元素不具備顯著擴(kuò)散能力，C等間隙固溶元素的擴(kuò)散也會(huì)受到抑制，使合金元素處于過(guò)飽和固溶狀態(tài)，且終冷溫度越低，過(guò)飽和度越大，致使強(qiáng)度升高。

4 結(jié)論

（1）碳、錳和碳當(dāng)量對(duì)X80海洋深水鉆井隔水管用鋼的強(qiáng)度有顯著影響，相同工藝條件下，隨著碳、錳含量和碳當(dāng)量降低，強(qiáng)度下降、韌性提高；碳當(dāng)量在0.40%～0.44%時(shí)，利用適宜的生產(chǎn)工藝能獲得滿足技術(shù)要求的X80隔水管用鋼。

（2）冷卻工藝對(duì)組織中鐵素體比例、貝氏體形貌、亞結(jié)構(gòu)和元素固溶等都會(huì)產(chǎn)生影響，從而最終影響材料性能；對(duì)X80隔水管用鋼而言，結(jié)合鋼的成分選擇適當(dāng)?shù)睦鋮s工藝從而充分發(fā)揮多種強(qiáng)化、韌化效果是獲得良好性能的保證。

（3）以貝氏體為主的BF＋GB＋少量QF的復(fù)合組織和以QF＋GB為主的復(fù)合組織均能滿足X80隔水管用鋼的性能要求，可以根據(jù)強(qiáng)韌性控制目標(biāo)的需求自行選擇。

［1］董曉明，張忠鏵，尹衛(wèi)東，等.深井開(kāi)發(fā)用超高強(qiáng)度高韌性套管組織對(duì)韌性的影響研究［J］.上海金屬，2015，37（5）：1-5.

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收修改稿日期：2016-01-18

Experimental Investigation of Deep Water Drilling Riser Steel

Zhang Shuai Ren Yi Wang Shuang Liu Wenyue Gao Hong
（Technical Center of Anshan Iron＆Steel Co.，Ltd.，Anshan Liaoning 114009，China）

Influence of alloy elments and cooling process on mechanical properties and microstructure of X80 deep water drilling riser steel was analyzed，and suitable production scheme and microstructure were researched.Results indicated that the carbon equivalent（CEIIW）should be controlled in the range of 0.40%to 0.44%to meet the property requirements of X80 drilling riser steel.Themicrostructure，substructure and alloy solution was influenced strongly by cooling process，aswell as the property of the steels.Complex microstructures of BF（bainite ferrite）＋GB（granular bainite）＋QF（quasi-polygonal ferrite）or QF＋GB were appropriate for X80 drilling riser steel，and fine grain and proper type ofmicrostructure was the key to obtain excellent property.

drilling riser，X80，alloy elments，cooling process，microstructure

張帥，男，碩士，高級(jí)工程師，主要從事鋼鐵新產(chǎn)品研究，Email：shzh0101＠sina.com