張清清，章傳國(guó)，鄭 磊

（寶鋼集團(tuán)中央研究院 鋼管技術(shù)中心，上海201900）

去應(yīng)力退火對(duì)X100M管線管組織性能的影響

張清清，章傳國(guó)，鄭 磊

（寶鋼集團(tuán)中央研究院 鋼管技術(shù)中心，上海201900）

為了研究610℃去應(yīng)力退火熱處理對(duì)X100M管線管組織性能的影響，對(duì)退火前后X100M管線管分別取樣，進(jìn)行了母材顯微組織觀察、室溫拉伸性能及低溫韌性試驗(yàn)，并分析了退火前后低溫沖擊典型斷口的形貌特征。結(jié)果表明，退火熱處理后X100M管線管母材顯微組織中尺寸細(xì)小的貝氏體鐵素體含量減少，粗大的準(zhǔn)多邊形鐵素體含量增多；X100M管線管的橫向和縱向抗拉強(qiáng)度下降約60～70 MPa，延伸率提高2%～3%；退火后低溫韌性有所降低，CVN沖擊和DWTT斷口均出現(xiàn)分離現(xiàn)象。

X100M管線管；去應(yīng)力退火；顯微組織；強(qiáng)度；沖擊韌性

X100M超高強(qiáng)度管線鋼是一種具有經(jīng)濟(jì)潛力和市場(chǎng)前景的新型高強(qiáng)度管道材料，是近年來管線鋼領(lǐng)域開發(fā)的熱點(diǎn)之一，并已納入API管線管規(guī)范[1-4]。采用X100M代替X70M和X80M，可滿足更高壓、更大流量的輸送要求，節(jié)省長(zhǎng)距離天然氣輸送管線的總成本[5-6]。去應(yīng)力退火處理是改善鋼制壓力容器等焊件殘余應(yīng)力集中的最基本方法之一，其退火溫度一般選擇580～630℃[7]。退火可降低鋼中的位錯(cuò)密度，改變組織類型、晶粒尺寸和織構(gòu)取向，實(shí)現(xiàn)綜合力學(xué)性能的改善[8-10]。盡管如此，對(duì)于超高強(qiáng)度管線鋼焊管的去應(yīng)力退火行為研究尚鮮有報(bào)道。

通過對(duì)610℃去應(yīng)力退火對(duì)X100M高強(qiáng)度管線管組織和性能影響規(guī)律的研究，對(duì)比分析了退火前后X100M管線管的顯微組織、室溫拉伸性能及低溫韌性，并對(duì)退火前后的低溫沖擊典型斷口形貌進(jìn)行了觀察，以期為超高強(qiáng)管線管的去應(yīng)力退火提供設(shè)計(jì)參考和理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

本試驗(yàn)材料取自商業(yè)化生產(chǎn)的X100M管線管，鋼管壁厚為12.5 mm，化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)鋼管的化學(xué)成分 %

1.2 試驗(yàn)方法

取一段X100M管線管坯樣置于箱式熱處理爐內(nèi)進(jìn)行去應(yīng)力退火。退火工藝為：610℃下保溫40 min，并隨爐冷卻至室溫。

然后對(duì)退火前后的鋼管分別取樣，進(jìn)行室溫拉伸、夏比缺口（CVN）沖擊、DWTT試驗(yàn)和顯微組織觀察。

管體和焊縫橫向拉伸試樣采用壓平板樣，縱向拉伸試樣采用Φ8 mm圓棒樣，取樣位置參照API SPEC 5L規(guī)范，拉伸試驗(yàn)按ASTM 370標(biāo)準(zhǔn)在Z100/SN3A拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。CVN沖擊試樣制備參照GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》的相關(guān)規(guī)定，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，試驗(yàn)溫度分別為－20℃和－40℃，在RKP450/300沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)。按API RP 5L3標(biāo)準(zhǔn)制備305 mm×76 mm×厚度的V形壓制缺口DWTT試樣，在SANS落錘撕裂試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行DWTT試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為－15℃。

采用機(jī)加工方法切取金相試樣，試樣經(jīng)砂紙打磨和拋光后，采用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行侵蝕，隨后用光學(xué)顯微鏡（ZEISS，Axio Imager.M2m）觀察顯微組織，并通過掃描電子顯微鏡（ZEISS，EVO MA25）對(duì)顯微組織和斷口形貌進(jìn)行分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

圖1 610℃去應(yīng)力退火前后試驗(yàn)鋼管母材的顯微組織形貌

610℃去應(yīng)力退火前后X100M管線管母材的顯微組織形貌如圖1所示。由圖1可以看出，TMCP態(tài)組織為典型的貝氏體鐵素體和少量尺寸較大的塊狀M－A組元，貝氏體鐵素體板條組織內(nèi)部有極少量細(xì)小析出相。退火后鋼管母材主要由準(zhǔn)多邊形鐵素體組成，少量貝氏體鐵素體板條殘留于內(nèi)部，M－A組元消失，準(zhǔn)多邊形鐵素體內(nèi)部和板條界面上分布有較多析出相。分析認(rèn)為，600℃左右熱處理能夠促進(jìn)試驗(yàn)鋼內(nèi)部碳原子擴(kuò)散，導(dǎo)致貝氏體鐵素體組織難以維持，長(zhǎng)大或合并形成準(zhǔn)多邊形鐵素體組織，同時(shí)元素在熱擴(kuò)散作用下促進(jìn)了碳化物或氮化物析出相的形成和長(zhǎng)大，并分布于晶內(nèi)和晶界處。上述結(jié)果表明，X100M管線管母材的組織主要為細(xì)小的貝氏體鐵素體，經(jīng)過610℃去應(yīng)力退火后貝氏體鐵素體板條合并長(zhǎng)大成準(zhǔn)多邊形鐵素體，析出相增多。

2.2 拉伸性能

610℃去應(yīng)力退火前后X100M管線管的室溫拉伸性能見表2。由表2可以看出，TMCP態(tài)管體橫向抗拉強(qiáng)度為831 MPa，屈服強(qiáng)度為736 MPa，延伸率為25.6%；管體縱向抗拉強(qiáng)度為817 MPa，屈服強(qiáng)度為727 MPa，延伸率為18.5%。退火熱處理后，管體橫向和縱向抗拉強(qiáng)度均下降約60～70 MPa，管體橫向屈服強(qiáng)度下降約100 MPa，縱向屈服強(qiáng)度下降約26 MPa，延伸率提高2%～3%，但焊縫處橫向抗拉強(qiáng)度變化不大。根據(jù)顯微組織分析，退火后尺寸細(xì)小的貝氏體鐵素體板條長(zhǎng)大或合并形成粗大的準(zhǔn)多邊形鐵素體，是試驗(yàn)鋼管抗拉強(qiáng)度降低和延伸率提高的主要原因。上述結(jié)果表明，X100M管線管經(jīng)610℃去應(yīng)力退火后管體橫向抗拉強(qiáng)度降低至817 MPa，降幅為60～70 MPa，管體橫向屈服強(qiáng)度降幅大于縱向，延伸率提高2%～3%，且焊縫抗拉強(qiáng)度無顯著變化。

表2 610℃去應(yīng)力退火熱處理前后鋼管的拉伸性能

2.3 低溫韌性

610℃去應(yīng)力退火前后X100M管線管的低溫沖擊性能見表3。由表3可看出，TMCP態(tài)－20℃和－40℃橫向沖擊韌性平均值均為279 J；退火后管體－20℃和－40℃橫向沖擊韌性降至250 J左右，降幅約為30 J。

610℃去應(yīng)力退火前后試驗(yàn)鋼管的沖擊斷口典型形貌如圖2所示。由圖2可以看出，TMCP態(tài)的斷口以纖維區(qū)和剪切唇為主，從SEM圖像看呈現(xiàn)明顯的韌窩斷裂，且韌窩尺寸均勻，表明樣品具有良好的沖擊韌性。經(jīng)過610℃去應(yīng)力退火后，斷口呈現(xiàn)分離特征，韌窩尺寸大小不均，表明試驗(yàn)鋼管的沖擊韌性有所降低，與CVN沖擊試驗(yàn)所得值相符。

表3 610℃去應(yīng)力退火前后鋼管的沖擊性能

圖2 610℃去應(yīng)力退火前后試驗(yàn)鋼管CVN沖擊-40℃斷口形貌

610℃去應(yīng)力退火前后試驗(yàn)鋼的DWTT斷口形貌如圖3所示。由圖3可以看出，TMCP態(tài)DWTT斷口的剪切面積為100%，退火后剪切面積大幅降低，且出現(xiàn)了斷口分離特征。從顯微組織看，經(jīng)過退火熱處理的試驗(yàn)鋼管晶粒粗大，晶內(nèi)和晶界碳氮化物析出明顯增多。

分析認(rèn)為，試驗(yàn)鋼管低溫韌性的降低和斷口分離與貝氏體鐵素體板條的合并長(zhǎng)大及析出相的析出行為有關(guān)。上述結(jié)果表明，X100M管線管具有優(yōu)異的低溫韌性，退火后鋼管低溫韌性下降，CVN沖擊試驗(yàn)和DWTT試驗(yàn)斷口均出現(xiàn)了分離現(xiàn)象。

圖3 610℃去應(yīng)力退火前后試驗(yàn)鋼管-15℃DWTT斷口形貌

3 結(jié) 論

（1）X100M管線管母材組織主要為細(xì)小的貝氏體鐵素體，經(jīng)610℃去應(yīng)力退火后貝氏體鐵素體板條合并長(zhǎng)大成準(zhǔn)多邊形鐵素體，析出相增多；

（2）X100M管線管經(jīng)610℃去應(yīng)力退火后管體橫向抗拉強(qiáng)度降低至817 MPa，降幅為60～70 MPa，延伸率提高2%～3%，焊縫抗拉強(qiáng)度無顯著變化；

（3）X100M管線管具有優(yōu)異的低溫韌性，經(jīng)610℃去應(yīng)力退火后鋼管的低溫韌性下降，其CVN沖擊和DWTT斷口均出現(xiàn)了分離現(xiàn)象。

[1]RINGINEN D A，CHASTUKHIN A V，KHADEEV G E，et al.A weldability study of steel of strength class X100[J].Metallurgist，2014，57（11-12）：1112-1119.

[2]OIKONOMIDIS F，SHTERENLIKHT A，TRUMAN C E.Prediction of crack propagation and arrest in X100 natural gas transmission pipelines with a strain rate dependent damage model（SRDD）[J].International Journal of Presssure Vessels&Piping，2013，s105-106（4）：60-68.

[3]CHOI B W，SEO D H，JANG J I.A nanoindentation study onthemicromechanicalcharacteristicsofAPIX100 pipeline steel[J].Metals&MaterialsInternational，2009，15（3）：373-378.

[4]LI X D，MA X P，SUBRAMANIAN S V，et al.Structureproperty-fracture mechanism correlation in heat-affected zone of X100 ferrite bainite pipeline steel[J].Metallurgical&Materials Transactions E，2015，2（1）：1-11.

[5]鄭磊，傅俊巖.高等級(jí)管線鋼的發(fā)展現(xiàn)狀[J].鋼鐵，2006，41（10）：1-9.

[6]吉玲康，張偉衛(wèi)，高惠臨，等.X100管線鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變[J].材料工程，2011（2）：10-16.

[7]GB 105.1～105.4—2011，壓力容器[S].

[8]BAGLIANI P E，SANTOFIMIA M J，ZHAO L，et al.Microstructure,tensile and toughness properties after quenching and partitioning treatments of a medium-carbon steel[J].Materials Science&Engineering A，2013，559：486-495.

[9]LI H，LIN J，DEAN T A，et al.Modelling mechanical property recovery of a linepipe steel in annealing process[J].International Journal of Plasticity，2009，25（6）：1049-1065.

[10]A Mart′iNez-De-Guerenu，F(xiàn) Arizti，M D′iAz-Fuentes，et al.Recovery during annealing in a cold rolled low carbon steel.Part I:Kinetics and microstructural characterization[J].Acta Materialia，2004，52（12）：3657-3664.

Effects of Stress Relief Annealing on the Microstructures and Properties of X100M Line pipe

ZHANG Qingqing,ZHANG Chuanguo,ZHENG Lei
（Center Research institute of Baosteel Group,Shanghai 201900,China）

In order to study the effects of stress relief annealing at 610℃on the microstructures and mechanical properties of X100M line pipe,sampling respectively on X100M line pipe before and after annealing,it carried out microstructure observation,tensile test at room temperature and low temperature toughness test,and also analyzed the typical lowtemperature impact fracture morphology characteristics before and after annealing.The results showed that,in X100M line pipe base metal microstructure,the volume fraction of small size bainite decreased and the volume fraction of quasi-polygonal ferrite increased after annealing.Both the transverse and longitudinal tensile strength decreased about 60～70 MPa,while the elongation increased by 2%～3%.The low temperature toughness decreased,and the fracture separation phenomenon was observed in CNV impact and DWTT fracture.

X100M line pipe;stress relief annealing;microstructure;strength;impact toughness

TG156

A

10.19291/j.cnki.1001-3938.2016.11.001

張清清（1989—），男，工學(xué)博士，主要從事油氣輸送用高性能管線鋼、管線管產(chǎn)品開發(fā)、新工藝和新技術(shù)研究工作。

2016-07-13

謝淑霞