回火溫度對超高強高韌V150套管組織性能的影響

李陽華，趙延闊，武岳，劉蛟蛟，李紅英

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，湖南 長沙，410083；2. 衡陽華菱鋼管有限公司 技術(shù)中心 湖南 衡陽，421001；3．南車戚墅堰機車車輛工藝研究所有限公司 江蘇 常州，213011)

隨著全球?qū)δ茉葱枨罅康募眲≡黾樱烷_采的力度日益增大[1]。油井管是石油天然氣勘探開發(fā)必須使用的工程用具，在石油工業(yè)用鋼總量中，油井管包括套管、油管和鉆探管占40%以上。套管是其中技術(shù)含量和附加值最高的產(chǎn)品，也是高風(fēng)險產(chǎn)品，在井下出現(xiàn)質(zhì)量問題會造成巨大的經(jīng)濟(jì)損失，嚴(yán)重時導(dǎo)致井毀人亡[2]。近年來，石油天然氣勘探開發(fā)逐漸向超深井拓展，開采難度越來越大，工況環(huán)境十分惡劣，為了確保超深井的運行安全，對套管的綜合力學(xué)性能、使用性能和壽命特別是強韌性匹配提出了極高的要求。英國能源部規(guī)定：Q125以上鋼級的套管，0 ℃時橫向沖擊功必須達(dá)到總延伸強度Rt0.7的1/10；對于超深井用的 V150鋼，強韌性矛盾特別突出，因此，超深井用超高強度套管開發(fā)為世界性的技術(shù)難題[3]。目前，日本V&M，JEF和住友等公司已開發(fā)出超深井用套管。而我國對油套管的研究多集中在P110及以下鋼級，雖然有幾家企業(yè)能夠生產(chǎn) V150套管，但其產(chǎn)品的韌性仍不夠[4-5]。熱處理是改善鋼管組織性能的重要手段，對于超高強度的油套管，必須進(jìn)行精確化調(diào)質(zhì)處理[6]。回火溫度是影響套管調(diào)質(zhì)性能的最主要因素，為此，本文作者研究不同回火溫度對 V150套管組織性能的影響，旨在使套管得到最佳強韌性匹配，為推動高性能油井管國產(chǎn)化提供科學(xué)依據(jù)。

1 實驗材料及方法

實驗材料取自工廠生產(chǎn)的V150熱軋態(tài)無縫鋼管，規(guī)格(直徑×長度)為198 mm×22 mm，化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為：C 0.22%～0.32%，Si 0.2%～0.5%，Mn 0.5%～1.5%，Cr 0.5%～1.4%，Mo 0.3%～0.8%。

實驗鋼經(jīng)890 ℃保溫35 min水淬，選擇的回火溫度分別為580，620，630，640，650，660和700 ℃，保溫45 min后空冷。采用Instron3369力學(xué)實驗機進(jìn)行常規(guī)拉伸試驗，拉伸速度為1 mm/min。按《金屬材料夏比擺錘沖擊實驗方法》(GB/T 229—2007)加工成全尺寸夏比V型缺口沖擊試樣，采用NAI500F擺錘式?jīng)_擊實驗機測量試樣的0 ℃橫向沖擊功。采用洛氏硬度計測量硬度。用 4%的硝酸酒精溶液浸蝕金相樣品，采用 Neophot-32型臥式金相顯微鏡進(jìn)行組織觀察。采用QUANTA 200型掃描電鏡觀察沖擊試樣斷口和碳化物形貌，采用TECNAIG220型透射電鏡觀察微觀組織。

2 實驗結(jié)果

2.1 顯微組織

圖1所示為不同熱處理狀態(tài)對應(yīng)的金相組織。從圖 1(a)可以看出：水淬組織主要由板條馬氏體和針狀馬氏體組成；由圖 1(b)～(h)可以看出：實驗鋼在580～700 ℃之間回火時，其組織均為回火索氏體；在580 ℃回火時，可以觀察到明顯的原奧氏體晶界，晶粒內(nèi)板條尺寸較小，析出的碳化物細(xì)小彌散分布在整個基體內(nèi)；在620 ℃回火時，板條尺寸開始變大，回火索氏體中的α鐵素體相呈針狀分布；在630～660 ℃回火時，板條寬度小幅度增大，部分碳化物開始聚集長大；在630 ℃回火時，α相亦為針狀；當(dāng)回火溫度升至640 ℃時，部分α相呈針狀，部分α相有多邊形化趨勢，α鐵素體開始發(fā)生再結(jié)晶；當(dāng)回火溫度提高到650 ℃時，α鐵素體再結(jié)晶充分；當(dāng)回火溫度達(dá)到660 ℃時，α相基本上完全等軸化；當(dāng)回火溫度達(dá)到700 ℃時，組織明顯粗化。

圖2所示為實驗鋼經(jīng)580 ℃和650 ℃回火的TEM形貌像。從圖2可以看出：在580 ℃回火的組織基本保持著淬火馬氏體的板條形狀，析出的碳化物呈細(xì)小短棒狀，基體存在部分位錯；當(dāng)回火溫度達(dá)到650 ℃時，發(fā)生鐵素體再結(jié)晶，鐵素體晶粒呈等軸狀，可觀察到大量球狀碳化物，位錯密度降低。

2.2 力學(xué)性能與斷口形貌

表 1所示為不同狀態(tài)實驗鋼對應(yīng)的力學(xué)性能指標(biāo)。從表1可以看出：硬度與強度表現(xiàn)出相同的變化趨勢，隨著回火溫度的升高，硬度逐漸下降。

圖3所示為強度、伸長率、沖擊功與回火溫度的關(guān)系曲線。從圖 3(a)可以看出：回火溫度對常規(guī)拉伸性能有較大影響，隨著回火溫度的升高，拉伸強度Rt0.7和Rm不斷降低，在650 ℃回火時，強度略高于V150鋼級指標(biāo)要求，在660 ℃回火時，強度低于指標(biāo)要求，在700 ℃回火時，強度劇烈下降，Rt0.7只有866 MPa。伸長率的變化與強度呈現(xiàn)出相反的趨勢，隨著回火溫度的升高，伸長率不斷升高，580 ℃回火時的伸長率只有14.2%，650 ℃回火時增大到21.7%，700 ℃回火時達(dá)到峰值 25.1%，在實驗范圍內(nèi)，伸長率都達(dá)到了目標(biāo)值。圖3(b)所示為沖擊功與回火溫度的關(guān)系曲線，可見：隨著回火溫度的升高，沖擊功不斷增大。結(jié)合表1可以看出：當(dāng)回火溫度低于620 ℃時，沖擊功小于70 J，且增加較緩慢；在630～700 ℃回火時，沖擊功迅速增加，640 ℃回火后沖擊功平均值為97.3 J，接近英國能源部規(guī)定的100 J；650 ℃回火時沖擊功平均值為107 J，所有值均超過100 J，700 ℃回火時沖擊功平均值達(dá)到150 J。對比表1，在650 ℃回火的強度指標(biāo)略高于目標(biāo)值，沖擊功超過100 J，在660 ℃回火的沖擊功高于650 ℃回火時的值，但強度達(dá)不到目標(biāo)值。

圖1 不同熱處理狀態(tài)對應(yīng)的金相組織Fig.1 Microstructures of investigated steel in as-quenched and tempered states

圖2 不同溫度回火對應(yīng)的微觀組織(TEM)Fig.2 TEM micrographs of investigated steel tempered at different temperatures

表1 不同狀態(tài)實驗鋼的力學(xué)性能Table 1 Mechanical properties of investigated steel in different states

圖3 力學(xué)性能與回火溫度的關(guān)系曲線Fig.3 Relationship between mechanical properties and tempering temperature

圖4所示為實驗鋼經(jīng)不同溫度回火后拉伸斷口的SEM形貌，其中：圖4(a)和(b)所示分別為580 ℃回火時的斷口形貌，對應(yīng)的塑性較差；圖4(c)和(d)所示分別為650 ℃回火的斷口形貌，對應(yīng)的塑性較好。由圖4(a)和(c)所示的宏觀組織照片可以看出：于580 ℃回火時斷口呈“人”字形放射狀形貌，放射源始于“人”字紋花樣尖頂，放射方向為裂紋擴(kuò)展方向，擴(kuò)展速率極快，屬于典型的脆性斷裂；于650 ℃回火時斷口呈星形形貌，中部為纖維狀區(qū)，四周為輻射狀裂紋快速擴(kuò)展區(qū)，輻射區(qū)和纖維區(qū)交界處有很多二次裂紋，輻射區(qū)有明顯的斷裂臺階，輻射痕跡很粗且沿徑向朝四周擴(kuò)散，屬于韌性斷裂。由圖4(b)和(d)所示的微觀組織照片可以看出：于580 ℃回火時斷口呈部分解理斷裂夾有少量韌窩和微細(xì)裂紋特征，因此，韌性較差；而在650 ℃回火后，斷口的中心纖維區(qū)是微孔聚集型的穿晶韌性斷裂，因此，韌性較好。

圖5所示為實驗鋼經(jīng)不同溫度回火后的宏觀沖擊斷口形貌。從圖5可以看出：當(dāng)回火溫度為580 ℃時，放射狀結(jié)晶區(qū)所占比例較大，纖維狀韌性區(qū)所占比例較小；隨著回火溫度的升高，放射區(qū)不斷減少，纖維區(qū)和剪切唇逐漸擴(kuò)大；當(dāng)回火溫度達(dá)到640 ℃后，不同回火溫度對應(yīng)的宏觀斷口形貌基本相似，已觀察不到放射狀結(jié)晶區(qū)。

圖 6所示為不同回火溫度對應(yīng)沖擊斷口的 SEM照片。從圖6可以看出：當(dāng)回火溫度為580 ℃時，沖擊斷口的解理斷面區(qū)域較大，韌窩較少，對應(yīng)韌性較差；隨著回火溫度的升高，韌窩增多，且韌窩逐漸增大、變深，相應(yīng)韌性逐漸提高。

圖4 不同回火溫度對應(yīng)的拉伸斷口形貌(SEM)Fig.4 SEM fractographs of tensile specimens tempered at different temperatures

圖5 不同溫度回火試樣的沖擊斷口形貌(體視顯微鏡)Fig.5 Macroscopic fracture morphologys of Charpy specimens tempered at various temperature

圖6 不同溫度回火試樣的沖擊斷口形貌(SEM)Fig.6 SEM fractographs of Charpy specimens tempered at various temperatures

3 分析與討論

3.1 熱軋態(tài)的組織性能

圖7所示為利用金相顯微鏡和掃描電鏡觀察到的熱軋態(tài)實驗鋼的微觀組織。從圖7可以看出：熱軋態(tài)組織主要由大塊狀鐵素體、層片狀珠光體、粒狀貝氏體組成，組織分布不均勻，片狀珠光體導(dǎo)致的應(yīng)力集中和組織的不均勻性嚴(yán)重惡化了鐵素體、粒狀貝氏體的增韌效果。

圖7 熱軋態(tài)實驗鋼的微觀組織形貌Fig.7 Microstructures of the investigated steel in as-rolled state

結(jié)合表1可以看出：雖然熱軋態(tài)實驗鋼的強度超過了 V150鋼級要求，但韌性嚴(yán)重不足，要得到理想的強韌性匹配，必須進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理。

3.2 回火溫度對顯微組織的影響

如表1所示，在580～660 ℃回火的強度和硬度變化不明顯，與熱軋態(tài)差別不大，但塑性和韌性相比熱軋態(tài)得到了很大提高。實驗鋼在回火過程中既有馬氏體分解和碳化物的析出長大，也有α固溶體的回復(fù)、再結(jié)晶和晶粒長大。

在580～630 ℃回火時，實驗鋼表現(xiàn)出一定的組織穩(wěn)定性。一方面，因為合金元素在上述溫度范圍內(nèi)擴(kuò)散較困難，而且Cr等合金元素與碳有較強的結(jié)合力，阻礙了碳原子的擴(kuò)散，對滲碳體的聚集長大起強烈阻礙作用，回火組織保持細(xì)小的碳化物顆粒；另一方面，隨著碳化物的形成，低碳板條馬氏體中的小角度板條界面消除，淬火馬氏體的板條形態(tài)發(fā)生了粗化，但剩下的大角度板條界面被早期形成的碳化物釘扎住，回火組織在很大程度上保持著淬火馬氏體的位向和形狀；此外，合金元素的添加提高了α相再結(jié)晶溫度，延緩了淬火鋼的回復(fù)和再結(jié)晶過程，也提高了回火組織的穩(wěn)定性[7-9]。

當(dāng)回火溫度超過640 ℃時，析出的碳化物發(fā)生聚集長大，相鄰馬氏體板條合并成寬板條形狀。隨著回火溫度的升高，碳化物顆粒已經(jīng)不能有效地釘扎住剩余的大角度板條界面[10]；與此同時，還會發(fā)生再結(jié)晶。當(dāng)回火溫度達(dá)到700 ℃時，相鄰晶粒相互吞并，碳化物快速長大，組織急劇粗化。

3.3 回火溫度對力學(xué)性能的影響

實驗鋼的強度與硬度均隨著回火溫度的升高而降低，一般來說，強度與硬度成正比關(guān)系，因此，影響硬度的因素等比例地影響強度。Hollomon-Jaffe回火模型給出了硬度與回火溫度及回火時間的關(guān)系：

其中：H為回火硬度；T為回火溫度；t為回火時間；c為常數(shù)。當(dāng)回火時間恒定時，回火硬度只取決于回火溫度。

Johnson-Mehl-Avrami方程被廣泛用來描述金屬材料中的固態(tài)相變和再結(jié)晶動力學(xué)，在鋼的等溫轉(zhuǎn)變過程中也得到了很好應(yīng)用，下面所示的具有Johnson-Mehl-Avrami方程形式的回火動力學(xué)方程擴(kuò)展了Hollomon-Jaffe回火模型的應(yīng)用范圍：

其中：H0為鋼完全硬化(淬火) 態(tài)硬度；H∞為完全軟化(退火) 態(tài)硬度；Hv為介于兩狀態(tài)間的任一中間硬度；t為回火時間；m為軟化指數(shù)，其值取決于鋼的化學(xué)成分和回火前的熱處理歷史；D受回火溫度控制，服從Arrhenius公式：

D0為取決于鋼化學(xué)成分的常數(shù)；Q為回火過程的表觀激活能；R為理想氣體常數(shù)，8.31 J/(K·mol)；T為回火溫度，K[11]。由式(2)和(3)可知：當(dāng)鋼的化學(xué)成分、回火時間和回火方式恒定時，鋼的回火硬度隨回火溫度的升高而降低，本實驗鋼的硬度與公式計算結(jié)果吻合度較高，符合回火動力學(xué)規(guī)律。

在回火過程中，不斷析出細(xì)小彌散的碳化物而產(chǎn)生沉淀強化，但是，碳化物的析出致使固溶強化效果減弱，α相的回復(fù)再結(jié)晶致使馬氏體的位錯強化效應(yīng)減弱，隨著ε碳化物轉(zhuǎn)變成滲碳體，共格性被破壞，滲碳體聚集長大，導(dǎo)致第二相沉淀強化減弱[12-13]。因此，隨著回火溫度的提高，強度不斷下降。

淬火鋼往往存在較大的淬火應(yīng)力，有時還存在微裂紋，韌性較差，經(jīng)適當(dāng)回火消除高應(yīng)力區(qū)，可防止產(chǎn)生微裂紋，使韌性提高[14-15]。隨著回火溫度的升高，彌散的碳化物開始從馬氏體中析出，與α相保持共格關(guān)系的碳化物使馬氏體板條的斷裂阻力增大。此外，由于α相發(fā)生了回復(fù)再結(jié)晶，克服了片狀α相易于應(yīng)力集中的缺陷，而ε滲碳體的球化對鋼的塑韌性有利。但是，高溫回火會導(dǎo)致組織粗化和碳化物顆粒長大，進(jìn)而使得韌性下降，當(dāng)回火溫度達(dá)到660 ℃以上時，韌性隨回火溫度上升趨勢變緩。

一般來說，淬火鋼在450～650 ℃之間回火并緩冷，沖擊韌性會隨溫度的升高而劇烈下降，即發(fā)生第二類回火脆性。出現(xiàn)回火脆性主要與磷、砷、銻、錫等元素在晶界上偏聚和析出等有關(guān)[16]。實驗鋼在 580～650℃回火未發(fā)生第二類回火脆性，其原因是：(1) 在鋼鐵冶煉過程中嚴(yán)格控制了雜質(zhì)元素含量；(2) 添加了適量 Mo等元素；(3) 實驗鋼原奧氏體晶粒小，晶界總面積較大，降低了雜質(zhì)元素在晶界的偏聚濃度。

結(jié)合力學(xué)性能指標(biāo)和組織分析，實驗鋼在650 ℃回火后組織均勻細(xì)小，鐵素體等軸化，碳化物彌散析出，第二相析出的強化、回火軟化和增韌作用之間達(dá)到動態(tài)平衡，拉伸斷口呈星形斷裂，宏觀沖擊斷口幾乎觀察不到脆性結(jié)晶區(qū)，微觀沖擊斷口韌窩大而深，強韌性匹配達(dá)到最佳，屈服強度和抗拉強度均達(dá)到V150目標(biāo)要求，同時沖擊功超過100 J。

4 結(jié)論

(1) 在580～700 ℃回火后，實驗鋼的組織均為回火索氏體；當(dāng)回火溫度在580～630 ℃時，隨著回火溫度的升高，板條狀和針狀馬氏體的組織特征逐漸減弱，但在很大程度上仍然保持著淬火馬氏體的位向和形狀；在640 ℃回火時，開始發(fā)生再結(jié)晶；在700 ℃回火時，組織發(fā)生粗化。

(2) 在580～700 ℃回火時，未出現(xiàn)第二類回火脆性。隨著回火溫度的升高，實驗鋼的強度和硬度逐漸降低，塑性和韌性逐漸增加；在580～660 ℃回火時，實驗鋼的強度和硬度與熱軋態(tài)的相比相差不大，但塑性和韌性得到較大提高。

(3) 在 580～640 ℃回火后，實驗鋼的強度高于V150鋼級的要求，但韌性不足；在660～700 ℃回火時，實驗鋼的韌性高于目標(biāo)值，但強度未達(dá)到 V150的要求。650 ℃為實驗鋼最佳回火溫度，在此溫度下回火組織均勻，鐵素體完全再結(jié)晶，碳化物細(xì)小彌散分布，回火后強度達(dá)到V150鋼級要求，0 ℃時橫向沖擊功接近110 J，強韌性匹配達(dá)到最佳。

[1] 李紅英, 林武, 賓杰, 等. 低碳微合金管線鋼過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變[J]. 中南大學(xué)學(xué)報: 自然科學(xué)版, 2010, 41(3):923-929.LI Hong-ying, LIN Wu, BIN Jie, et al. Continuous cooling transformation of undercooling austenite for low-carbon microalloyed pipeline steel[J]. Journal of Central South University: Science and Technology, 2010, 41(3): 923-929.

[2] 李鶴林, 韓禮紅, 張文利. 高性能油井管的需求與發(fā)展[J]. 鋼管, 2009, 38(1): 1-9.LI He-lin, HAN Li-hong, ZHANG Wen-li. Demand for and development of Hi-performance OCTG[J]. Steel Pipe, 2009,38(1): 1-9.

[3] 李鶴林, 田偉, 鄺獻(xiàn)任. 油井管供需形勢分析與對策[J]. 鋼管,2010, 39(1): 1-7.LI He-lin, TIAN Wei, KUANG Xian-ren. OCTG supply-demand situation and countermeasures[J]. Steel Pipe, 2010，39(1): 1-7.

[4] 李平全, 史交齊, 趙國仙, 等. 油套管的服役條件及產(chǎn)品研制開發(fā)現(xiàn)狀[J]. 鋼管, 2008, 37(4): 6-12.LI Ping-quan, SHI Jiao-qi, ZHAO Guo-xian, et al. Service conditions and current R&D situation of oil tubing and casing[J].Steel Pipe, 2008, 37(4): 6-12.

[5] 李鶴林, 韓禮紅. 芻議我國油井管產(chǎn)業(yè)的發(fā)展方向[J]. 焊管,2009, 32(4): 5-10.LI He-lin, HAN Li-hong. Research and development direction of china oil-well tubular products industry[J]. Welded Pipe and Tube, 2009, 32(4): 5-10.

[6] Turconi G L, Echaniz G, Anelli E, et al. Improvement of resistance to SSC Initiation and propagation of high strength OCTG through microstructure and precipitation control[C]//Corrosion. Houston: NACE International, 2001: 11-16.

[7] Wang X D, Xu W Z, Guo Z H, et al. Carbide characterization in a Nb-microalloyed advanced ultra high strength steel after quenching–partitioning–tempering process[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527(15): 3373-3378.

[8] TAO Peng, ZHANG Chi, YANG Zhi, et al. Evolution and coarsening of carbides in 2.25Cr-1Mo steel weld metal during high temperature tempering[J]. Journal of Iron and Steel Research International, 2010, 17(5): 74-78.

[9] Caballero F G, Miller M K, Garcia-Mateo C, et al. Redistribution of alloying elements during tempering of a nanocrystalline steel[J]. Acta Materialia, 2008, 56(2): 188-199.

[10] Djebaili. H, Zedira. H, Djelloul. A, et al. Characterization of precipitates in a 7.9Cr-1.65Mo-1.25Si-1.2V steel during tempering[J]. Materials Characterization, 2009, 60(9): 946-952.

[11] Zhang Z, Delagnes D, Bernhart G. Microstructure evolution of hot-work tool steels during tempering and definition of a kinetic law based on hardness measurements[J]. Materials Science and Engineering A, 2004, 380(1/2): 222-230.

[12] Qin B, Wang Z Y, Sun Q S. Effect of tempering temperature on properties of 00Cr16Ni5Mo stainless steel[J]. Materials Characterization, 2008, 59(8): 1096-1100.

[13] Fournier B, Sauzay M, Renault A, et al. Microstructural evolutions and cyclic softening of 9% Cr martensitic steels[J].Journal of Nuclear Materials, 2009, 386/387/388: 71-74.

[14] ZOU De-ning, HAN Ying, ZHANG Wei, et al. Influence of tempering process on mechanical properties of 00Cr13Ni4Mo super martensitic stainless steel[J]. Journal of Iron and Steel Research International, 2010, 17(8): 50-54.

[15] Song Y Y, Ping D H, Yin F X, et al. Microstructural evolution and low temperature impact toughness of a Fe–13%Cr–4%Ni–Mo martensitic stainless steel[J]. Materials Science and Engineering A, 2010, 527(3): 614-618.

[16] Hickey J J, Bulloch J H. The role of reverse temper embrittlement on some low and high temperature crack extension processes in low carbon, low alloy steels: A review[J].International Journal of Pressure Vessels and Piping, 1992, 49(3):339-346.