基于應變設計X70M鋼落錘斷口成因分析

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 生產中出現的問題

在基于應變設計的X70M鋼級φ1 016mm× 17.5mm及φ1 016mm×21mm鋼管生產中，落錘試樣斷口表現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。可以看到，落錘斷口壁厚中心有較嚴重的斷口分離現象，且脆性區域并不是傳統脆性斷口的連續開裂特征，而是呈現連續羽毛狀、間斷的脆性—韌性—脆性特征。

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

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

本批次基于應變設計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基于應變設計鋼管為例了解本批材料的典型理化性能。

2.1 化學成分

為了獲得較高的抗拉強度及較低的屈強比，本批次基于應變設計材料X70M成分設計基本沿用了X80M管線鋼成分設計，典型化學成分見表1。

表1 基于應變設計材料X70M典型化學成分 %

2.2 拉伸性能

試驗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果見表 2。可以看出，基于應變設計材料在保證普通X70M管線鋼橫向拉伸性能的同時，具有較低的屈服強度及較高的抗拉強度（抗拉強度達到X80M管線鋼水平），屈強比不高于0.8，保證了材料屈服階段能夠連續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 基于應變設計X70M管體橫向拉伸性能檢測結果（樣本數：84）

2.3 夏比沖擊性能

試驗用鋼管-5℃的夏比沖擊性能試驗結果見表3。從表3可以看出，基于應變設計材料的夏比沖擊試驗性能與普通X70M管線鋼性能相比，其夏比沖擊試驗性能沒有明顯差異，具有良好的韌性。

表3 試驗用鋼管-5℃夏比沖擊試驗結果（樣本數：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，同時壁厚中心位置有較嚴重的斷口分離現象。通過掃描電鏡及有針對性的理化檢測手段對該材料脆性斷口起裂原因、落錘特殊形貌斷口形成原因進行分析。

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現，在斷口羽毛狀脆性區域，多數斷層為一面脆性，一面韌性。切取圖1（a）落錘試樣斷口通過掃描電鏡進一步分析，圖4為掃描電鏡下的羽毛狀脆性區域脆性側的照片，可以看出，除中心斷口分離區域外，整個羽毛狀脆性區域由多個脆性層組成，中心斷口分離區域單個脆性層脆性面積較大，羽毛狀脆性區域尖端脆性層更加密集，單個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）斷裂擴展的速度高于羽毛狀斷口尖端，在羽毛狀脆性區域由中心向兩邊擴展的過程中，斷裂的擴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為羽毛狀脆性區域掃描電鏡照片。將羽毛狀脆性區域放大（圖5（a）），可以看到，每一個脆性層內部為解理/準解理狀斷口，但是脆性層之間的過渡區域均為韌窩狀斷口。從羽毛狀斷口尖端脆性層密集區域的另一張斷口圖像（圖5（b））可以更加清晰地看到，各個脆性層過渡區域存在著多處韌窩狀韌性斷口。

圖5 羽毛狀脆性區域電鏡照片

由此可見，試驗用基于應變設計管線鋼材料具有較好的止裂性能，有效抑制了脆性區域的快速擴展。但是多個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，壁厚中心有較嚴重的斷口分離現象，說明材料壁厚中心位置可能存在較嚴重的帶狀組織。

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顯示夏比沖擊試驗結果非常優異，但只能代表鋼管外表面的韌性。斷口掃描電鏡分析結果表明，材料壁厚中心可能存在較嚴重的帶狀組織。為驗證壁厚中心位置實際的韌性，抽檢以壁厚中心為試樣中心的夏比沖擊試驗，其典型斷口形貌如圖6所示，試驗結果見表4。

圖6 材料壁厚中心夏比沖擊試樣斷口形貌

表4 -5℃夏比沖擊試驗結果

結果表明，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，脆性區域主要集中于試樣中心斷口分離區域。

3.3 金相分析

由于壁厚中心可能存在低韌性組織，羽毛狀脆性區域中多個脆性層的存在可能是因為硬相組織及軟相組織分布不均勻造成的。結合基于應變設計材料的組織設計可以知道，為了確保良好的屈強比，基于應變設計材料一般采用雙相組織設計，通過硬相組織提高材料的強度，通過軟相組織提高材料的韌性。

由金相分析可以看到，試驗用基于應變設計管線鋼組織采用貝氏體+多邊形鐵素體設計，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重的帶狀組織（圖8），帶狀組織達到2.5～3級，為貝氏體及M/A組元。

圖7 基于應變設計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現，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域的貝氏體。另外，在帶狀組織中發現了大量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果說明，材料壁厚中心帶狀組織區域存在大量Nb，Ti及Mn的偏聚，推遲了鐵素體-珠光體轉變，降低了貝氏體轉變難度，有利于形成細晶粒組織。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

本試驗材料壁厚中心存在嚴重的貝氏體帶狀組織，由于成分偏析帶狀組織內部存在大量的氮化物及MnS夾雜物，當試驗溫度降到脆性組織的韌脆轉變溫度以下時，試樣就會產生平行于試樣表面的開裂，即斷口分離。在試樣的整個斷裂過程中，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，最后導致整個試樣斷裂。

另一方面，試驗用基于應變設計管線鋼材料存在大量細晶粒多邊形鐵素體組織，具有較好的止裂性能，有效抑制了脆性區域的快速擴展。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域擴展。而由于鐵素體及貝氏體軟、硬相組織的存在，出現了脆性韌性交替的斷口形貌。

4 結 論

（1）壁厚中心嚴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，后續鋼板軋制過程中應適度縮短待溫時間以抑制帶狀組織及大晶粒貝氏體的形成。

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