實驗室條件下超高強度X120鋼管微觀組織和性能研究

李雅可，馬立立，汪 超，楊艷濱，代 金 編譯

（1.渤海裝備巨龍鋼管公司南京分公司，南京 210061；2.渤海裝備華油鋼管公司，河北 青縣 062658）

在長距離天然氣輸送過程中，為了保證天然氣供應量的不斷增加，就需要增加管線鋼管的直徑或輸送壓力。為了增加管線供應的經濟效益，減少綜合運營成本，國外很多國家如日本、德國、韓國和加拿大，已開始積極研究和開發X120管線鋼管。因此，冶金行業的發展對于X120管線鋼的研究和開發變得尤為重要，X120管線鋼的應用勢必會推動天然氣工業的迅猛發展。

1 試驗材料和方法

基于巴頓研究所X80～X100鋼的研究和分析數據，本研究試樣的化學成分見表1。

為了得到X120管線鋼所需的下貝氏體組織，試樣B的化學成分中添加了0.002%的B，從而大大推遲了奧氏體到鐵素體的轉變，也就促成了下貝氏體組織的形成。此外，提高鋼的淬透性，B元素應以固溶硼的形式沿晶界存在且不與N元素形成氮化硼。為了阻止氮化硼的形成，可以加入Ti元素，因Ti與N更易于結合形成鈦氮，加入Mo和Nb也會在一定程度上增加B元素的作用。為了得到X120鋼所需的力學性能，同時也為了減小偏析的不均勻性，應在鋼中添加B或在不添加B的情況下保證w（C）在0.04%～0.06%之間。將w（Mn）增加至2.0%來彌補低的C含量，實現固溶強化。加入Ni和Cu元素可以有效影響奧氏體轉變動力學，Ni元素還能降低材料的韌脆轉變溫度，提高裂紋擴展所需的能量。

表1 X120管線鋼試樣的化學成分%

然而，相比不含B的鋼，含B的X120鋼雖然能得到較理想的下貝氏體組織，但同時也降低了鋼的塑性和韌性。因此，當前X120鋼的發展研究趨勢是化學成分不含B元素（試樣A）。試樣A和試樣B均在TsNIIchermet實驗室熔化。從每個被熔化的試驗錠中得到60mm×60mm×80mm的試驗坯，并以自動方式在300二輥式軋機里將試驗坯軋制成11mm厚的帶鋼。

為了形成軋制和連續加速冷卻的溫度理論，需要得到在冷卻期間奧氏體開始轉變分解的起點（Ar3）和貝氏體轉變的起始點（Bs）這兩個關鍵值。兩種試樣的組織轉變溫度見表2。

表2 試樣的組織轉變溫度

不含B的試驗坯用300二輥式軋機軋制且按如下方式冷卻：①加熱到1150℃；②熱機械軋制以實現較小區域的γ相；③快速冷卻中斷溫度分別為500℃，400℃和300℃；④快速冷處理中斷后在熔爐中強制回火至620℃（±10℃）；⑤在空氣中慢慢冷卻。

粗軋制階段厚度減少的相對值為33%，粗軋后鋼板的厚度為40mm；中間冷卻時間為3 min，精軋階段的總厚度減少的相對值為73%。軋制的溫度參數見表3，變形參數見表4。

含B的試驗坯（B試樣）采用熱機械方式軋制并在γ區的下部完成軋制?？焖倮鋮s的末端溫度為450℃，冷卻速度為25℃/s，快速冷處理后不需要做強制回火。

表3 X120試驗坯熱軋制參數

表4 X120試驗坯軋制變形參數

軋制后從每個帶鋼上取下試樣做力學性能試驗、耐寒性評價和微觀組織分析。拉伸試驗根據GOST 1497標準，并在WALTERBAI AG試驗機上完成；沖擊彎曲試驗根據GOST 9454標準，并在試樣上開有尖底缺口。不同溫度下的拉伸試驗、沖擊試驗結果見表5和表6。

表5 X120試樣拉伸試驗結果

表6 不同溫度下X120試樣沖擊試驗結果

2 微觀組織結構

不含B元素（A試樣）的X120鋼力學性能試驗結果顯示，帶鋼的末端冷卻溫度為300℃，且冷卻速率在30～35℃/s時拉伸強度值較高，沖擊韌性值也較高?？焖倮涮幚砗鬆t中回火2 min并使溫度達到620℃±10℃時可以使耐沖擊強度增加10%，這是因為回火后可以消除在快速冷卻處理期間相間變形所產生的位錯。但強制回火與否對抗拉強度和沖擊功影響不大，對相對延伸率影響較大，如圖1所示。

由圖1可以看出，在300℃時沖擊功達最大值，但在400℃時的沖擊功卻比在450～500℃時要低（如圖1（c）所示）。沖擊功和斷裂延伸率與試驗溫度的關系如圖2所示，不含B元素的X120鋼具有良好的低溫沖擊強度和耐冷特性，其韌脆轉變溫度T50低于-100℃，這就使X120鋼更易于在北部寒冷管線建設中使用。

通過TESCAN VEGA掃描電子顯微鏡觀察試樣A和試樣B的微觀組織結構，如圖3所示。試樣A主要含有粒狀貝氏體，含B元素試樣B的微觀組織主要是細微分散的板條狀馬氏體。

圖1 快速中斷冷卻溫度和X120鋼機力學能的影響關系

圖2 沖擊功和斷裂延伸率與試驗溫度的關系

圖3 試樣的微觀組織

為更進一步的分析，通過JEM-7透射電子顯微鏡觀察微觀組織。試樣從編號為1,2,7的帶鋼上選擇截取。其微觀組織修正為針狀鐵素體和粒狀貝氏體，如圖4所示。一般來說，這些微觀組織中的晶塊或亞晶呈現不規則形狀，粒狀鐵素體貝氏體和細粒狀鐵素體之間的不同呈現了這樣的事實，即細粒狀鐵素體中的貝氏體晶塊中有奧氏體夾雜。比如2#帶鋼試樣的微觀組織，在暗場圖像中鐵素體和奧氏體緊密排列，反射奧氏體的顆粒以箭頭標出。另外，粒狀鐵素體貝氏體亞晶結構中的位錯密度比馬氏體晶粒中的密度要小，但卻比多邊形鐵素體中的要大。1#和7#帶鋼上取下的試樣具有相似的微觀組織，但是與2#帶鋼中取得的試樣組織是不同的。前兩者具有“島狀”結構，這種差異使得2#帶鋼試樣沖擊功有所降低。這些 “島狀”結構包含奧氏體和MA。

正如1#和7#試樣那樣，5#試樣中含有粒狀貝氏體組織，其中還含有少量奧氏體。在鐵素體貝氏體晶塊邊界上的個別區域內還有滲碳體析出物，即緊挨貝氏體的結構。因此，粒狀貝氏體鐵素體組織結構可以提高相對伸長率和屈強極限比，有助于得到較高的沖擊韌性和較低的冷脆性臨界值。

圖4 微觀組織圖

含w（B）=0.002%的微合金鋼的主要微觀組織是低碳細小分散的板條狀馬氏體。因此，為了更經濟地開發使用X120管線鋼，降低碳當量，有必要在鋼中加入合金元素B。

3 結 語

為了提高不含B元素X120鋼所需的力學性能，最佳時效溫度為300℃且冷卻速度為30～35℃/s；最佳的組織結構應為粒狀貝氏體，因為相比較低C細小分散板條狀的馬氏體組織（含B元素），粒狀貝氏體組織具有良好的延展性和沖擊韌性。

未來計劃在快速冷處理后實施高感應回火，確定其對沖擊韌性、耐寒性和均勻延伸率的影響，對強制回火后的微觀組織進行更深入的研究。