管線鋼管不同位置沖擊韌性的試驗研究

管道運輸是最經濟、最安全的管道運輸形式。隨著人類對能源的需求日益增長,管道鋪設量也在迅速增加,目前全世界長輸管道總長度已經超過了200萬公里,而我國也已鋪設了2萬多公里的油氣管道,預計在未來十年內我國還將建設長輸管線總長度達到10～20萬公里的油氣管道。隨著管道鋪設長度的增加和輸送壓力的提高,對管道的鋼級要求越來越高,目前我國已經具備了生產X52、X60、X65、X70、X80管線鋼的能力,并已經成功試制出X100管線鋼,但國內研制的X100管線鋼的沖擊性能仍存在一定的問題,本文對國內某鋼管廠試制的X100管線鋼管的沖擊韌性進行了分析,深入探討了鋼管不同部位沖擊韌性存在差別的原因。1試驗位置和試樣試驗材料取自國內某鋼管廠試制生產的X100管線鋼UOE直縫鋼管上。材料化學成分見表1。沖擊試樣取自試制直縫管的不同位置,取樣位置如圖1所示。位置1是靠近直焊縫附近母材,為0°位置,編號為C-1;2是離焊縫90°位置母材,試樣編號為C-2;3是距焊縫180°母材,試樣編號為C-3。試樣規格為10×10×55mm,標準V型缺口,在JB-500型擺錘沖擊試驗機上進行25℃～-60℃的低溫沖擊試驗,采用低溫試驗槽對試樣進行冷卻,介質為無水乙醇。采用JSM-6360LV型掃描電鏡對沖擊斷口形貌和三個位置的顯微組織進行觀察,并對組織中存在的夾雜物進行了能譜分析。2試驗結果及分析2.1鋼管不同位置沖擊韌性夏比沖擊試驗結果如圖2所示。從結果上可以看出X100鋼管不同位置試樣的沖擊吸收功差別很大。在相同溫度下,試樣C-1的沖擊吸收功最高,試樣C-2的沖擊吸收功最低。在室溫下,C-1的沖擊吸收功比C-2高約100J,隨著溫度的降低,兩位置試樣的沖擊吸收功值相差更大,在-60℃下,C-1試樣沖擊吸收功為210J,而C-2試樣沖擊吸收功值僅為30J,兩位置的沖擊吸收功值相差180J,從而可以看出鋼管不同位置的沖擊性能存在很大差異,0°位置母材的沖擊韌性較好,-60℃仍能保持較高的沖擊韌性,而90°位置母材的沖擊韌性相對較差,-60℃時幾乎完全是脆斷。鋼管不同位置的韌脆轉變溫度(ETT50)見表2。0°和180°位置的韌脆轉變溫度均在-30℃,而90°位置的韌脆轉變溫度為-10℃。2.2沖擊韌性分析圖3為X100鋼管不同位置母材的室溫沖擊斷口SEM照片a、b、c分別為C-1、C-2、C-3試樣的起裂位置。從圖3可以看到這三個試樣起裂位置斷口形貌基本相似,全部由韌窩組成,說明在室溫下,三個位置的母材試樣都是韌性斷裂,從圖3-a和圖3-c與圖3-b的比較來看,試樣C-1和C-3的斷口多數為由小韌窩組成,大韌窩比較少,而C-2斷口正好相反,小韌窩分布在大韌窩之間,大韌窩所占的面積比較大。小韌窩是由于夾雜物或第二相粒子比較細小,彌散分布在金屬中,密度相對較大,在沖擊載荷作用下形成的。大韌窩主要是由于夾雜物或第二相粒子尺寸比較大的集中在金屬中的某一區域,在沖擊載荷作用下形成的。從圖3-b可以看出在試樣C-2中的第二相粒子或夾雜物顆粒分布不均勻,導致大小韌窩分布不均勻,試樣C-1和試樣C-3中的第二相粒子或夾雜物顆粒相對比較細小,較均勻的彌散分布在金屬中,從而形成相對較多的細小韌窩。也說明了0°和180°位置母材中第二相粒子或夾雜物相對較小,而90°位置母材中存在較大的第二相粒子或夾雜物,并且分布不均勻,形成了分布不均勻的大小韌窩,造成90°位置母材的沖擊韌性相對較低。圖4為X100鋼管不同位置母材-60℃沖擊斷口SEM照片a、b、c分別為C-1、C-2、C-3試樣的起裂位置。由圖4可以看出,-60℃時,三個位置的沖擊斷口都是由小的解理面組成,解理面呈扇形狀,上面存在有小刻面,說明三個位置母材試樣都是脆性斷裂方式,另外,C-1試樣上有少量的撕裂棱存在,使C-1試樣在-60℃時仍具有較高的沖擊功。圖6為C-2試樣-10℃中間分層處斷面的SEM照片a為分層處垂直斷面與水平交界處的斷口照片,b為垂直斷面的分層處斷口照片,從兩張圖片中對比可以看到斷口表面為韌窩斷裂(如圖6-a中A處所示),這種斷裂方式屬于韌性斷裂,沖擊吸收功較大,而分層斷面大部分為解理面(如圖6-a中B處和圖6-b所示),并存在有少量的撕裂棱,解理面呈扇形狀,這種斷裂方式屬于脆性斷裂,裂紋擴展過程吸收的沖擊功相對較少,兩種斷裂方式存在于不同的斷裂面上,韌窩斷裂方式存在于試樣斷口平面上,解理斷裂方式存在于分層面上,從而表明試樣中間分層部位的韌性較差,導致試樣的沖擊性能下降。2.3缺陷微觀缺陷圖7為低倍下C-2金相試樣SEM照片,可以看到試樣中間部分有一條相對較為明顯的白色條帶組織(a),并且貫穿于這個試樣,圖8分別給出了圖7中a、b部分的組織局部放大照片,從圖8-a中可以看出,8-a處金相組織由多邊形鐵素體、板條狀貝氏體和MA組元組成,組織比較均勻,無大塊夾雜物存在,圖8-b是試樣中部白色條帶處組織的SEM照片,主要由多邊形鐵素體、板條狀貝氏體和MA組元組成,但有大塊條狀白色夾雜物和帶有棱角的MA組元存在,帶有棱角的MA組元的存在對材料的韌性有較大的危害,帶棱角MA組元的產生主要是由于鋼板的成分出現偏析,在中間部位的Nb含量相對較高,使得MA的形態發生了改變,從而形成帶有尖角的MA組元,并且夾雜物周圍存在一定的微小的裂紋(如圖9所示),也會對材料的韌性有很大的危害性。帶棱角的MA組元和這些微觀缺陷在沖擊過程中容易產生微小的裂紋,裂紋有在沿厚度方向上的正拉力作用下擴展的趨勢,并且由于帶有棱角的脆性相MA組元的存在,使裂紋很容易沿試樣長度方向上以解理斷裂的方式擴展,從而產生了分層現象,造成試樣的沖擊韌性下降。在鋼管的位置3處這種分層現象比較明顯,在鋼管的位置1處也存在這種現象,但相對不明顯。在低溫下,白色條狀夾雜物和帶棱角的MA組元表現出明顯的脆性,使位置3試樣的低溫沖擊吸收功更小。對試樣中部的條狀夾雜物進行能譜分析(圖10),可以看到夾雜物主要是MnS。初步分析認為,由于MnS脆性相在鋼板軋制過程中與母材存在明顯的不協調變形,從而產生了微小的裂紋。3鋼管90位置的宏觀沖擊斷口國產X100管線鋼還存在一些問題,鋼管不同位置的沖擊韌性還存在很大差異。(1)鋼管焊縫附近區域的沖擊韌性較好,90°位置的材料沖擊韌性較差,在試樣中部出現分層現象。(2)鋼管沿厚度方向上存在長條狀MnS夾雜,并且夾雜周圍有微小裂紋存在,使鋼管90°位置母材的沖擊韌性較差,韌脆轉變溫度較高。(3)90°位置母材壁厚中心有較多的帶棱角的MA組元形成和不均勻的第二相粒子或夾雜物存在,使鋼管90°位置的沖擊韌性顯著下降。圖5-a、5-b、5-c分別為C-1、C-2、C-3試樣-10℃沖擊斷口的宏觀照片,這三個位置的宏觀沖擊斷口均有不同程度的分層。這種分層現象的存在,說明鋼板沿厚度方向的中間部位存在組織不均勻性或微觀缺陷,從而導致沖擊過程中裂紋首先沿試樣