高钢级x100管线钢的冲击和落锤断裂性能

高钢级x100管线钢的冲击和落锤断裂性能

由影响试验确定的影响吸收能量包括影响负荷条件下变形和破坏过程的各个方面的吸收能量。由于各阶段能量比例不同,韧脆程度完全不同的材料可能具有相同的冲击性能。因而,冲击吸收能量并不能精确反应材料的韧脆特性。夏比示波冲击试验可提供试样断裂过程中各阶段的能量分布,精确反应不同材料的断裂过程及韧脆程度。深入研究钢在示波冲击过程中裂纹的生长与扩展机理,对高钢级管线钢的安全使用具有重要的参考价值。X70、X80管线钢止裂性能的研究表明针状铁素体(acicularferrite,AF),准多边形铁素体(quasipolygonalferrite,QPF)及板条贝氏体(lathbainitic,LB)对裂纹扩展具有明显的阻碍作用。低碳贝氏体型X100管线钢作为新一代管线钢的发展方向,其良好的冲击韧性和断裂过程中的止裂性能是保证油气管线安全可靠运行的重要性能指标,研究高钢级X100管线钢的韧脆特性和落锤性能具有重要的实际意义。本工作以不同终冷温度的高钢级X100管线钢为试验材料,通过夏比V型缺口示波冲击试验和落锤撕裂试验,研究高钢级X100管线钢冲击断裂过程和落锤性能。1试验钢的化学成分试验钢经过铁水脱硫处理、转炉冶炼、LF钢包炉精炼、RH真空脱气处理等工业生产过程,连铸成250mm厚度连铸坯。板坯经过加热后采用再结晶轧制和未再结晶轧制成20mm厚度钢板,其中再结晶温度区终轧高于1000℃,累积压下量大于65%,未再结晶区开轧温度为950℃,终轧温度为850℃,累积压下量大于70%。钢板开始冷却温度为780℃,终冷温度分别为400和520℃(编号No.1和No.2),冷却速度均为25℃/s。试验钢的化学成分如表1所示。按照GB/T19748—2005《钢材夏比V型缺口摆锤冲击试验仪器化试验方法》和GB/T8363—2007《铁素体钢落锤撕裂试验》,通过ZBC275-D示波冲击试验机和JL-50000落锤试验机进行横向-60~20℃V型缺口示波冲击试验和0℃V型压制缺口落锤试验。冲击试样尺寸为10mm×10mm×55mm,落锤试样尺寸为20mm×76mm×305mm。用ZEISSAxioScopeA1型金相显微镜和PhilipsXL30型扫描电镜进行冲击试样和落锤试样的微观组织及冲击断口形貌观察。2试验结果与分析2.1材料尺寸及冲击韧性图1为试样的显微组织。可以看到,试样显微组织为LB、AF和粒状贝氏体(granularbainite,GB),两者差别在于No.1钢组织相对均匀,GB尺寸细小,M/A(martensite/austeniteconstituents,M/A)组元细小(见图1(a)),No.2钢组织均匀性较差,GB和M/A组元粗大,尺寸约1~2μm,见图1(b)。缺口冲击韧性对材料内部组织的变化十分敏感。组织的不均匀及粗大的M/A组元导致No.2钢的冲击韧性偏低。塑性变形的不同步导致在LB和GB界面处产生局部应力集中,当局部应力过大时就会产生微裂纹。粗大的M/A组元是冲击微裂纹产生的原因。2.2试验温度对no.2钢力学性能的影响冲击断裂过程一般分为裂纹形核、稳定扩展及非稳定扩展3个阶段,示波冲击曲线记录了冲击断裂过程中载荷和能量变化,全面反映裂纹形成和扩展受到阻碍的程度。E由裂纹形成能(E1)、韧性裂纹扩展能(E2)和脆性裂纹扩展能(E3)组成。示波冲击载荷曲线上的Pm-Pf段为裂纹形成后其尖端产生微小塑性变形的过程,(Pm-Pf)值越大,脆性断裂趋势越小。图2为两试验钢的-40℃和-60℃示波冲击曲线。可以看到,试验温度降低,No.1钢的冲击曲线没有明显差异,E1和E2变化不大,仅在-60℃时,E3略有降低。冲击断裂过程中,裂纹形核、稳定扩展及非稳定扩展过程明显,尤其是进入裂纹非稳定扩展阶段时(Pf以后),随着裂纹扩展的持续,相应的能量曲线缓慢增加,这说明裂纹的扩展受到阻碍,材料的止裂性能没有随着试验温度的降低明显恶化。试验温度为-60℃时,(Pm-Pf)值没有明显降低,这说明No.1钢的脆性断裂趋势较小,见图2(a)、(b)。对于No.2钢,试验温度降低,E1、E2、E3和(Pm-Pf)值逐渐降低,脆性断裂趋势增大,韧性降低,见图2(c)、(d)。试验温度降低至-60℃,Pm-Pf≈0,冲击载荷达到Pm后迅速下降,几乎不存在稳定裂纹扩展阶段,这说明冲击裂纹一旦形成,就进入非稳定裂纹扩展阶段并迅速扩展直至完全开裂,见图2(d)。材料的冲击韧性为特定试样尺寸及缺口条件下的表征值,没有明确的物理含义,不能真正反映材料的韧脆倾向。材料韧性的提高首先表现为裂纹扩展能(E2+E3)的提高。(E2+E3)/E1比值的大小可反映材料的韧脆断裂状态,比值大于1时,为韧性断裂,比值小于1时,断裂倾向于脆性,并且比值越小脆性倾向越大。图3为试验温度对E1和(E2+E3)/E1的影响。由图可知,No.1钢-60~20℃的E1均超过55J,No.2钢的E1整体上低于No.1钢。当试验温度低于-40℃时,E1和(E2+E3)/E1开始下降,试验温度降低至-60℃,No.2钢的E1约为37J,(E2+E3)/E1为0.95,表现为脆性断裂,而No.1钢的E1约为60J,(E2+E3)/E1为2.83,表现为韧性断裂。图4为试验钢冲击断口中韧窝和放射区的SEM照片。可以看到,试验温度为-60℃时,No.1钢的韧窝数量多,韧窝大而深,如图4(a)所示。对于No.2钢,韧窝密度下降,尺寸变小,其中大韧窝直径约50μm,小韧窝直径为10~30μm,韧窝之间的撕裂棱较宽,上面聚集了大量细小的韧窝,呈现出脆性断裂倾向,如图4(b)所示。大角度晶界阻碍裂纹的扩展,改变裂纹扩展路径。每一个解理断裂面对应一个有效晶粒,断口上的白亮突出的撕裂棱代表可有效阻碍裂纹扩展的大角度晶界(图4(d)中箭头处所示)。冲击断口放射区SEM照片显示,试验温度降低No.2钢的放射区撕裂棱逐渐减少,河流花样逐渐增多,如图4(d)~(f)所示。当试验温度为-40℃时,No.1钢冲击断口放射区撕裂棱数量较多,断口局部区域存在细小的韧窝(如图4(c)所示),No.2钢放射区断口平坦(如图4(e)所示),当试验温度降低至-60℃后,开始呈现解理断裂特征(如图4(f)所示)。2.3拉拔断口微裂纹试验图5为两试验钢0℃落锤断口形貌。可以看到,No.1试验钢脆性形式起裂,然后以韧性形式扩展,断口平整,没有分层,见图5(a)。No.2钢断口中部出现较多的分层,脆性区域面积较No.1钢增大,落锤性能有所下降,见图5(b)。图6为两试验钢落锤试样的OM照片。No.1钢t/4厚度处组织为LB、GB和少量AF,晶粒细小,M/A组元细小弥散分布,定向排列在基体组织上,t/2厚度处,不同方向的LB板条束将压扁化的原始奥氏体分割细化,见图6(a)、(b)。不同方向的LB板条束和薄片状M/A组元可以有效改变裂纹的扩展方向,提高止裂性能。定向排列的细小M/A组元及LB板条束的分割细化作用有益于落锤性能的提高。终冷温度提高后,高温相变产物GB增加并有所粗化,低温相变产物LB减少,LB分割细化作用减弱。另外,冷却强度降低后,C原子有足够的时间进行扩散,富C微区变大,M/A组元尺寸增大,见图6(c)、(d)。M/A组元尺寸增大、GB粗化、LB分割细化作用减弱均会降低No.2试验钢的落锤性能。图7为No.1钢落锤试样缺口侧(图5(a)中1位置)和锤击侧(图5(a)中2位置)断口附近的OM照片。可以看到,缺口侧落锤断口附近组织中存在较多的微裂纹,拉应力使断口附近的晶粒被拉长,晶粒内部产生加工硬化,强度增加,原始奥氏体晶界变形很小,因而在原始奥氏体晶界处产生局部应力集中。当局部应力超过晶界强度时,便形成微裂纹。这种微裂纹平直,扩展距离较短,与原始奥氏体晶界(prioraustenitegrainboundary,PAGB)夹角约70°~90°(如图7(a)中箭头所示)。2位置处的裂纹扩展路径曲折,裂纹在PAGB、AF及LB晶界处改变扩展方向。裂纹扩展路径曲折,扩展路径较长,裂纹在AF处改变扩展方向,并终止于AF和LB(如图7(b)中箭头所示)。有研究表明,LB和AF的混合组织会改变裂纹的扩展路径,阻碍裂纹扩展。AF和LB对裂纹扩展阻碍作用体现为落锤性能的提高。3试验温度和冲击1)终冷温度为400℃时,高钢级X100管线钢具有更好的冲击韧性和落锤性能,终冷温度提高至520℃后,冲击韧性和落锤性能降低。2)400℃终冷试验钢显微组织均匀