無碳化物貝氏體無縫鋼管的研究

李強 張冰 （天津鋼管集團股份有限公司，天津 300301)

無碳化物貝氏體無縫鋼管的研究

李強 張冰 （天津鋼管集團股份有限公司，天津 300301)

研究開發了一種適用于高強高韌無縫鋼管的無碳化物貝氏體鋼。通過工程試驗與分析表明，該鋼經軋制和低溫回火后，其微觀組織為無碳化物貝氏體和片狀殘余奧氏體，這種特殊的金相組織使其在具有較高的強度同時，仍然保持了良好的韌性，適合于制造高鋼級甚至超高鋼級的石油專用無縫管材。

貝氏體鋼 鋼管 試驗 力學性能 研究

1 引言

無碳化物貝氏體鋼是利用硅對碳化物析出的強烈抑制作用，得到一種貝氏體鐵素體加殘余奧氏體薄膜的特殊組織，這種組織特征賦予其優異的性能，使其具有高強、高韌、抗延遲斷裂和抗硫化氫腐蝕等優良特性。近些年來，國內外學者都對其進行了大量的研究，國內主要是對高錳系無碳化物貝氏體鋼進行研究[1-5]，已將其應用到高強及耐磨鋼板、鐵路道岔、重型釬桿、曲軸等高強耐磨類鋼鐵材料;國外則對高鎳系無碳化物貝氏體鋼進行了研究[6-10]。盡管這方面的研究很多，但對于無碳化物貝氏體鋼在高強高韌無縫鋼管方面上的研究與應用則鮮有報道。本文試圖通過針對性的工程試驗及性能測試分析，研究開發出一種應用于石油開采用高強高韌無縫鋼管的新型無碳貝氏體鋼。

2 試驗材料及方法

試驗鋼1和試驗鋼2的化學成分如表1所示，兩種試驗鋼的成分差別主要在Si和Cr含量。因此試樣鋼2降低Si和Cr的主要目的是在試驗鋼中形成更多的殘余奧氏體，從而提高材料的沖擊韌性，以滿足油井管對縱向沖擊性能的最小要求[11]。試驗鋼在型號KGPS100KW的50 kg中頻無芯感應電爐內冶煉后澆筑成鋼錠，鍛造為?75×420 mm的圓坯。試驗鋼1采用兩種處理工藝，分別為工藝A：1 250℃穿孔，1 100℃軋制;工藝B：1 150℃穿孔，1 000℃軋制。試驗鋼2采用工藝B進行軋制處理。兩種試驗鋼都通過感應加熱爐加熱穿孔成毛管，穿孔后毛管長950 mm，變形比2.26，外徑83 mm，壁厚8.3 mm。采用CTP440VI穿軋復合軋機將試樣進行軋制成無縫鋼管，軋后尺寸為外徑81 mm，壁厚7.3 mm。兩種試驗鋼管軋制后分別進行300℃的低溫回火，空冷至室溫并加工成拉伸和沖擊試樣進行力學性能測量。

使用萬能材料試驗機進行拉伸試驗，測量材料的常規力學性能指標;在樣管上切金相試樣并經磨制、拋光、腐蝕后，用蔡司公司的A1m正立智能材料顯微鏡觀察試樣的顯微組織和片狀殘余奧氏體的析出情況;使用日本理學的D/Max 2500 X射線衍射儀確定殘余奧氏體的存在。

3 試驗結果

試驗中對試驗鋼1進行了兩種軋制工藝的試驗，分別為工藝A：1 250℃穿孔和1 100℃軋制;工藝B：1 150℃穿孔和1 000℃軋制，軋制后均在300℃進行回火。表2為兩種工藝下的性能對比，通過比較可以看出，工藝A與工藝B的常規力學拉伸結果值相差不多，但試驗鋼1經過工藝B軋制后，韌性較好，與工藝A相比，沖擊功幾乎提高一倍，韌性提高的原因歸功于組織的變化。試驗鋼1在兩種不同軋制工藝下的微觀組織并不相同，圖1是兩種軋制工藝及300℃低溫回火后的金相組織圖，從圖 1（c)、（d)中可以看出，試驗鋼1經過低溫回火后，軋制工藝A下的組織為回火貝氏體和回火馬氏體，軋制工藝B下試驗鋼的組織為回火貝氏體、回火馬氏體和少量殘余奧氏體，殘余奧氏體片層可以達到2 μm厚，這些片狀的殘余奧氏體是提高試驗鋼韌性的主要因素。

表2 試驗鋼1在兩種不同軋制工藝下的力學性能

圖1 試驗鋼1兩種軋制工藝及低溫回火后的微觀組織

通過對試驗鋼1兩種軋制工藝的對比分析，可以看出通過工藝B進行軋制可以提高無碳化物貝氏體無縫鋼管的力學性能，特別是沖擊韌性。但試驗鋼1采用工藝B后，沖擊韌性仍不理想，無法滿足實際應用對此類鋼管的要求，因此我們對試驗鋼1的化學成分進行了調整（見表1)，得到試驗鋼2。試驗鋼2采用工藝B的軋制方法進行軋制，同樣采用300℃的低溫回火進行處理。

鋼中殘余奧氏體相的質量分數計算公式為：

式中，Wa為殘余奧氏體相的質量分數;Ia為殘余奧氏體衍射峰強度;Ib為基體衍射峰強度;Kb/a為殘余奧氏體與基體的衍射最強峰的積分強度比。通過圖3的X射線衍射實驗曲線計算得到Ia、Ib和Kb/a，計算得到試驗鋼2的殘余奧氏體質量分數Wa＝1．31%。

圖2是試驗鋼2的金相組織圖，從圖中可以看到，調整成分后的試驗鋼2殘余奧氏體數量明顯增多，部分殘余奧氏體片層可以達到4 μm厚，隨著殘余奧氏體數量的增加，試驗鋼2相比試驗鋼1具有更高的沖擊韌性，測試結果見表3。

圖2 試驗鋼2的微觀組織

表3 試驗鋼1和試驗鋼2在軋制工藝B下的力學性能

為了確定殘余奧氏體含量的增加，我們進行了X射線衍射試驗，圖3是試驗鋼2的X射線衍射試驗結果，試樣鋼1中的殘余奧氏體量很少，在衍射試驗結果圖上并沒有得到殘余奧氏體的峰，而試驗鋼2出現明顯的殘余奧氏體峰。

圖3 試驗鋼1和試驗鋼2的XRD試驗結果

4 分析討論

通過對試驗鋼1的試驗結果可以看出，較低的穿孔溫度和開軋溫度更有利于提高試驗無縫鋼管的力學性能，試驗中采用的穿軋復合軋機是單道次的變形，因此穿孔過程也可以看作是軋制變形，較低的軋制溫度導致較低的終軋溫度，終軋溫度對試樣組織的影響主要取決于其對形變存儲能的影響。軋制變形后，奧氏體中存在形變存儲能，軋制溫度和時間是形變存儲能釋放的重要因素，相對較低溫度軋制時，奧氏體中的形變存儲能釋放較少，空冷條件下組織相變形核率較高，在存儲能較低的情況下，晶粒形核后沒有足夠能量得到較好的織構形態，造成晶粒間的取向明顯，在不同取向的晶粒間可能產生富碳的殘余奧氏體，在沖擊性能試驗中，軟相殘余奧氏體的存在導致試驗無縫鋼管韌性提高。

普通調質處理的高強度無縫鋼管往往有著較高的屈強比，試樣鋼1的屈強比低于70%，是無碳化物貝氏體無縫鋼管的特點，低的屈強比主要是因為采用的是軋態+低溫回火的熱處理方式，得到以回火貝氏體為主的組織，軋制變形過程中合金原子的置換過程使試驗鋼中形成密度較高的自由位錯，自由位錯的大量存在是導致試驗鋼斷裂韌性較好的原因。同時由于試驗鋼中還存在一定比例的馬氏體組織，因此屈服強度較高，接近150 psi鋼級。

試驗鋼1的Si含量較高，通過組織分析，殘余奧氏體的含量較低，可能是造成沖擊韌性偏低的原因。因此，試驗鋼2采取降低Si含量的方法，同時調低了Cr當量，目的是為了得到更多的殘余奧氏體，提高沖擊韌性。從表3的力學性能測試結果可以看出，通過改變化學成分得到的試驗鋼2沖擊韌性較試驗鋼1有了較大提高，同時屈服強度接近試驗鋼1。這是因為經過低溫回火后的試驗鋼2主要以回火貝氏體組織為主，馬氏體含量降低，同時在晶粒間形成更多的殘余奧氏體組織。通過圖2可以看到，殘余奧氏體含量增加并且片層厚度增大，提高了試樣鋼管的沖擊韌性。試驗鋼管2低溫回火后的性能見表4。從表中的試驗數據可以看出，試驗鋼管2的屈服強度和抗拉強度有了較大提高，達到170 psi鋼級以上，同時沖擊韌性也有所提高，0℃夏比沖擊值超過50 J，這種低溫回火導致的強化主要是因為回火過程中Si元素的存在使碳化物難以從貝氏體中析出，因此C原子在貝氏體的自由位錯形成釘扎效應，導致強度升高[8]。

表4 試驗鋼2經低溫回火后的力學性能

5 結論

無碳化物貝氏體無縫鋼管主要是利用低溫軋制，形成以貝氏體為主、少量馬氏體和殘余奧氏體相的微觀組織，形成高強度鋼的同時，具有較低的屈強比和較高沖擊韌性的特點，可以預見，無碳化物貝氏體無縫鋼管可以滿足油井管日益增長的高強高韌需求，同時較低的屈強比預示著較好的抗腐蝕和抗延遲斷裂性能，這個特點在無縫鋼管的井下應用同樣至關重要。

在實際的油井管需求中，對高強度無縫鋼管的沖擊韌性要求較高，試驗鋼在這方面還有提高的空間，此次研究為進一步研究和開發無碳化物貝氏體無縫鋼管奠定了基礎，隨著未來對試驗鋼的化學成分進行更為合理的配比，制定更為完善的軋制工藝，無碳化物貝氏體鋼在無縫鋼管上將有更為廣泛的應用。

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Study on Carbide-free Bainite Seamless Steel Pipe

Li Qiang,Zhang Bing

A type of carbide-free bainite steel suitable for high strength and high toughness seamless pipe was developed.As engineering test and analysis showed,when the above steel was rolled and tempered under low temperature,its microstructure consisted of carbide-free bainite and retained lamellar Austenite.This special metallographic structure enables the steel to possess high strength along with good toughness.Thus,this kind of steel is suitable for manufacturing high grade and even extra high grade oil casing.

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（收稿 2011－10－12 編輯 趙實鳴)

李強，高級工程師，天津大學管理科學與工程專業博士，天津鋼管集團股份有限公司總經理。