臨界區熱處理工藝對低合金可膨脹管材組織性能的影響*

李遠征 ， 畢宗岳 ， 劉清友 ， 韋 奉 ， 張 峰 ， 何石磊

（1.國家石油天然氣管材工程技術研究中心，陜西 寶雞721008；2.寶雞石油鋼管有限責任公司，陜西 寶雞721008；3.鋼鐵研究總院，北京 100081）

膨脹管是一種特殊的石油專用管，它是利用機械拉力或液體壓力在管材內部從上到下或從下到上作軸向移動，以強行擠壓的方式使膨脹管發生塑性變形的管材[1]。目前，膨脹管技術已被廣泛應用于石油套管的修補、尾管懸掛器和砂控等方面[2-3]。與API SPEC 5CT標準中的普通套管相比，膨脹管必須具備較高的變形能力，且膨脹后的力學性能應達到普通套管水平[4-5]。因此，對于膨脹管材料，強塑韌性的合理匹配是技術核心。針對膨脹管材料，目前國外采用常規L80和K55套管[6]，為進一步滿足現場工程需求，殼牌公司又新開發了LSX80套管。許瑞萍等人[7]研究認為，LSX80套管材料的膨脹性能不是很好，為此，亟需開發出膨脹性能良好且能夠實現其工業化的可膨脹管材。

雙相鋼因具有屈服強度低、初始加工硬化速率高、強度和延性匹配好等特點，被大量應用于汽車制造等領域。其在軟相鐵素體晶界或晶內彌散分布著硬相馬氏體的組織結構[8]，可由低碳鋼或低合金高強度鋼通過臨界區處理或控軋控冷而得到[9]。當采用不同熱處理工藝時，所得到硬相含量、形態和分布均會發生變化，進而影響其性能。目前雙相鋼在管材領域的應用報道較少，筆者重點研究了不同臨界區熱處理工藝對一種低合金可膨脹管材組織性能的影響。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼的化學成分為：w（C）=0.12%~0.18%，w（Si）=0.25%~0.50%，w（Mn）=0.8%~1.2%，w（P）≤0.015%，w（Nb+V+Ti）≤0.15%， w（Als）=0.02%~0.06%，w（S）≤0.005%及少量Cr。采用高爐煉鐵后經轉爐冶煉及LF+RH精煉，鑄坯連鑄厚度為230 mm。對試驗鋼連鑄坯進行再結晶區和未再結晶區兩階段軋制及軋后控制冷卻，熱軋鋼帶卷取厚度為7.34 mm，寬度為1 550 mm，其金相組織如圖1所示。

圖1 熱軋鋼帶的金相組織

在成品鋼帶上切取φ3 mm×10 mm的熱膨脹試樣，利用Formastor－FⅡ型全自動相變儀測定試驗鋼Ac1=715℃，Ac3=845℃。沿鋼帶縱向裁剪尺寸為230 mm×60 mm的條狀試樣，用電阻式加熱爐進行熱處理工藝試驗，試樣在溫度750℃，780℃，810℃和840℃下保溫10 min后，空冷至500℃立即淬水。熱處理后的試樣按照標準GB/T 228―2002要求，在ZWICK 1200E型電子萬能試驗機上測量力學性能。沖擊試樣尺寸為55 mm×10 mm×5 mm， 在 PSW750 Zwick/Roell沖擊試驗機上測試吸收能。微觀組織在S－4300掃描電鏡和H－800投射電鏡進行觀察和分析，并用Lepera溶液（1%的偏重亞硫酸鈉水溶液和4%苦味酸酒精溶液按體積比1∶1混合）[10-11]進行著色腐蝕，采用網格計點法測量鋼中馬氏體/奧氏體體積分數。試樣經磨、拋后用10%的鉻酸電解去應力，然后在PHILIPS APD－10X射線衍射儀得到衍射圖譜如圖2所示。

根據鐵素體和奧氏體的衍射積分強度計算不同熱處理工藝條件下試樣的殘余奧氏體的體積分數[12-13]，計算公式為

式中：Vγ―試樣中殘余奧氏體的體積分數；

Iα―鐵素體（200）α 和（211）α 衍射峰積分強度的平均值；

Iγ―殘余奧氏體（200）γ， （ 220）γ 和（311）γ衍射峰積分強度的平均值。

圖2 殘余奧氏體X射線衍射圖譜

2 試驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖3為不同溫度加熱保溫10 min后，試驗鋼經Lepera溶液浸蝕后的微觀形貌。從圖3中可以看出，顯微組織由M/A、鐵素體及貝氏體組成，其中M/A組織呈現白亮色。隨著加熱溫度的升高，鐵素體含量減少，M/A組織體積分數增多，尺寸增大。當加熱溫度達到750℃（較低）時，M/A組織尺寸有大有小，大的約24 μm，小的尺寸在1 μm以下，形狀極不規則；當加熱溫度進一步升高，M/A組織含量明顯增多，分布也更加彌散，部分M/A相互連接呈條帶狀；當加熱溫度為840℃時，M/A聚集長大，部分M/A呈塊狀。

掃描電子顯微鏡下的組織形貌如圖4所示。可以看出，750℃加熱保溫10 min處理后，M/A主要分布在鐵素體晶界處，并伴隨有少量的滲碳體顆粒，部分鐵素體呈長條狀，這是由于加熱溫度較低，奧氏體形核后向鐵素體長大速率較慢，最終導致原始鋼帶中的形變鐵素體得以保留；840℃加熱處理后，組織中的鐵素體呈等軸狀，幾乎無滲碳體顆粒，而M/A組織的浮突效應比較明顯，具有清晰的亮白邊圈，尺寸增大。

圖3 不同溫度加熱保溫10 min后，試驗鋼經Lepera溶液浸蝕后的微觀形貌

圖4 不同溫度加熱保溫10 min后，試驗鋼經Lepera溶液浸蝕后的組織形貌（SEM）

圖5為不同熱處理條件下M/A組織體積分數及殘余奧氏體含量。從圖5可以看出，隨加熱溫度的升高，M/A組織體積分數增加，殘余奧氏體含量減少；當加熱溫度為750℃時，組織中含有11.4%的M/A，6.71%的殘余奧氏體；而當加熱溫度為840℃時，組織中的M/A體積分數高達48.7%，但是殘余奧氏體含量僅有2.96%。這是因為加熱溫度為750℃時（較低），α相逆轉變為γ相的數量較少，而且C在鐵素體中的固溶度較低，多余的C被排除到少量的奧氏體中，顯著提高了奧氏體的穩定性，在較低溫度發生馬氏體轉變時，穩定性更高的奧氏體被保留下來，進而導致M/A組織的生成且其中的奧氏體比例較高；隨著加熱溫度的升高，奧氏體化程度的增強，C在奧氏體中的保留量逐漸降低，奧氏體的穩定性也逐漸降低，最終導致M/A組織中的兩相比例也發生變化。

圖5 不同熱處理條件下M/A組織體積分數及殘余奧氏體含量

2.2 力學性能

不同溫度加熱保溫10 min后試驗鋼的力學性能如圖6所示。從圖6可以看出，隨著加熱溫度的升高，屈服強度和抗拉強度呈先增后減的趨勢，且在780℃附近出現了極大值，屈服強度和抗拉強度分別為604 MPa和912 MPa，與此對應，試驗鋼的屈強比明顯降低，從0.75降低至0.59。從圖6還可以看出，試驗鋼的沖擊功值隨著加熱溫度的升高不斷降低，而均勻延伸率和加工硬化指數（n）呈單調遞增的趨勢。當臨界區熱處理溫度高于780℃時，試驗鋼的均勻延伸率均大于10%。

圖6 不同加熱溫度處理后試驗鋼的力學性能

3 討 論

膨脹管材的組織應是由F，B和M/A組織組成的復相組織，除成分因素外，微觀組織和性能主要取決于原始鋼帶的初始組織及后續熱處理工藝。由于雙相鋼是在柔軟的鐵素體基體上彌散分布著一定數量的硬相，利用臨界區加熱及快速冷卻來得到相應的組織。M/A組織屬于硬相，其形成是在冷卻過程中，C在尚未轉變奧氏體中的富集，提高了奧氏體的穩定性，在較低溫度奧氏體轉變為馬氏體，而少量穩定性更高的奧氏體被保留下來，形成M/A組織。臨界區加熱溫度升高，奧氏體穩定性降低，空冷過程中的奧氏體分解及X射線衍射儀所引起的誤差必然會給較高溫度下組織中是否含有殘余奧氏體帶來疑問，為此利用TEM對810℃熱處理試樣進行觀察分析（見圖7），可以看出，組織中含有馬氏體和殘余奧氏體且M/A組織呈黑色的塊狀或島狀，形狀極不規則且尺寸偏大，這將會引起材料韌性的惡化[14]。當加熱溫度升高至840℃時，奧氏體幾乎全部轉化為馬氏體組織，僅有極少量的奧氏體被保留下來，此時組織粗大，接近鐵素體+馬氏體雙相組織，另外由于馬氏體相變時的體積膨脹對周圍的鐵素體的壓應力產生大量的可動位錯，在應力作用下這些可動位錯很容易沿滑移面運動，從而降低了鋼的屈服點[15]，兩者共同作用使得材料強度降低。因此，合理控制膨脹管組織中的M/A組織形態、數量、大小及殘余奧氏體含量，對其綜合性能有重要意義。

綜合分析，臨界區加熱溫度為780~810℃時，試驗鋼組織中的M/A組織含量在25%左右，殘余奧氏體含量在5%左右，同時試驗鋼具有較低的屈強比、高的加工硬化能力及一定的韌性，能夠滿足552 MPa（80 ksi）鋼級膨脹管的性能要求。

圖7 透射電鏡照片

4 結 論

（1）不同工藝條件下的試驗鋼組織類型基本相同，主要由鐵素體、貝氏體及M/A組織組成。

（2）臨界區熱處理工藝影響試樣最終的M/A組織體積分數及殘余奧氏體含量，在750℃處理時可得到體積分數11.4%的M/A組織，其中殘余奧氏體含量為6.71%，比其余3個溫度處理時高。

（3）在750~840℃進行熱處理時，隨著加熱溫度的升高，試驗鋼的屈服強度和抗拉強度均先增后減，屈強比和沖擊韌性不斷降低，均勻延伸率和n不斷升高。

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