X６０和X１００钢显微组织与HIC性能的关系

摘　要：采用ＮＡＣＥ标准对Ｘ６０和Ｘ１００两种管线钢进行氢致开裂（ＨＩＣ）试验，并通过金相显微镜和扫描电镜观察显微组织及夹杂物对两种管线钢氢致开裂性能的影响。结果表明，与Ｘ６０钢相比，Ｘ１００钢对ＨＩＣ更为敏感，其裂纹数量远多于Ｘ６０钢。Ｘ６０钢在珠光体／铁素体界面上形成细裂纹，在铁的碳化物和ＡｌＯＴｉ夹杂物处形成粗裂纹。Ｘ１００钢在贝氏体组织上形成细裂纹，在贝氏体组织和夹杂物的共同作用下形成粗裂纹。由于Ｘ１００钢晶粒尺寸小，由夹杂物作为氢陷阱形成的粗裂纹宽度远小于Ｘ６０钢中的。除了铁的碳化物和钙化的ＡｌＯＴｉ夹杂物，Ｘ１００钢裂纹中出现更加复杂的Ｍｎ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓｉ、Ｏ、Ｓ多元素复合夹杂，钼元素的富集物对裂纹的扩展影响不显著。

近年来随着石油工业的发展，采用的管线钢级别逐渐增大，但高强度管线钢具有更高的氢致开裂敏感性。因此，管线钢的氢致开裂行为成为了石油管道破坏的研究重点。管线钢的显微组织会对钢材的氢致开裂敏感性产生很大影响，除此之外钢材中的硬质相、非金属夹杂也可作为裂纹源而影响开裂行为。有一些学者针对高级别管线钢的显微组织和相关的力学性能做了研究，探讨了管线钢中常见的几种组织和析出物。此外，管线钢中富铝、富硅相和组织中钼元素促进形成的Ｍ／Ａ岛都可作为裂纹源。

本工作通过对两种具有不同显微组织的管线钢Ｘ６０和Ｘ１００进行氢致开裂（ＨＩＣ）标准试验，结合表面鼓泡与内部裂纹统计，研究了显微组织和夹杂物对管线钢氢致开裂形成和扩展的影响规律，从而明确两种管线钢的显微组织和夹杂物在ＨＩＣ过程中的作用。

１试验

试验材料为符合ＡＰＩ管线钢标准的Ｘ６０和Ｘ１００管线钢，其化学成分见表１。相比Ｘ６０钢，Ｘ１００钢的碳含量较低，铜、镍和钼含量较高，并含有微量硼。

按照ＮＡＣＥＴＭ０２８４－２０１１标准，沿着Ｘ６０和Ｘ１００钢的轧制方向截取腐蚀试样各２组，每组３块，尺寸为１００ｍｍ×２０ｍｍ×９ｍｍ。试样用丙酮除油后，将试样６个表面用３２０号水砂纸打磨，酒精清洗吹干。在５．０％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液中对两种钢进行９６ｈ抗ＨＩＣ试验。试验在密闭容器中进行，温度为２５℃。试验开始前，通入Ｎ２置换溶液中的溶解氧，时间不小于２ｈ，充气速率为２Ｌ／ｍｉｎ；然后通入Ｈ２Ｓ气体，充气速率为２００ｍＬ／ｍｉｎ，使试验溶液达到饱和状态；１ｈ后，将Ｈ２Ｓ充气速率降为１２０ｍＬ／ｍｉｎ进行试验，溶液中Ｈ２Ｓ不低于２３００ｍｇ／Ｌ。试验前溶液ｐＨ为２．８，试验开始时溶液中Ｈ２Ｓ达到饱和时ｐＨ为３．１，试验结束时ｐＨ为３．８。

对腐蚀后的试样进行清洗、拍照，按ＮＡＣＥ标准切割，观察面经水砂纸逐级打磨至２０００号后抛光，经４％硝酸酒精浸蚀后，用ＭＶ６０００型金相显微镜观察裂纹，计算狉ＣＬ（裂纹长度比）、狉ＣＴ（裂纹厚度比）和狉ＣＳ（裂纹敏感比），见式（１）～（３）。统计结束后，再将试样重新抛光浸蚀，在ＭＶ６０００型金相显微镜和ＪＳＭ６５１０Ａ型扫描电镜下观察其显微组织及裂纹形貌。

２结果与讨论

２．１显微组织

图１为Ｘ６０和Ｘ１００两种管线钢的显微组织。由图１可见，Ｘ６０钢由多边形铁素体和珠光体组成。多边形铁素体晶粒沿轧制方向拉长，晶粒大小不均匀，尺寸分布在４～２０μｍ范围内，珠光体分布在多边形铁素体晶界上。Ｘ１００钢由粒状贝氏体及针状铁素体构成。贝氏体在铁素体的周围分割铁素体，从而细化铁素体的晶粒，晶粒尺寸约为２μｍ。

２．２腐蚀形貌和ＨＩＣ敏感性

图２为氢致开裂试验后两种管线钢的宏观形貌。由图２可见，Ｘ６０钢表面并没有出现明显的鼓泡，Ｘ１００钢试样出现了大片的塑性变形区和明显的鼓泡，鼓泡数量达到１１个，且尺寸较大，甚至出现了小鼓泡连接形成大鼓泡的现象，尺寸在１．７～７．８ｍｍ。

表２为两种管线钢的裂纹长度比、裂纹厚度比和裂纹敏感比。根据ＧＢ／Ｔ９７１１．３－２００５标准规定，当狉ＣＬ≤１５％，狉ＣＴ≤５％，狉ＣＳ≤２．０％时，认为测试材料对ＨＩＣ不敏感。可见，Ｘ６０钢的三组裂纹指标都在标准规定之内，Ｘ１００钢的裂纹长度敏感率和裂纹厚度敏感率都超过了标准规定，说明Ｘ１００钢抗ＨＩＣ性能显著低于Ｘ６０钢。

２．３显微组织和夹杂物对

ＨＩＣ敏感性影响图３为Ｘ６０钢的ＨＩＣ裂纹微观形貌。由图３可见，Ｘ６０钢ＨＩＣ裂纹的形成主要有两种方式：在珠光体／铁素体界面上形成的细裂纹，见图３（ａ），及由夹杂物作为氢陷阱形成的粗裂纹，见图３（ｂ）。在珠光体／铁素体界面上形成的裂纹，主要沿着铁素体晶界扩展，也有少量裂纹穿晶扩展，裂纹宽度较细，仅１～２μｍ，裂纹内未出现夹杂。夹杂物作为强的氢陷阱，是ＨＩＣ裂纹的起源之一，夹杂物聚集处的裂纹较粗，宽度约５０μｍ。由图３（ｂ）可见，裂纹中有大量夹杂物存在。另外，图３（ａ）箭头所指位置也有一处明显夹杂，但裂纹还未与之连接，该夹杂物处尚未出现ＨＩＣ裂纹。

图４为Ｘ６０钢ＨＩＣ裂纹中夹杂物的微观形貌，元素分析结果见表３。Ｘ６０Ａ

为铁的碳化物，其颜色与基体一致，表面平整光滑，与钢基体完全分离，尺寸较大。据统计，Ｘ６０钢的９个观察表面中共有６处铁的碳化物夹杂，尺寸为２０～４６μｍ。Ｄｏｎｇ在铁的碳化物周围发现氢致开裂裂纹，认为铁的碳化物也会影响钢的氢致开裂性能。图４中的白色块状夹杂物Ｘ６０Ｂ为Ａｌ２Ｏ３。Ａｌ２Ｏ３是管线钢中的主要夹杂物之一。据统计，９个观察表面中共有１１处Ａｌ２Ｏ３夹杂，粒径尺寸为１０～３１μｍ。由表３可见，Ａｌ２Ｏ３夹杂成分中的钛含量为０．５５％。文献表明，Ａｌ２Ｏ３是钛化合物的异质形核核心，因而绝大部分的Ａｌ２Ｏ３和钛的化合物以复合状态出现。Ａｌ２Ｏ３夹杂物之所以会对氢致开裂起促进作用，并经常于氢致裂纹处观察到，是因为此类夹杂往往有着锋利的尖角，这些尖角部位是吸附氢的活性中心，会成为氢原子聚集的场所，氢原子聚集成氢分子产生氢压，当氢压超出断裂强度后会产生裂纹。

图５为Ｘ１００钢的ＨＩＣ裂纹的微观形貌。由图５可见，Ｘ１００钢ＨＩＣ裂纹的形成也有两种方式：在贝氏体上产生，见图５（ａ），以及由贝氏体和夹杂物共同作用形成，见图５（ｂ）。贝氏体组织上产生的裂纹，宽度较细，仅１～３μｍ。在经过针状铁素体

时，裂纹可以穿晶扩展。在针状铁素体上的裂纹更细，也说明裂纹的主要形核位置不是在铁素体上。Ｘ１００钢试样的观察表面裂纹数量远多于Ｘ６０钢，这是由于贝氏体转变属于中温转变，会引起较高的应变能和位错密度，较高的应力使部分残余奥氏体转变成马氏体，从而形成Ｍ／Ａ岛硬质相，提高了Ｘ１００钢的氢致开裂敏感性。另外，贝氏体中富碳相

（如岛状富碳奥氏体、Ｍ／Ａ岛）的硬相组织与软相组织（块状铁素体）的边界属于组织缺陷，裂纹易于此处萌生和扩展。在部分裂纹中可观察到多种夹杂物，这样的裂纹宽度在１～７μｍ之间，比仅在贝氏体组织上形成的裂纹宽，但远比Ｘ６０钢中由夹杂物引发的裂纹窄，见图４。这是由于管线钢的晶粒大小随着钢的级别的上升而下降，夹杂物的尺寸也有明显的下降，造成粗裂纹宽度远小于Ｘ６０钢。

图６为Ｘ１００钢ＨＩＣ裂纹中夹杂物的微观形貌，夹杂物能谱分析结果见表４。图６（ａ）中所标示的圆形夹杂物Ｘ１００Ａ为铁的碳化物，与Ｘ６０钢中的夹杂物Ｘ６０Ａ类似。据统计，Ｘ１００钢的９个观察表面中共有４处Ｘ１００Ａ夹杂，尺寸为３～６μｍ。图６（ａ）中所标示的微小白色夹杂颗粒Ｘ１００Ｂ为钼元素的富集物，该种夹杂物在裂纹中存在多达上百个，尺寸均小于１μｍ。钼元素能够抑制多边形铁素体的转变，促进高密度位错亚结构的针状铁素体及Ｍ／Ａ组元的形成。图６（ｂ）中所标示的白色多边形夹杂物Ｘ１００Ｃ为Ａｌ-Ｃａ-Ｏ-Ｔｉ复合夹杂，据统计，在９个观察表面中共存在４处，尺寸为１～５μｍ。这种夹杂物是在Ａｌ２Ｏ３夹杂的基础上富集了其他元素，如钙、锰等形成的复合型夹杂。其形态也受富集元素的含量大小而变化，如随着钙元素含量的提高，本来锋利的多边形Ａｌ２Ｏ３夹杂物会逐渐球化。图６（ｃ）中所标示的方形黑色夹杂物Ｘ１００Ｄ为ＭｎＣａＳｉＭｇＯＳ复合型夹杂物，在Ｘ１００钢的９个观察表面存在３处，尺寸为３～７μｍ。这四种夹杂物，除了钼元素的富集物是广泛存在于各种粗细裂纹中外，铁的碳化物、钙化的Ａｌ-Ｏ-Ｔｉ夹杂以及更加复杂的Ｍｎ-Ｃａ-Ｍｇ-Ｓｉ-Ｏ-Ｓ复合夹杂均出现在粗裂纹中。可见，后三种夹杂物是造成裂纹扩展的主要夹物，而钼元素的富集物对于裂纹扩展的作用不大。

相比Ｘ６０钢，Ｘ１００钢中添加了更多的锰、钼、铜等合金元素，这些元素的加入在提高其力学性能的同时，也影响到了钢中夹杂物的元素分布，并在一定程度上影响了原有夹杂的形态和力学性能。１００钢中出现了钼的富集物、钙化的ＡｌＯＴｉ夹杂以及更加复杂的ＭｎＣａＭｇＳｉＯＳ复合夹杂，这些区别于Ｘ６０钢中的新型夹杂物对管线钢ＨＩＣ性能产生的影响也有待于进一步研究。

３结论

（１）具有贝氏体组织的Ｘ１００钢ＨＩＣ试验后出现大量氢鼓泡和内部氢致裂纹，具有比

Ｘ６０钢更高的ＨＩＣ敏感性。Ｘ６０钢的细裂纹在珠光体／铁素体界面上形成，主要沿着铁素体晶界扩展；Ｘ１００钢的细裂纹在贝氏体组织上形成，并可以从铁素体晶粒中穿晶扩展。

（２）Ｘ６０钢中粗裂纹是由于夹杂物作为强的氢陷阱而形成，铁的碳化物和ＡｌＯＴｉ是其主要夹杂物，但是裂纹周围的夹杂物并不一定造成裂纹的深度扩展。

（３）Ｘ１００钢中粗裂纹是由于贝氏体组织和夹杂物共同作用而形成。由于钢级的提高，晶粒尺寸下降，因夹杂物而形成的粗裂纹比Ｘ６０钢小一个数量级。除了铁的碳化物和钙化的ＡｌＯＴｉ夹杂物外，由于添加了更多的合金元素，出现了更复杂的多元素夹杂物，如ＭｎＣａＭｇＳｉＯＳ夹杂等，钼元素的富集物对于裂纹扩展的作用不显著。