樊艷秋 馬長文 李少坡 丁文華 李戰(zhàn)軍 楊飛飛

(1.首鋼集團有限公司 技術研究院，北京 100043； 2.北京市能源用鋼工程技術研究中心，北京 100043)

隨著經(jīng)濟的發(fā)展，對石油、天然氣等能源的需求量增加，從而對運輸、儲存石油、天然氣用鋼板的需求量增加。H2S是石油和天然氣中腐蝕性最強的雜質(zhì)，易導致運輸和儲存石油、天然氣的設備氫致開裂[1]。氫致開裂是濕硫化氫環(huán)境中腐蝕產(chǎn)生的氫原子滲入鋼中并在夾雜物等氫陷阱聚集，形成氫分子產(chǎn)生氫壓，當壓力超過材料的強度極限時開裂的現(xiàn)象[2- 7]。本文研究了經(jīng)不同工藝熱處理的345 MPa級容器用鋼的顯微組織、硬度及影響其抗氫致開裂性能的因素。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗用鋼采用50 kg真空感應爐冶煉，化學成分如表1所示。

表1 試驗用鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of the tested steel (mass fraction) %

1.2 軋制及熱處理工藝

將鋼錠加熱至1 000 ℃鍛造成130 mm的坯料，于1 200 ℃保溫2 h后經(jīng)7道次熱軋至20 mm厚試板，空冷至室溫，再加熱至930 ℃保溫60 min水淬，然后分別于550、600、650 ℃回火60 min，空冷。按回火溫度從低到高依次將鋼板編為1、2和3號。

1.3 試驗方法

制備金相試樣，用體積分數(shù)為3%的硝酸酒精溶液腐蝕，采用LSM 700型光學顯微鏡進行金相檢驗。采用DHV- 1000Z型顯微維氏硬度計測定硬度，試驗力為0.1 N。采用EPMA- 1720型電子探針分析儀進行元素掃描分析。試樣尺寸為10 mm(軋向)×10 mm(法向)×3 mm(厚度方向)，觀察面為10 mm×10 mm面，用丙酮除油，將觀察面用12 μm細砂紙打磨后，在體積分數(shù)為5%的高氯酸酒精溶液中電解拋光25 s，拋光電流密度為0.3 A/cm2，然后采用背散射衍射技術(electron back scattered diffraction, EBSD)在FEL quanta 650型場發(fā)射掃描電子顯微鏡下以0.2 μm步長逐點掃描。

抗氫致開裂性能試驗按NACE TM0284—2016進行：將試樣置于密閉容器中，保持常溫(25±3)℃、常壓，通入氮氣將容器中空氣排凈后通入H2S氣體，達到飽和后計時，96 h后取出試樣,檢測表面氫鼓泡狀況，然后按標準切割試樣，計算裂紋長度率、裂紋厚度率和裂紋敏感率：

(1)

(2)

(3)

式中：a為裂紋長度，mm；b為裂紋厚度，mm；W為試樣寬度，mm；T為試樣厚度，mm。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織和硬度

圖1為經(jīng)不同工藝調(diào)質(zhì)處理的試驗鋼的顯微組織。如圖1(a)所示，550 ℃回火的鋼組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，通過悟空圖像軟件測定的多邊形鐵素體體積分數(shù)為8%；600 ℃回火的鋼組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，多邊形鐵素體體積分數(shù)增加至11.5%，如圖1(b)所示；650 ℃回火的鋼組織為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體，多邊形鐵素體體積分數(shù)達21%。總體上，淬火后不同溫度高溫回火的試驗鋼的顯微組織均為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，但隨著回火溫度的升高，多邊形鐵素體含量增加，組織向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變[8- 9]。

圖1 930 ℃淬火及550(a)、600(b)和650 ℃(c)回火60 min的試驗鋼的顯微組織Fig.1 Microstructures of the tested steel quenched and then tempered at 550(a), 600(b) and 650 ℃(c) for 60 min

表2為試驗鋼的顯微硬度。1、2、3號試板的顯微硬度均值分別為261、242、206 HV0.01，說明隨著回火溫度的升高，組織在向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變，發(fā)生了一定程度的軟化。1號試板硬度的最高值與最小值的差值達70 HV0.01，2號試板為50 HV0.01，3號試板最小，為9 HV0.01，說明隨著回火溫度的升高，鋼的組織均勻性改善。

表2 試驗鋼的顯微硬度Table 2 Microhardness of the tested steels HV0.01

2.2 抗氫致開裂性能

評定鋼的抗氫致開裂性能的指標如表3所示。1和2號試板均有裂紋，且1號試板的裂紋長度率、裂紋厚度率和裂紋敏感率均大于2號試板，3號試板無裂紋，說明1號試板的抗氫致開裂性能最差，3號試板的抗氫致開裂性能最佳。

表3 試驗鋼的抗氫致開裂性能Table 3 Hydrogen- induced cracking resistance of the tested steel

2.3 氫致裂紋形貌

圖2為1號試板中氫致裂紋的微觀形貌及裂紋附近的顯微組織。圖2中不同部位的能譜分析結(jié)果如表4所示。圖2和表4表明，裂紋處有MnS夾雜物。此外，2號試板的氫致裂紋附近也有MnS，如圖3所示。圖4為試驗鋼的電子探針分析結(jié)果，顯示鋼坯中存在C、Mn偏析，易產(chǎn)生MnS夾雜物，從而引起氫致開裂。

圖2 1號試板中的氫致裂紋及其附近的顯微組織Fig.2 Hydrogen- induced crack and microstructure nearby it in the plate specimen No.1

表4 圖2中不同部位的能譜分析結(jié)果Table 4 Energy dispersive spectrum analysis of different positions in Fig.2

圖3 2號試板氫致裂紋的元素分布Fig.3 Element distributions of hydrogen- induced crack in the plate specimen No.2

2.4 電子背散射衍射分析

圖5為采用電子背散射衍射技術測定的1、2和3號試板的晶粒取向和大角度晶界分布。晶粒取向圖中不同灰度代表不同的晶粒取向，顏色相差越大，晶粒間取向差越大。圖5表明：1號試板含有較多的多邊形鐵素體，組織不夠均勻；2號試板的多邊形鐵素體增多，組織較均勻；3號試板的多邊形鐵素體最多，晶粒尺寸均勻性最好。圖5大角度晶界分布圖中的黑色線條代表角度大于15°的晶界。1、2和3號試板的大角度晶界比例分別為34.98%、44.76%和46.2%。

圖4 試驗鋼的電子探針分析結(jié)果Fig.4 Electron probe micro- analysis of the tested steel

圖5 試驗鋼中晶粒取向(a、c、e)和大角度晶界分布(b、d、f)Fig.5 Grain orientation (a，c,e) and large angle grain boundary (b,d,f) distributions in the tested steel

可以認為，導致1、2號試板產(chǎn)生氫致裂紋的原因主要有以下幾方面：首先，回火溫度較低時，組織向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變不夠充分，組織軟化不很明顯，且回火溫度較低的試板最高與最低硬度的差值較大，增大了氫致裂紋開裂的敏感性；其次，鑄坯中有C、Mn偏析，有利于MnS夾雜物的形成，增大了夾雜物附近基體組織開裂的敏感性；第三，回火溫度較低的試板大角度晶界比例較小，由公式E=E0θ(A- lnθ) (式中：E0和A為常數(shù);E為晶界能;θ為晶界取向角度[6])可知，晶界取向角度越大，裂紋擴展需要更多的能量，因此大角度晶界能有效抑制裂紋擴展。 650 ℃回火的試板大角度晶界比例明顯升高，從而能有效抑制裂紋擴展。

3 結(jié)論

(1)淬火后不同溫度高溫回火的345 MPa級容器用鋼顯微組織均為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體。隨著回火溫度的升高，多邊形鐵素體含量增加，組織向平衡態(tài)轉(zhuǎn)變；鋼的硬度最大值與最小值的差值減小，即組織的均勻性提高。

(2)650 ℃回火的345 MPa級容器用鋼的抗氫致開裂性能最佳，裂紋長度率、裂紋厚度率、裂紋敏感率均為0。

(3)MnS夾雜物增大了345 MPa級容器用鋼的氫致裂紋開裂敏感性。

(4)650 ℃回火的345 MPa級容器用鋼的大角度晶界比例明顯增大，能有效抑制裂紋的擴展。