回火温度对超高强高韧V150套管组织性能的影响

李阳华^1,2，赵延阔³，武岳¹，刘蛟蛟¹，李红英¹

(1. 中南大学 材料科学与工程学院，湖南 长沙，410083；

2. 衡阳华菱钢管有限公司 技术中心 湖南 衡阳，421001；

3．南车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司 江苏 常州，213011)

摘要：采用力学性能测试、金相组织观察、透射电镜以及扫描电镜观察，研究不同回火温度对超深井用超高强高韧套管组织和力学性能的影响规律。研究结果表明：套管经580~700 ℃回火的组织均为回火索氏体，在580~630 ℃回火时组织比较稳定，仍然保持着淬火马氏体的位向和形状，在640 ℃回火时发生铁素体再结晶，在700 ℃回火时发生组织粗化；与热轧态相比，淬火回火后的塑性和韧性得到了很大提高，在580~700℃回火，未出现第二类回火脆性；随着回火温度的升高，套管的强度和硬度逐渐降低，塑性和韧性逐渐增加；650 ℃为套管最佳回火温度，回火组织均匀，铁素体再结晶充分，碳化物细小弥散分布，强度达到V150钢级，0 ℃时横向冲击功接近110 J，强韧性匹配达到最佳。

关键词：石油套管；V150钢；回火；微观组织；强韧性

中图分类号：TG142.1          文献标志码：A         文章编号：1672-7207(2012)06-2128-09

Effects of tempering temperature on microstructures and properties of V150 casing and tubing with ultra-high strength and toughness

LI Yang-hua^1,2, ZHAO Yan-kuo³, WU Yue¹, LIU Jiao-jiao¹, LI Hong-ying¹

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;

2. Technology Center, Hengyang Valin Steel Tube Co. Ltd, Hengyang 421001, China;

3. China Southern Locomotive and Rolling Stock Industry Group,

CSR Qishuyan Institute Co. Ltd, Changzhou 213011, China)

Abstract: Effects of tempering temperature on microstructures and properties of casing tube with ultra-high strength and good toughness were studied by OM, TEM, SEM and mechanical property tests. The results show that complete tempered-sorbite microstructure can be obtained tempered at 580-700 ℃. After tempering at 580-630 ℃, the microstructure still keeps the exposure and shape of martensite, which demonstrates that the microstructure is of certain stability. Ferrite recrystallization occurs at 640 ℃ and the microstructure begins to coarsen when the tempering temperature is up to 700 ℃. Compared with the hot rolled steel, the ductility and toughness of the steel after quenching and tempering are improved greatly. High temperature tempering embrittlement is not found at 580-700 ℃, and the strength and hardness decrease gradually with the increase of ductility and toughness at elevated tempering temperature. When tempering at 650 ℃, the optimum matching between strength and toughness can be realized, fine microstructures can be gotten, which satisfies the requirement of V150 well tube steel, and therefore, the optimum tempering temperature is 650 ℃.

Key words: casing and tubing; V150 steel; tempering; microstructure; strength and toughness

随着全球对能源需求量的急剧增加，石油开采的力度日益增大^[1]。油井管是石油天然气勘探开发必须使用的工程用具，在石油工业用钢总量中，油井管包括套管、油管和钻探管占40%以上。套管是其中技术含量和附加值最高的产品，也是高风险产品，在井下出现质量问题会造成巨大的经济损失，严重时导致井毁人亡^[2]。近年来，石油天然气勘探开发逐渐向超深井拓展，开采难度越来越大，工况环境十分恶劣，为了确保超深井的运行安全，对套管的综合力学性能、使用性能和寿命特别是强韧性匹配提出了极高的要求。英国能源部规定：Q125以上钢级的套管，0 ℃时横向冲击功必须达到总延伸强度R_t0.7的1/10；对于超深井用的V150钢，强韧性矛盾特别突出，因此，超深井用超高强度套管开发为世界性的技术难题^[3]。目前，日本V&M，JEF和住友等公司已开发出超深井用套管。而我国对油套管的研究多集中在P110及以下钢级，虽然有几家企业能够生产V150套管，但其产品的韧性仍不够^[4-5]。热处理是改善钢管组织性能的重要手段，对于超高强度的油套管，必须进行精确化调质处理^[6]。回火温度是影响套管调质性能的最主要因素，为此，本文作者研究不同回火温度对V150套管组织性能的影响，旨在使套管得到最佳强韧性匹配，为推动高性能油井管国产化提供科学依据。

1  实验材料及方法

实验材料取自工厂生产的V150热轧态无缝钢管，规格(直径×长度)为198 mm×22 mm，化学成分(质量分数)为：C 0.22%~0.32%，Si 0.2%~0.5%，Mn 0.5%~1.5%，Cr 0.5%~1.4%，Mo 0.3%~0.8%。

实验钢经890 ℃保温35 min水淬，选择的回火温度分别为580，620，630，640，650，660和700 ℃，保温45 min后空冷。采用Instron3369力学实验机进行常规拉伸试验，拉伸速度为1 mm/min。按《金属材料夏比摆锤冲击实验方法》(GB/T 229—2007)加工成全尺寸夏比V型缺口冲击试样，采用NAI500F摆锤式冲击实验机测量试样的0 ℃横向冲击功。采用洛氏硬度计测量硬度。用4%的硝酸酒精溶液浸蚀金相样品，采用Neophot-32型卧式金相显微镜进行组织观察。采用QUANTA 200型扫描电镜观察冲击试样断口和碳化物形貌，采用TECNAIG²20型透射电镜观察微观组织。

2  实验结果

2.1  显微组织

图1所示为不同热处理状态对应的金相组织。从图1(a)可以看出：水淬组织主要由板条马氏体和针状马氏体组成；由图1(b)~(h)可以看出：实验钢在580~700 ℃之间回火时，其组织均为回火索氏体；在580 ℃回火时，可以观察到明显的原奥氏体晶界，晶粒内板条尺寸较小，析出的碳化物细小弥散分布在整个基体内；在620 ℃回火时，板条尺寸开始变大，回火索氏体中的α铁素体相呈针状分布；在630~660 ℃回火时，板条宽度小幅度增大，部分碳化物开始聚集长大；在630 ℃回火时，α相亦为针状；当回火温度升至640 ℃时，部分α相呈针状，部分α相有多边形化趋势，α铁素体开始发生再结晶；当回火温度提高到650 ℃时，α铁素体再结晶充分；当回火温度达到660 ℃时，α相基本上完全等轴化；当回火温度达到700 ℃时，组织明显粗化。

图2所示为实验钢经580 ℃和650 ℃回火的TEM形貌像。从图2可以看出：在580 ℃回火的组织基本保持着淬火马氏体的板条形状，析出的碳化物呈细小短棒状，基体存在部分位错；当回火温度达到650 ℃时，发生铁素体再结晶，铁素体晶粒呈等轴状，可观察到大量球状碳化物，位错密度降低。

2.2  力学性能与断口形貌

表1所示为不同状态实验钢对应的力学性能指标。从表1可以看出：硬度与强度表现出相同的变化趋势，随着回火温度的升高，硬度逐渐下降。

图3所示为强度、伸长率、冲击功与回火温度的关系曲线。从图3(a)可以看出：回火温度对常规拉伸性能有较大影响，随着回火温度的升高，拉伸强度R_t0.7和R_m不断降低，在650 ℃回火时，强度略高于V150钢级指标要求，在660 ℃回火时，强度低于指标要求，在700 ℃回火时，强度剧烈下降，R_t0.7只有866 MPa。伸长率的变化与强度呈现出相反的趋势，随着回火温度的升高，伸长率不断升高，580 ℃回火时的伸长率只有14.2%，650 ℃回火时增大到21.7%，700 ℃回火时达到峰值25.1%，在实验范围内，伸长率都达到了目标值。图3(b)所示为冲击功与回火温度的关系曲线，可见：随着回火温度的升高，冲击功不断增大。结合表1可以看出：当回火温度低于620 ℃时，冲击功小于70 J，且增加较缓慢；在630~700 ℃回火时，冲击功迅速增加，640 ℃回火后冲击功平均值为97.3 J，接近英国能源部规定的100 J；650 ℃回火时冲击功平均值为107 J，所有值均超过100 J，700 ℃回火时冲击功平均值达到150 J。对比表1，在650 ℃回火的强度指标略高于目标值，冲击功超过100 J，在660 ℃回火的冲击功高于650 ℃回火时的值，但强度达不到目标值。

图1  不同热处理状态对应的金相组织

Fig.1  Microstructures of investigated steel in as-quenched and tempered states

图2  不同温度回火对应的微观组织(TEM)

Fig.2  TEM micrographs of investigated steel tempered at different temperatures

表1  不同状态实验钢的力学性能

Table 1  Mechanical properties of investigated steel in different states

图3  力学性能与回火温度的关系曲线

Fig.3  Relationship between mechanical properties and tempering temperature

图4所示为实验钢经不同温度回火后拉伸断口的SEM形貌，其中：图4(a)和(b)所示分别为580 ℃回火时的断口形貌，对应的塑性较差；图4(c)和(d)所示分别为650 ℃回火的断口形貌，对应的塑性较好。由图4(a)和(c)所示的宏观组织照片可以看出：于580 ℃回火时断口呈“人”字形放射状形貌，放射源始于“人”字纹花样尖顶，放射方向为裂纹扩展方向，扩展速率极快，属于典型的脆性断裂；于650 ℃回火时断口呈星形形貌，中部为纤维状区，四周为辐射状裂纹快速扩展区，辐射区和纤维区交界处有很多二次裂纹，辐射区有明显的断裂台阶，辐射痕迹很粗且沿径向朝四周扩散，属于韧性断裂。由图4(b)和(d)所示的微观组织照片可以看出：于580 ℃回火时断口呈部分解理断裂夹有少量韧窝和微细裂纹特征，因此，韧性较差；而在650 ℃回火后，断口的中心纤维区是微孔聚集型的穿晶韧性断裂，因此，韧性较好。

图5所示为实验钢经不同温度回火后的宏观冲击断口形貌。从图5可以看出：当回火温度为580 ℃时，放射状结晶区所占比例较大，纤维状韧性区所占比例较小；随着回火温度的升高，放射区不断减少，纤维区和剪切唇逐渐扩大；当回火温度达到640 ℃后，不同回火温度对应的宏观断口形貌基本相似，已观察不到放射状结晶区。

图6所示为不同回火温度对应冲击断口的SEM照片。从图6可以看出：当回火温度为580 ℃时，冲击断口的解理断面区域较大，韧窝较少，对应韧性较差；随着回火温度的升高，韧窝增多，且韧窝逐渐增大、变深，相应韧性逐渐提高。

图4  不同回火温度对应的拉伸断口形貌(SEM)

Fig.4  SEM fractographs of tensile specimens tempered at different temperatures

图5  不同温度回火试样的冲击断口形貌(体视显微镜)

Fig.5  Macroscopic fracture morphologys of Charpy specimens tempered at various temperature

图6  不同温度回火试样的冲击断口形貌(SEM)

Fig.6  SEM fractographs of Charpy specimens tempered at various temperatures

3  分析与讨论

3.1  热轧态的组织性能

图7所示为利用金相显微镜和扫描电镜观察到的热轧态实验钢的微观组织。从图7可以看出：热轧态组织主要由大块状铁素体、层片状珠光体、粒状贝氏体组成，组织分布不均匀，片状珠光体导致的应力集中和组织的不均匀性严重恶化了铁素体、粒状贝氏体的增韧效果。

图7  热轧态实验钢的微观组织形貌

Fig.7  Microstructures of the investigated steel in as-rolled state

结合表1可以看出：虽然热轧态实验钢的强度超过了V150钢级要求，但韧性严重不足，要得到理想的强韧性匹配，必须进行调质处理。

3.2  回火温度对显微组织的影响

如表1所示，在580~660 ℃回火的强度和硬度变化不明显，与热轧态差别不大，但塑性和韧性相比热轧态得到了很大提高。实验钢在回火过程中既有马氏体分解和碳化物的析出长大，也有α固溶体的回复、再结晶和晶粒长大。

在580~630 ℃回火时，实验钢表现出一定的组织稳定性。一方面，因为合金元素在上述温度范围内扩散较困难，而且Cr等合金元素与碳有较强的结合力，阻碍了碳原子的扩散，对渗碳体的聚集长大起强烈阻碍作用，回火组织保持细小的碳化物颗粒；另一方面，随着碳化物的形成，低碳板条马氏体中的小角度板条界面消除，淬火马氏体的板条形态发生了粗化，但剩下的大角度板条界面被早期形成的碳化物钉扎住，回火组织在很大程度上保持着淬火马氏体的位向和形状；此外，合金元素的添加提高了α相再结晶温度，延缓了淬火钢的回复和再结晶过程，也提高了回火组织的稳定性^[7-9]。

当回火温度超过640 ℃时，析出的碳化物发生聚集长大，相邻马氏体板条合并成宽板条形状。随着回火温度的升高，碳化物颗粒已经不能有效地钉扎住剩余的大角度板条界面^[10]；与此同时，还会发生再结晶。当回火温度达到700 ℃时，相邻晶粒相互吞并，碳化物快速长大，组织急剧粗化。

3.3  回火温度对力学性能的影响

实验钢的强度与硬度均随着回火温度的升高而降低，一般来说，强度与硬度成正比关系，因此，影响硬度的因素等比例地影响强度。Hollomon-Jaffe回火模型给出了硬度与回火温度及回火时间的关系：

H=f(P)=f[T(c+logt)]              (1)

其中：H为回火硬度；T为回火温度；t为回火时间；c为常数。当回火时间恒定时，回火硬度只取决于回火温度。

Johnson-Mehl-Avrami方程被广泛用来描述金属材料中的固态相变和再结晶动力学，在钢的等温转变过程中也得到了很好应用，下面所示的具有Johnson-Mehl-Avrami方程形式的回火动力学方程扩展了Hollomon-Jaffe回火模型的应用范围：

H_v=H_∞+(H₀-H_∞)·exp(- (D·t)^m)         (2)

其中：H₀为钢完全硬化(淬火) 态硬度；H_∞为完全软化(退火) 态硬度；H_v为介于两状态间的任一中间硬度；t为回火时间；m为软化指数，其值取决于钢的化学成分和回火前的热处理历史；D受回火温度控制，服从Arrhenius公式：

D=D₀exp(-Q/(RT))             (3)

D₀为取决于钢化学成分的常数；Q为回火过程的表观激活能；R为理想气体常数，8.31 J/(K·mol)；T为回火温度，K ^[11]。由式(2)和(3)可知：当钢的化学成分、回火时间和回火方式恒定时，钢的回火硬度随回火温度的升高而降低，本实验钢的硬度与公式计算结果吻合度较高，符合回火动力学规律。

在回火过程中，不断析出细小弥散的碳化物而产生沉淀强化，但是，碳化物的析出致使固溶强化效果减弱，α相的回复再结晶致使马氏体的位错强化效应减弱，随着ε碳化物转变成渗碳体，共格性被破坏，渗碳体聚集长大，导致第二相沉淀强化减弱^[12-13]。因此，随着回火温度的提高，强度不断下降。

淬火钢往往存在较大的淬火应力，有时还存在微裂纹，韧性较差，经适当回火消除高应力区，可防止产生微裂纹，使韧性提高^[14-15]。随着回火温度的升高，弥散的碳化物开始从马氏体中析出，与α相保持共格关系的碳化物使马氏体板条的断裂阻力增大。此外，由于α相发生了回复再结晶，克服了片状α相易于应力集中的缺陷，而ε渗碳体的球化对钢的塑韧性有利。但是，高温回火会导致组织粗化和碳化物颗粒长大，进而使得韧性下降，当回火温度达到660 ℃以上时，韧性随回火温度上升趋势变缓。

一般来说，淬火钢在450~650 ℃之间回火并缓冷，冲击韧性会随温度的升高而剧烈下降，即发生第二类回火脆性。出现回火脆性主要与磷、砷、锑、锡等元素在晶界上偏聚和析出等有关^[16]。实验钢在580~650 ℃回火未发生第二类回火脆性，其原因是：(1) 在钢铁冶炼过程中严格控制了杂质元素含量；(2) 添加了适量Mo等元素；(3) 实验钢原奥氏体晶粒小，晶界总面积较大，降低了杂质元素在晶界的偏聚浓度。

结合力学性能指标和组织分析，实验钢在650 ℃回火后组织均匀细小，铁素体等轴化，碳化物弥散析出，第二相析出的强化、回火软化和增韧作用之间达到动态平衡，拉伸断口呈星形断裂，宏观冲击断口几乎观察不到脆性结晶区，微观冲击断口韧窝大而深，强韧性匹配达到最佳，屈服强度和抗拉强度均达到V150目标要求，同时冲击功超过100 J。

4  结论

(1) 在580~700 ℃回火后，实验钢的组织均为回火索氏体；当回火温度在580~630 ℃时，随着回火温度的升高，板条状和针状马氏体的组织特征逐渐减弱，但在很大程度上仍然保持着淬火马氏体的位向和形状；在640 ℃回火时，开始发生再结晶；在700 ℃回火时，组织发生粗化。

(2) 在580~700 ℃回火时，未出现第二类回火脆性。随着回火温度的升高，实验钢的强度和硬度逐渐降低，塑性和韧性逐渐增加；在580~660 ℃回火时，实验钢的强度和硬度与热轧态的相比相差不大，但塑性和韧性得到较大提高。

(3) 在580~640 ℃回火后，实验钢的强度高于V150钢级的要求，但韧性不足；在660~700 ℃回火时，实验钢的韧性高于目标值，但强度未达到V150的要求。650 ℃为实验钢最佳回火温度，在此温度下回火组织均匀，铁素体完全再结晶，碳化物细小弥散分布，回火后强度达到V150钢级要求，0 ℃时横向冲击功接近110 J，强韧性匹配达到最佳。

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(编辑 陈灿华)

收稿日期：2011-07-10；修回日期：2011-09-24

基金项目：湖南省重大科技专项(2008FJ1003)

通信作者：李红英(1963-)，女，湖南湘乡人，博士，教授，博士生导师，从事金属及合金的强韧化研究；电话：0731-88836328；E-mail：lhying@csu.edu.cn