810加速冷却处理后X100管线钢的腐蚀行为研究.docx
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810加速冷却处理后X100管线钢的腐蚀行为研究
课程设计(论文)
题目:
810℃加速冷却处理后X100管线钢
的腐蚀行为研究
1绪论
1.1管线钢的介绍
管线钢指用于制造石油、天然气输送管道及容器的热轧板、带钢。
为提高管道输送效率、降低能耗、减少投资和运营费用,长距离输送管线向高压、大口径发展已成为趋势,这样采用高强度管线钢将更经济。
同时,从管线安全性和焊接施工等方面考虑,对管线用钢的强度、韧性、焊接性和抗腐蚀性等性能不断提出了更高、更严格的要求。
冶金技术的进步和微合金化管线钢的发展,使生产具有高强度、高韧性、良好焊接性及抗腐蚀性的管线钢成为现实,促进了现代管线建设的发展[1]。
1.2大变形管线钢
大变形管线钢是一种基于管道应变设计的,适用于通过地震带、沉陷带、冻土带和滑坡带等容易产生地层移动的地质危害地区的钢管,在拉伸、压缩和弯曲载荷下具有较高极限应变能力和延性断裂抗力的管道材料。
这种管线钢既可满足管线高压、大流量输送的强度要求,又可满足防止裂纹起裂和止裂的韧性要求,同时又具有防止管线因大变形而引起的屈曲、失稳和延性断裂的极限变形能力。
随着油气输送管线向极地、海洋和地质非稳定区域的延伸,油气管线面临着滑坡、泥石流、大落差地段、移动地层、洋流、冻土和地震等大位移环境的威胁。
为适应管道的大位移环境,管道材料上的一个重大发展是大变形管线钢的研制和开发。
面向21世纪的管线钢正出现一个蓬勃发展的趋势。
管线钢发展的动力来自两个方面。
其一是世界石油工业的发展,由于海上油气田、极地油气田和腐蚀环境油气田的开发,不仅要求管线钢具有高的强度,而且要求应有好的韧性、疲劳性能、抗断裂特性和耐腐蚀性能,同时还要求力学性能的改善不应当恶化钢的焊接性能和加工性能。
其二是冶金技术的进步。
自1959年微合金钢开始在管线钢上应用以来,国际上对管线钢已进行近40年的研究与生产。
目前,管线钢的设计和生产过程由于采用了冶金数学、清洁的试验室、生产过程的计算机控制等高新技术,因而管线钢已成为低合金高强度钢和微合金钢领域内最富有活力、最具研究成果的一个重要分枝[2]。
1.3大变形管线钢的主要力学性能
(1)连续屈服。
即应力-应变曲线为圆屋顶形(roundhouse),无屈服点延伸。
管线钢的典型应力-应变曲线包括luderselongation形和roundhouse形2种,如图1-1所示。
图1-1应力-应变曲线对比
(2)低屈强比。
一方面是低的屈服强度。
对于像抗大变形钢这类屈服现象不明显的材料,其屈服强度则定义为发生0.5%总应变时的应力。
对于抗大变形钢由于屈服强度较抗拉强度低很多,而且是连续屈服,所以材料的抗脆断强度升高,脆断危险性降低。
因此,低屈强比是材料性能中不可缺少的重要指标。
(3)尽量大的加工硬化速率。
尤其是初始的加工硬化速率(dσ/dε),这样只需5%以下的应变就可使抗大变形双相钢的应力达到500~550MPa,与一般低合金高强度钢的屈服强度相当。
在开始屈服变形时强度低,变形后的强度高。
变形后的焊管具有高的压溃抗力、大变形吸收能和高的疲劳强度。
(4)高的形变强化指数n值。
当外界因素造成抗大变形焊管发生大位移变形时,为抵抗进一步变形,防止变形局部集中而造成焊管损毁失效,焊管应具有高的n值,特别是均匀变形阶段的n值一般大于0.1。
(5)大的均匀延伸率和总延伸率。
抗大变形钢的均匀延伸率和总延伸率是同钢级高强度钢的1.3~2倍。
均匀延伸率和总延伸率越高,变形能力越好。
1.4大变形管线钢双相组织的获取方法
大变形管线钢的主要组织特征是双相组织。
双相大变形管线钢不同于传统的管线钢,也不同于一般意义上的双相钢。
它通过低碳、超低碳的多元微合金化设计和特定的控制轧制和加速冷却技术,在较大的厚度范围内分别获得B-F和B-M/A等不同类型的双相组织。
与普通的管线钢相比,具有B-F和B-M/A双相组织的管线钢具有高的屈曲应变。
经过不同的冷却方式希望获得组织为铁素体和贝氏体双相组织[6]。
大变形管线钢可以通过以下不同方法获取:
(1)适度加速冷却方法(见图1-2中a曲线),选定合适的奥氏体化温度后经加热保温后,直接通过不同的冷却介质进行冷却,有水冷、油冷、风冷、盐冷、空冷等,在各种介质中的冷却速度不一样,所获得的组织也有差别,希望找到一种合适的冷却方式得到贝氏体铁素体双相组织,称为适度加速冷却方法。
在管线钢TMCP的加速冷却过程中,通过适度冷却速率的加速冷却方法,以获得B-F双相组织。
(2)临界区加速冷却方法(见图1-2中b曲线),通过始冷温度位于(Ar3~Ar1)临界区的加速冷却方法,以获得B-F双相组织。
(3)延迟加速冷却方法(见图1-2中c曲线),加热保温后先在空中冷却不同的时间后,再采用水冷加速冷却,通过始冷温度位于(Ar1~Bs)温度区间的加速冷却方法,以获得B-F双相组织。
(4)在线配分方法,通过在线配分方法,以获取B-M/A双相组织。
该方法工艺如图1-2中d曲线所示,主要包括三步工艺。
首先,在贝氏体转变开始温度与终止温度之间停止加速冷却,使未发生相变的过冷奥氏体保留;其次,在加速冷却后,应用在线加热装置进行在线配分处理。
在配分处理过程中,贝氏体中的碳扩散配分质为转变的奥氏体中,使碳在为转变的奥氏体中富聚。
最后,在线加热后空冷。
在空冷过程中,富碳过冷奥氏体部分转变为马氏体,少量奥氏体未发生转变,形成M/A组元。
M/A的体积分数由材料的成分、加速冷却过程和在线加热条件决定,当M/A体积分数大于5%时,屈强比可低于0.8。
图1-2大变形管线钢双相组织的获取方法
经热处理后管线钢在其连续冷却转变过程中,由于成分、冷却速度、过冷温度、原奥氏体形变等条件的影响,会得到包括铁素体、准多边形铁素体、针状铁素体、粒状贝氏体、贝氏体铁素体以及马氏体等不同组织,同时还会有残余奥氏体等第二相这些相的类型、数量等对最终力学性能都会有重要的影响。
通过控制冷却,在管线钢中可得到一定组分配比的双相组织,以便获得实验所需组织,达到目的。
钢中形成的组织对获得高强度和良好的韧性、塑性等综合力学性能十分有利,连续冷却后低碳微合金钢会出现等轴铁素体,准多边形铁素体,魏氏体铁素体或针状铁素体,粒状贝氏体和板条状贝氏体等不同种类组织。
针状铁素体是一个重要的中温转变组织,但针状铁素体的形成机制与控制原理并不十分清晰,针状铁素体的理解和定义各有不同,有学者定义针状铁素体就是晶内形核的贝氏体铁素体,该类铁素体是相对独立生长的。
另外也有一类针状组织,被称为魏氏铁素体,该类组织在贝氏体相变之前,其形核受扩散机制控制。
1.5大变形管线钢的研究现状
1.5.1国外研究现状
近年来,管线基于应变的设计方法在国外得到了广泛的研究,满足基于应变设计条件的抗大变形焊管也日益成熟,成功开发了抗大变形焊管产品,并且已经有了成功应用的范例,但公开发表的关于抗大变形管线钢性能研究的文献及报道不多。
日本是一个强烈地震多发的国家,所以对抗大变形管线钢研究最深入,德国部分公司也有一定的研究。
根据国外的研究,目前可作为抗大变形管线钢的材料有铁素体+贝氏体双相钢、贝氏体+M/A双相钢和针状铁素体钢(针状铁素体(AF)+多边形铁素体(PF)+M/A)。
通过控制钢的化学成分、控冷控轧和热处理工艺就可得到上述几种微观组织形态的管线钢,并细化钢中各相晶粒,用这几种金相组织的管线钢制成的焊管就能获得比普通管线钢更优越的塑性变形能力,这些管线管对因地面运动而引起的大应变具有更高的抗弯折和抗断裂能力。
1.5.2国内研究现状
我国部分石油企业依据管道建设的实际情况编制了相关的企业标准,并将其应用于部分管道工程的设计。
但配套的行业标准或国家标准仍处于空缺状态,主流的设计思想仅体现在管道抗震设计规范上,如规范要求在地震波作用下管道拉伸的允许应变不得超过1%,这种设计比较保守,原因是对应变设计缺乏系统的研究。
而对其他可能产生大变形管段的管道设计,如冻土的融沉和冻胀地段等,则是无标准可循。
最近几年,国内研究机构、钢厂和管厂已经开始进行抗大变形管线钢及焊管的研发工作。
但是2011年9月之前,还没有国产的抗大变形管线管投入使用,相关的产品还在开发中,抗大变形管线管的焊接技术还不成熟[8]。
1.6课题研究的意义及内容
1.6.1课题研究的意义
管道运输是石油、天然气大规模且经济的输送方式。
从最初的工业管道至今,油气管线建设己经历了一个多世纪的发展,早期的管线离中心城市较近,地理环境和社会依托条件都较好。
而如今发现的油田在极地、沙漠和海洋等偏远地区的越来越多,并且用户主要集中在工业发达的城市地区,因而必须使用长距离输送管道输送。
随着以西气东输工程为代表的我国石油天然气长输管道的建设,大管径、高压力油气管道通过地质条件复杂的地表情况越来越多以及管道敷设和坡体稳定之间的建设也越来越紧密。
长距离输送管线要经过河流、山川、沙漠和城市,因此在管线的运行过程中可能受到山体滑坡、地震地区和建筑施工等因素的影响,使管线位置发生大的移动,从而使管道发生大的变形。
为了抵抗外界因素影响,保证管线安全运行,长距离管线采用高强度大变形钢管是一种有效的措施。
研究大变形管线钢具有重要的理论价值和工程应用价值,特别是对保证管线建设的可行性和安全运行有着重要的意义。
1.6.2课题研究的内容
(1)采用810℃加速冷却方法对X100管线钢进行热处理;
(2)对处理后的试样进行硬度和金相组织测试;
(3)对处理后的试样进行电化学性能测试;
(4)根据上述实验结果进行分析。
2实验材料和实验方法
2.1实验材料
本实验采用的材料是X100级别管线钢,实验材料的化学成分和力学性能见表2-1和表2-2。
表2-1X100管线钢的化学成分(wt./%)
C
Si
Mn
P
S
Cr
Mo
Ni
Nb
V
Ti
Cu
B
Al
0.048
0.21
1.96
0.011
0.0018
0.30
0.25
0.40
0.076
0.0056
0.013
0.21
0.0004
0.032
从表2-1可以看出,试验钢属于Nb、Ti微合金话控制轧制加速冷却钢。
Nb用来延迟奥氏体的再结晶,使奥氏体相变后形成非常细小的铁素体和贝氏体晶粒。
Ti用来阻止加热时奥氏体晶粒的长大,为相变后得到细小的阻止奠定基础。
添加适量的Mo,可以形成数量较多的贝氏体来增加材料的强韧性。
表2-2X100管线钢常规力学性能
试验材料
Rt0.5/MPa
Rm/MPa
Rt0.5/Rm
A/%
Z/%
AKV/J
HV10
母材
719
840
0.86
17
75.0
279
300
由表2-2可知,实验钢X100的屈强比较高,塑性适中,冲击韧性值较高,硬度值也不低。
图2-1X100管线钢原始金相组织
图2-1为X100级别管线钢的的原始金相组织照片,试验钢的基体组织为针状铁素体。
2.2实验设备
本次试验中我们所需要的各类主要仪器有箱式电阻炉,光学显微镜,电化学测量仪,五口瓶等如下图所示:
图2-2电阻炉实物图图2-3电阻炉铭牌
图2-4AXiovert405M光学显微镜图2-5PS-268A电化学测量仪
图2-6五口瓶
2.3试验原理及方法
2.3.1获取双相组织的临界区加速冷却方法
实验材料通过在临界区(AC1~AC3)不同温度下加热,其组织均为铁素体和奥氏体,但两相组织的含量不同。
在随后的加速冷却过程中,奥氏体将转变为贝氏体,因而在得到的最终组织中,铁素体和贝氏体的含量也是不同的。
热处理实验试样尺寸为11mm×11mm×10mm,均为横向试样,取于板厚中部(沿板厚方向两面对称加工)。
热处理实验在箱式炉中进行,其热处理[10]的工艺参数如表2-3所示:
表2-3临界区加速冷却法的工艺参数
实验材料
加热温度/℃
实验设备
保温时间
冷却方式
X100管线钢
790
箱式电阻炉
12min
水冷
810
830
2.3.2热处理工艺曲线
图2-7热处理工艺曲线
对于本实验所采用的X100管线钢材料,先将材料经线切割加工成11mm×11mm×10mm试样后,在YFX6.5/16Q-YC型箱式电阻炉中进行加热保温,加热温度分别为790℃,810℃,830℃,到温后保温12min,之后进行水淬冷却。
2.3.3试样的金相组织
将2.2.3项下制备的试样,分别按照从粗到细的顺序在不同型号的砂纸上磨光。
磨光时应注意的事项:
(1)磨削时应单方向向前推动磨制,然后提起试样退回。
在回程中不与砂纸接触避免产生塌边和弧度。
(2)磨制时对试样的压力应均匀适中,压力太小磨削效率低;太大则会增加磨粒与磨面间的滚动产生过深划痕。
此外,用力过大又会发热并造成试样表面变形层。
(3)当新的磨痕盖过旧的磨痕,而且磨痕是平行时,就可以更换下一张砂纸。
(4)更换砂纸时,不宜跳号过大,跳号过大不仅会增加磨削时间,而且前面砂纸留下的表面强化层和扰乱层也难以消除。
(5)更换砂纸时,试样、玻璃板及操作者的双手均应该清洗洁净。
(打磨方法)更换每一张砂纸时,试样应转动90°,使新磨痕方向与旧磨痕垂直。
易于观察粗磨痕的逐渐消除情况,使能获得逐步磨光的信息。
(6)砂粒一经变钝,磨削作用降低,不宜继续使用,否则磨粒与磨面产生滚压现象而增加表面扰乱层。
(7)砂纸应分开放置,切勿粗细混放。
磨制过硬质材料的砂纸不宜再用来磨制较软材料。
注意:
在磨制试样时,要将砂纸及操作平台擦干净,避免磨制时,上面的沙粒划伤试样表面,降低磨制效率。
将磨制好的试样在抛光机上进行抛光,直至试样表面无划痕。
在抛光时用力不应过大,避免试样脱手飞离,造成意外事故。
本次试验用的是4%的硝酸酒精腐蚀液,在腐蚀时要注意腐蚀的程度。
如果腐蚀太深,在观察金相时可能就会存在很多很深的腐蚀坑;如果腐蚀的太轻,试样的晶界和组织就会不明显,不利于观察。
腐蚀的质量好坏直接关系到最后进行金相观测的成败,一定要做好腐蚀工作。
试样经金相砂纸打磨后采用抛光机机械抛光,酒精擦拭干净后采用4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀,然后在AXiOVert405M型光学显微镜下观察不同冷却方式下X100管线钢的金相组织的变化。
选取X100热处理在790℃,810℃,830℃,与母材金相图进行对比。
X100管线钢试样在790℃,810℃,830℃箱式电阻炉中加热保温12min后水冷之后所得到的金相组织与母材金相组织照片进行对比。
2.3.4硬度试验
硬度是衡量金属材料软硬程度的一种性能指标。
一般认为,硬度是金属表面抵抗局部压入变形或刻划破裂的能力,而硬度值是可以表征材料的弹性塑性、形变强化、强度和韧性等一系列不同的物理量组合的一种综合性能指标。
实践表明,金属材料的硬度值与强度之间具有近似的相应关系。
硬度试验在HVS-50型维氏硬度计上进行,试验机的最大载荷为50kg,使用载荷为10kg,加载时间为10s,在试样上直接取点进行试验。
2.3.5电化学腐蚀试验
本次研究中所采用的电化学腐蚀试验是在PS268型电化学测量仪进行测试,测量方式为三电极所组成的体系,其中试样作为工作电极,参比电极通常用饱和甘汞电极,辅助电极为铂电极,测试面积分别为E(1.06cm2),F(1.00cm2),G(1.07cm2),M(1.09cm2)。
腐蚀溶液为3.5%的氯化钾溶液。
极化曲线表示电极电位与极化电流或极化电流密度之间的关系曲线。
极化曲线分为四个区,活性溶解区、过渡钝化区、稳定钝化区、过钝化区。
极化曲线可用实验方法测得。
分析研究极化曲线,是解释金属腐蚀的基本规律、揭示金属腐蚀机理和探讨控制腐蚀途径的基本方法之一。
PS268操作使用方法如下:
文件--简单试验--自腐蚀电位跟踪--极化曲线测量--试验--试验信息--弹出自定义试验指导按照图2-8操作如下:
图2-8自定义试验指导图
1)输入数据文件;
2)输入电极面积:
3)控制方式,选控电位;
4)延时600s;
5)波形选择,单方向选锯齿波;
6)采样1s;
7)选择起始电位-900mV;
8)输入扫描速率60mV/min;
9)选择终极电位-350mV终止条件;
10)选指定电位极化电位参考,选标准氢电极;
11)确定极化周期;
12)按开始试验;
13)由电脑输出数据,用Origin软件进行曲线拟合。
3试验结果及分析
3.1金相组织分析比较
X100管线钢试样在790℃箱式电阻炉中保温12min后水冷得到的金相组织照片如图3-1所示;X100管线钢试样在810℃箱式电阻炉中保温12min后水冷得到的金相组织照片如图3-2所示;X100管线钢试样在830℃箱式电阻炉中保温12min后水冷得到的金相组织照片如图3-3所示;X100管线钢原始金相组织如图3-4所示。
图3-1790℃淬火金相组织图3-2810℃淬火金相组织
图3-3830℃淬火金相组织图3-4母材金相组织
X100级别管线钢的的原始金相组织照片,X100管线钢为一种全贝氏体钢,其组织为粒状贝氏体和贝氏体铁素体(其中白色的组织为铁素体,黑色的为贝氏体)。
其中贝氏体的板条束在同一个水平面上的取向比较一致,铁素体在其中的分布不太均匀。
通常针状铁素体的形成伴随岛状硬相,这种弥散分布的硬相是高碳马氏体和残余奥氏体的混合,即M/A组元。
针状铁素体和M/A组元的集合体有时也称为粒状贝氏体。
而管线钢的强度和韧性就是由粒状贝氏体的体积分数、尺寸和粒状贝氏体中的亚结构,以及M/A岛的体积分数和分布所共同决定的[15]。
X100管线钢而处理前后金相组织照片对其贝氏体含量进行分析,分别为790℃淬火后得到的管线钢金相组织贝氏体含量为40.9%,810℃淬火后得到的管线钢金相组织贝氏体含量为43.8%,830℃淬火后得到的管线钢金相组织贝氏体含量为53.6%。
随着温度的升高贝氏体含量逐渐增加[14]。
表3-1贝氏体含量百分比
加热温度/℃
贝氏体百分比(B%)
均值
790
39%
38%
45.8%
41%
40.9%
810
42.5%
40.7%
43%
45%
42.8%
830
51.5%
53.5%
54.8%
55%
53.6%
经热处理后的X100管线钢(图3-1,图3-2,图3-3所示)金相组织照片中黑色部分为贝氏体,其中的贝氏体板条束呈细小的多位向分布。
由于贝氏体尺寸参差不齐,彼此交错分布,使材料具有较小的有效晶粒尺寸,而且在贝氏体内具有细小的亚结构和较高密度的可动位错,因而使贝氏体具有良好的强韧性。
同时,在快速冷却(水冷)时的相变应力得以消除,而且由于贝氏体中的碳扩散配分至奥氏体中,使得贝氏体中碳的过饱和度和晶格畸变减小。
因此,经热处理后,试样在具备强韧性性能同时具有较好的塑性变形能力[13]。
3.2硬度测量结果
根据以下数据,淬火后试样的硬度较之母材明显上升,在790℃~830℃范围内,随着热处理加热温度的升高,硬度样品的硬度也在随之升高。
表3-2X100管线钢加热处理后维氏硬度值
材料
加热温度/℃
硬度HV10
X100管线钢
母材
260.2
790
291.9
810
300.5
830
312.7
对维氏硬度值做图形分析如下图3-5所示:
图3-5维氏硬度折线图
硬度值之所以会出现表3-4,图3-5中所示热处理后试验钢硬度值明显上升。
可以借助显微组织加以说明,比较四幅显微组织图片,可以发现X100管线钢经790℃,810℃,830℃淬火处理后的组织随始冷温度升高组织均匀细化、晶粒变小,硬度值升高。
3.3电化学分析
以电流密度为横坐标,电极电势为纵坐标,绘制极化曲线。
用Origin8软件将得到的极化曲线拟合在一张图上,如图所示:
图3-6试验钢在3.5%NaCl溶液中的极化曲线
根据电极动力学方程式
(1),应用迭代拟合方法测量的极化曲线进行了解析,结果如表3-5所示,其中也给出了计算的腐蚀速率V。
表3-3试验钢各区在3.5%NaCl溶液中的电化学参数
加热温度
Ecorr/mV
Icorr/mA·cm-2
V/mm·year-1
母材
-622
0.006316
0.0734829
790
-634
0.0069255
0.0805718
810
-674
0.001997
0.0232280
830
-642
0.005579
0.0649024
控电位的电化学极化过程中,研究电极的极化电位和极化电流密度的关系符合电极力学方程:
(1)
式中,I和E分别为极化时的净电流密度和对应的极化电位,Icorr和Ecorr分别为腐蚀体系的自腐蚀电流密度和自腐蚀电位,ba和bc为阳极Tafel常数和阴极Tafel常数。
在弱极化区超电位范围,η=|E-Ecorr|<50mV,根据电极动力学方程式(采迭代拟合方法[12]编制计算机解析程序,可求出ba,bc,Icorr,然后计算出极化电阻Rp和腐蚀速率V[16]。
图3-7自腐蚀电位与始冷温度的关系
四种试验钢中始冷温度790℃的icorr值最高,始冷温度为830℃和母材次之,810℃时试验钢的icorr值最小。
由Farady第二定律可知,自腐蚀电流密度与腐蚀速率之间存在一一对应关系,icorr越大,腐蚀速率越大,四种试验钢中始冷温度为790℃自腐蚀电流密度icorr最大、始冷温度为810℃时最小,说明腐蚀速率在始冷温度790℃时最大,始冷温度为810℃的试验钢最小。
由图3-5,图3-7可知知本实验中X100管线钢热处理温度为790℃的自腐蚀电位约为-0.634V;X100管线钢未经热处理的试样(即母材)的自腐蚀电位约为-0.621V;X100管线钢试样热处理温度为810℃的自腐蚀电位约为-0.673V;X100管线钢试样热处理温度为830℃的零电流电位约为-0.641V。
比较可知,母材的腐蚀倾向最小,其次为始冷温度为790℃和830℃,始冷温度为810℃时腐蚀倾向最大。
随着淬火温度的升高,试验钢显微组织中贝氏体体积分数上升,铁素体体积分数下降,贝氏体与铁素体呈现出不同的比例。
因此,两种不同的组织在电解质溶液中作为两种电极,构成电偶腐蚀电池。
电位较低的阳极(铁素体),溶解速度增加,电位较高的阴极(贝氏体),溶解速率减小。
所以阴极是受到阳极保护的。
阴阳极面积比增大,介质电导率减小,都使阳极腐蚀加重。
电偶腐蚀的驱动力是电位差,二者的电位差越大,腐蚀倾向越大。
阴阳极面积增大可加快阳极腐蚀速率,而减缓阴极腐蚀速率。
4结论
X100大变形管线钢经过淬火处理,维氏硬度测量,电化学腐蚀实验等总结出具有以下性能:
(1)X100管线钢全部为粒状贝氏体组织,亦称针状铁素体。
(2)通过临界区加速冷却方法,可使X100获得(B+F)双相组织。
(3)X100管线钢通过初始冷却温度790~830℃加速冷却,其显微组织以细小贝氏体为主,辅以少量细小,高密度位错的铁素体,这种组织结构构赋予材料高的强韧特性。
(4)X100管线钢通过初始冷却温度为790~830℃的加速冷却,贝氏体(含有高含量的C)体积分数增大,使试验钢强度,硬度增高,表现了优良的强韧水平。
(5)X100通过初始冷却
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