管線鋼合金設計的幾個重要進展

0現代管線鋼合金的設計瘋狂設計是獲得高性能管道鋼的重要基礎。為適應現代管線鋼高強度、高韌性和優良焊接性的要求,管線鋼合金的設計理念和技術不斷進步,管線鋼的合金設計已成為鋼鐵材料合金化技術的范例而被人關注。1管道鋼烯設計的基本特征1.1不同等級管線鋼c含量的比較早期的管線鋼是以抗拉強度為依據來設計的,而強度通常通過C含量來獲得。由于焊接作為一種主要生產工藝被引入,焊接性成為管線鋼的一種基本要求。同時,由于極地管線和海洋管線的發展,要求不斷改善鋼的低溫韌性、斷裂抗力以及延性和成型性,從而導致鋼中C含量逐漸降低。圖1表明不同等級管線鋼的C含量水平,可以看出,隨著管線鋼的發展,管線鋼的C含量逐漸降低。現代管線鋼的C含量遠低于API標準所要求的最大C含量的規定,通常采用質量分數為0.1%或更低C含量的鋼來制造,甚至保持質量分數在0.01%～0.04%的超低C水平。最新冶煉技術的發展,已為工業生產這種超低碳鋼提供了可能。由于管線鋼以低C或超低C為特征,不但改善了焊接性和成型性,而且在其非平衡的冷卻相變組織中通常不含有滲碳體,因而具有高的韌性。圖2的試驗結果表明,通過微合金化和控軋控冷等技術的結合,使得管線鋼在C含量降低的同時可保持高的強韌特性。1.2mn提高了鋼的--水減少鋼中含C量使屈服強度下降可以通過其他強化機制的應用予以補償,其中最常用的是在降C的同時,以Mn代C。目前Mn作為管線鋼中的主要合金元素而被采用,這是因為Mn的加入引起固溶強化。Mn還能降低鋼的γ-α的相變溫度,而γ-α相變溫度的降低對α相晶粒尺寸具有細化作用,同時可改變相變后的微觀組織。研究表明,Mn質量分數為1.0%～1.5%可使γ-α相變溫度下降50℃,其結果使鐵素體晶粒尺寸細化。當Mn質量分數提高至1.5%～2.0%時,可進一步降低相變溫度,促使奧氏體轉變成針狀鐵素體。Mn的這種固溶強化、細晶強化和相變強化作用對管線鋼屈服強度和抗拉強度的綜合效果如圖3所示。Mn在提高強度的同時,還可提高鋼的韌性,降低鋼的韌脆轉變溫度,圖4表明了Mn/C比對管線鋼韌脆轉變溫度的這種影響。管線鋼的有關標準規定,C質量分數比規定最大值降低0.01%,允許Mn質量分數比規定最大值增加0.05%。由于加大Mn含量會加大控軋鋼板的中心偏析,因此根據管線鋼板厚和強度的不同要求,鋼中Mn的質量分數一般為1.1%～2.0%。1.3微合金化元素管線鋼是微合金化理論最成功的應用領域。一般而言,鋼中質量分數為0.1%左右且對鋼的微觀組織和性能有顯著影響的合金元素稱微合金元素,在管線鋼中,主要指Nb、V、Ti等強碳化物形成元素。雖然早在20世紀20年代即發現V在鋼中的作用,50年代末,世界上首次生產出了含Nb高強度鋼板,并獲得Ti工業應用數據,但到70年代后才進行了深入的研究和應用。微合金化成為20世紀70年代興起的新型冶金技術。微合金化元素Nb、V、Ti在管線鋼中的作用與這些元素的碳化物、氮化物和碳氮化物的溶解和析出行為有關。微合金化元素碳化物、氮化物在奧氏體中的溶解度以微合金化元素和C、N的溶度積表示。溶度積溫度函數通常用下式表示。lg[M][X]=A-B/T,式中:[M]—微合金元素的固溶量(質量分數),%;[X]—C和N的固溶量(質量分數),%;A、B—試驗和計算所確定的常數;T—絕對溫度。根據熱力學數據推導和各種試驗方法確定的不同微合金元素的溶度積公式,可獲得圖5所示的各種微合金碳化物、氮化物和碳氮化物的平衡溶度積與溫度間的關系。由圖5可見,在不同的溫度范圍內,各化合物的溶度積由低到高的排列順序為:TiN、AlN、NbN、TiC、VN、NbC、VC。TiN最為穩定,幾乎在1400℃左右才發生溶解;最不穩定的是VC;在管線鋼控軋再熱溫度規范下(1200℃左右或更低),NbN和NbC也表現出很高的穩定性。微合金元素Nb、V、Ti在管線鋼中的主要作用如下。1.3.1微合金化鋼晶粒尺寸與加熱溫度的關系在控軋再熱過程中,未溶微合金元素Nb、V、Ti的碳、氮化物將通過質點釘扎晶界的機制而明顯阻止奧氏體晶粒的粗化過程。圖6為各種微合金化鋼中晶粒尺寸隨加熱溫度的變化關系。由圖6可見Nb、Ti可明顯抑制γ晶粒的長大,而V的作用較弱。1.3.2微合金碳、氮化物的作用在鋼板的控軋過程中,通過固溶微合金元素Nb、V、Ti的溶質原子拖曳和應變誘導沉淀析出的微合金碳、氮化物質點對晶界和亞晶界的釘扎作用,可顯著阻止形變γ的再結晶,從而通過由未再結晶γ發生的相變而獲得細小的相變組織。由圖7可見,Nb具有明顯的延遲γ再結晶的作用,Ti次之,V只有在含量較高時才有效。1.3.3偏聚糖對金相的影響在高溫形變后的冷卻過程中,微合金元素Nb、V、Ti在晶界偏聚會阻礙新相形成,從而降低γ-α相變溫度,抑制多邊形鐵素體相變,促進針狀鐵素體形成。圖8為針狀鐵素體體積分數與微合金化元素含量的關系?？梢奛b、Ti、V的作用依次降低。1.3.4材料的晶粒細化及韌脆轉變溫度在軋制及軋后的連續冷卻過程中,通過正確控制微合金碳、氮化物的沉淀析出過程可達到沉淀強化的目的。微合金碳、氮化合物,可在熱軋過程中從γ中析出,或在相變過程中在相界析出(相間沉淀),或在最終冷卻過程中從過飽和α中析出。圖9示意地表示了熱軋低碳鋼中Nb、V、Ti含量對上述晶粒細化、沉淀析出的作用以及由此所引起的強韌性的變化情況。由圖可見,Nb有顯著的晶粒細化作用和中等的沉淀強化作用,萬分之幾的含量即十分有效,但含量增加,效果的改善并不明顯。Nb在增加強度的同時還能降低韌脆轉變溫度,但Nb對阻止焊接熱影響粗晶區晶粒長大和改善粗晶區韌性方面并不十分有效,這是因為在焊接峰值溫度下,Nb的碳、氮化物的熱穩定性較差。Ti有顯著的沉淀強化作用和中等的晶粒細化作用。在與含Nb鋼相同的強度水平下,含Ti鋼的韌脆轉變溫度略高。鋼中加Ti可以改善硫化物的分布形態,改善鋼板橫向性能。Ti還是一個在焊接峰值溫度下能通過生成穩定的氮化物而抑制晶粒長大的有效元素。V有較高的沉淀強化和較弱的細化晶粒作用,因而其韌脆轉變溫度比含Nb和含Ti鋼都高。在管線鋼的合金設計中,一般不單獨使用V。1.4多元合金化鋼管鋼早期的微合金化管線鋼常常只含單一的微合金元素,如Mn-Nb鋼、Mn-V鋼、Mn-Ti鋼等。但后來發現,不同微合金元素之間以及微合金元素與其他合金元素之間的交互作用,能賦予管線鋼更完善的性能,因而現代管線鋼正向少量多元合金化的方向發展。Mn-Nb-V管線鋼在20世紀60年代曾廣泛得到應用。通過Nb-V的復合合金化,可以互為補充,揚長補短。Nb能限制γ相長大,延遲控制軋制過程中的再結晶,使晶粒細化而改善鋼的強度和韌性。V除有一定的細化晶粒的作用外,還通過析出強化來提高強度,從而可生產出X60級和X65級等較高強度的中厚板。與此同時,Mn-Nb-Ti、Mn-Nb-V-Ti多元合金化管線鋼也相繼得到了發展。Mo合金化是管線鋼多元合金化的一個典型范例。在Mn-Nb系基礎上發展起來的低碳Mn-Mo-Nb系微合金化管線鋼開始于20世紀70年代初,歷經30余年的發展,Mo合金化已成為管線鋼一種成熟的合金設計方法。研究表明,Mo能降低過冷奧氏體的相變溫度,抑制多邊形鐵素體的形成,促進針狀鐵素體轉變。工業實踐表明,含Mo管線鋼在軋后5～7℃/s較低的冷卻速度下即可形成針狀鐵素體,對厚度為12～16mm的Mo合金化鋼板,在空冷條件下便可獲得針狀鐵素體組織。同時,在含Nb管線鋼中,Mo可提高Nb(C、N)在奧氏體中的固溶度,降低Nb(C、N)的析出溫度,使更多的Nb(C、N)在低溫α中析出,從而提高Nb(C、N)的沉淀強化效果。Mo合金化管線鋼的顯微組織由細小且具有高密度位錯亞結構的針狀鐵素體組成。C質量分數為0.04%～0.07%時,仍保持較高強度和優良的韌性。Mo對管線鋼(w(C)=0.05%,w(Mn)=1.2%,w(Nb)=0.045%,w(Ti)=0.02%)強度和韌脆轉變溫度的影響如圖10所示。Mo合金化管線鋼除具優良的強韌特性外,還具有連續的應力-應變曲線,因而當應變僅百分之幾時,可顯示迅速的形變強化。這種行為在鋼管制管時,可進一步提高鋼的強度,從而補償因包申格效應引起的強度損失。鑒于冶金技術、經濟性和鋼材性能的要求,在管線鋼中還經常以Ni、Cu、Cr作為Mo的補加元素。這些元素對管線鋼相變行為的影響類似于Mn、Mo。Cu能降低鋼的腐蝕速率,因而對于在腐蝕環境中服役的管線鋼尤其受到青睞。Ni、Cu、Cr對管線鋼(w(C)=0.12%,w(Si)=0.3%,w(Mn)=0.13%,w(Nb)=0.03%,w(V)=0.05%)的力學性能影響見圖11。2管道鋼烯設計近20年來,隨著世界石油工業的發展和冶金技術的進步,管線鋼合金設計得到了很大的發展。2.1強韌性配合劑的選擇隨著近海和極地管線的開發,要求管線鋼具有低的碳當量,以便在惡劣現場焊接條件下不預熱,不進行焊后熱處理以及保證焊接接頭的低硬度,避免硫化物應力腐蝕開裂。因而在20世紀80年代初研究開發了Nb-Ti-B系管線鋼,使管線鋼獲得X70級和X80級的強度級別。然而,直到20世紀末,隨著高壓、大流量天然氣管線的發展和對降低管線建設成本的追求,以及以低碳貝氏體和馬氏體為組織特征的X120級超高強度管線鋼的研發,B在管線鋼合金設計中的地位才得到進一步重視。為達到超高強度管線鋼的強韌性目標,X120級管線鋼在成分設計上,選擇了C-Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-V-Ti-B最佳配合。這種合金設計思想充分利用了B在相變動力學上的重要特征。B原子尺寸較小,由于尺寸效應,B作為表面活性元素吸附在γ晶界上。B原子在晶界的偏聚,降低了晶界能,阻礙新相在晶界的形核,延緩γ-α轉變。由圖12可知,加入微量B(w(B)=0.0005%～0.0030%)可明顯抑制鐵素體在奧氏體晶界上形核,使鐵素體轉變曲線明顯右移,并使貝氏體轉變曲線變得扁平,從而在超低碳(w(C)<0.03%)情況下,在一個較大的冷卻范圍內,都能獲得貝氏體組織。同時,在冷卻相變過程中,固溶B原子在基體內析出Nb(C、N、B)等微合金碳、氮化合物,可進一步強化貝氏體組織。這種以超低碳貝氏體鋼為組織特征的超高強度管線鋼特別適用于高強、厚壁管線,適應寒帶現場環縫焊接和酸性環境。B含量對管線鋼(w(C)=0.04%,w(Mn)=2.0%,Nb-V-Ti-B)強韌性的影響見圖13。含B管線鋼的技術難點是在冶煉上必須精確控制B含量。B質量分數低于0.0005%時,提高淬透性作用甚微,高于0.003%,則會產生B相(如Fe3(CB)、Fe3(CB)6、Fe2B等)沿晶界析出,產生熱脆現象。B的作用是基于其在奧氏體晶界上偏聚,從而阻止等軸鐵素體在晶界上優先形核。如果B以氧化物或氮化物存在于鋼中,B就喪失了它抑制鐵素體在晶界上形核的作用。B和N、O都有強的親合力,為防止B與O、N形成化合物,鋼必須用Al脫O,并添加與N有更強親和力的元素來固定鋼中的N,常用的這種元素是Ti。Mo和Nb對穩定B也有一定的作用。2.2基于高nb合金設計的工藝通過高Nb合金化設計的管線鋼的主要特點如下。2.2.1nb含量對htp鋼再結晶形貌的影響如圖7所示,在鋼板的控軋過程中,通過固溶微合金元素溶質原子拖曳和應變誘導沉淀析出的微合金碳、氮化物質點對晶界和亞晶界的釘扎作用,可阻止形變γ的再結晶。隨Nb含量的增加,這種延遲γ再結晶的作用更為明顯。圖14表明Nb含量對HTP鋼再結晶形核率、晶界遷移率和再結晶體積分數的影響。可以看出,當Nb質量分數從0.04%增加到0.08%時,通過對再結晶形核率和晶界遷移率的影響,50%再結晶時間從10s增加到200s。因此,高Nb合金化技術可采用較高的軋制溫度,從而可緩解傳統合金化技術對軋機的苛刻要求,以便提高軋制效率。2.2.2高nb合金化過程如圖8所示,Nb有較好的延遲γ-α相變過程的作用。通過高Nb合金化設計,在非Mo合金化條件下,可獲得針狀鐵素體組織。由于以Nb代Mo,因此,高Nb合金化技術的合金元素成本得到了降低。2.3高溫工藝技術焊接熱影響區是焊接鋼管的薄弱環節。通過合金化技術預防管線鋼的焊接脆化,提高管線鋼焊接熱影響區的韌性,是管線鋼合金化設計的一個重要發展方向。如前所述,Ti是一個在焊接峰值溫度下能通過生成穩定的氮化物而控制晶粒長大的有效元素。為了抑制管線鋼在大的焊接熱輸入情況下粗晶區的晶粒長大傾向,改善這一區域的沖擊韌性,Ti與N結合的比值(Ti/N)應<3.5。在合適的Ti含量(w(Ti)=0.01%～0.02%)范圍,管線鋼焊接熱影響區具有高的韌性和低的韌脆轉變溫度,如圖15所示。更低的Ti含量將不能得到足夠體積分數的TiN來有效阻止晶粒長大。超過該Ti含量范圍,隨Ti含量增加,TiN質點粗化或被TiC所代替,致使焊接熱影響區晶粒粗化,韌性降低。研究表明,當焊接峰值溫度超過1400℃時,TiN質點將發生粗化或溶解,難以起到阻止晶粒長大的作用。為此,發展了一種“氧化物冶金”技術,旨在管線鋼中引入一種細小、彌散分布的T