熱軋管線鋼生產(chǎn)工藝與組織性能控制

摘 要：管線鋼主要用于石油、天然氣的輸送。目前管線鋼應(yīng)具有高強(qiáng)度、低包申格效應(yīng)、高韌性和抗脆斷、低焊接碳素量和良好焊接性、以及抗HIC和抗H2S腐蝕。該文主要分析了管線鋼生產(chǎn)工藝及其對組織性能的影響，提出管線鋼組織性能控制的思路，并就生產(chǎn)實(shí)踐情況進(jìn)行了探討。

關(guān)鍵詞：管線鋼 生產(chǎn)工藝 組織性能

中圖分類號(hào)：TG335.5文獻(xiàn)標(biāo)識(shí)碼：A文章編號(hào)：1674-098X（2013）05（b）-0074-02

1 管線鋼概述

管線鋼主要用于石油、天然氣的輸送。制造石油天然氣集輸和長輸管或煤炭、建材漿體輸送管等用的中厚板和帶卷稱為管線用鋼（LPS）。石油鋼的強(qiáng)度一般要求達(dá)到600～700 MPa；鋼中O、S、P、N、C總含量不大于0.0092%；鋼中脆性Al2O3夾雜和條狀Mn夾雜為痕跡狀態(tài)。管線鋼主要用于加工制造油氣管線。油氣管網(wǎng)是連接資源區(qū)和市場區(qū)的最便捷、最安全的通道，它的快速建設(shè)不僅將緩解鐵路運(yùn)輸?shù)膲毫Γ矣欣诒Ｕ嫌蜌馐袌龅陌踩┙o，有利于提高能源安全保障程度和能力。在管線建設(shè)的這種新的發(fā)展趨勢中，針狀鐵素體管線鋼由于具有優(yōu)良的強(qiáng)韌性能、焊接性能、抗硫化氫開裂性能而具有廣闊的應(yīng)用前景。

2 熱軋管線鋼生產(chǎn)工藝

目前，熱軋管線鋼的生產(chǎn)中，一般采用微合金化加控制軋制和控制冷卻技術(shù)?？刂栖堉剖窃跓彳堖^程中，通過合理控制金屬的加熱制度、變形制度和溫度制度，利用再結(jié)晶細(xì)化奧氏體晶粒，并在未再結(jié)晶奧氏體上引入高密度位錯(cuò)，增加相變時(shí)鐵素體晶粒的形核點(diǎn)，從而獲得細(xì)小的晶粒組織。控制冷卻是在控制軋制之后，以規(guī)定的冷卻速度把軋后鋼材冷卻到特定的溫度范圍，以阻止晶粒長大，控制相變過程，保證獲得細(xì)小的晶粒的相變產(chǎn)物，使鋼材具有優(yōu)良的綜合性能。

管線鋼除具有較高的尺寸精度外，還必須具有高的力學(xué)機(jī)械綜合性能，它的高強(qiáng)度一方面要靠加入較高含量的錳和一些微合金化元素，另一方面也要靠鐵素體晶粒的極大細(xì)化和Nb、V、Ti的碳氮化合物的析出強(qiáng)化得以保證。

3 生產(chǎn)工藝對熱軋管線鋼組織性能的影響

控軋是通過形變來達(dá)到細(xì)化鐵素體的目的，而控冷則是通過加速冷卻產(chǎn)生的相變強(qiáng)化，最終形成貝氏體或針狀鐵素體，從而進(jìn)一步改善鋼的強(qiáng)韌性。為了達(dá)到此目的，必須對控軋控冷過程的有關(guān)工藝參數(shù)予以控制，其中主要參數(shù)有加熱溫度、形變量、形變溫度、終軋溫度、開冷溫度、終冷溫度和冷卻速度等。

以X70管線鋼作為試驗(yàn)鋼種，成分如表1。

3.1 加熱溫度

試驗(yàn)鋼在1150 ℃以下加熱時(shí)，奧氏體晶粒長大速率很小，平均奧氏體晶粒尺寸小于25 μm。這是因?yàn)樵诖藴囟认拢撝写嬖诖罅课慈艿腘b（C，N）粒子，這些粒子對奧氏體晶界產(chǎn)生釘扎，在加熱過程中有效阻止了奧氏體晶粒的長大。當(dāng)加熱溫度選擇在1150 ℃以上時(shí)，由于Nb（C，N）粒子大量溶解，粒子對奧氏體的釘扎作用減小，因而晶粒迅速長大。加熱溫度在1150 ℃～1200 ℃范圍時(shí)，晶粒長大比較迅速，但在1160 ℃和1200 ℃幾乎沒有出現(xiàn)尺寸大于100 μm的粗大晶粒，但是當(dāng)加熱溫度升高到1210 ℃時(shí)，大于100 μm的粗大晶粒所占比例激增。因此，加熱溫度應(yīng)選擇在1150 ℃～1200 ℃范圍內(nèi)，即在保證鋼中鈮充分固溶的情況下，原始奧氏體又不出現(xiàn)明顯的粗大晶粒。

3.2 高溫形變量

材料性能的變化由材料的微觀組織所決定的，在不同的形變量下，試驗(yàn)鋼的顯微組織都由板條狀的貝氏體鐵素體、粒狀鐵素體和少量的多邊形鐵素體組成。各組織的形態(tài)、數(shù)量和尺寸則隨著形變量的增大而變化。

在奧氏體再結(jié)晶階段，臨界變形量直接影響奧氏體晶粒大小和形變溫度。相比普通鋼，含N微合金化鋼的臨界形變量對初始奧氏體晶粒大小和形變溫度有更大的相關(guān)性。由于小于臨界變形量的形變引起應(yīng)變誘發(fā)晶界的遷移，從而導(dǎo)致粗大晶粒的形成。所以在奧氏體再結(jié)晶區(qū)一般采用大的道次變形量，以增加奧氏體再結(jié)晶的數(shù)量，阻止應(yīng)變誘發(fā)晶界的遷移，從而細(xì)化晶粒。在奧氏體非再結(jié)晶區(qū)也盡可能地采用大的道次變形量，這為鐵素體形核創(chuàng)造有利條件。經(jīng)驗(yàn)表明，在奧氏體再結(jié)晶區(qū)每道次10%的變形量，總變形量為60%；在非再結(jié)晶區(qū)大于45%～50%的總變形量有利于晶粒細(xì)化。

形變過程促使奧氏體晶粒減小和變形帶的形成，從而促使相變核心增多，有利于細(xì)小針狀鐵素體的形成。同時(shí)，形變促使位錯(cuò)密度增加，這些都有利于材料強(qiáng)韌性的提高。隨著變形量的增加，晶粒尺寸顯著減小，組織更加均勻，粒狀鐵素體含量增加，因而材料的沖擊韌性提高。

3.3 形變溫度

當(dāng)變形溫度超過1050 ℃時(shí)，奧氏體晶粒嚴(yán)重長大，奧氏體晶界和晶內(nèi)形成平行生長的板條。隨變形溫度的降低，顯微組織變得細(xì)小均勻，形態(tài)不規(guī)則、尺寸不一的針狀鐵素體逐漸成為主要組織[2]。在溫度低于l050 ℃時(shí)，隨著變形溫度的升高，鋼的強(qiáng)度增加，當(dāng)溫度超過1050 ℃時(shí)，強(qiáng)度有所下降，韌性水平明顯降低，脆性升高。

3.4 終軋溫度

對于針狀鐵素體的微合金鋼，其強(qiáng)化效果除了通過固溶強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化外，還通過位錯(cuò)強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化等方式來實(shí)現(xiàn)。終軋溫度對管線鋼的力學(xué)性能有重要的影響。

在部分再結(jié)晶區(qū)軋制時(shí)，再結(jié)晶的晶粒細(xì)小，在其晶界上析出的鐵素體細(xì)小，而未再結(jié)晶的晶粒受到變形被拉長，晶粒沒有細(xì)化。在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)變形時(shí)，奧氏體經(jīng)變形后變得扁平，晶粒中形成變形帶、位錯(cuò)及孿晶，此變形帶可起到鐵素體晶核生成的晶界面作用，鐵素體在變形帶和奧氏體晶界上形核，同時(shí)隨著終軋溫度降低，有效奧氏體晶界面積（包括晶界面積和變形帶）和單位有效奧氏體晶界面積的形核數(shù)量都顯著增加。

另外，降低終軋溫度，可促進(jìn)鈮、鈦的碳氮化物在奧氏體內(nèi)析出，阻止奧氏體晶粒長大，對于Nb、V鋼，通過降低終軋溫度，可以使奧氏體在形變過程中產(chǎn)生的大量位錯(cuò)得以保留下來，從而提高最終轉(zhuǎn)變產(chǎn)物的位錯(cuò)密度。但終軋溫度不宜低于Ar3，否則將進(jìn)入兩相區(qū)軋制，產(chǎn)生不均勻的混晶組織。通過試驗(yàn)進(jìn)行對比，最終確定該試驗(yàn)鋼種的終軋溫度在780 ℃～830 ℃之間。

3.5 開冷溫度

對于管線鋼來說，開冷溫度的高低，對屈服強(qiáng)度有很大影響。鋼板在軋制后，冷卻之前，鋼中析出部分先共析鐵素體來保證鋼板的韌性，經(jīng)過快冷，使鋼中剩余的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w來保證鋼板的強(qiáng)度。如果鋼板的終軋溫度較低或者快冷前擺動(dòng)時(shí)間較長，鋼中先共析鐵素體析出過多，且尺寸較大，造成屈服強(qiáng)度較低。反之，開冷溫度較高，鋼板中沒有析出先共析鐵素體而直接進(jìn)行冷卻，得到的幾乎全是貝氏體組織，鋼板的屈服強(qiáng)度的提高要比抗拉強(qiáng)度大得多，屈強(qiáng)比得不到保障，沖擊性能和落錘性能也會(huì)下降。所以鋼板的開冷溫度不能過高或者過低，維持在750 ℃～850 ℃之間為宜。

3.6 終冷溫度

終冷溫度在600 ℃以下，隨著溫度的降低，強(qiáng)度和韌性都會(huì)提高，這是因?yàn)榧铀倮鋮s可阻止Nb、V和Ti的碳氮化合物在奧氏體中析出，使其在較低溫度下析出，可有效地起到強(qiáng)化作用。該試驗(yàn)鋼經(jīng)熱機(jī)械加工后，經(jīng)過快速冷卻達(dá)到一個(gè)終冷溫度并停留足夠的時(shí)間，隨著終冷溫度的降低，試驗(yàn)鋼的組織細(xì)化。在650 ℃終冷時(shí)，晶粒度達(dá)到12級(jí)；600 ℃終冷時(shí)，晶粒度達(dá)到12.5級(jí)；550 ℃終冷時(shí)，晶粒度達(dá)到13.5級(jí)；500℃終冷時(shí)，晶粒度達(dá)到13級(jí)。由此看出，終冷溫度在500 ℃～550 ℃較為理想。另一方面，終冷溫度的降低對試驗(yàn)鋼組織中針狀鐵素體比例也有影響。隨著終冷溫度的降低，針狀鐵素體比例有增加的趨勢。一般控制在550 ℃～500 ℃之間。高于600 ℃時(shí)，強(qiáng)度的提高不明顯；從低于600 ℃開始，強(qiáng)度開始升高，到500 ℃時(shí)達(dá)到飽和，并在600 ℃～500 ℃終止冷卻后的隨后空冷過程中，還可以在一定程度上起到鋼板自淬回火的作用。

3.7 冷卻速度

在同一終軋溫度下，隨冷卻速度增加，針狀鐵素體量增加。不同終軋溫度，針狀鐵素體量不同，終軋溫度越低，針狀鐵素體量越少，多邊形鐵素體量增加[1]。要得到針狀鐵素體組織，冷卻速度要大于10℃/s，這主要是因?yàn)槔鋮s速度增大使Ar3下降，奧氏體過冷度增加，從而相變驅(qū)動(dòng)力大，鐵素體晶粒越細(xì)。適當(dāng)增加生產(chǎn)中冷卻速度，獲得的貝氏體和針狀鐵素體數(shù)量越多，屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度越高，綜合性能就越好[3]。但冷卻速度過大，組織中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)不足，將得到貝氏體和M—A島狀組織，同時(shí)馬氏體的含量過高，將導(dǎo)致鋼板的屈強(qiáng)比偏高，沖擊韌性降低，影響后續(xù)的加工制造過程。

4 結(jié)語

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明：一定的變形條件下，增加變形量和變形速率、降低終軋溫度、增加冷卻速度，有助于組織的細(xì)化和針狀鐵素體的形成。對管線鋼組織控制與細(xì)化，應(yīng)采用熱加工過程控制的思想，綜合利用不同熱加工過程對組織的細(xì)化作用，獲得最佳的組織細(xì)化效果，從而有利于使材料獲得優(yōu)良的綜合力學(xué)性能。

參考文獻(xiàn)

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[3]尹宴生.冷卻速度對X70管線鋼性能的影響[J].新技術(shù)新工藝，2012（4）：71-72.