强度与韧性良好匹配的管线钢的合金设计理念发展与应

1、强度与韧性良好匹配的管线钢的合金设计理念发展与应用Pascoal Bordignon1, Klaus Hulka2T1. 巴西矿冶公司 CBMM2. 德国铌制品公司 NPC摘要上世纪70年代铌微合金化钢的冶金原理逐渐被深入理解,并在全世界范围内得到应用。在70和80年代大量工业试制的基础上,1985年进行了一次工业化示范性生产。由于允许在更高的热轧温度下在奥氏体非再结晶区强化变形,所以该工艺被称作高温轧制(HTP。由铌产生的对奥氏体再结晶的强烈延迟作用,带来更加灵活的厚板轧制规程,允许轧制能力受到限制、轧制力相对较低的厚板轧机也可能生产出高强高韧的板材。近年来,随着钢铁工业技术不断进步,管线钢

2、生产可以实现碳含量低于0.1%的水平。此时, HTP钢结合铌通过降低转变温度促进贝氏体组织形成的附加作用,使钢板在非常高的强度的同时具有优异的韧性和焊接性能。结果,HTP钢具有高的性能指标,并进入市场。例如,这些钢已经被成功地应用在重大的管线工程,包括最近完成的中国4000多公里长的西气东输工程。本文总结了HTP钢的发展,叙述了其冶金理念、热机械轧制条件下的灵活性、最终产品的合金设计、组织和机械性能以及其在管线工程中的应用情况。关键词铌,微合金化,热机械轧制,高温轧制,管线钢1前言世界能源消耗持续上升,未来几十年原油和天然气仍将占到能源总需求的三分之二。而管线是最经济有效的将原油和天然气输送到

3、最终用户的途径。新发现的石油天然气井常常位于北极地区或深海,而且还富含H2S或CO2,这就对大口径管线材料提供新的要求,如低温下更高的韧性、厚壁以及抗酸性气体腐蚀。此外,管线运输的经济性要求高的输送能力,因此就需要钢的强度更高,以及在工作温度下高的夏比V型缺口冲击能,从而避免长程韧性开裂1。早在70年代就已经开始,但确切地说自从80年代,最相关的管线钢级别为X65和X70。随着前面提到的新要求,在新的管线工程中,这些级别的钢不得不经过改进,并且也考虑采用更高强度级别的钢,如X80。2冶金背景热机械轧制是生产实现满足节约和安全要求的高强度大口径管线用厚板和带钢的标准方法。在非再结晶温度区加工奥氏

4、体,是获得晶粒细化从而实现高强高韧性能的最有效方法。所有这些钢都是铌微合金化。如果固溶铌量增加,则将奥氏体再结晶推迟到非常高的温度,如图 1 2,从而允许在更高的温度进行热机械轧制。 图 1 微合金化元素对奥氏体再结晶的阻碍效果不仅晶粒细化、固溶强化、位错强化或析出强化等冶金机制影响钢的强度和韧性,碳含量以及“自由”氮对强度和韧性也有影响。图2 3给出以上一些因素对0.08 %C - 1.50 %Mn钢的影响。铌的作用是获得细的晶粒尺寸并降低自由氮含量。更低的终轧温度可以协助或在一定程度上替代铌的作用。在图2给出的基本成分下,当铌含量超过0.05%时,它的正面作用就被降低。因此,为了获得高强度

5、和好的低温韧性,就必须降低低温奥氏体区的终轧温度。然而,当冶金状态或设备受到限制时,在亚稳奥氏体温度的加工就不可行或不可取。图1已经表明,最大可能性的进行高温奥氏体调节是提高固溶铌量。在给定加热温度的下,提高固溶铌的可能办法有降低钢中碳含量、并加Ti来固定氮,Ti的固氮效果比铌要强,这一点文献中已有证明4。在本文后面部分,铌含量超过0.07 % (最典型的含量0.10 %,碳低于0.06 % (最典型成分0.03 %且Ti/N处理的钢将被称作HTP钢(HTP = 高温轧制。现代高强度低合金(HSLA钢典型的碳含量水平维持在保证避免凝固过程中的包晶反应。包晶反应可能会造成表面裂纹,而这在连铸过程

6、中的结晶器中就已经形成 5。碳含量的降低对组织的均匀性也有正面影响。图3通过Fe-C相图来描述偏析的倾向:包晶反应,也就是液相和已形成的铁素体反应生成铁,与体积收缩有关,并引起残留液相的枝晶间夹杂,富含合金元素。合金元素尤其是锰的不均匀分布,是最终产品中带状组织的根源。这是为什么要降碳的另一原因。如果碳含量低于门槛值0.09 %,凝固过程就沿生成相的方向进行,此时,随着碳含量的降低,不仅避免了枝晶间偏析,而且晶体偏析程度也降低:液固相线的间距越小,降低了凝固过程中的晶体偏析,而且大的相区有利于凝固后的扩散来达到成分均匀性。 图 2 钢 0.08 %C 1.50 %Mn的力学性能与铌含量和终轧温

7、度的关系 图3 偏析严重的局部Fe-C相图低的碳含量可以改善许多性能,如韧-脆转折温度、冲击功、韧性、成型性以及焊接性能。此外,均匀性本身的提高对抗HIC也是有利的。3示范生产的结果在早期试验的经验基础上,根据HTP概念而设计的工业化示范生产在1985年进行,采用的化学成分如表1。考虑到抗酸性气体的目标,硫含量控制在10ppm以下,并采用钙处理。表 1 HTP示范生产钢的化学成分化学成分,wt.%C Si Mn P S AlCu Cr Ni Nb N Ti该炉次的坯料被分送到许多有经验的管线用板和带钢生产企业,他们根据自己的经验和需要来轧制坯料。生产结果已经发表4,本文只对部分内容再做些总结。

8、图4指出,如果采用热机械轧制后空冷,即使当终轧温度高于典型温度的150°C,可实现X70的性能以及优异的韧性。此时发现落锥撕裂韧性(BDWTT转变温度有所下降,但绝对值仍然非常好。此外,如果在+两相区轧制,形变铁素体带来极大的强度提高,达到X80强度,而BDWTT转变温度没恶化,只是由于分离而使零度以下的CVN值稍有所降低。 图4 终轧温度对空冷板机械性能的影响需要提出的是,这些是在中间坯料与成品厚之比为3.5倍的轧制规程下的结果。如果精轧阶段总变形降低,比如说,中间坯料3倍于成品厚,则屈服强度和转变温度均被恶化,刚刚达到X70性能6。而传统的管线用钢板采用高的碳含量设计,这种设计保

9、证在终轧温度下存在一定量的固溶铌,根据加工条件的不同可有50%的加入铌不析出。随着终轧温度升高,固溶铌量就多,促进更多的贝氏体形成,见图5。这就解释了图4中的一个结果,就是在高的终轧温度下强度有所增加。在所有情况下,组织仅由多边形铁素体和低碳贝氏体(针状铁素体构成,且它们的比例与加工条件有关,但组织中不含珠光体或马氏体。 图5 固溶铌、冷却速度与组织之间的关系如果采用加速冷却18 mm 板典型的冷却速率15 °C/s 组织几乎100%为贝氏体,带来的结果是屈服强度超过600 MPa,低温韧性也进一步得到改善,图6。当采用加速冷却时,固溶铌更加有效地降低转变温度,因而HTP合计设计特别

10、适用于这样的生产7。高的冷却速率,比如达到50 °C/s,获得更高的强度8。固溶铌也可以通过相变后在铁素体中析出使强度进一步提高。如果在550500 °C采用慢冷 (堆朵冷却或卷取,强度增量大约为50 MPa。 图 6 在- 相变过程及相变后的冷却条件对机械性能的影响4 制管、焊接和抗 HIC （部分）贝氏体组织的钢板在应力-应变曲线中几乎不出现吕德斯现象。因此，在这种钢中，也见不 到常见的制管过程中的屈服强度降低-包辛格效应。大多情况下，冷变形甚至会使强度略有升高。 粗晶热影响区(HAZ的焊接模拟结果表明，在宽的冷却速率范围内（=焊接过程）可获得贝氏体组 织。低碳贝氏体组

11、织保证了良好的韧性。这一点与基本理论相一致，如图 7 9，除碳含量的主要影响 外，整体合金设计也决定了 HAZ 的韧性。由于高的合金含量降低了转变温度，最终组织从粗大铁素体 ferrite side plates，到粒状贝氏体，再转变成针状贝氏体，对应于连续细小有效的晶粒。然而，当合金含量 太高，就可能形成马氏体岛，对韧性不利。HTP 合金设计对应的化学成分保证在包括埋弧焊和野外焊在 内的大范围的焊接过程得到最优 HAZ 韧性。 图 7 模拟 HAZ 的冲击韧性 埋弧焊接的结果表明基体金属和热影响区具有优异的韧性值。图 8 中可见焊接金属中韧性相对而言 最低。这些结果表明焊接金属韧性最好的情况

12、是采用保证得到贝氏体组织的焊条，配套使用了氧化铝基 碱性焊剂，这中焊条的成分适于作基本成分。 图 8 埋弧焊接的韧性 当必需的低硫量和合适的 Ca /S 处理得到保证，就可以避免低碳 HTP 钢的氢致裂纹。图 9 为试验结 果，表明甚至延长测试条件 (一般为 96 小时也不会出现任何裂纹。 图 9 在 pH=3.2 溶液中 HIC 结果 5 最近的管线工程 近年来几个大口径管线工程都采用了 HTP 理念。必须提到，1971/72 年加拿大的管线就已经使用成分 为 0.04 %C 1.60 %Mn - 0.25 %Mo 0.06 %Nb 的钢10。然而，大多实际应用中钢板生产利用了加速冷 却，这

13、与这个过去的工程实例不同。 表 2 列出了应用 HTP 理念的管线工程以及化学成分。 - 1997/98 年，Pemex 采用 HTP 生产的钢用在墨西哥湾 Cantarell 工程 84 公里的海洋输气管线，该管 线必须保证抗 HIC。不同的钢铁公司参与了这些管的生产，Ispat Mexicana 炼钢，Bethlehem Steel (US 轧 板，Mexican 钢管厂负责制管8。这批合同剩下的钢坯由 CBMM 公司分发到世界各地的许多客户，他们 在生产中获得自己的经验。我们收集了结果，并对碳锰和加工条件的影响也做了总结分析8。 - 一条中国的管线在二十一世纪刚开始就开工建设，该工程将中

14、国西部塔里木的天然气输送到 4000 公里的上海。几个公司参与其中，提供直缝和螺旋焊管。欧洲钢管提供 26.6 mm 厚的管，其中炼钢和钢 板有几个特别要求：第一次对股东 Dillinger Hütte 和 Mannermannröhrenwerke 要求组织定义为“针状” 11。工程的特殊要求是：第一次将组织定义为“针状铁素体”，并且 HAZ 和焊接金属的韧性也比一般 X70 陆地管线高。提供商决定采用 HTP 理念，而放弃将加 Mo 或 Cu+Ni 到 0.045 % Nb 钢中的做法，因为 采用 HTP 后钢的综合性能更好，并且铌含量的少量增加也是更便宜的方案。 表

15、2 HTP 工程实例 工程 钢的级别 管厚 mm Cantarell WestEast China Cheyenne Plains 独立的试验段 复合管 酸性气体用 70 高的焊接韧性 X 70 X 80 海洋 X 70 无热处理 X 65 22.9 26.6 11.8 30.9 28.0 C 0.028 0.050 0.050 0.060 0.030 Si 0.16 0.25 0.15 0.25 0.33 Mn 1.46 1.68 1.58 1.65 1.58 平均化学成分， % N 0.0042 0.0050 <0.0070 <0.0070 0.0042 Ti 0.011 0.

16、018 0.012 0.011 0.011 Nb 0.100 0.077 0.095 0.080 0.087 0.16 0.25 0.25 0.15 Cu 0.27 Cr 0.27 Ni 0.16 - 2003/04 年 Colorado Interstate Gas 在美国建设了第一条 X 80 管线，该 Cheyenne Plains 工程管线总长 度 380 英里，两家公司共提供了 180,000 吨管。化学成分如表 2 12，管线用钢在 Ispat Mexicana 进行熔 炼，在 Oregon Steel 轧制成板，NAPA pipe mill 制管，后两家公司都在美国。第二家提供商

17、是 Canadian IPSCO，他们也生产出合适性能的管线钢，组织为低碳贝氏体，但加入了钼。 - 事实上独立的试验段工程是在墨西哥湾。这个 135 英里长的厚壁管线工程需要 HAZ 在 0 °C 的 CTOD 值要大于 0.38 mm。在乌克兰的 Asovstal 厂轧板13，制管是在印度的 Welspun 进行的。 - 高温加工 HSLA 钢对复合板管是必须的，以保证高合金包覆材料所需的抗腐蚀能力。溶解处理加调 质是传统的方法。随着 HTP 的发展可以省去热处理制度 14, 15。近年来奥地利的一家公司 Voestalpine 对这种应用的钢进行了优化，表 2 给出优化结果16。

18、 6 总结和展望 高的输送能力需要更高强度管线钢。此外，随着新的资源被发现，对钢的性能也提出新要求，如抗 氢致裂纹能力、北极温度下或厚管的高韧性等。传统的热机械轧制铁素体-珠光体 X65/X70 管线钢通常不 能满足这些要求，就必须采用贝氏体组织钢。 贝氏体组织可以使钢获得优越的强度、韧性、成型性和焊接性等综合性能。钢的组织均匀性也保证 了抗 HIC 能力。当采用加速冷却时，就可以减少贵重合金元素如钼或镍的加入量，这是由于低碳钢可以 利用比传统 HSLA 更多铌加入量的优势，目前铌总加入量已经达到 0.10 %的水平。 铌加入量的提高使得在更高的温度进行热机械轧制，这也就允许轧制力相对低的板轧

19、机生产现代管 线钢。由于有一定量的铌在终轧温度下仍保持固溶，固溶铌促进细小铁素体形成，钢中贝氏体比例更 大，同时也有部分铁素体析出强化作用，强度进一步增加。 HTP 钢已经成功地应用在几个管线工程和汽车用最低屈服强度 550MPa 的 HSLA 带钢中17，均匀的 组织带来窄的力学性能分布和优越的扩孔性。 HTP 钢优异的综合性能以及易加工让 HTP 在不久的将来应用更加广泛。HTP 可能应用到厚板和焊接 结构型钢，也可能应用到新的焊接工艺如激光焊接或电子束焊接。 参考文献 1 Proceedings of an International Seminar on Fracture in Gas

20、 Pipelines, Moscow (USSR, 1984, published by CBMM, Sao Paulo (Brazil 2 L.J. Cuddy, Thermomechanical Processing of Microalloyed Austenite; TMS, Warrendale (Pa, 1982, p. 129 3 K. Hulka, B. Bergmann, A. Streisselberger and F. Heisterkamp, Processing, Microstructure and Properties of Microalloyed and Ot

21、her Modern High Strength Low Alloy Steels, ISS, Warrendal (Pa, 1992, p. 177 4 K. Hulka, J.M. Gray and F. Heisterkamp, Niobium Technical Report NbTR 16/90, CBMM, Sao Paulo (Brazil, 1990 5 R. Hammer et al., Stahl und Eisen 109 (1989, Nr. 6, p. 277 6 K. Hulka, J.M. Gray and F. Heisterkamp, Pipeline Tec

22、hnology, Volume II, Brügge (Belgium, 2000, p. 291 7 S. Okaguchi, T. Hashimoto and H. Ohtani, Thermec 88, ISIJ, Tokyo (Japan, 1988, p. 330 8 K. Hulka, P. Bordignon and J.M. Gray, Niobium Technical Report No 1-04, CBMM, Sao Paulo (Brazil, August 2004 9 K. Hulka and F. Heisterkamp, HSLA Steels 95, The Chinese Society of Metals, Beijing (China, 1995, p. 543-55