X80管线钢的成份及工艺设计要点以及关键参数的选择依据

X80管线钢的成份及工艺设计要点以及关键参数的选择依据一、开发背景

早期管线用钢基本组织形态为铁素体和少量珠光体，其显著特征为微合金化和降低含碳量。通过控制轧制、降碳，充分利用微合金元素在高温变形过程中抑制奥氏体再结晶效果细化晶粒，从而获得良好的强韧性和焊接性，其典型成分代表为C-Ｍn-Nb-Mo系。随着形变热控制技术(ThermoMechanical Control Process，简称TMCP)工艺研究的发展，又开发出针状铁素体管线钢。其特点是在控制轧制的基础上，通过轧后加速冷却，在稍高于上贝氏体温度范围获得了具有高密度位错的、非等轴状铁素体组织，其含碳量更低。针状铁素体管线用钢充分利用了TMCP工艺最新的研究成果-晶粒细化、相变强化和微合金化碳氮化物析出强化、位错亚结构强化，从而提高强化效果，且低温韧性亦能保持在较高的值。为开发、利用恶劣气候环境地方的能源，通过进一步的控制轧制和控制冷却工艺制度研究，合理添加一定量的微合金元素，改变连续冷却相变曲线，开发出以低碳、超低碳贝氏体组织为特征的管线用钢，屈服强度高达到700～800Mpa，低温韧性、焊接性、耐蚀性等性能更优异。

贝氏体温度范围形成的非等轴贝氏体组织(针状铁素体)中具有高密度位错，针状铁素体钢综合利用了晶粒细化强化、微合金化元素的析出强化以及位错亚结构的强化效应，可使钢的屈服强度达到650Mpa,-60℃的冲击韧性可达80J。对针状铁素体的进一步研究主要体现在超低碳贝氏体钢的开发与研究上。超低碳贝氏体钢通过对

C、Mn、Nb、Mo、B、Ti等成分的最佳配合，实现在较宽的冷却速度范围获得完全的贝氏体组织。在保证优良的低温韧性和焊接性的前提下，超低碳贝氏体钢的屈服强度可达到700~800MPa。

传统的铁素体-珠光体型管线钢，又称少珠光体型钢，是二十世纪七十年代初发展完善的第一代管线钢。由于该类钢在保证高韧性和良好的焊接性能条件下，强度极限水平为500~550MPa，因此主要用于X70及以下级别的管线钢。

针状铁素体型管线钢则是二十世纪八十年代后期发展完善的第二代管线钢。传统轧制技术生产的X70管线钢的组织是在多边形铁素体的基体上分布着少量贝氏体或岛状马氏体，对X70级管线钢通过合理的成分设计并结合控轧控冷工艺，可使其获得针状铁素体组织，从而能够使其具有高强度、高韧性、良好的焊接性等优良性能。X80管线钢的典型组织为针状铁素体或低碳贝氏体，而X100、X120管线钢的组织通常为贝氏体+ 马氏体双相组织。

针状铁素体是X80钢的典型组织。这种钢具有比铁素体-珠光体型钢更好的焊接性能(Pcm≤0.20％)，抗氢致裂(HIC)性能和相当高的冲击韧性(夏比冲击功250-450J左右)，是现代高压输气管线专用钢种。铁素体-珠光体型管线钢的延性断裂止裂是通过在管道上间隔一定距离放置止裂环来实现的，而用高韧性的针状铁素体型管线钢建造的管道可以充分满足对延性断裂的止裂要求。随着管线钢强度级别的提高，钢的强化由通常的细晶强化、固溶强化发展为包括沉淀强化、位错强化和第二相析出强化在内的多种强化方式。

二、合金元素在管线钢中的作用

●碳

在管线钢中，对于碳元素，需要一分为二来看。一方面，众所周知，降低碳含量，有利于提升其焊接性、低温韧性、减少偏析和增加抗腐蚀性。另一方面，碳元素在控制轧制过程中与微合金元素结合形成细小的微合金碳化物、碳氮化物，有利于钢材产生细晶强化、析出强化等，提升其强韧性。因此，X80、X100和X120级管线钢碳含量应在0.06%以下为宜。

●锰

锰是管线用高强度低合金贝氏体钢中的基本合金元素。Mn有固溶强化作用，还可以降低γ-α相变温度，进而细化铁素体晶粒。研究表明添加:1.0%~1.5%Mn，γ-α相变温度降低50℃，可细化铁素体晶粒并可保持多边形铁素体生成；当添加1.5％~2.0％Mn时，可获得针状铁素体组织。Mn还可以提高韧性、降低韧脆转变温度，所以早期的管线钢以C-Mn 为主。通常提高Mn／C比对屈服强度和冲击韧性有益。但与碳、磷元素类似，锰在钢中也易形成偏析带，从而造成钢的组织和硬度不均匀，对抗硫化氢性能不利。根据产品冷却速度、规格和所要求的性能水平,锰添加量在1.1％~1.2%的范围，但对于抗硫化氢用管线钢，锰含量应进行限制。

●铌钒钛等

铌是生产X65~X120级管线钢的主要微合金化元素，V和Ti也是常用的微合金元素。在TMCP过程中，一方面未溶解的微合金碳氮化物通过钉扎晶界的机制而明显阻止奥氏体晶粒的粗化过程，另一方面应变诱导沉淀析出的微合金碳氮化物还可通过钉扎晶界和亚晶界的作用而显著地延迟或阻止形变奥氏体的再结晶，以及抑制再结晶后晶粒长大从而获得细小的相变组织。在以上两种阻碍作用中，Nb、Ti的作用较明显，而V的作用相对较弱，并且在奥氏体化温度下没有溶解的沉淀相对再结晶的发展不起作用，但可以抑制再结晶完成以后晶粒的长大。

在一般低氮含量的(<0.007％)情况下，VC在γ-Fe中的溶解度积比NbC要高得多，900℃以上时V(C，N)可完全溶于γ-Fe中，因此钒的主要作用是在γ/α转变过程中的相间析出以及在铁素体中的析出强化。虽然在钢中V的细化晶粒作用不如Nb，但其析出强化的作用却大于Nb。因此，在微合金钢中单独V微合金化的情况是少见的，复合添加V特别有效。氮含量高(≥0.02%)的情况下，VN在奥氏体和铁素体中的溶解度NbC几乎低两个数量级，事实上VN在奥氏体中的溶解度和NbC相当。与Nb(C，N)类似，轧制过程由诱导析出的VN抑制奥氏体再结晶并阻止晶粒长大，从而起到细化铁素体晶粒的作用。由此可认为，与其他微合金元素相比，钒是唯一既可控制在γ-α过程中析出，又可在铁素体中析出的元素，它在微合金钢中有很大潜在用途。

研究表明，一方面轧后冷却过程中利用Nb和V的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出，与TMCP工艺相结合，可以获得比常规轧制的低合金高强度钢具有更为细小的铁素体/贝氏体组织，且Nb是促进贝氏体形成的元素，有利于贝氏体或针状铁素体的形成；但另一方面在X80级贝氏体管线钢中，添加Nb会促进M/A岛的生成，降低HAZ的韧性，因此一般Nb的含量应控制在0.01%~0.05%;V可补充Nb析出强化的不足，还可以改善钢材焊后韧性，管线钢中一般控制V在0.03%~0.05%；此外，在管线钢中,往往还通过加入化学当量比的钛含量来固定氮，以增强铌元素对奥氏体调节和相变的影响，得到更多的贝氏体组织或促进针状铁素体的形成。

硼和钼

Mo和B都是贝氏体形成元素，加入微量B可明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核，使铁素体转变曲线明显右移，同时使贝氏体转变曲线变得扁平，从而即使在低碳的情况下也能在一个较大的冷却范围内获得贝氏体组织。需要注意的是，由于B的上述作用是基于其在奥氏体晶界的偏聚，从而阻止等轴铁素体在晶界上优先形核。而当B以氧化物

或氮化物状态存在时，反而可能促进铁素体形核。为了防止B与氧和氮形成化合物，一

方面冶炼时必须精确控制B含量，另一方面必须在钢中添加适量的Al来脱氧，同时添加Ti来固氮；Mo能够降低相变温度、抑制块状铁素体的形成、促进针状铁素体的转变、贝氏体相变及微合金碳化物形核，并能提高Nb(C，N)的沉淀强化效果。早期为获得针状铁素体，多用高Mn和Mo，导致C eq和Pcm偏高，一定程度上降低了管线钢的焊接性能。后来为改善焊接性能开发出了Nb-Mo-Ti-V系钢，即降低Mn和Mo含量，通过添加V来弥补强度损失、通过TiN细化晶粒改善韧性。通常X80管线钢中Mo含量在0．1％．-0。3％比较理想。随着Mo含量增加，并结合控轧急冷工艺，Nb-Mo类钢还可以获得X100