低碳高Nb X80管线钢物理冶金原理

LIU1018

低碳高Nb X80管线钢物理冶金原理

付俊岩;尚成嘉;刘清友  

    能源需求促进现代石油天然气管道建设和管线钢生产与技术的发展。中国的管线钢从无到有，在长输管道建设中应用的钢级从X42发展到X80，应用领域从偏远的沙漠、戈壁等陆地发展到海洋；当前，正在建设的西气东输的二线工程及其高等级X80管线用钢的技术已处于世界领先水平。在西气东输二线工程建设的过程中，以生产企业为研发主体，产学研合作，借鉴国外经验和HTP工艺技术中低碳高铌合金设计理念及TMCP工艺技术，针对钢厂在生产平板的低温冲击韧性，DWTT性能及热连轧卷板屈服强度不足及同板差等技术难题，以及X80钢管的焊接工艺及可靠性等技术进行了深入的实验研究和工业生产实践，不仅及时保证了西气东输二线工程开工建设及钢管用X80钢材的需求，也为我国未来更多的高等级管线工程建设和管线钢技术进步奠定坚实基础。
    1. 低碳高Nb钢的奥氏体化
    为保证高Nb钢在加热过程中Nb充分固溶以发挥其作用，必须降低钢中的碳含量。图1为根据NbC和Nb(C,N)在奥氏体中的固溶度积公式绘出的固溶Nb含量与加热温度的关系，可见对于0.1%Nb含量，当碳含量从0.1%降低到0.04%时，Nb(C,N)全固溶温度从1315℃降低到1180℃。降低C含量还有助于提高钢板焊接性能和韧性。为此，低碳高Nb钢中的碳含量通常在0.03%～0.06%范围比较合适。再结晶奥氏体晶粒尺寸与原始奥氏体即加热态奥氏体晶粒尺寸密切相关，原始奥氏体晶粒尺寸越小，则再结晶后晶粒尺寸就越小。因此需要控制加热参数，获得尽量细小的奥氏体组织。从两种不同Ti含量的高Nb钢在不同加热温度下保温1h 和在 1180℃保温不同时间的奥氏体晶粒尺寸可见，两种试验钢奥氏体具有相同的长大趋势：当加热温度在1180℃以下时，晶粒尺寸增加缓慢，当加热温度高于1180℃时，晶粒迅速长大（图2a）。在加热初期奥氏体晶粒尺寸长大较快，保温1h后晶粒长大速度显著降低（图2b）。Ti含量对奥氏体长大行为也有明显的影响，在相同的加热温度或保温时间下，0.012%Ti钢的奥氏体晶粒尺寸小于0.016Ti钢。
    Nb、Ti的析出物在奥氏体中的溶解很重要，在加热过程中尽可能多地使Nb、Ti元素固溶于奥氏体中。采用化学相分析法并结合热力学计算研究了高Nb钢微合金析出物的溶解行为。在900～1150℃间随加热温度的升高，固溶铌含量迅速上升，而在1150℃以上固溶Nb量增加变缓。1180℃加热1h试样的化学相分析结果表明，钢中绝大部分Nb（质量百分数超过90%）能够固溶于奥氏体中。Ti固溶量随加热温度变化缓慢，即使加热温度达到1400℃也未完全固溶。这些未溶的含Ti析出物（主要是TiN）将起到抑制奥氏体晶粒长大的作用。
    综合上述研究结果，可得出高Nb钢较理想的加热参数为：加热温度（铸坯实际温度）1150～ 1180 ℃，均热时间不小于1h。同时，应尽量控制Ti含量在0.01%水平。
    2. 低碳高Nb管线钢的静态再结晶
    静态再结晶轧制是TMCP工艺的重要组成部分，必须严格控制，以便破碎铸态组织，细化奥氏体晶粒，粗轧工艺控制原则是：既要使奥氏体在各道次发生完全再结晶而不至于出现部分再结晶造成组织不均匀，又要使再结晶晶粒尽量细小。变形温度对于再结晶动力学和再结晶晶粒尺寸均具有很大影响，提高轧制温度会加快再结晶过程，有利于获得均匀的组织，但同时会增大再结晶晶粒尺寸和道次间隔中的长大速度，不利于晶粒细化。需要在上述两种情况之间找到较好的平衡点。而增加道次压下量则对再结晶动力学和晶粒细化均有利。因此，应根据轧机条件选择最佳的轧制温度，并尽可能减小轧制道次，增加道次压下量，特别是最后道次的压下量，以获得最好的晶粒细化效果。
    采用双道次压缩变形法研究了两种高Nb钢的软化动力学曲线，结果如图4所示。可见随变形温度升高，软化过程加速。在高于1050℃变形时，再结晶可在10s内完成；在1000℃变形时，90%软化时间约为100～200s。
    图5是针对高Nb 钢（Mn-Cr-Nb+）和普通Nb含量钢(Mn-Mo-Nb)，利用高温两次间断压缩法确定的再结晶（软化）-温度-时间曲线。
    同样可见，当高Nb钢的变形温度为1050℃时，保温10s后，样品中再结晶率达到近50%，而对低Nb钢，在1000℃变形，保温10s，再结晶（软化）达到50％。低Nb钢在900℃变形，保温800s后样品中再结晶体积分数也只有25%左右，而高Nb钢在1000℃变形，保温500s后，再结晶率（软化）仍只有40％，间断压缩实验结果表明，高Nb钢的软化比普通Nb含量（0.04%）钢要难，相同软化率的温度高Nb比普通Nb含量钢高近100℃。
    文献认为高Nb含量钢再结晶终止温度会随着Nb含量的增加而升高，该结论是有两次压缩法实验得到的。然而，两次压缩法评价的是奥氏体变形后的软化率，软化程度是由变形奥氏体的缺陷密度决定的，即位错和晶界。 然而，如果在某临界变形温度下变形后，发生再结晶形核，但是长大速度很慢，此时，奥氏体晶粒很细，会使两次压缩法所判断的软化率低，但是这并不意味着未再结晶，而是发生了细化奥氏体晶粒的静态再结晶。因此，高Nb钢的在 1000℃并没有终止静态再结晶，该温度范围的变形能得到细化的奥氏体晶粒。 再结晶长大受到抑制主要是由于Nb溶质的拖曳作用引起的。  
    采用楔形试样进行了实验室轧制，研究了不同变形量下奥氏体再结晶情况。楔形试样如图6所示，在端面不同位置钻孔作出标记，不同位置代表了不同的压下量。轧制工艺为：试样随炉升温到1200℃保温1h后冷却到表面温度980℃（试样心部温度要更高一些） 进行轧制，轧后待温1min后淬水。
    图7为试验钢奥氏体晶粒尺寸随压下量的变化曲线。当变形量在26％时，基本上能完成再结晶，晶粒尺寸从未再结晶状态的104μm迅速减小到约30μm，继续增加变形量，晶粒进一步细化，但细化程度趋缓。由此可见，试样钢在980℃（表面温度）变形26％，待温60s就能使奥氏体晶粒发生再结晶并获得明显细化的再结晶组织。
    综合上述静态再结晶动力学与模拟轧制研究结果，并考虑实际工艺条件，可知低碳高Nb钢较为理想的粗轧工艺为：尽可能增加道次变形量，减少变形道次，适当降低粗轧末架轧制温度，提高粗轧末架道次的变形量。
    3.低碳高Nb管线钢中的动态再结晶与应变积累
    为得到均匀、细小静态再结晶晶粒，并充分积累位错密度或Sv(有效晶界面积)，至少应该在950℃以下进入精轧阶段。然而在实际的高Nb X80管线钢热轧卷板精轧阶段，往往会发生动态再结晶。在中厚板轧制过程中，一般只发生SRX（静态再结晶）；线材轧制中，研究更多的是DRX（动态再结晶）及MDRX(亚动态再结晶)的发生，而带材是介于两者情况之间，要根据轧制过程中的轧制力、应变、应变速率、道次间隔时间、应变积累等因素，来判断动态再结晶的发生。
    实验室的平面应变试验能很好地说明0.04%C -1.75%Mn-0.1%Nb钢精轧阶段中动态再结晶的可能，模拟工艺如图8所示，两种工艺区别在于精轧入口温度不同。而最终我们可以得到两组不同的真应力-应变曲线，如图9。
    从图9（b）可以看出，箭头所指的第二、三道次的真应力应变曲线特征，很明显符合动态再结晶的特征，应力在出现峰值后开始下降。而在910℃开轧，应力值稳定上升（图9（a））。其原奥氏体组织形貌也证实了这一点，在940℃开轧的条件下，由于发生了动态再结晶，出现了项链状的晶粒层。
    动态再结晶临界应变的大小和温度是成反比的，也就是说其他条件一定下，温度越高，发生动态再结晶的临界应变也就越小，发生动态再结晶的几率就越高。精轧入口温度过高，通过前几道次的应变积累超过动态再结晶临界应变，从而导致DRX的发生。对于低C-高Mn-Cr-高Nb X80钢热连轧过程中可能出现的DRX，其特点如下：
    a)入精轧温度越高，发生DRX的临界应变量越小。高Nb钢的DRX往往是由于多个道次的应变积累造成，精轧中单个道次的大变形一般不能超过高Nb钢的DRX发生临界应变。
    b)动态再结晶只是发生在部分区域，并不充分，这就易导致奥氏体晶粒的混晶现象，以及相变后组织的不均匀性；另外动态再结晶的发生，使得位错密度大大降低，使组织软化，最终不能积累较高的位错密度。
    对于工业实际的X80热连轧，轧程中每道次MFS（平均流变压力）的变化可以反映回复或再结晶过程，在精轧阶段MFS的下降可以认为是由动态再结晶发生所导致的，而MFS的计算公式可以由SIMS公式来推导。性能不达标的工业X80热连轧产品原奥氏体组织OM和SEM的观察结果，这些产品的屈服强度一般不超过545MPa，冲击韧性出现个别试样性能偏低（＜200kJ）。从中可以明显看出，压扁的原奥氏体晶粒周围存在着很多细小的晶粒，从扫描电镜下可以看的更加清楚，这些晶粒的大小往往在2μm左右，这种特殊的混晶组织，其原因就是不充分的部分动态再结晶，从而导致最终MFS水平降低（Sv积累水平低），以及组织的不均匀性，对X80热连轧产品的性能造成很大影响。
    4.低碳高Nb管线钢的连续冷却转变特点
    低碳高Nb技术更注重Nb对奥氏体→针状铁素体/贝氏体相变的促进作用。研究表明，固溶于奥氏体中的Nb能够推迟多边形铁素体相变，促进针状铁素体/贝氏体组织的形成，从而在无Mo或低Mo条件下就可能获得优异强韧性配合的针状铁素体/贝氏体组织，这对于降低钢材成本具有重要的意义。三种不同Nb含量试验钢（0.056％Nb钢、0.12％Nb钢和0.057％Nb+0.23％Mo钢）变形奥氏体冷速为10℃/s时获得的微观组织及对应的CCT曲线研究结果显示，0.056Nb钢即使在试验所采用的最高冷速条件下（50℃/s）也不能获得全部针状铁素体/贝氏体组织，而提高Nb含量至0.12%，当冷速大于1.5℃/s即可获得百分之百的针状铁素体/贝氏体组织，提高Nb含量对于针状铁素体/贝氏体相变的促进作用是非常明显的；0.057Nb+0.23Mo钢获得全部针状铁素体/贝氏体组织的最低冷速为1℃/s ，略低于0.12Nb钢，但考虑到前者实际碳含量较高，而碳对于推迟多边形铁素体相变亦有一定作用，由此可以认为0.12Nb对于促进针状铁素体/贝氏体相变的作用与0.057Nb+0.23Mo大体相当。比较不同钢的显微组织，可见0.056Nb钢主要为多边形铁素体，另外包含少量准多边形铁素体；而0.12Nb钢和0.057Nb+0.23Mo钢的显微组织均为针状铁素体/贝氏体。我们的研究表明，试验钢的强度（硬度）与相变开始温度之间呈现线性相关，相变开始温度越低，试验钢的强度（硬度）就越高，如图10所示。相变开始温度实际上是奥氏体的稳定性与冷却速率的综合反映，高Nb提高了奥氏体的稳定性，降低了相变开始温度，从而可以获得与常规Nb-Mo钢大致相当的强化效果。
    5.加速冷却开始和结束温度
    分析高Nb X80管线钢分别在650℃，600℃，550℃，500℃ 4个温度等温900s后的金相组织可见，在650℃等温只有极少的铁素体在900s内发生了转变，而600℃，550℃ 温度区间，发生等温转变的主要产物为沿晶界形核的多边形铁素体和准多边形铁素体，并且随着等温温度的降低转变量明显减少。可见，由扩散控制的相变鼻尖温度应在600℃左右，550℃扩散形控制的相变被抑制，奥氏体处于亚稳态，大量奥氏体未转变，残留于基体中。然而，当在500℃ 等温时，在较快的时间内，奥氏体完全转变成中温转变组织，即针状铁素体和贝氏体。
    以上实验现象说明，高Nb管线钢的相变温度区间主要有两个，一个在600℃ 左右，发生多边形铁素体和准多边形铁素体的转变，而在550℃ 左右奥氏体处于亚稳态，转变受到抑制，只有少量仿晶界铁素体形核，贝氏体等中温转变组织的相变温度范围在500℃ 左右。可见要控制中温转变组织的份额应采取工艺手段控制钢在500℃范围的转变。
    高Nb钢以10℃/s冷却到指定温度淬水后的室温组织可以看出，冷却到600℃后淬水的组织中主要是淬水后转变的板条贝氏体和马氏体，铁素体转变受到抑制，基本未转变，连续冷却到550℃只有少量针状铁素体形成，大部分奥氏体未转变（淬火后形成深色相）。当冷却温度降低到500℃以后，组织中出现为针状铁素体，基体中的黑点为残留奥氏体的转变产物，当以10℃/s冷却到450℃时转变更充分，岛状物数量和尺寸均减少。
    通过对高Nb钢连续冷却组织的研究表明，实际冷却速度至少应该达到10℃/s，终冷温度应该控制在500℃到450℃之间。

GAODA

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