0前言管线运输是陆地和海上长距离输送石油、天然气最经济合理的运输方式,近年来管道输送技术 的不断发展促进了对管线钢的研制和开发。国内的无缝钢管企业在生产管线钢管时多采用调质工艺 生产。通常,由板材制成管线的钢或非调质的管线钢的成分设计思路,都是在低碳锰钢的基础上加 微合金化元素如V、Ti、Nb、N等。我公司新近开发的X70小管径厚壁无缝管线钢管由于需 进行调质处理,故在低碳锰钢的基础上适当增加了Cr、Mo、B等元素,达到了更好的调质效果 。工艺流程:30吨EBT电炉→40吨(LF+VD)真空精炼→Ar气保护浇注→HCC水平 连铸→管坯下料→环形炉加热→穿孔→轧管→步进炉再加热→高压水除鳞→微张力减径→冷床→矫 直→人工检验→管加工调质热处理→电磁超声探伤→管端磁粉探伤→人工检验→标志→包装→入库 。1钢的性能及成分要求根据API5L标准<1>PSL2规范X70钢级管线钢的化学成分和性能要求如表1、表2。表1X70管线钢化学成分要求(质量分数)%CMax Mn Max P Max S Max Ti Max其它0.241.400.0250.0150.06适量表2X70钢级管线钢性能要求钢级Rt/MPaRm/MPaA/%AK/J X70483～621565～758≥22≥41(0℃,全尺寸,纵向)2试验用X70钢的化 学成分和热处理工艺2.1试验用钢的化学成分试验用钢的成分设计充分考虑了调质工艺和所生产 的产品规格的特点,在降低碳元素的同时增加了Mn的含量并加入了Cr、Mo、B等合金元素。 Mn是扩大γ相区元素,增大晶粒长大倾向,但锰能和铁形成固溶体,强化铁素体和奥氏体,在增 加合金强度时不降低其延展性,锰在钢的结晶过程中偏析较小,增锰使钢的组织和性能的偏析和波 动较小。如果锰的活度足够高,硫主要与锰结合成为MnS共晶,其熔点为1610℃,能防止硫 的热脆性,这是由于Mn的存在,使得硫在γ相中的固溶极限显著降低,固溶的硫较低,就会对金 属基体中位错移动产生较小的阻力,并且MnS极易变形,它的变形性指数接近于1,且在室温及 室温以上很宽的范围内,变形性指数与温度无关,在相当宽的温度范围内,MnS和钢的塑性十分 相似。有利于轧管的复杂变形。加入Cr元素主要考虑提高钢的淬透性。在Cr和Mn元素同时存 在时,Mo的加入能防止或抑制高温回火时回火脆性的产生,B也能提高钢的淬透性并强化晶界。 同时在钢中应降低S、P含量,硫量或硫化物对冲击性能的影响很大。一般说来,冲击值随硫量的 增高而降低,横向冲击性能的降低则更明显。试验钢的化学成分如表3。表3试验用钢化学成分( 质量分数ω)%CSiMnPSCuNiCrMoB其它0.190.320.780.0170 .050.150.050.040.010.015适量2.2试验用钢的热处理工艺试验用钢 热处理工艺试验所用的材料为89mm×18mm的管材,采用的调质热处理工艺为:奥氏体化 温度:920℃,保温时间38min,水淬;回火温度:520～580℃,保温时间76mi n;根据公式:AC3=854-180C-14Mn+44Si-17.8Ni-1.7Cr< 2>该试验钢的AC3温度为835℃。当淬火温度过低时,还有未溶解的碳化物存在,奥氏体组 织不均匀,奥氏体中固溶的碳和合金元素含量偏低,淬火后马氏体的强度会偏低;而淬火温度过高 时,奥氏体晶粒粗大,强度也会偏低;另外考虑到实际生产时淬火炉炉温与管体的实际温差,故选 择淬火温度为920℃。确定淬火保温时间的原则是应该有足够的时间使奥氏体成分均匀化,另外 考虑到实际生产时淬火炉的加热能力和管体的实际壁厚,故加热及保温时间为33～40min( 该时间为钢管在炉的全部时间)。根据公式:Ms=539-432C-30.4Mn-17.7 Ni-7.5Cr<2>该试验钢的奥氏体转变成马氏体的开始转变温度Ms为432℃。不同热 处理工艺试验的结果如表4表4不同热处理制度下的机械性能回火温度Rt/MPaRm/MPa A/%HRCHBAk/J520℃(工艺1)4856542221201130550℃(工 艺2)5126362621209140580℃(工艺3)410570282022814 5注:冲击试验采用10mm×10mm×55mm全尺寸纵向试样,试验温度为0℃。3试验结 果分析3.1工艺分析从表4中可以看出,采用工艺2可以满足API5CT标准要求,工艺1和 工艺3不能满足标准的要求或者处于标准要求的下限边缘。所有的工艺处理均使冲击功的值达到了 较高水平,回火时没有发生脆性现象。在920℃淬火后,我们曾取样进行硬度检测,洛氏硬度H RC值均在45以上,说明试验钢基本上被淬透。3.2显微组织分析无论采用哪种调质处理工艺 ,试验钢的回火组织均为:回火索氏体+网状铁素体+类似魏氏组织的铁素体+少量块状铁素体。 网状铁素体的产生原因可能是:a)温度偏低,存在未完全奥氏体化时残余下来未溶的铁素体。b )钢管从炉内出来还未淬火时,温度已经空冷到AC1以下,导致沿晶界析出网状铁素体。少量大 块状铁素体的产生原因可能是:a)水平连铸坯时发生碳的晶内偏析。在连铸时,金属由L相冷却 下来,先结晶出δ相(含碳0.09%),随着温度的降低,δ相增加而L相减少,在1495℃ 时发生包晶转变δ0.09+L0.53→γ0.17并残余少量L相,发生包晶转变时由于冷却 较快,而γ0.17又是包围住先结晶出的δ相长大,先结晶出的δ相与L相之间的C原子扩散是 通过γ0.17来交换C原子,所以容易造成包晶转变不完全而还有少量δ0.09残留,这就造 成了晶内偏析。这种偏析的δ相在此后的热处理中很难完全消除掉,在淬火过程中易于使先共析铁 素体形核长大成快状的铁素体,这种偏析只有通过长时间退火才能消除。b)温度偏低。未完全奥 氏体化时残余下来未溶的铁素体为以后的铁素体析出提供了形核长大的依附,所以铁素体能长大成 大块状铁素体。类似魏氏组织之铁素体的产生原因可能是:由于C原子的偏析,加速了铁素体的形 核长大,在淬火时还是有少量的铁素体析出,但由于冷却速度太快,C原子的扩散跟不上,所以铁 素体的析出就形成了一定的位相,看起来类似魏氏组织。理论上讲,Cr和B元素的加入会极大地 提高钢的淬透性。特别是B元素,其含量大于0.001%时,对钢淬透性的影响就相当明显,B 元素加入到材料中易于和Fe、C形成化合物(Fe26
6),由于这种化合物具有立 方体结构,当材料奥氏体化时,大量的B原子将固溶入奥氏体中,这些固溶的B原子将会和周边的 Fe、C原子形成Fe266化合物,这种化合物在晶内的溶解度比较小,所以它将沿 晶界析出。当这种立方体结构的Fe266化合物,以细小的颗粒弥散分布在晶界上时 ,将与奥氏体晶界形成共格关系,这样就掩盖了高能量的奥氏体晶界。当温度降低时,先共析铁素 体将沿高能量的奥氏体晶界析出,而由于Fe266化合物的存在掩盖了奥氏体晶界, 所以推迟了先共析铁素体的析出,使C曲线右移,即提高了材料的淬透性。但是,如果Fe26< B、C>6颗粒继续长大,就将破坏与奥氏体晶界形成的共格关系,反而提高了奥氏体晶界能量, 这样又促进了冷却时先共析铁素体的析出。根据试验的结果,我们可以设想Fe266 化合物颗粒有可能已经长大,所以未能起到提高材料淬透性的作用,却反而降低了材料的淬透性。 由于试验手段的限制,未能用实验证实这一设想。图1为试验钢的淬火回火后金相照片,图2为试 验钢淬火后的金相照片。4结论4.1采用调质热处理工艺2,完全可满足API5L标准对X7 0管线钢的性能要求。调质工艺的选定是正确的。4.2通过对连铸工艺和淬火工艺的改善,完全可以得到正常的回火索氏体组织。4.3小口径厚壁高钢级无缝管线管的开发获得满意的结果。X70钢级热轧无缝管线钢热处理工艺研究@徐天兵$衡阳华菱钢管有限公司技术中心!湖南衡阳421001
@方剑$衡阳华菱钢管有限公司技术中心!湖南衡阳421001
@彭国良$衡阳华菱钢管有限公司技术中心!湖南衡阳421001分析了X70钢级热轧调质无缝 管线钢热处理工艺及性能和组织的变化,该管线钢的性能能达到美国API5L标准。试验结果表 明:该钢在920℃保温38min水冷,550℃回火78min后有较高的强度和韧性。X7 0钢级;; 热处理;; 力学性能;; 微观组织<1> APISPEC5L管线钢管,2004.10.4,第43版,美国石油学会标准.
<2> скпюев.结构钢坯淬火的临界冷却速度的计算,金属热处理,1982(12):3 3-38.熳吹奶靥?这种偏析只有通过长时间退火才能消除。b)温度偏低。未完全奥氏体化 时残余下来未溶的铁素体为以后的铁素体析出提供了形核长大的依附,所以铁素体能长大成大块状 铁素体。类似魏氏组织之铁素体的产生原因可能是:由于C原子的偏析,加速了铁素体的形核长大 ,在淬火时还是有少量的铁素体析出,但由于冷却速度太快,C原子的扩散跟不上,所以铁素体的 析出就形成了一定的位相,看起来类似魏氏组织。理论上讲,Cr和B元素的加入会极大地提高钢 的淬透性。特别是B元素,其含量大于0.001%时,对钢淬透性的影响就相当明显,B元素加 入到材料中易于和Fe、C形成化合物(Fe266),由于这种化合物具有立方体结 构,当材料奥氏体化时,大量的B原子将固溶入奥氏体中,这些固溶的B原子将会和周边的Fe、 C原子形成Fe266化合物,这种化合物在晶内的溶解度比较小,所以它将沿晶界析 出。当这种立方体结构的Fe266化合物,以细小的颗粒弥散分布在晶界上时,将与 奥氏体晶界形成共格关系,这样就掩盖了高能量的奥氏体晶界。当温度降低时,先共析铁素体将沿高能量的奥氏体晶界析出,而由于F
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