1 对管线钢管的性能要求及其发展随着铺设管线环境的恶化,管线工作条件变得更为苛刻,对管线 钢性能要求也更高。对于高强度管线钢(HSS),在管线设计温度环境下,要有较高水平的夏比 冲击韧性以防止裂纹发生和抑止一旦发生的延性断裂扩展,并要求有良好的现场焊接(环焊)性能,以提高管线施工效率。图1 对管线钢性能要求的演化如图 1所示,对管线钢的性能要求在逐年提高。从强度方面看, 20世纪 80年代中期出现了X80级管线钢, 90年代中期出现了X100级管线钢,同时,也开始了对X120级管线钢的研制。2 高强度管线钢管制造工艺为了使X80 ~X100级高强度管线钢管满足多方面性能要求,必需对钢管生产过程,钢成分的选定、钢的精炼、铸锭、轧板和制管等全过程采取措施。图 2是管线钢管的生产全过程,现对该工艺过程介绍如下。图 2 管线钢管生产过程流程图2. 1 超纯净冶炼为了使高强度管线钢 (HSS)获得高韧性,必需提高钢的纯净度,即降低钢中硫、磷和氧的含量。为此,必需采取多步骤复合操作,包括铁水脱硫、脱磷、转炉冶炼降碳、RH真空处理脱气 (或KIP:Kimitsu喷吹过程)等。在常规的转炉冶炼脱碳和脱硫过程中,很难脱磷。在这 种多步骤复合操作中,可以将脱磷与脱硫分开处理。KIP是一种向盛钢桶内钢水喷吹粉末来生产低硫钢的高效率二次精炼技术。通过调整盛钢桶内渣的成分来获得超低硫含量的钢水。2.2 连续铸锭坯的轻压下工艺连续铸锭坯的中心偏析导致硬脆的组织。发生中心偏析的原因大致可以 分为连铸坯中心未凝固区的钢水和已结晶的枝晶组织两种。轻压下的目的是通过缩小连续铸锭机在 连铸坯最后凝固区的辊间距离来补偿钢在连铸坯中心接近最后凝固部分的收缩,其压缩量相当这部 位的钢水凝固收缩量,从而避免钢水进入钢坯的枝晶区。根据对管线钢性能要求,这种工艺一般在X100或更高强度级管线钢生产中进行。2.3 TMCP(控轧后控冷)工艺TMCP是包括对钢板进行控制轧制和轧后控制冷却的总称。对钢 板实施控轧后在线控制加速冷却工艺己经用于高强度、高韧性和低焊接碳当量(CE)钢板的生产 。经过控轧的钢板在轧后紧接着实施在可控制条件下的加速水冷冷却(ACC),可提高钢板的力 学性能。这种工艺可同微合金钢和控制轧制工艺结合以生产高强度高韧性管线钢。这种加速冷却大致可分为如图3所示的两种。类型 1是直接淬火和回火(DQT)。类型2是一种控制加速冷却过程 (ACC),钢板只在其相转变温度区间经一种中等速度的冷却后就接着在空气中冷却。在这种冷却过程中发生的自回火效应使管线钢板不需要回火就可以获得优越的塑性和韧性。类型 2可用于高效率生产具有优越力学性能的管线钢。对控轧后的钢板进行控制冷却将其显微组织由原来空冷后的铁素体 -珠光体变为贝氏体,消除了钢中珠光体的带状组织,可以在保证其低温韧性不受影响的条件下获得 高强度管线钢。而对钢板进行控制轧制则是通过在线控制冷却使高强度钢板获得优越性能的前提。 因为,在控轧以后对钢板实施控制冷却可以提高钢的强度,经过轧后控冷的钢板可以在较低焊接碳当量条件下获得只经过控轧(CR)的钢板必需在较高焊接碳当量条件下才能获得的钢板强度。图4是不同成分,分别经过控轧、控冷的钢板抗拉强度同其焊接碳当量关系。在相同焊接碳当量条件下,经过控轧(CR)、控冷(ACC)钢板的抗拉强度较只经过控轧(CR或TMR)的钢板高40MPa。图 3 轧后控制冷却类型示意图图 4 焊接碳当量同钢板抗拉强度的关系2. 4 提高焊接热影响区的韧性 <1-7>当用不同热输入量焊接钢板时,其热影响区(HAZ)的显微组织随热输入量 (和焊后冷却速度)而变,见图 5<8>。焊接加热钢板达到的最高温度值和焊后从 800℃下降到 500℃的冷却时间(△t8 /5 )对焊接热影响区的韧性影响尤为明显。热影响区的显微组织形态随焊后冷却速度的快、慢而变化,从马氏体、下贝氏体、上贝氏体到铁素体 -珠光体。在马氏体区域,马氏体被固溶的碳和氮所脆化;在上贝氏体区域,在过共晶铁素体边缘形 成的M/A相是脆化相。焊接热影响区韧性由于上贝氏体的晶粒粗化而下降。介于马氏体区和上贝 氏体区之间的下贝氏体区的有效晶粒度很细,具有最好的韧性。从化学成分和焊接热输入角度判断,X80~Xl00级管线钢的显微组织相当于上贝氏体组织,不可能用其下贝氏体组织来提高钢的低温韧性。图 5 焊接热影响区显微组织与冲击韧性关系因此,要提高热影响区的韧性,必需从细化热影响区的晶粒度和防止对韧性有害的M/A相的生成着手,具体的作法见表 1。表 1 提高焊接热影响区韧性的途径1 减少M/A组元数量(a)降低钢中含碳量(b)降低钢中硅和铌含量2细化导致断裂的有效晶粒度 (如,应用TiO钢或改进的TiO钢)(a)应用如TiN的超细沉淀析出质点抑止奥氏体晶粒度的粗化(b)利用沿晶界以Ti0质点为核生成的晶间铁素体(IGF)3提高基体的韧性增加钢中含镍量随着钢强度的提高,要保持良好的低温韧性越来越困难,这一点在焊接热影响区的韧性方面表现的更为突出。提高焊接热影响区的最佳方案是细化其晶粒度。图 6是几种可以控制焊接热影响区韧性的典型钢种。为了细化焊接热影响区的晶粒度,通常的作法是利 用弥散在钢中的氮化钛质点(TiN)去阻滞奥氏体晶粒的长大,这就是目前常规的含氮化钛(TiN)的微合金钢。但是,在焊接熔合线区域附近,当再加热温度超过1 400℃时,由于TiN颗粒发生粗化或被熔解,从而丧失了阻碍奥氏体晶粒长大的作用,形成了“粗晶区”如图 6(a)所示。这个脆化区通常被称为晶粒粗化的焊接热影响区 (GCHAZ)。为此开发了利用钢中弥散钛的氧化物或称之为TiO的质点改善焊接热影响区 (HAZ)韧性的新工艺。在TiO钢中,当焊接热影响区组织从奥氏体向铁素体转变时,奥氏体晶内的TiO质点形成了再结晶的核心,晶间铁素体 (IGF)沿着TiO呈放射状出现,如图 6(b)和图 7(a)<2>所示。因此,晶间铁素体 (IGF)对晶粒粗化的焊接热影响区(GCHAZ)的调质作用对整个焊接热影响区(HAZ)的显微组织也是有效的。这种钛的氧化物结构经用电子衍射测定为Ti2O3。其平均颗粒度为2~3μm。这种TiO一般与MnS和TiN共生,以复合的沉淀析出相的形态存在。图 6 几种可以控制焊接热影响区韧性的 微合金(TMCP)钢种图 7 从氧化钛质点开始的晶间铁素体图 8是热模拟管线钢焊接热影响区的夏比冲击V型缺口韧脆转变温度与焊接最高温度之间的关系 <2>。对现在惯用的TiN系管线钢 (其化学成分见表 2)来说,当焊接最高温度超过 1 400℃时,其冲击韧脆转变温度明显上升,因为在温度超过 1 400℃时,TiN溶解了。而TiO系管线钢 (其化学成分见表 2),在温度超过 1 400℃时,其冲击韧脆转变温度变化幅度很小,这是因为即使在温度超过 1 400℃条件下,TiO仍然是稳定的。它起到了对焊接热影响区显微组织的“调质”作用。细小的TiN质点也在TiO钢中形成,它抑制了奥氏体晶粒在再加热温度低于 1 350℃条件下的长大,对改善焊接热影响区韧性也有贡献。图 8 热模拟焊接热影响区夏比冲击韧脆 转变温度的变化 表 2 TiO钢和TiN钢的化学成分 % 钢w(C) w(Si) w(Mn) w(P) w(S)TiO 0. 07 0. 25 1. 81 0. 008 0. 001TiN 0. 07 0. 25 1. 81 0. 008 0. 001钢w(Nb) w(Ti) w(Al) w(N)TiO 0. 039 0. 017 0. 003 0. 002TiN 0. 039 0. 017 0. 019 0. 003 利用氧化物改善焊接热影响区韧性的技术(如TiO系管线钢)现已成熟并已发展成为“ 氧化物冶金”。这种氧化物即使在焊接熔合线附近仍旧是稳定的,既不溶解,也不粗化。当氧化物在钢中均匀分布时,由于这些氧化物对钢基体的钉扎作用,使焊接热影响的粗晶区(GCHAZ)变窄了,甚至消失了。沿着这个思路,开发了利用氧化物钉扎效应制造新型钢材的工艺。这种新型钢材的显微组织如图 6 (c)所示,在促使晶间铁素体(IGF)形成的基础上,进一步细化焊接热影响粗晶区(CGHAZ)的奥氏体晶粒,对焊接热影响区起了进一步调质的作用 <4>。图 9比较了TiO系管线钢和含镁的新型钢材在焊接热影响区的原始奥氏体晶粒状态,试样经热摸拟加热到 1 400℃保温 60s后淬火到室温,以模拟接近焊接熔合线附近部位的奥氏体晶粒长大状态 <4>。由图 9可见,由于加入了镁,其奥氏体的晶粒度大幅度下降了。在TiO钢中,奥氏体的晶粒度为 500μm,而在加镁的新钢种中,奥氏体的平均晶粒度小于 200μm。图 9 TiO处理钢和新钢种焊接热影响区原始奥 氏体晶粒度的比较(光学显微镜图像) 图 10是在钢中弥散分布起钉扎作用的细小氧化物的电子显微镜图像 <4>。这些复合物的质点是由细小氧化物和TiN组成的。这些含镁的超细氧化物在常规的钢材中从来没有被观察发现过。其直径一般只有常规钢的 1 /102 数量级,在新型钢中可以看到普遍弥散分布的类似图 10的超细氧化物,而在新型钢的焊接熔合线附近的奥氏体粗化被这些含有超细氧化物的质点强力地抑制了。图 10 有钉扎效应的质点在新钢种基体上弥散分布 (透射电镜图像)图 11和图 12是X60级新型加镁处理钢种同常规TiN系管线钢热模拟焊接热影响区韧性比较 <7>,热模拟试验了一次加热和二次
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