低碳高铌合金设计在高等级管线钢生产中的理论和技术.docx
- 文档编号:30480162
- 上传时间:2023-08-15
- 格式:DOCX
- 页数:14
- 大小:335.68KB
低碳高铌合金设计在高等级管线钢生产中的理论和技术.docx
《低碳高铌合金设计在高等级管线钢生产中的理论和技术.docx》由会员分享,可在线阅读,更多相关《低碳高铌合金设计在高等级管线钢生产中的理论和技术.docx(14页珍藏版)》请在冰豆网上搜索。
低碳高铌合金设计在高等级管线钢生产中的理论和技术
低碳高铌合金设计在高等级管线钢生产中
的理论与技术
刘清友贾书君汪兵陈红桔
(钢铁研究总院,北京100081)
摘要本文研究了低碳高铌合金设计管线钢的奥氏体化行为、再结晶行为、相变行为、焊接性能,以及影响高钢级、厚规格管线钢韧性、特别是DWTT的主要因素等。
研究结果表明,0.03C-0.10Nb钢在1180℃加热可保证Nb充分溶解;较高的Nb含量可有效抑制变形奥氏体再结晶且对再结晶奥氏体晶粒长大有明显的抑制作用,细化再结晶奥氏体晶粒尺寸,为精轧后变形奥氏体的充分扁平化创造有利条件,进而可获得充分细化的针状铁素体组织,实现钢的高强、高韧化。
引言
为满足管线设计不断发展的要求,在过去近40年里,冶金和轧制技术的高速发展和低成本、高性能化生产目标的实施使管线钢的合金化设计也发生了很大的变化。
管线钢合金设计的最终目标是实现两种基本的组织类型,这两种组织的钢是目前世界范围内API标准管线钢商业化生产的基础,它们是铁素体/珠光体钢和铁素体/针状铁素体钢。
针状铁素体也被定义为由晶内形核产生的低碳贝氏体。
近年来发展的高钢级管线钢X100、X120又出现了第三种组织类型,这种组织是在针状铁素体基体上+含有少量马氏体的其它形式的贝氏体组织而构成。
较高强度的X70及其以上的高钢级管线钢的合金设计,或为补偿轧机能力而进行的X65钢级的合金设计都是以微合金化的C-Mn-Si钢为基础,同时添加少量的Cu、Ni、Cr等元素(即可单独添加,也可复合添加),再添加少量Mo而进行合金设计的。
Mo合金化与合适的轧制、冷却工艺结合可获得铁素体/针状铁素体组织。
在无Mo合金化情况下,通过添加总量最大达0.11%Nb也可获得该组织,因此,高铌合金化广受关注并在高等级针状铁素体管线钢生产中的应用越来越广泛。
1.高Nb设计及实践
目前我国厚规格X80管线钢板/带的生产普遍采用低碳高Nb合金化设计。
早期的低碳高Nb钢是和HTP(HighTemperatureProcessing)工艺联系在一起的,目的是为了解决北美地区等一些轧机能力小的钢厂生产高强度管线钢的问题,即通过提高钢中Nb含量至0.08%-0.12%,显著提高奥氏体未再结晶温度,从而保证较高的轧制温度变形仍可实现未再结晶区控轧,以此减少精轧阶段的轧制负荷。
图1给出了不同的微合金元素对奥氏体再结晶终止温度的影响,可见Nb对奥氏体再结晶阻止作用最明显,提高Nb含量可显著提高再结晶终止温度。
然而,随着现代轧机轧制能力的提高,使得在较低的温度下实施精轧成为可能,通过高Nb以减小轧机负荷已不像早期那样显得重要,而且为了在厚规格管线钢中获得
较高的强韧性,常常是既采用高Nb设计又采用低温轧制,现代的低碳高Nb技术已和早期的HTP有了很大的差异。
图1奥氏体再结晶终止温度与固溶Nb含量(原子百分比)的关系
现代低碳高Nb技术更为注重Nb对奥氏体→针状铁素体/贝氏体相变的促进作用。
已有的研究表明,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。
图2给出了三种不同Nb含量试验钢(0.056%Nb钢、0.12%Nb钢和0.057%Nb+0.23%Mo钢)变形奥氏体的连续冷却转变曲线及冷速为10℃/s时获得的微观组织。
由CCT曲线可见,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
(a)
(b)
(c)
图2三种试验钢变形奥氏体的连续冷却转变曲线(奥氏体化条件:
1200℃等温5min;变形条件:
850℃,40%压下量)
(a)0.056Nb钢,0.04C-0.26Si-1.65Mn-0.056Nb-0.014Ti;
(b)0.12Nb钢,0.034C-0.17Si-1.80Mn-0.12Nb-0.12Ti;
(c)0.057Nb-0.23Mo钢,0.062C-0.25Si-1.53Mn-0.057Nb-0.019Ti-0.23Mo
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。
由图2CCT曲线还可看出,0.12Nb钢的相变开始温度远低于0.056Nb钢,大约低50-100℃,而仅略高于0.057Nb+0.23Mo钢。
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3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。
然而,由于高Nb对静态再结晶的强烈抑制作用,在连续累积大变形的情况下(如热连轧带钢),高Nb钢有可能发生动态再结晶,从而显著降低奥氏体稳定性,提高相变开始温度,在这种情况下钢板的强度将不升反降。
图3试验钢不同冷速冷却后硬度值与相变开始温度的关系
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4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℃。
同时,降低碳含量还将扩大高温δ相区,而碳在δ相区的扩散系数比在相区高两个数量级,这有利于减轻C元素的偏析和铸坯成分的均匀化。
另外,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。
图4奥氏体中固溶Nb含量与加热温度的关系
基于上述低碳高Nb钢物理冶金学基本原理,我国各钢厂结合各自的生产装备特点开发了厚规格X80管线钢板并批量供应西气东输二线工程,表1和表2分别列举了22mm厚钢板的典型化学成分和力学性能。
表122mm厚X80钢板的合金化设计
C
Si
Mn
P
S
Ni
Cr
Nb
Ti
Cu
0.03-
0.06
0.2-
0.3
1.8-
1.9
≤0.015
≤0.003
0.15-
0.25
0.2-
0.3
0.07-
0.11
0.010
0.015
0.20-
0.30
表222mm厚X80钢板的力学性能
Rt0.5,MPa
Rm,MPa
A50,%
CVN@-20℃,J
DWTTSA@-15℃,%
550-630
620-720
35-45
250-350
≥85
2.加热奥氏体组织控制与静态再结晶细化
粗轧过程中奥氏体再结晶细化及在随后的精轧过程中的未再结晶区变形充分扁平化对于钢板最终组织的细化,获得优异的强韧性,特别是DWTT性能具有至关重要的作用。
而厚规格管线钢总压缩比较小,在有限的总压缩比条件下还要对奥氏体再结晶和扁平化同时进行有效控制,技术难度远大于薄规格管线钢。
为获得细小、均匀的再结晶奥氏体,需要从加热和粗轧两个工艺环节进行综合控制。
2.1加热态奥氏体组织的控制
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。
图5给出了两种不同Ti含量的高Nb钢在不同加热温度下保温1小时和在一定温度下(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5a)。
在加热初期奥氏体晶粒尺寸长大较快,保温1小时后晶粒长大速度显著降低(图5b)。
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。
另一个需要考虑的重要问题是微合金析出物在奥氏体中的溶解,应使Nb元素在加热过程中尽可能多地固溶于奥氏体中。
我们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,如图6所示。
由图可见:
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1小时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。
综合上述两方面的研究结果,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1小时。
同时,应尽量控制Ti含量在0.01%水平。
图5奥氏体晶粒尺寸随加热温度(a)和保温时间(b)的变化曲线
图6高Nb钢固溶Nb含量与加热温度关系的计算结果及化学相分析测定结果
2.2粗轧过程中的奥氏体再结晶细化
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。
图7高Nb钢静态再结晶动力学曲线
(a)0.034C-0.17Si-1.80Mn-0.12Nb-0.012Ti;
(b)0.028C-0.25Si-1.82Mn-0.085Nb-0.012Ti-0.23Mo
采用双道次压缩变形法测定了两种高Nb钢的静态再结晶动力学曲线,结果如图7所示。
可见随变形温度升高,再结晶过程加速。
在高于1050℃变形时,再结晶可在10s内完成;在1000℃变形时,90%再结晶时间约为100-200s。
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8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1小时后冷却到表面温度980℃(试样心部温度要更高一些)进行轧制,轧后待温1min后淬水。
实际压下量
a:
0%
b:
26%
c:
41%
d:
51%
e:
60%
f:
65%
图8实验室轧制样示意图
图9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104m迅速减小到约30μm,
图9压下量对奥氏体再结晶晶粒尺寸的影响
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,并考虑中厚板轧制的实际工艺条件,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.提高DWTT原理研究
3.1X80管线钢解理断裂的组织控制单元
根据断裂力学原理,材料的断裂强度可由下式来描述:
(1)
式中,E为正弹性模量,‘Ⅱ为裂纹尖端塑性变形功,v为泊松比,dpacket为解理断裂的组织控制单元尺寸,或有效晶粒尺寸。
由上式可见,随着有效晶粒尺寸的减小,材料断裂强度增大,其韧性提高。
通常有效晶粒是指那些被大角度晶界所包围的组织单元,这是因为裂纹传播通过大角度晶界时将发生较大角度的转折,消耗较多的能量,而通过小角度晶界时则消耗能量较少。
不同微观组织的断裂控制单元是不同的,对于常规铁素体钢,为铁素体晶粒尺寸;对于贝氏体或马氏体钢,则为贝氏体或马氏体的板条束。
X80管线钢的组织比上述几种组织要复杂,它包含了多边形铁素体、准多边形铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体中的几种甚至全部。
鉴于其组织的复杂性,目前大都采用EBSD技术来定量表征X80管线钢的有效晶粒尺寸。
图10给出了某钢厂生产的18.4mm厚X80管线钢的EBSD取向图及晶界取向差分布图。
由图可见大角度晶界所包围区域内存在大量的小角度晶界,小角度晶界所占比例达到64%。
X80管线钢微观组织及晶体学的定量表征及其与强韧性的相关性仍是一个需要深入研究的问题。
(a)X80管线钢EBSD取向图
(b)X80管线钢晶界取向差分布图
图10某钢厂生产的X80管线钢EBSD测量结果
3.2DWTT与扁平奥氏体晶粒厚度的相关性
我们的研究表明,高钢级管线钢断裂的有效晶粒尺寸取决于扁平奥氏体晶粒厚度,有效晶粒尺寸随奥氏体晶粒厚度减小而减小。
这样就可以把管线钢的韧性与奥氏体晶粒厚度建立起联系,而后者易于观测,从而可以方便相关研究。
图11给出了18.4mm厚X80管线钢-15℃DWTT剪切面积百分比与奥氏体晶粒厚度的关系,可见随晶粒厚度减小,DWTT性能提高,当厚度小于9.0m时,DWTT剪切面积百分比可达到85%以上,从而能够满足相关技术要求。
奥氏体晶粒的厚度Hdγ与精轧前奥氏体晶粒尺寸D和精轧总压下量R%有关,满足下式:
Hdγ=(1-R%)D
(2)
由此可见,为提高DWTT性能,细化精轧前再结晶奥氏体晶粒,增加精轧总压下量是有效的方式。
关于精轧前再结晶奥氏体再结晶细化问题,已在2.2节中叙述。
图11精轧后变形奥氏体厚度对DWTT的影响
3.3影响DWTT的其它因素
其它影响DWTT性能的因素还包括:
杂质元素含量及夹杂物、M/A岛数量、形态和分布、铸坯中心偏析、相比例等。
在现代管线钢S、P、O、N等杂质元素含量很低且中心偏析通过各种工艺措施得到有效改善的情况下,M/A组元的作用就显得突出了。
M/A组元属于脆性相,解理裂纹穿越时消耗能量小,对钢板韧性不利,特别是在M/A数量多、尺寸大和形状不规则的情形下。
然而,通过合理轧制和冷却工艺,能够使M/A岛变得细小、均匀,从而将其对韧性不利影响降到最低。
而且,少量的M/A岛还可以降低钢板屈强比,对成形有利。
我们研究了终冷参数对高Nb钢M/A岛比例和尺寸的影响,结果如图12所示。
图11高NbX80管线钢M-A岛比例和尺寸与终冷温度的关系
另外,韩国POSCO报道了通过在贝氏体基体中分布一定量的韧性铁素体相可大幅度改善钢板的韧性,而X80管线钢中则常常分布有这类铁素体相。
对该问题需要关注和研究。
4.结论
采用低碳高铌合金设计,充分利用固溶Nb促进针状铁素体相变的有益作用,可以在低Mo或无Mo条件下实现厚规格X80高等级管线钢的生产,从而显著降低高等级管线钢的制造成本。
研究结果表明,0.03C-0.10Nb钢在1180℃加热可保证Nb充分溶解;较高的Nb含量可有效抑制变形奥氏体再结晶且对再结晶奥氏体晶粒长大有明显的抑制作用,细化再结晶奥氏体晶粒尺寸,为精轧后变形奥氏体的充分扁平化创造有利条件,进而可获得充分细化的针状铁素体组织,实现钢的高强、高韧化。
参考文献(略)
- 配套讲稿:
如PPT文件的首页显示word图标,表示该PPT已包含配套word讲稿。双击word图标可打开word文档。
- 特殊限制:
部分文档作品中含有的国旗、国徽等图片,仅作为作品整体效果示例展示,禁止商用。设计者仅对作品中独创性部分享有著作权。
- 关 键 词:
- 低碳高铌 合金 设计 高等级 管线 生产 中的 理论 技术
![提示](https://static.bdocx.com/images/bang_tan.gif)