熱軋管線鋼生產工藝與組織性能控制

摘 要：管線鋼主要用于石油、天然氣的輸送。目前管線鋼應具有高強度、低包申格效應、高韌性和抗脆斷、低焊接碳素量和良好焊接性、以及抗HIC和抗H2S腐蝕。該文主要分析了管線鋼生產工藝及其對組織性能的影響，提出管線鋼組織性能控制的思路，并就生產實踐情況進行了探討。

關鍵詞：管線鋼 生產工藝 組織性能

中圖分類號：TG335.5文獻標識碼：A文章編號：1674-098X（2013）05（b）-0074-02

1 管線鋼概述

管線鋼主要用于石油、天然氣的輸送。制造石油天然氣集輸和長輸管或煤炭、建材漿體輸送管等用的中厚板和帶卷稱為管線用鋼（LPS）。石油鋼的強度一般要求達到600～700 MPa；鋼中O、S、P、N、C總含量不大于0.0092%；鋼中脆性Al2O3夾雜和條狀Mn夾雜為痕跡狀態。管線鋼主要用于加工制造油氣管線。油氣管網是連接資源區和市場區的最便捷、最安全的通道，它的快速建設不僅將緩解鐵路運輸的壓力，而且有利于保障油氣市場的安全供給，有利于提高能源安全保障程度和能力。在管線建設的這種新的發展趨勢中，針狀鐵素體管線鋼由于具有優良的強韌性能、焊接性能、抗硫化氫開裂性能而具有廣闊的應用前景。

2 熱軋管線鋼生產工藝

目前，熱軋管線鋼的生產中，一般采用微合金化加控制軋制和控制冷卻技術。控制軋制是在熱軋過程中，通過合理控制金屬的加熱制度、變形制度和溫度制度，利用再結晶細化奧氏體晶粒，并在未再結晶奧氏體上引入高密度位錯，增加相變時鐵素體晶粒的形核點，從而獲得細小的晶粒組織?？刂评鋮s是在控制軋制之后，以規定的冷卻速度把軋后鋼材冷卻到特定的溫度范圍，以阻止晶粒長大，控制相變過程，保證獲得細小的晶粒的相變產物，使鋼材具有優良的綜合性能。

管線鋼除具有較高的尺寸精度外，還必須具有高的力學機械綜合性能，它的高強度一方面要靠加入較高含量的錳和一些微合金化元素，另一方面也要靠鐵素體晶粒的極大細化和Nb、V、Ti的碳氮化合物的析出強化得以保證。

3 生產工藝對熱軋管線鋼組織性能的影響

控軋是通過形變來達到細化鐵素體的目的，而控冷則是通過加速冷卻產生的相變強化，最終形成貝氏體或針狀鐵素體，從而進一步改善鋼的強韌性。為了達到此目的，必須對控軋控冷過程的有關工藝參數予以控制，其中主要參數有加熱溫度、形變量、形變溫度、終軋溫度、開冷溫度、終冷溫度和冷卻速度等。

以X70管線鋼作為試驗鋼種，成分如表1。

3.1 加熱溫度

試驗鋼在1150 ℃以下加熱時，奧氏體晶粒長大速率很小，平均奧氏體晶粒尺寸小于25 μm。這是因為在此溫度下，鋼中存在大量未溶的Nb（C，N）粒子，這些粒子對奧氏體晶界產生釘扎，在加熱過程中有效阻止了奧氏體晶粒的長大。當加熱溫度選擇在1150 ℃以上時，由于Nb（C，N）粒子大量溶解，粒子對奧氏體的釘扎作用減小，因而晶粒迅速長大。加熱溫度在1150 ℃～1200 ℃范圍時，晶粒長大比較迅速，但在1160 ℃和1200 ℃幾乎沒有出現尺寸大于100 μm的粗大晶粒，但是當加熱溫度升高到1210 ℃時，大于100 μm的粗大晶粒所占比例激增。因此，加熱溫度應選擇在1150 ℃～1200 ℃范圍內，即在保證鋼中鈮充分固溶的情況下，原始奧氏體又不出現明顯的粗大晶粒。

3.2 高溫形變量

材料性能的變化由材料的微觀組織所決定的，在不同的形變量下，試驗鋼的顯微組織都由板條狀的貝氏體鐵素體、粒狀鐵素體和少量的多邊形鐵素體組成。各組織的形態、數量和尺寸則隨著形變量的增大而變化。

在奧氏體再結晶階段，臨界變形量直接影響奧氏體晶粒大小和形變溫度。相比普通鋼，含N微合金化鋼的臨界形變量對初始奧氏體晶粒大小和形變溫度有更大的相關性。由于小于臨界變形量的形變引起應變誘發晶界的遷移，從而導致粗大晶粒的形成。所以在奧氏體再結晶區一般采用大的道次變形量，以增加奧氏體再結晶的數量，阻止應變誘發晶界的遷移，從而細化晶粒。在奧氏體非再結晶區也盡可能地采用大的道次變形量，這為鐵素體形核創造有利條件。經驗表明，在奧氏體再結晶區每道次10%的變形量，總變形量為60%；在非再結晶區大于45%～50%的總變形量有利于晶粒細化。

形變過程促使奧氏體晶粒減小和變形帶的形成，從而促使相變核心增多，有利于細小針狀鐵素體的形成。同時，形變促使位錯密度增加，這些都有利于材料強韌性的提高。隨著變形量的增加，晶粒尺寸顯著減小，組織更加均勻，粒狀鐵素體含量增加，因而材料的沖擊韌性提高。

3.3 形變溫度

當變形溫度超過1050 ℃時，奧氏體晶粒嚴重長大，奧氏體晶界和晶內形成平行生長的板條。隨變形溫度的降低，顯微組織變得細小均勻，形態不規則、尺寸不一的針狀鐵素體逐漸成為主要組織[2]。在溫度低于l050 ℃時，隨著變形溫度的升高，鋼的強度增加，當溫度超過1050 ℃時，強度有所下降，韌性水平明顯降低，脆性升高。

3.4 終軋溫度

對于針狀鐵素體的微合金鋼，其強化效果除了通過固溶強化、細晶強化外，還通過位錯強化、沉淀強化等方式來實現。終軋溫度對管線鋼的力學性能有重要的影響。

在部分再結晶區軋制時，再結晶的晶粒細小，在其晶界上析出的鐵素體細小，而未再結晶的晶粒受到變形被拉長，晶粒沒有細化。在奧氏體未再結晶區變形時，奧氏體經變形后變得扁平，晶粒中形成變形帶、位錯及孿晶，此變形帶可起到鐵素體晶核生成的晶界面作用，鐵素體在變形帶和奧氏體晶界上形核，同時隨著終軋溫度降低，有效奧氏體晶界面積（包括晶界面積和變形帶）和單位有效奧氏體晶界面積的形核數量都顯著增加。

另外，降低終軋溫度，可促進鈮、鈦的碳氮化物在奧氏體內析出，阻止奧氏體晶粒長大，對于Nb、V鋼，通過降低終軋溫度，可以使奧氏體在形變過程中產生的大量位錯得以保留下來，從而提高最終轉變產物的位錯密度。但終軋溫度不宜低于Ar3，否則將進入兩相區軋制，產生不均勻的混晶組織。通過試驗進行對比，最終確定該試驗鋼種的終軋溫度在780 ℃～830 ℃之間。

3.5 開冷溫度

對于管線鋼來說，開冷溫度的高低，對屈服強度有很大影響。鋼板在軋制后，冷卻之前，鋼中析出部分先共析鐵素體來保證鋼板的韌性，經過快冷，使鋼中剩余的奧氏體轉變為貝氏體來保證鋼板的強度。如果鋼板的終軋溫度較低或者快冷前擺動時間較長，鋼中先共析鐵素體析出過多，且尺寸較大，造成屈服強度較低。反之，開冷溫度較高，鋼板中沒有析出先共析鐵素體而直接進行冷卻，得到的幾乎全是貝氏體組織，鋼板的屈服強度的提高要比抗拉強度大得多，屈強比得不到保障，沖擊性能和落錘性能也會下降。所以鋼板的開冷溫度不能過高或者過低，維持在750 ℃～850 ℃之間為宜。

3.6 終冷溫度

終冷溫度在600 ℃以下，隨著溫度的降低，強度和韌性都會提高，這是因為加速冷卻可阻止Nb、V和Ti的碳氮化合物在奧氏體中析出，使其在較低溫度下析出，可有效地起到強化作用。該試驗鋼經熱機械加工后，經過快速冷卻達到一個終冷溫度并停留足夠的時間，隨著終冷溫度的降低，試驗鋼的組織細化。在650 ℃終冷時，晶粒度達到12級；600 ℃終冷時，晶粒度達到12.5級；550 ℃終冷時，晶粒度達到13.5級；500℃終冷時，晶粒度達到13級。由此看出，終冷溫度在500 ℃～550 ℃較為理想。另一方面，終冷溫度的降低對試驗鋼組織中針狀鐵素體比例也有影響。隨著終冷溫度的降低，針狀鐵素體比例有增加的趨勢。一般控制在550 ℃～500 ℃之間。高于600 ℃時，強度的提高不明顯；從低于600 ℃開始，強度開始升高，到500 ℃時達到飽和，并在600 ℃～500 ℃終止冷卻后的隨后空冷過程中，還可以在一定程度上起到鋼板自淬回火的作用。

3.7 冷卻速度

在同一終軋溫度下，隨冷卻速度增加，針狀鐵素體量增加。不同終軋溫度，針狀鐵素體量不同，終軋溫度越低，針狀鐵素體量越少，多邊形鐵素體量增加[1]。要得到針狀鐵素體組織，冷卻速度要大于10℃/s，這主要是因為冷卻速度增大使Ar3下降，奧氏體過冷度增加，從而相變驅動力大，鐵素體晶粒越細。適當增加生產中冷卻速度，獲得的貝氏體和針狀鐵素體數量越多，屈服強度和抗拉強度越高，綜合性能就越好[3]。但冷卻速度過大，組織中鐵素體的體積分數不足，將得到貝氏體和M—A島狀組織，同時馬氏體的含量過高，將導致鋼板的屈強比偏高，沖擊韌性降低，影響后續的加工制造過程。

4 結語

實驗結果表明：一定的變形條件下，增加變形量和變形速率、降低終軋溫度、增加冷卻速度，有助于組織的細化和針狀鐵素體的形成。對管線鋼組織控制與細化，應采用熱加工過程控制的思想，綜合利用不同熱加工過程對組織的細化作用，獲得最佳的組織細化效果，從而有利于使材料獲得優良的綜合力學性能。

參考文獻

[1]張健.X70管線鋼控軋控冷工藝參數變化對組織的影響[M].物理測試，2006（9）：22-25.

[2]趙春.高溫變形對X70管線鋼組織與性能的影響[J].機械工程材料，2008（5）：82-85.

[3]尹宴生.冷卻速度對X70管線鋼性能的影響[J].新技術新工藝，2012（4）：71-72.