微合金化非调质钢.ppt

第5章 微合金化非调质钢,非调质钢（non-quenched and tempered steel)指在制造和应用过程中，通过采用微合金化、控制轧制(锻造)和控制冷却等强韧化方法，取消调质热处理，能够达到或接近调质钢性能的优质或特殊质量钢。非调质钢的种类：铁素体+珠光体型非调质钢（铁素体+贝氏体）型非调质钢贝氏体型非调质钢（贝氏体+马氏体）型非调质钢马氏体非调质钢非调质钢主要特点在于：节能、省略热处理、生产周期短、硬度分布均匀、抗拉强度和疲劳强度与同等级的调质钢相当、没有调质处理过程中的弯曲形变和淬裂废品等,非调质钢的微合金化合金元素的基本作用非调质钢中的合金元素分为两类其中一类是锰、铬、钼等合金元素，它们的作用除与在普通合金钢中相同的作用之外，还通过降低相变温度来细化晶粒，并细化相变过程中或相变后析出的微合金碳氮化物；第二类是形成碳化物或氮化物的微合金化元素，如钒、钛、铌、硼、铝等。根据它们在钢中存在形式的不同，将对非调质钢的性能产生不同的影响。,合金元素合金元素都具有固溶强化作用，提高非调质钢的强度。硅能促进铁素体形成，并有一定的细化晶粒的作用，能改善铁素体一珠光体的韧性；锰、铬、钼等能降低相变温度、细化铁素体晶粒、减小珠光体片间距，并细化相变过程中或相变后析出的微合金碳氮化合物，使韧性有所增加。锰、钼能有效地推迟高温珠光体转变，促进贝氏体形成；对于碳含量较低、锰和硅含量较高的铁素体一珠光体型非调质钢，可以通过加入少量钼获得针状铁素体(一种铁素体呈板条状的类贝氏体)的方法改善韧性。,微合金元素钒、钛、铌在非调质钢中的作用：奥氏体中未溶解的微合金碳氮化物质点钉扎晶界，阻止奥氏体晶粒长大；通过应变诱导析出的微合金碳氮化物沉淀在晶界和位错上，起钉扎作用，阻止再结晶和位错的运动，抑制或阻止回复、再结晶过程的进行；微合金元素的碳氮化物起沉淀强化作用；钒、钛、铌等强碳化物形成元素能固定钢中的一部分碳而导致碳含量的变化，钢的组织、形态及分布也将受到影响；固溶于钢中的微合金化元素提高过冷奥氏体的稳定性，降低转变的温度，改变钢的显微组织，从而对钢的性能产生显著影响。在细化晶粒上，复合微合金化比单独添加微合金化元素的效果更显著。,非调质钢中的钒VC在奥氏体区不能析出，呈完全溶解态。钒微合金化钢不能实行非再结晶控轧，钒可形成VN，细化奥氏体相变后的铁素体、珠光体组织。在低碳钢中，形成钒的氮化物的最佳温度为900，作为再结晶控轧空间很小。当V/N比达到理想化学配比(V/N=3.64)时，钒能最大程度地析出，增强沉淀强化效果。偏离此配比越大，固溶含量越高。VN大量沉淀会使韧性损失，采用Nb-V-Ti复合微合金化较合适。,非调质钢中的钛钛是很强的氮化物、碳化物形成元素，钛的氮化物在接近凝固前或凝固过程中形成。钛、氮含量越低，形成TiN的温度越低，颗粒尺寸越小，而且均匀弥散分布，可以成为液态结晶核细化原始晶粒，还可以阻止再加热时晶粒长大。钛含量足够多时，还可在奥氏体区内形成TiC，对形变奥氏体再结晶起“钉扎”作用。,非调质钢中的铌铌的碳氮化物在轧钢时可以“钉扎”晶界，阻止晶粒长大。固溶铌由于其原子半径比铁大得多，在晶界富集浓度可达到1.0%以上(原子比)，而晶内较低，使铌具有强烈的“拖拽”晶界移动的能力。这两种作用让铌具有阻止晶粒长大的最佳效果，使钢在1100900之间的热加工的道次之间，不发生再结晶，可以累加形变量，奥氏体晶粒达到高形变延伸而成薄“铁饼”状，在转变时为形核提供大量晶界面。相变后的铁素体细化程度决定于晶粒的非再结晶形变度，Nb(C,N)的“钉扎”作用和铌原子的“拖拽”作用，使控轧控冷效果最佳。Nb(C,N)颗粒尺寸越细，强度增量越大。固溶铌是析出Nb(C,N)的组分，由终轧温度控制，铌的质量分数为0.05%的铌钢，在终轧温度1000以上时，均有一部分铌固溶，可供相变或相变后析出产生进一步强化。超低碳的铌钢在终轧温度下有大量固溶抑制相变，抑制二次(先共析)铁素体析出，可以发生B转变。,硼在非调质钢中的作用主要是增大贝氏体转变区的范围，在轧制缓冷的条件下，这类非调质钢常常表现出非常好的强韧性。非调质钢中的铝铝的氮化物和V、Ti、Nb的氮化物有相似的影响，但析出条件和产生的效果与其它元素相比存在一定差异。AIN具有沉淀强化和细晶强化作用，但由于A1N在低温下的过饱和铁素体中形核较困难，因此其沉淀强化作用没有细晶强化对强度的贡献显著。,非调钢中的稀土稀土元素在钢中的作用除净化钢水(如降低硫含量)、改变钢中残留夹杂物(如硫化锰)形态、脱氢等作用；稀土在钢中晶界的偏聚能抑制硫、磷等低熔点夹杂在晶界的偏析，并能与这些夹杂形成高熔点的化合物，消除低熔点夹杂的有害影响，净化和强化晶界，阻碍晶间裂纹的形成和扩展；钢中细小弥散的稀土氧化物（如CeO2或者Ce203)，可以作为结晶核心而细化铸态晶粒，还可以提高晶界对位错运动的阻力，从而提高钢的强度和韧性，降低脆性转变温度等.,非调质钢中的氮含量控制在含钛的非调质钢中，其含量对强韧性的影响明显。有研究认为，含钛非调质钢中的氮含量应满足以下要求：(Ti)/(N)3.0或0.4(Ti)(3S+N)1.0，否则，易引起析出粗大的TiN，损害切削加工性和疲劳性能。氮含量太低，还可能使V(C，N)中氮贫化，从而降低其强化作用。在钒微合金化钢中，增氮不仅促讲了V(C，N)的析出，还减小了V(C，N)颗粒的平均尺寸，大大增加了颗粒尺寸低于10 nm的细小析出相的百分数。细小弥散V(C，N)析出相数量的增加是钒氮钢强度升高的主要原因。,微合金元素对强化的影响 不同时期析出的微合金化元素的碳氮化物，其强化机制不同。在奥氏体化温度下析出时，是钉扎晶界机制，阻止奥氏体晶粒的粗化，或阻止奥氏体再结晶和晶粒的长大，以利于相变形成细小的铁素体；在发生铁素体相变后，在铁素体中析出时，通过第二相质点强化铁素体基体，产生显著的析出强化。,Nb4C3的尺寸及铌含量对低碳钢屈服强度的影响,第二相质点数、各元素含量与非调质钢强度的关系：Gladman关于铁素体一珠光体组织微合金非调质钢的力学性能表达式:s=f1/335+58(Mn)+17d-1/2+(1-f1/3)179+3.9S-1/2+63(Si)+425(N)b=f1/3246+1143(N)+18d-1/2+(1-f1/3)719+3.5S-1/2+97(Si)式中，f一第二相粒子的体积分数；d铁素体晶粒尺寸；S珠光体片间距。第二相粒子的体积分数增加、铁素体晶粒尺寸和珠光体片间距减小、合金元素含量上升，钢的强度提高。,微合金元素可以视同为铁素体或珠光体的作用，如果迭加上微合金化碳氮化物的线性强化相，屈服强度可以表示为：s=s(Gladman)+A1(V)+B1(Nb)(C)+A2(V)+B2(Nb)(N)公式中的A和B是与热加工相关的系数，因为析出粒子尺寸和体积更决于热加工过程。,Y.Sawada等通过对钒或钒+铌微合金非调质钢的研究，得出的描述非调质钢的强度关系式如下：s=s(Gladman)+2032(V)-3.18(Nb)(C)+110300(V)+2.35(Nb)(N)b=b(Gladman)+592(V)-12.42(Nb)(C)+116560(V)+2.46(Nb)(N)由以上表达式可见，VC、V N、NbN溶解度积增加，钢的强度提高；而NbC溶解度积增加，有损于钢的强度。,钒对韧性的影响钢中加入钒不仅能提高钢的强度、降低过热倾向，而且对钢的低温韧性有明显的影响。当钒含量(质量分数)低于0.1%时，随着钒含量的增加的韧脆转变温度降低。当钒含量(质量分数)超过0.1%时，钒含量增加，韧脆转变温度反而升高。这是因为钒含量较低时其析出物细小弥散，起到明显细化晶粒的作用，使钢的强韧性提高。钒含量过高时，析出物数量增加尺寸增大导致钢的韧性降低。在含锰和硅的钢中，加人少量的钒就可以明显减轻这两种元素在晶粒长大和提高韧脆转变温度的影响。,钛对韧性的影响钛与碳、氮、硫均有较强的亲和力，一方面与碳氮结合形成碳氮化物产生细晶强化作用，另一方面又能与硫作用形成塑性比硫化锰低得多的硫化钛，从而降低硫化锰的有害作用，改善钢的横向性能。钛含量较低时增加钛含量不引起钢的韧性下降，但钛含量过高，由于在晶界上形成钛的氮化物和硫化物而引起钢的脆化。在其它成分基本相同的情况下，加钛钢较不加钛钢强度明显提高，但韧脆转变温度也有一定程度的提高。另外，钛的碳氮化物通过“钉扎”机制，具有细化晶粒的作用，可以提高韧性。因此，在当今的技术条件下，钛不仅是提高非调质钢强度的重要元素，而且是改善非调质钢韧性的重要元素。,第二相质点数、各元素含量与铁素体一珠光体非调质钢韧脆转变温度的关系式：Tc=f(-46-11.5d-1/2)+(1-f)(-355+5.6S-1/2-13.3p1/2+3.48106t)+49(Si)+762(N)1/2式中f一第二相粒子的体积分数；d铁素体晶粒尺寸；S珠光体片间距；p珠光体团尺寸；t渗碳体片厚度。进一步描述微合金非调质钢的韧脆转变温度，Tc()：Tc=Tc+306(V)-19(Nb)(C)+30200(V)+8(Nb)(N)随着第二相粒子体积分数的增加，铁素体晶粒尺寸、珠光体片间距、珠光体团尺寸以及渗碳体片厚度减小，钢的韧脆转变温度降低，韧性提高。,控轧控冷工艺对非调质钢性能影响的基本特点：(1)加热温度：随加热温度升高，钢的强度、韧性和硬度降低。其原因在于：钢在奥氏体化过程中，随着加热温度的升高，奥氏体晶粒也随之长大，在其它影响因素不变的前提下，粗大的原始奥氏体晶粒，必然导致成品晶粒粗大化，而粗大的晶粒则造成强度、韧性、硬度降低。(2)终轧温度：随终轧温度的降低，组织细化，强度提高。但对韧性的影响可能出现不同的情况，温度过低，硬化的组织得不到回复，韧性会下降。,(3)冷却速度：随冷却速度增大，相变组织从铁素体一珠光体向贝氏体、马氏体过渡。对于铁素体一珠光体型钢，冷速增加，细化铁素体和珠光体晶粒，韧性提高，强度增大；冷速过大，可能出现贝氏体和马氏体，降低塑性。对于贝氏体钢，冷速增加，强度和韧性都提高较多；冷速过大，生成马氏体，强度增加，伸长率下降。(4)形变程度：在奥氏体未再结晶区进行形变时，形变程度越大，相变后晶粒就越细小，综合力学性能就越好。(5)形变速率：在不同的形变速率下，钢的显微组织变化不很明显，对钢力学性能的影响不大。,铁素体珠光体型非调质钢应用于结构件的热锻F+P型非调质钢，强度高、价格便宜常用来代替部分40、40Cr、40MnB、45、50等结构钢，使用最多的汽车零件是曲轴、连杆、转向节、轮载等。德国汽车行业中曲轴、连杆、前轴、半轴等锻件70%以上采用非调质钢制造；日本目前汽车制造业中75%的连杆、90%的曲轴采用了非调质钢；瑞典Volvo汽车制造厂每年约耗25000多吨非调质钢制造汽车零件。早期的非调质钢大多用钒(仅巴西用铌)微合金化，制品从锻造温度直接在空气中冷却，通过析出碳化钒来实现强化。钢的组织为铁素体珠光体，抗拉强度大于770MPa，屈服强度大于540MPa，而室温夏比V缺口韧性为714J，脆性转变温度在室温以上。,铁素体珠光体型非调质钢提高强度和韧性的主要技术手段晶粒细化法对于热锻状态下使用的铁素体珠光体型钢，晶粒细化的最有效方法是在加热时防止奥氏体晶粒粗化。为此，在进行热锻或者热轧之前的加热时，为防止晶粒粗化，在钢中添加铝和钛等元素，通过析出AlN和TiN来钉扎晶界是非常有效的措施。经微钛处理的各种强度水平的非调质钢，冲击韧性的韧脆转变温度平均下降40以上。另外还发现连铸非调质钢采取微钛处理，能更加有效地提高韧性。这是因为连铸坯中析出的TiN颗粒更细小，阻碍奥氏体晶粒长大的效果更显著。温锻非调质钢(化学成分(质量分数)为：0.25%0.6%C、0.1%1.0%Si、1.0%2.0%Mn、0.0l%0.06%Al、0.3%1.0%Cr、Ti0.1%或Nb0.1%)在低于Ac3温度终锻加工后具有微细的铁素体珠光体组织，其抗拉强度可达800MPa，冲击值达90Jcm2，伸长率在20%以上，强度、韧性和塑性比常规工艺生产时显著提高。,33Mn2V的光学显微组织(0.300.40 C,0.290.40 Si,1.401.69 Mn,Ti 0.02,V 0.12,N 0.014),促进晶内铁素体(IGF)形成的技术 非调质钢锻件在冷却过程中发生相变时，如果沿珠光体晶粒形成网状铁素体就会严重损害钢的韧性。晶内铁素体形成的主要原理是：首先控制氧化物夹杂，然后控制硫化物夹杂及碳氮化物的析出，以促进IGF在奥氏体晶内的形核和长大，从而增加铁素体的体积分数，并明显细化铁素体晶粒。通过控制冶金工艺，在奥氏体晶内提供大量铁素体形核位置，在相变时铁素体不仅在晶界上形核，也能在奥氏体晶内形成，分割奥氏体晶粒，形成细小且均匀的等轴铁素体。钢中弥散分布的细小MnS颗粒是良好的IGF形核位置，同时在MnS周围形成的贫锰区因淬透性降低也能起到促进铁素体形成的作用，能显著改善韧性。,要获得IGF，终脱氧前钢中氧的质量分数要控制在(3040 ppm)，硫的质量分数控制在0.06%左右，形成MnS夹杂，促进IGF的析出。同时钢中要有一定的钒(质量分数一般为0.12%)和氮(质量分数约为0.02%)，VC、VN是IGF的形核核心。强脱氧元素(铝)的氧化物A12O3，决定弱脱氧元素的氧化物MnO、FeO等，通过脱氧程度最佳化，可使大多数细小的MnS颗粒弥散分布，VN以MnS夹杂颗粒为形核核心，促进IGF的形成。当钢中Al(sol)含量(质量分数)在0.01%0.03%时，形成的MnS颗粒直径最细小，数量最多。因此在冶炼过程中要调整钢中Al(sol)含量在此范围内，以获得最理想的形核核心。,MnS+V(C,N)与晶内铁素体,贝氏体型非调质钢 贝氏体型非调质钢一般碳含量低、韧性好、强度高，尤其是在韧性上显著高于其它碳氮化物强化的微合金非调质钢，而在强度上远高于铁素体一珠光体型非调质钢，能很好地用于各类较大强度载荷及高耐疲劳的结构件上，如轴、连杆、油井抽油杆等。在中碳钢基础上降碳、添加扩大贝氏体转变区域的元素(如B、Mo、Cr、Mn等)、用微合金化元素细化晶粒，再通过控冷得到的贝氏体组织非调质钢强度可达1200MPa，低碳贝氏体钢的强韧性超过IGF钢。,影响贝氏体型非调质钢强度的主要因素：(1)贝氏体铁素体尺寸。条束就相当于控制强度的“有效晶粒”，条束尺寸对强度的影响也遵循Hall-Petch关系。对于条束状贝氏体，条束对断裂的阻碍作用是主要的，奥氏体晶粒对强化也起作用，但处于次要地位。(2)微合金化合物的沉淀析出。对于粒状贝氏体，其铁素体基体上分布的M/A岛等第二相组织的分布、尺寸和数量，对铁素体基体的强度也有同样的影响。(3)贝氏体铁素体内的位错和亚晶。铁素体内的位错可能与协作切变相变和碳化物沉淀有关，位错密度很高时会形成亚晶界。位错密度越高及亚晶尺寸越小，贝氏体的强度也越高。(4)固溶强化。其中间隙固溶强化以碳原子在铁素体中的固溶强化为主，因氮原子与微合金化元素的结合力较强，一般很少以固溶形式存在。碳原子固溶数目也很有限，其强化作用实质上是气团与位错交互作用的结果。Mn、Si、Cr等的置换固溶也起到强化作用。,低碳含钒、钛等贝氏体型非调质钢,含硼低碳贝氏体型非调质钢,低碳复合微合金化高强韧贝氏体型非调质钢,FT15钢的CCT曲线,贝氏体非调质钢20CrMnMoV的光学显微组织(a)未回火,(b)350 回火,(c)450 回火，(d)600 回火.,贝氏体铁素体板条,原奥氏体晶界上分布的 M/A 岛,贝氏体铁素体和残余奥氏体,明场,贝氏体铁素体和残余奥氏体,暗场 M/A岛中的孪晶马氏体,贝氏体非调质钢20CrMnMoV回火后的TEM显微组织,350 回火,贝氏体铁素体和残余奥氏体，明场;350 回火,贝氏体铁素体和残余奥氏体，暗场;350 回火;碳化物 450 回火;沿原奥氏体晶界分布的碳化物,贝氏体非调质钢20CrMnMoV回火后的TEM显微组织,马氏体型非调质钢低碳马氏体型非调质钢强度可达1400MPa，强韧性达到合金调质钢水平。在输送带上喷雾冷却，产品硬度为HRC3843，在-30下的韧性比第二代非调质钢(即高强度F+P型和B型非调质钢)高45倍，屈服强度提高约1倍。通过铌细化晶粒，并控制成分，以确保Ms200。为保证高韧性，这类钢的碳含量(质量分数)一般在0.10%以下。但过低的碳含量会导致强度不足。为得到980 MPa级的高强度，碳含量(质量分数)一般不得低于0.04%。,成分(质量分数)为0.04%0.05%C、0.25%Si、1.6%Mn、1.0%Cr、0.07%Nb、0.002%B的马氏体型非调质钢，是从强度、硬度和韧性多方面综合考虑而选择了0.04%0.05%的最佳碳含量(质量分数)；为促进马氏体转变提高淬透性，增加了锰和铬，并考虑到切削性而将锰含量(质量分数)定为1.6%；加微量硼，更加有效地提高了淬透性，加硼并降低碳含量还有减小焊接裂纹敏感性的效果。此钢经控轧控冷后所形成的显微组织主要是马氏体和少量贝氏体，抗拉强度高达980MPa，冲击韧性在78.4J以上。,直接淬火钢直接淬火回火非调质钢直接淬火回火非调质钢的钢种包括碳钢、硼钢和微合金化钢。微合金化钢的成分(质量分数)在(0.15%0.30%)C-(1.0%1.5%)Mn基础上添加(0.03%0.20%)V、Ti进行微合金化。经调节终轧温度，使直接淬火-回火钢的强度水平超过1100MPa，同时伸长率能达到18%。在最后轧制道次分级加速冷却，一般屈服强度达750MPa，伸长率大于25%。在(+)区轧制可使屈服强度达800 MPa，伸长率达22%。,B低碳马氏体直接淬火非调质钢低碳马氏体的强度与钢的碳含量有密切关系，这类钢的碳含量(质量分数)一般低于0.2%，但碳含量过低会使钢的强度不足，为达到1000 MPa，碳的质量分数至少有0.05%。提高淬透性，低碳马氏体非调质钢的锰含量(质量分数)一般在1%以上，并添加Cr、B、Ti、V等元素。钢的锻、轧后控制冷却的终止温度略低于马氏体转变始点，这时可获得最大程度的自回火，从而具有最佳的强度和韧性配合。,第章高强度油气管线用钢,管线钢的发展主要经历了以下几个阶段：(1)普通碳素钢：早期建设的管道由于管径小，压力低和冶金技术的限制，管道用钢一直采用普通碳素钢。(2)普通低合金钢：低合金高强度钢(HSLA)，其中包括X42，X46，X52，是在普通碳素钢的基础上加上少量合金元素而发展起来的一种高强度结构钢。和普通碳素钢一样，主要是以热轧或正火状态交货。(3)微合金化高强度低合金钢(简称微合金化钢)：X56、X60和X65三种钢。这些钢突破了传统的C-Mn合金化加正火的生产过程，在钢中加入微量(不大于0.2%)Nb、V、Ti等合金元素，并通过控制轧制工艺，使钢的综合力学性能得到明显的改善。(4)Mn-Mo-Nb系微合金化高强度钢：X70钢、X80钢。国际上用于天然气输送的焊管，85%是X70钢级，已成功进行了X90和X100螺旋焊管钢管试生产，目标是生产各种规格的X100钢管，正在研制X120钢管。,超纯净管线钢硫显著增加裂纹敏感率；影响管线钢的冲击韧性，导致管线钢各向异性等。磷的偏析促使偏析带硬度增加，使HIC性能下降；磷恶化焊接性能；磷还显著降低钢的低温冲击韧性，提高钢的脆性转变温度，使钢管发生冷脆。氢是导致白点和发裂的主要原因，管线钢中的氢含量越高，HIC产生的几率越大，腐蚀率越高，平均裂纹长度增加越显著。钢中总氧量代表钢中氧化物夹杂的数量，钢中氧化物夹杂是产生HIC和SCC的根源之一，并危害钢的各种性能，一般把铸坯中的全氧控制在1020ppm。通过铁水预处理、转炉精炼、钢包冶金和连铸等冶金新技术和新工艺，目前世界上最具有竞争力的管线钢纯净度可达到(s)0.0005%、(P)0.005%、(N)0.002%、(O)0.001%、(H)0.0001%。另外，对夹杂物的形态进行控制已成为获取优质管线钢的重要手段。夹杂物形态控制的基本方法是加入变态剂。目前用作变态剂的主要有Zr、Ti、稀土Ce和Ca等。,高强度、高韧性管线钢“针状铁素体”是指低合金高强度钢在连续冷却下获得的不同于铁素体加珠光体(FP)的一种类贝氏体组织。它的转变温度略高于上贝氏体，以扩散和剪切的混合机制实现转变，因为相变只涉及到铁素体(F)，不形成Fe3C，其中的少量奥氏体只是残留相(部分奥氏体冷却时转变为马氏体)，故称该转变产物为铁素体，而不称贝氏体。又由于铁素体呈板条形态，因此命名为针状铁素体，获得的这类组织的钢种称为针状铁素体钢。从本质上看，针状铁素体属贝氏体，针状铁素体钢就是贝氏体钢。针状铁素体管线钢的典型成分为C-Mn-Nb-Mo，一般碳含量小于0.06%。针状铁素体是在冷却过程中，在稍高于上贝氏体温度范围内，通过切变相变形成的具有高密度位错的非等轴贝氏体铁素体。针状铁素体管线钢通过微合金化和控制轧制与控制冷却，综合利用晶粒细化、微合金化元素的析出相与位错亚结构的强化效应，可使钢的屈服强度达到650MPa，-60的冲击韧性达到80J。,超低碳贝氏体钢超低碳贝氏体钢在成分设计上选择了C、Mn、Nb、Mo、B、Ti的最佳配合，从而在较宽广的冷却范围内都能形成完全的贝氏体组织。在保证优良的低温韧性和焊接性的前提下，通过适当提高合金元素的含量和进一步完善控轧与控冷工艺，超低碳贝氏体钢的屈服强度可达到700800MPa。,易焊管线钢焊接无裂纹管线钢冷裂纹是管线钢焊接过程中可能出现的一种严重缺陷。钢的淬硬倾向、焊接接头中含氢量和焊接接头的应力状态是管线钢焊接时产生冷裂纹的三大主要因素。就钢的淬硬倾向而言，主要取决于钢的含碳量，其它合金元素也有不同程度的影响。综合这两方面的因素，提出了以“碳当量”作为衡量钢的焊接裂纹倾向性的依据。为适应焊接无裂纹的要求，目前国外管线钢碳当量控制在0.40.48，用于高寒地区的管线钢则要求碳当量在0.43以下。为适应焊接无裂纹的要求以及韧性的需要，现代管线钢通常采用0.1%或更低含碳量，甚至保持在0.01%0.04%的超低碳水平。微合金化和控轧控冷等技术的发展，使得管线钢在碳含量降低的同时保持高的强韧特性。,焊接高热输入管线钢：采用高的焊接热输入可提高焊接的生产效率，但对热影响区产生重要影响。高的焊接热输入一方面促使晶粒长大，另一方面使焊后冷却速度降低，而导致相变温度升高，从而形成软组织，引起焊接热影响区的性能恶化。为控制管线钢热影响区在高热输入下的晶粒长大，可以通过向钢中加入微合金元素来实现。钛是一种在焊接峰值温度下能通过生成稳定的氮化物，控制晶粒长大的有效元素，即使在高达1400的温度下，TiN仍表现了很高的稳定性，从而有效地抑制在高热输入下的奥氏体晶界迁移和晶粒相互吞并的长大过程。目前管线钢中推荐的最佳钛含量为0.02%0.03%，并保持(Ti)(N)3.5。为避免在焊接高热输入下热影响区中软组织的形成，研究开发了Nb-Ti-B系管线钢。加入微量的硼(0.002%0.005%)可明显抑制软组织铁素体等在奥氏体晶界上形核，使铁素体转变曲线明显右移。同时使贝氏体转变曲线变得扁平，即使在焊接高热输入和较大的冷却范围内，都能获得贝氏体组织，使管线钢热影响区强韧特性不低于母材。,高耐蚀管线钢在输送酸性油、气时，管道内部接触H2S、CO和Cl，由于保护涂层老化等原因，出现局部损伤，钢管外壁还与土壤和地下水中的硝酸根离子(NO3)、氢氧根离子(OH)、碳酸根离子(CO3)和酸式碳酸根离子(HCO3)等介质接触，因而管线钢的腐蚀问题是难以避免的。随着高硫油气田的开发，研究高抗腐蚀管线钢的问题日显迫切。高抗H2S腐蚀管线钢的生产，代表了一个国家管线钢生产的最高水平。为提高长输管线，尤其是输气管线的抗应力腐蚀和抗氢裂纹的能力，对高抗腐蚀管线钢的基本要求有：(1)硬度小于HRC 22或HV 248；(2)硫含量小于0.002%；(3)通过钢水钙处理，改善夹杂物的形态；(4)通过减少C、P、Mn含量，以防止偏析和减少偏析区硬度；(5)通过对Mn、P偏析的控制，以避免出现带状组织；(6)通过添加Cu、Ni、Cr，以形成钝化膜，防止氢的侵入。,管线钢的微合金化X80及X80以上的管道材料一般采用低碳、高锰、微铌合金组分，再加入钼、钛、硼、铜、铬或镍等元素，即采用C-Mn-Nb-Mo-Ti或C-Mn-Nb-Ti系合金。碳是强化结构钢最有效的元素，但对钢的焊接性能、抗HIC性能影响很大。钢的强度随碳含量的增加而提高，而冲击韧性则明显下降。因此为满足高强度与高韧性的良好匹配，最根本的途径是降低碳含量，并通过其它手段提高强度。管线钢通常选择(Mn)1.5%以弥补碳含量降低造成的强度损失。(Mn)2.0%时，钢的强度随锰含量的增加而提高，而冲击韧性下降的趋势甚小，且不影响其脆性转变温度。但锰含量过高会造成钢板带状组织严重，韧性降低及各向异性等问题。固溶的Mn、Mo和Nb元素可促进细小的针状铁素体显微组织的形成，其中钼的作用最为显著。,铌是管线钢中不可缺少的微合金元素。能产生非常显著的晶粒细化及中等程度的沉淀强化作用，并可改善低温韧性。铌可延缓奥氏体再结晶的发生，能够在控轧过程中阻止晶粒长大。在终轧温度下，固溶的铌可用于形成铁素体中的Nb(C,N)沉淀，从而通过沉淀硬化来提高强度。而固溶在基体中的铌，与钛和钒相比，能够更显著地降低奥氏体铁素体的转变温度，起到细化晶粒及促进针状铁素体形成的作用。,铌含量与强度和冲击韧性的关系a一铌含量与X70钢强度关系；b一铌含量与X70钢冲击韧性的关系,添加钛元素(质量分数约0.02%)的主要作用是控制轧制过程中的氮含量，通常采用微钛处理使钢中的氮被钛固定，间接提高了铌的强化作用，同时，TiN阻止奥氏体晶粒在再加热过程及在再结晶区的粗轧过程中长大。钛元素还可提高钢锭表面的热延展性、保护轧制初期铌固溶体。钛也可作为钢中硫化物变性元素使用，以改善钢板的纵横性能。钛的加入可有效防止焊接过程中的晶粒长大，为焊接过程中的晶粒长大，目前管线钢中推荐的最佳钛的质量分数为0.02%0.03%，并保持(Ti)(N)3.5。,硼可强烈抑制珠光体的形成，促进针状铁素体的形成，因此添加硼是获得高强度针状铁素体组织的有效方法。但它却会导致夏比V形缺口冲击韧性和DWTT韧性恶化。硼的添加要慎重，一般硼的添加量在0.002%左右。加入微量的硼(质量分数为0.002%0.005%)可明显抑制焊接高热输入下热影响区中软组织铁素体等在奥氏体晶界上形核，使管线钢在焊接高热输入和较大的冷却范围内，都能获得贝氏体组织，使热影响区强韧特性不低于母材。添加0.2%0.3%的铬可使X80管线钢的强度和低温韧性得到很好的平衡。,管线钢的微观组织和性能(1)铁素体一珠光体型，X70及以下管线钢都属于这种类型；(2)针状铁素体和超低碳贝氏体型，这类钢通过微合金化和控制轧制，综合利用细晶强化、微合金化元素的析出强化与位错亚结构的强化效应，使钢的强度级别提高，例如X80；(3)低碳索氏体型，采用淬火+回火的热处理工艺，通过形成低碳索氏体组织来达到高强韧性的配合。,管线钢的强度、韧性和组织结构的关系,X60、X65、X70、X80管线钢显微组织比较aX60；b一X65；cX70；dX80,X80管线钢的显微组织,X100管线钢的显微组织,X120管线钢的显微组织,X70管线钢的成分(质量分数)为0.04%C-0.20%Si-1.60%.Mn-0.008%P-0.002%S-0.20%Cu-0.20%Ni-0.25%Mo-(00.10%)Nb,管线钢控制轧制和控制冷却 A控制轧制控制轧制的主要工艺参数是再加热温度，形变量和形变温度。如果轧机的负荷能力比较大，则钢坯的加热温度可以进一步降低到1150900左右。低温加热可以使钢坯在具有较细化的奥氏体晶粒的温度下进行热形变，从而使起始晶粒尺寸减小，并降低粗轧过程中的轧制温度。粗轧最后阶段的再结晶晶粒尺寸的细化程度和均匀性，因而可以显著提高中厚管线钢的低温韧性和强度水平。同时，降低板坯再加热温度，还可以缩短轧制过程中的待温时间，有效地提高轧机的生产能力。在奥氏体再结晶区一般采用大的道次形变量，以增加奥氏体再结晶的数量，阻止应变诱发晶界的迁移，从而细化晶粒。在奥氏体未再结晶区控轧，加大道次形变量，可以增加奥氏体晶粒中的滑移带和位错密度，增大有效晶界面积，有利于形成细小分散的铁素体组织。在两相区轧制的钢板强度和韧性变化取决于轧制温度和压下量相互影响的结果。在两相区的高温区进行轧制，韧性比在单相奥氏体区轧制时好，达到最佳。但是随着两相区终轧温度的降低，钢的韧性恶化。终轧温度一般控制在800左右。现在的大能力轧机有可能使终轧温度比800还低。随着终轧温度的降低，钢板的屈服强度明显提高。,B控制冷却控制冷却的关键参数有：冷却开始温度、冷却速度以及冷却终止温度。对于C-Mn-Mo-Nb系和C-Mn-Nb-B系管线钢，开冷温度对性能有很大影响。轧后水冷淬火条件下，终轧温度(开冷温度)在Ar3以上时，水冷淬火后产生针状铁素体和马氏体组织，得到的这种组织由于针状铁素体中可移动位错和马氏体岛中的残余引力的耦合，能产生连续屈服和高的加工硬化率，对管线钢来说是非常理想。但是在(+)两相区终轧和开冷，会形成多边形铁素体+马氏体组织。在(+)两相区轧制形变，铁素体基体有很高的位错密度，韧性略有降低，但是屈服强度和拉伸强度突然大幅度提高。随着冷却的加大，钢的强度明显提高。对Mn-Nb-V-B钢，其冷却速度1.3/s时，组织为多边形铁素体+粒状贝氏体十岛状马氏体；冷却速度为11s时，组织为针状铁素体+上贝氏体组织。抗拉强度随着终冷温度的降低而单调增加，但是屈服强度和低温韧性的变化随着显微组织和应力应变曲线的变化进行复杂的变化。,第章耐候钢,耐候钢(weathering steel)又称耐大气腐蚀钢(atmospheric corrosionvresistant steel)，属于低合金高强度钢(抗拉强度在400 MPa以上)，在大气环境中具有良好耐腐蚀性能(是普通碳钢的28倍)，还具有优良的力学、焊接等使用性能，广泛用于铁路车辆、桥梁、船舶、汽车、锅炉、建筑等。耐候钢性能的首要要求是良好的耐大气腐蚀性，除此之外还应有足够高的强度、塑性和韧性、良好的强韧性结合，同时根据使用条件及加工的差异，对其成形性、耐磨性、焊接性等都有不同的要求。,美国耐候钢使用较多的是Cu-P-Ni-Cr系；日本的耐候钢属于Mn-Cu-Cr-Ni系，有时也加入Mo、V、Nb等微量合金元素；法国以铜为主、添加Mo、V元素；瑞典和俄罗斯的耐候钢则是以Cu-Cr-Ni系为主。我国耐候钢有两大主要系列：Cu-P-RE系和Cu-P-Ni-Cr系，典型钢种如09MnCuPTi、09CuPTiRE、09CuPCrNi、09CuPVRE等。这些钢以Cu、P为主并加入了稀土元素和V、Ti、Nb等元素。,耐候钢的合金化钢铁材料大气暴露试验结果表明，铜和磷对耐大气腐蚀有显著效果，随后发现钢中Cu、P、Ni、Cr元素适量的组合，可获得优良的耐大气腐蚀性能。耐候钢中的合金元素主要有两个作用，一是确保钢具有良好的耐大气腐蚀性能，二是提高钢的强度和韧性，满足使用上对力学性能的要求。耐候钢中主要的合金元素包括Cu、P、RE以及Ti、Nb、V等微合金化元素。,铜是耐大气腐蚀钢中对提高耐大气腐蚀性能最主要、最普遍使用的合金元素，在普通碳素钢中单独添加铜也是最早使用的耐大气腐蚀钢。在耐候钢中，铜含量大致为0.2%0.5%，通常与磷配合使用，Cu、P均能浓缩在锈层中，使其致密稳定，并能抑制铁锈的扩展。钢中铜对耐大气腐蚀作用随大气环境不同而不同。对于不同的大气环境条件，钢中的铜量也有所不同。我国北方干燥大气地区为0.15%0.20%，南方潮湿大气及中部工业大气地区为0.30%0.35%。铜除了提高钢的耐大气腐蚀能力之外，还能略提高钢的强度(因为铜能以相在基底上弥散沉淀析出)。由于铜为面心立方结构，既能降低钢的冷脆转折温度，又能提高钢的室温和低温韧性。但含铜钢存在一个主要质量问题，即热脆。铜对钢的力学性能的影响类似碳，对强度指标有利，但影响加工性能和焊接性能。,铜对高硫和低硫钢的大气腐蚀率的影响,铜能抵消钢中硫对耐候性的有害作用。钢中含硫愈高，铜对降低腐蚀率的相对效果就愈明显。,磷磷在耐候钢中的含量在0.04%0.15%之间，因此也可以看作微合金化元素。磷也是合金元素中提高耐大气腐蚀性能最有效的元素，即使单独使用也有很好的效果，但是往往与其它合金元素，特别是与Cu、Cr等配合使用，用来提高钢的耐大气腐蚀性能。磷和铜同时加入钢中，使内锈层分带明显，更有利于提高钢的耐蚀性。铜和磷的复合作用更易使锈层中形成非晶态的Fe3O4，因铜和PO43离子共同阻止Fe3O4的结晶成长。钢中的磷会恶化钢的韧性，特别是剧烈降低钢的低温冲击韧性。因此应控制磷上限含量为0.12%。如果按(P)十(C)0.25%，仍可获得良好的可焊性，同时采用合理的生产工艺，能有效地控制Cu、P元素在晶界偏聚，消除铜脆造成的板卷边裂及磷元素对钢韧性的有害作用。,稀土在耐候钢中的作用可以归纳为以下几方面：(1)在耐大气腐蚀钢中加入RE，使钢的内锈层致密，而且与基体的结合力变强，不易脱离，可以阻止大气中O2和H2O的扩散，从而降低了腐蚀速度，因此稀土主要是通过使锈层致密来增强与钢基体的附着力，达到提高钢的耐大气腐蚀性能。(2)RE中的铈可降低铜的活度，提高铜的溶解度，从而提高了铜在钢中的利用率，RE加入含磷的钢中，可使磷的宏观偏析减少，在晶界和铁素体界面上的偏聚减少30%，在钢中的分布更合理。(3)净化作用。稀土具有很强的脱氧、脱硫的能力以及很强的吸氢能力。与O、S主要生成RE2O2S，与Cu、P、Ti不形成化合物。稀土与氢在250300可生成REH2，钢中在300左右，析出的H2被RE吸收，减少游离氢。,(4)夹杂物球化变性作用。稀土能有效地使细条状的MnS变为球状或接近球状的稀土硫化物或硫氧化物，当(RE)0.005%时，硫化物夹杂能得到一定控制；当(RE)0.014%时，可得到近似球形的稀土夹杂。(5)稀土能抑制树枝晶的发展，减少硫偏析，减轻硫对力学性能和耐大气腐蚀性能的影响。(6)固溶强化和细化晶粒作用。由于稀土原子半径比铁大，所以微量固溶的稀土有固溶强化作用。除此之外，RE对细化晶粒也具有一定的作用。(7)改善横向韧性和冷弯性能。稀土加入后，细条状MnS减少，高熔点、呈球状、与钢基体接触紧的RE202S及RES增多，因而阻止破裂能力大；稀土夹杂物不易形变，在轧制过程中形状与分布改变少，降低各向异性，使钢的横向韧性提高，冷弯性能改善。,硅、锰、硫硅以固溶形式存在于钢中。硅可以提高钢的强度、疲劳极限、耐腐蚀性和耐磨性，对于低强度级别(295MPa)的耐大气腐蚀钢，硅含量与普碳钢相同，以减少焊接时的飞溅。对于高强度级别(345MPa)的耐大气腐蚀钢，硅的含量应略高，但不应作为提高强度的主要元素。锰以固溶态存在于钢中，起强化作用，可提高铁素体的强度。低碳钢中的锰对提高强度有明显作用，因此把锰作为09CuPTiRE-A钢达到预定强度级别的主要元素。但锰与硫易形成MnS塑性夹杂物，在热轧时沿轧制方向拉长，恶化钢的成形性能。另外，锰过高会使焊接性能显著变坏，所以在考虑09CuPTiRE.-A钢的内控成分时将锰含量控制在0.25%0.45%之间，并利用微合金化和控轧控冷来满足不同强度级别要求，同时采用钙质处理，对MnS进行变质处理消除MnS的危害。硫是耐候钢中的最主要有害元素，其危害在于影响钢的成形性、导致带钢力学性能的各向异性以及对耐候性的有害作用。,微合金化元素微合金化元素Ti、Nb、V加人钢中形成极细的第二相质点，阻碍奥氏体晶粒长大。其细化晶粒的程度，与轧制、热处理过程中这些细质点阻碍晶粒长大的效果有关。随着第二相质点数量增加、粒晶变小，晶粒细化程度愈大、强度提高，韧性、冷弯性改善。钛的化合物除了能细化晶粒、起沉淀硬化作用外，还能降低钢中氧含量、固定氮，显著降低钢的冷脆转变温