高強高韌微合金管線鋼的研究.pdf

1、本文針對油氣輸送管線用微合金中厚結(jié)構(gòu)鋼板，研究如何有效利用微合金化和TMCP工藝實現(xiàn)潔凈化、細晶化、均勻化，從而有效地改善鋼材的組織與性能，為生產(chǎn)出符合市場需求的高質(zhì)量的高強高韌中厚結(jié)構(gòu)鋼板提供技術(shù)支撐，對保證油氣輸送管道的穩(wěn)定性、安全性和環(huán)保性具有重要的意義。
　　 論文由7個部分組成。第一章，在綜合大量國內(nèi)外文獻資料的基礎上，確定研究內(nèi)容和工作思路。第二章，采用X70鋼生產(chǎn)數(shù)據(jù)訓練人工神經(jīng)網(wǎng)絡，利用訓練好的網(wǎng)絡分析合金元素對

2、性能的影響規(guī)律，在此基礎上根據(jù)X80鋼的目標性能指標要求確定其成分范圍，分析比較Q345、X70、X80三種強度級別管線鋼的組織性能，研究化學成分和工藝對組織性能的影響。第三章，以X80鋼為對象，研究微合金鋼的熱變形行為，根據(jù)不同實驗變形條件的真應力-真應變曲線，建立流變應力方程，研究變形溫度和變形速率對流變應力的影響，研究熱變形條件和微觀組織的關系，研究變形軟化行為和軟化機制。第四章，研究微合金鋼的相變規(guī)律，測定實驗鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲

3、線(CCT圖)，研究冷卻速率對相變點、組織特征的影響規(guī)律。第五章，研究沖擊韌性，分析化學成分、晶粒尺寸、微觀組織、生產(chǎn)工藝及沖擊斷口分層現(xiàn)象等對沖擊韌性和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的影響。第六章，測定不同狀態(tài)實驗鋼的疲勞裂紋擴展速率，分析熱處理及其顯微組織對疲勞裂紋擴展速率(行為)的影響。第七章，總結(jié)歸納出5條結(jié)論。
　　 1.基于大量現(xiàn)場生產(chǎn)數(shù)據(jù)訓練出的人工神經(jīng)網(wǎng)絡模型，預測X70管線鋼性能的相對誤差在5％以內(nèi)，表明基于足夠的數(shù)據(jù)、合理的網(wǎng)

4、絡結(jié)構(gòu)和算法，可以對管線鋼的合金成分進行預報和優(yōu)化。根據(jù)人工神經(jīng)網(wǎng)絡得出的不同合金元素對X70管線鋼力學性能的影響規(guī)律，確定X80管線鋼的成分范圍(質(zhì)量分數(shù)，％)：0.02～0.04C，0.25～0.27Si，1.65～1.85Mn，0.18～0.22Mo，0.06～0.07Nb，0.020～0.027V，0.014～0.018Ti，Cu≤0.02，Ni≤0.2，Al≤0.03，P≤0.008，S≤0.002。Q345鋼的組織主要為鐵素

5、體和珠光體，X70鋼的組織為多邊形鐵素體、針狀鐵素體和貝氏體雙相組織，X80鋼的組織為針狀鐵素體、少量多邊形鐵素體及M/A島，并含有部分粒狀貝氏體，X80鋼的針狀鐵素體組織所占比例比X70鋼更高，不僅具有較小的等效晶粒尺寸，而且在鐵素體內(nèi)具有較細小的亞結(jié)構(gòu)，位錯密度更高，位錯纏結(jié)和塞積在一起。比較3種實驗鋼的組織性能表明，采用低C、高Mn、低Mo、高Nb，加入適量Ti、V、Cu、Ni，嚴格控制磷、硫、氧、氫及雜質(zhì)元素含量，通過微合金化結(jié)

6、合控軋控冷獲得針狀鐵素體組織，能夠以較低成本達到管線工程用鋼的高強高韌要求。
　　 2.通過高溫壓縮實驗研究X80鋼的熱變形行為，得到了不同變形溫度不同變形速度條件的真應力-真應變曲線，在800～1150℃溫度范圍和0.1～5s-1變形速率范圍內(nèi)，實驗鋼的變形抗力隨變形溫度的升高而降低，隨變形速率的提高而增大。實驗鋼熱變形的主要軟化機制為動態(tài)回復和動態(tài)再結(jié)晶，當變形溫度在1000℃以上和變形速率在1s-1以下時，發(fā)生和完成動態(tài)再

7、結(jié)晶的臨界變形量較小，才有可能發(fā)生完全動態(tài)再結(jié)晶。利用Zener-Hollomon參數(shù)，計算出奧氏體變形激活能Q=518.73kJ/mol，建立了實驗用X80鋼變形抗力的數(shù)學模型，峰值流變應力與變形速率、溫度的關系可用Z參數(shù)表示為：
　　 其中，Z=εexp(62390/T)。
　　 3、研究了X80鋼和Q345鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變，測得的CCT圖和微觀組織分析表明，以不同速度冷卻實驗鋼可以得到不同的組織，隨著冷卻速度增加，

8、相轉(zhuǎn)變溫度下降，硬度值逐漸增加。對于Q345鋼，當冷卻速度比較低時，會形成較粗大的塊狀鐵素體和珠光體，冷卻速度大于0.5℃/S時出現(xiàn)貝氏體，貝氏體可以在很寬的冷卻速度范圍內(nèi)出現(xiàn)，其形成溫度約在450～600℃，冷卻速度大于20℃/s時，發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變。對于X80鋼，當冷卻速度為0.5～1℃/s時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為多邊形鐵素體和少量珠光體，當冷卻速度為2.5℃/S時，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為準多邊形鐵素體和少量粒狀貝氏體，在5～20℃/s的冷速范圍，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物

9、主要為針狀鐵素體和粒狀貝氏體，且粒狀貝氏體的數(shù)量隨冷卻速度的增加逐漸增多，當冷卻速度大于25℃/s時，開始出現(xiàn)少量下貝氏體，當冷卻速度大于45℃/s時，主要轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為有明顯原奧氏體晶界的下貝氏體。在奧氏體未再結(jié)晶范圍內(nèi)熱變形時，奧氏體內(nèi)形成了大量的位錯和亞結(jié)構(gòu)，增加了針狀鐵素體的形核位置，促進了針狀鐵素體的相變，因此，X80鋼的動態(tài)CCT圖顯示在5～40℃/s的冷卻速度范圍都可得到管線鋼工程需要的針狀鐵素體組織。熱變形可擴大獲得針狀鐵素

10、體的冷卻速度范圍，可以獲得更加細小的針狀鐵素體組織，采用較大冷卻速度，可使奧氏體充分轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧铊F素體。
　　 4.研究X80鋼和16MnR鋼在不同溫度的沖擊韌性，相比之下，X80鋼具有較高的沖擊韌性和較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度。X80鋼的室溫沖擊功值為323J，韌脆轉(zhuǎn)變溫度為-83℃，在-60～20℃的實驗溫度區(qū)間，沖擊功值都大于250J，當實驗溫度在-60℃以上時，X80鋼的沖擊斷口為完全的纖維狀斷口，具有很多深的等軸韌窩，當實驗溫度

11、由-60℃繼續(xù)降低至-100℃時，其斷口形貌由部分脆性特征轉(zhuǎn)變成完全的脆性斷裂。16MnR鋼的常溫沖擊功為200J，韌脆轉(zhuǎn)變溫度為-35℃，當溫度低于0℃，沖擊功便開始隨著溫度降低而急劇減小，在溫度低于-40℃時，斷口主要以放射區(qū)為主。
　　 5.研究不同回火工藝對X80鋼微觀組織及疲勞行為的影響，在回火處理時，微合金中的碳氮化物沉淀析出，晶間M/A組元由島狀轉(zhuǎn)變?yōu)辄c狀及細條狀，隨著回火時間延長，進一步轉(zhuǎn)變?yōu)楸∧ゑR氏體結(jié)構(gòu)，碳氮

12、化物沉淀釘扎位錯形成的位錯墻，點狀及條狀M/A組元和馬氏體薄膜通過阻礙變形和裂紋在材料中的擴展，提高材料的強韌性，降低疲勞裂紋擴展速率。經(jīng)過TMCP工藝的微合金鋼，通過2～4小時的回火可以獲得最佳性能匹配，提高強韌性和抗疲勞裂紋擴展能力，疲勞裂紋擴展的門檻值ΔKth增大，但回火對穩(wěn)態(tài)區(qū)的裂紋擴展速率影響不大。
　　 為了提高管線鋼的綜合性能，必須從化學成分和顯微組織入手。提高鋼的純凈度，降低鋼中有害元素含量，限制帶狀組織，控制夾