作者：鎢鉬云商  發布時間：2019-03-12  點擊量：443

高強度低合金鋼（HSLA）原本是在20世紀60年代為大口徑油氣管道而開發的。油氣項目所用的管線材料，要求比低碳鋼更高的強度和韌性，同時具有低碳鋼良好的焊接性。

油氣工業目前仍然是高強度低合金鋼最重要的應用領域，但汽車行業、海上與陸上工程結構領域目前也大量使用高強度低合金鋼。

目前的高強度低合金鋼金相組織有傳統的鐵素體-珠光體、貝氏體、馬氏體和多相組織。每一種都有熱軋和冷軋產品。當今的高強度低合金鋼的屈服強度從260MPa 到1000 MPa以上不等。

當要求屈服強度必須超過550MPa，或要求特殊的金相組織時，需要在高強度低合金鋼中添加鉬。鉬對于貝氏體（針狀鐵素體）和多相組織（常見于雙相鋼、復相鋼或TRIP 相變誘導塑性鋼中）的形成特別有利。

熱機械軋制工藝及鈮（Nb）、釩（V）和鈦（Ti）微合金化元素的采用這兩項技術進步，使HSLA鋼在大口徑管道中的成功使用成為可能。由于這些技術進展，可以生產制造出更高強度的鋼而不需要成本高昂的額外熱處理。 早期的HSLA管線鋼管通常依靠減少珠光體 - 鐵素體金相組織來使管線鋼達到X60和X65。 但是更高強度的管線鋼需要采用新的工藝路線和新的化學成分等不同的方法來實現。 20世紀70年代和80年代早期的廣泛研究，采用各種Mo-Nb組合的化學成分，成功地開發出比X70更高的強度。 隨著加速冷卻等新工藝技術的引入，可以通過更簡潔的無鉬鋼種設計，開發出更高的強度的鋼種。

主流HSLA管線鋼通常碳含量為0.05-0.09％，錳含量高達2％，及少量（通常最多0.1％）的鈮，釩和鈦的組合。該材料的優選生產路線是熱機械軋制，最大程度使晶粒細化，從而改善機械性能。 晶粒細化是唯一同時提高強度和韌性的強化機制。

然而，由于許多軋鋼廠終軋后無法采用所要求的冷卻速度，甚至沒有所需要的加速冷卻設備，唯一可行的解決方案是選用合金元素如Mo來獲得所希望的材料性能（見表1 和2）。并且，隨著X70成為現代管線項目的材料主力和螺旋焊管的日益普及，在過去的幾年中，對爐卷軋機（Steckel軋機）或傳統的帶鋼熱軋機（HSM）所生產的高性價比厚鋼板和熱軋卷的需求顯著增長。因此，許多鋼廠為滿足當今日益增長的管線需求，重新引入并利用1970年代取得的冶金學成果，采用鉬合金化。

表1 含Mo的X70-80管線鋼

表2 含Mo X70和X80管線鋼的典型化學成分

未來長距離輸氣管道一個明顯趨勢是向更高輸送壓力方向發展，這要求鋼材具備X80的特性或更高的性能。 鋼鐵生產商正在這方面取得良好進展，特別是對于厚斷面熱軋帶鋼。 這里鉬的回歸發揮了重要作用，添加0.1％--0.3％的鉬，不僅有助于生產晶粒度非常細的結構，而且還大大增強了微合金元素所帶來的析出硬化效果。 此外，鉬合金化幫助促進屈服曲線的連續并避免所謂的包辛格效應，這對于采用基于應變的設計規范很重要。

圖1 19mm熱軋鋼板的抗拉強度與鉬含量的關系

中國已建成的第二條西氣東輸油氣管道橫跨近5000公里，大規模采用了具有針狀鐵素體金相組織的X80級管線鋼。 大部分管線采用熱軋厚（18.4 mm）鋼帶制成的螺旋焊管。 管道材料為低C（<0.07％）、含Nb（0.07-0.10％）和Mo（0.2-0.3％）鋼。 即使合金含量很低，最終的成品管道也含有大約10,000噸的鉬。

有一種觀點認為鉬合金化會導致成本劣勢，但經過全面的成本效益分析，可以證明這種觀點是錯誤的。將常用的NbV微合金化X70鋼與當今先進的低碳 NbMo鋼相比較，后者的合金元素成本確實更貴。 但是，由于后者生產工藝效率更高，質量成本更低，因此基于熱軋帶鋼的NbMo鋼制造總成本更低。 此外，NbMo合金鋼的加工制造如同X80。 在項目中使用X80而不是X70，需要的鋼材更少，可以大大節省成本（參見圖2和圖3），因為材料成本約占管道項目總成本的30％。

圖2 X70和X80管坯的生產成本結構（基于2007年平均鐵合金價格）

圖3 在固定輸送壓力下，長250公里、直徑48英寸管道的鋼材消耗量與強度等級的關系。

結構鋼板的應用十分多樣化，其整體趨勢是向強度更高的厚板或特厚板發展。這樣的話，即便最強大的冷卻裝置也可能會達到極限，因此鉬合金化在此變得意義重大。如今，屈服強度高達700MPa 的厚板采用熱機械軋制來生產，取代了較傳統和昂貴的淬火-回火工藝。根據不同的強度和韌性要求，必須采用不同的冷卻方式如加速冷卻（ACC）、強化加速冷卻（HACC）或直接淬火和自回火（DQST）。在這種復雜的鋼中，鉬與其它合金元素如Cr和Ni、以及微合金化元素 Nb, Ti 及B等結合，形成貝氏體或針狀鐵素體等具有極細晶粒尺寸的金相組織。有了高強度鋼，可以采用較薄的板制造結構部件，這樣可節約材料，降低運輸、吊裝和焊接成本。

傳統的高強度低合金結構鋼在常溫下有良好的強度，但在高溫下會嚴重地軟化，因此它們不適合在比環境溫度高得多的溫度下使用。當建筑發生火災時就會出問題。如果火災下鋼結構軟化，則結構會在其自重下坍塌。所以耐火鋼必須能抵抗大約400-700°C 溫度區間的熱激活變形（蠕變）長達若干小時。

在日本，鋼在600°C時必須保持強度最低為所規定室溫屈服強度的2/3，才被認為具有耐火性能。與普通碳鋼相比，添加了Nb、Mo、 V和/或 Ti 的HSLA鋼在高溫下具有較高的強度，其中，MoNb合金鋼（Mo含量高達0.6%）表現最佳。Mo通過鐵素體的固溶強化和 Mo₂C 顆粒的二次析出使鋼強化。Nb 使晶粒細化，形成NbC析出相，進一步增加強度。此外，Mo 在NbC與基體界面偏聚可抑制NbC析出物的粗化。

與其它行業相比，汽車工業對輕量化的追求要強烈得多，這帶動了鋼鐵行業前所未有的創新，以便能生產出具有高強度和良好冷成形性的合金材料。當今，乘用車的車身采用高強度鋼的比例可高達80％，其中大部分是傳統的（鐵素體，鐵素體 - 珠光體或貝氏體）高強度低合金鋼，多相鋼的比例不斷增加。成熟鋼種的抗拉強度可達1500MPa，新開發的牌號可達到2000MPa。在屈服強度超過700MPa的汽車用鋼中，Mo合金化有其重要作用。Mo促進了貝氏體金相組織的形成，其具有比鐵素體- 珠光體金相組織更高的強度。這些貝氏體鋼對于結構加固件，車輪，底盤零件和卡車車架特別有用。 Mo與Nb和Ti等微合金化元素的協同作用也引領了超高強度鐵素體鋼的發展，這些鋼的強度是通過大量沉淀硬化獲得的。Mo在這些鋼中的作用是多方面的：

Mo在熱機械軋制期間延遲了微合金化元素的析出；

Mo在熱軋過程中通過晶界的溶質拖曳延遲了再結晶；

Mo延遲了從奧氏體到鐵素體的轉變，從而產生更細的晶粒尺寸；

Mo可防止鐵素體中析出的細小NbC或TiC顆粒的粗化（奧斯特瓦爾德熟化）（圖4）

圖4 添加Mo對鐵素體中Ti/Nb碳化物析出的抗粗化作用

多相鋼如DP（雙相）、TRIP（相變誘導塑性）和CP（復相）鋼可以直接利用軋制熱量或通過采用額外的熱處理（通常在冷軋后）來生產。 后者通常是汽車用鋼常規的做法。 Mo合金化的主要作用是改變CCT曲線中的相區，相區規定了轉變冷卻速率的處理窗口，從而最大程度地減少了最終帶材產品的性能變化。

對于軋制態的雙相鋼，在最終淬火將剩余的富碳奧氏體轉變成馬氏體之前，冷卻模式必須能夠形成足夠的先共析鐵素體基體而不使珠光體成核。 這通常在兩步冷卻過程中實現。 Mo對珠光體“鼻子”有明顯的影響，非常有效地延緩了珠光體的形成。 它對先共析鐵素體反應的延遲作用小得多，因此大大增加了所允許冷卻速率的窗口區間并使生產過程更加穩健。

對于冷軋帶鋼，可通過Ar1和Ar3溫度之間的臨界區退火來調節多相顯微組織中的鐵素體量。 新形成的奧氏體部分在處理期間富含碳，之后在連續退火線（CAL）或連續鍍鋅線（CGL）中，在足夠高的冷卻速率下轉變成馬氏體。 Mo合金化降低了產生完全馬氏體轉變所需的臨界冷卻速率。 因此，仍然可以使用并非專門用于生產DP鋼的CGL，這樣，鋼廠對生產的規劃和安排具有更大的靈活性。

TRIP鋼臨界區退火之后并不立即淬火至馬氏體轉變溫度以下，而是在中間溫度下形成不含碳化物的貝氏體。 在該溫度下保持一段時間后，不含碳化物的貝氏體轉變成殘余奧氏體和貝氏體鐵素體。 鉬使這種貝氏體轉變極為緩慢。 如果保溫時間較長的話，可以獲得TRIP輔助的DP鋼。 減少貝氏體區域的保持時間可得到DP鋼，這是優先轉變成馬氏體的結果。 添加Mo有助于在加工后獲得較高的馬氏體和較低的殘留奧氏體含量，由此顯著地提高了抗拉強度，且不會對焊接性能造成太大的影響（就碳當量而言）。

當無碳化物的貝氏體分解成殘余奧氏體，馬氏體和貝氏體鐵素體等若干組織成分時，則獲得了復相（CP）鋼的顯微組織。 馬氏體組織提高了抗拉強度，貝氏體鐵素體提高屈服強度，殘余奧氏體組織提高延伸率。

通常的Mo合金化HSLA鋼表現出優異的冷成形性能，下圖為測試樣品表現及利用了上述優良性能的汽車部件。其中左上為多次彎曲（“手帕”）測試， 右上為擴孔試驗。左下為高度變形的懸架臂， 右下為成型車輪。