CN101456034B

CN101456034B - 一种生产x80级抗大变形管线钢中厚板的方法

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Publication number: CN101456034B
Application number: CN2009100760668A
Authority: CN
Inventors: 唐荻; 蔡庆伍; 武会宾; 焦多田
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2009-01-06
Filing date: 2009-01-06
Publication date: 2011-02-16
Anticipated expiration: 2029-01-06
Also published as: CN101456034A

Abstract

本发明涉及一种生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法。采用低碳的经济型成分设计，对坯料进行两阶段控轧，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制。终轧后进行空冷弛豫，使钢板在入水冷却前的温度降低到相变点Ar3以下30～50℃，弛豫过程中50％～70％的奥氏体转变为先共析铁素体。然后在20～35℃/s的冷却速度范围内对钢板进行层流冷却，终冷温度在250～400℃范围内。在水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，最终得到先共析铁素体+贝氏体双相组织。最终产品的强度和塑性指标能够满足以下要求：屈服强度Rt0.5：530～630MPa，抗拉强度Rm：625～825MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.80，均匀变形伸长率UEL≥10％。

Description

一种生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法

技术领域

本发明涉及一种高强度高塑性管线用中厚钢板的生产技术，特别是涉及一种采用低碳成分设计，利用轧后空冷弛豫+水冷控制相变的技术获得双相组织，生产X80级抗大变形管线钢中厚板的制造方法。

背景技术

管道运输是石油、天然气最经济、最合理的运输方式，为降低管线建设和运行成本，输送压力及管线钢的强度在不断提高。但是单单考虑管线钢的强度级别已经不能满足管道运输的安全要求。对偏远地区能源的大量需求使得超长距离的管线建设不得不经过一些寒冷和多地震地区或深海、硫高等环境恶劣的地区，这就要求管道运输不仅要采用高强度级别以降低成本，更要考虑在特殊地质条件下的运行安全。在地震冻土带、泥石流、山体滑坡等等自然灾害引起地层的大规模运动地区，管线钢不但要承受较高的内压，同时还必须具有相当高的变形能力和应变强化能力，以承受由于地质断层相对运动、地震波传播、土层液化引起的轴向压缩变形及弯曲变形，显然此时单纯的高强度并不能确保管线的安全，管线钢还应具有很好的抗大变形能力。

抗大变形管线钢是管线钢发展最具挑战性的领域之一，这些地区的埋地管线可能发生大的塑性变形。这样，管线需要更高的抗压缩和拉伸应变的性能。抗大变形管线钢能够承受较大的变形，其性能指标有一定的特殊性。通过大量的研究试验表明，在基本的强度衡量参数，如屈服强度、抗拉强度等之外，能够说明其大变形性的主要参数包括：均匀塑性变形延伸率UEL≥10％、屈强比σs/σb≤0.80等等。采用TMCP工艺生产高强度高韧性的管线钢已经基本成熟，但是目前的X80级别管线钢都为典型的针状铁素体或下贝氏体组织，这样的组织类型对应的钢板性能具有很好的强度和韧性匹配，但是其塑性不足，均匀变形伸长率UEL≤10％，屈强比大都在0.82以上，有的甚至超过了0.90。所以在特殊地质条件下，目前X80级管线钢抗地层位移所产生的变形能力较低。

本发明就是采用低碳+Mn+Ni、Cr的经济型成分设计，两阶段控制轧制后空冷弛豫+水冷控制相变技术，获得先共析铁素体+贝氏体的双相组织，得到强度、塑性优良的X80级抗大变形管线钢，完全满足抗大变形X80级管线钢中厚板的性能要求。

发明内容

本发明的目的是通过控制轧制+轧后空冷弛豫+水冷工艺，生产一种高强度高塑性的抗大变形管线用钢，使钢板同时具有较高的强度、较高的均匀变形伸长率以及较低的屈强比。

为实现上述目的，本发明采用低碳成分设计生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法，包括两方面内容：一是低碳加Mn、Ni和Cr的经济型钢板成分控制范围，二是控制轧制+轧后空冷弛豫+水冷生产抗大变形管线钢的制造工艺。

具体步骤为：

a)对设定成分控制范围内的连铸坯料进行均热处理，温度控制在1180～1250℃的范围内，保温100～120min，其中设定成分控制范围按重量百分比计为：C：0.02～0.05％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.2～1.8％，P：≤0.012％，Ti：0.01～0.015％，S：≤0.004％，Ni：0.2～0.4％，Cr：0.2～0.5％，Nb：0.05～0.1％，限制元素H≤0.0002％，N≤0.004％，0≤0.0015％，余量为Fe；

b)对出炉后的坯料进行高压水除磷处理，去除坯料在加热过程中所产生的氧化铁皮；

c)对除磷后的坯料立即进行两阶段控制轧制，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制，开轧温度控制在1170～1200℃范围内，累积变形量大于等于60％，终轧温度控制在1000～1080℃范围内，得到中间坯，中间坯空冷到900±30℃，再进行未再结晶区轧制，开轧温度控制在870～930℃范围内，终轧温度控制在780～850℃范围内，未再结晶区轧制压缩比控制保持在5倍以上；

d)终轧后的钢板进行空冷弛豫，钢板在入水冷却前的温度降低到相变点Ar3以下30～50℃，使钢板在入水冷却前50％～70％的奥氏体转变为先共析铁素体组织；

e)对弛豫后的钢板进行层流冷却，冷却速度范围控制在20～35℃/s，终冷温度控制在250～400℃范围内，将层流冷却后的钢板空冷至室温，在水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，最终得到先共析铁素体+贝氏体双相组织。

最终得到的先共析铁素体+贝氏体双相组织的屈服强度Rt0.5为530～630MPa，抗拉强度Rm为625～825MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.80，均匀变形伸长率UEL≥10％。

所述连铸坯料的厚度优选为230mm。

本发明对坯料进行两阶段控轧，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制。在再结晶区变形，随变形量的增加，奥氏体再结晶晶粒细化效果明显，变形量达到60％左右时，晶粒尺寸基本达到一个近极限状态。中间坯空冷待温阶段，铌碳氮化物第二相析出明显，奥氏体晶界得到了有效钉扎，晶粒稳定性良好，不会发生明显的粗化现象。未再结晶区轧制，使奥氏体晶粒得到有效细化。

本发明采用空冷弛豫+水冷相变控制，轧后弛豫使钢板获得双相组织，具有高强度、高韧塑性和高加工硬化率，即具有很好的强度和韧塑性匹配，与通常使用的低碳贝氏体钢、低合金高强度钢相比，在相同的强度级别条件下，具有低的屈强比、较高的均匀变形伸长率。

本发明的优点在于：

(1)采用低碳加Mn、Ni和Cr的经济型成分设计，有效地降低了生产成本；

(2)采用两阶段控制轧制的方法，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制。在再结晶区变形，开轧温度控制在1170～1200℃范围内，终轧温度在1000～1080℃左右，变形量大于60％，有效细化了奥氏体晶粒。

(3)中间坯空冷待温阶段，温度降低到900±30℃。铌碳氮化物第二相析出明显，奥氏体晶界得到了有效钉扎，晶粒稳定性良好，不会发生明显的粗化现象。

(4)未再结晶区轧制，开轧温度控制在870～930℃范围内，压缩比保持在5倍以上，终轧温度控制在780～850℃范围内，使奥氏体晶粒得到有效细化。

(5)终轧后的钢板进行空冷弛豫，钢板在入水冷却前的温度降低到相变点Ar3以下30～50℃，目的是使钢板在入水冷却前50％～70％的奥氏体转变为先共析铁素体。

(6)对弛豫后的钢板进行层流冷却，冷却速度范围控制在20～35℃/s，终冷温度控制在250～400℃范围内，将层流冷却后的钢板空冷至室温。在水冷过程中，乘余的奥氏体转变为贝氏体组织，最终得到先共析铁素体+贝氏体双相组织。

(7)强度和塑性指标能够满足以下要求：屈服强度Rt0.5为530～630MPa，抗拉强度Rm为625～825MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.80，均匀变形伸长率UEL≥10％。

附图说明

图1为本发明实施例1中得到的双相组织光学显微镜照片；

图2为本发明实施例1中得到的双相组织高分辨扫描电子显微镜照片；

图3为本发明实施例2中得到的双相组织光学显微镜照片；

图4为本发明实施例2中得到的双相组织高分辨扫描电子显微镜照片；

图5为对比实施例1中得到的金相组织光学显微镜照片；

图6为对比实施例2中得到的金相组织光学显微镜照片；

具体实施方式

实施例1

将钢水连铸成厚度为230mm的坯料，其化学成分按重量百分数计为：C占0.037％，Si占0.20％，Mn占1.50％，Ti占0.012％，Ni占0.22％，Cr占0.22％，Nb占0.06％，P占0.005％，S占0.003％，H占0.00018％，N占0.0015％，0占0.0013％，余量为Fe。

把坯料在1200℃均热，保温120min后进行高压水除磷，进行两阶段控轧。再结晶区开轧温度是1190℃，经多道次轧制后，再结晶区终轧温度为1040℃，变形量为67％，中间坯厚度为75mm。

中间坯空冷待温后，未再结晶区轧制开轧温度为910℃，经多道次轧制后，达到最终产品厚度12mm，压缩比为6.25，终轧温度为830℃。

终轧后弛豫使钢板温度降低到700℃时，入水层流冷却，冷却速度为23℃/s，终冷温度为260℃，空冷至室温。经测定钢板冷却时的相变点Ar3为730℃。最终得到了先共析铁素体+贝氏体的双相组织，其中先共析铁素体占68％，贝氏体占32％。如图1、图2所示。

对钢板产品的性能检验可知：其抗拉强度Rm为721MPa，屈服强度Rt0.5为555MPa，屈强比Rt0.5/Rm为0.77，均匀变形伸长率UEL为11.4％，冲击功Akv(-20℃)为254J。

实施例2

将钢水连铸成厚度为230mm的坯料，其化学成分按重量百分数计为：C占0.027％，Si占0.19％，Mn占1.27％，Ti占0.012％，Ni占0.25％，Cr占0.22％，Nb占0.06％，P占0.005％，S占0.003％，H占0.00016％，N占0.0015％，0占0.0015％，余量为Fe。

把坯料在1200℃均热，保温120min后进行高压水除磷，进行两阶段控轧。再结晶区开轧温度是1180℃，经多道次轧制后，再结晶区终轧温度为1030℃，变形量为67％，中间坯厚度为75mm。

中间坯空冷待温后，未再结晶区轧制开轧温度为890℃，经多道次轧制后，达到最终产品厚度12mm，压缩比为6.25，终轧温度为820℃。

终轧后弛豫使钢板温度降低到710℃时，入水层流冷却，冷却速度为30℃/s，终冷温度为353℃，空冷至室温。经测定钢板冷却时的相变点Ar3为760℃。最终得到了先共析铁素体+贝氏体的双相组织，其中先共析铁素体占66％，贝氏体占34％。如图3、图4所示。

对钢板产品的性能检验可知：其抗拉强度Rm为735MPa，屈服强度Rt0.5为565MPa，屈强比Rt0.5/Rm为0.77，均匀变形伸长率UEL为10.4％，冲击功Akv(-20℃)为278J。

从上述具体实施方式1和2可知，本发明设计的低碳加Mn、Ni和Cr的经济型X80级抗大变形管线钢的生产方法，通过控轧工艺，细化原始奥氏体，轧后弛豫使钢板发生部分先共析铁素体相变，入水冷却控制贝氏体相变，有效的细化了最终组织，实现了强度塑性的同步提高，完全达到了X80级别抗大变形管线钢的性能要求。

对比实施例1

终轧后立即入水层流冷却，冷却速度为23℃/s，终冷温度为260℃，出水后空冷至室温。经测定钢板冷却时的相变点Ar3为712℃。开始冷却温度在相变点以上，最终获得了针状铁素体+贝氏体组织，组织形貌如图5所示。

对钢板产品的性能检验可知：其抗拉强度Rm为650MPa，屈服强度Rt0.5为600MPa，屈强比Rt0.5/Rm为0.92，均匀变形伸长率UEL为6.4％，冲击功Akv(-20℃)为298J。

由对比实施例1可以知道，传统的TMCP工艺中，轧后未经过空冷弛豫过程，开始冷却温度在相变点以上，经水冷以后，最终得到了针状铁素体+贝氏体组织，材料获得了良好的强度韧性性能，但是其屈强比偏高，均匀变形伸长率很低，塑性变形能力不能满足X80级别抗大变形管线钢的要求。

对比实施例2

终轧后弛豫使钢板温度降低到650℃时，入水层流冷却，冷却速度为23℃/s，终冷温度为260℃，出水后空冷至室温。经测定钢板冷却时的相变点Ar3为730℃。开始冷却温度达到相变点以下80℃，最终获得了先共析铁素体+贝氏体组织，先共析铁素体的转变量超过了80％，组织形貌如图6所示。

对钢板产品的性能检验可知：其抗拉强度Rm为590MPa，屈服强度Rt0.5为500MPa，屈强比为0.85，均匀变形伸长率UEL为8.3％，冲击功Akv(-20℃)为258J。

由对比实施例2可知，轧后控冷弛豫的过程后，开始冷却温度达到相变点以下80℃时，先共析铁素体的生成量增多，同时晶粒明显长大，最终得到了大量的多边形铁素体+少量贝氏体组织，强度偏低，不能满足X80级别抗大变形管线钢的工程使用要求。

Claims

1.一种生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法，其特征在于，具体步骤为：

a)对设定成分控制范围内的连铸坯料进行均热处理，温度控制在1180～1250℃的范围内，保温100～120min，其中设定成分控制范围按重量百分比计为：C：0.02～0.05％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.2～1.8％，P：≤0.012％，Ti：0.01～0.015％，S：≤0.004％，Ni：0.2～0.4％，Cr：0.2～0.5％，Nb：0.05～0.1％，限制元素H≤0.0002％，N≤0.004％，O≤0.0015％，余量为Fe；

2.如权利要求1所述的生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法，其特征在于，最终得到的先共析铁素体+贝氏体双相组织的屈服强度Rt0.5为530～630MPa，抗拉强度Rm为625～825MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.80，均匀变形伸长率UEL≥10％。

3.如权利要求1所述的生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法，其特征在于，连铸坯料的厚度为230mm。