CN102181802A

CN102181802A - 一种镁处理的易焊接高强韧x80管线钢的制备方法

Info

Publication number: CN102181802A
Application number: CN 201110100872
Authority: CN
Inventors: 武会宾; 朱海宝; 唐荻
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2011-04-21
Filing date: 2011-04-21
Publication date: 2011-09-14

Abstract

一种镁处理的易焊接高强韧X80管线钢的制备方法，属于低合金高强度钢生产领域。首先按成分配比备料，然后进行真空感应炉熔炼，铸坯锻造，控制轧制和控制冷却，其特征：锻坯轧前加热温度为1170-1230℃；保温时间为60-120分钟；粗轧开轧温度为1100-1180℃；粗轧终轧温度≥980℃，中间坯待温厚度为45-50mm，精轧开轧温度≤880℃，精轧终轧温度780-810℃；精轧压下比＞3T（T：成品目标厚度）；成品目标厚度10-15mm。精轧后快速进入ACC控冷，冷速15-35℃/s；返红温度：400-550℃；生产的高强韧X80管线钢具有典型的针状铁素体组织，具备良好的综合力学性能和较高的大线能量焊接性能。

Description

一种镁处理的易焊接高强韧X80管线钢的制备方法

技术领域

本发明属于低合金高强度钢生产领域，特别涉及一种经过镁处理的易焊接高强韧X80管线钢的实验室制备方法。

背景技术

随着国民经济的快速发展，石油、天然气用量不断增长，国内管线钢发展异常迅速，未来10年将是我国油气输送管线建设的井喷期。X80管线钢由于其高强度、高韧性已应用于在建的“西气东输二线”输气管道工程及中俄石油管道工程的主干管线。尽管目前国内已有很多大中型钢厂能生产X80级别管线钢，但是传统的X80级别管线钢主要采用低碳、高铌的成分设计，高Nb的加入虽然可以显著细化晶粒，提高管线钢的强韧性，但是过量Nb的加入会明显降低焊接粗晶热影响区(CGHAZ)的低温冲击韧性。

大线能量焊接管线钢可以显著提高管道的铺设效率、节约成本，是管线钢未来发展的主要趋势之一。传统高强X80管线钢经过大线能量焊接热过程后，焊接粗晶热影响区（CGHAZ）的晶粒严重粗化和组织结构的改变将使得热影响区的性能与管线钢性能严重不匹配，焊接接头热影响粗晶区不再具有管线钢的许多优异性能。为了使X80管线钢具有较好的大线能量焊接性能，就必须要在传统X80成分设计基础上进行优化。近年来，为了改善X80级别管线钢在大线能量焊接时，焊接粗晶热影响区（CGHAZ）低温冲击韧性显著降低这一缺点，有学者提出了氧化物冶金概念，通过往钢水中加Ti、Mg等元素形成复合夹杂物来改善焊接粗晶热影响区(CGHAZ）韧性，但是大多都是单独研究Ti或者Mg对提高焊接粗晶热影响区(CGHAZ）韧性这一现象，对Ti、Mg复合加入研究较少，尤其具体提出Ti/Mg比这一概念对提高焊接粗晶热影响区(CGHAZ）韧性这一现象的报道更是没有涉及。单独添加Ti、Mg等元素对改善大线能量焊接粗晶热影响区（CGHAZ）低温冲击韧性效果不如复合多元加入的效果明显，但是复合多元加入要严格控制添加元素的比例，而国内现有文献未见相关报道。

本发明就是采用低碳基础上添加适量微合金元素，重点关注Ti/Mg比的新型成分设计体系，通过两阶段控制轧制和水冷控制相变技术，获得针状体素体的复合组织，得到强度、韧性、和优良焊接性能的X80级别管线钢，满足在较大焊接热输入下X80级管线钢中厚板粗晶热影响区（CGHAZ）低温冲击韧性的要求。

发明内容

本发明目的在于提供一种镁处理的易焊接高强韧X80管线钢的生产方法，尤其解决传统工业生产的高强管线钢，焊接性能不足、无法大线能量（稳定性）焊接的问题。

为实现上述目的，本发明的钢种通过适当地降低传统X80管线钢中Nb含量，重点控制钢中Ti/Mg比的合金成分设计原则，其原理在于：（1）降低Nb对焊接热影响区冲击韧性不利的影响，大线能量焊接时粗晶热影响区加热温度可达到1350℃以上，此时含Nb（CN）析出物，已经全部融解，起不到高温阻止奥氏体长大的细化晶粒效果，此外在随后的低温

t_8-5冷却阶段，冷却速度较慢，Nb将主要以粗大的析出物形式，存在于原奥氏体晶界处，对粗晶热影响区的低温冲击韧性产生负面影响；（2）重点控制合金成分中Ti/Mg比对焊接粗晶热影响区（CGHAZ）低温冲击韧性的影响，使组织中形成弥散分布2MgO·TiO₂类复合夹杂，此类细小弥散分布的夹杂在高温起到很好的阻碍奥氏体晶粒长大效果以及低温冷却时作为针状铁素体的形核核心的双重作用，有效的细化焊接粗晶热影响区（CGHAZ）组织晶粒；（3）为了弥补少Nb带来细化晶粒不足，在粗轧阶段，采用高温大压下，确保每道次压下率＞20%，使高温奥氏体充分再结晶，细化原奥氏体晶粒；在精轧阶段，采用低温大变形的轧制原理，在组织中形成高密度的位错，为后来的控冷过程针状铁素体组织提供形核核心，最终细化针状铁素体组织。

基于以上设计原理，在成分的选择上，本发明采用低碳基础上添加适量微合金元素，重点关注Ti/Mg比的新型成分设计体系下实现高强韧X80管线钢的可焊接性。

本发明包括两方面内容：一是低碳微合金、控制Ti/Mg比的成分设计思路，二是实验室生产镁处理易焊接高强韧X80管线钢的制备工艺。

（1）一种镁处理易焊接高强韧X80管线钢质量百分比成分为：C 0.03-0.06%；Si 0.1-0.3%；Mn 1.6-1.8%；Mg 0.001-0.01% ；Al 0.02-0.04%；Nb 0.02-0.06%；Ti 0.01-0.03%；Cr 0.1-0.5%；Mo 0.1-0.4%；Ni 0.3-0.5%；Cu 0.1-0.5%；O O.001-0.003%；P≤0.012%；S≤0.003%；余量为Fe和不可避免的其它杂质元素；焊接裂纹敏感系数：Pcm=C+Si/30+（Mn+Cu+Cr）/20+Ni/60+Mo/15+V/10≤0.19；Ti/Mg控制在1-30之间。

主要合金元素成分和作用如下：

碳：碳是钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化的作用对提高钢的强度有明显的作用，但为了使钢板具有良好的焊接性能、较好的低温冲击韧性，在保证形成足够的NbC、TiC等高熔点的碳化物的情况下，必须降低钢中的含碳量。本发明材料的碳含量控制在0.03～0.06%。

锰：弱碳化物形成元素，是管线钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。它在冶炼中的作用是脱氧和消除硫的影响，还可以降低奥氏体转变温度，细化铁素体晶粒，对提高钢板强度和韧性有益。同时还能固溶强化铁素体和增加钢的淬透性。本发明中Mn元素含量控制在1.6-1.8%。

钛：一种重要的微合金元素，强的固N元素，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的TiN粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，细化晶粒，提高材料的屈服强度，还可提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。但在大线能量焊接条件下，TiN在高温下会融解，并不能有效阻止高温奥氏体晶粒长大，随后也不能作为低温针状铁素体的形核核心。本发明中Ti元素含量控制在0.01-0.03%。

镁：在微镁处理的X80管线钢，由于钢中同时含有钛、镁元素，在钢中会生成2MgO·Ti₂O₃、Ti₂O₃、MgO等脱氧产物，其中前两种夹杂物在高温时候能够较好抑制奥氏体的长大，低温时作为有利于针状铁素体形核核心，控制合适的Ti/Mg比，就可以控制具体的脱氧产物，从而提高管线钢在大线能量焊接条件下粗晶热影响区的低温冲击韧性，这也是本发明X80管线钢成分设计中的核心内容，本发明材料的Ti/Mg比控制在1-30之间。

铝：在钢中和其它元素形成细小弥散分布的难熔化合物，在一定程度上能够细化钢的晶粒，提高钢的晶粒粗化温度。本发明中Al含量控制在0.02-0.04%

铌：能产生显著的晶粒细化和中等的沉淀强化作用。但在大线能量焊接条件下，要控制过高的Nb含量，以防其给焊接热粗晶热影响区冲击韧性带来的不利影响。本发明中Nb含量控制在0.02-0.06%。

钼：存在于钢的固溶体和碳化物中，有固溶强化作用，并可提高钢的淬透性。钼减缓Ｃ化物在奥氏体中的溶解速度，对钢由奥氏体分解为珠光体的转变有强烈的抑制作用。本发明中Mo含量控制在0.1-0.4%。

镍：能韧化基体，特别是提高钢的低温韧性，随着钢中镍含量的增加，韧脆转变温度显著降低，低温韧性得到明显提高。本发明中Ni元素含量控制在0.3-0.5%。

铜：可以提高钢的耐蚀性、强度，改善焊接性、成型性与机加工性能等。面心立方ε-Cu从α-Fe中析出可使钢材强化。本发明中Cu含量控制在0.1-0.5%。

铬：铬可以提高钢的强度和硬度，是钢具有良好的抗腐蚀性能和抗氧化性，提高钢的淬透性。本发明中Cr元素含量控制在0.1-0.5%。

磷、硫、氧：磷、硫元素都是管线钢中的有害元素，会恶化管线钢的焊接性能、显著的降低材料的低温冲击韧性、在不显著提高冶炼成本的情况下，其在管线钢中的含量越低越好；氧元素含量过高，氧化物夹杂和宏观夹杂增加，本发明采用强氧化物元素Ti、Mg来改善变性夹杂，使其诱导针状铁素体形核，提高焊接粗晶热影响区低温冲击韧性。本发明试验钢材料中磷含量控制在0.012%以下，硫含量控制在0.003%以下，氧含量控制在0.001-0.003%。

（2）实验室生产镁处理易焊接管线钢的制造工艺：

（a）将备好的材料按配比，放入真空感应炉中冶炼；

（b）将冶炼好的铸坯，切去冒口，锻成所需的坯料，锻造方案为：铸坯加热到1150-1250°C，保温1-3小时后出炉即锻，终锻温度不低于1000°C ，锻成100mm厚板坯料；

（c）将经b工艺所得的厚100mm坯料；轧前进行装炉加热，加热段和均热段温度为1200±30℃，加热速度8-10min/cm，加热时间60-120min；

（d）经c工艺坯料出炉后，进行除磷工艺，除磷后的坯料进行两阶段控制轧制，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制中，开轧温度为1100-1180℃，粗轧终轧温度≥980℃；粗轧结束后轧坯温度较高，为确保精轧温度在未再结晶区间，必需进入中间坯待温，待温厚度为45-50mm，主要保证未再结晶区轧制压缩比＞3T（T：成品目标厚度），精轧开轧温度≤880℃，精轧终轧温度780-810℃；

（e）精轧后快速进入ACC控冷，冷速15-35℃/s；

（f）返红温度：400-550℃；

本发明生产出的产品具备良好的综合性能：因采用低碳基础上添加适量微合金元素，控制Ti/Mg比的成分设计思路，具有很好的大线线能量焊接性能。力学性能Rt_0.2>565MPa；Rm>670MPa；伸长率A>19%；-20℃横向夏比冲击功>240J； 100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区AKv>105J。

附图说明

图1和图2分别是实施方式1的1/4厚度处SEM组织及夹杂能谱图。

图3和图4分别是实施方式2的1/4厚度处SEM组织及夹杂能谱图。

图5和图6分别是对比实施方式1的1/4厚度处SEM组织及夹杂能谱图。

具体实施方式

实施例1

本实施例的高强度高韧性管线钢按重量百分比计的设计成分为：C 0.042，Si 0.18，Mn 1.65，P 0.001，S 0.002，O 0.0015，Al 0.02，Nb 0.045， Ti 0.015 ，Cr 0.3， Mo 0.22，Ni 0.25，Cu 0.26，Mg 0.005，Ti/Mg=3，其余为Fe和不可避免杂质。

按以上成分在真空感应炉中冶炼并浇铸成50Kg的铸坯；铸坯切冒口，锻成100mm厚、宽90mm、长80mm的轧坯；将轧坯送入加热炉，加热温度1200℃，加热时间90min；出炉温度1170℃，粗轧开轧温度1150℃，粗轧终轧温度990℃；中间坯待温厚度50mm；精轧开轧温度870℃，精轧终轧温度800℃；精轧后快速进入ACC控冷，冷速20℃/s；返红温度470℃，产品厚度15mm。

图1和图2分别是本实施例1的1/4厚度处扫描组织及夹杂能谱图，图1是钢板1/4厚度处金相组织，主要为针状铁素体混合组织，图2为图1中箭头所指镁处理孕育的夹杂物能谱图。从图中可以看到在Ti/Mg=3时，夹杂物具有很好的诱导针状铁素体形核能力，从而细化组织晶粒。产品力学性能Rt_0.2=585MPa；Rm=684MPa；横向伸长率A=21%；-20℃横向冲击功AKv=255J；100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区AKv=108J。

实施例2

本实施例的高强度高韧性管线钢按重量百分比计的设计成分为：C 0.041，Si 0.20，Mn 1.70，P 0.001，S 0.002，O 0.0015，Al 0.02，Nb 0.040，Ti 0.025 ，Cr 0.4，Mo 0.20，Ni 0.24，Cu 0.21，Mg 0.0025，Ti/Mg=10，其余为Fe和不可避免杂质。

按以上成分在真空感应炉中冶炼并浇铸成50Kg的铸坯；铸坯切冒口，锻成100mm厚、宽90mm、长80mm的轧坯；将板坯送入加热炉，加热温度1200℃，加热时间90min；出炉温度1180℃，粗轧开轧温度为1160℃，粗轧终轧温度990℃；中间坯待温厚度45mm；精轧开轧温度850℃，精轧终轧温度800℃；精轧后快速进入ACC控冷，冷速22℃/s；返红温度440℃，产品厚度12mm。

图3和图4是本实施例2的1/4厚度处扫描组织及夹杂能谱图，图3是钢板1/4厚度处金相组织，为针状铁素体混合组织，图4为图3中箭头所指镁处理孕育的夹杂物能谱图。从图中同样可以看到该Ti/Mg控制下的夹杂物具有很好的诱导针状铁素体形核能力。最终产品力学性能Rt_0.2=578MPa；Rm=695MPa；横向伸长率A=22%；-20℃横向冲击功AKv=248J；100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区AKv=116J。

从上述具体实施例1、2中，发明设计的低碳微合金钢，Ti/Mg都控制在1-30之间，通过控轧工艺细化原始奥氏体，通过控冷达到所需的针状铁素体组织，满足X80管线钢标准要求，在100Kg/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区，低温冲击功较高，满足了大线能量焊接条件下X80级别管线钢的性能使用要求，具有很好的应用前景。

对比实施例

本对比实施例的高强度高韧性管线钢按重量百分比计的设计成分为：C 0.046，Si 0.19，Mn 1.63，P 0.001，S 0.002，Alt 0.02，Nb 0.042，Ti 0.015 ，Cr 0.37，Mo 0.21，Ni 0.32，Cu 0.25，Mg 0.02，Ti/Mg=0.75,其余为Fe和不可避免杂质。

按以上成分在真空感应炉中冶炼并浇铸成50Kg的铸坯；铸坯切冒口，锻成100mm厚、宽90mm、长80mm的轧坯；将板坯送入加热炉，加热温度1200℃，加热时间90min；出炉温度1160℃，粗轧开轧温度为1140℃，粗轧终轧温度990℃；中间坯待温厚度45mm；精轧开轧温度850℃，精轧终轧温度780℃；精轧后快速进入ACC控冷，冷速25℃/s；返红温度480℃，产品厚度13mm。

图5和图6分别是本对比实施例1的1/4厚度处扫描组织及夹杂能谱图，图5是钢板1/4厚度处金相组织，图6为图5中箭头所指夹杂物能谱图。从图中可以看到当Ti/Mg =0.75时，夹杂物主要为MgO类，一般不能起到较好的夹杂物诱导形核，从图5中就可以看到此类没有起到很好的针状铁素体形核效果。最终产品力学性能Rt_0.2=557MPa；Rm=665MPa；横向伸长率A=19.5%；-20℃横向冲击功AKv=208J；100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区AKv=56J。

从对比实施例1中，发明设计的低碳微合金钢，Ti/Mg为0.75，超出了设计的1-30之间，生成的夹杂主要为MgO类，没有起到很好的诱导针状铁素体形核，在随后的一系列焊接模拟条件下， 100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区AKv=56J，大线能量焊接粗晶热影响区（CGHAZ）较低，不能满足大线能量焊接条件下X80级别高强韧管线钢的性能使用要求。

Claims

1.一种镁处理的易焊接高强韧X80管线钢的制备方法，其特征在于：具体步骤如下：

（a）高强韧X80管线钢的化学成分质量百分比如下：

C为0.03-0.06%、Si为0.1-0.3%、Mn为1.6-1.8%、Mg为0.001-0.01%、Ti为0.010-0.03%、Al为0.02-0.04%、Nb为0.02-0.06%、 Cr为0.1-0.5%、Mo为0.1-0.4%、Ni为0.3-0.5%；、Cu为0.1-0.5%、 P≤0.012%、S≤0.003%，其中Ti/Mg控制在1-30之间，余量为Fe；将备好的材料按配比，放入真空感应炉中冶炼；

（b）将冶炼好的铸坯，切去冒口，锻成所需的坯料，锻造方案为：铸坯加热到1150-1250℃，保温1-3小时后出炉即锻，终锻温度不低于1000°C ，锻成厚板坯料；

（c）将经步骤b工艺所得的厚板坯料；轧前进行装炉加热，加热段和均热段温度为1200±30℃，加热速度8-10min/cm，加热时间60-120min；

（d）经步骤c工艺坯料出炉后，进行再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制中，开轧温度为1100-1180℃，粗轧终轧温度≥980℃；中间坯待温厚度为45-50mm，未再结晶区轧制压缩比＞3T，其中T为成品目标厚度，精轧开轧温度≤880℃，精轧终轧温度780-810℃；

（e）精轧后快速进入ACC控冷，冷速15-35℃/s；

（f）返红温度：400-550℃，最后得到为针状铁素体的优良组织。

2.如权利要求1所述的镁处理的易焊接高强韧X80管线钢，其特征在于，厚度为10-15mm，其综合力学性能如下：屈服强度Rt0.2>565MPa；抗拉强度Rm>670MPa；伸长率A>19%；-20℃横向冲击功AKv>240J；100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区AKv>105J。