CN102400062A - 低屈强比超高强度x130管线钢及其热轧平板的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种低屈强比超高强度X130管线钢及其热轧平板的制造方法，其成分：C 0.030％-0.090％，Mn 1.50％-2.50％，Si 0.10％-0.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Nb 0.040％-0.150％，Ti 0.005％-0.03％，Alt0.01％-0.06％，N≤0.012％；Cu、Ni中的一种或两种，其中Cu 0％-1.20％、Ni 0％-1.20％；Cr、Mo中的一种或两种，其中Cr 0％-1.20％、Mo 0％-1.20％；余量为Fe。其方法包括冶炼、炉外精炼、铸造和热轧，板坯加热温度1050-1280℃，再结晶区控轧温度900-1250℃，非再结晶区控轧温度700-950℃，终轧温度700-880℃，终冷温度150-500℃，冷却速度3-35℃/s。本发明不添加V和B，不用后续的热处理工序，即可生产出屈服强度大于900MPa，屈强比不高于0.90的热轧平板。

Description

低屈强比超高强度X130管线钢及其热轧平板的制造方法

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种超高强度低屈强比X130管线钢及其热轧平板的制造方法。

背景技术

近年来能源结构的变化以及对能源需求的增长，极大地促进了长距离油气输送管线的发展。为提高输送效率、降低工程投资，长距离石油天然气输送管线用钢向高钢级发展已成必然趋势。

同样的输送条件下，应用高钢级管线钢产品可以使钢管的壁厚减薄，节省用钢量，降低工程投资与提高施工效率；或在管道口径、壁厚不变的条件下提高输送压力，达到提高输送量的目的。管线钢钢级的不断提高已经成为管线钢的发展趋势，长距离高压输气管线应用屈服强度等级不小于690MPa的X100及其以上管线钢是目前国际管道工业和冶金工业共同发展的方向。

目前，世界各国广泛使用的管线钢的最高钢级仅到X80(屈服强度大于等于555MPa)，如CN1715434专利公开了一种高强度高韧性X80管线钢；少量试验段采用了X100与X120钢管，它们的屈服强度均低于900MPa，其强度水平达不到X130的要求。国内外已公开的高强管线钢专利，有的屈服强度低，不能满足X130的要求，如WO2008054166专利和CN101165203专利描述的热轧钢板及其制备方法最高仅能满足X120的强度要求；有的虽然屈服强度满足了要求，但是屈强比高，超过了0.90，甚至达到了0.98，这不利于高强管线钢的工程应用，如JP2002285283专利；有的虽然强度可以达到900MPa以上，但是需要对热轧板材进行热处理，增加了制造成本与工艺复杂度，如US5900075专利描述了一种需要热处理促进Cu析出硬化的管线钢。

因此，钢板具有高强度是长距离高压输送油气工程对管线钢性能提出的最基本的要求。从考虑输送管道的运行稳定性和安全性出发，还应对管线用钢的韧性、屈强比提出更高的要求。具有低屈强比、高韧性的超高强度管线钢将是未来管线钢的重要发展方向之一，它能在降低管道建造成本的条件下，同时又能保证管道运营的安全。

发明内容

本发明的目的在于克服上述现有技术的不足，提供一种无需轧后热处理、屈强比不超过0.90的超高强度X130管线钢及其热轧平板的制造方法。

为了解决这一问题，本发明高强度低屈强比X130管线钢成分设计思想是以超低C、高Mn，通过加入微量Nb、Ti等微合金元素、少量Mo、Cr及Cu、Ni合金元素，结合控轧控冷工艺，获得由贝氏体+MA组元构成的组织结构，以保证管线钢具有高强度低屈强比的性能。

本发明低屈强比超高强度X130管线钢的组成成分重量百分比为：C0.030％-0.090％，Mn 1.50％-2.50％，Si 0.10％-0.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Nb 0.040％-0.150％，Ti 0.005％-0.03％，Alt 0.01％-0.06％，N≤0.012％；Cu、Ni中的一种或两种，其中Cu 0％-1.20％、Ni 0％-1.20％；Cr、Mo中的一种或两种，其中Cr 0％-1.20％、Mo 0％-1.20％；Cu、Cr、Ni、Mo总量≤2.40％；余量为Fe和不可避免的杂质。

为了实现更优的性能，本发明对C、Nb、Cu、Ni、Cr和Mo的添加量与添加方式做出了优化：C优选为0.030％-0.060％；Nb优选为0.040％-0.080％；Cu与Ni等比例添加，总量优选为0.20％-1.0％；Cr与Mo总量优选为0.20％-1.0％。

本发明超高强度X130管线钢的主要组成成分的作用如下：

C：钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接性有负面影响，为此，本发明将C含量上限设定为0.090％。近代管线钢的发展过程是不断降低C含量的过程。降低C含量一方面有助于提高钢的韧性，另一方面可改善钢的焊接性能。当C含量低于0.030％时，不能充分发挥Nb等元素的沉淀强化作用。为了起到细化晶粒、提高焊接接头强度，本发明C含量的下限设定为0.030％。此外为提高钢中的有效Nb含量，碳含量必须低于0.06％。本发明选取C含量范围0.030-0.090％，优选为0.030-0.060％。

Si、Alt：加入Si是为了炼钢过程中脱氧与提高基体的强度。如果添加过量的Si，母材的焊接热影响区的韧性就会显著降低，野外焊接施工性能也会变差。因此，Si含量在本发明中选定为0.10-0.60％。

钢中脱氧还可以通过加Al完成，如果Al添加过多，生成的脱氧产物Al₂O₃容易堵塞水口。含量过低，脱氧效果不佳，Ti等易氧化元素就会生成氧化物降低收得率。本发明中选定Alt(全铝)含量范围0.01-0.06％。

Mn：通过固溶强化提高钢的强度，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。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性、降低韧脆转变温度。为了保证强度与低温韧性之间的平衡，Mn的最低含量设定为1.50％。提高Mn的含量，钢的可淬透性增加，含量增加到一定程度后，会导致焊接性能下降尤其是严重恶化焊接热影响区的韧性。另外，过高的Mn含量还会增加连铸坯中心偏析，使钢板性能的各向异性增加。因此，本发明的Mn含量上限设计为2.50％。

Nb：是现代微合金化管线钢中最主要的元素之一，对晶粒细化的作用十分明显。通过热轧过程中NbC应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经过控制轧制和控制冷却使非再结晶区轧制的形变奥氏体组织在相变时转变为细小的相变产物，以使钢具有高强度和高韧性。本发明就是配合C含量添加适量Nb发挥NbC的作用，本发明选取Nb含量范围0.040-0.150％，优选为0.040-0.080％。

Ti、N：是强的固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.01％左右的Ti就可固定钢中30ppm左右的N，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粒子可有效地抑制板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，改善焊接热影响区的冲击韧性。当Als的含量过低(如低于0.005％)，Ti会形成氧化物，这些内生质点可以起到晶内铁素体形核核心的作用，细化焊接热影响区组织。为了获得这一效果，至少要添加0.005％Ti。当Ti添加量超过某一定值，TiN颗粒就会粗化，TiC的沉淀强化作用显现，造成低温韧性恶化。因此，综合考虑TiN细化奥氏体晶粒以及Ti/N计量比，本发明选取Ti含量范围0.005-0.03％，N含量不超过0.012％。

Cr、Mo：是扩大γ相区，推迟γ→α相变时先析出铁素体形成、促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变组织起重要作用，在一定的冷却条件和终轧温度下超低碳管线钢中加入，就可获得明显的针状铁素体及贝氏体组织，同时因相变向低温方向转变，可使组织进一步细化，组织细化有利于低温韧性的改善。为了获得强度与韧性的合理搭配，本发明选取Cr0-1.20％、Mo0-1.20％，优选Cr+Mo范围为0.20-1.00％。

Cu、Ni：可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可以改善钢的耐蚀性，Ni的加入主要是改善Cu在钢中易引起的热脆性，且对低温韧性有益。在厚规格管线钢中还可补偿因厚度的增加而引起的水冷强度不足而造成的强度下降。本发明选取Cu 0-1.20％、Ni 0-1.20％，优选Cu+Ni范围为0.20-1.00％，推荐1：1添加，Ni含量的下限不低于Cu含量的三分之一。

P、S：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好，但是考虑到冶炼成本，P、S含量的上限设定为0.015％、0.003％。通过Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，可使管线钢具有高的冲击韧性。

本发明针对微合金低碳贝氏体组织具有高强度高韧性，以晶粒细化、相变强化、析出强化和位错强化等材料强化理论为基础，对具有贝氏体组织X130管线钢的成分设计采用了超低碳、超低硫、Nb、Ti复合微合金化、控制组织的Mo、Cr合金化及适当加入Cu、Ni的成分设计。热轧工艺采用了控轧控冷的热机械处理技术，通过合理的成分和工艺进行最终产品的组织控制，以获得具有高强度高韧性的超低碳贝氏体组织。

为了保证较低的屈强比，钢板生产过程中采用两阶段控制轧制技术，其中第一阶段轧制为再结晶区轧制，该阶段至少三个道次的单道次变形量不小于15％，第二阶段轧制为非再结晶区轧制，该阶段的累积变形量不小于60％，钢板轧后在层流冷却过程中，采用指定的温度范围配合相应的冷却速度。

本发明低屈强比超高强度X130管线钢的制造方法的工艺路线如下：备料→转炉或电炉冶炼→炉外精炼→铸造→板坯再加热→控制轧制→控制冷却。

热轧工艺进行如下控制：

(1)板坯加热温度：1050-1280℃；

(2)再结晶区控制轧制的温度控制范围：900-1250℃；

(3)非再结晶区控制轧制的温度控制范围：700-950℃；

(4)终止轧制温度：700-880℃；

(5)终止冷却温度：150-500℃；

(6)冷却速度：3-35℃/s。

与现有生产钢种(最高级别X80)相比，按照上述技术方案生产出的管线钢的性能达到以下要求：

拉伸性能：目标：Rt0.5或Rp0.2≥900MPa，Rm≥950MPa，屈强比Rp0.2/Rm≤0.90。

V型缺口冲击性能：目标：试验温度-20℃，10mmx10mmx55mm试样的冲击功平均值≥200J，剪切面积单值≥80％，平均≥90％；50％FATT≤-40℃。

DWTT性能：目标：试验温度-20℃，平均剪切面积SA％≥85％，单个SA％≥70％。

横向冷弯性能：目标：d＝2a，180°，完好。

本发明具有如下特点：(1)与以往管线钢成分相比，本发明的合理配方方面考虑不加入V、B，同时加入Cu、Ni中的一种或一种以上，Cr、Mo中的一种或一种以上，这样一来降低了生产制造成本和增加了生产可制造性；(2)它以超低碳为特点，在保证强度前提下，增加了冲击韧性和良好的焊接性能，使管线钢具有良好的止裂能力；(3)充分利用了C和Nb元素的关系，在一定的配合下使之生成NbC，产生细晶强化作用，及利用Nb的提高再结晶温度作用以配合控轧工艺，不仅提高了产品的综合性能，而且能够采用灵活的热轧生产工艺，提高生产效率、减小轧机负荷，所生产的产品具有较高的冲击韧性，能够充分保证高的强度和韧性，具有良好的止裂能力；(4)为保证较低的屈强比，采用两阶段控轧工艺并对每阶段的轧制道次、道次压下量与累积压下量有量化的下限规定。与目前管线工程已使用的最高强度等级的管线钢X80相比，在强度上提高了近60％，屈服强度处于相同水平不高于0.90，对降低输送管线的建设成本及管道安全有明显的作用。

采用本发明后，既不用添加V、B，简化了成分设计方案，也不用后续热处理工序，简化了生产过程，即可稳定生产出具有超高强度低屈强比的管线用钢热轧平板，钢板的屈服强度不低于900MPa，屈强比不高于0.90。这种钢板的高强度特征可以提高管道工程的输送压力，降低管道壁厚节约工程投资；低屈强比特征可以提高管道在复杂地质条件下运行的安全系数，节约管道维护成本。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明作进一步的描述。

本发明实施例钢的化学成分见表1。其中对比例24和25来自WO2008/054166Al专利，对比例26来自JP2003003233专利。本发明实施例钢的热轧工艺参数见表2。本发明实施例钢的力学性能见表3。

表1本发明实施例钢的化学成分(wt％)

表2本发明实施例钢的热轧工艺

注：*代表原专利未提供相关参数具体值。

表3本发明实施例钢的力学性能

注：*代表原专利未提供相关参数具体值。

Claims (4)

1.一种低屈强比超高强度X130管线钢，其特征在于该钢的组成成分重量百分比为：C 0.030％-0.090％，Mn 1.50％-2.50％，Si 0.10％-0.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Nb 0.040％-0.150％，Ti 0.005％-0.03％，Alt0.01％-0.06％，N 0.012％；Cu、Ni中的一种或两种，其中Cu0％-1.20％、Ni 0％-1.20％；Cr、Mo中的一种或两种，其中Cr 0％-1.20％、Mo 0％-1.20％；Cu、Cr、Ni、Mo总量≤2.40％；余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的超高强度X130管线钢，其特征在于所述的C0.030％-0.060％，所述的Nb 0.040％-0.080％。

3.根据权利要求1所述的超高强度X130管线钢，其特征在于所述的Cu与Ni等比例添加，总量为0.20％-1.0％；所述的Cr与Mo总量为0.20％-1.0％。

4.一种权利要求1、2或3所述的超高强度X130管线钢热轧平板的制造方法，包括冶炼、炉外精炼、铸造和热轧，其特征在于所述热轧工艺按如下控制：板坯加热温度为1050-1280℃；再结晶区控轧温度为900-1250℃，至少三个道次，每道次变形量不小于15％；非再结晶区控轧温度为700-950℃，累积变形量不小于60％；终轧温度为700-880℃，轧后层流冷却，终冷温度为150-500℃，冷却速度为3-35℃/s。