CN102828120A - 一种基于应变设计的经济型管线用钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种基于应变设计的经济型管线用钢及其制造方法，其成分：C：0.06％-0.10％、Si：0.1％-0.6％、Mn：1.0％-2.0％、P≤0.015％、S≤0.003％、Cr：0.1％-0.3％、Nb：0.01％-0.10％、Ti：0.005％-0.03％、Al：0.01％-0.06％、N≤0.012％、Cu：0-0.5％、Ni：0-0.5％，余为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750-950℃，开冷温度680-800℃，终冷温度100-500℃，冷速5-35℃/s。本发明不添加Mo、V、B等元素，Cu、Cr、Ni总量较低，且无需后续热处理，工艺简单、成本低，生产效率高。钢板不仅强度高，还具有低屈强比和高均匀延伸特征，采用本发明可大幅度提高管道运营的安全性和管道建设的经济性。
Description
技术领域
本发明属于管线用钢技术领域，特别涉及一种基于应变设计的经济型管线用钢及其制造方法。应用本发明制备的管线钢可以应用于极地、冻土带、地震带以及海底等采用X80及其以上钢级的管线管用钢材。
背景技术
近年来，能源结构的变化以及对能源需求的增长，极大地促进了新油气资源的勘探与开采。目前发现的大储量油田和天然气田多分布在极地、冻土带、地震带以及深海等特殊地质条件区域。在这些区域地层或海底洋流的大规模运动，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、海底暗流引起的轴向压缩变形及弯曲变形。显然，经由该类地区的管道失效不再由应力控制，而由应变控制，单纯的高强度高韧性并不能确保管线的安全，管线钢还应具有很好的抗大应变能力。基于此，管道用钢选材设计上应该用基于应变的设计方法代替基于应力的设计方法。
基于应变设计的管线用钢，除了横向性能(如强度、屈强比、延伸率、冲击功、落锤剪切面积等)满足基于应力设计要求的标准外，还对其纵向性能的抗大应变能力做出了严格规定。表征抗大应变能力的典型参数有：高均匀延伸率(UEL≥10％)，低屈强比(Y/T≤0.85)以及无屈服平台(圆屋顶型)的应力应变曲线。
基于应变设计的管线用钢是管线钢发展最具挑战性的领域之一。目前，国内采用TMCP工艺生产高强度高韧性的管线钢已经基本成熟，特别是“西气东输”等一系列国家重点工程的实施，X80管线钢得到大规模的应用。但是，目前的X80级别管线钢都为典型的少珠光体或针状铁素体组织，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，均匀变形延伸率UEL不大于10％，屈强比大都在0.85以上，有的甚至达到0.92。采用传统TMCP工艺生产的管线钢，不能满足基于应变设计方法的选材标准。
当前，基于应变设计的管线钢的研究国内外均有报道，但是存在如下问题：如专利US5545270A和US5531842提供了X80及其以上级别双相管线钢的成分与制造方法，两个专利都添加了Mo、V元素，且需要对钢坯进行三阶段轧制，两次中间坯轧制待温，延长了轧制时间降低了生产效率，另外，需要在两相区轧制，轧制温度低轧制抗力大，对轧机能力要求高。专利WO2009119570和WO2009119579提供了X70及其以上级别基于应变设计的UOE钢管及其制备方法，钢中添加了V，且其均匀延伸率UEL不大于10％。专利WO2009125863提供了一种X80及其以上级别双相管线用钢制备方法，其钢中添加了B、W、Zr、Ta、Mg等元素。专利JP2009161824、JP2009174020、论文Development of ahigh-deformability linepipe with resistance to strain-aged hardening by HOP(heat-treatment on-line process)，JFE Technical Report No.12(Oct.2008)，都涉及到X80大应变管线钢的成分、工艺与性能，但其抗大应变特征的获得，均得益于后续的HOP工艺。
发明内容
本发明的目的在于克服上述现有技术所存在的不足，提供一种能满足地质条件恶劣地带油气资源开发的需要、保证长输管道安全运营、不添加贵金属Mo、不使用HOP等热处理工艺的基于应变设计的经济型管线用钢及其制备方法。
本发明是这样实现的：该基于应变设计的经济型管线用钢的成分重量百分比为：C 0.06％-0.10％、Si 0.1％-0.6％、Mn 1.0％-2.0％、P≤0.015％、S≤0.003％、Cr 0.1％-0.3％、Nb 0.01％-0.10％、Ti 0.005％-0.03％、Al0.01％-0.06％、N≤0.012％，Cu和Ni中的一种或两种，其中Cu 0-0.5％、Ni 0-0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。
本发明基于应变设计的经济型管线用钢的制造方法包括冶炼、炉外精炼、铸造和热轧，所述的热轧工艺：板坯加热温度为1050-1280℃，再结晶区控制轧制温度为900-1250℃，非再结晶区控制轧制温度为750-950℃，开始冷却温度为680-800℃，终止冷却温度为100-500℃，冷却速度为5-35℃/s。
本发明为了获得满足基于应变设计要求的管线用钢，进行了全新的成分与工艺设计。与传统X80相比，本发明采用较高的碳含量、少量的有选择性添加Cu、Ni、Cr等合金元素，并添加少量的Nb、Ti微合金元素，不添加Mo、V等合金元素的经济型成分设计方案。设计的目标组织为多边形铁素体与贝氏体的复相组织。多边形铁素体均匀延伸率高、贝氏体强度好，双相组织可以同时获得高均匀延伸、合适的强度、良好的韧性、高的应变硬化指数与低的屈强比。
本发明为了充分发挥不同合金组元的作用，进一步优选了Mn、Cr、Cu、Ni四类合金元素的添加方式：Cu、Ni元素共同添加时，优选等比例添加且添加总量不超过0.5％；限制Mn的含量可以提高铁素体的析出温度，提高轧制效率，为了保证必要的性能需求，优选Cr的添加需要满足关系式0.25≤([Mn]/10)+[Cr]≤0.45。优选后的合金元素添加方式，在保证性能的前提下，使合金料成本得到有效控制。
本发明中基于应变设计用管线用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0.10wt％。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含量过低时，不能充分发挥Nb等元素的沉淀强化作用，本发明将C含量下限设定为0.06wt％。
Si：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含量在本发明中含量设定为0.1-0.6wt％。
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1.0wt％。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，降低铁素体析出温度从而增加了轧制时间。因此，本发明的Mn含量上限设计为2.0wt％。
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0.01-0.10wt％。
Ti：是强的固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.01wt％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0.005wt％)，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0.005wt％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，本发明选取Ti含量范围0.005-0.03wt％。
Al：Al的存在通常是作为钢中的脱氧剂，也有细化组织的作用。但是，当Al的含量超过0.06wt％，氧化铝非金属夹杂的量增加从而降低钢的洁净度。Al含量过低脱氧不充分，Ti等元素就会形成氧化物，因此Al含量下限为0.01wt％。
Cr：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、塑性与韧性的合理搭配，本发明选取Cr含量范围0.1-0.3wt％。
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(0-0.5)wt％、Ni(0-0.5)wt％。
P、S：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。出于冶炼成本的考虑，又不能无限制的低。因此，本发明将P、S含量上限设定为0.015wt％与0.003wt％。通过超低S(小于30ppm)及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。
为了保证较低的屈强比与较高强韧性的匹配，本发明除了选用双相组织设计外，钢板生产过程中还采用了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。
本发明管线用钢制造方法的具体热轧工艺步骤为：
a)对设定成分控制范围内的连铸坯料清理后进行均热处理，温度控制在1050-1280℃范围内；
b)对出炉后的坯料进行高压水除磷处理，以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；
d)终轧后的钢板进行控冷弛豫至水冷开始冷却温度范围，期间15％-65％的奥氏体转变为先析块状铁素体；
e)对弛豫后的钢板进行层流冷却，水冷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。
本发明的优点在于：
(1)采用有选择的添加Cu、Ni、Cr，不添加Mo、V与B等合金元素的经济型成分设计方案，有效地降低了生产成本；通过严格限制Mn含量，将先析铁素体析出温度提高20-100℃，显著降低了水冷前的弛豫时间提高了轧制效率。
(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。变形过程中，采用合适的变形温度与变形量，使奥氏体晶粒得到有效细化；中间坯空冷待温阶段，铌碳氮化物第二相析出明显，奥氏体晶界得到有效钉扎，晶粒稳定性良好，不会发生明显的晶粒粗化现象。
(3)终轧后，钢板进行空冷待温，钢板在入水层流冷却前的温度降低到相变点Ar3以下5-60℃，使钢板中15％-65％的奥氏体转变为塑性优良的多边形铁素体。
(4)对待温后的钢板进行层流冷却，冷却速度范围控制在5-35℃/s，终冷温度控制在100-500℃范围内，保证水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，先析出的多边形铁素体不会明显长大，最终得到多边形铁素体+贝氏体双相组织。
(5)层流冷却后的钢板空冷至室温，强度和塑性指标优良。钢板的横向力学性能可以达到如下要求：屈服强度Rt0.5为550-700MPa，抗拉强度Rm为640-830MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.80，-20℃冲击功CVN不低于200J，-20℃DWTT剪切面积SA不低于85％。钢板的纵向力学性能可以达到如下要求：均匀变形伸长率UEL＞10％，屈服强度Rt0.5不低于480MPa，抗拉强度Rm不低于570MPa，屈强比Rt0.5/Rm不高于0.80，应力应变曲线无屈服平台且Rt1.5/Rt0.5不小于1.15。
采用本发明技术可经济高效地生产基于应变设计的X80及其以上级别的管线用钢，并大幅度提高管道运营的安全性及管道建设的经济性。
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(wt％)见表1，表中1-14为本发明实施例，15-18为对比例。
表1本发明实施例钢的化学成分
| C | Si | Mn | P | S | Ti | Nb | V | Cu | Ni | Cr | Mo | Al | |
| 1 | 0.06 | 0.30 | 1.70 | 0.01 | 0.003 | 0.017 | 0.03 | 0 | 0.22 | 0.23 | 0.20 | 0 | 0.04 |
| 2 | 0.06 | 0.25 | 1.65 | 0.01 | 0.003 | 0.012 | 0.04 | 0 | 0.15 | 0.17 | 0.16 | 0 | 0.03 |
| 3 | 0.07 | 0.40 | 1.60 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.03 | 0 | 0 | 0.40 | 0.11 | 0 | 0.03 |
| 4 | 0.07 | 0.35 | 1.50 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.04 | 0 | 0.41 | 0 | 0.19 | 0 | 0.03 |
| 5 | 0.09 | 0.25 | 1.75 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.03 | 0 | 0.19 | 0.20 | 0.15 | 0 | 0.03 |
| 6 | 0.09 | 0.30 | 1.55 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.04 | 0 | 0.20 | 0.17 | 0.11 | 0 | 0.03 |
| 7 | 0.08 | 0.30 | 2.00 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.03 | 0 | 0.45 | 0 | 0.25 | 0 | 0.03 |
| 8 | 0.10 | 0.25 | 1.05 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.04 | 0 | 0 | 0.38 | 0.11 | 0 | 0.03 |
| 9 | 0.06 | 0.35 | 1.25 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.03 | 0 | 0.20 | 0.18 | 0.15 | 0 | 0.03 |
| 10 | 0.06 | 0.30 | 1.85 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.04 | 0 | 0.22 | 0.20 | 0.3 | 0 | 0.03 |
| 11 | 0.07 | 0.30 | 1.50 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.03 | 0 | 0 | 0.20 | 0.20 | 0 | 0.03 |
| 12 | 0.07 | 0.25 | 1.65 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.05 | 0 | 0.15 | 0 | 0.11 | 0 | 0.03 |
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| 16 | 0.05 | 0.30 | 1.50 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.03 | 0.04 | 0.15 | 0.20 | 0.10 | 0.10 | 0.03 |
| 17 | 0.06 | 0.25 | 1.65 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.05 | 0.04 | 0.15 | 0.15 | 0 | 0.15 | 0.03 |
| 18 | 0.11 | 0.25 | 1.65 | 0.01 | 0.003 | 0.015 | 0.05 | 0.04 | 0.15 | 0.15 | 0 | 0.35 | 0.03 |
本发明实施例钢的制造工艺路线如下：备料→转炉冶炼→炉外精炼→连铸→板坯再加热→控制轧制→控制冷却。具体的热轧工艺参数见表2，表中1-14为本发明实施例，15-18为对比例。
表2本发明实施例钢的热轧工艺
对本发明实施例钢所进行的力学、夏比冲击和DWTT实验结果见表3和表4，表中1-14为本发明实施例，15-18为对比例。
表3本发明实施例钢的横向力学性能
表4本发明实施例钢的纵向力学性能
Claims (7)
1.一种基于应变设计的经济型管线用钢，其特征在于钢的成分重量百分比为：C 0.06％-0.10％、Si 0.1％-0.6％、Mn 1.0％-2.0％、P≤0.015％、S≤0.003％、Cr 0.1％-0.3％、Nb 0.01％-0.10％、Ti 0.005％-0.03％、Al0.01％-0.06％、N≤0.012％，Cu和Ni中的一种或两种，其中Cu 0-0.5％、Ni 0-0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的经济型管线用钢，其特征在于所述Cu和Ni共同添加时，添加总量不超过0.5％。
3.根据权利要求1所述的经济型管线用钢，其特征在于所述Cr的添加应满足关系式0.25≤([Mn]/10)+[Cr]≤0.45。
4.根据权利要求1所述的经济型管线用钢，其特征在于所述钢的组织为铁素体+贝氏体双相组织。
5.一种权利要求1～4所述基于应变设计的经济型管线用钢的制造方法，包括冶炼、炉外精炼、铸造和热轧，其特征在于所述的热轧工艺为：板坯加热温度为1050-1280℃，再结晶区控制轧制温度为900-1250℃，非再结晶区控制轧制温度为750-950℃，开始冷却温度为680-800℃，终止冷却温度为100-500℃，冷却速度为5-35℃/s。
6.根据权利要求5所述的经济型管线用钢的制造方法，其特征在于对加热后的坯料进行高压水除磷处理后立即进行两阶段控制轧制，第一阶段至少三个道次的单道次变形量不小于15％，第二阶段的累积变形量不小于60％。
7.根据权利要求5所述的经济型管线用钢的制造方法，其特征在于对终轧后的钢板进行控冷弛豫至水冷开始温度，使15％-65％的奥氏体转变为先析块状铁素体；在水冷过程中，使剩余的奥氏体转变为贝氏体，得到先共析铁素体+贝氏体双相组织。
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