CN103014497B - 一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，其成分按重量百分比为C0.02～0.07%，Si0.10～0.40%，Mn1.00～1.80%，P≤0.015%，S≤0.0050%，Nb0.030～0.060%，Ti0.006～0.020%，Ni≤0.30%，Al0.012～0.050%，余量为Fe和杂质。本发明通过，极低S、低P、O、N、H含量成分控制，钙处理的冶炼工艺，结合动态轻压下的浇注工艺，采用精确轧制和精确控制冷却的工艺，可提高钢板的韧性，有效降低了铸坯的中心宏观与微观偏析的级别，得到更多的韧性组织铁素体，提高了钢板冲击韧性性能，而且生产工艺简单，成本较低。

Description

一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法

技术领域

本发明涉及一种钢板的生产方法，具体的说是一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法。

背景技术

随着我国能源结构调整和环保需求，对天然气和石油等能源的需求不断增加。未来管线钢应用的关键在：服役于高压，深海，酸性的环境。服役环境的苛刻，也会对钢铁材料使用性能的要求也越来越高，如抗氢致裂纹、抗应力腐蚀开裂、极低温韧性等性能，这就对管线钢板对组织和成分的均匀性也提出更高的要求。

高性能的管线钢板要求有较高的洁净度，较高的铸坯成分均匀性和组织均匀性。当钢水具有较高洁净度，铸坯具有良好的内部质量时，再采取一些特殊的办法来获得含有更多韧性相组成的组织，在保证产品基本的使用性能的同时，可以有效提高钢板的冲击韧性。如美国专利US2008-0283161中公开提出通过热轧板在线调质处理获得良好的抗氢致开裂性能钢和强度值，但是调质以后获得贝氏体/马氏体/网状铁素体型组织，这种组织不是抗氢致裂纹最良好的组织形态，在专利中也只给出了抗拉和屈服强度值，并没有给出延伸率和冲击韧性值，表明该发明中的所涉及的方法获得的钢板的冲击韧性不稳定，不利于批量生产。

中国专利201110150172.3（CN 102230065 A）“一种提高管线钢低温冲击韧性的热处理工艺”中公开提出通过热轧板并热处理的方法获得良好的低温冲击韧性，但是该热处理的方法增加了生产成本的同时也增加了时间，同时冲击韧性值改善也不是特别明显。中国专利201110358173.7（CN 102382961 A）“一种保证横向冲击韧性的特厚钢板生产方法”中公开提出一种保证横向冲击韧性的特厚板方法，但是该方法也因为采用了热处理，增加了工序成本和时间。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是，克服现有技术的缺点，提供一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，使钢板组织为铁素体和针状铁素体型，并且基本上无粒状或者小岛的组织，并且具有非常优异的低温冲击韧性。

本发明解决以上技术问题的技术方案是：

一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，管线钢板的成分按重量百分比为：C：0.02～0.07%，Si：0.10～0.40%，Mn：1.00～1.80%，P：≤0.015%，S≤0.0050%，Nb：0.030～0.060%，Ti：0.006～0.020%，Ni：≤0.30%，Al：0.012～0.050%，余量为Fe和杂质；

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间≥20min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs =0.75-1.2；

㈢加热：铸坯坯进入加热炉，铸坯的加热温度在至1150-1250℃，在炉时间为200～240min，出炉温度为1180-1250℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为980～1150℃，精轧温度为900～950℃；随后层流冷却，冷却速率5～15℃/s；

管线钢板的组织为铁素体、珠光体和针状铁素体型组织，无或极少粒状或者小岛组织，组织的类型以软相铁素体为主。

这样，本发明通过，极低S、低P、O、N、H含量成分控制，钙处理的冶炼工艺，结合动态轻压下的浇注工艺，采用精确轧制和精确控制冷却的工艺，可提高钢板的韧性，有效降低了铸坯的中心宏观与微观偏析的级别，得到更多的韧性组织铁素体，提高了钢板冲击韧性性能。

首先，极低S、低P、O、N、H含量，钙处理的冶炼工艺保证了钢板内的夹杂物类型和尺寸得到有效控制，降低了因为形成大形长条的夹杂物而影响钢板的韧性；其次，采用动态轻压下的浇注工艺，将铸坯的内部质量得到改善，有效降低了铸坯的中心宏观与微观偏析的级别。最后采用精确的控轧工艺，在控冷阶段采用弱冷的方式控制为较小的冷却速度，得到更多的韧性组织铁素体，并且没有点状或者颗粒状的夹杂物。

通过本发明的过控轧控冷后，钢板得到铁素体和针状铁素体型组织，基本上无粒状或者小岛组织，组织的类型以软相铁素体为主，对改善韧性有利，这些组织类型有利于提高冲击韧性。

本发明具有如下优点：

⑴通过简化了生产流程，本技术采用极低S、低P、O、N、H含量，钙处理的冶炼工艺，结合动态轻压下的浇注工艺以改善铸坯的内部质量，可以有效降低后续轧制阶段的夹杂物和偏析对钢板性能的影响。

⑵生产工艺简单，不需要热处理，热轧态交货即可，而且性能稳定，拉伸强度和屈服强度的性能满足API 5L X65管线钢级的力学性能要求的同时，冲击韧性相比常规钢板的冲击韧性相比有很大的优势。

附图说明

图1为实施例1热轧后得到管线钢板在金相显微镜下典型的组织形貌图

图2为实施例2热轧后得到管线钢板在金相显微镜下典型的组织形貌图。

图3为实施例3热轧后得到管线钢板在金相显微镜下典型的组织形貌图。

具体实施方式

实施例1-3

实施例为一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，各实施例成分按重量百分比如表1所示：

表1 本发明各实施例的化学成分（wt%）

实施例	C	Si	Mn	P	S	Alt	Nb	Ti	Ni
										实施例1	0.05	0.25	1.55	0.012	0.0030	0.026	0.054	0.009	0.16
实施例2	0.05	0.24	1.53	0.012	0.0025	0.030	0.058	0.011	0.16
										实施例3	0.05	0.25	1.52	0.012	0.0028	0.028	0.053	0.009	0.15

各实施例的生产方法分别为：

实施例1

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间20min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs=0.75；

㈢加热：铸坯坯进入加热炉，铸坯的加热温度在至1150℃，在炉时间为200min，出炉温度为1180℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为980℃，精轧温度为900℃；随后层流冷却，冷却速率5℃/s。

实施例2

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间25min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs =0.95；

㈢加热：铸坯坯进入加热炉，铸坯的加热温度在至1200℃，在炉时间为220min，出炉温度为1220℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为1100℃，精轧温度为920℃；随后层流冷却，冷却速率10℃/s。

实施例3

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间30min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs=1.2；

㈢加热：铸坯坯进入加热炉，铸坯的加热温度在至1240℃，在炉时间为240min，出炉温度为1250℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为1150℃，精轧温度为950℃；随后层流冷却，冷却速率15℃/s。

图1、2和3均为实施例热轧后得到管线钢板在金相显微镜下典型的组织形貌图。由图可知，组织均匀细小，仔细观察图1、2和3，可以发现组织上没有颗粒状、或者岛状物的分布，主要是铁素体和珠光体和针状铁素体组织类型，这样的组织类型提高了钢板的冲击韧性性能。实施例1-3的力学性能如表2所示：

表2 本发明各实施例的力学性能

由表2可以看出，实施例1、2和3的力学性能均达到API 5L标准中X65的要求，延伸率≥27%，达到了X65管线钢的要求；尤其是实施例2，冲击韧性尤其高，单值均在514J以上，平均值为527J。本发明的生产方法简单易行，使材料的综合性能提高。

除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。

Claims (4)

1.一种具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，所述管线钢板的成分按重量百分比为：C：0.02～0.07%，Si：0.10～0.40%，Mn：1.00～1.80%，P：≤0.015%，S≤0.0050%，Nb：0.030～0.060%，Ti：0.006～0.020%，Ni：≤0.30%，Al：0.012～0.050%，余量为Fe和杂质；

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm；

㈢加热：铸坯进入加热炉，铸坯的加热温度在1150-1250℃，在炉时间为200～240min，出炉温度为1180-1250℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为980～1150℃，精轧温度为900～950℃；

其特征在于：

LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间≥20min；通过极低S、低P、O、N、H含量成分控制，有效降低了铸坯的中心宏观与微观偏析的级别，得到更多的韧性组织铁素体，提高了钢板冲击韧性性能；

所述步骤㈡连铸中，固相率fs =0.75-1.2；所述步骤㈣轧制中，采用层流冷却，冷却速率5～15℃/s；控轧控冷后，钢板得到铁素体和针状铁素体型组织，基本上无粒状或者小岛组织，组织的类型以软相铁素体为主，组织类型有利于提高冲击韧性。

2.如权利要求1所述的具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，其特征在于：所述管线钢板的成分按重量百分比为：C：0.05%，Si：0.25%，Mn：1.55%，P：0.012%，S：0.0030%，Nb：0.054%，Ti：0.009%，Ni：0.16%，Al：0.026%，余量为Fe和杂质；

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间20min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs=0.75；

㈢加热：铸坯进入加热炉，铸坯的加热温度在1150℃，在炉时间为200min，出炉温度为1180℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为980℃，精轧温度为900℃；随后层流冷却，冷却速率5℃/s。

3.如权利要求1所述的具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，其特征在于：所述管线钢板的成分按重量百分比为：C：0.05%，Si：0.24%，Mn：1.53%，P：0.012%，S：0.0025%，Nb：0.058%，Ti：0.011%，Ni：0.16%，Al：0.030%，余量为Fe和杂质；

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间25min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs =0.95；

㈢加热：铸坯进入加热炉，铸坯的加热温度在1200℃，在炉时间为220min，出炉温度为1220℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为1100℃，精轧温度为920℃；随后层流冷却，冷却速率10℃/s。

4.如权利要求1所述的具有优异冲击韧性的管线钢板的生产方法，其特征在于：所述管线钢板的成分按重量百分比为：C：0.05%，Si：0.25%，Mn：1.52%，P：0.012%，S：0.0028%，Nb：0.053%，Ti：0.009%，Ni：0.15%，Al：0.028%，余量为Fe和杂质；

生产方法包括以下步骤：

㈠冶炼：采用铁水预处理-转炉冶炼-LF精炼-RH炉真空处理的工艺流程，喷Mg脱硫处理后要求铁水[S]≤0.005%；转炉终点成分按上述管线钢板的成分进行控制；LF炉精炼中钢水纯净度控制目标：[O]≤15ppm、[N]≤50ppm和[H]≤2ppm；RH真空处理真空保持时间30min；

㈡连铸：采用动态轻压下技术生产铸坯，中心偏析的程度大大减轻，压下量=3.5mm，固相率fs=1.2；

㈢加热：铸坯进入加热炉，铸坯的加热温度在1240℃，在炉时间为240min，出炉温度为1250℃；

㈣轧制：采用两阶段轧制，粗轧温度为1150℃，精轧温度为950℃；随后层流冷却，冷却速率15℃/s。