CN103014554A - 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种低屈强比高韧性钢板，其化学成分的重量百分比为：C：0.05-0.08％，Si：0.15-0.30％，Mn：1.55-1.85％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015-0.04％，Nb：0.015-0.025％，Ti：0.01-0.02％，Cr：0.20-0.40％，Mo：0.20-0.30％，N：≤0.006％，O≤0.004％，Ca≤0.005％，Ni≤0.40％，其中，Ca/s≥1.5，余量为铁和不可避免杂质。所述钢板通过如下方法制造：连铸坯或钢坯于1150-1220℃加热后进行多道次轧制，总压下率≥80％，终轧温度≥850℃；轧后钢板以15-50℃/s的冷却速度快速水冷至Bs-60℃至Bs-100℃温度区间，再空冷5-60s；冷却的钢板进入在线感应加热炉以1-10℃/s的速度加热至Bs+20℃，回火40-60s，然后出炉空冷。所述钢板厚度10-25mm，屈服强度≥500MPa，屈强比≤0.75，延伸率A₅₀≥20％，-60℃的A_kv≥200J。

Description

一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种高韧性热轧钢板及其制造方法，具体地涉及一种屈服强度500MPa级、低屈强比高韧性钢板及其制造方法。本发明钢板具有较低的屈强比，以此钢板制造的输送用管线适合用于地震高发区，可以抵抗较大变形。

背景技术

传统油气管线输送用钢较多采用Nb合金化和控轧，导致管线用钢的屈强比较高，通常大于等于0.85，此类管线钢不适合制作用于地震多发区的输送管线。

CN101962733A公开了一种低成本、高强韧的X80级抗大变形管线钢及其生产方法，其中C：0.02-0.08％，Si≤0.40％，Mn：1.2-2.0％，P≤0.015％，S≤0.004％，Cu≤0.40％，Ni≤0.30％，Mo：0.10-0.30％，Nb：0.03-0.08％，Ti：0.005-0.03％，其生产工艺采用1200-1250℃均热，再结晶区的终轧温度1000-1050℃，精轧开轧温度880-950℃，终轧温度780-850℃，两阶段空冷1-3℃/s至Ar3以下20-80℃获得20-40％铁素体，以15-30℃/s层流冷却至250-450℃，获得铁素体(20-40％)+贝氏体+马氏体(1-3％)，屈服强度为530-630MPa，抗拉强度为660-800MPa，uEL≥10％，屈强比≤0.80的钢板。其屈强比和延伸率等性能还不能满足地震高发区，可以抵抗较大变形的输送用管线的要求。

目前仍需要一种低屈强比高韧性钢板，以制造适合用于地震高发区，可以抵抗较大变形的输送用管线。

发明内容

本发明的目的在于提供一种屈服强度在500MPa以上的低屈强比高韧性管线用钢板，特别是厚度为10-25mm的钢板。这种钢可用于地震高发区以及抗大应变输送管线用钢管。

为实现上述目的，本发明的屈服强度在500MPa以上低屈强比高韧性钢板，其化学成分的重量白分比为：C：0.05-0.08％，Si：0.15-0.30％，Mn：1.55-1.85％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015-0.04％，Nb：0.015-0.025％，Ti：0.01-0.02％，Cr：0.20-0.40％，Mo：0.20-0.30％，N：≤0.006％，O≤0.004％，Ca≤0.005％，Ni≤0.40％，其中，Ca/S≥1.5，余量为铁和不可避免杂质。

优选地，Si：0.16-0.29％。

优选地，Mn：1.55-1.83％。

优选地，N≤0.0055％，优选地，N：0.003-0.0045％。

优选地，P≤0.008％，S≤0.003％。

优选地，Al：0.02-0.035％。

优选地，Ni≤0.25％。

优选地，Cr：0.24-0.36％。

优选地，Mo：0.18-0.26％。

优选地，Nb：0.018-0.024％。

优选地，Ti：0.012-0.019％。

优选地，Ca≤0.005％。

本发明中，除非另有指明，含量均为重量百分比含量。

本发明的所述钢板的组织主要为铁素体和回火贝氏体以及可能的少量马氏体。

本发明的另一个目的是提供一种由上述低屈强比高韧性钢板制造的钢管。

本发明的又一目的在于提供所述屈服强度在500MPa以上、低屈强比高韧性中厚钢板的制造方法。该方法包括：

本发明所述低屈强比高韧性钢板的制造方法包括以下步骤：

钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后需经初轧成钢坯；

连铸坯或钢坯于1150-1220℃加热后在奥氏体再结晶区和未再结晶区进行多道次轧制，总压下率≥80％，终轧温度≥850℃；

轧后钢板以15-50℃/s的冷却速度，快速水冷至Bs-60℃至Bs-100℃温度区间，再空冷5-60s；

冷却的钢板进入在线感应加热炉以1-10℃/s的速度快速加热至Bs+20℃，回火40-60s，然后出炉空冷。

根据本发明，贝氏体开始点Bs按照以下公式计算：

Bs＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo。

优选地，多道次轧制中，再结晶区压下率≥65％，未再结晶区压下率≤63％。

优选地，终轧温度为850-880℃，更优选为850-860℃。

优选地，轧后钢板以15-50℃/s的冷却速度，快速水冷至510-550℃，更优选为515-540℃。

本发明通过合适的成分设计和加热、轧制及轧后快速冷却和在线快速加热短时间回火工艺，获得组织为铁素体+回火贝氏体以及可能的少量马氏体的低屈强比高韧性管线用钢板。10-25mm厚钢板屈服强度≥500MPa，屈强比≤0.75，延伸率A₅₀≥20％，-60℃的A_kv≥200J，冷弯性能优良，满足抗大应变管线用钢板的较高要求。本发明的低屈强比高韧性钢板，适合用于抗大应变管线输送用钢管，特别是地震高发区的抗大应变管线输送用钢管。

附图说明

图1是本发明实施例1的10mm厚钢板的典型金相组织照片。

图2是本发明实施例5的25mm厚钢板的典型金相组织照片。

具体实施方式

下面，通过结合实施例对本发明的特点和性质进行较为详细的说明。

为了实现本发明的提供一种屈服强度在500MPa以上的低屈强比高韧性管线用钢板的目的，对钢板的化学成分进行如下控制：

碳：确保钢板强度的关键元素。一般管线用钢碳含量小于0.11％。碳通过固溶和析出强化来提高钢板强度，但碳对钢的韧性、塑性和焊接性有明显的害处，因此管线钢的发展总是伴随着碳含量的不断降低。对于韧性要求较高的管线用钢，一般碳含量低于0.08％。为了获得较高的低温冲击韧性，本发明采用较低的碳含量0.05-0.08％。

硅：钢中加硅能提高钢质纯净度和脱氧。硅在钢中起固溶强化作用。但硅含量过高会使钢板加热时的氧化皮粘度较大，出炉后除鳞困难，导致轧后钢板表面红色氧化皮严重，表面质量较差。且高硅不利于焊接性能。综合考虑硅各方面的影响，本发明硅含量0.15-0.30％，优选地，Si：0.16-0.29％。

锰：为了补偿碳含量的降低导致的强度损失，提高锰含量是最廉价直接的办法。但锰具有较高的偏析倾向，所以其含量不能太高，一般低碳微合金钢中锰含量不超过2.0％。锰的加入量主要取决于钢的强度级别。本发明锰的含量应控制在1.55-1.85％，优选地，Mn：1.55-1.83％。

氮：在管线钢中氮主要与铌复合形成氮化铌或碳氮化铌析出强化。为了发挥铌的抑制再结晶的作用，希望在轧制时铌以固溶形态抑制再结晶，故管线钢中一般要求不添加过多的氮，使得钢坯在常规加热温度下(1200℃左右)铌的碳氮化物能大部分溶解。一般管线钢中氮含量不超过60ppm，优选不超过0.0055％，更优选为0.003-0.0045％。

硫和磷：硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，尤其对钢的横向塑性和韧性不利，因此硫的含量应尽可能地低。磷也是钢中的有害元素，严重损害钢板的塑性和韧性。对于本发明而言，硫和磷均是不可避免的杂质元素，应该越低越好，考虑到钢厂实际的炼钢水平，本发明要求P≤0.015％、S≤0.005％，优选地，P≤0.008％、S≤0.003％。

铝：本发明中铝作为强脱氧元素。为了保证钢中的氧含量尽量地低，铝的含量控制在0.015-0.04％。脱氧后多余的铝和钢中的氮元素能形成AlN析出物，提高强度并且在热处理加热时能细化钢的元素奥氏体晶粒度。优选地，Al：0.02-0.035％。

铌：能显著提高钢的再结晶温度和细化晶粒。热轧过程中铌的碳化物应变诱导析出能阻碍形变奥氏体的回复和再结晶，经控轧和控冷后的形变奥氏体组织得到细小的相变产物。现代管线钢铌含量一般大于0.02％，TMCP管线钢一般具有较高的屈强比和各向异性。本发明中为了得到低屈强比的抗大应变管线用钢，采用较低的铌含量，铌减少引起的强度损失由Mn、Cr、Mo来补偿，并通过快速冷却和在线快速回火工艺析出弥散细小的碳化物增加析出强化效果。因此，本发明中铌含量控制在0.015-0.025％，优选Nb：0.018-0.024％。

钛：钛是强碳化物形成元素，钢中加入微量的Ti有利于固定钢中的N，形成的TiN能使钢坯加热时奥氏体晶粒不过分粗化，细化原始奥氏体晶粒度。钛在钢中还可分别与碳和硫化合，生成TiC、TiS、Ti₄C₂S₂等，它们以夹杂物和第二相粒子的形式存在。钛的这些碳氮化物析出物在焊接时还可阻止热影响区晶粒长大，改善焊接性能。本发明中钛含量控制在0.01-0.02％，优选地，Ti：0.012-0.019％。

铬：铬提高钢的淬透性，增加钢的回火稳定性。铬在奥氏体中溶解度很大，稳定奥氏体，淬火后在马氏体中大量固溶，并在随后的回火过程中会析出Cr₂₃C₇、Cr₇C₃等碳化物，提高钢的强度和硬度。为了保持钢的强度级别，铬可以部分代替锰，减弱高锰的偏析倾向。配合在线快速感应加热回火技术的细小碳化物析出，可相应降低Nb的合金含量，故本发明可添加0.20-0.40％的铬，优选0.24-0.36％。

钼：钼能显著地细化晶粒，提高强度和韧性。钼能减少钢的回火脆性，同时回火时还能析出非常细小的碳化物，显著强化钢的基体。由于钼是非常昂贵的战略合金元素，所以本发明中仅添加0.18-0.30％的钼，优选0.19-0.26％。

镍：稳定奥氏体的元素，对提高强度没有明显的作用。钢中加镍尤其是在调质钢中加镍能大幅提高钢的韧性尤其是低温韧性，同时由于镍属于贵重合金元素，所以本发明可选择性添加不超过0.40％的镍元素，优选不超过0.25％。

钙：本发明的管线钢进行钙处理主要是改变硫化物形态，改善钢的厚向、横向性能和冷弯性能。对于硫含量很低的钢亦可不进行钙处理。本发明钙含量的高低视硫含量而定，控制Ca/S比≥1.5，优选Ca≤0.005％，更优选Ca≤0.0045％。

上述低屈强比高韧性管线用钢板，按照如下工艺制造：

转炉吹炼和真空处理：目的是确保钢液的基本成分要求，去除钢中的氧、氢等有害气体，并加入锰、钛等必要的合金元素，进行合金元素的调整。

连铸或模铸：保证铸坯内部成分均匀和表面质量良好，其中模铸的钢锭需轧制成钢坯。

加热和轧制：连铸坯或钢坯在1150-1220℃的温度下加热，一方面获得均匀的奥氏体化组织，另一方面使铌、钛、铬、钼等合金元素的化合物部分溶解。在奥氏体再结晶区和未再结晶区进行多道次轧制，再结晶区压下率≥65％，未再结晶区压下率≤63％，总压下率≥80％，终轧温度≥850℃，优选为850-880℃；

快速冷却：轧后钢板以15-50℃/s的冷却速度快速水冷至Bs-60℃至Bs-100℃温度区间，空冷5-60s；在快速冷却过程中，大部分的合金元素被固溶到马氏体中。

在线回火：冷却的钢板进入在线感应加热炉以1-10℃/s的速度快速加热至Bs+20℃，回火40-60s，然后出炉空冷。回火有助于消除快冷时钢板产生的内应力以及消除贝氏体条束内或之间的微裂纹，弥散析出部分碳化物强化，提高强塑型、韧性和冷弯性能。

超快冷和快速在线回火工艺可以有效降低管线钢的屈强比和各向异性。在线热处理(回火)工艺除了可以缩短工艺流程，节省能源外，更主要的是使原先用TMCP工艺生产的钢板性能得到充分的提高，特别是解决了微合金钢由于未再结晶轧制导致的各向异性和屈强比过高的弊病，从而为生产可大变形的管线钢和低屈强比的高强度建筑用钢以及要求高性能的钢板创造了条件。

本发明通过对冷却终冷温度的区间控制以及在线的快速感应加热短时间回火及温度的适当选择，使得钢板的组织类型得到精确控制，因而获得较低的屈强比；并且钢板内部碳化物细小弥散析出，获得了强度与韧性的良好匹配。

本发明通过合适的成分设计和加热、轧制及轧后快速冷却和在线快速加热短时间回火工艺，获得组织为铁素体(F)+贝氏体(B)以及可能的少量马氏体(MA)的低屈强比高韧性管线用钢板。10-25mm厚钢板屈服强度≥500MPa，屈强比≤0.75，延伸率A₅₀≥20％，-60℃的A_kv≥200J，冷弯性能优良，满足了抗大应变管线用钢板的较高要求。

实施例

实施例1

将按表1配比冶炼完成的钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，板坯厚度80mm，所得坯料于1200℃加热后，在奥氏体再结晶温度范围内经多道次轧制，轧制成厚度为10mm的钢板，总压下率为88％，终轧温度为860℃，然后以35℃/s的速度水冷至535℃，再在线快速加热至640℃回火，然后空冷至室温；

实施例2-5的详细成分见表1，工艺过程如实施例1，工艺参数见表2。

表1本发明实施例1-5的化学成分、Ceq(wt％)、Pcm

*Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/14

**Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B

表2本发明实施例1-5的工艺参数及钢板厚度

试验例1：力学性能

按照GB/T228-2002金属材料室温拉伸试验方法、GB 2106-1980金属夏比V型缺口冲击试验方法，GB/T 8363-2007落锤撕裂试验标准测定本发明实施例1-5钢板的各项力学性能，其结果见表3。

表3本发明实施例钢板的力学性能

E_cvn-60℃：-60℃夏比V型缺口试样冲击功

SA％_-15℃：-15℃DWTT断裂试样断口剪切面积

DWTT：落锤撕裂试验

50％FATT：50％韧脆转变温度

试验例2：弯曲性能

按照GB/T 232-2010金属材料弯曲试验方法，对本发明实施例1-5钢板进行横向冷弯d＝2a，180°试验，其结果全部实施例钢板完好，均无表面裂纹。

试验例3：金相组织

图1是本发明实施例1的10mm厚钢板的金相组织图。

图2是本发明实施例5的25mm厚钢板的金相组织图。

从图中可见，钢板的组织为铁素体和回火贝氏体以及少量的马氏体。

其他实施例也能得到类似的金相组织图。

从以上实施例结果可以看出，采用本发明的成分设计、加热和轧制工艺、快冷及在线的快速加热回火工艺得到的钢板实现了细晶强化、相变强化、析出强化，提高了钢板的强度、硬度，具有很高的低温韧性，尤其是使钢板获得较低的屈强比，组织呈现为铁素体和回火贝氏体以及可能的少量马氏体和弥散碳化物强化。10-25mm厚钢板的纵向、横向屈服强度≥500MPa，屈强比≤0.75，延伸率A₅₀≥20％，-60℃的A_kv≥200J，冷弯性能优良，满足了抗大应变管线输送用钢要求。另外，从表1中可见本发明钢的Ceq较低以及Pcm值较低，说明本发明钢板的焊接性和抗裂纹敏感性能比较好。

Claims (18)

1.一种低屈强比高韧性钢板，其化学成分的重量百分比为：C：0.05-0.08％，Si：0.15-0.30％，Mn：1.55-1.85％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.015-0.04％，Nb：0.015-0.025％，Ti：0.01-0.02％，Cr：0.20-0.40％，Mo：0.20-0.30％，N：≤0.006％，O≤0.004％，Ca≤0.005％，Ni≤0.40％，其中，Ca/S≥1.5，余量为铁和不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Si：0.16-0.29％。

3.如权利要求1或2所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Mn：1.55-1.83％。

4.如权利要求1-3任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，N≤0.0055％，优选地，N：0.003-0.0045％。

5.如权利要求1-4任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，P≤0.008％，S≤0.003％。

6.如权利要求1-5任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Al：0.02-0.035％。

7.如权利要求1-6任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Ni≤0.25％。

8.如权利要求1-7任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Cr：0.24-0.36％。

9.如权利要求1-8任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Mo：0.18-0.26％。

10.如权利要求1-9任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Nb：0.018-0.024％。

11.如权利要求1-10任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Ti：0.012-0.019％。

12.如权利要求1-11任一所述的低屈强比高韧性钢板，其特征在于，Ca≤0.005％。

13.如权利要求1-11任一所述的低屈强比高韧性钢板，其组织主要为铁素体和回火贝氏体以及可能的少量马氏体。

14.如权利要求1-13任一所述的低屈强比高韧性钢板，厚度为10-25mm，屈服强度≥500MPa，屈强比≤0.75，延伸率A₅₀≥20％，-60℃的A_kv≥200J。

15.如权利要求1-14任一所述的低屈强比高韧性钢板的制造方法，包括：

钢水经真空脱气处理后进行连铸或模铸，模铸后需经初轧成钢坯；

连铸坯或钢坯于1150-1220℃加热后在奥氏体再结晶区和未再结晶区进行多道次轧制，总压下率≥80％，终轧温度≥850℃；

轧后钢板以15-50℃/s的冷却速度，快速水冷至Bs-60℃至Bs-100℃温度，再空冷5-60s；

冷却的钢板进入在线感应加热炉以1-10℃/s的速度快速加热至Bs+20℃，回火40～60s，然后出炉空冷；

其中贝氏体开始点Bs为：Bs＝830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo。

16.如权利要求15所述的方法，其特征在于，多道次轧制中，再结晶区压下率≥65％，未再结晶区压下率≤63％。

17.如权利要求15或16所述的方法，其特征在于，终轧温度为850-880℃。

18.如权利要求15-17任一所述的方法，其特征在于，轧后钢板以15-50℃/s的冷却速度，快速水冷至510-550℃。

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