CN105200316B

CN105200316B - 一种浆体输送管线钢及其制造工艺

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Publication number: CN105200316B
Application number: CN201510580324.1A
Authority: CN
Inventors: 牛涛; 安成钢; 姜永文; 吴新朗; 陈斌; 武军宽; 李飞; 于晨; 张彩霞; 代晓莉; 高攀; 徐伟; 崔阳; 缪成亮
Original assignee: Shougang Corp
Current assignee: Shougang Group Co Ltd
Priority date: 2015-09-11
Filing date: 2015-09-11
Publication date: 2017-05-03
Anticipated expiration: 2035-09-11
Also published as: CN105200316A

Abstract

本发明公开了一种浆体输送管线钢及其制造工艺，解决了现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题，该浆体输送管线钢的冶炼成分由如下质量百分含量的化学组份组成：碳元素0.04wt％～0.10wt％，硅元素0.10wt％～0.30wt％，锰元素1.00wt％～1.60wt％，磷元素≤0.020wt％，硫元素≤0.005wt％，钒元素0.010wt％～0.050wt％，铌元素0.050wt％～0.080wt％，铬元素0.15wt％～0.50wt％，钛元素0.010wt％～0.050wt％，其他为铁元素和不可避免的微量杂质，其中，浆体输送管线钢具有由铁素体、贝氏体和少珠光体构成的多相组织，多相组织的晶粒度大于或等于12级。实现了热轧卷板的强度与塑韧性的良好匹配，更适用于浆体输送管线钢的实际应用。

Description

一种浆体输送管线钢及其制造工艺

技术领域

本发明涉及钢铁制造技术领域，尤其涉及一种浆体输送管线钢及其制造工艺。

背景技术

浆体管道输送是将颗粒状的固体物质与液体输送介质混合，在管道中采用泵送的方式运输。因此，煤浆中的固体颗粒将会对管道内壁造成较大的磨损。已有研究表明，输煤管线过程的磨损属于冲蚀磨损，是指材料受到小而松散的流动粒子冲击时表面出现破坏的一类磨损现象，是由多相流动介质冲击材料表面而造成的。因此对钢铁材料提出了高强度、高塑韧性、低屈强比、高耐冲蚀磨损性能等方面的要求。

现有技术中，提高C(碳元素)的含量或V(钒元素)的含量，从而通过提高钢材的硬度来保证最终的抗磨损性能，但由此带来用于浆体输送管线钢的焊接性能差。

发明内容

本发明的目的在于提供一种浆体输送管线钢及制造工艺，以解决现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题。

第一方面，本发明提供的一种浆体输送管线钢，所述浆体输送管线钢的冶炼成分由如下质量百分含量的化学组份组成：碳元素0.04wt％～0.10wt％，硅元素0.10wt％～0.30wt％，锰元素1.00wt％～1.60wt％，磷元素≤0.020wt％，硫元素≤0.005wt％，钒元素0.010wt％～0.050wt％，铌元素0.050wt％～0.080wt％，铬元素0.15wt％～0.50wt％，钛元素0.010wt％～0.050wt％，其他为铁元素和不可避免的微量杂质；其中，所述浆体输送管线钢具有由铁素体、贝氏体和少珠光体构成的多相组织，所述多相组织的晶粒度大于或等于12级。

优选的，所述浆体输送管线钢的冷裂纹敏感指数Pcm≤0.18％。

优选的，所述浆体输送管线钢的失厚率≤0.55mm/a，所述浆体输送管线钢的失重率≤0.20％。

优选的，所述浆体输送管线钢的横向拉伸性能至少满足如下条件：屈服强度为450～570MPa，抗拉强度≥540MPa，延伸率≥18％。

优选的，所述浆体输送管线钢的HV10硬度≤250。

本发明实施例提供第一方面所述浆体输送管线钢的制造工艺，包括冶炼及连铸工艺，板坯加热工艺，热轧工艺，冷却及卷取工艺，所述热轧工艺中：在未再结晶区进行精轧，其中，所述精轧的入口温度≤930℃，所述精轧的终轧温度为800～880℃，所述精轧后的总变形量＞65％；所述冷却及卷取工艺包括：依次执行的超快冷冷却步骤、层流冷却步骤、精冷步骤；其中，所述超快冷冷却步骤的冷却速率大于40℃/s，所述超快冷冷却步骤的冷却温度控制在580℃～640℃，在所述精冷步骤后温度为540℃～600℃时进行卷取。

优选的，所述板坯加热工艺中：高温均热段的均热时间≤40min，板坯加热的加热时间为180～300min，所述板坯加热后的出炉温度为1170～1200℃；所述热轧工艺中：在所述精轧之前，在再结晶区进行6～8道次粗轧，其中，所述粗轧的末道次压下率≥26％，所述粗轧的出口温度为950～1050℃。

优选的，所述粗轧由第一机架和第二机架组成的双机架完成；其中，在所述第一机架上完成第1道次之后，在所述第二机架上完成5道次；或在所述第一机架上完成前3道次之后，在所述第二机架上完成5道次。

优选的，所述冶炼及连铸工艺中，包括对铁水进行预处理，其中，所述预处理时所述硫元素的含量小于或等于0.005％。

优选的，所述冶炼及连铸工艺中：铸坯凝固末端经过动态且小于一压力阈值的压下、稳定的过热度、恒定拉速，以及结晶器液面波动控制在±3mm。

本发明实施例提供的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

1、成分设计上，通过组份中C、V、Cr(铬元素)的强化作用，实现热轧卷板的强度与塑韧性的良好匹配，结合形成的“铁素体+贝氏体+少珠光体”的多相组织，进一步实现强度和塑韧性的良好匹配，达到高韧性，从而解决了现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题，更适用于浆体输送管线钢的实际应用。同时，还保证了最终的力学性能与耐冲蚀磨损性能，且避免了Mo、Cu、Ni等昂贵合金的添加，降低了浆体输送管线钢的合金成本。

2、本发明实施例中浆体输送管线钢的冷裂纹敏感指数Pcm≤0.18％，则可见所采用为低合金成分体系，具有较低的碳当量，有利于材料的焊接性。

进一步，还通过加热及粗轧工艺的控制，实现奥氏体晶粒的细化和压扁，提高热轧卷板的DWTT(Drop-Weight Tear Test，落锤撕裂试验)性能，确保其具有较低的韧脆转变温度，对解决现有浆体输送管线钢焊接性能差的问题具有一定辅助作用，进一步保证了浆体输送管线钢的实际应用。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例中14.3mm规格的浆体输送管线钢的DWTT试验结果图；

图2为本发明实施例中17.5mm规格的浆体输送管线钢的DWTT试验结果图；

图3为本发明实施例中14.3mm规格的浆体输送管线钢的显微组织图；

图4为本发明实施例中17.5mm规格的浆体输送管线钢的显微组织图。

具体实施方式

为了解决现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题，本发明实施例提供了一种浆体输送管线钢及其制造工艺，总体思路如下：

通过组份中C、V、Cr的强化作用，实现了热轧卷板的强度与塑韧性的良好匹配，结合形成的“铁素体+贝氏体+少珠光体”的多相组织，进一步实现强度和塑韧性的良好匹配，从而解决了现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题，更适用于浆体输送管线钢的实际应用。同时，还保证了最终的力学性能与耐冲蚀磨损性能，且避免了Mo、Cu、Ni等昂贵合金的添加，降低了热轧卷板的合金成本。

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明提供了一种浆体输送管线钢，浆体输送管线钢的冶炼成分由如下质量百分含量的化学组份组成：碳元素0.04wt％～0.10wt％，硅元素0.10wt％～0.30wt％，锰元素1.00wt％～1.60wt％，磷元素≤0.020wt％，硫元素≤0.005wt％，钒元素0.010wt％～0.050wt％，铌元素0.050wt％～0.080wt％，铬元素0.15wt％～0.50wt％，钛元素0.010wt％～0.050wt％，其他为铁元素和不可避免的微量杂质；其中，浆体输送管线钢具有由铁素体、贝氏体和少珠光体构成的多相组织，多相组织的晶粒度大于或等于12级。

上述技术方案中，采用了0.04～0.10wt％的C。一方面，较低的C含量可以有效保证低温韧性，较低的C含量也使得热轧卷板具有良好的可焊性。另一方面，较低的C含量仍然能够确保热轧卷板的强度，特别是当采用低合金成分设计时，C含量在强度和硬度上的作用更为重要，而且C元素可以促使控轧阶段硬相的形成，有利于提高耐磨性。

上述技术方案中，还采用了0.05～0.08wt％的Nb(铌元素)，是基于细晶强化和析出强化的考虑。Nb是主要的细晶强化元素，在高温变形过程中一直再结晶的发生，Nb为熔质点及应变有道析出是抑制再结晶的主要因素。同时通过固溶Nb的拖曳效应和Nb析出的阻碍作用抑制奥氏体的回复、再结晶和晶粒长大，特别是精轧未再结晶区的低温大变形可以显著的细化晶粒尺寸，提高了热轧卷板的韧性和塑性的同时提高强度。

上述技术方案中，还采用了0.15～0.50％的Cr(铬元素)，弥补由于低C造成的强度不足。同时Cr降低γ→α的相变温度，获得细小的相变产物，提高了塑韧性，从而提高了热轧卷板的耐冲蚀磨损性能。

上述技术方案中，添加的0.01～0.05％的V增加第二相粒子的析出，通过析出硬相提高了热轧卷板强度和耐磨性能。尽管V的析出对韧性产生不利影响，但可以通过控轧控冷手段获得细小弥散的析出物，降低对韧性的不利影响。

进而，通过上述技术方案中，获得了晶粒度大于或等于12级的“铁素体+贝氏体+少珠光体”的多相组织，更细的多相组织的软硬相配合实现强度和塑韧性的良好匹配，进而实现了热轧卷板的高耐冲蚀磨损性能。

具体的，本发明实施例中浆体输送管线钢的失厚率≤0.55mm/a，浆体输送管线钢的失重率为≤0.20％。可以按照GB10124-88、NACE TM 01-71及SY/T 5273-2000规定的方法在20±2℃、12MPa压力下进行加速冲蚀磨损试验确定，失厚率和失重率。试验使用：磨损介质为50％水+50％石英砂(重量比)，石英砂粒径为40～70目，试样转速为2m/s。所有试样在规定试验条件下72小时冲蚀磨损试验后的失厚率均不能超过0.85mm/a，失重率不能超过0.70％。

具体的，本发明实施例中浆体输送管线钢的横向拉伸性能至少满足如下条件：屈服强度R_t0.5为450～570MPa，抗拉强度R_m≥540MPa，延伸率A_5.65≥18％，得出R_t0.5/R_m≤0.90。

具体的，本发明实施例中浆体输送管线钢的HV10硬度≤度≤0。

具体的，本发明实施例中浆体输送管线钢：试样尺寸为10×10×5.5mm，在试验温度-20℃下进行V型缺口冲击性能试验，得到性能结果如下：V型缺口冲击功单值≥90J，均值≥120J，剪切面积单值≥80％，均值≥90％。

具体的，本发明实施例中浆体输送管线钢在试验温度-5℃下进行DWTT性能试验，得到试验结果为剪切面积≥98％。

本发明的发明人经研究发现，耐冲蚀磨损性能与塑性和韧性、显微组织等均有重要关系，即使硬度相对较低，塑韧性好的材料抗冲蚀能力仍然可以保持较高的水平甚至更高。上述浆体输送管线钢所用冶炼成分通过C、V、Cr的强化作用，优化实现热轧卷板的强度与塑韧性的良好匹配，其中，较低C含量结合其他元素，在保证强度的同时提高了热轧卷板的塑韧性，解决了现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题，从一方面保证了最终的力学性能与耐冲蚀磨损性能，进而提高了浆体输送管线钢的使用寿命。而且避免了Mo、Cu、Ni等昂贵合金的添加，降低了热轧卷板的合金成本。

形成钢的冷裂纹敏感指数Pcm满足如下条件：Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B≤0.18％，其中，Pcm表示冷裂纹敏感指数；其中的C、Si(硅元素)、Mn(锰元素)、Cr、Cu(铜元素)、Ni(镍元素)、Mo(钼元素)、V、B(硼元素)表示其质量百分含量。通过上述冷裂纹敏感指数Pcm可见所采用为低合金成分体系，具有较低的碳当量，更有利于提高焊接性。

基于同一发明构思，本发明实施例还提供了前述浆体输送管线钢的制造方法，本发明实施例提供的浆体输送管线钢的制造方法依次执行如下工艺流程：冶炼及连铸工艺，板坯加热工艺，热轧工艺、冷却及卷取工艺。

1、冶炼及连铸工艺：

首先，对铁水进行预处理，确保预处理时硫元素的含量小于或等于0.005％。然后，对形成的钢水进行转炉炼钢，接着，通过LF(Ladle Furnace，钢包炉)精炼对Ca处理夹杂物变性。

最后进行连铸形成板坯：在连铸阶段采用铸坯凝固末端经过且小于一压力阈值的压下、稳定的过热度、恒定拉速，以及结晶器液面波动控制在±3mm，从而减少或避免偏析。

2、板坯加热工艺：

在具体实施过程中，为控制奥氏体晶粒长大，同时使合金元素充分固溶，因此采用步进式加热炉进行板坯加热。具体的，在板坯加热过程中，高温均热段的均热时间≤40min，以减少奥氏体晶粒的粗化。

具体的，板坯加热的加热时间为180～300min，板坯加热后的出炉温度为1170～1200℃。从而较低的出炉温度和较短的加热时间有利于细化奥氏体晶粒，使得室温铁素体组织细化。

3、热轧工艺：

热轧工艺采用两阶段轧制，其中，在再结晶区进行粗轧，粗轧之后在未再结晶区进行精轧。

具体在再结晶区进行共6～8道次粗轧，其中，粗轧的每个道次的压下率均不相同，第1道次小于第2道次，第2道次小于第3道次，第3道次小于第4道次，依次类推，粗轧的末道次的压下率最大。其中，粗轧的末道次压下率≥26％，粗轧的其他道次的压下率可以上述原理进行自行设置。

比如，粗轧由第一机架和第二机架组成的双机架完成，一种方式为：在第一机架上完成第1道次之后，在第二机架上完成5道次，则双机架一共进行6道次粗轧；另一种方式为：在第一机架上完成前3道次之后，在第二机架上完成5道次，双机架一共进行8道次粗轧。

且粗轧的出口温度为950～1050℃。基于上述下压率剂出口温度的控制，充分利用了粗轧阶段末道次的低温变形，将变形渗透至板坯中心，从而细化了奥氏体晶粒。

精轧阶段是在奥氏体充分已细化的基础上，进行低温大压下变形，以提高奥氏体的压扁程度。具体的，精轧低温的温度控制具体为：精轧入口的入口温度≤930℃，精轧的终轧温度为800～880℃。经过精轧阶段，能够达到精轧后的总变形量＞65％。

4、冷却及卷取工艺：

轧后控制冷却包括依次执行的超快冷冷却步骤、层流冷却步骤、精冷步骤。其中，超快冷冷却步骤的冷却速率大于40℃/s，超快冷冷却步骤的冷却温度控制在580℃～640℃，从而通过大冷速，抑制析出物在高温阶段的析出，同时提高板坯冷却均匀性。在经过精冷步骤后温度为540℃～600℃时进行卷取，从而获得“铁素体+贝氏体+少珠光体”多相组织，并促进Nb、V的碳氮化物的细小、弥散的分布在基体上。

通过上述浆体输送管线钢的制造工艺，对加热及粗轧工艺的控制，实现了奥氏体晶粒的细化和压扁，提高了热轧卷板的DWTT性能，确保具有较低的韧脆转变温度。另一方面，通过精轧和冷却工艺的控制，获得“铁素体+贝氏体+少珠光体”多相组织，实现了热轧卷板的强度和塑韧性的良好匹配。

本发明上述实施例提供的浆体输送管线钢及其制造工艺至少适用于10.0～20.0mm厚度规格的浆体输送类管线用热轧卷板。

具体的，根据本发明实施例提供浆体输送管线钢的冶炼成分及其制造工艺制造的浆体输送管线钢进行横向拉伸性能试验，能够满足：屈服强度R_t0.5为450～570MPa，抗拉强度R_m≥540MPa，延伸率A_5.65≥18％，R_t0.5/R_m≤0.90。

具体的，本发明实施例提供的10×10×5.5mm试样尺寸的浆体输送管线钢在试验温度-20℃下进行V型缺口冲击性能试验，能够满足：V型缺口冲击功单值≥90J，均值≥120J，剪切面积单值≥80％，均值≥90％。在试验温度-5℃下进行DWTT性能试验，能够满足：剪切面积≥98％。硬度试验满足：HV10硬度≤250。金相组织验证结果满足：具有晶粒度为12级或更细“铁素体+贝氏体+少珠光体”多相组织。

本发明提供的一种浆体输送管线钢及其制造方法，通过优化合金成分设计，以及进行工艺配合，获得了高塑韧性、高耐冲蚀磨损性，良好的强韧性匹配和焊接性能，成本低廉的浆体输送管线钢。

下面，给出本发明提供的冶炼成分及制造方法制造浆体输送管线钢的实例，这些实例仅是对本发明实施方式的举例说明，但是不用于对本发明的保护范围有任何的限制。

实例一：

提供一种厚度规格为14.3mm的浆体输送管线钢，其冶炼成分参考如下表1所示：

表1.14.3mm规格浆体输送管线钢的冶炼成分

厚度规格为14.3mm的浆体输送管线钢的制造工艺参数参考表2所示：

表2.14.3mm规格浆体输送管线钢的制造工艺参数

出炉温度/℃	在炉时间/min	末道次压下量/mm	终轧温度/℃	卷取温度/℃
					1195	230	22	820	549

实例二：

提供一种厚度规格为17.5mm的浆体输送管线钢，冶炼成分参考如下表3所示：

表3.17.5mm规格浆体输送管线钢的冶炼成分

厚度规格为17.5mm的浆体输送管线钢的制造工艺参数参考表4所示：

表4.17.5mm规格浆体输送管线钢的制造工艺参数

出炉温度/℃	在炉时间/min	末道次压下量/mm	终轧温度/℃	卷取温度/℃
					1175	271	26	835	584

本发明实例一及实例二中浆体输送管线钢力学性能如下表5所示：

表5.14.3mm规格及17.5mm规格的浆体输送管线钢力学性能

实例一浆体输送管线钢的DWTT试验结果如图1所示，14.3mm规格的浆体输送管线钢韧脆转变温度约为-31℃，实例二浆体输送管线钢的DWTT试验结果如图2所示，17.5mm规格的浆体输送管线钢韧脆转变温度约为-21.6℃。

实例一浆体输送管线钢在20um显微组织如图2所示，实例二浆体输送管线钢在20um显微组织如图3所示，图2和图3均可见“铁素体+贝氏体+少珠光体”多相组织，该类型多相组织的软硬相配合有利于提高热轧卷板的耐冲蚀磨损性能。

按照GB10124-88、NACE TM 01-71及SY/T 5273-2000规定的方法进行耐磨试验，试验条件是：自来水50％+石英砂各50％(重量比)形成的磨损介质；石英粒径40～70目；线速度2m/s；流体静压12MPa；试验温度：20±2℃；试验周期72h；计算试验材料在规定试验条件下的失厚率(mm/a)和失重率(％)来对比其耐磨性。试验结果如下表6所示，其中，表6中的对比例数据均来自现有矿浆输送焊管管线用耐磨钢。

表6.实例一及实例二的耐磨试验结果

	失厚率平均值(mm/a)	失重率平均值(％)
			标准值	≤0.85	≤0.70
实例一	0.43	0.16
			实例二	0.52	0.18
对比例	1.22	0.89
			14.5mm对比例	0.59	0.46
17.5mm对比例	0.57	0.45

通过表6中数据可以看出，本发明实施失厚率平均值及失重率平均值均达到且远优于标准值，且比现有技术失厚率和失重率均更优，因此，本发明实施例中技术方案相比现有技术的耐冲蚀磨损性能更高。

通过上述描述的本发明实施例提供的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

1、成分设计上，通过C、V、Cr的强化作用，实现热轧卷板的强度与塑韧性的良好匹配，从而解决了现有浆体输送管线钢焊接性能差的技术问题，更适用于浆体输送管线钢的实际应用。同时，还保证了最终的力学性能与耐冲蚀磨损性能，且避免了Mo、Cu、Ni等昂贵合金的添加，降低了热轧卷板的合金成本。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims

1.一种浆体输送管线钢的制造方法，包括冶炼及连铸工艺，板坯加热工艺，热轧工艺，冷却及卷取工艺；其特征在于，所述浆体输送管线钢的冶炼成分由如下质量百分含量的化学组份组成：碳元素0.04wt％～0.10wt％，硅元素0.10wt％～0.30wt％，锰元素1.00wt％～1.60wt％，磷元素≤0.020wt％，硫元素≤0.005wt％，钒元素0.010wt％～0.050wt％，铌元素0.050wt％～0.080wt％，铬元素0.15wt％～0.50wt％，钛元素0.010wt％～0.050wt％，其他为铁元素和不可避免的微量杂质；

其中，所述浆体输送管线钢具有由铁素体、贝氏体和少珠光体构成的多相组织，所述多相组织的晶粒度大于或等于12级；

所述热轧工艺中：在未再结晶区进行精轧，其中，所述精轧的入口温度≤930℃，所述精轧的终轧温度为800～880℃，所述精轧后的总变形量＞65％；

所述冷却及卷取工艺包括：依次执行的超快冷冷却步骤、层流冷却步骤、精冷步骤；

其中，所述超快冷冷却步骤的冷却速率大于40℃/s，所述超快冷冷却步骤的冷却温度控制在580℃～640℃，在所述精冷步骤后温度为540℃～600℃时进行卷取。

2.如权利要求1所述的制造方法，其特征在于，所述板坯加热工艺中：高温均热段的均热时间≤40min，板坯加热的加热时间为180～300min，所述板坯加热后的出炉温度为1170～1200℃；

所述热轧工艺中：在所述精轧之前，在再结晶区进行6～8道次粗轧，其中，所述粗轧的末道次压下率≥26％，所述粗轧的出口温度为950～1050℃。

3.如权利要求2所述的制造方法，其特征在于，所述粗轧由第一机架和第二机架组成的双机架完成；

其中，在所述第一机架上完成第1道次之后，在所述第二机架上完成5道次；或

在所述第一机架上完成前3道次之后，在所述第二机架上完成5道次。

4.如权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述冶炼及连铸工艺中，包括对铁水进行预处理，其中，所述预处理时所述硫元素的含量小于或等于0.005％。

5.如权利要求4所述的制造方法，其特征在于，所述冶炼及连铸工艺中：铸坯凝固末端经过动态且小于一压力阈值的压下、稳定的过热度、恒定拉速，以及结晶器液面波动控制在±3mm。