CN108103410B - 一种屈服强度≥910MPa的管线钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提出了一种屈服强度≥910MPa的管线钢及其制备方法，成分是C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W 0.005‑0.008％、Zr 0.0001‑0.0004％、Ta 0.0001‑0.005％、Co 0.02‑0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0001‑0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N0.001‑0.005％，Ti/N 3.42‑5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素，最终组织以面积率统计为95‑96％的针状铁素体和4‑5％的马氏体。经过电镜检测，形成的TiN粒径平均范围是20‑30nm，面积率是0.5‑0.55％，NbC粒径平均范围是25‑35nm，面积率是0.7‑0.95％；马氏体平均尺寸是2‑4μm；屈强比≤0.9，屈服强度≥910MPa，抗拉强度≥1100MPa，偏析度：最大Mn偏析度为1.7以下、Nb偏析度为2.5以下、Ti偏析度为2.8以下。

Description

一种屈服强度≥910MPa的管线钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种屈服强度≥910MPa的管线钢及其制备方法。
背景技术
随着国民经济的高速发展，石油天然气需求出现供不应求的局面，这极大促进了边际油气田和海上油气资源的开发和海底管道的建设，海底管线用钢的重要性日益凸现。恶劣的海洋环境对海底管线用钢提出较陆地管线用钢更加严格的质量要求。由于受铺设过程侧面弯曲和海底海流变化等因素的影响，要求海底管线钢具有高的洁净度，较高的纵向强度，高的韧性，较低的钢板各向异性和额外的裂纹止裂评估，这些要求需要改善合金设计和轧制工艺。
海底管线常用X65、X70、X80钢级。目前国内海底管线用钢主要依靠进口，而且其生产方法采用可逆式中板轧机和炉卷轧机。采用热连机生产具有生产效率高，尺寸精度高的优点，但热连轧板各向异性大，同时由于开平、横切过程的加工硬化和热轧应力难以释放，造成钢板板形不好、性能变化大，因此利用热连机生产海底管线用高强度(ReL≥450MPa)钢板是冶金企业努力开发的目标，以满足边际油气田和海上油气资源的开发越来越大的需求。
管线钢，特别是海底管线钢是目前研究最为活跃的技术领域，其研究成果也进行了部分的报道，相关的文献有“海底管线用钢的开发应用”(焊管.2006，29(5)：36-39)，介绍了宝钢海底管线用X65级钢板的理化性能，但文献未对钢的化学成分及其生产方法进行充分公开。
发明内容
本发明所解决的技术问题是提供一种屈服强度≥910MPa的管线钢，具有高强度、高韧性、低屈强比、裂纹敏感性低的优点。为实现上述目的，本发明一方面是提供屈服强度≥910MPa管线钢的成分，另一方面是提高屈服强度≥910MPa管线钢性能的生产方法。
技术方案如下：
一种屈服强度≥910MPa管线钢，其特征在于：成分是C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素，最终组织以面积率统计为95-96％的针状铁素体和4-5％的马氏体；经过电镜检测，形成的TiN粒径平均范围是20-30nm，面积率是0.5-0.55％，NbC粒径平均范围是25-35nm，面积率是0.7-0.95％；马氏体平均尺寸是2-4μm；屈强比≤0.9，屈服强度≥910MPa，抗拉强度≥1100MPa，偏析度：最大Mn偏析度为1.7以下、Nb偏析度为2.5以下、Ti偏析度为2.8以下。
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢，其特征在于：C 0.03％、Si 0.05％、Mn 1％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07％、Ti 0.010％、Al≤0.050％、Cr 0.5％、Mo 0.55％、Ni0.1％、Cu 0.05％、W 0.005％、Zr 0.0001％、Ta 0.0001％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001％、稀土(Sc+Y+La)0.0001％、B 0.0001％、N 0.002％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢，其特征在于：C 0.035％、Si 0.01％、Mn1.3％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.08％、Ti 0.01％、Al≤0.050％、Cr 0.6％、Mo0.58％、Ni 0.13％、Cu 0.07％、W 0.007％、Zr 0.0002％、Ta 0.0003％、Co 0.025％、Hf：0.003％、稀土(Sc+Y+La)0.0003％、B 0.0003％、N 0.0023％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢，其特征在于：C 0.04％、Si 0.15％、Mn 1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.095％、Ti 0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.65％、Mo 0.6％、Ni0.15％、Cu 0.09％、W 0.008％、Zr 0.0004％、Ta 0.005％、Co 0.03％、Hf：0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0005％、B 0.0005％、N 0.003％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
在石油管线钢领域，随着级别的提高，在材质设计、炼钢、浇铸、钢板生产和钢管生产(UOE成形和缝焊技术)等方面都要进行系统的严格的技术把关。本发明中屈服强度≥910MPa管线钢的生产方法，工艺路线包括：配比备料→铁水预处理→钢水冶炼→炉外精炼→连铸→轧制→卷取；核心步骤如下：
(1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为10～17min，供氧强度为10000～18000m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050-1080kg和萤石230-250kg造顶渣；
(3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO 50％，SiO230％，Al2O315％，MgO 5％，FeO+Fe2O3+MnO≤1.0％，真空度≤2mbar；真空处理时间12-20分钟；
(4)连铸工艺：全程吹氩保护，避免钢水氧化，控制连铸过程增氮；采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1180～1190℃，总在炉时间≥240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060～1070℃，单道次压下率＞12％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤850℃，终轧温度为690～700℃，精轧压缩比≥4，累计压下率≥85％；
(6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25～30℃/s的冷却速度冷却至330～350℃，之后卷取；获取的板材化学成分C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W 0.005-0.008％、Zr0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1180℃，总在炉时间240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060℃，单道次压下率14％，末道次压下率26％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度820℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比4，累计压下率85％；
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1190℃，总在炉时间260min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1065℃，单道次压下率16％，末道次压下率28％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度815℃，终轧温度为695℃，精轧压缩比5，累计压下率86％；
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1185℃，总在炉时间280min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1070℃，单道次压下率18.5％，末道次压下率25.5％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度810℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比5，累计压下率87％；
进一步：屈服强度≥910MPa管线钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中钢板进入层流冷却区域，以28℃/s的冷却速度冷却至340℃，之后卷取。
与现有技术相比，本发明技术效果包括：
1、本发明通过精确控制精轧开轧温度，保证组织板坯在横向、纵向组织、性能的均匀性，且列出了轧制道次压下制度。在具有高强度、高韧性的同时具有良好的焊接性。
2、本发明中，管线钢在热连轧生产线生产，省去热处理工艺，通过对合金元素的精确控制，避免了以增加合金数量来换取性能的提高，节约了工艺成本，提高了生产效率。
3、本发明通过合理的化学成分设计，并采取控轧控冷工艺，得到最终组织以面积率统计为95-96％的针状铁素体和4-5％的马氏体的屈服强度≥910MPa管线钢。
4、随着石油天然气需求量的不断增加，管道的输送压力和管径也不断地增大，油气输送钢管也相应迅速向高钢级方向发展。本发明满足了X120管线钢要求，相比较于X70、X80管线钢，其强度上升幅度大，有助于天然气长距离高压输送。当输送量恒定时，采用X120高强钢钢管输送，可提高输送压力，从而使管径减小、管壁减薄，这使得焊材的使用费、焊缝的施工费、钢管的运输费等也相应的减少。使用X120级钢管可节省工程总成本5％～15％。鉴于以上所述经济效益和性能优势的驱动，本发明的屈服强度≥910MPa管线钢将会有广泛的应用前景。
接着，说明本发明的化学成分的限定理由。此处，关于成分的％意味着质量％。
C是为了得到目标强度、显微组织所必须的元素。但是，小于0.03％时，得不到必要的强度；添加超过0.04％时，成为破坏起点的碳化物大量形成，不仅导致韧性变差，现场焊接性也显著变差。因此，C的添加量设为C 0.03～0.04％。
Si具有抑制成为破坏起点的碳化物的析出的效果。因此添加0.05％以上。但是，添加超过0.25％时，现场的焊接性变差。从现场焊接性的观点出发考虑通用性时，优选为0.15％以下。进而，超过0.15％时，产生虎纹状的氧化皮花纹，有可能损坏表面的美观，所以优选其上限为0.15％。
Mn是固溶强化元素。另外，在使奥氏体区域温度扩大到低温侧的轧制结束后的冷却中，具有容易得到作为本发明显微组织的构成要件之一的连续冷却相变组织的效果。为了得到这些效果，添加Mn1.％以上。然而，即使添加超过1.6％的Mn，其效果也饱和，所以其上限为1.6％。另外，Mn助长连续铸造钢坯的中心偏析，形成成为破坏起点的硬质相，所以优选为1.5％以下。
P是杂质，越低越优选，如果含有超过0.03％，则偏析于连续铸造钢片的中心部，引起晶界破坏，显著降低低温韧性，因此设为0.03％以下。进而，P由于给造管及现场的焊接性带来不良影响，所以考虑到上述问题时，优选为0.015％以下。
S是杂质，不仅引起热轧时的裂纹，而且如果过多，则还会使低温韧性变差。因此，设为0.005％以下。进而，S偏析于连续铸造钢片的中心附近，轧制后形成拉伸的MnS，不仅成为氢诱导裂纹的起点，还可能发生二张板裂纹等假分离。因此，考虑到耐酸性时，优选为0.005％以下。
Nb、Ti是本发明中重要的元素之一。Nb具有如下效果：其通过在固溶状态下的拖曳效果和/或作为碳氮化析出物的钉扎效应，抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶及粒生长，将有效晶体粒径细粒化，通过减小脆性破坏的龟裂传播中的断面单元，使低温韧性提高。进而，在作为热轧钢板制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，因其析出强化而有利于提高强度。并且，Nb具有如下效果：使γ/α相变延迟，通过使相变温度降低，在比较慢的冷却速度下也使相变后的显微组织稳定地成为连续冷却相变组织。但是，为了得到这些效果，必须至少添加0.07％以上。另一方面，添加超过0.095％时，不仅其效果饱和，而且难以在热轧前的加热工序中使其固溶，从而形成粗大的碳氮化物而成为破坏的起点，有可能使低温韧性、耐酸性变差。
Ti在通过连续铸造或钢锭铸造得到的铸坯刚凝固后的高温下作为氮化物开始析出。含有该Ti氮化物的析出物在高温下稳定，在后续板坯再加热中也不完全固溶，发挥钉扎效应，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将显微组织微细化，改善低温韧性。另外，在γ/α相变中抑制生成铁素体的核，具有促进生成作为本发明要件的连续冷却相变组织的效果。为了得到上述效果，必须添加至少0.01％以上的Ti。另一方面，即使添加超过0.012％，该效果也饱和。通常为了充分利用N与Ti形成细小弥散分布的TiN来提高产品强度，需要控制Ti、N、以及Ti/N比例，本发明中Ti/N 3.42-5.5。由于以这些微细的氧化物为核并含有Ti氮化物的析出物微细地结晶或析出，因此使含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径变小，不仅因密集分散的效果而抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶，还抑制卷取后的铁素体的粒生长。Al是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素。过量添加时，其效果消失，所以其上限设为0.05％。
N如上所述形成含有Ti氮化物的析出物，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将后续控制轧制中与有效晶体粒径有相关的奥氏体粒径细粒化，通过使显微组织成为连续冷却相变组织，从而改善低温韧性。但是，其含量小于0.001％时，得不到该效果。另一方面，含有超过0.005％时，因时效而延展性降低，造管时的成形性降低。
在基本中进一步添加Mo、Cr、Ni、Cu的主要目的在于，不损害本发明钢的优异特征而谋求可制造的板厚度的扩大或母材的强度、韧性等特性的提高。因此，其添加量是应当受自身限制的性质的量。
Mo具有使淬火性提高、使强度上升的效果。另外，Mo与Nb共存，有力抑制在控制轧制时奥氏体的再结晶，将奥氏体组织微细化，具有提高低温韧性的效果。但是，即使添加超过0.6％，其效果也饱和，因此设为0.6％以下。另外，添加0.55％以上时，延展性降低，有可能使造管时的成形性降低。
Cr为通过析出强化而有助于钢的强度提高的元素，优选添加0.5％以上。另一方面，Cr超过0.65％而添加时，有时会使淬火性上升，并生成贝氏体组织，损害韧性，因此，优选将上限设定为0.65％。
Ni与Mn或Cr、Mo比较，在轧制组织(特别是板坯的中心偏析带)中形成对于低温韧性、耐酸性有害的硬化组织的情况较少，因此，具有不使低温韧性或现场焊接性变差而提高强度的效果。但是，即使添加超过0.15％，其效果也饱和，因此设为Ni 0.1～0.15％。
Cu具有提高耐腐蚀性、耐氢诱导裂纹特性的效果。至少应该添加0.05％以上，但是，即使添加超过0.09％，其效果也饱和。
W是在提高淬硬性的同时，形成碳化物及氮化物以改善强度的元素。为了得到其效果，需要添加0.005％以上的W。但是，超过0.008％的大量的W的添加使母材的强度增加到所需以上，而且使韧性显著降低。因此，将W量的范围规定为0.005-0.008％
Zr与Nb同样，是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，在0.0001％以下添加时，没有其效果。另外，在添加超过0.0004％的Zr时，导致韧性降低。因此将Zr规定为0.0001-0.0004％。Ta与Nb同样，是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，在0.0001％以下添加时，没有其效果。另外，在添加超过0.00050％的Ta时，导致韧性降低。因此将Ta规定为0.0001-0.005％。Co无限固溶于γ铁，在α铁中固溶度76％，非碳化物形成元素，有固溶强化作用，改善钢的高温性能和抗氧化即耐腐蚀的能力，基于其作用和生产成本的考虑，Co含量0.02-0.03％。
Hf为生成硫化物、尤其是对于抑制在轧制方向上延伸的MnS的生成而有效的元素。为了获得钢材板厚方向的特性、尤其是耐层状撕裂性的改善的效果，优选将Hf的添加量的下限分别设定为0.0001％以上。另一方面，Hf的添加量超过0.0050％时，有时会形成粗大的夹杂物而损害韧性，因此，上限设定为0.0050％以下。
B具有提高淬火性、容易得到连续冷却相变组织的效果。进而，B具有提高Mo的淬火性改善效果、同时与Nb共存来协同地增加淬火性的效果。因此，需要添加B 0.0001～0.0005；因为添加超过0.0005％时，发生板坯裂纹。
RE是常见是对非金属夹杂物改性的元素，同时还能细化晶粒，提高氧化物的钉扎效果或耐层状撕裂性，提高强度和韧性。但是，即使添加小于0.0001％，也没有该效果；添加超过0.0005％时，成本会增加。质量比Sc∶Y∶La＝(2-3)∶1∶(1.5-2.5)。
在高强度钢中，如果中心偏析的水平差，则从中心偏析开始发生脆性断裂，该脆性断裂传播，DWTT延性断口率及传播能量显著降低。偏析度＝(偏析部的最大A含量)/(钢中的平均A含量)，此处A代表元素类型，在测定最大偏析度时，可通过EPMA(电子探针显微分析仪：Electron Probe Micro Analyzer)或能够对EPMA的测定结果进行图像处理的CMA(计算机辅助微分析仪：Computer Aided Micro Analyzer)测定钢板及钢管的Mn浓度关系。通过EPMA或CMA分别测定Nb浓度分布及Ti浓度分布。限制中心偏析部的最大Mn偏析度为1.7以下、Nb偏析度为2.5以下、Ti偏析度为2.8以下。
附图说明
图1是实施例1钢的金相组织图；
图2是实施例2钢的金相组织图；
图3是实施例3钢的金相组织图。
具体实施方式
下面参考示例实施方式对本发明技术方案作详细说明，以本领域常规的检测方法，对实施例1～3的金相组织进行测定，实施例1～3金相组织分别对应图1、图2、图3。然而，示例实施方式能够以多种形式实施，且不应被理解为限于在此阐述的实施方式；相反，提供这些实施方式使得本发明更全面和完整，并将示例实施方式的构思全面地传达给本领域的技术人员。
实施例1
(1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为15min，供氧强度为18000m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050kg和萤石230kg造顶渣；
(3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO55％，SiO230％，Al2O310％，MgO5％，FeO+Fe2O3+MnO≤0.8％，真空度≤2mbar；真空处理时间18分钟；
(4)连铸工艺：全程吹氩保护，采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1180℃，总在炉时间240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060℃，单道次压下率14％，末道次压下率26％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度820℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比4，累计压下率85％；
(6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25℃/s的冷却速度冷却至350℃，之后卷取；获取的板材化学成分按重量百分比C 0.03％、Si 0.05％、Mn 1％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07％、Ti 0.010％、Al≤0.050％、Cr 0.5％、Mo 0.55％、Ni 0.1％、Cu0.05％、W 0.005％、Zr 0.0001％、Ta 0.0001％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001％、稀土(Sc+Y+La)0.0001％、B 0.0001％、N 0.002％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
实施例2
(1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为10min，供氧强度为18000m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050kg和萤石230kg造顶渣；
(3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO55％，SiO230％，Al2O310％，MgO5％，FeO+Fe2O3+MnO≤0.7％，真空度≤2mbar；真空处理时间16分钟；
(4)连铸工艺：全程吹氩保护，采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1190℃，总在炉时间260min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1065℃，单道次压下率16％，末道次压下率28％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度815℃，终轧温度为695℃，精轧压缩比5，累计压下率86％；
(6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25℃/s的冷却速度冷却至350℃，之后卷取；获取的板材化学成分按重量百分比C 0.035％、Si 0.01％、Mn 1.3％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.08％、Ti 0.01％、Al≤0.050％、Cr 0.6％、Mo 0.58％、Ni 0.13％、Cu0.07％、W 0.007％、Zr 0.0002％、Ta 0.0003％、Co 0.025％、Hf：0.003％、稀土(Sc+Y+La)0.0003％、B 0.0003％、N 0.0023％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
实施例3
(1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为17min，供氧强度为18000m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050kg和萤石230kg造顶渣；
(3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO55％，SiO230％，Al2O310％，MgO5％，FeO+Fe2O3+MnO≤0.8％，真空度≤2mbar；真空处理时间20分钟；
(4)连铸工艺：全程吹氩保护，采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1185℃，总在炉时间280min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1070℃，单道次压下率18.5％，末道次压下率25.5％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度810℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比5，累计压下率87％；
(6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25℃/s的冷却速度冷却至350℃，之后卷取；获取的板材化学成分按重量百分比C 0.04％、Si 0.15％、Mn 1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.095％、Ti 0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.65％、Mo 0.6％、Ni 0.15％、Cu0.09％、W 0.008％、Zr 0.0004％、Ta 0.005％、Co 0.03％、Hf：0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0005％、B 0.0005％、N 0.003％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
对比例1
选定产品成分为C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W 0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。生产方法同实施例1。
对比例2
选定产品成分为C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W 0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、稀土(Sc+Y+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。生产方法同实施例1。
对比例3
选定产品成分为C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Ni 0.1～0.15％、Cu0.05～0.09％、W 0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土(Sc+Y+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N0.001-0.005％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元。生产方法同实施例1。
对比例4
产品成分与实施例1一样，但是步骤(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1180～1220℃，总在炉时间≥240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1000℃，单道次压下率10％，末道次压下率15％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度870℃，终轧温度为650℃，精轧压缩比≥4，累计压下率≥85％；其他工艺步骤与实施例1一样。
对比例5
产品成分与实施例1一样，但是步骤(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1250℃，总在炉时间≥240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1100℃，单道次压下率10％，末道次压下率15％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度870℃，终轧温度为750℃，精轧压缩比≥4，累计压下率≥85％；其他工艺步骤与实施例1一样。
对比例6
产品成分与实施例1一样，但是步骤(6)钢板进入层流冷却区域，以15℃/s的冷却速度冷却至330～350℃，之后卷取。其他工艺步骤与实施例1一样。
对本发明实施例1～3和对比例1-6的钢板进行力学性能检验，检验结果见表1。
表1
Figure GDA0001612310000000091
Figure GDA0001612310000000101
本发明所用的术语是说明和示例性、而非限制性的术语。由于本发明能够以多种形式具体实施而不脱离发明的精神或实质，所以应当理解，上述实施例不限于任何前述的细节，而应在随附权利要求所限定的精神和范围内广泛地解释，因此落入权利要求或其等效范围内的全部变化和改型都应为所附权利要求所涵盖。

Claims (10)

1.一种屈服强度≥910MPa的管线钢，其特征在于：成分是C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土Sc+Y+La 0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素，最终组织以面积率统计为95-96％的针状铁素体和4-5％的马氏体；经过电镜检测，形成的TiN粒径平均范围是20-30nm，面积率是0.5-0.55％，NbC粒径平均范围是25-35nm，面积率是0.7-0.95％；马氏体平均尺寸是2-4μm；屈强比≤0.9，屈服强度≥910MPa，抗拉强度≥1100MPa，偏析度：最大Mn偏析度为1.7以下、Nb偏析度为2.5以下、Ti偏析度为2.8以下；
所述屈服强度≥910MPa的管线钢的生产方法，工艺路线包括：配比备料→铁水预处理→钢水冶炼→炉外精炼→连铸→轧制→卷取；核心步骤如下：
(1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为10～17min，供氧强度为10000～18000 m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050-1080kg和萤石230-250kg造顶渣；
(3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO 50％，SiO2 30％，Al2O3 15％，MgO 5％，FeO+Fe2O3+MnO≤1.0％，真空度≤2mbar；真空处理时间12-20分钟；
(4)连铸工艺：全程吹氩保护，避免钢水氧化，控制连铸过程增氮；采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1180～1190℃，总在炉时间≥240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060～1070℃，单道次压下率＞12％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤850℃，终轧温度为690～700℃，精轧压缩比≥4，累计压下率≥85％；
(6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25～30℃/s的冷却速度冷却至330～350℃，之后卷取；获取的板材化学成分C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W 0.005-0.008％、Zr0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土Sc+Y+La 0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
2.如权利要求1所述的屈服强度≥910MPa的管线钢，其特征在于：C 0.03％、Si0.05％、Mn 1％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07％、Ti 0.010％、Al≤0.050％、Cr0.5％、Mo 0.55％、Ni 0.1％、Cu 0.05％、W0.005％、Zr 0.0001％、Ta0.0001％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001％、稀土Sc+Y+La 0.0001％、B 0.0001％、N 0.002％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
3.如权利要求1所述的屈服强度≥910MPa的管线钢，其特征在于：C 0.035％、Si0.01％、Mn 1.3％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.08％、Ti 0.01％、Al≤0.050％、Cr0.6％、Mo 0.58％、Ni 0.13％、Cu 0.07％、W0.007％、Zr 0.0002％、Ta0.0003％、Co0.025％、Hf：0.003％、稀土Sc+Y+La 0.0003％、B 0.0003％、N 0.0023％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
4.如权利要求1所述的屈服强度≥910MPa的管线钢，其特征在于：C 0.04％、Si0.15％、Mn 1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.095％、Ti 0.012％、Al≤0.050％、Cr0.65％、Mo 0.6％、Ni 0.15％、Cu 0.09％、W 0.008％、Zr 0.0004％、Ta0.005％、Co0.03％、Hf：0.0050％、稀土Sc+Y+La 0.0005％、B 0.0005％、N 0.003％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
5.如权利要求1所述的屈服强度≥910MPa的管线钢，其特征在于：Sc∶Y∶La＝(2-3)∶1∶(1.5-2.5)。
6.权利要求1所述屈服强度≥910MPa的管线钢的生产方法，工艺路线包括：配比备料→铁水预处理→钢水冶炼→炉外精炼→连铸→轧制→卷取；核心步骤如下：
(1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为10～17min，供氧强度为10000～18000m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
(2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1650℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050-1080kg和萤石230-250kg造顶渣；
(3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO 50％，SiO2 30％，Al2O3 15％，MgO 5％，FeO+Fe2O3+MnO≤1.0％，真空度≤2mbar；真空处理时间12-20分钟；
(4)连铸工艺：全程吹氩保护，避免钢水氧化，控制连铸过程增氮；采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
(5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1180～1190℃，总在炉时间≥240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060～1070℃，单道次压下率＞12％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤850℃，终轧温度为690～700℃，精轧压缩比≥4，累计压下率≥85％；
(6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25～30℃/s的冷却速度冷却至330～350℃，之后卷取；获取的板材化学成分C 0.03～0.04％、Si 0.05～0.15％、Mn 1～1.6％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb 0.07～0.095％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.5～0.65％、Mo 0.55～0.6％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.09％、W 0.005-0.008％、Zr0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、Co 0.02-0.03％、Hf：0.0001～0.0050％、稀土Sc+Y+La 0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
7.如权利要求6所述屈服强度≥910MPa的管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1180℃，总在炉时间240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060℃，单道次压下率14％，末道次压下率26％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度820℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比4，累计压下率85％。
8.如权利要求6所述屈服强度≥910MPa的管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1190℃，总在炉时间260min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1065℃，单道次压下率16％，末道次压下率28％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度815℃，终轧温度为695℃，精轧压缩比5，累计压下率86％。
9.如权利要求6所述屈服强度≥910MPa的管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1185℃，总在炉时间280min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1070℃，单道次压下率18.5％，末道次压下率25.5％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度810℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比5，累计压下率87％。
10.如权利要求6所述屈服强度≥910MPa的管线钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中钢板进入层流冷却区域，以28℃/s的冷却速度冷却至340℃，之后卷取。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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CN108754335B (zh) * 2018-08-22 2019-09-10 武汉钢铁有限公司 一种屈服强度≥550MPa的焊接结构用耐火耐候钢及生产方法
CN109628854B (zh) * 2019-01-17 2021-01-29 河北敬业中厚板有限公司 一种超快冷工艺生产钢板的方法
CN109868415B (zh) * 2019-03-17 2020-10-09 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种低硫低硼管线钢的冶炼方法
CN111471935B (zh) * 2020-05-15 2021-03-26 佛山科学技术学院 一种抗hic管道用钢及其制备方法
CN113699439B (zh) * 2021-07-27 2022-08-02 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低屈强比超高强度连续油管用钢及其制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69608179T2 (de) * 1995-01-26 2001-01-18 Nippon Steel Corp Schweissbarer hochfester stahl mit ausgezeichneter tieftemperaturzähigkeit
CN1147609C (zh) * 2000-04-07 2004-04-28 川崎制铁株式会社 具有优良应变时效硬化特性的钢板及其制造方法
JP2001303191A (ja) * 2000-04-19 2001-10-31 Nippon Steel Corp 溶接部ｈａｚ靱性に優れた超高強度ラインパイプ鋼管とその製造方法
CN1318631C (zh) * 2004-06-30 2007-05-30 宝山钢铁股份有限公司 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法
JP2009084598A (ja) * 2007-09-27 2009-04-23 Nippon Steel Corp 変形能ならびに低温靱性に優れた超高強度ラインパイプ用鋼板の製造方法および超高強度ラインパイプ用鋼管の製造方法
BRPI0913046A2 (pt) * 2008-05-26 2020-12-15 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos, excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil e método de produção da mesma
JP4819186B2 (ja) * 2008-11-07 2011-11-24 新日本製鐵株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板および鋼管の製造方法
CN102400062B (zh) * 2010-09-07 2014-04-02 鞍钢股份有限公司 低屈强比超高强度x130管线钢
CN106676387A (zh) * 2016-12-06 2017-05-17 内蒙古包钢钢联股份有限公司 X120高钢级管线钢及其制备方法

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