CN111566248A - 低温韧性优异的热轧钢板、钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一个优选方面提供一种低温韧性优异的热轧钢板、利用该热轧钢板的钢管及其制造方法，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述合金元素满足以下关系式：[关系式1]70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95；[关系式2]4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9，并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，碳化物的尺寸为0.5μm以下。

Description

低温韧性优异的热轧钢板、钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于制造油井用钢管等的低温韧性优异的热轧钢板、钢管及其制造方法，更详细地，涉及一种具有优异的均匀延伸率、低温冲击韧性和扩管性的热轧钢板、利用该热轧钢板的钢管及其制造方法。
背景技术
随着油井的开采深度的加深、开采环境的日益严峻，对高强度、低温韧性和扩管性优异的API钢材的需求逐渐增加。特别地，用作油井管的钢管需要具有高强度、高低抗压强度、高韧性、优异的耐延迟断裂性等。另外，随着开采环境的日益严峻，油井开采费用急剧增加，为了降低建设费用，需要具有优异的扩管能力的管道。另外，如果进行扩管，则由于塑性变形，会导致管道低温韧性劣化，为了对此进行补偿需要具有高冲击能的热轧钢板。
已知可通过较高的均匀延伸率和加工硬化指数来获得优异的扩管性能，并且通常主要使用无缝(Seamless)管道。其制造方法在用钻孔轧机对高温加热的钢坯(billet)进行钻孔之后，利用诸如轧管机(Plug mill)、芯棒式轧管机(mandrel mill)等的轧机来轧制之后，利用减径管(Reducer)或定径机(Sizer)加工轴径或厚度之后，淬火并执行回火热处理。通过这种制造方法制造时，由于管道的厚度偏差大，圆度不佳，因此石油公司希望用低价的扩管用电阻焊接钢管来替代无缝(Seamless)钢管。
对于焊接管而言，在造管工艺中在圆周方向和管道长度方向上会引起4％以上的变形，由于这种加工硬化的影响，屈服强度会增加，并且屈强比增加。这样的加工硬化随着钢管的厚度与直径之比的增加而增大，而且随着钢材的硬质第二相增多而增加。同时，造管过程中积聚在钢管内部的电位和诸如微小裂纹的加工缺陷等会导致钢管的冲击能减小。
另外，现有的碳钢产品具有在使用温度下降时屈服强度急剧增加并且韧性大幅降低的缺点，因此在使用方面存在局限性。制造具有较高的低温韧性的材料的方法是使其在常温和低温下具有稳定的奥氏体组织。铁素体组织在低温下出现韧脆转变现象，并在低温的脆性区间韧性急剧减小。
相反，奥氏体组织在极低温下也无韧脆转变现象，具有较高的低温韧性，这是因为不同于铁素体，奥氏体组织在低温下的屈服强度低，容易塑性变形，因此可以吸收由外部变形导致的冲击。但是，在低温下提高奥氏体稳定性的代表性元素是Ni，其具有价格高的缺点。
(专利文献1)韩国公开专利公报第2012-0026249号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一个优选方面的目的在于提供具有优异的均匀延伸率、低温冲击韧性和扩管性的热轧钢板。
本发明的另一个优选方面的目的在于提供具有优异的均匀延伸率、低温冲击韧性和扩管性的热轧钢板的制造方法。
本发明的又一个优选方面的目的在于提供具有优异的均匀延伸率、低温冲击韧性和扩管性的钢管。
本发明的又一个优选方面的目的在于提供具有优异的均匀延伸率、低温冲击韧性和扩管性的钢管的制造方法。
(二)技术方案
根据本发明的一个优选方面，提供一种低温韧性优异的热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下。
所述热轧钢板的10μm以上的夹杂物的数量可为每100*50mm2具有300个以下。
所述热轧钢板在-196℃下通过夏比冲击试验测定的冲击韧性值可为60J以上，常温屈服强度可为320MPa以上，常温均匀延伸率可为50％以上。
以面积分数计，所述热轧钢板的微细组织在-196℃下包含97％以上(包含100％)的奥氏体。
根据本发明的另一个优选方面，提供一种低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：
准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9；
将所述钢坯加热至1000～1250℃的温度；
将所述加热的钢坯在950～1050℃的轧制终止温度和10％以上的再结晶区的每道次压下率的条件下进行第一次热轧后，在850～1000℃的轧制终止温度和2％以下(包含0％)的未再结晶区的压下率的条件下进行第二次热轧，以获得热轧钢板；以及
将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度水冷至250～600℃的冷却终止温度后收卷。
根据本发明的又一个优选方面，提供一种低温韧性优异的钢管，以重量％计，所述钢管包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下，并且扩口扩管量为30％以上。
根据本发明的又一个优选方面，提供一种低温韧性优异的钢管的制造方法，包括以下步骤：
准备热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm；
对所述热轧钢板进行造管步骤以获得钢管；以及
将所述钢管在800℃以上的温度下热处理10分钟以上。
所述钢管的热处理温度可为800～1000℃。
可利用电阻焊接法执行该造管步骤。
可在无氧化气氛下实施所述电阻焊接。
可通过密封焊接空间并喷射氩气来获得所述无氧化气氛。
(三)有益效果
根据本发明的优选方面，可以提供具有优异的均匀延伸率、低温冲击韧性和扩管性的热轧钢板和利用该热轧钢板的钢管。
根据本发明的优选方面的钢管可以有效地应用于石油和天然气的开采。
最佳实施方式
本发明提供一种热轧钢板、利用该热轧钢板的钢管及其制造方法，该热轧钢板通过添加C、Mn和Al等来增加奥氏体的稳定性并提高低温冲击特性，在常温下具有高延伸率，因此在制造管道后也具有优异的扩管性能。
本发明提供一种热轧钢板及其制造方法以及具有优异的钢管扩管性能的钢管及其制造方法，该热轧钢板为确保制造油井用钢管后具有优异扩管性能，精确控制成分和组织，并且适当调整钢板和钢管的制造条件，从而获得优异的高均匀延伸率和低温冲击韧性。
另外，本发明提供一种钢管及其制造方法，该钢管抑制通过电阻焊接等来制造成钢管时在焊缝上生成的氧化物，并抑制钢管扩管时焊接部的损坏，从而可以确保优异的扩管性能。
以下描述根据本发明的一个优选方面的低温韧性优异的热轧钢板。
根据本发明的一个优选方面的低温韧性优异的热轧钢板，以重量％计，包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下、Al：4％以下、Cr：1～6％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、N：0.01％以下、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
碳(C)：0.35～0.65重量％(以下亦称“％”)
C是在钢内稳定奥氏体，并且被固溶以确保强度所必需的元素。然而，当C含量小于0.35％时，奥氏体稳定性不足，形成铁素体或马氏体，从而降低低温韧性。当添加超过0.65％的C时，形成碳化物，产生表面缺陷，并且降低韧性，因此将碳(C)的含量限制为0.35～0.65％。
硅(Si)：0.01～0.4％
Si有助于通过固溶强化来确保强度。另外，所述Si在电阻焊接(ERW)时形成Mn2SiO4等低熔点氧化物，在焊接时使氧化物容易排出。当Si含量小于0.01％时，固溶强化效果甚微，当Si含量超过0.4％时，Mn2SiO4以外的高熔点SiO2氧化物的形成量增多，并且在电阻焊接时可能会降低焊接部的韧性。因此，优选将所述Si的含量限制为0.01～0.4％。
锰(Mn)：13～26％
Mn是起到稳定奥氏体组织的作用的元素，为了确保低温韧性需要防止形成铁素体，并增加奥氏体稳定性，因此在本发明中应添加至少13％以上的Mn。当添加小于13％的Mn时，会形成马氏体，低温韧性减小，另一方面，当Mn含量超过26％时，制造成本大幅增加，并且在工艺上会发生在热轧阶段中加热时发生严重的内部氧化而表面质量变差的问题。因此，添加13～26％范围的Mn。
钛(Ti)：0.01～0.3％
Ti是与钢中的氮(N)结合形成TiN析出物的元素。在本发明中，由于在高温热轧时部分奥氏体晶粒可能会发生过度粗大化，因此可以通过适当地析出所述TiN来抑制奥氏体晶粒生长。为此，需要添加至少0.01％的Ti。然而，如果Ti含量超过0.3％，不仅其效果会饱和，反而会析出粗大的TiN，导致其效果减半，因而不优选。因此，本发明优选将Ti的含量限制为0.01～0.3％。
硼(B)：0.01％以下(0％除外)
B是优先偏析到奥氏体晶界，降低晶界的能量并提高稳定性的元素。通常，奥氏体晶界具有很高的能量，稳定性很低，因此特别地用作碳氮化物等的形成位置。在含有大量碳、氮等的奥氏体钢材的情况下，在低冷却速度下在奥氏体晶界容易生成碳化物，并急剧劣化延伸率和低温韧性。硼被认为是优先偏析到奥氏体晶界的元素，由此导致晶界的能量下降并稳定化，从而妨碍其它碳氮化物等的成核和生长。然而，当B的添加量超过0.01％时，效果不再随添加量的增加而增加，并且会导致晶粒内的粗大的硼氮化物的析出，因而不优选，因此，优选将所述硼的上限限制为0.01％。
铝(Al)：4％以下(0％除外)
Al显示出增大堆垛层错能并促进低温下的电位移动，以能够塑性变形的效果。然而，如果Al含量超过4％，则会发生制造成本大幅增加，在工艺上的连续铸造阶段发生裂纹，并且表面质量变差的问题。因此，优选将Al的含量限制为4％以下(0％除外)。
铬(Cr)：1～6％
Cr在适当的添加量范围内起到稳定奥氏体，提升低温下的冲击韧性，并固溶到奥氏体内以增加钢材强度的作用。另外，Cr也是提升钢材的耐腐蚀性的元素。然而，Cr是碳化物元素，尤其通过在奥氏体晶界形成碳化物来减小低温冲击的元素。因此，在本发明中优选地基于Cr与C及其它一起添加的元素之间的关系来确定所添加的Cr的含量，但是，当Cr含量小于1％时，无法获得充分的奥氏体稳定化效果，而当Cr含量超过6％时，难以有效抑制在奥氏体晶界生成碳化物，因此存在低温下的冲击韧性减小的问题。因此，本发明优选将Cr的含量限制为1～6％。
磷(P)：0.05％以下(包含0％)
P是在制造钢时不可避免地含有的元素，被添加的磷会偏析到钢板的中心部，并且可用作龟裂开始点或传播路径。虽然理论上将磷的含量限制为0％是有利的，但是在制造工艺上必然会作为杂质被添加。因此，管理上限是重要的，在本发明中优选将所述磷的含量的上限限制为0.05％。
硫(S)：0.02％以下(包含0％)
S作为存在于钢中的杂质元素，与Mn等结合形成非金属夹杂物，由此大大损坏钢的韧性，因此尽可能减少S含量是优选的，所以将S含量的上限设为0.02％。
氮(N)：0.01％以下(0％除外)
通常，N起到固溶于钢中并析出以增加钢的强度的作用，且这种能力远大于碳。但是，另一方面，已知钢中存在越多的氮，其韧性下降得越多，因此一般的趋势是尽可能减少含氮量。但是，本发明中允许存在适当量的氮，使其与Ti反应形成TiN，并赋予了在再加热过程中抑制晶粒生长的作用。但是，需要Ti的一部分不与N进行反应而剩下，并在后续的工艺中与碳反应，因此优选将N含量的上限限制为0.01％。
铜(Cu)：0.01～2％
Cu是在钢内固溶到钢中增加强度所需的元素。如果添加小于0.01％的Cu，则难以获得效果，如果添加超过2％的Cu，则板坯(slab)容易发生裂纹，因此将Cu含量范围限制为0.01～2％。
铌(Nb)：0.001～0.015％
Nb是对在轧制过程中抑制再结晶并细化晶粒非常有用的元素，同时还起到提高钢的强度的作用，因此要添加至少0.001％的Nb，但是如果Nb含量超过0.015％，会析出过量的Nb碳氮化物，这对钢材的韧性有害，因此限制为0.001～0.015％。
上述C、Mn和Al应满足下面的关系式1。
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
该关系式1是为了保证常温和低温下的奥氏体稳定性。当关系式1的值为70以下时，奥氏体的稳定性下降，在常温和低温变形时生成马氏体，降低冲击韧性和管道的扩管性能，当关系式1的值为95以上时，形成粗大的碳化物或氧化性夹杂物，而这同样降低冲击韧性和管道的扩管性能。
另外，上述Cr和Nb应满足下面的关系式2。
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
关系式2是为了用于钢材的固溶强化和析出强化的元素。Cr和Nb具有固溶强化效果，而且形成微细碳化物，增加钢材的强度。但是，如果关系式2的值小于4，则上述效果甚微，如果关系式2的值是9以上，则形成粗大的碳化物，降低韧性和扩管性能。
根据本发明的一个优选方面的具有优异的低温韧性的热轧钢板包括如下微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且该奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，该碳化物的尺寸为0.5μm以下。
管道扩管量随着所述奥氏体晶粒尺寸的增加而增加。但是，如果奥氏体晶粒尺寸过度增大，则冲击特性会变差，如果奥氏体晶粒尺寸过度减小，则扩管量会减小，因此优选将晶粒尺寸维持为18～30μm。
如果所述碳化物形成超过3％，则在扩管时发生裂纹的可能性升高，因此优选形成最少的碳化物。
所述热轧钢板的10μm以上的夹杂物的数量可以是每100*50mm2具有300个以下。
所述热轧钢板在-196℃下通过夏比冲击试验测定的冲击韧性值为60J以上，常温屈服强度为320MPa以上，常温均匀延伸率可为50％以上。
以面积分数计，所述热轧钢板在-196℃下可包含97％以上(包含100％)的奥氏体。
以下描述根据本发明的另一个优选方面的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法。
根据本发明的另一个优选方面的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法包括以下步骤：准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9；
将所述钢坯加热至1000～1250℃的温度；将如上所述加热的钢坯在950～1050℃的轧制终止温度和10％以上的再结晶区的每道次压下率的条件下进行第一次热轧，然后在850～1000℃的轧制终止温度和2％以下(包含0％)的未再结晶区的压下率的条件下进行第二次热轧，以获得热轧钢板；以及将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度水冷至250～600℃的冷却终止温度后收卷。
加热板坯的步骤
将如上所述组成的钢坯加热至1000～1250℃的温度。
板坯的加热工艺是对钢进行加热以便顺利执行后续的轧制工艺并充分获得期望的钢板物理性质的工艺，因此应根据目的而在适当的温度范围内执行加热工艺。
在加热板坯的步骤中，应均匀加热以使钢板内部的析出型元素充分固溶，并且防止过高的加热温度所导致的粗大的晶粒。优选将钢坯的加热温度设为1000～1250℃，这是为了在板坯制造步骤中生成的铸造组织和偏析、二次相的固溶和均质化，在钢坯的加热温度小于1000℃时，存在因均质化不足或加热温度过低而在热轧时变形阻抗增大的问题，在钢坯的加热温度超过1250℃时，可能发生表面质量的劣化。因此，优选将所述板坯的加热温度设为1000～1250℃范围。
另外，在制造板坯时优选将10μm以上的夹杂物的数量减少至每100*50mm2具有300个以下。在管道扩管时10μm以上的夹杂物用作裂纹开始源，因此限制其数量是优选的。
获得热轧钢板的步骤
将如上所述加热的钢坯在950～1050℃的轧制终止温度和10％以上的再结晶区每道次压下率的条件下进行第一次热轧后，在850～1000℃的轧制终止温度和2％以下(含0％)的未再结晶区压下率的条件下进行第二次热轧，获得热轧钢板。
即，重要的是，如上所述加热的板坯的第一次轧制在950～1050℃终止，在第二次轧制时在未再结晶区以2％以下(包含0％)的压下率进行轧制后在850～1000℃终止。需要在所述温度区域内执行热轧，才能有效使晶粒细化，特别是，如果轧制终止温度过高，则最终组织会粗大，无法获得期望的强度，然而，如果轧制终止温度过低，则会发生终轧机设备负荷问题。另外，如果未再结晶区的压下率过大，则冲击韧性会减小，因此优选为2％以下(包含0％)的压下率。
热轧钢板的冷却和收卷步骤
将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度水冷至250～600℃的冷却终止温度后收卷。
如果所述冷却终止温度高于600℃，则表面质量降低，形成粗大的碳化物，韧性减小。另外，如果所述冷却终止温度低于250℃，则在收卷时需要大量的冷却水，收卷时负重大幅增加。
通过根据本发明的另一个优选方面的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，可以制造具有优异的低温韧性的热轧钢板，该热轧钢板具有如下微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下，所述热轧钢板在-196℃下通过夏比冲击试验测定的冲击韧性值为60J以上，常温屈服强度为320MPa以上，并且常温均匀延伸率为50％以上。
所述热轧钢板的10μm以上的夹杂物的数量可以是每100*50mm2具有300个以下。
以面积分数计，所述热轧钢板在-196℃下可包含97％以上(包含100％)的奥氏体。
下面将描述根据本发明的又一个优选方面的钢管及其制造方法。
以重量％计，根据本发明的又一个优选方面的钢管包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
根据本发明的又一个优选方面的钢管具有如下微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下，所述钢管的扩口(flaring)扩管量为30％以上。
根据本发明的又一个优选方面的低温韧性优异的钢管的制造方法包括以下步骤：准备热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm；
对所述热轧钢板进行造管步骤以获得钢管；以及
将所述钢管在800℃以上的温度下热处理3分钟以上。
热轧钢板的造管步骤
对上述热轧钢板进行造管步骤以获得钢管。所述钢管可用于油井管等。
在所述造管步骤中可利用电阻焊接法。
所述电阻焊接可在无氧化气氛中实施。
所述无氧化气氛可通过密封焊接空间并喷射氩气来获得。
例如，电阻焊接作为高频感应加热方式，虽然其生产效率优异，但是对焊接部的缺陷控制不足。特别是，在Mn和Al含量高的材料的情况下，为使Mn和Al的氧化物的生成最小化，优选采用通过密封焊接空间并喷射氩气来建立无氧化气氛的焊接方式，在降低氧浓度的同时造管。
钢管的热处理步骤
将如上所述制造的钢管在800℃以上的温度下热处理3分钟以上。
优选的热处理温度为800～1000℃。
在造管步骤中执行热处理以在焊接时减少管的基材部和焊接部的硬度差异和组织差异并提高扩管性能。
优选地，所述热处理在800℃以上的温度下进行3分钟以上的热处理以使管的基材部和焊接部的硬度和组织均匀。
如果所述热处理的温度超过1000℃，则组织会粗大化，且强度减小。如果在800℃以上的温度下热处理时间不到3分钟，则难以解除制造管道时形成的残留应力并去除焊接部的硬度偏差，因此需要进行3分钟以上的热处理。优选的热处理时间为10分钟以上。
具体实施方式
下面，通过实施例更详细地描述本发明。然而，下述实施例仅仅是用于详细描述本发明的例示，并不限定本发明的权利范围。
将满足如下表1和表2等的成分和成分范围以及成分关系式的钢通过连续铸造法制造成板坯之后，在下表3的热轧条件下热轧，从而制造了厚度为8mm的热轧钢板。
对于所述热轧钢板，测定晶粒尺寸、碳化物分数、碳化物尺寸、常温屈服强度、均匀延伸率、线圈冲击能(J，@-196℃)和-196℃冲击试验时的马氏体生成量(％)，并将其结果表示在下表4中。
所述热轧钢板的微细组织中除碳化物以外的相为奥氏体相。
利用所述热轧钢板在下表5的条件下制造了4英寸至11英寸的电阻焊接钢管。此时，以用BOX围绕焊接部并注入Ar气的方式来屏蔽焊接部，并且钢管热处理时间为11～16分钟。
针对如上所述制造的钢管测定扩管量，将其结果表示在下表5中。所述钢管的扩管量是依照ASTM A513标准通过扩口(flaring)试验而测定的。
[表1]
Figure BDA0002558419900000151
Figure BDA0002558419900000161
[表2]
Figure BDA0002558419900000162
[表3]
Figure BDA0002558419900000163
[表4]
Figure BDA0002558419900000164
Figure BDA0002558419900000171
[表5]
Figure BDA0002558419900000172
如上表1至表5所示，可知发明材料(1-5)具有380Mpa以上的屈服强度、60％以上的均匀延伸率、-196℃下60J以上的冲击能。另外，可知发明材料(1-5)在-196℃冲击试验时不生成马氏体。
另外，可知在利用发明材料(1-5)的热轧钢板并根据本发明制造钢管的情况下，显示出40％以上的管道扩管率。
另一方面，可知超出本发明的范围的比较材料(6-13)的热轧钢板和钢管的物理性质相比发明材料(1-5)较差。具体地，超出关系式1的范围的比较材料(6-9)都形成了马氏体。另外，比较材料9和10由于收卷温度高达600℃以上而形成了0.5μm以上的碳化物。
另外，可知比较材料11-13即使使用了符合本发明的条件的钢种A1、A2和A3，但是未实施管道热处理，或者管道热处理温度小于800℃，因而显示出30％以下的管道扩管率。
如上所述，在根据符合本发明的成分和成分范围、成分关系式以及制造条件制造热轧钢板的情况下，不仅可以制造热轧后具有高强度、高韧性、高均匀延伸率的钢板，在利用所述热轧钢板并根据本发明制造钢管的情况下，还可以制造具有优异的扩管性能的钢管。
本发明的上述实施方式为一个示例，本发明不限于此。本发明的技术范围涵盖具有与本发明的权利要求书中记载的技术思想实质上相同的结构并且获得相同的功能效果的任何方案。

Claims (15)

1.一种低温韧性优异的热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下。
2.根据权利要求1所述的低温韧性优异的热轧钢板，其特征在于，
所述热轧钢板的10μm以上的夹杂物的数量为每100*50mm2具有300个以下。
3.根据权利要求1所述的低温韧性优异的热轧钢板，其特征在于，
所述热轧钢板在-196℃下通过夏比冲击试验测定的冲击韧性值为60J以上，常温屈服强度为320MPa以上，常温均匀延伸率为50％以上。
4.根据权利要求1所述的低温韧性优异的热轧钢板，其特征在于，
以面积分数计，所述热轧钢板的微细组织在-196℃下包含97％以上(包含100％)的奥氏体。
5.一种低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：
准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9；
将所述钢坯加热至1000～1250℃的温度；
将所述加热的钢坯在950～1050℃的轧制终止温度和10％以上的再结晶区的每道次压下率的条件下进行第一次热轧后，在850～1000℃的轧制终止温度和2％以下(包含0％)的未再结晶区的压下率的条件下进行第二次热轧，以获得热轧钢板；以及
将所述热轧钢板以5℃/s以上的冷却速度水冷至250～600℃的冷却终止温度后收卷。
6.根据权利要求5所述的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述热轧钢板具有如下微细组织，以面积分数计，所述微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下。
7.根据权利要求5所述的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述热轧钢板在-196℃下通过夏比冲击试验测定的冲击韧性值为60J以上，常温屈服强度为320MPa以上，常温均匀延伸率为50％以上。
8.根据权利要求5所述的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
所述热轧钢板的10μm以上的夹杂物的数量为每100*50mm2具有300个以下。
9.根据权利要求5所述的低温韧性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，
以面积分数计，所述热轧钢板的微细组织在-196℃下包含97％以上(包含100％)的奥氏体。
10.一种低温韧性优异的钢管，以重量％计，所述钢管包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，并且所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm以下，所述碳化物的尺寸为0.5μm以下，并且扩口扩管量为30％以上。
11.一种低温韧性优异的钢管的制造方法，包括以下步骤：
准备热轧钢板，以重量％计，所述热轧钢板包含：C：0.35～0.65％、Si：0.01～0.4％、Mn：13～26％、Ti：0.01～0.3％、B：0.01％以下(0％除外)、Al：4％以下(0％除外)、Cr：1～6％、P：0.05％以下(包含0％)、S：0.02％以下(包含0％)、N：0.01％以下(0％除外)、Cu：0.01～2％、Nb：0.001～0.015％以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述合金元素满足以下关系式：
[关系式1]
70<[10*(C/12)+(Mn/55)+(Al/27)]*100<95
[关系式2]
4<100*(Cr/52+100*(Nb/93))<9
并且，以面积分数计，微细组织包含97％以上(包含100％)的奥氏体和3％以下(包含0％)的碳化物，所述奥氏体的晶粒尺寸为18～30μm；
对所述热轧钢板进行造管步骤以获得钢管；以及
将所述钢管在800℃以上的温度下热处理10分钟以上。
12.根据权利要求11所述的低温韧性优异的钢管的制造方法，其特征在于，
钢管的热处理温度为800～1000℃。
13.根据权利要求11所述的低温韧性优异的钢管的制造方法，其特征在于，
利用电阻焊接法执行所述造管步骤。
14.根据权利要求13所述的低温韧性优异的钢管的制造方法，其特征在于，
在无氧化气氛下实施所述电阻焊接。
15.根据权利要求14所述的低温韧性优异的钢管的制造方法，其特征在于，
通过密封焊接空间并喷射氩气来获得所述无氧化气氛。
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Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5176271B2 (ja) * 2005-03-22 2013-04-03 新日鐵住金株式会社 コーティング処理による加熱後の降伏強度の上昇を抑制した引張強さ７６０ＭＰａ以上のラインパイプ用高強度鋼板の製造方法およびそれを用いたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法
CN104220617A (zh) * 2011-12-27 2014-12-17 Posco公司 具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，及其制造方法
CN105683401A (zh) * 2013-10-28 2016-06-15 杰富意钢铁株式会社 低温用钢板及其制造方法
CN105861941A (zh) * 2016-04-19 2016-08-17 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种临氢设备用超大厚度钢板及其制备方法
JP2016196703A (ja) * 2015-04-02 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
KR20170035563A (ko) * 2015-09-23 2017-03-31 주식회사 휴스틸 전기저항 용접을 이용하여 만들어진 오스테나이트계 고망간 강관 및 그 제조방법
US20170349983A1 (en) * 2016-06-06 2017-12-07 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR940007374B1 (ko) 1992-07-24 1994-08-16 포항종합제철 주식회사 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법
KR20110072791A (ko) 2009-12-23 2011-06-29 주식회사 포스코 연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 오스테나이트계 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20120026249A (ko) 2010-09-09 2012-03-19 연세대학교 산학협력단 고강도 및 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2013065346A1 (ja) 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20150075305A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 저온용강 및 그 제조 방법
KR101611697B1 (ko) 2014-06-17 2016-04-14 주식회사 포스코 확관성과 컬렙스 저항성이 우수한 고강도 확관용 강재 및 확관된 강관과 이들의 제조방법
AR101904A1 (es) * 2014-09-29 2017-01-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero y tuberías expansibles para la industria del petróleo
KR101665821B1 (ko) 2014-12-24 2016-10-13 주식회사 포스코 표면 가공 품질이 우수한 저온용 강판 및 그 제조방법
WO2017111510A1 (ko) 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
KR101889187B1 (ko) 2015-12-23 2018-08-16 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
WO2017148892A1 (en) * 2016-03-01 2017-09-08 Tata Steel Nederland Technology B.V. Austenitic, low-density, high-strength steel strip or sheet having a high ductility, method for producing said steel and use thereof

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5176271B2 (ja) * 2005-03-22 2013-04-03 新日鐵住金株式会社 コーティング処理による加熱後の降伏強度の上昇を抑制した引張強さ７６０ＭＰａ以上のラインパイプ用高強度鋼板の製造方法およびそれを用いたラインパイプ用高強度鋼管の製造方法
CN104220617A (zh) * 2011-12-27 2014-12-17 Posco公司 具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，及其制造方法
CN105683401A (zh) * 2013-10-28 2016-06-15 杰富意钢铁株式会社 低温用钢板及其制造方法
JP2016196703A (ja) * 2015-04-02 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 極低温用高Ｍｎ鋼材
KR20170035563A (ko) * 2015-09-23 2017-03-31 주식회사 휴스틸 전기저항 용접을 이용하여 만들어진 오스테나이트계 고망간 강관 및 그 제조방법
CN105861941A (zh) * 2016-04-19 2016-08-17 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种临氢设备用超大厚度钢板及其制备方法
US20170349983A1 (en) * 2016-06-06 2017-12-07 Exxonmobil Research And Engineering Company High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same

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