CN112575158A - 一种高塑性厚规格管线钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高塑性厚规格管线钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.03～0.10％、Si 0.1～0.5％、Mn 1.51～1.85％、P≤0.015％、S≤0.002％、Cr 0.05～0.3％、Mo 0.05～0.20％、Cu0.06～0.3％、Ni 0.17～0.50％、Nb 0.05～0.10％、Ti 0.005～0.02％、Ca 0.001～0.005％，Al 0.02～0.045％，N≤0.006％，B≤0.0002％，O≤0.005％，余Fe及不可避免的夹杂；且，0.06≤Jc×Mn≤0.14，碳锰积参数JC×Mn＝C*Mn*104。本发明高塑性厚规格管线钢屈服强度450～635MPa，抗拉强度520～780MPa，‑20℃低温冲击功高于275J、‑20℃全壁厚DWTT剪切断口面积百分数大于85％，均匀延伸率大于8％，可用于海底管道、穿越管道及极地管道建设，主要用于天然气的长距离输送。

Description

一种高塑性厚规格管线钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及管线钢，特别涉及一种高塑性厚规格管线钢及其制造方法。
背景技术
随之全球消费市场对石油天然气等能源的需求加剧，石油天然气的管道输送趋于由陆地走向海洋、由小输量向大输量的方向发展，由此对管道的安全提出了高的要求。海底管道施工通常采用J型或S型方式进行铺设，服役过程中需跨越沟壑、克服流体运动等苛刻环境，因此常对海底管道而言除了要求具有高强度、高韧性的同时，还需采用厚壁管道以提升结构稳定性，同时要求具有高的塑性变形能力，以确保服役安全。
从现有的文献调研来看，欧洲钢管、俄罗斯VSW、日本JFE等企业已有多年的海底管线钢管线钢及管线管产品开发历史。其开发研究除了在成分设计、轧制工艺控制以及显微组织控制等方面进行优化设计外，关键是通过装备能力来提升钢的强度和韧性，如迪林根拥有500mm以上的特厚连铸坯，从而为厚规格管线钢板的制造奠定了高内质、大压下比的基础，能有效提升钢的强度和韧性，并向欧洲钢管、VSK等企业提供原材料钢板，制造的焊管厚至41mm。日本JFE公司采用在线热处理装置，应用HOP工艺改善钢板厚度方向上的组织均匀性，有利于改善厚规格管线钢的韧性并获得均匀的力学性能，同时还可以改善钢管的椭圆度。目前国内外海底管道用钢主要侧重于高强度、高韧性研究，而关于高塑性的研究较少。
就提高管线钢的塑性而言，目前主要针对应变设计的陆地管线提出了高均匀延伸率的要求，其设计主要采用双相组织控制，通过软硬相的结合得到拱顶型应力应变曲线，具有较好的加工硬化率，从而提升钢的均匀变形能力。代表的工艺方向有中国企业采用的迟豫+控冷工艺得到的铁素体+下贝氏体双相组织，和日本JFE采用的在线热处理HOP工艺得到的MA组元+贝氏体双相组织，这两种组织类型均能够得到高的均匀延伸率，但由于双相界面的存在，显著降低钢的低温冲击韧性，不利于钢的止裂安全。
欧洲专利号EP2105513B1公开了一种屈服强度450MPa级厚规格高韧性管线钢的制造方法，通过采用低C、低Mn及较低Nb微合金化设计方法，结合低温加热工艺和控轧控冷工艺，得到以细化的多边形铁素体为主的微观组织，铁素体所占的体积比40～90％，铁素体晶粒尺寸≤10μm，该发明钢具有优异的韧性。
中国专利CN101611163A公开了一种屈服强度≥400MPa、抗拉强度≥500MPa、屈强比≤0.90的抗时效双相管线钢，采用C-Mn基础成分及合金化的成分设计，通过控制轧制后的两阶段冷却速率控制得到第一相为铁素体，第二相为珠光体、上贝氏体、下贝氏体、粒状贝氏体或马氏体中的一种或多种，可使钢的均匀延伸率达到8％及以上。
美国专利US20120247606A1公开了一种X80级6～16mm薄规格管线钢的成分工艺方案，采用低C高Nb及Mo合金化设计，未添加其它合金元素，工艺上采用675～715℃的低温终轧及1～2℃/s的空冷工艺，得到强度级别达到80Ksi的管线钢，并且具有较好的可焊性。
澳大利亚专利AU2006305841A1公开了一种抗拉强度900MPa级、纵向屈强比≤0.85的双相钢制造技术方法，采用低C高Mn及Nb、Mo合金化的成分设计，通过工艺控制得到10～60％的晶粒尺寸≤5μm的细化的铁素体，余下组织为细化的马氏体、下贝氏体、退化的上贝氏体、粒状贝氏体等一种或多种混合组织。
中国专利CN109023068A公开了一种NbC纳米析出强化的X80高塑性管线钢板的制造方法，采用中C较低Mn及高Nb的微合金化的成分设计，通过控制轧制、控制冷却工艺，并经随后的1180～1220℃的固溶处理和670～710℃的等温处理，控制NbC析出量为0.05～0.20％，可以得到屈服强度470Mpa级具有高塑性、高韧性的X80管线钢。
中国专利CN101343715B公开了一种屈服强度650MPa级大应变管线钢管制造方法，成分上采用中C低Mn、高合金含B设计的方法，通过控轧控冷+在线回火工艺，得到铁素体+针状铁素体+MA等复相组织，可以制造满足屈服强度650～680MPa、均匀延伸率达到12～15％的钢管。
发明内容
本发明的目的在于设计一种高塑性厚规格管线钢及其制造方法，其屈服强度450～635MPa，抗拉强度520～780MPa，尤其是-20℃低温冲击功高于275J、-20℃全壁厚DWTT剪切断口面积百分数大于85％，同时其均匀延伸率高于8％，并具有可制造性，可用于海底管道、穿越管道以及极地管道建设，主要用于天然气的长距离输送。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种高塑性厚规格管线钢，其成分重量百分比为：C：0.03～0.10％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.51～1.85％、P≤0.015％、S≤0.002％、Cr 0.05～0.3％、Mo：0.05～0.20％、Cu：0.06～0.3％、Ni：0.17～0.50％、Nb：0.05～0.10％、Ti：0.005～0.02％、Ca：0.001～0.005％，Al：0.02～0.045％，N≤0.006％，B≤0.0002％，O≤0.005％，余量为Fe及不可避免的夹杂；且，同时满足：
0.06≤JC×Mn≤0.14，碳锰积参数JC×Mn＝C*Mn*104。
本发明所述管线钢的显微组织为细晶铁素体+针状铁素体，其中铁素体比例：15～39％。
本发明所述管线钢的屈服强度Rt0.5 450～635MPa，抗拉强度520～780MPa，尤其是-20℃全尺寸夏比冲击功AKv高于275J、-20℃全壁厚DWTT剪切断口面积百分数SA大于85％，纵向均匀延伸率Uel≥8％。
在本发明所述管线钢的成分体系设计中：
碳C：最基本的强化元素。碳溶解在钢中形成间隙固溶体，起固溶强化的作用，与强碳化物形成元素形成碳化物析出，则起到沉淀强化的作用。但太高的C对钢的韧性和焊接性能不利，同时降低钢的塑性；C太低降低钢的强度。所以C制在0.03～0.10％。
硅Si：固溶强化元素，同时也是钢中的脱氧元素，但含量过高会恶化钢材的焊接性能、降低塑性，同时不利于轧制过程中热轧氧化铁皮去除，因此含量控制在0.1～0.5％。
锰Mn：通过固溶强化提高钢的强度，是钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要、经济的强化元素。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性；但Mn是易偏析元素，当Mn含量较高时，在浇铸过程中Mn易在板厚中心偏析，轧制完成后生成硬相的马氏体组织，降低材料的塑性及低温韧性。因此带本发明中Mn含量限定为1.51～1.85％。同时由于C、Mn均存为固溶强化元素且具有较大的偏析倾向，因此碳锰积参数JC×Mn＝C*Mn*104需符合0.06≤JC×Mn≤0.14要求，JC×Mn小于0.6时，由于C、Mn含量不足，固溶强化效果不显著，强度偏低；JC×Mn大于0.14时，缩小δ奥氏体的区间范围，不利于C、Mn元素的扩散分布，增大偏析倾向。
铬Cr：提高钢的淬透性的重要元素，确保厚规格钢板全厚度的组织及性能均匀性，而且能有效改善钢的耐腐蚀性能；但太高的铬加入钢中，提高钢的强度和硬度，降低伸长率和断面收缩率；与较高的Mn同时加入时，易生成化合物产生裂纹，并严重恶化焊接性能。本发明中Cr含量应限定在≤0.3％。
钼Mo：扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，能够得到更加细小的相变组织，改善钢的韧性；同时少量的Mo可提高钢的淬透性，改善厚度方向的组织均匀性。但随Mo含量的上升，低温相变产物的比例增加，对钢的低温韧性不利，且有损钢的塑性。本发明中Mo含量控制0.05～0.20％。
铜Cu：可通过固溶强化作用提高钢的强度，并改善抗大气腐蚀性能；过高的Cu易出现铜脆现象，对热加工性能影响不利。本发明中Cu含量控制≤0.3％。
镍Ni：可通过固溶强化作用提高钢的强度，Ni的加入即可改善Cu在钢中引起的热脆性；可扩大奥氏体区，增加奥氏体的稳定性，对塑性、韧性有益。本发明中Ni含量控制范围均为0.17～0.50％。
铌Nb：是低碳微合金钢的重要元素之一，热轧过程中固溶的Nb应变诱导析出形成Nb(N,C)粒子，钉扎晶界抑制形变奥氏体的长大并抑制再结晶的发生，经控制轧制和控制冷却使形变奥氏体相变为具有高位错密度的细小的产物。固溶的Nb在卷取后，以第二相粒子NbC在基体内弥散析出，起到析出强化作用。对于厚规格管线钢而言，太低的Nb含量弥散析出效果不明显，起不到细化晶粒、强化基体作用；太高的Nb含量，由于抑制了钢板芯部再结晶的发生，不利于晶粒细化。且Nb的固溶与C含量有关，C含量太高Nb固溶量少，无法起到析出强化及晶粒细化效果；C含量过低会导致晶界弱化，Nb含量过低则析出强化效果不明显。本发明中Nb含量应限定在0.05～0.10％。
钛Ti：是一种强烈的碳氮化物形成元素，Ti的未溶的碳氮化物在钢加热时可以阻止奥氏体晶粒的长大，在高温奥氏体区粗轧时析出的TiN可有效抑制奥氏体晶粒长大。另外在焊接过程中，钢中的TiN粒子能显著阻止热影响区晶粒长大，从而改善钢板的焊接性能同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。本发明中Ti含量控制在0.005～0.02％。
氮N：在微合金化钢中，适当的氮含量可以通过形成高熔点的TiN粒子，起到抑制再加热过程中板坯晶粒粗化的作用，改善钢的强韧性。但当N含量过高时，时效后高浓度的自由N原子钉扎位错，使屈服强度明显提高，塑性及韧性显著下降。因此本发明中控制N≤0.006％。
氧O：对于低合金纯净钢冶炼，在冶炼终点均需要进行脱氧处理，以减少浇铸过程中产生的气泡以及氧化物夹杂，改善钢的内质、提高成品钢板的低温冲击韧性和抗动态撕裂性能。当氧含量高于50ppm时，夹杂物、气孔等内质缺陷显著增多，使钢的塑性、韧性降低，所以本发明中控制O≤0.005％。
硫、磷(S、P)：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。通过超低硫(小于30ppm)及Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，同时控制P含量在150ppm以下，可保证发明钢具有良好的低温冲击韧性。
钙(Ca)：通过Ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高低温韧性，为确保最佳效果Ca的控制范围为0.0010～0.0050％。
铝(Al)：是为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能，本发明中Al的含量控制范围为0.02～0.045％。
硼(B)：强淬透性元素，且易在晶界析出导致材料的塑性、韧性下降，因此本发明控制B≤0.0002％。
因此，针对28～40mm厚规格屈服强度450～635MPa级的管线钢，以晶粒细化、相变控制等材料理论为基础，采用了较低的C含量、较高Nb微合金化的成分设计；并结合低温粗轧、精轧工艺，充分发挥形变诱导相变机制促进铁素体相变；通过合适的冷却速率和停冷温度控制，得到全板厚铁素体+针状铁素体为主的显微组织，得到高强度、高韧性及高塑性综合力学性能特征，具有良好的变形能力。
本发明所述的高塑性厚规格管线钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼，并连铸成板坯；
2)板坯再加热，加热温度：1100～1200℃；
3)热轧
粗轧开轧温度：940～1000℃；粗轧末道次单道次压下率：≥12％；
中间坯厚度：3t～5t，t为成品钢板厚度，单位mm；
精轧开轧温度：750～810℃；精轧终轧温度：740～800℃；
4)控制冷却
水冷开冷温度Tstart：720～620℃；水冷停冷温度Tstop：150～530℃；
水冷冷却速度Vc＝72-Tstart/10+Tstop/20，单位℃/s；
5)空冷，水冷后自然空冷冷却。
优选的，步骤2)板坯加热1110～1150℃。
优选的，步骤3)粗轧开轧温度960～990℃、压下率≥14％；中间坯厚度4～4.5t；开轧温度770～800℃、终轧温度750～780℃。
优选的，步骤4)控制冷却，水冷开冷温度660～700℃、水冷停冷温度200～350℃。
按照上述技术方案，最终获得28～40mm厚规格高塑性管线钢。
在本发明制造方法设计中：
控制冷却步骤中：水冷开冷温度Tstart范围：720～620℃；水冷停冷温度Tstop范围：150～530℃；水冷冷却速度Vc＝72-Tstart/10+Tstop/20，单位℃/s。
轧后冷却是决定相变组织的关键工序，目标铁素体+贝氏体相变组织可以通过控制开冷温度、终冷温度及冷却速率获得，各冷却参数需符合上述关系。其中，开冷温度高于720℃时，软相铁素体的析出动力小会导致钢的强度高，低于620℃则软相铁素体粗大且比例过高会导致强度显著偏低；终冷温度主要是决定硬相组织的硬度，高于530℃时则位错密度小、硬度低、强度偏低，低于150℃时则易生成马氏体组织导致位错密度过高、硬度高、塑性下降；而冷却速率主要是匹配开冷、终冷温度进行相变组织类型和相比例控制的关键参数，与停冷温度正相关、与开冷温度负相关。
本发明与现有技术相比：
与欧洲专利号EP2105513B1不同的是：本发明主要是针对屈服强度450MPa级高塑性管线钢产品，成分上低C、高Mn及Nb微合金化的设计，结合再结晶轧制阶段的低温控轧工艺抑制原始奥氏体的晶粒大小，并通过相对低的水冷却速率控制，得到铁素体+针状铁素体为主的细化相变晶粒尺寸，铁素体比例控制在40％以下，具有较好的塑性和韧性。
与中国专利CN101611163A不同的是，本发明采用相对较高Nb及低B的设计，充分发挥晶粒细化并抑制低温转变组织，结合低温轧制工艺和低冷却速率工艺，最终得到铁素体+针状铁素体双相组织，既具有较低的屈强比、较高的均匀变形能力，同时还具有较佳的低温韧性。
与美国专利US20120247606A1对比专利不同的是，本发明主要是针对X65强度级别28mm及以上的管线钢产品，成分上低C、高Mn及Nb微合金化的设计，结合再结晶轧制阶段的低温控轧工艺抑制原始奥氏体的晶粒大小，并通过相对低的水冷却速率控制，得到铁素体+针状铁素体为主的细化相变晶粒尺寸，具有较好的塑性和韧性。
与澳大利亚专利AU2006305841A1对比专利不同的是，本发明主要是针对屈服强度450MPa级别的均匀延伸率≥8％的高塑性管线钢产品，成分上低C、较低Nb的设计，结合再结晶轧制阶段的低温控轧工业抑制原始奥氏体的晶粒大小，并通过相对的水冷冷却速率控制，得到铁素体+针状铁素体为主的细化相变晶粒尺寸，具有较好的变形能力。
与中国专利CN109023068A同的是：本发明主要采用低C较高Mn的Nb微合金化设计，通过较低的再结晶轧制温度和低温非再结晶轧制，结合合理的冷却速率控制，得到细化的铁素体+针状铁素体双相显微组织，以保证钢的高强度、高塑性及韧性，无需进行固溶和等温热处理，成本较低。
与中国专利CN101343715B不同的是：本发明主要采用低C较高Mn的Nb微合金化设计，通过较低的再结晶轧制温度和低温非再结晶轧制，结合合理的冷却速率控制，得到细化的铁素体+针状铁素体双相显微组织，以保证钢的高强度、高塑性及韧性。合金添加量少，且不需要进行在线热处理，成本较低。
本发明的优点在于；
1.本发明采用低温加热工艺，抑制再加热奥氏体晶粒长大，从源头控制晶粒尺寸大小。加热温度过高时，微合金元素Ti的高温析出相发生固溶，弱化了晶界钉扎效应，晶界发生迁移和合并，晶粒显著粗化，不利于低温韧性；
2.本发明采用再结晶阶段低温轧制工艺，抑制再结晶晶粒长大。再结晶温度较高时，晶界吉布斯自由能较高，再结晶晶粒晶界迁移驱动力较大，促进晶粒通过合并的方式降低晶界吉布斯自由能，从而使得再结晶晶粒粗化。
3.本发明采用适量Nb合金设计促进，结合再结晶低温轧制，细化再结晶晶粒尺寸。较高的Nb会提高再结晶温度，不利于再结晶的发生；而较低的Nb会降低再结晶温度，增加再结晶低温轧制的变形抗力，对装备能力提出高的要求；
4.本发明采用细化的多边形铁素体+针状铁素体的显微组织设计，通过软相组织设计提升钢的塑性变形能力；并利用高密度大角度晶界提升裂纹扩展阻力，从而有效提升钢的抗动态撕裂性能。
附图说明
图1为本发明实施例钢的显微组织(板厚1/2位置)。
图2为本发明实施例钢的显微组织(板厚1/4位置)。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
按照本发明钢化学成份要求，设计实施例的化学成分，如表1所示，实施例制造工艺参见表2，按上述成份和工艺设计，各实施例得到的力学性能如表3所示。
可见，按照本发明设计的成分和工艺，都可达到目标性能要求，具有良好的综合力学性能，且碳当量较低，有利于改善钢管成型焊接及现场环焊焊接性能。另外本发明成分简单，工艺窗口较宽，具有较强的可制造性。
本发明高塑性厚规格管线钢主要用于海底管线、穿越地震带管道等特殊需求及恶劣环境区域，在保证钢的强度、韧性的基础上通过组织控制提升管道塑性变形能力，提升管道承载自重、抵抗运动能力，保障服役安全安全性。随着油气资源开采由内陆走向海洋、极地冻土、地质运动频繁等地带，高塑性厚规格管线钢将具有良好的应用前景。
Figure BDA0002220988010000101
Figure BDA0002220988010000111
Figure BDA0002220988010000121

Claims (7)

1.一种高塑性厚规格管线钢，其成分重量百分比为：C：0.03～0.10％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.51～1.85％、P≤0.015％、S≤0.002％、Cr：0.05～0.3％、Mo：0.05～0.20％、Cu 0.06～0.3％、Ni：0.17～0.50％、Nb：0.05～0.10％、Ti：0.005～0.02％、Ca：0.001～0.005％，Al：0.02～0.045％，N≤0.006％，B≤0.0002％，O≤0.005％，余量为Fe及不可避免的夹杂；且，同时满足：
0.06≤JC×Mn≤0.14，碳锰积参数JC×Mn＝C*Mn*104。
2.如权利要求1所述的高塑性厚规格管线钢，其特征在于，所述管线钢的显微组织为细晶铁素体+针状铁素体，其中细晶铁素体相比例：15～39％。
3.如权利要求1或2所述的高塑性厚规格管线钢，其特征在于，所述管线钢的屈服强度Rt0.5 450～635MPa，抗拉强度520～780MPa，尤其是-20℃全尺寸夏比冲击功AKv高于275J、-20℃全壁厚DWTT剪切断口面积百分数SA大于85％，纵向均匀延伸率Uel≥8％。
4.如权利要求1或2或3所述的高塑性厚规格管线钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1所述成分冶炼，并连铸成板坯；
2)板坯再加热，加热温度：1100～1200℃；
3)热轧
粗轧开轧温度：940～1000℃；粗轧末道次单道次压下率：≥12％；
中间坯厚度：3t～5t，t为成品钢板厚度，单位mm；
精轧开轧温度：750～810℃；精轧终轧温度：740～800℃；
4)控制冷却
水冷开冷温度Tstart：720～620℃；水冷停冷温度Tstop：150～530℃；
水冷冷却速度Vc＝72-Tstart/10+Tstop/20，单位℃/s；
5)空冷，水冷后自然空冷冷却。
5.如权利要求4所述的高塑性厚规格管线钢的制造方法，其特征是，步骤2)板坯加热1110～1150℃。
6.如权利要求4所述的高塑性厚规格管线钢的制造方法，其特征是，步骤3)粗轧开轧温度960～990℃、压下率≥14％；中间坯厚度4～4.5t；开轧温度770～800℃、终轧温度750～780℃。
7.如权利要求4所述的高塑性厚规格管线钢的制造方法，其特征是，步骤4)控制冷却，水冷开冷温度660～700℃、水冷停冷温度200～350℃。
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