CN1986861A - 超高强度x100管线钢及其热轧板制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及一种管线钢及其制造方法，特别涉及一种超高强度X100管线钢及其热轧板制造方法。解决现有X100管线钢配方比较复杂、生产成本较高、制造难度较大以及冲击韧性和焊接性能稍有不足的技术问题。一种超高强度X100管线钢，其组成成分的重量百分配比为：C：0.015～0.080％，Mn：1.80～2.50％，Si：≤0.6％，S：≤0.0030％，P：≤0.015％，Nb：0.04～0.15％，Ti：0.005～0.030％，V：≤0.120％，Alt：≤0.060％，N：≤0.010％，O：≤0.006％，Mo：0.10～0.60％，Cu：≤0.50％、Ni：≤1.50％、Cr：≤1.0％，B：≤0.0020％，Ca：≤0.01％，其余为铁和不可避免杂质。在热轧板制造过程中，板坯加热温度：1100～1250℃；再结晶区控轧轧制的终止温度：900～1060℃；非再结晶区控轧轧制的开始温度：800～900℃；终止轧制温度：720～880℃；终止冷却温度：200～500℃；冷却速度：3～30℃/s。
Description
技术领域：本发明涉及一种管线钢及其制造方法，特别涉及一种超高强度X100管线钢及其热轧板制造方法。
背景技术：
近年来能源结构的变化以及对能源需求的增长，极大地促进了长距离输送管线的发展。为提高输送效率、降低工程投资，长距离石油天然气输送管线用钢向高钢级发展已成趋势。目前世界各国使用的管线钢标准中的最高钢级仅到X80(屈服强度大于等于555MPa)，为满足未来长距离输送石油天然气管道建设的发展需要超高强度等级的X100(屈服强度等级大于等于690MPa)和X120(屈服强度等级大于等于830MPa)管线钢已在发展研制之中。相对目前X80及X80以下钢级的管线钢来讲，使用X100级高强度管线可提高输送的工作压力以提高管道输送的运营效率，或在输送压力不变的情况下通过减少管道壁厚达到降低管道建设成本的目的。美国专利US 20030217795主要阐述了X100管线管的生产方法以及生产出的管线管的主要性能。其中，用于制造X100管线钢管的钢板成分与工艺已经给出，但是在成分上主要以低碳为主，附以Mo、Cu、Ni、B等合金元素。特别值得一提的是这个专利中的主要技术点是利用Mg的氧化物冶金作用来提高管体的焊接性能。日本专利JP 2003306749 A主要阐述了X100钢管及用其制造钢管的钢板制造方法，其X100管线钢板的成分中指出用Mg和Al的氧化物及氮化物冶金方法细化晶粒，并且采用C-Mn-Ni-Cr-Mo-B系成分设计。在炼钢时采用氧化物冶金的方法虽然能够提高产品性能，但也增加成本和制造的复杂性。日本专利JP 2001113374 A提供了一种抗拉强度在900MPa以上的X100管线管的生产方法及原理，重点在于钢管焊接工艺方面，焊接较容易实现，并且具有较好的低温韧性。它主要注重钢管的生产方式和方法，尽管提及X100钢板的成分设计，主要也是用Mg的氧化物冶金方法来提高焊接性能。欧洲专利EP 1020539，其内容与美国专利US 20030217795近似。欧洲专利EP 1354973提供了API X60～X100管线钢管的钢板及钢管的制造方法。钢管具有优良的变形性能和低温韧性。高强度钢板具多数平均晶粒尺寸小于贝氏体晶粒尺寸的铁素体相。提供了成分设计方法，C以低碳为主，冲击韧性和焊接性能稍差；其次，Mn、Mo、Cu等合金元素的含量过高将导致制造成本的提高和增加可制造难度，对钢板的焊接性能不利，同时不利于资源的有效利用。最后，在成分设计中与美国专利US 20030217795一样，加入了Mg元素，增加可制造难度。
发明内容：本发明的目的是提供一种超高强度X100管线钢及其热轧板制造方法。主要解决现有X100管线钢配方比较复杂、生产成本较高、制造难度较大以及冲击韧性和焊接性能稍有不足的技术问题。本发明的技术方案为：一种超高强度X100管线钢，其组成成分的重量百分配比为：C：0.015～0.080％，Mn：1.80～2.50％，Si：≤0.6％，S：≤0.0030％，P：≤0.015％，Nb：0.04～0.15％，Ti：0.005～0.030％，V：≤0.120％，Alt：≤0.060％，N：≤0.010％，O：≤0.006％，Mo：0.10～0.60％，Cu：≤0.50％、Ni：≤1.50％、Cr：≤1.0％，B：≤0.0020％，Ca：≤0.01％，其余为铁和不可避免杂质。
本发明高强度高韧性X100管线钢成分设计思想是以超低C、高Mn，通过加入微量Nb、V、Ti等微合金元素、少量Mo、B及Cu、Ni合金元素，结合热轧控轧控冷工艺，获得贝氏体+针状铁素体+第二相组织，以保证管线钢具有高强度高韧性的性能。其主要的基本元素作用有以下几个方面：
碳：是钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接性有负面影响，因此近代管线钢的发展过程是不断降低C含量的过程。降低C含量一方面有助于提高钢的韧性，另一方面可改善钢的焊接性能。根据钢中C含量、碳当量与钢焊接性关系的Graville曲线图我们知道，当C含量低于0.11％时管线钢可具有良好的焊接性。所以，目前管线钢的C含量一般小于0.11％，对本发明的X100管线钢则采用C为0.015-0.080％的C含量设计。
锰：通过固溶强化提高钢的强度，是管线钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。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、降低韧脆转变温度。因此对X100管线钢的Mn含量设计在1.80～2.50％范围。
铌：是现代微合金化管线钢中最主要的元素之一，对晶粒细化的作用十分明显。通过热轧过程中NbC应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经控制轧制和控制冷却使非再结晶区轧制的形变奥氏体组织在相变时转变为细小的相变产物，以使钢具有高强度和高韧性。本专利就是配合适当的C含量提高Nb的含量发挥NbC的作用。
钒：具有较高的析出强化作用和较弱的晶粒细化作用，在Nb、V、Ti三种微合金元素复合使用时，V主要是通过在铁素体中以VC、VN析出强化来提高钢的强度。
钛：是强的固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.02％左右的Ti就可固定钢中60ppm以下的N，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的TiN粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。
钼：是扩大γ相区，推迟γ→α相变时先析出铁素体形成、促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变组织起重要作用，在一定的冷却条件和终止轧制温度下超低碳管线钢中加入0.1～0.6％的Mo就可获得明显的针状铁素体及贝氏体组织，同时因相变向低温方向转变，可使组织进一步细化，主要是通过组织的相变强化提高钢的强度。
硫、磷：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，可使管线钢具有高的冲击韧性及良好抗HIC性能。
铜、镍：可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可改善钢的耐蚀性，Ni的加入主要是改善Cu在钢中易引起的热脆性，且对韧性有益。在厚规格管线钢中还可补偿因厚度的增加而引起的强度下降。
因此，针对微合金化低碳贝氏体组织具有高强度高韧性和良好焊接性能，以及低的包辛格效应等特点，以晶粒细化、相变强化、析出强化和位错强化等材料强化理论为基础，对具有贝氏体组织X100管线钢的成分设计采用了较低的碳含量、超低硫、Nb、V、Ti微合金化、控制组织的Mo合金化的成分设计。热轧工艺采用了控轧控冷的热机械处理技术，通过合理的成分和工艺进行最终产品的组织控制，以获得具有高强度高韧性的超低碳贝氏体+针状铁素体组织。
X100管线钢热轧板制造方法的工艺路线如下：首先按技术方案配比备料，然后进行转炉或电炉冶炼、炉外精炼、铸造、板坯再加热、控制轧制、控制冷却。热轧工艺进行如下控制：
(1)板坯加热温度：1100～1250℃；
(2)再结晶区控轧轧制的终止温度：900～1060℃；
(3)非再结晶区控轧轧制的开始温度：800～900℃；
(4)终止轧制温度：720～880℃；
(5)终止冷却温度：200～500℃；
(6)冷却速度：3～30℃/s。
本发明具有如下特点：①与以往上述已经申请的专利相比，本专利的合金配方相对简单，如Cu、Ni可加可不加，不需加入Mg元素进行氧化物冶金等，这样降低了生产制造成本和增加了生产可制造性；②它主要以超低碳为特点，在保证强度前提下，增加了冲击韧性和良好的焊接性能，使管线钢具有良好的止裂能力，随着钢铁冶炼技术的发展，超低碳管线钢的冶炼难度进一步降低，目前通过控制冶炼的终点碳含量和RH的炉外精炼工艺可获得超低碳管线钢；③充分利用了C和Nb元素的关系，在一定的配合下使之生成NbC产生细晶强化作用，及利用Nb的提高再结晶温度作用以配合控轧工艺，不仅提高了产品的综合性能，而且能够采取灵活的热轧生产工艺，提高生产率、减小轧机负荷，所生产的产品具有较高的冲击韧性(-80℃下的夏比冲击功可以达到200J以上)，能够充分保证高的强度和韧性，具有良好的止裂能力。与目前管道工程已使用的最高强度等级的管线钢X80相比，在强度上提高了20％，对降低输送管道的建设成本有明显的作用。对比专利与本发明成分对比见表1，其中专利1-5依次对应于美国专利US 20030217795、日本专利JP2003306749 A、日本专利JP 2001113374 A、欧洲专利EP 1354973和欧洲专利EP1354973。
表1相近专利与本专利的对比
| 元素 | C | Mn | Si | S | P | Nb | Ti | V | Alt | N | O | Mg | Mo | Cu | Ni | Cr | B | Ca | REM |
| 专利1 | 0.03～0.12 | 0.8～2.5 | ≤0.8 | ≤0.010 | ≤0.030 | 0.010~0.1 | 0.005～0.03 | ≤0.1 | ≤0.1 | ≤0.0080 | 0.001~0.006 | ≤0.006 | ≤0.6 | ≤1 | ≤0.30 | ≤1 | ≤0.0002 | ≤0.01 | ≤0.020 |
| 专利2 | 0.03～0.10 | 0.8～2.5 | ≤0.6 | 0.001~0.005 | ≤0.015 | 0.01~0.05 | 0.005～0.030 | 0.001~0.005 | 0.001~0.006 | 0.001~0.006 | 0.0001~0.0050 | Pb＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo+VPb＝2.5~4.0，保证形成Ti的氧化物 | |||||||
| 专利3 | 0.03～0.10 | 0.8～2.5 | ≤0.6 | 0.001~0.005 | ≤0.015 | 0.01~0.05 | 0.005～0.030 | 0.01~0.1 | 0.001~0.005 | 0.001~0.006 | 0.001~0.006 | 0.0001~0.0050 | 0.1~1.0 | 0.1-1.2 | 0.01-1.0 | 0.1-1.0 | 0.0003~0.0020 | 0.001-0.005 | |
| 专利4 | 0.03~0.10 | 1.7~2.5 | ≤0.6 | ≤0.003 | ≤0.015 | 0.01~0.1 | 0.005~0.030 | ≤0.10 | ≤0.06 | 0.001~0.006 | ≤0.006 | 0.15~0.60 | ≤1.0 | 0.1~1.0 | ≤1.0 | ≤0.0030 | ≤0.01 | ≤0.02 | |
| 专利5 | 0.04~0.10 | 1.7~2.5 | ≤0.6 | ≤0.003 | ≤0.015 | 0.01~0.1 | 0.005~0.030 | ≤0.10 | ≤0.06 | 0.001~0.006 | ≤0.006 | 0.15~0.60 | ≤1.0 | 0.1~1.0 | ≤0.8 | ≤0.0020 | ≤0.01 | ≤0.02 | |
| 本发明 | 0.015~0.080 | 1.80~2.5 | ≤0.6 | ≤0.0030 | ≤0.015 | 0.04~0.15 | 0.005~0.030 | ≤0.12 | ≤0.060 | ≤0.010 | ≤0.006 | 无 | 0.10~0.60 | ≤0.50 | ≤1.5 | ≤1.0 | ≤0.0020 | ≤0.01 | 无 |
与现有生产钢种(最高级别X80)相比，按照上述技术方案生产出的管线钢的性能达到以下要求：
(1)拉伸性能：目标：σ0.5≥690MPa，σb≥780MPa；(2)夏比V型缺口冲击性能：目标：试验温度-20℃，10×10×55mm试样的冲击功平均值≥200J，剪切面积单个≥80％，平均≥90％。50％FATT≤-60℃；(3)DWTT(落锤撕裂试验)性能：目标：试验温度-15℃，平均剪切面积SA％≥85％，单个SA％≥70％；(4)横向冷弯性能：目标：d＝2a(d为弯曲直径，a为钢板厚度)，180°，完好。
附图说明：
附图为本发明金相组织图
具体实施方式：实施例1-6的化学成分见表2
●表2化学成分wt％：
| 元素 | C | Mn | Si | S | P | Nb | Ti | Cu | Ni | Mo | Cr | Alt | N | V | B |
| 1 | 0.055 | 2.00 | 0.21 | 0.0030 | 0.012 | 0.045 | 0.018 | 0.25 | 0.25 | 0.10 | 0.25 | 0.020 | 0.0038 | 0.10 | - |
| 2 | 0.065 | 2.00 | 0.30 | 0.0009 | 0.012 | 0.045 | 0.021 | 0.30 | 0.30 | 0.30 | - | 0.054 | 0.0040 | - | 0.0018 |
| 3 | 0.016 | 2.45 | 0.25 | 0.0020 | 0.014 | 0.145 | 0.008 | - | - | 0.55 | - | 0.035 | 0.0045 | - | |
| 4 | 0.030 | 2.20 | 0.35 | 0.0020 | 0.012 | 0.090 | 0.026 | 0.25 | 0.3 | 0.35 | - | 0.033 | 0.0050 | 0.08 | 0.0010 |
| 5 | 0.040 | 1.80 | 0.20 | 0.0020 | 0.012 | 0.060 | 0.026 | - | 1.45 | 0.30 | - | 0.031 | 0.0085 | - | - |
| 6 | 0.080 | 1.80 | 0.48 | 0.0020 | 0.012 | 0.046 | 0.016 | 0.27 | 0.26 | 0.35 | - | 0.041 | 0.0040 | - | - |
| 本发明 | 0.015～0.080 | 1.80～2.50 | ≤0.6 | ≤0.0030 | ≤0.015 | 0.040～0.150 | 0.005～0.030 | ≤0.50 | ≤1.50 | 0.20～0.60 | ≤1.0 | ≤0.060 | ≤0.010 | ≤0.12 | ≤0.0020 |
●热轧工艺设计
(1)板坯加热温度：1100～1250℃；
(2)再结晶区控轧轧制的终止温度：900～1060℃；
(3)非再结晶区控轧轧制的开始温度：800～900℃；
(4)终止轧制温度：720～880℃；
(5)终止冷却温度：200～500℃；
(6)冷却速度：3～30℃/s。
●性能结果：本发明热轧板的金相组织为贝氏体+针状铁素体+第二相组织，参照附图。
分别进行力学拉伸、夏比冲击、DWTT实验，实验结果如表3所示。
表3试制板卷性能检验结果
| 号 | 屈服强度MPa | 抗拉强度MPa | 延伸率δ50％ | 夏比冲击ECVN-20℃ | SA％-15℃DWTT | ||
| 冲击功 | SA％ | 50％FATT | |||||
| 1 | 705 | 845 | 20 | 257 | 96 | ≤-60 | 96 |
| 2 | 730 | 880 | 23 | 260 | 100 | ≤-60 | 100 |
| 3 | 700 | 865 | 26 | 320 | 100 | ≤-100 | 100 |
| 4 | 720 | 885 | 20 | 220 | 100 | ≤-100 | 100 |
| 5 | 710 | 865 | 20 | 260 | 100 | ≤-60 | 100 |
| 6 | 715 | 860 | 21 | 230 | 100 | ≤-60 | 98 |
(注：拉伸、冲击为横向；拉伸试样直径为10mm，标距长度50.8mm；夏比冲击试样尺寸为10×10×55mm；横向冷弯d＝2a，180°，完好；)
预计发明推广应用的可行性及前景：
市场前景：石油天然气的长距离高压管道输送对管线钢性能提出了更为严格的要求。从考虑管道建设和运营的经济性、运营的稳定性和安全性出发，对管线用钢的强度、韧性均提出了更高的要求。同样的输送条件下，应用更高钢级管线钢产品可以使钢管的壁厚减薄，节省用钢量，或在管道口径、壁厚不变的条件下提高输送压力，达到提高输送量的目的。例如X80钢级的管线钢强度可比X70钢级提高了12％，X100钢级比X80钢级提高了20％。因此，管线钢钢级的不断提高已经成为管线钢的发展趋势，长距离高压输送天然气管道应用X100及X100以上钢级的超高强度管线焊管是目前国际管道工业和冶金工业共同发展的方向。根据本发明进行的实施例，可以预计本项发明在设备条件允许的情况下，生产操作较易进行，具有一定的推广应用的可能性。尤其近年来能源结构的变化以及对能源需求的增长，促进了石油天然气管道工业的迅速发展，长距离高压管道输送已成为今日油气输送管道的主要特征之一。超高强度高韧性管线钢成为管线钢发展的必然趋势。因此，超高强度高韧性X100管线钢有较大的应用前景。
Claims (2)
1、一种超高强度X100管线钢，其组成成分的重量百分配比为：C：0.015～0.080％，Mn：1.80～2.50％，Si：≤0.6％，S：≤0.0030％，P：≤0.015％，Nb：0.04～0.15％，Ti：0.005～0.030％，V：≤0.120％，Alt：≤0.060％，N：≤0.010％，O：≤0.006％，Mo：0.10～0.60％，Cu：≤0.50％、Ni：≤1.50％、Cr：≤1.0％，B：≤0.0020％，Ca：≤0.01％，其余为铁和不可避免杂质。
2、权利要求1所述的超高强度X100管线钢热轧板制造方法，工艺步骤包括：按权1配比备料、然后进行转炉或电炉冶炼、炉外精炼、铸造、板坯再加热、控制轧制、控制冷却，其特征是，板坯加热温度控制在：1100～1250℃：再结晶区控轧轧制的终止温度控制在：900～1060℃；非再结晶区控轧轧制的开始温度控制在：800～900℃；终止轧制温度控制在：720～880℃；终止冷却温度控制在：200～500℃；冷却速度控制在：3～30℃/s。
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