DE112017007384T5

DE112017007384T5 - Eine X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, die für gebogene Rohre verwendet wird, sowie ein Herstellungsverfahren dafür

Info

Publication number: DE112017007384T5
Application number: DE112017007384.7T
Authority: DE
Inventors: Changlin Jiang; Xiaohong XU; Jianyang Chu; Guoqing XU; Tao Lin; Xiaolin Wu; Jianguo Hu; Yueming Pan
Original assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Current assignee: Jiangyin Xingcheng Special Steel Works Co Ltd
Priority date: 2017-04-01
Filing date: 2017-10-10
Publication date: 2019-12-12
Also published as: CA3058488A1; CN107099745B; CN107099745A; CA3058488C; WO2018176790A1; RU2724257C1

Abstract

Die Anmeldung betrifft eine X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen und ein HerstellungsvVorerfahren dafür. Das Verfahren hat die Vorteile von prägnantem Prozess und hohen Ausbeute. Die Dicke der erfindungsgemäßen Stahlplatte beträgt 18,4-42 mm. Der Herstellungsprozess läuft in der folgenden Reihenfolge ab: Vorbereitung entsprechend dem Verhältnis → Schmelzen mit Konverter oder Elektroofen → Raffinieren außerhalb des Ofens → Stranggießen → Wiedererhitzen der Bramme → Walzen und ACC Gradient-Abkühlen→ Richten. Die Stahlplatte zeichnet sich durch eine hervorragende Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, ein einfaches Verfahren und eine hohe Ausbeute aus.

Description

Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein technisches Gebiet der Herstellung von X80-Rohrleitungsstahlplatten für gebogene Rohre, insbesondere eine X80-Rohrleitungsstahlplatte für gebogene Rohre mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen und ein Herstellungsverfahren dafür.
Stand der Technik
Angesichts der Dominanz der petrochemischen Energie im weltweiten Energiebedarf und des rapiden Anstiegs des petrochemischen Energiebedarfs in der heutigen Weltwirtschaft werden die Fernleitungen weitgehend verbessert, um eine höhere Übertragungseffizienz und geringere Investitionen zu erzielen. Der Entwicklungstrend für Langstrecken-Öl- und Gaspipelines aus Stahl ist hochfest oder hochgradig. Gegenwärtig ist X80 die weltweit am höchsten verwendete Stahlsorte für Rohrleitung. Neben den geraden Rohren umfasst ein Pipelineprojekt auch die gebogenen Rohre zum Ändern der Richtung der Rohreleistung, die gebogenen Rohre in Stationen usw. Gebogene Rohre werden normalerweise durch zwei Arten Verfahren hergestellt, nämlich Kaltbiegen und Heißbiegen, und der Kaltbiegeprozess wurde schrittweise durch den Heißbiegenprozess ersetzt, da der Kaltbiegeprozess durch den Herstellungsprozess und die Betriebsumgebung beeinflusst wird. Das Heißbiegen von gebogenen Rohren ist normalerweise Erwärmung des Rohrs durch Induktionsheizgeräte zu Ac3 oder höher Temperatur, und dann dreht sich die Heizzone um ein festes Zentrum, durch ein festes Drehpaneel und unter der Wirkung eines Rückstoßes, um das gebogene Rohr mit dem erforderlichen Krümmungsradius zu biegen. Nach dem Biegen wird der Außenring des gebogenen Rohrs durch einen ringförmigen Kühlring gekühlt, und aufgrund der begrenzten Kühlkapazität des ringförmigen Kühlrings wird beim erhitzte Teil des gebogenen Rohrs eine beschleunigte Abkühlung ähnlich der ACC durchgeführt. Unter Berücksichtigung der Gleichmäßigkeit der Eigenschaften wird die Stahlplatte nach der Abkühlbehandlung noch durch Tempern in einem Durchlaufofen behandelt. Aus der Sicht des gesamten Prozesses ähneln der gesamte Warmbiege- und Abkühlbiegeprozess dem TMCP-Prozess, der die Kombination aus Hochtemperaturverformung (Biegen) und ACC-Abkühlprozess darstellt. Da sich der gesamte Warmbiegeprozess bei hoher Temperatur geringfügig verformt und die anschließende Kühlleistung gering ist, kann die Warmbiegestahlplatte für gebogene Rohre nur mit einer Zusammensetzung mit hoher Kohlenstoffäquivalenz ausgelegt werden. Das Design mit hoher Kohlenstoffäquivalenz bringt zwei Hauptprobleme für die gesamte Herstellung: 1) die Schlagzähigkeit wird reduziert; 2) es würde eine fehlerhafte Form der Stahlplatte aufgrund der großen Strukturbelastung im Kühlprozess geben, was Schwierigkeiten beim anschließenden Richten mit sich bringt und gleichzeitig die Produktionseffizienz beeinträchtigt.
Im In- und Ausland gibt es Patentberichte über gebogene Rohre der Güteklasse X80 und die Stahlplatte für gebogene Rohre, wie beispielsweise die Patentanmeldung CN201410239039.9 , die sich auf einen Warmwalzstahl für gebogene Rohre der Güteklasse X80 bezieht, wobei: 1) in der Patentanmeldung wird nur auf die Schlagzähigkeit von Stahlblechen bei -20 °C Bezug genommen, aber in der Tat benötigen mehr Stahlbleche für gebogene Rohre die Schlagzähigkeit bei -30 °C oder einer noch niedrigeren Temperatur; 2) Nach dem Walzen des Stahlblechs in der Patentanmeldung ist eine langsame Stapelkühlung erforderlich, was sich ungünstig auf die Effizienz der Massenproduktion des Stahlblechs und gleichzeitig auf den nachfolgenden Produktionsprozess auswirkt. Eine andere Patentanmeldung mit der Nummer CN201110245761 .X weist die folgenden Merkmale auf: 1) Die Patentanmeldung hebt hauptsächlich den Heißbiegeprozess hervor, aber erwähnt jedoch nicht, welche Art von Stahlplattenherstellungsprozess für das Rohmaterial Stahlplatte verwendet wird; 2) Der durch das Patent erhaltene Schlagzähigkeitswert bei niedriger Temperatur von -45 ° C ist nicht höher als 200 J, und die numerische Schwankung ist groß.
In Anbetracht der Austenitverformung beim Warmbiegen und der Tatsache, dass das anschließende Abkühlen relativ einfach und unzureichend ist, wird bei der Konstruktion von Stahlblechen für gebogene Rohre im Vergleich zu Stahlblechen für gerade Rohre in der Regel immer eine Zusammensetzung mit hoher Kohlenstoffäquivalenz verwendet. Die Konstruktion von Bauteilen mit hoher Kohlenstoffäquivalenz führt zu einer schlechterer Schlagzähigkeit bei niedrigen Temperaturen.
Inhalt der Erfindung
Entsprechend den Eigenschaften des Heißbiegeprozesses für gebogene Rohre wird die chemische Zusammensetzung in der Erfindung weiterhin mit hoher Kohlenstoffäquivalenz ausgelegt, jedoch durch die Innovation des Kühlverfahrens im Herstellungsverfahren wird eine X80-Rohrstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, die für gebogene Rohre verwendet wird, mit einem präzisen Verfahren und einer hohen Ausbeute erhalten.
Um die obengenannte technische Probleme zu lösen fördert die Erfindung eine technische Lösung: eine X80-Rohrleitungsstahlplatte für gebogene Rohre mit HIC(Wasserstoff induziertes Cracken)-Beständigkeit, wobei die Massenprozente der chemischen Bestandteile wie folgt betragen, C: ≤0.10%, Mn: 1.55bis1.90%, Si: ≤0,45%, S: ≤0,001%, P: ≤0,010%, Nb: 0,045bis0,08%, Ti : ≤0,015%, V: ≤0,008%, Alt: ≤0,06%, N: ≤0,0040%, O: <0,004%, Mo: <0,40%, Cu: <0,30%, Ni: 0,20bis1,5%, Cr: ≤ 0,35%, Mo+Cu+Ni+Cr: ≤ 1,5%, Ceq: 0,35bis0,53%, Pcm: 0,17bis0,27%, der Rest sind Fe und unvermeidbare Verunreinigungselemente.
Darüber hinaus beträgt die Dicke der Stahlplatte 18,4 bis 42 mm, die Streckgrenze≥ 600 MPa, die Zugfestigkeit ≥710 MPa, das Streckgrenzenverhältnis ≤0,93, die Dehnrate≥35%, die Aufprallenergie bei -30°C ≥350J, die Aufprallenergie bei -50°C ≥250J, und die Aufprallenergie bei -60 °C ≥230J.
Die Zusammensetzung des Stahls in der Erfindung basiert auf dem Prinzip einer hohen Kohlenstoffäquivalenz, und umfasst eine geeignete Menge an C, Mn, die Spurenelementen wie Nb, V, Ti und anderer Mikrolegierungselementen, und eine kleine Menge von Mo, Cu, Ni und anderen Elementen, wobei mit einem speziellen TMCP-Walzverfahren kombiniert wird. Damit werden endlich die mechanischen Eigenschaften gewährleistet, insbesondere die Schlagzähigkeit bei niedrigen Temperaturen mit einer hohen Kohlenstoffäquivalenz. Das Prinzip des Hinzufügens der oben genannten Elemente ist wie folgt:

C: C ist das wirtschaftlichste und grundlegendste Verstärkungselement im Stahl, und kann offensichtlich die Festigkeit des Stahls durch Mischkristallverfestigung und Ausscheidungshärtung verbessern, aber hat jedoch nachteilige Auswirkungen auf die Zähigkeit, Duktilität und Schweißbarkeit des Stahls. Daher besteht der Entwicklungstrend von Rohrleitungsstahl darin, den Gehalt an C zu verringern. Aber unter Berücksichtigung der Anpassung zwischen Warmbiegeprozess, Festigkeit und Zähigkeit, wird der Gehalt an C auf 0,05 bis 0,10% eingestellt.

Mn: Mn verbessert die Festigkeit des Stahls wegen Mischkristallverfestigung, und ist das wichtigste Element im Rohrleitungsstahl, das den durch die Abnahme des Kohlenstoffgehalts verursachten Festigkeitsverlust kompensiert. Mn ist ein Element zur Vergrößerung der γ-Phase und zur Senkung der γ→α Umwandlungstemperatur des Stahls, das dazu beiträgt, feine Umwandlungsprodukte zu erhalten, die Zähigkeit des Stahls zu verbessern und die Sprödduktil-Übergangstemperatur zu senken. Mn ist auch ein Element zur Verbesserung der Härtbarkeit des Stahls. In Anbetracht des Schadens der Mn-Entmischung an die HIC-Beständigkeit während des Inspektionsprozesses und unter Berücksichtigung sowohl des Heißbiegeprozesses als auch der Festigkeitsanforderungen ist der Gehalt an Mn in der Erfindung so ausgelegt, dass er 1,55 bis 1,9% beträgt. Um die durch hohen Mn-Gehalt verursachte Mittenseigerung zu lindern, wird eine Soft-Reduction beim Stranggußverfahren verwendet.
Nb: Nb ist eines der wichtigsten Mikrolegierungselemente in modernen mikrolegierten Stählen, insbesondere in Rohrleitungsstählen, und hat einen offensichtlichen Einfluss auf die Kornverfeinerung. Durch das Ziehen des Nb-Mischkristalls und durch das Nb (C, N) dehnungsinduzierte Niederschlagen während des Warmwalzens werden die Wiedergewinnung und Rekristallisation des verformten Austenits behindert. Der verformte Austenit, der nicht in der Rekristallisationszone gewalzt wird, kann durch TMCP in feine Phasenumwandlungsprodukte umgewandelt werden, um dem Stahl eine hohe Festigkeit und Zähigkeit zu verleihen. Die Erfindung bestimmt den Umfang des Gehalts an Nb hauptsächlich durch die Beziehung zwischen C-Gehalt und Nb-Gehalt.
V: V hat die Wirkungen von höherer Ausscheidungshärtung und schwächerer Kornverfeinerung, und spielt eine wichtige Rolle bei der Ausscheidungshärtung, wenn drei mikrolegierenden Elementen von Nb, V und Ti kombiniert verwendet werden.
Ti: Ti ist ein Element, das N fixieren kann. Das stöchiometrische Verhältnis von Ti / N beträgt 3,42. Durch Verwendung von etwa 0,02% Ti kann weniger als 60 ppm N im Stahl fixiert werden, und TiN-Niederschläge können während Stranggussverfahren der Brammen entstehen, und die feine Niederschläge können das Wachstum der Austenitkörnern in der Bramme während des Erhitzens wirksam verhindern, die Löslichkeit von Nb im Austenit in festem Zustand erhöhen, und die Schlagzähigkeit der Wärmeeinflusszone beim Schweißen verbessern. Ti ist ein unverzichtbares Element in Rohrleitungsstahl, aber zu viel Ti bildet jedoch große TiN-Partikels, die die Schlagfestigkeit beim Kugelfalltest beeinträchtigen. Daher wird der Ti-Gehalt in diesem Patent auf ≤0,015% eingestellt.
Mo: Mo kann die Bildung der vorläufigen Ferritphasen bei der γ→α Umwandlung verzögern, und ist das Hauptelement zur Förderung der Bildung von nadelförmigem Ferrit. Mo spielt eine wichtige Rolle bei der Steuerung der Phasenumwandlung. Mo ist auch ein Element, das die Härtbarkeit des Stahls erhöht. Nadelförmiger Ferrit oder Bainit werden offensichtlich erhalten, indem eine bestimmte Menge an Mo bei einer bestimmten Abkühlrate und einer bestimmten Endkühltemperatur hinzugefügt wird. Unter Berücksichtigung des TMCP-Verfahrens und des Heißbiegeverfahrens wird der Mo-Gehalt auf nicht weniger als 0,15% eingestellt.
S, P: S und P sind unvermeidbare Verunreinigungselemente in Rohrleitungsstählen. Je niedriger die Menge an S und P ist, desto besser. Durch die Behandlung mit extrem niedrigem Schwefel und Ca kann die Sulfidmorphologie geändert werden, und dadurch können die Rohrleitungsstähle hohe Schlagzähigkeiten aufweisen.
Cu, Ni: Da die Festigkeit des Stahls durch Mischkristallverfestigung verbessert werden kann, kann das Hinzufügen von Ni einerseits die Zähigkeit des Stahls erhöhen, und andererseits die durch Cu im Stahl verursachte Heißsprödigkeit verbessern. Der Ni-Gehalt wird auf nicht weniger als 0,2 % eingestellt.
Cr: Das Hinzufügen von Cr kann die Härtbarkeit des Stahls verbessern und ist relativ wirtschaftlich.
Die Erfindung zielt auch darauf ab, eine Herstellungsverfahren für die obengenannte X80-Rohrleitungsstahlplatte für gebogene Rohre mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen anzubieten. Das Verfahren läuft in der folgenden Reihenfolge ab: Vorbereitung der Rohstoff entsprechend dem Verhältnis → Konverter- oder Elektroofen-schmelzen → Raffinieren außerhalb des Ofens → Stranggießen → Wiederwärmung der Bramme → spezielles TMCP-Verfahren → Stapelkühlung nach Abkühlung → Richten.
Die detaillierte Verfahrensschritte sind wie folgt:

Die Rohstoffe wird nacheinander durch KR Vorbehandlung der Stahlschmelze, Konverterschmelzen, LF-Raffinieren, RH-Vakuum-Raffinieren und Stranggießen behandelt, wobei eine Ca-Behandlung während des Raffinierens durchgeführt wird, und ein CalS-Molverhältnis nicht kleiner als 1 ist, und die Einschlüsse vom Typ B wird so gesteuert, dass sie im Grad von 1,5 oder weniger liegen. Beim Stranggießen wird eine Soft-Reduction verwendet, um die durch einen hohen Mn-Gehalt verursachte Mittenseigerung zu verhindern. Hergestellt wird eine Stranggussbramme, die die Anforderungen an die Zusammensetzung erfüllt und eine Dicke von mindestens 350 mm hat, und ein Kompressionsverhältnis beträgt nicht weniger als 10.

Nachdem wird die Bramme erneut erhitzt, und die Temperatur der zweiten Heizstufe wird auf 1250 bis 1300 °C geregelt. Nach dem Entladen des Ofens wird ein spezifisches TMCP-Verfahren durchgeführt, das das zweistufige Walzen und das Abkühlen der Zwischenbramme umfasst. Die erste Stufe ist das Walzen in der Rekristallisationszone, wobei die Endwalztemperatur nicht höher als 1200 ° C ist. Beim Walzen in der Rekristallisationszone wird die Reduktionsrate in einem Durchgang für zwei oder drei kontinuierliche Durchgänge so gesteuert, dass sie nicht weniger als 20% beträgt. Das Abkühlen der Zwischenbramme erfolgt durch mäßiges Abkühlen der Zwischenbramme mit einem milden Kühlsystem (Mild cooling system) auf die Temperatur der Anfangswalztemperatur in der Nicht-Rekristallisationszone in der zweiten Stufe, wobei das Kühlverfahren darin besteht, den Tankkörper durch Hin- und Herschwingen abzukühlen, und dass die Abkühlgeschwindigkeit 6-12°C/s beträgt, um sicherzustellen, daß nach dem Walzen und Verformen in der Rekristallisationszone die Austenitkörner nicht mehr wachsen und der Temperaturunterschied zwischen der Oberfläche und dem Kern der Zwischenbramme relativ gering ist; Die zweite Stufe ist das Walzen in der Nicht-Rekristallisationszone bis zum Erreichen einer Enddicke, wobei die Anfangswalztemperatur nicht höher als 8800 °C ist und die Endwalztemperatur auf 790 bis 850°C geregelt wird.
Nach dem Walzen wird die Stahlplatte mit Wasser gekühlt, wobei die Startkühltemperatur so gesteuert wird, dass sie nicht höher als 810 °C ist, die Endkühltemperatur so gesteuert wird, dass sie nicht höher als 500 °C ist, und die Abkühlgeschwindigkeit 10 bis 35 °C/s beträgt;
Nach dem Abkühlen wird die Stahlplatte gerade gerichtet, und das Endprodukt wird durch direktes Abkühlen auf Raumtemperatur erhalten.
In Anbetracht der Tatsache, dass die fertige Stahlplatte eine hohe Kohlenstoffäquivalenz aufweist, wird im Kühlprozess ein schrittweises Gradientenkühlverfahren verwendet, d.h. die Kühlwassermenge jeder Kühleinheit des ACC wird unterschiedlich eingestellt: die Kühlwassermenge in den 1. bis 6. Kühleinheiten ist die größte mit einer entsprechenden Abkühlgeschwindigkeit von 25-35 °C/s, und die Kühlwassermengen in den 7. bis 12. ACC-Kühleinheiten nimmen in Folge ab, mit eine Änderungen der Abkühlgeschwindigkeit von 10-20 °C/s.
Nach die Endwalztemperatur beendet ist, werden die 1. bis 6. ACC- Kühleinheiten der Stahlplatte mittels des schrittweisen Gradientenkühlprozesses auf die Temperatur nahe der Ac3-Linie in der CCT-Kurve (Continuous Cooling Transformation) abgekühlt. Einerseits kann es durch eine schnelle Abkühlgeschwindigkeit einen höheren Grad an Unterkühlung erreichen und mehr Phasenumwandlungskerne und schließlich feinere Phasenumwandlungskristallkörner erhalten. Andererseits kann das oben erwähnte Kühlverfahren die Zeit verkürzen, die benötigt wird, um die gleiche durchschnittliche Kühlgeschwindigkeit und die gleiche endgültige Kühltemperatur zu erreichen. Sobald die Temperatur in der Nähe der Ar3-Linie kommt, wird eine niedrigere Abkühlgeschwindigkeit verwendet, die die Spannung der Phasenumwandlung und die Empfindlichkeit der Temperaturspannung bei einer Phasenumwandlung mit einer hohen Kohlenstoffäquivalenz verringern kann. Daher ist die Struktur in der Stahlplatte relativ klein und die endgültige Restspannung ist relativ klein, und die Stahlplatte weist bei niedrigen Temperaturen immer noch eine hohe Zähigkeit auf.
Das in der Erfindung verwendete Mild Cooling-Kühlsystem ist zwischen einer Vorwalzstraße und einer Fertigwalzstraße in der Walzstraße angeordnet. Das System ist eine Kastenstruktur mit einer Gesamtlänge von 18 m. Sprühdüsen sind auf der Oberseite des Kastens dicht verteilt, um die Zwischenbramme mäßig abzukühlen. Entsprechend der unterschiedlichen Dicke der Zwischenbramme wird eine Abkühlgeschwindigkeit der Zwischenbramme auf 4 bis 18 °C/s bestimmt. Die Dicke der Zwischenbramme beträgt je nach Produkt- und Produktionsanforderungen in der Regel etwa 40 bis 180 mm. Bei der Zwischenbramme mit einer Dicke von weniger als 40 mm wird eine mäßige Abkühlung nicht verwendet, es sei denn, es ist erforderlich, da sie dünner ist. Unter Berücksichtigung der Auslegungsgrenze beträgt die maximale Abkühlgeschwindigkeit für dicke Zwischenbrammen 4 °C/s, während für dünne Brammen die maximale Abkühlgeschwindigkeit 18 °C/s erreichen kann.
Darüber hinaus ist der Betriebsvorgang des Mild-Kühlsystems (Mild cooling system) wie folgt: Die Zwischenbramme wird durch Walzen in der Rekristallisationszone erhalten. Nachdem die Zwischenbramme in das Mild-Kühlsystem eingetreten ist, tritt die entsprechende Walzenweg in das System in einen Schwenkmodus ein, wodurch die Zwischenbramme hin und her schwingt. Währenddessen sprüht die Düse das Wasser auf die Zwischenbramme, um die Zwischenbramme mit einer bestimmten Abkühlrate auf die Anfangswalztemperatur der zweiten Stufe abzukühlen. Und wenn die Zwischenbramme auf die Anfangswalztemperatur der zweiten Stufe abgekühlt worden ist, wird die Zwischenbramme aus dem Mild-Kühlsystem geliefert und in der zweiten Stufe dem Walzprozess zugeführt.
Die Erfindung weist folgende Vorteile auf:

1) Durch die Verwendung einer geeigneten Zusammensetzung und einer spezifischen Herstellungstechnik wird das technische Problem von fehlerhafter oder instabiler Schlagleistung bei niedrigen Temperaturen unter hohem Kohlenstoffäquivalenz gelöst, wodurch die Stahlplatte für gebogene Rohre eine ausgezeichnete Schlagzähigkeit bei niedrigen Temperaturen aufweist.
2) In der Erfindung wird ein schrittweises Gradientenkühlungsverfahren zur Stahlplattenkühlung verwendet, das ohne zusätzliche Ausrüstungsinvestitionen vor Ort realisiert werden kann und die Vorteile von hoher Produktionseffizienz und einfachem Verfahren aufweist.

Figurenliste

1 zeigt ein Vergleich zwischen der schrittweisen Gradientenkühlung mit ACC (Air Cooled Condenser, luftgekühlter Verflüssiger) und einer herkömmlichen Kühlung in einer Ausführungsform der Erfindung;
2 ist ein Strukturdiagramm einer Stahlplatte gemäß einer Ausführungsform der Erfindung.

Detaillierte Ausführungsformen
Die Erfindung wird im Detail unter Bezugnahme auf Ausführungsformen weiter beschrieben.
Der Herstellungsverfahren zur ein X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen für gebogene Rohre, läuft wie folgt ab: Vorbereitung der Rohstoff entsprechend dem Verhältnis → Konverter- oder Elektroofenschmelzen → Raffinieren außerhalb des Ofens → Stranggießen → Wiederwärmung der Bramme → Walzen → ACC Gradientenkühlung → Richten.
Die detaillierte Verfahrensschritte lauten wie folgt: die Rohstoffe wird nacheinander durch KR Vorbehandlung der Stahlschmelze, Konverterschmelzen, LF-Raffinieren, RH-Vakuum-Raffinieren und Stranggießen behandelt, wobei ein CalS-Molverhältnis beim Raffinieren so gesteuert wird, dass es nicht kleiner als 1 ist, und die Einschlüsse vom Typ B wird so gesteuert, dass sie im Grad von 1,5 oder weniger liegen. Beim Stranggießen wird eine Soft-Reduction verwendet, um die durch einen hohen Mn-Gehalt verursachte Mittenseigerung zu verhindern. Hergestellt wird eine Stranggussbramme, die die Anforderungen an die Zusammensetzung erfüllt und eine Dicke von 350 mm hat. Während des Erhitzens der Bramme wird die Temperatur der zweiten Heizstufe auf nicht mehr als 1300 °C geregelt, und die Verweilzeit in diesem Heizabschnitt nicht weniger als 4 Stunden beträgt. Anschließend werden das Walzen, das schrittweise Gradient-Abkühlen mit ACC, und das Richten nacheinander durchgeführt.
Das spezifische TMCP-Verfahren umfasst zweistufige Walzen und das Abkühlen der Zwischenbramme: Die erste Stufe ist das Walzen in der Rekristallisationszone, wobei die Endwalztemperatur nicht höher als 1200 °C ist. Beim Walzen in der Rekristallisationszone wird die Reduktionsrate in einem Durchgang für zwei oder drei kontinuierliche Durchgänge so gesteuert, dass sie nicht weniger als 20% beträgt.
Das Abkühlen der Zwischenbramme erfolgt durch schnelles Abkühlen der Zwischenbramme mit einem milden Kühlsystem (Mild cooling system) auf die Temperatur der Anfangswalztemperatur in der Nicht-Rekristallisationszone in der zweiten Stufe, wobei das Kühlverfahren darin besteht, den Tankkörper durch Hin- und Herschwingen abzukühlen, und dass die Abkühlgeschwindigkeit 6-12°C/s beträgt, um sicherzustellen, daß nach dem Walzen und Verformen in der Rekristallisationszone die Austenitkörner nicht mehr wachsen und der Temperaturunterschied zwischen der Oberfläche und dem Kern der Zwischenbramme relativ gering ist;
Die zweite Stufe ist das Walzen in der Nicht-Rekristallisationszone, wobei die Anfangswalztemperatur nicht höher als 900 °C ist und die Endwalztemperatur nicht höher als 850 °C ist.
Nach dem Walzen wird die Stahlplatte mit Wasser gekühlt, wobei die Startkühltemperatur so gesteuert wird, dass sie nicht höher als 800 °C ist, die Endkühltemperatur so gesteuert wird, dass sie nicht höher als 500 °C ist, und die Abkühlgeschwindigkeit 10 bis 35 °C/s beträgt; In Anbetracht der Tatsache, dass die fertige Stahlplatte eine hohe Kohlenstoffäquivalenz aufweist, wird im Kühlprozess ein schrittweises Gradientenkühlverfahren verwendet, d.h. die Kühlwassermenge jeder Kühleinheit des ACC wird unterschiedlich eingestellt: die Kühlwassermenge in den 1. bis 6. Kühleinheiten ist die größte mit einer entsprechenden Abkühlgeschwindigkeit von 25-35 °C/s, und die Kühlwassermengen in den 7. bis 12. ACC-Kühleinheiten nimmen in Folge ab, mit eine Änderungen der Abkühlgeschwindigkeit von 10-20 °C/s; Nach dem Abkühlen wird die Stahlplatte gerade gerichtet, und das Endprodukt wird durch direktes Abkühlen auf Raumtemperatur erhalten.

Die spezifische chemische Zusammensetzung der Stahlplatte in jedem Beispiel ist in Tabelle 1 gezeigt, die spezifischen TMCP-Verfahrensparameter sind in Tabelle 2 gezeigt, und die hauptsächlichen mechanischen Eigenschaften sind in Tabelle 3 gezeigt. Tabelle 1

Beispiel	C	Mn	Si	S	P	Nb	Ti	V	Alt	Mo+Cu+Ni+Cr
1	≤0.1	1.55-1.9	≤0.35	0.0005	0.01	≤0.08	≤0.015	≤0.007	≤0.06	≤1.5
2	0.10	1.65	0.25	0.0005	0.008	0.070	0.018	0.008	0.028	≤1.5
3	0.05	1.9	0.20	0.0005	0.009	0.065	0.018	0.007	0.030	≤1.5

Tabelle 2

Beispiel	Temperatur der zweiten Heizstufe °C	Walzen in der Rekristallis ationszone, Endwalzte mperatur °C	Kumulative Verformungsrate beim Walzen in der Rekristallisations zone %	Anfangsw alztemper atur in der Nicht-Rek ristallisati onszone °C	Endwalzte mperatur in der Nicht-Rek ristallisati onszone °C	Kühlgeschw indigkeit der Wasserkühl ung °C/s	Endkühlte mperatur
1	≤1300	≤1100	≤55	≤900	≤850	10-35	≤500
2	≤1300	≤1100	≤55	≤900	≤850	10-35	≤500
3	≤1300	≤1100	≤55	≤900	≤850	10-35	≤500

Tabelle 3

Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Energieaufnahme beim Seitenaufprall (V) J
Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Temperatur	1	2	3
1	623	720	41.5	0.87	-30	351	367	355
2	631	719	42.3	0.88	-30	357	350	360
3	598	733	39.2	0.82	-30	389	378	395

Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Energieaufnahme beim Seitenaufprall (V) J
Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Temperatur	1	2	3
1	623	720	41.5	0.87	-45	267	272	251
2	631	719	42.3	0.88	-45	255	255	264
3	598	733	39.2	0.82	-45	361	375	379

Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Energieaufnahme beim Seitenaufprall (V) J
Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Temperatur	1	2	3
1	623	720	41.5	0.87	-50	253	257	251
2	631	719	42.3	0.88	-50	262	255	258
3	598	733	39.2	0.82	-50	353	349	357

Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Energieaufnahme beim Seitenaufprall (V) J
Beispiel	Streckgrenze Rt0.5	Zugfestigkeit Rm	Bruchdehnung %	Streckgrenzenver hältnis Re/Rm	Temperatur	1	2	3
1	623	720	41.5	0.87	-60	233	246	239
2	631	719	42.3	0.88	-60	245	253	244
3	598	733	39.2	0.82	-60	339	327	331

ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

CN 201410239039 [0003]
CN 201110245761 [0003]

Claims

Eine X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, die für gebogene Rohre verwendet wird, wobei die Massenprozente der chemischen Bestandteile wie folgt betragen: C: ≤ 0,10%, Mn: 1,55 bis 1,90%, Si: ≤ 0,45%, S: ≤ 0,001%, P: ≤ 0,010%, Nb: 0,045 bis 0,08%, Ti: ≤ 0,015%, V: ≤ 0,008%, Alt: ≤ 0,06%, N: ≤ 0,0040%, O: ≤ 0,004%, Mo: ≤ 0,40%, Cu: ≤ 0,30%, Ni: 0,20 bis 1,5%, Cr: ≤ 0,35%, Mo + Cu + Ni + Cr ≤ 1,5%, Ceq: 0,35 bis 0,53%, Pcm: 0,17 ≥0,27%, und der Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungselemente sind.
Die X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz und hoher Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen, die für gebogene Rohre verwendet wird, nach Anspruch 1, wobei die Dicke 18,4 bis 42 mm beträgt, die Streckgrenze ≥ 600 MPa, die Zugfestigkeit ≥710 MPa, die Streckgrenze ≤ 0,93, die Dehnung ≥ 35%, die Aufprallenergie bei -30°C ≥ 350 J, die Aufprallenergie bei -50°C ≥ 250 J und die Aufprallenergie bei -60°C ≥ 230 J.
Verfahren zur Herstellung der X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Rohrleitungsstahlplatte hohe Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen hat und für gebogene Rohre verwendet wird, wobei das Verfahren durch die folgenden Schritte gekennzeichnet wird: die Rohstoffe werden nacheinander durch KR-Vorbehandlung der Stahlschmelze, Konverter-Schmelzen, LF-Raffinieren, RH-Vakuum-Raffinieren, und Stranggießen behandelt, worin beim Raffinieren ein Ca-Behandlung durchgeführt wird und einem CalS-Molverhältnis nicht weniger als 1 ist, und die Einschlüsse vom Typ B wird so gesteuert, dass sie im Grad von 1,5 oder weniger liegen; worin beim Stranggießen eine Soft-Reduction verwendet wird, um die durch einen hohen Mn-Gehalt verursachte Mittenseigerung zu verhindern, sodass wird eine Stranggussbramme hergestellt, die die Anforderungen an die Zusammensetzung erfüllt und eine Dicke von mindestens 350 mm hat, und ein Kompressionsverhältnis nicht weniger als 10 beträgt; die Bramme wird erneut erhitzt, und die Temperatur der zweiten Heizstufe wird auf 1250 bis 1300 °C geregelt; nach dem Entladen des Ofens wird ein spezifisches TMCP-Verfahren durchgeführt, wobei das TMCP-Verfahren zweistufige Walzen und Abkühlen der Zwischenbramme umfasst, die erste Stufe ist das Walzen in der Rekristallisationszone, wobei die Endwalztemperatur nicht höher als 1200 °C ist, und beim Walzen in der Rekristallisationszone beträgt die Reduktionsrate in einem Durchgang für zwei oder drei kontinuierliche Durchgänge nicht weniger als 20%; das Abkühlen der Zwischenbramme erfolgt durch mäßiges Abkühlen der Zwischenbramme mit einem milden Kühlsystem (Mild cooling system) auf die Temperatur der Anfangswalztemperatur in der Nicht-Rekristallisationszone in der zweiten Stufe, wobei das Kühlverfahren darin besteht, den Tankkörper durch Hin- und Herschwingen abzukühlen, und dass die Abkühlgeschwindigkeit 6-12°C/s beträgt, um sicherzustellen, daß nach dem Walzen und Verformen in der Rekristallisationszone die Austenitkörner nicht mehr wachsen und der Temperaturunterschied zwischen der Oberfläche und dem Kern der Zwischenbramme relativ gering ist; die zweite Stufe ist das Walzen in der Nicht-Rekristallisationszone bis zum Erreichen einer Enddicke, wobei die Anfangswalztemperatur nicht höher als 8800 °C ist und die Endwalztemperatur auf 790 bis 850°C geregelt wird; nach dem Walzen wird die Stahlplatte mit Wasser gekühlt, wobei die Startkühltemperatur nicht höher als 810 °C ist, die Endkühltemperatur nicht höher als 500 °C ist, und die Abkühlgeschwindigkeit 10 bis 35 °C/s beträgt; nach dem Abkühlen wird die Stahlplatte gerade gerichtet, und das Endprodukt wird durch direktes Abkühlen auf Raumtemperatur erhalten, wobei im Kühlprozess unter Berücksichtigung der hohen Kohlenstoffäquivalenz des Stahls ein schrittweises Gradientenkühlverfahren verwendet wird, d.h. die Kühlwassermenge jeder Kühleinheit des ACC wird unterschiedlich eingestellt: die Kühlwassermenge in den 1. bis 6. Kühleinheiten ist die größte mit einer entsprechenden Abkühlgeschwindigkeit von 25-35 °C/s, und die Kühlwassermengen in den 7. bis 12. ACC-Kühleinheiten nimmen in Folge ab, mit eine Änderungen der Abkühlgeschwindigkeit von 10-20 °C/s. Verfahren zur Herstellung der X80-Rohrleitungsstahlplatte mit hoher Kohlenstoffäquivalenz nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Rohrleitungsstahlplatte hohe Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen hat und für gebogene Rohre verwendet wird, wobei das Verfahren durch die folgenden Schritte gekennzeichnet wird:
Verfahren zur Herstellung von X80-Rohrleitungsstahlblech mit hoher Kohlenstoffäquivalenz nach Anspruch 3, wobei die Rohrleitungsstahlplatte hohe Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen hat und für gebogene Rohre verwendet wird,, gekennzeichnet durch den Betriebsvorgang des Mild-Kühlsystems: die Zwischenbramme wird durch Walzen in der Rekristallisationszone erhalten; nachdem die Zwischenbramme in das Mild-Kühlsystem eingetreten ist, tritt die entsprechende Walzenweg in das System in einen Schwenkmodus ein, wodurch die Zwischenbramme hin und her schwingt; währenddessen sprüht die Düse das Wasser auf die Zwischenbramme, um die Zwischenbramme mit einer bestimmten Abkühlrate auf die Anfangswalztemperatur der zweiten Stufe abzukühlen; und wenn die Zwischenbramme auf die Anfangswalztemperatur der zweiten Stufe abgekühlt worden ist, wird die Zwischenbramme aus dem Mild-Kühlsystem geliefert und in der zweiten Stufe dem Walzprozess zugeführt.