DE112020004648T5 - Rohrleitungsstahl und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Rohrleitungsstahl und verfahren zu dessen herstellung Download PDF

Info

Publication number
DE112020004648T5
DE112020004648T5 DE112020004648.6T DE112020004648T DE112020004648T5 DE 112020004648 T5 DE112020004648 T5 DE 112020004648T5 DE 112020004648 T DE112020004648 T DE 112020004648T DE 112020004648 T5 DE112020004648 T5 DE 112020004648T5
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
steel
temperature
rolling
water cooling
thickness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
DE112020004648.6T
Other languages
English (en)
Inventor
Chuanguo ZHANG
Bo Wang
Leilei Sun
Lei Zheng
Kougen Wu
Yan Shen
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Publication of DE112020004648T5 publication Critical patent/DE112020004648T5/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/32—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for gear wheels, worm wheels, or the like
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

Rohrleitungsstahl und Herstellungsverfahren davon, wobei der Rohrleitungsstahl die folgenden Zusammensetzungen in Gewichtsprozent aufweist: 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%, 0≤0,005%, und der Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen. Darüber hinaus ist 0,06≤J≤C×Mn0,14, wobei der Parameter JC×Mndes Produkts aus Kohlenstoff und Mangan =C*Mn*104. Der Rohrleitungsstahl der vorliegenden Erfindung weist eine Streckgrenze von 450∼635 MPa, eine Zugfestigkeit von 520∼780 MPa, eine Charpy-Kerbschlagarbeit AKv bei voller Größe bei -20°C größer als 275 J, einen Vollwanddicke-DWTT-Scherbruchflächenprozentsatz SA bei -20°C größer als 85% und eine gleichmäßige Längsdehnung Uel≥8% auf. Der Rohrleitungsstahl kann für den Bau von Uunterwasser-Rohrleitungen, kreuzenden Rohrleitungen und polaren Rohrleitungen verwendet werden und wird hauptsächlich für den Ferntransport von Erdgas eingesetzt.

Description

  • TECHNISCHES GEBIET
  • Die vorliegende Erfindung betrifft Rohrleitungstähle, insbesondere einen Rohrleitungstahl und ein Verfahren zu dessen Herstellung.
  • HINTERGRUND
  • Mit der steigenden Nachfrage nach Öl und Gas auf dem globalen Verbrauchermarkt entwickelt sich der Rohrleitungtransport von Öl und Gas vom Land zum Meer und von kleinen zu großen Volumina, was hohe Anforderungen an die Sicherheit der Rohrleitungen stellt. Beim Bau von Unterwasser-Rohrleitungen wird in der Regel die J- oder S-Methode für die Verlegung angewandt, und die Rohrleitungen müssen Rinnen durchqueren und Flüssigkeitsbewegungen und andere raue Umgebungen während des Betriebs überwinden, so dass Unterwasser-Rohrleitungen eine hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit erfordern und auch dicke Wände benötigen, um die strukturelle Stabilität zu verbessern. Gleichzeitig erfordern Unterwasser-Rohrleitungen eine hohe plastische Verformungsfähigkeit, um die Betriebssicherheit zu gewährleisten.
  • Ausgehend von den Forschungsergebnissen der vorhandenen Literatur können Unternehmen wie Europipe in Deutschland, VSW in Russland und JFE in Japan bereits auf eine langjährige Erfahrung in der Entwicklung von Unterwasser-Rohrleitungsstählen und Rohrleitungsrohrprodukten zurückblicken. Neben der Erforschung der Zusammensetzungsgestaltung, der Kontolle des Walzprozesses, der Kontrolle der Mikrostruktur und anderer Aspekte der optimalen Gestaltung liegt der Schlüssel zur Entwicklung in der Verbesserung der Festigkeit und Zähigkeit des Stahls durch die Modernisierung der Ausrüstung. So kann Dillinger beispielsweise extradicke Stranggussbrammen mit einer Dicke von mehr als 500 mm herstellen und damit den Grundstein für die Herstellung von schweren Rohrleitungsstahlplatten mit hoher innerer Qualität und großem Reduktionsverhältnis legen. Dar über hinaus ist die innere Qualität der Rohrleitungsstahlplatten hoch, was auf die Kontrolle des Gehalts an Ausscheidungen und Einschlüssen zurückzuführen ist. Daher können Reinheit, Festigkeit und Rauheit des Stahls verbessert werden, und Dillinger kann Rohstahlplatten an Europipe, VSW und andere Unternehmen liefern. Diese Rohstahlplatten können für die Herstellung geschweißter Rohre mit einer Dicke von bis zu 41 mm verwendet werden. Die japanische JFE verwendet eine Inline-Wärmebehandlungsanlage und wendet das HOP-Verfahren an, um die Gleichmäßigkeit des Gewebes in der Dickenrichtung der Stahlplatten zu verbessern, was zur Verbesserung der Zähigkeit und zur Erzielung gleichmäßiger mechanischer Eigenschaften der schweren Rohrleitungsstähle beiträgt und gleichzeitig die Elliptizität der Stahlrohre verbessern kann. Gegenwärtig konzentriert sich die in- und ausländische Forschung im Bereich der Unterwasser-Rohrleitungsstähle hauptsächlich auf deren hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit. Die hohe Plastizität der Rohrleitungsstähle ist jedoch noch wenig erforscht.
  • Was die Verbesserung der Plastizität von Rohrleitungsstählen angeht, so ist derzeit eine hohe gleichmäßige Dehnung für die belastungsgstalteten Landrohrleitungen erforderlich. Die Kombination von weichen und harten Phasen führt zu Rohrleitungsstählen mit einer gewölbten Spannungs-Dehnungs-Kurve und einer guten Kaltverfestigungsrate, wodurch die gleichmäßige Verformungsfähigkeit der Stähle verbessert werden kann und Stähle mit zweiphasiger Mikrostruktur erhalten werden können. Die repräsentativen Technologien beinhalten die Ferritmikrostruktur und die zweiphasige untere Bainitmikrostruktur, die mit dem von einigen chinesischen Unternehmen angewandten Verbundmikrostrukturverfahren mit Relaxation und kontrollierter Abkühlung erhalten werden, sowie die Mikrostruktur aus Martensit-Austenit-Inseln und der zweiphasigen Bainitmikrostruktur, die mit dem von JFE angewandten Online-Wärmebehandlungsverfahren HOP erhalten wird. Beide oben genannten Mikrostrukturen sind in der Lage, Stähle mit hoher gleichmäßiger Dehnung zu erzeugen. Aufgrund der biphasischen Grenzfläche ist die Niedrigtemperatur-Kerbschlagzähigkeit der Stähle jedoch erheblich reduziert, was der Sicherheit der Stähle vor Rissbildung nicht förderlich ist.
  • Ein europäisches Patent EP2105513B1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von schwerem hochzähen Rohrleitungsstahl mit einer Streckgrenze von 450 MPa unter Verwendung der Gestaltung von niedrigem C, niedrigem Mn und Mikrolegierung mit relativ niedrigem Nb, kombiniert mit einem Nierigtemperaturerwärmungsprozess und einem kontrollierten Walz- und Abkühlungsprozess, so wird eine Mikrostruktur erhalten, die von verfeinertem polygonalem Ferrit dominiert wird, wobei der Volumenanteil des Ferrits 40-90% beträgt und die Korngröße des Ferrits ≤ 10µm ist. Die durch diese Erfindung hergestellten Rohrleitungsstähle haben eine ausgezeichnete Zähigkeit.
  • Ein chinesisches Patent CN101611163A offenbart einen alterungsbeständigen Zweiphasen-Rohrleitungsstahl, der eine Streckgrenze von ≥ 400 MPa, eine Zugfestigkeit von ≥ 500 MPa und ein Streckverhältnis von ≤ 0,90 MPa aufweist. Durch Anwenden einer Legierungszusammensetzunggestaltung auf der Basis von C-Mn und Verwenden einer zweistufigen Steuerung der Abkühlungsrate nach dem Walzen kann der Stahl erhalten werden, der eine erste Phase aus Ferrit und eine zweite Phase aus einer oder mehreren Mikrostrukturen beinhaltend Perlit, oberen Bainit, unteren Bainit, körnigen Bainit und Martensit aufweist. Darüber hinaus kann die gleichmäßige Dehnung des Stahls 8 % und mehr erreichen.
  • Ein US-Patent US20120247606 A1 offenbart die Zusammensetzungen und das Herstellungsverfahren von 6-16 mm dünnen schweren 80ksi-Rohrleitungsstählen. Durch Verwenden einer Zusammensetzungsgestaltung aus mit niedrigem C-Gehalt, hohem Nb und Mo-Legierungund Anwenden eines Niedrigtemperatur-Endwalzens bei 675~715°C und einer Luftabkühlungsrate von 1-2°C/s kann ein Rohrleitungsstahl mit einer Festigkeitsklasse von bis zu 80 ksi und guter Schweißbarkeit erhalten werden.
  • Ein australisches Patent AU2006305841A1 offenbart ein Herstellungsverfahren für Duplexstahl mit einer Zugfestigkeit von 900 MPa und einem Streckgrenzenverhältnis ≤ 0.85. Durch Verwenden einer Zusammensetzungsgestaltung mit niedrigem Kohlenstoffgehalt, hohem Mn-Gehalt und einer Nb-Mo-Legierung sowie Anwenden einer angemessenen Prozesskontrolle kann Stahl mit 10-60% verfeinertem Ferrit mit einer Korngröße ≤ 5 µm erhalten werden. Das verbleibende Gewebe des Stahls ist ein gemischtes Gewebe aus einem oder mehr von verfeinertem Martensit, unterem Bainit, geglühtem oberen Bainit, körnigem Bainit usw.
  • Ein chinesisches Patent CN109023069A offenbart ein Herstellungsverfahren für NbCnanoausscheidungsgehärtete X80-Rohrleitungsstahlplatten mit hoher Plastizität, die eine Zusammensetzungsgestaltung mit mittlerem C, niedrigem Mn und Mikrolegierung mit hohem Nb aufweisen. Das Herstellungsverfahren der Rohrleitungsstahlplatten umfasst kontrolliertes Walzen, kontrolliertes Abkühlen, anschließende Mischkristallbehandlung bei 1180~1220°C und isothermische Behandlung bei 670-710°C. Mit der oben erwähnten Zusammensetzungsgestaltung und dem Herstellungsverfahren wird der Volumenanteil der NbC-Ausscheidung auf 0,05∼0,20% kontrolliert und so können X80-Rohrleitungsstähle mit hoher Plastizität und hoher Zähigkeit erhalten werden.
  • Das chinesische Patent CN101343715B offenbart ein Herstellungsverfahren für Rohre aus hochfestem Rohrleitungsstahl mit einer Streckgrenze von 650 MPa, bei dem eine Zusammensetzungsgestaltung mit mittlerer C-, niedriger Mn- und hoher B-Legierung verwendet wird. In Kombination mit dem Herstellungsverfahren des kontrollierten Walzens, des kontrollierten Abkühlens und des Online-Anlassens können die Stähle mit den Verbundmikrostrukturen von Ferrit-, Nadelferrit- und Martensit-Austenit-Inseln erhalten werden, die für die Herstellung von Stahlrohren mit einer Streckgrenze von 650∼680 MPa und einer gleichmäßigen Dehnung von 12∼15% verwendet werden können.
  • ZUSAMMENFASSUNG
  • Das Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, einen hochplastischen schweren Rohrleitungsstahl und sein Herstellungsverfahren bereitzustellen. Der Rohrleitungsstahl hat eine Streckgrenze Rt0,5 von 450~635 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 520∼780 MPa, insbesondere eine Charpy-Kerbschlagarbeit AKv bei voller Größe bei -20°C größer als 275 J, einen Vollwanddicke-DWTT-Scherbruchflächenanteil SA bei -20°C größer als 85% und eine gleichmäßige Längsdehnung Uel ≥ 8%. Der Rohrleitungsstahl kann für den Bau von Unterwasser-Rohrleitungen, kreuzenden Rohrleitungen und polaren Rohrleitungen verwendet werden und wird hauptsächlich für den Ferntransport von Erdgas eingesetzt.
  • Um die oben genannten Ziele zu erreichen, ist die technische Lösung der vorliegenden Erfindung:
    • Ein Rohrleitungsstahl mit hoher Plastizität und hoher Dicke aufweisend die folgenden Zusammensetzungen in Gewichtsprozent: 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%, 0≤0,005%, und der Rest ist Fe und unvermeidliche Verunreinigungen; und, erfüllend:
      • 0,06:≤J≤c×Mn≤0,14, wobei der Parameter JC×Mn des Produkts aus Kohlenstoff und Mangan = C*Mn*104.
  • Der Rohrleitungsstahl der vorliegenden Erfindung hat eine Mikrostruktur aus polygonalem Ferrit und nadelförmigem Ferrit, wobei der Anteil der polygonalen Ferritphase 15~39% beträgt.
  • Der Rohrleitungsstahl der vorliegenden Erfindung hat eine Streckgrenze Rt0,5 von 450∼635 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 520∼780 MPa, eine Charpy-Kerbschlagarbeit AKv in voller Größe bei -20°C größer als 275 J, einen Vollwand-DWTT-Scherbruchflächenanteil SA bei -20°C größer als 85 % und eine gleichmäßige Längsdehnung Ue1≥8 %.
  • In der Zusammensetzungsgestaltung des Rohrleitungsstahls in der vorliegenden Erfindung:
    • Kohlenstoff: C ist das grundlegendste Verfestigungsselement, das sich in Stahl auflösen kann, um einen interstitiellen Mischkristall zu bilden, und die Wirkung der Mischkristallverfestigung zeigt. Darüber hinaus kann Kohlenstoff mit starken karbidbildenden Elementen Karbidniederschlag bilden, was zu einer Niderschlagsverstärkung führt. Ein zu hoher C-Gehalt wirkt sich jedoch nachteilig auf die Zähigkeit und Schweißleistung des Stahls aus und führt gleichzeitig zu einer geringeren Plastizität des Stahls. Ist der C-Gehalt jedoch zu niedrig, nimmt die Festigkeit des Stahls ab. Daher wird der C-Gehalt auf 0,03∼0,10% kontrolliert.
  • Silizium: Si ist ein Mischkristall-verfestigendes Element und auch ein desoxidierendes Element im Stahl. Zu viel Si im Stahl jedoch verschlechtert die Schweißleistung des Stahls und verringert die Plastizität, ist unterdessen nicht förderlich für die Entfernung von Warmwalz-Eisenoxiden beim Walzenprozess, so dass der Si-Gehalt auf 0,1~0,5% kontrolliert wird.
  • Mangan: Mn-Element kann die Festigkeit von Stahl durch Mischkristallverfestigung verbessern und ist das wichtigste und wirtschaftlichste Verfestigungsselement, um den Festigkeitsverlust des Stahls zu kompensieren, der durch die Abnahme des C-Gehalts im Stahl entsteht. Mn ist auch ein Element, das die γ-Phasenzone ausdehnt und die γ→α-Phasenumwandlungstemperatur des Stahls verringern kann, was dazu beitragen kann, feine Phasenumwandlungsprodukte zu erhalten, was zu einer Erhöhung der Zähigkeit des Stahls führt. Das Element Mn wird jedoch leicht im Stahl ausgeschieden. Bei einem hohen Mn-Gehalt kommt es während des Gießprozesses leicht zur Segregation von Mn in der Mitte des Blechs, was nach Abschluss des Walzens zur Bildung von Hartphasenmartensit und damit zu einer Abnahme der Plastizität und der Niedrigtemperaturzähigkeit des Materials führt. Daher ist der Mn-Gehalt in dieser Erfindung auf 1,51∼1,85% limitiert. Da sowohl C als auch Mn Mischkristall-verfestigende Elemente sind und eine große Neigung zur Segregation haben, muss der Kohlenstoff- und Mangan-Produktparameter (J=c×Mn C*Mn*104) die Anforderung von 0,06≤J≤C×Mn≤0,14 erfüllen. Wenn JC×Mn weniger als 0,6 beträgt, aufgrund des unzureichenden C- und Mn-Gehalts, ist der Mischkristallverfestigungseffekt nicht signifikant, und die Festigkeit des Stahls ist gering. Wenn JC×Mn größer als 0,14 ist, wird der δ-Austenit-Intervallbereich eingeengt, was der Diffusion von C und Mn nicht zuträglich ist und zu einer Zunahme der Segregationstendenz führt.
  • Chrom: Cr ist ein wichtiges Element, um die Härtbarkeit des Stahls zu verbessern, das die Organisation und die Leistungseinheitlichkeit der schweren Stahlplatten mit voller Dicke gewährleisten und die Korrosionsbeständigkeit des Stahls effektiv verbessern kann. Wenn der Cr-Gehalt im Stahl jedoch zu hoch ist, steigen die Festigkeit und die Härte des Stahls, während die Dehnung und die Querschnittsschrumpfung abnehmen. Wenn Cr in Stahl mit einem hohen Mn-Gehalt zugesetzt wird, bilden sich leicht ihre Verbindungen, die zur Bildung von Rissen führen, was die Schweißleistung des Stahls ernsthaft verschlechtert. Daher sollte der Cr-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 0,05∼0,3% limitiert werden.
  • Molybdän: Mo ist ein Element, das die y -Phasenzone ausdehnen und die γ→α-Phasenumwandlungstemperatur des Stahls verringern kann, wodurch feinere Phasenumwandlungsstrukturen erhalten werden können, welche die Zähigkeit des Stahls verbessern können. Gleichzeitig kann ein geringer Mo-Gehalt die Härtbarkeit des Stahls erhöhen und die Gleichmäßigkeit der Organisation in der Dickenrichtung verbessern. Mit steigendem Mo-Gehalt erhöht sich jedoch der Anteil der Tieftemperatur-Phasenumwandlungsprodukte, was sich ungünstig auf die Tieftemperatur-Zähigkeit des Stahls auswirkt und die Plastizität des Stahls beeinträchtigt. Daher wird der Mo-Gehalt in dieser Erfindung auf 0,05~0,20% kontrolliert.
  • Kupfer: Cu kann die Festigkeit des Stahls durch Mischkristallverfestigung erhöhen und die Korrosionsbeständigkeit des Stahls in der Atmosphäre verbessern. Ein zu hoher Cu-Gehalt kann jedoch zu Kupferversprödung führen und sich nachteilig auf die Warmumformbarkeit des Stahls auswirken. Daher ist der Cu-Gehalt in dieser Erfindung auf 0,06∼0,3% kontrolliert.
  • Nickel: Ni kann die Festigkeit des Stahls durch Mischkristallverfestigung verbessern. Der Zusatz von Ni kann die durch Cu verursachte thermische Versprödung im Stahl verbessern. Darüber hinaus kann Ni die Austenitzone ausdehnen und somit die Stabilität des Austenits erhöhen, was sich positiv auf die Plastizität und Zähigkeit des Stahls auswirkt. Daher wird der Ni-Gehalt in dieser Erfindung auf 0,17~0,50% kontrolliert.
  • Niob: Nb ist eines der wichtigsten Elemente der mikrolegierten Stähle mit niedrigem Kohlenstoffgehalt. Der Nb-Mischkristall kann durch dehnungsinduzierte Ausscheidung während des Warmwalzprozesses Nb(N,C)-Partikel bilden und die Korngrenzen festhalten, um das Wachstum von Verformungsaustenit und das Auftreten von Austenitrekristallisation zu verhindern. Die Verformungsaustenitphasen wandeln sich durch kontrolliertes Walzen und kontrolliertes Abkühlen in feine Produkte mit hoher Versetzungsdichte um. Nach Abkühlung wird das in fester Form gelöste Nb diffus in der Matrix als zweite NbC-Phase ausgeschieden, was zu einer Ausscheidungshärtung führt. Wenn der Nb-Gehalt bei schweren Rohrleitungsstählen zu niedrig ist, ist der Effekt der Diffusionsausscheidung nicht offensichtlich, und Nb dann kann seine Rolle bei der Kornfeinung oder Verfestigung der Matrix nicht spielen. Aufgrund der Hemmung der Rekristallisation im Kern des Stahlblechs ist ein hoher Nb-Gehalt jedoch nicht förderlich für die Kornfeinung. Außerdem hängt die Mischkristallbildung von Nb mit dem C-Gehalt zusammen. Die Menge des Nb-Mischkristalls ist gering, wenn der C-Gehalt zu hoch ist, und dann gibt es keine Ausscheidungsfestigkeits- und Kornfeinungswirkung. Ein niedriger C-Gehalt schwächt die Korngrenzen. Die ausscheidungsfestigende Wirkung ist nicht offensichtlich, wenn der Nb-Gehalt zu niedrig ist. Daher sollte der Nb-Gehalt in dieser Erfindung auf 0,05~0,10% limitiert werden.
  • Titan: Ti ist ein starkes Carbonitrid bildendes Element, das unlösliche Carbonitrid von Ti kann das Wachstum von Austenitkörnern verhindern, wenn der Stahl erhitzt wird. Und das TiN, das sich während des Grobwalzprozesses in der Hochtemperatur-Austenitzone abscheidet, kann das Wachstum von Austenitkörnern wirksam verhindern. Darüber hinaus können TiN-Teilchen im Stahl beim Schweißen das Kornwachstum in der Wärmeeinflusszone deutlich verhindern, wodurch die Schweißleistung des Stahlblechs verbessert wird, und gleichzeitig einen deutlichen Effekt auf die Verbesserung der Schlagzähigkeit der geschweißten Wärmeeinflusszone haben. Daher ist der Ti-Gehalt in dieser Erfindung auf 0,005~0,02% kontrolliert.
  • Stickstoff: In mikrolegierten Stählen kann ein angemessener N-Gehalt die Festigkeit und Zähigkeit des Stahls durch die Bildung von TiN-Teilchen mit hohem Schmelzpunkt verbessern, was eine Rolle bei der Verhinderung der Kornvergröberung von Brammen während des Wiedererwärmungsprozesses spielen kann. Wenn der N-Gehalt jedoch zu hoch ist, kann die hohe Konzentration an freien N-Atomen nach der Alterung die Versetzungen befestigen, was zu einem erheblichen Anstieg der Streckgrenze und einem erheblichen Rückgang der Plastizität und Zähigkeit führt. Daher wird der N-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf ≤0,006 % kontrolliert.
  • Sauerstoff: Beim Schmelzen von niedrig legiertem, reinem Stahl ist die Desoxidationsbehandlung am Ende des Schmelzprozesses notwendig, um die während des Gießprozesses entstandenen Blasen und Oxideinschlüsse zu reduzieren, wodurch die innere Qualität der Stähle sowie die Niedrigtemperaturschlagzähigkeit und die dynamische Reißfestigkeit der fertigen Stahlplatten verbessert werden können. Bei einem Sauerstoffgehalt von mehr als 50 ppm nehmen die Einschlüsse, die Porosität und andere innere Defekte erheblich zu, was zu einer Verringerung der Plastizität und der Zähigkeit des Stahls führt. Daher wird der O-Gehalt in der vorliegenden Erfindung auf 0,005≤ % kontrolliert.
  • Schwefel und Phosphor: Sie sind unvermeidliche Verunreinigungen im Stahl, und man hofft, dass ihr Gehalt so gering wie möglich sein kann. Die Einschlussmorphologie von Sulfid wird durch einen extrem niedrigen Schwefelgehalt (weniger als 20 ppm) und eine Ca-Behandlung kontrolliert. Gleichzeitig sollte der P-Gehalt unter 150 ppm kontrolliert werden, um sicherzustellen, dass der erfindungsgemäße Stahl eine gute Niedrigtemperaturkerbschlagzähigkeit aufweist.
  • Calcium: Ca-Behandlung kann die Morphologie von Sulfid kontrollieren und die Anisotropie und die Tieftemperaturzähigkeit der Stahlplatten verbessern. Der Ca-Gehalt wird auf 0,0010∼0,0050% kontrolliert, um die besten Ergebnisse zu erzielen.
  • Aluminium: Al ist ein Element, das dem Stahl zur Desoxidation zugesetzt wird. Durch die Zugabe der richtigen Menge an Al kann die Zähigkeit des Stahls verbessert werden und das Korn kann verfeinert werden. Daher wird der Al-Gehalt in dieser Erfindung auf 0,02~0,045% kontrolliert.
  • Bor: B ist ein stark härtendes Element, das sich leicht in den Korngrenzen ausscheidet, was zu einer Abnahme der Plastizität und Zähigkeit des Materials führt. Daher ist der B-Gehalt in dieser Erfindung kontrolliert, so dass B≤0,0002%.
  • Daher wird für den schweren Rohrleitungsstahl mit einer Dicke von 28∼40 mm und einer Streckgrenze Rt0.5 von 450∼635 MPa eine Zusammensetzungsgestaltung aus Mikrolegierungen mit niedrigem C- und hohem Nb-Gehalt verwendet, die auf den Materialtheorien beinhaltend Kornfeinung und Phasenumwandlungskontrolle basiert. In Kombination mit den Herstellungsverfahren wie dem Niedertemperatur-Vorwalzen und dem Fertigwalzen kommt der verformungsinduzierte Phasenumwandlungsmechanismus voll zum Tragen, um die Ferritphasenumwandlung zu fördern. Durch die geeignete Steuerung der Abkühlungsgeschwindigkeit und der Abkühlungsstopptemperatur kann die Mikrostruktur von verfeinertem polygonalem Ferrit und nadelförmigem Ferrit erhalten werden. Daher wird ein Rohrleitungsstahl mit umfassenden mechanischen Eigenschaften wie hoher Festigkeit, hoher Zähigkeit und hoher Plastizität sowie guter Verformbarkeit erhalten.
  • Das Verfahren zur Herstellung von hochplastischem, schwerem Rohrleitungsstahl in der vorliegenden Erfindung, das die folgenden Schritte umfasst:
    1. 1) Schmelzen und Gießen,wobei Schmelzen nach den oben beschriebenen Zusammensetzungen und Stranggießen zu Brammen;
    2. 2) Wiedererwärmung der Bramme bei einer Heiztemperatur von 1100 bis 1200°C;
    3. 3) Warmwalzen, wobei Starttemperatur des Vorwalzens: 940∼1000 °C; Einstich-Reduktionsrate beim letzten Stich des Vorwalzens: ≥12% Dicke der Zwischenbramme: 3t~5t, wobei t die Dicke des Rohrleitungsstahls in einer Einheit von mm ist; und Starttemperatur des Fertigwalzens: 750∼810°C; Endtemperatur des Endwalzens: 740~800°C;
    4. 4) kontrollierte Kühlung, wobei Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart: 620~720°C; Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop: 150~530°C; und Wasserabkühlungsgeschwindigkeit VC=72-Tstart/10+Tstop/20 in einer Einheit von°C/s; und
    5. 5) natürliche Luftkühlung nach der Wasserkühlung.
  • Vorzugsweise beträgt die Heiztemperatur in Schritt 2) Brammenwidererwärmung 1110~1150°C.
  • Vorzugsweise beträgt in Schritt 3) die Starttemperatur des Vorwalzens 960~990 °C. Die Einstich-Reduktionsrate beim letzten Stich des Vorwalzens beträgt 14 % oder mehr. Die Dicke der Zwischenbrammen beträgt 4t~4,5 t. Die Starttemperatur des Fertigwalzens ist 770~800°C, und die Endtemperatur des Fertigwalzens beträgt 750~780°C.
  • Vorzugsweise beträgt in Schritt 4) Kühlungskontrolle die Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart 660-700°C, und die Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop beträgt 200-350°C.
  • Mit den oben beschriebenen technischen Lösungen kann schließlich ein schwerer hochplastischer Rohrleitungsstahl mit einer Dicke von 28∼40 mm hergestellt werden.
  • In dem Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung:
    • In dem kontrollierten Abkühlschritt wird die Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart auf 620~720°C geregelt; wird die Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop auf 150~530°C geregelt; die Abkühlgeschwindigkeit VC=72-Tstart/10+Tstop/20 in einer Einheit von°C/s.
  • Die Abkühlung nach dem Walzen ist der Schlüsselprozess, der die Phasenumwandlungsstruktur bestimmt. Die angestrebten verfeinerten polygonalen Ferrit- und Nadelferrit-Phasenumwandlungsmikrostrukturen können durch Kontrolle der Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart, der Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop und der Wasserkühlungsrate Vc erhalten werden. Alle diese Kühlungsparameter müssen die oben genannten Bedingungen erfüllen. Wenn die Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart höher als 720°C ist, ist die Kraft der Bildung von polygonalen Weichphasenferritausscheidungen gering, was zu einer hohen Festigkeit des Stahls führt. Wenn Tstart niedriger als 620°C ist, sind die polygonalen Weichphasenferrite grob, und ihr Anteil ist sehr hoch, was zu einer deutlich geringeren Festigkeit des Stahls führt. Die Temperatur Tstop der Wasserkühlung bestimmt hauptsächlich die Härte des nadelförmigen Hartphasen-Ferrits. Wenn Tstop höher als 530°C ist, ist die Versetzungsdichte gering, die Härte und Festigkeit sind niedrig. Wenn Tstop niederiger als 150°C ist, kann sich leicht Martensit bilden, was zu einer sehr hohen Versetzungsdichte, hoher Härte und verringerter Plastizität führt. Die Wasserkühlungsrate Vc is ist ein Schlüsselparameter, um die Start- und Endtemperaturen der Wasserkühlung anzupassen und die Art der Phasenumwandlungsgewebe und ihr Phasenverhältnis zu steuern. Vc steht in positivem Zusammenhang mit der Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop und in negativem Zusammenhang mit der Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart.
  • Im Folgenden wird die vorliegende Erfindung mit dem Stand der Technik verglichen.
  • Im Gegensatz zur Offenbarung in dem Europäischen Patent EP2105513B1 ist die vorliegende Erfindung hauptsächlich für Rohrleitungsstahlprodukte mit hoher Plastizität und einer Streckgrenze von 450MPa ausgelegt. Durch die Verwendung einer Zusammensetzungsgestaltung mit niedrigem C-, hohem Mn- und Nb-Gehalt in der Mikrolegierung und das Herstellungsverfahren des Niedrigtemperatur-temperaturgesteuerten Walzens in der Rekristallisationswalzstufe kann die Korngröße des ursprünglichen Austenits unterdrückt werden. Durch die Kontrolle der Wasserkühlungsrate auf einem relativ niedrigen Niveau können verfeinerte polygonale Ferrit- und nadelförmige Ferrit-Phasenumwandlungskörner erhalten werden. Der Anteil der polygonalen Ferritphase im Stahl wird auf unter 40 % kontrolliert, und der Stahl kann eine gute Plastizität und Zähigkeit aufweisen.
  • Im Gegensatz zur Offenbarung in dem chinesischen Patent CN101611163A wird in der vorliegenden Erfindung die Zusammensetzungsgestaltung mit hohem Nb- und niedrigem B-Gehalt gewählt, um den Effekt der Kornverfeinerung voll auszunutzen und Niedertemperatur-Transformationsstrukturen zu unterdrücken. In Kombination mit einem Niedrigtemperatur-Walzprozess und einem Prozess mit niedriger Abkühlungsrate können die endgültigen Mikrostrukturen aus verfeinertem polygonalem Ferrit und Nadelferrit erhalten werden. Der Stahl hat ein niedriges Biegefestigkeitsverhältnis, ein hohes gleichmäßiges Verformungsvermögen und eine gute Tieftemperaturzähigkeit.
  • Im Gegensatz zu der Offenbarung in dem US-Patent US20120247606A1 ist die vorliegende Erfindung hauptsächlich für Rohrleitungsstahlprodukte mit einer Streckgrenze Rt0,5 von 450~635MPa, einer Zugfestigkeit Rm von 520~780MPa und einer Dicke von 28 mm und mehr geeignet. Durch den Einsatz der Zusammensetzungsgestaltung von Mikrolegierung mit niedrigem C-, Mn- und Nb-Gehalt und einem temperaturgesteuerten Walzprozess in der Rekristallisationswalzstufe kann die Korngröße des ursprünglichen Austenits unterdrückt werden. Durch die Kontrolle der Wasserkühlungsrate auf einem relativ niedrigen Niveau können verfeinerte polygonale Ferrit- und nadelförmige Ferrit-Phasenumwandlungskörner erhalten werden, und der Stahl kann eine gute Plastizität und Zähigkeit aufweisen.
  • Im Gegensatz zu der Offenbarung in dem australischen Patent AU2006305841A1 ist die vorliegende Erfindung hauptsächlich für hochplastische Rohrleitungsstahlprodukte mit einer gleichmäßigen Längsdehnung Uel≥8% und einer Streckgrenze von 450MPa ausgelegt. Durch eine Zusammensetzungsgestaltung mit niedrigem C und relativ niedrigem Nb und einen niedrigtemperaturgesteuerten Walzprozess in der Rekristallisationsstufe kann die Korngröße des ursprünglichen Austenits unterdrückt werden. Durch die Kontolle der Wasserkühlungsrate auf einem relativ niedrigen Niveau können verfeinerte polygonale Ferrit- und nadelförmige Ferrit-Phasenumwandlungskörner erhalten werden, und der Stahl kann eine gute Verformbarkeit aufweisen.
  • Im Gegensatz zu der Offenbarung in dem chinesischen Patent CN10902306A9 wird in der vorliegenden Erfindung hauptsächlich eine Zusammensetzungsgestaltung einer Mikrolegierung mit niedrigem C-Gehalt und höherem Mn- und Nb-Gehalt verwendet. Durch die oben erwähnte Zusammensetzungsgestaltung und das Herstellungsverfahren, das eine niedrige Rekristallisationswalztemperatur, nicht rekristallisierendes Walzen bei niedriger Temperatur und eine angemessene Kontrolle der Abkühlungsrate umfasst, können die Mikrostrukturen von verfeinertem polygonalem Ferrit undnadelförmigem Ferrit erhalten werden, was die hohe Festigkeit, hohe Plastizität und Zähigkeit des Stahls gewährleisten kann. Eine Mischkristallisation und eine isothermische Wärmebehandlung sind nicht erforderlich, so dass die Gesamtkosten niedrig sind.
  • Im Gegensatz zu der Offenbarung in dem chinesischen Patent CN101343715B : Die vorliegende Erfindung verwendet hauptsächlich eine Zusammensetzungsgestaltung einer Mikrolegierung mit niedrigem C-Gehalt und höherem Mn- und Nb-Gehalt. Durch die Anwendung der oben genannten Zusammensetzung und des Herstellungsverfahrens, das eine niedrige Rekristallisationswalztemperatur, nicht rekristallisierendes Walzen bei niedriger Temperatur und eine vernünftige Kontrolle der Abkühlungsrate umfasst, können die Mikrostrukturen von verfeinertem polygonalem Ferrit und nadelförmigem Ferrit erhalten werden, was die hohe Festigkeit, hohe Plastizität und Zähigkeit des Stahls gewährleisten kann. Der Legierungszusatz ist gering und es ist keine Inline-Wärmebehandlung erforderlich, so dass die Gesamtkosten niedrig sind.
  • Zu den Vorteilen der vorliegenden Erfindung gehören:
    • Bei der vorliegenden Erfindung wird ein Niedrigtemperatur-Erwärmungsverfahren eingesetzt, um das Wachstum von Austenitkörnern während des Wiedererwärmungsprozesses zu verhindern, wodurch die Korngröße an der Quelle kontrolliert werden kann. Wenn die Erwärmungstemperatur zu hoch ist, wird die Hochtemperatur-Ausscheidungsphase des Mikrolegierungselements Ti zu einer festen Lösung, die die Wirkung der Verankerung der Korngrenzen schwächt, diese Korngrenzen wandern und verschmelzen, was zu deutlich vergröberten Körnern führt, was nicht förderlich für die Tieftemperaturzähigkeit von Stahl ist.
  • Bei der vorliegenden Erfindung wird ein Niedrigtemperatur-Walzverfahren in der Rekristallisationsphase eingesetzt, um das Wachstum von Rekristallisationskörnern zu verhindern. Wenn die Rekristallisationstemperatur hoch ist, ist die freie Gibbs-Energie an den Korngrenzen hoch, und damit ist die Migration treibende Kraft der rekristallisierten Korngrenzen von Körnern hoch, welche die freie Gibbs-Energie an Korngrenzen durch die Förderung der Körner zu verschmelzen, und damit die Vergröberung der Rekristallisationskörner reduzieren kann.
  • Die vorliegende Erfindung nimmt die geeignete Menge an Nb-Legierungsgestaltung, kombiniert mit Rekristallisationswalzen bei einer niedrigen Temperatur zur Verfeinerung der Rekristallisationskörner. Ein hoher Nb-Gehalt im Stahl verursacht einen Anstieg der Rekristallisationstemperatur, was für das Auftreten von Rekristallisation nicht förderlich ist. Ein niedriger Nb-Gehalt im Stahl hingegen senkt die Rekristallisationstemperatur und erhöht die Verformungsbeständigkeit des Rekristallisationswalzens bei niedriger Temperatur, was eine hohe Anforderung an die Anlagenkapazität stellt.
  • Der Rohrleitungsstahl in der vorliegenden Erfindung hat ein Mikrostrukturgestaltung von verfeinertem polygonalem Ferrit und nadelförmigem Ferrit. Die plastische Verformungsfähigkeit des Rohrleitungsstahls kann durch die Mikrostrukturgestaltung des weichphasigen polygonalen Ferritgewebes verbessert werden, wodurch der Rohrleitungsstahl eine gleichmäßige Längsdehnung Uel≥8% aufweist. Durch die Verwendung der hochdichten, großwinkligen Korngrenzen zur Erhöhung des Widerstands gegen die Rissausdehnung kann die dynamische Reißfestigkeit des Stahls effektiv verbessert werden.
  • Figurenliste
    • 1 zeigt die Mikrostrukturen des Stahls einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung (an der Stelle von 1/2 Blechdicke); und
    • 2 zeigt die Mikrostrukturen des Stahls einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung (an der Stelle von 1/4 Blechdicke).
  • DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER AUSFÜHRUNGSFORMEN
  • Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden Ausführungsfromen und Zeichnungen näher erläutert.
  • Die in Tabelle 1 gezeigten chemischen Zusammensetzungen der Ausführungsformen entsprechen den Anforderungen an die chemische Zusammensetzung des Stahls im Rahmen der vorliegenden Erfindung. Die Herstellungsverfahren der Ausführungsformen sind in Tabelle 2 gezeigt. Die Werte der mechanischen Eigenschaften, die bei jeder Ausführungsform erzielt werden, sind in Tabelle 3 aufgeführt. Diese mechanischen Eigenschaften werden auf der Grundlage der oben genannten chemischen Zusammensetzungen und Herstellungsverfahren erhalten. Insbesondere werden die Zugeigenschaften des Stahls in der vorliegenden Erfindung in einer Zugprüfmaschine Zwick Z330 nach der Prüfnorm ASTM A370 geprüft. Die Kerbschlagzähigkeit des Stahls wird in einer Kerbschlagbiegeprüfmaschine Zwick PSW750 nach der Prüfnorm ASTM A370 geprüft. Der prozentuale Anteil der Vollwand-DWTT-Scherbruchfläche SA bei -20 ° C wird in einem 40.000-J-Schlagprüfgerät ZBC2404 nach der Prüfnorm API RP 5L3 geprüft.
  • Es zeigt sich, dass der nach den chemischen Zusammensetzungen und den Herstellungsverfahren der vorliegenden Erfindung hergestellte Stahl die angestrebten Leistungsanforderungen erfüllen kann. Insbesondere hat der Stahl insgesamt gute mechanische Eigenschaften und ein niedriges Kohlenstoffäquivalent, was zur Verbesserung der Schweißleistung beim Umformen von Stahlrohren und beim Umfangschweißen vor Ort beiträgt. Darüber hinaus sind die chemischen Zusammensetzungen des Stahls in der vorliegenden Erfindung einfach und das Prozessfenster ist breit, was dazu führt, dass der Stahl eine starke Herstellbarkeit haben kann.
  • Der hochplastische schwere Rohrleitungsstahl dieser Erfindung wird hauptsächlich für Unterwasser-Rohrleitungen, für Rohrleitungen, die seismische Zonen durchqueren, und für andere Arten von Rohrleitungen verwendet, die in einer rauen Umgebung mit besonderen Anforderungen eingesetzt werden. Die plastische Verformungsfähigkeit von Rohrleitungen kann durch Mikrostrukturkontrolle auf der Grundlage der Sicherstellung einer ausreichenden Stahlfestigkeit und Zähigkeit verbessert werden, während gleichzeitig die Eigengewichtstragfähigkeit und die Bewegungswiderstandsleistungsfähigkeit von Rohrleitungen verbessert werden können, was die Betriebssicherheit gewährleisten kann. Mit der Ausbeutung von Öl- und Gasvorkommen vom Landesinneren zu anderen Gebieten, wie z. B. im Meer, im polaren Permafrost und in Gebieten mit häufigen geologischen Bewegungen, wird der hochplastische schwere Rohrleitungsstahl gute Anwendungsmöglichkeiten haben. Tabelle 1 (Einheit der Zusammensetzungen: Gew.-%)
    Ausführungsformen C Mn JC×Mn Si S P Nb Ti Cu Ni Mo Cr Ca Alt N O B
    1 0,070 1,67 0,12 0,15 0,0005 0,010 0,051 0,015 0,06 0,27 0,18 0,10 0,0013 0,025 0,0050 0,0020 0,0002
    2 0,037 1,74 0,06 0,26 0,0018 0,006 0,083 0,007 0,21 0,18 0,15 0,22 0,0025 0,020 0,0030 0,0020 0,0001
    3 0,080 1,59 0,13 0,37 0,0010 0,012 0,065 0,012 0,11 0,46 0,06 0,30 0,0030 0,040 0,0030 0,0030 0,0001
    4 0,042 1,78 0,07 0,11 0,0014 0,015 0,097 0,017 0,18 0,36 0,08 0,28 0,0020 0,035 0,0040 0,0020 0,0002
    5 0,050 1,83 0,09 0,45 0,0012 0,008 0,075 0,020 0,22 0,32 0,12 0,05 0,0036 0,030 0,0020 0,0040 0,0001
    6 0,092 1,51 0,14 0,29 0,0008 0,007 0,058 0,010 0,27 0,24 0,09 0,17 0,0048 0,026 0,0040 0,0030 0,0001
    Tabelle 2
    Ausführungsformen Brammenheiztemperatur /°C Starttemperatur des Grobwalzens /°C Einstich-Reduktionsrate beim letzten Stich des Grobwalzens /% Dicke der Zwischenbramme /mm Starttemperatur des Fertigwalzens /°C Endtemperatur des Fertigwalzens /°C Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart /°C Wasserkühlung-Stopptemperatur Tstop /°C Wasserkühlungsrate /(°C/s) Rohrleitungsstahldicke /mm
    1 1100 990 14,5 122 805 760 660 530 32,5 30,5
    2 1195 1000 12,0 105 750 740 640 350 25,5 35
    3 1160 950 13,0 137 810 780 625 410 30 28,5
    4 1130 940 15,2 120 780 770 700 160 10 39,5
    5 1150 960 13,5 160 760 750 680 460 27 32
    6 1180 970 14,0 135 770 745 720 200 10 38,5
    Tabelle 3
    Ausführungsformen Zugfestigkeitseigenschaften Schlagzähigkeit DWTT-Leistung Verhältnis der Polygonalferritphase /%
    Streckgrenze Rt0,5/MPa Zugfestigkeit R/MPam Gleichmäßige Längsdehnung Uel/% Charpy-Schlagarbeit in voller Größe AKv bei -20°C/J Durchschnittlicher Wert Prozentualer Scherbruch von Charpy-Schlagproben FA/% Durchschnittlicher Wert Vollwanddicke-DWTT-Scherbruchfläche in Prozent SA bei -20°C/% Durchschnittlicher Wert
    1 505 643 12 403 442 452 432 100 100 100 100 92 93 93 27
    2 465 608 14 440 467 432 446 100 100 100 100 91 95 93 35
    3 530 686 11 368 386 395 383 100 100 100 100 94 96 95 38
    4 620 690 10 352 375 367 365 100 100 100 100 92 96 94 23
    5 520 660 12 405 421 430 419 100 100 100 100 86 90 88 18
    6 483 635 13 460 435 448 448 100 100 100 100 89 88 89 28
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • EP 2105513 B1 [0005, 0039]
    • CN 101611163 A [0006, 0040]
    • US 20120247606 A1 [0007, 0041]
    • AU 2006305841 A1 [0008, 0042]
    • CN 109023069 A [0009]
    • CN 101343715 B [0010, 0044]
    • CN 10902306 A9 [0043]

Claims (9)

  1. Rohrleitungsstahl aufweisend folgende Zusammensetzungen in Gewichtsprozent: 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%, A1: 0,02~0,045%, N≤0,006%, B≤0,0002%, 0≤0,005%, der Rest ist Fe und unvermeidliche Verunreinigungen; und, erfüllend: 0,06≤J≤C×Mn≤0,14, wobei der Parameter JC×Mn des Produkts aus Kohlenstoff und Mangan = C*Mn*104.
  2. Rohrleitungsstahl nach Anspruch 1 aufweisend eine Mikrostruktur aus polygonalem Ferrit und nadelförmigem Ferrit, wobei der Anteil der polygonalen Ferritphase 15~39% beträgt.
  3. Rohrleitungsstahl nach Anspruch 1 oder 2 aufweisend eine Streckgrenze Rt0.5 von 450~635MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 520-780 MPa, eine Charpy-Kerbschlagarbeit AKv in voller Größe bei -20°C größer als 275 J, einen Vollwanddicke-DWTT-Scherbruchflächenanteil SA bei -20°C über 85 % und eine gleichmäßigen Längsdehnung Uel≥8 %.
  4. Rohrleitungsstahl nach Anspruch 1 oder 2 aufweisend eine Dicke von 28∼40 mm.
  5. Verfahren zur Herstellung von Rohrleitungsstahl, das die folgenden Schritte umfasst: 1) Schmelzen und Gießen, wobei Schmelzen gemäß den Zusammensetzungen nach einem der Ansprüche 1-4 und Stranggießen zu Brammen; 2) Wiedererwärmen der Bramme bei einer Heiztemperatur von 1100~1200 °C; 3) Warmwalzen, wobei Starttemperatur des Vorwalzens: 940~1000°C; Einstich-Reduktionsrate beim letzten Stich des Vorwalzens: ≥12%; Dicke der Zwischenbramme: 3t~5t, wobei t die Dicke des Rohrleitungsstahls in einer Einheit von mm ist; und Starttemperatur des Fertigwalzens: 750~810°C; Endtemperatur des Endwalzens: 740~800°C; 4) kontrollierte Kühlung, wobei Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart: 620~720 °C; Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop: 150~530°C; und Wasserabkühlungsgeschwindigkeit VC=72-Tstart/10+Tstop/20 in einer Einheit von °C/s; und 5) natürliche Luftkühlung nach der Wasserkühlung.
  6. Verfahren zur Herstellung von Rohrleitungsstahl nach Anspruch 5, wobei die Heiztemperatur zum Wiedererwärmen der Bramme in Schritt 2) 1110~1150°C beträgt.
  7. Verfahren zur Herstellung des Rohrleitungsstahls nach Anspruch 5, wobei die Startwalztemperatur des Vorwalzens in Schritt 3) 960~990°C beträgt, die Einstich-Reduktionsrate beim letzten Stich des Vorwalzens ≥ 14% beträgt, die Dicke der Zwischenbrammen 4t~4,5t beträgt; die Starttemperatur des Fertigwalzens 770~800°C beträgt und die Endtemperatur des Fertigwalzens 750~780°C beträgt.
  8. Verfahren zur Herstellung des Rohrleitungsstahls nach Anspruch 5, wobei in Schritt 4) kontrollierte Kühlung die Wasserkühlungs-Starttemperatur Tstart 660- 700°C beträgt und die Wasserkühlungs-Stopptemperatur Tstop 200~350°C beträgt.
  9. Verfahren zur Herstellung des Rohrleitungsstahls nach einem der Ansprüche 5-8, wobei der Rohrleitungsstahl eine Dicke von 28∼40 mm aufweist.
DE112020004648.6T 2019-09-29 2020-09-28 Rohrleitungsstahl und verfahren zu dessen herstellung Pending DE112020004648T5 (de)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910933557.3A CN112575158B (zh) 2019-09-29 2019-09-29 一种高塑性厚规格管线钢板及其制造方法
CN201910933557.3 2019-09-29
PCT/CN2020/118447 WO2021058003A1 (zh) 2019-09-29 2020-09-28 一种管线钢及其制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
DE112020004648T5 true DE112020004648T5 (de) 2022-06-15

Family

ID=75111067

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE112020004648.6T Pending DE112020004648T5 (de) 2019-09-29 2020-09-28 Rohrleitungsstahl und verfahren zu dessen herstellung

Country Status (5)

Country Link
JP (1) JP2022550119A (de)
KR (1) KR20220065020A (de)
CN (1) CN112575158B (de)
DE (1) DE112020004648T5 (de)
WO (1) WO2021058003A1 (de)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102632629B1 (ko) 2022-05-26 2024-02-02 주식회사 엘지에너지솔루션 배터리 셀 진단 장치 및 방법
CN117344245A (zh) * 2022-06-29 2024-01-05 宝山钢铁股份有限公司 一种高频电阻焊钢管及其制备方法
CN115181907B (zh) * 2022-07-06 2023-05-12 鞍钢股份有限公司 一种高强度高应变强化型含v管线宽厚板及其生产方法
CN115679206B (zh) * 2022-09-29 2024-02-06 首钢集团有限公司 一种结构钢及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2006305841A1 (en) 2005-10-24 2007-05-03 Exxonmobil Upstream Research Company High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
CN101343715A (zh) 2008-09-03 2009-01-14 天津钢管集团股份有限公司 高强高韧x70厚壁无缝管线钢及制造方法
CN101611163A (zh) 2006-10-06 2009-12-23 埃克森美孚上游研究公司 具有优良的抗应变时效性的低屈服比双相钢管线管
US20120247606A1 (en) 2011-04-01 2012-10-04 De Amar K Low-Molybdenum, High-Strength Low-Alloy 80 ksi Steel Plates Formed by Temperature-Controlled Rolling Without Accelerated Cooling
EP2105513B1 (de) 2006-12-04 2013-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfestes dickes Schweissstahlrohr für ein Leitungsrohr mit hervorragender Kältezähigkeit und Herstellungsverfahren dafür.
CN109023069A (zh) 2018-09-04 2018-12-18 鞍钢股份有限公司 NbC纳米颗粒强化X80塑性管用钢板及其制造方法
CN109023060A (zh) 2018-08-28 2018-12-18 包头钢铁（集团）有限责任公司 钢轨和钢轨的生产方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
PL2078764T3 (pl) * 2006-10-27 2013-04-30 Sumitomo Metal Ind Bezszwowa rura stalowa do zasobników poduszki powietrznej oraz sposób jej wytwarzania
JP2008261046A (ja) * 2007-03-19 2008-10-30 Kobe Steel Ltd 溶接性および塑性変形能に優れた高張力鋼材、並びに冷間成形鋼管
CN101514435B (zh) * 2008-12-17 2011-06-15 马鞍山钢铁股份有限公司 低温韧性优良且稳定的管线钢及其热轧板卷轧制方法
JP5521483B2 (ja) * 2009-01-30 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN101845596B (zh) * 2009-03-24 2012-12-19 宝山钢铁股份有限公司 一种x80管线钢用宽厚板及其制造方法
CN102021497A (zh) * 2009-09-15 2011-04-20 鞍钢股份有限公司 一种x80管线钢热轧板卷及其制造方法
CN102691010B (zh) * 2011-03-23 2014-10-01 宝山钢铁股份有限公司 一种优良塑韧性ht960钢板及其制造方法
CN103834874B (zh) * 2012-11-27 2016-02-24 宝山钢铁股份有限公司 厚壁高dwtt性能x65-70海底管线钢及制造方法
RU2637202C2 (ru) * 2013-08-30 2017-11-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Листовая сталь для толстостенной высокопрочной магистральной трубы, обладающая превосходными сопротивлением воздействию кислой среды, сопротивлением смятию и низкотемпературной вязкостью, а также магистральная труба
CN104404387B (zh) * 2014-10-29 2017-04-26 江苏沙钢集团有限公司 一种超低温高压力服役输送管用钢板及其制造方法
JP6241434B2 (ja) * 2014-11-28 2017-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 ラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管、およびその製造方法
CN104789863B (zh) * 2015-03-20 2017-01-18 宝山钢铁股份有限公司 具有良好抗应变时效性能的x80管线钢、管线管及其制造方法
CN107881421B (zh) * 2016-09-29 2019-09-03 宝钢湛江钢铁有限公司 550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢及其制造方法
KR101899689B1 (ko) * 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 길이방향 균일 연신율이 우수한 용접강관용 강재, 이의 제조방법 및 이를 이용한 강관
CN108796362B (zh) * 2017-04-26 2020-12-22 宝山钢铁股份有限公司 具有优异低温抗动态撕裂性能的x70管线钢及其制造方法
CN107502836B (zh) * 2017-08-07 2019-03-01 南京钢铁股份有限公司 一种提高低温韧性的厚壁大口径高钢级管线钢及其制造方法
CN107502821B (zh) * 2017-08-29 2019-06-25 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种特厚规格超低温环境下使用的经济型x70管线钢板及其制造方法
CN109207695B (zh) * 2018-08-27 2020-07-14 南京钢铁股份有限公司 一种降低x80m级管线钢硬度的生产方法
CN109023057B (zh) * 2018-08-27 2020-11-20 南京钢铁股份有限公司 一种提高x80m级管线钢心部冲击的生产方法
CN109023068B (zh) * 2018-09-04 2020-09-01 鞍钢股份有限公司 Vc纳米颗粒强化x90塑性管用钢板及其制造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2006305841A1 (en) 2005-10-24 2007-05-03 Exxonmobil Upstream Research Company High strength dual phase steel with low yield ratio, high toughness and superior weldability
CN101611163A (zh) 2006-10-06 2009-12-23 埃克森美孚上游研究公司 具有优良的抗应变时效性的低屈服比双相钢管线管
EP2105513B1 (de) 2006-12-04 2013-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfestes dickes Schweissstahlrohr für ein Leitungsrohr mit hervorragender Kältezähigkeit und Herstellungsverfahren dafür.
CN101343715A (zh) 2008-09-03 2009-01-14 天津钢管集团股份有限公司 高强高韧x70厚壁无缝管线钢及制造方法
US20120247606A1 (en) 2011-04-01 2012-10-04 De Amar K Low-Molybdenum, High-Strength Low-Alloy 80 ksi Steel Plates Formed by Temperature-Controlled Rolling Without Accelerated Cooling
CN109023060A (zh) 2018-08-28 2018-12-18 包头钢铁（集团）有限责任公司 钢轨和钢轨的生产方法
CN109023069A (zh) 2018-09-04 2018-12-18 鞍钢股份有限公司 NbC纳米颗粒强化X80塑性管用钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2021058003A1 (zh) 2021-04-01
CN112575158A (zh) 2021-03-30
KR20220065020A (ko) 2022-05-19
CN112575158B (zh) 2022-07-29
JP2022550119A (ja) 2022-11-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE69821954T2 (de) Ultra-hochfeste, schweissbare, borenthaltende stähle mit ausgezeichneter zähigkeit
DE69834932T2 (de) Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultratief-temperaturzähigkeit
DE112008000562B4 (de) Stahlplatte mit geringer Heißrissanfälligkeit und einer Streckgrenze von 800 MPa sowie Verfahren zu deren Herstellung
DE112020004648T5 (de) Rohrleitungsstahl und verfahren zu dessen herstellung
DE69836549T2 (de) Herstellungsverfahren für ultra-hochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter zähigkeit
AT409267B (de) Extrem hochfeste austenit-gealterte stähle mit ausgezeichneter tieftemperatur-zähigkeit
DE69832088T2 (de) Ultrahochfeste, schweissbare, im wesentlichen borfreie stähle mit überragender zähigkeit
EP3305935B1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt und verwendung eines hochfesten stahlflachprodukts
EP3571324B1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
DE60301588T2 (de) Hochfestes Stahlblech und hochfestes Stahlrohr mit sehr guter Verformbarkeit und Verfahren zu dessen Herstellung
KR101091306B1 (ko) 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법
KR101205144B1 (ko) 건축구조용 ｈ형강 및 그 제조방법
DE2738250C2 (de) Verwendung eines Stahls mit hoher Kaltzähigkeit
JP3465494B2 (ja) 材質ばらつきが少なくかつ溶接性に優れる高強度高靱性厚鋼材の製造方法
DE3142782A1 (de) Verfahren zum herstellen von stahl mit hoher festigkeit und hoher zaehigkeit
KR20120071614A (ko) 저온인성이 우수한 극후물 내마모용 후강판 및 그 제조방법
EP0320003A1 (de) Verfahren zur Herstellung von Stahl mit niedrigem Verhältnis der Elastizitätsgrenze zur Bruchfestigkeit
DE60011326T2 (de) Stranggiessen von Brammen zur Herstellung von hochzufestem ungehärtetem Stahl
KR20070054112A (ko) 용접열 영향부의 인성이 우수한 고항복비의 고장력 강판
KR101465088B1 (ko) 저온 인성이 우수한 저탄소 고강도 강판 및 그 제조방법
DE3012139A1 (de) Verfahren zur herstellung eines im walzzustand hochfesten und hochzaehen stahles
DE112021001697T5 (de) Wirtschaftlicher Stahl mit niedrigem Streckgrenzenverhältnis und hoher Festigkeit und Verfahren zu seiner Herstellung
DE3146950C2 (de)
DE60011666T2 (de) Verfahren zur herstellung von ultrafeiner kornstruktur für unlegierte oder niedriglegierte stähle
KR101317275B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강판

Legal Events

Date Code Title Description
R012 Request for examination validly filed
R016 Response to examination communication