CN105803327B - 一种经济型抗hic的x90管线钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了经济型抗HIC的X90管线钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.02～0.06%，Mn：1.7～1.90%，Si：0.15～0.35%，S：≤0.0005%，P：≤0.010%，Nb：0.04～0.07%，Ti：0.008～0.03%，V：≤0.10%，Al：≤0.06%，N：≤0.010%，O：≤0.006%，Mo：≤0.20%，Cu：≤0.20%，Ni：≤0.20%，Cr≤0.20%，Ca：0.0005～0.0015%，且Ca/S的含量比值为1.0～2.0，余量为Fe及不可避免的杂质元素。本发明根据氢在组织中的行为规律，通过精炼+连铸+高温再加热+TMCP改良工艺，使钢材具有优异的抗HIC性能的组织以及优异的低温韧性。

Description

一种经济型抗HIC的X90管线钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于X90管线用钢板制造技术领域，具体涉及经济型抗HIC X90管线用钢板及其制造方法。

背景技术

目前世界需求的能源中化石能源还占能源结构中的主体地位，近年来世界经济的急速增长极大带动了化石能源需求的急速增长。陆地及碱性石油天然气等资源已开采上百年，面临日益枯竭。因此人类已逐渐将目光投向酸性石油天然气地域，酸性油气田的特性是在石油或天然气中含有一定H₂S等酸性气体，给输送管道造成腐蚀，其腐蚀方式主要有HIC（氢致裂纹）及SSCC（应力腐蚀）两种方式，目前抗HIC及抗SSCC管线钢应用的最高钢级在X65钢级。为降低管道建设成本，管道工程的发展方向是高强度大管径，目前国内外已开始进行X90钢级管道铺设的试验段，但X90钢级抗HIC钢板或钢管还未见报到。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种经济型抗HIC的X90管线钢板及制造方法，采用低碳设计，同时加入微量的Nb、V、Ti等微合金化元素，并加入少量的Mo、Cu、Ni等元素，根据H在组织中的行为规律，通过精炼+连铸+TMCP改良工艺，利用组织控制技术，使钢材具有优异的抗HIC性能的组织及性能。

本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为，一种经济型抗HIC的X90管线钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.02～0.06%，Mn：1.7～1.90%，Si：0.15～0.35%，S：≤0.0005%，P：≤0.010%，Nb：0.04～0.07%，Ti：0.008～0.03%，V：≤0.10%，Al：≤0.06%，N：≤ 0.010%，O：≤ 0.006%， Mo：≤ 0.20%， Cu：≤ 0.20%，Ni：≤ 0.20%，Cr≤0.20%， Ca：0.0005～0.0015%，且Ca/S的含量比值为1.0～2.0，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

进一步地，本发明的抗HIC钢板最厚度规格在20mm。同时具有优异的高强度高低温韧性，如屈强比不高于0.83，-46℃低温冲击为300J左右；-60℃低温冲击在250J左右；-30℃落锤剪切面积在85%以上，并获得优异的抗HIC性能。。

本发明钢板的化学成分是这样确定的：

C：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可明显提高钢的强度，但对钢的韧性及延性以及焊接性能带来不利影响，因此管线钢的发展趋势是不断降低C含量，HIC对钢中C含量很敏感，考虑到本发明钢级达到X90，且通过C与不同微合金元素形成碳氮化物的固溶及析出等关系，故将钢中C含量控制在0.02～0.06%。

Mn：通过固溶强化提高钢的强度，是管线钢中弥补因C含量降低而引起强度损失的最主要的元素，Mn同时还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性，但过高的Mn含量会导致Mn偏析，鉴于钢级已达到X90级别，一定的Mn含量是必须的，因此只能通过后续加热工艺及轧制工艺来缓解Mn偏析，因此将Mn含量控制在1.7～1.90%。

Nb：是现代微合金化钢特别是管线钢中最主要的微合金化元素之一，对晶粒细化的作用非常明显。通过Nb的固溶拖曳及热轧过程中的Nb（C,N）应变诱导析出可阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经TMCP使未再结晶区轧制的形变奥氏体在相变时转变为细小相变产物，以使钢具有高强度和高韧性，本发明主要是通过C与Nb等含量的关系来确定Nb含量范围。

V：具有较高的析出强化和较弱的晶粒细化作用，在Nb、V、Ti三种微合金化元素中复合试用时，V主要其析出强化作用。

Ti：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,在板坯连铸过程中即可形成TiN析出相，这种细小的析出相可有效阻止板坯在加热过程中奥氏体晶粒的长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时可改善焊接热影响区的冲击韧性，是管线钢中不可缺少的元素。

Mo：可推迟γ→α相变时先析出铁素体相的形成，促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变起到重要作用，,同时也是提高钢的淬透性元素。在一定的冷却速度和终冷温度下通过添加一定Mo即可获得明显的针状铁素体或贝氏体组织。

S、P：是管线钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好，通过超低硫及Ca处理改变硫化物形态，从而提高钢的抗HIC性能。

Cu、Ni：可通过固溶强化提高钢的强度，Ni的加入一方面可提高钢的韧性，另同时改善Cu在钢中易引起的热脆性。Cu的加入可提高钢的强度，但在酸性环境下Cu对抗HIC性能有限。

Cr ：Cr的加入可提高钢的淬透性，同时一定的Cr含量可提高抗HIC性能。

本发明的另一目的是提供上述经济型抗HIC的X90管线钢板的制造方法，具体工艺步骤如下：

首先将冶炼原料依次经KR铁水预处理，转炉冶炼，LF 精炼、RH 真空精炼，精炼过程中控制钢水中S含量≤0.0005%，随后喂入Ca-Si线，控制钢水中Ca/S的含量比值为1.0～2.0，然后连铸出满足化学成分要求、厚度为不小于350mm的连铸坯，连铸时钢水的过热度不高于15℃；将连铸坯再加热至1280～1310℃，保温不小于8小时；出炉后进行两阶段轧制：总压缩比不低于15（即坯料厚度与成品厚度的比值）；分两阶段轧制，第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在1180～1210℃，再结晶区轧制时控制连续两道次的单道次压下率不低于28%；第一阶段轧制结束后，采用中间坯适度冷却系统冷却中间坯。中间坯冷却采用Mildcooling 冷却系统（中间坯适度冷却系统），在再结晶区轧制完成后，中间坯立即进入中间坯适度冷却系统，通过适度冷却将中间坯较快冷却到需要的第二阶段开轧温度。中间坯进入mild cooling系统后，坯料采用来回摆动方式在中间坯适度冷却系统内适度冷却，使冷却速度控制在9～13℃/s。第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于 900℃，直到最终厚度，终轧温度控制不高于830℃，非再结晶区累计变形率不小于60%；随后通过ACC进行冷却，终止冷却温度不高于500℃；冷却速度为15～25℃/s；之后冷却到室温即得钢板成品。

本发明通过在热轧第一阶段和第二阶段之间设置中间坯适度冷却，此中间坯冷却方式是保证再结晶区轧制变形后奥氏体晶粒不再长大，在大厚度钢板热轧过程中，缩小中间坯表面与心部温差。如图3所示，中间坯适度冷却系统设置在4300mm宽厚板轧机生产线的粗轧机和精轧机之间。该系统为箱体结构，共计长18m，在箱体顶部，密集分布喷淋喷嘴，对粗轧后的中间坯进行适度冷却，根据不同中间坯厚度，获得的中间坯冷却速度为4～18℃/s，中间坯厚度根据产品和生产需要，通常在40～180mm厚左右，小于40mm厚中间坯由于较薄，除非需要，一般不需进行中间坯冷却。对于厚规格中间坯，考虑到设计极限，最大冷却速度在4℃/s，对于薄规格，最大冷却速度可达到18℃/s。之所以不能采用更高冷速，有两个因素需要考虑到：一是由于更高冷速下，中间坯沿厚度方向会产生较大的温度差，这种温度差在轧制时由于温度差造成厚度方向变形不均匀，精轧轧制时会产生钢板上翘或下扣，影响生产率；二是这种沿厚度方向温度差将会造成沿厚度方向区域奥氏体变形不一样，从而影响获得最终组织。

坯料经第一阶段轧制完成后，根据生产需要，判断是否开启中间坯适度冷却。对于需要采用中间坯冷却系统进行适度冷却的情况，中间坯在进入中间坯适度冷却系统后，系统内相应的辊道进入摆动模式，使中间坯在系统内来回摆动，同时喷嘴喷淋对中间坯喷水，控制中间坯以特定的冷却速度冷却至第二阶段轧制的开轧温度。

待中间坯冷却到第二阶段轧制的开轧温度后，中间坯将从中间坯适度冷却系统内送出，进入后一工序。

根据H原子或离子的特性，在钢中的扩散是必然的，H进入钢中后会形成H陷阱，有些氢陷阱内H将会大量聚集，最终形成宏观缺陷。这类氢陷阱与不同组织，夹杂物类型及形貌、不同组织界面有关。

为保证优良的抗HIC性能，钢的纯净度非常重要，其中需要尽可能控制钢中S含量及S夹杂物含量和形貌，本发明将S控制在0.0005%及以下，同时通过Ca处理来使MnS以球化方式存在，这样MnS在钢中总量很少，且基本上被球化。实践表明当钢中S含量低至0.0005%及以下，Ca/S比控制在1～2时，MnS已球化完全，此时钢中Ca含量不会过量，因而不会对炉衬过分侵蚀。

带状组织是导致HIC的重要原因之一。对于管线钢X90钢级，强度已非常高，通常为保证管线钢抗HIC性能，Mn含量均不超过1.45%左右，在这种低Mn情况下，为确保X90钢级强度及抗HIC性能，需要较多的合金，从而大大增加成本。而本发明从成本考虑，则仍然采用较高的Mn设计，但从工艺上来控制Mn偏析形成，即：1）从连铸开始，浇注时采用低过热度，同时采用轻压下，可尽可能改善铸坯中的原始带状；2）后续再加热工序中大幅提高板坯再加热温度（比常规管线钢加热温度提高了120℃左右）和延长再加热时间，来进一步减缓Mn偏析；3）通过粗轧工艺高温及连续3道次粗轧大压下率保证坯料心部也充分发生再结晶，从而消除坯料原奥氏体影响；4）由于粗轧结束温度很高，需要通过mild cooling中间坯适度冷却系统进行中间坯冷却，从而防止中间坯奥氏体晶粒粗大。也就是说通过连铸+高温加热工艺以及特定的TMCP工艺可控制钢中原始及二次带状特别是心部带状组织，从而在低成本情况下保证了超高强度X90钢级钢板心部优良的抗HIC能。

本发明具有如下特点：1）采用低碳较高Mn成分设计，并通过从连铸及后续加热和轧制来控制带状组织形成，从而可获得很经济的抗HIC X90钢级钢板； 2）采用S≤0.0005%成分处理以及控制Ca/S的比值1.0～2.0，使MnS球化，钢水中Ca含量不过量，可大大减小Ca对炉衬的侵蚀，有助于延长了精炼炉的使用寿命，和降低成本；3）采用低过热度及轻压下进行连铸，改善原始带状组织形成；4）在后续板坯加热及轧制时采用特定TMCP工艺，获得特定的组织，同时通过特定TMCP工艺控制钢中的二次带状组织形成，从而使钢板获得优异的抗HIC性能，并具有优异的低温韧性；3）采用这种成分设计及工艺设计，可生产20mm厚度规格的X90管线钢板。

附图说明

图1为本发明实施例1中钢板的组织结构图；

图2为本发明实施例钢板的抗HIC检测图；

图3为本发明实施例中中间坯适度冷却系统的作业简图。

具体实施方式

以下结合附图、实施例对本发明作进一步详细描述。

实施例1

本实施例的抗HIC的X90管线钢板的厚度为20mm，其化学成分按质量百分比计为：C：0.06%，Mn：1.70%，Si：0.15%，S：0.0005%，P：0.01%，Nb：0.055%，Ti：0.018%，V：≤ 0.05%，Al：0.030%，Mo+Cu+Ni+Cr≤ 0.6%， N≤ 0.010%，O：≤ 0.006%，Ca：0.0008%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

首先将冶炼原料依次经KR铁水预处理，转炉冶炼，LF 精炼、RH 真空精炼，精炼过程中控制钢水中S含量≤0.0005%，随后喂入Ca-Si线，控制钢水中Ca/S的含量比值为1.0～2.0，然后连铸出满足化学成分要求、厚度为不小于350mm的连铸坯，连铸时钢水的过热度不高于15℃，且进行轻压下；总压缩比为15，将连铸坯再加热至1280～1310℃，保温不小于8小时；出炉后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在1210℃，再结晶区轧制时控制连续两道次的单道次压下率不低于28%；第一阶段轧制结束后，中间坯立即进入中间坯适度冷却系统，如图3所示为中间坯适度冷却系统的作业简图，中间坯在中间坯适度冷却系统内以来回摆动的方式适度冷却，冷却速度控制在12℃/s，通过适度冷却工艺将中间坯较快冷却到需要的第二阶段开轧温度；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于890℃，直到最终厚度，终轧温度为820℃，非再结晶区累计变形率不小于60%；随后通过ACC进行冷却，终止冷却温度不高于420℃；冷却速度为18℃/s；之后冷却到室温即得钢板成品。

经由上述制造工艺制得的20mm厚的X90管线用钢板，综合性能优异，机械性能详见表1，抗HIC性能见表2。

实施例2

本实施例的抗HIC的X90管线钢板的厚度为19.6mm，其化学成分按质量百分比计为：C：0.04%，Mn：1.90%，Si：0.28%，S：0.0005%，P：0.01%，Nb：0.058%，Ti：0.018%，V：≤0.05%，Al：0.030%，Mo+Cu+Ni+Cr≤ 0.9%， N≤ 0.010%，O：≤ 0.006%，Ca：0.0008%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

首先将冶炼原料依次经KR铁水预处理，转炉冶炼，LF 精炼、RH 真空精炼，精炼过程中控制钢水中S含量≤0.0005%，随后喂入Ca-Si线，控制钢水中Ca/S的含量比值为1.0～2.0，然后连铸出满足化学成分要求、厚度为300mm的连铸坯，连铸时钢水的过热度不高于15℃，且进行轻压下；将连铸坯再加热至1290～1300℃，保温8小时；总压缩比为15.3，出炉后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在1200℃，再结晶区轧制时控制连续两道次的单道次压下率不低于28%；第一阶段轧制结束后，中间坯立即进入中间坯适度冷却系统，中间坯在中间坯适度冷却系统内以来回摆动的方式适度冷却，冷却速度控制在10℃/s，通过适度冷却工艺将中间坯较快冷却到需要的第二阶段开轧温度；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于890℃，直到最终厚度，终轧温度为800℃，非再结晶区累计变形率不小于60%；随后通过ACC进行冷却，终止冷却温度不高于480℃；冷却速度为25℃/s；之后冷却到室温即得钢板成品。

经由上述制造工艺制得的19.6mm厚的X90管线用钢板，综合性能优异，机械性能详见表1，抗HIC性能见表2。

实施例3

本实施例的抗HIC的X90管线钢板的厚度为20mm，其化学成分按质量百分比计为：C：0.02%，Mn：1.85%，Si：0.35%，S：0.0005%，P：0.01%，Nb：0.058%，Ti：0.018%，V：≤ 0.05%，Al：0.030%，Mo+Cu+Ni+Cr≤ 0.9%， N≤ 0.010%，O：≤ 0.006%，Ca：0.0008%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

首先将冶炼原料依次经KR铁水预处理，转炉冶炼，LF 精炼、RH 真空精炼，精炼过程中控制钢水中S含量≤0.0005%，随后喂入Ca-Si线，控制钢水中Ca/S的含量比值为1.0～2.0，然后连铸出满足化学成分要求、厚度为370mm的连铸坯，连铸时钢水的过热度不高于15℃，且进行轻压下；将连铸坯再加热至1280～1300℃，保温8小时；总压缩比为18.5，出炉后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在1180℃，再结晶区轧制时控制连续两道次的单道次压下率不低于28%；第一阶段轧制结束后，中间坯立即进入中间坯适度冷却系统，中间坯在中间坯适度冷却系统内以来回摆动的方式适度冷却，冷却速度控制在10℃/s，通过适度冷却工艺将中间坯较快冷却到需要的第二阶段开轧温度；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于900℃，直到最终厚度，终轧温度为800℃，非再结晶区累计变形率不小于60%；随后通过ACC进行冷却，终止冷却温度不高于400℃；冷却速度为15℃/s；之后冷却到室温即得钢板成品。

经由上述制造工艺制得的20mm厚的X90管线用钢板，综合性能优异，机械性能详见表1，抗HIC性能见表2。

表1 各实施例所生产的钢板的机械性能

表2 各实施例所生产钢板的抗HIC以及抗SSCC性能

Claims (3)

1.一种经济型抗HIC的X90管线钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.02～0.06％，Mn：1.7～1.90％，Si：0.15～0.35％，S：≤0.0005％，P：≤0.010％，Nb：0.04～0.07％，Ti：0.008～0.03％，V：≤0.10％，Al：≤0.06％，N：≤0.010％，O：≤0.006％，Mo：≤0.20％，Cu：≤0.20％，Ni：≤0.20％，Cr≤0.20％，Ca：0.0005～0.0015％，且Ca/S的含量比值为1.0～2.0，余量为Fe及不可避免的杂质元素；

制造工艺步骤如下：

将冶炼原料依次经KR铁水预处理，转炉冶炼，LF精炼、RH真空精炼，精炼过程中控制钢水中S含量≤0.0005％，随后喂入Ca-Si线，控制钢水中Ca/S的含量比值为1.0～2.0，然后连铸出满足化学成分要求、厚度不小于350mm的连铸坯，连铸时钢水的过热度不高于15℃；

将连铸坯再加热至1280～1310℃，保温不小于8小时；出炉后进行两阶段轧制：坯料厚度与成品厚度的总压缩比不低于15；分两阶段轧制，第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在1180～1210℃，再结晶区轧制时控制连续两道次的单道次压下率不低于28％；第一阶段轧制结束后，中间坯立即进入中间坯适度冷却系统，中间坯在中间坯适度冷却系统内以来回摆动的方式适度冷却，冷却速度控制在9～13℃/s，通过适度冷却工艺将中间坯较快冷却到需要的第二阶段开轧温度；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于900℃，直到最终厚度，终轧温度控制不高于830℃，非再结晶区累计变形率不小于60％；随后通过ACC进行冷却，终止冷却温度不高于500℃；冷却速度为15～25℃/s；之后冷却到室温即得钢板成品。

2.根据权利要求1所述的经济型抗HIC的X90管线钢板，其特征在于：所述中间坯适度冷却系统设置在4300mm宽厚板轧机生产线的粗轧机和精轧机之间，该系统为箱体结构，共计长18m，在箱体顶部，密集分布喷淋喷嘴，对粗轧后的中间坯进行适度冷却，根据不同中间坯厚度，获得的中间坯冷却速度为9～13℃/s，对于厚规格中间坯，考虑到设计极限，最大冷却速度在13℃/s，对于薄规格，最大冷却速度可达到9℃/s。

3.根据权利要求2所述的经济型抗HIC的X90管线钢板，其特征在于：所述中间坯适度冷却系统的作业流程：坯料经粗轧完成后得到中间坯，中间坯在进入中间坯适度冷却系统后，系统内相应的辊道进入摆动模式，使中间坯在系统内来回摆动，同时喷嘴喷淋对中间坯喷水，控制中间坯以特定的冷却速度冷却至第二阶段轧制的开轧温度，待中间坯冷却到第二阶段轧制的开轧温度后，中间坯将从中间坯适度冷却系统内送出，进入后一工序。