CN107881421A - 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 - Google Patents

Abstract

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，其成分重量百分比为：C 0.061～0.120％，Mn 1.70～2.20％，Mo 0.15～0.39％，Cu 0.15～0.30％，Ni 0.15％～0.50，Nb 0.035～0.080％，V 0.005～0.054％，Ti 0.005～0.030％，Al 0.015～0.040％，Ca 0.005～0.035％，Ni/Cu≥0.5，Nb*C＝0.0035～0.007，CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，CE 0.39～0.48，余量为Fe和不可避免杂质；微观组织为均匀的针状铁素体组织+多边形铁素体组织+马氏体‑残余奥氏体组元。本发明管线钢在350℃下屈服强度、抗拉强度分别达到520MPa级和645MPa级以上；室温下屈服强度、抗拉强度强度达550MPa级和625MPa级以上；且还具有良好的‑30℃低温止裂韧性。

Description

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

技术领域

本发明涉及管线钢及其制造方法，尤其涉及一种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。

背景技术

油砂是非常规石油资源，主要分布于北美加拿大等地区，该地区的石油资源也主要以油砂为主。现有技术条件下，油砂主要通过管道向地下注入高温高压蒸汽，实现降低油砂粘稠度、提高油砂流动性的目的，最终实现开采。

输送这些高温蒸汽的管线钢不仅不同于常规管线钢，增加了对正常服役温度下具备耐高温性能的要求，而且随着对安全性的不断提高和地面铺设方式下比埋地铺设方式的周围环境温度更低，将还需具有良好的低温止裂韧性能(即DWTT SA％)。这样可以保证材料即使在爆管发生后也能够避免发生长距离裂纹扩展，实现短距离止裂，避免危害扩大。短距离止裂将对于油砂开采场站蒸汽发生站和蒸汽注入井口之间的管道、设备和人员的安全性提高将有重要意义。

传统输入天然气介质的管线钢对止裂韧性有要求，以避免高压输送管道爆管后发生长距离裂纹扩展，尤其对于在极地、寒冷地区服役的管线钢还要求低温止裂韧性。但是，传统管线钢主要是常温或低温环境下输送天然气介质，对高温性能没有技术要求，因而不是从满足高温服役性能要求的角度进行冶金成分和工艺设计的。

传统550MPa级别管线钢的成分体系主要为C-Mn-Nb或C-Mn-Mo-Nb，成分特点是低C、低Mo和较高的Cr。如中国专利公开号CN101845596记载了一种X80管线钢用宽厚板及其制造方法，其C含量添加较少(0.03～0.08％)，主要是为了保证韧性；其添加少量的Mo或Nb来促进贝氏体组织转变获得良好的强韧性，并从经济性角度出发一般采用以Cr代Mo保证钢板全厚度淬透的设计(Mo：≤0.14；Cr：0.20～0.60)。但是C和Mo添加量少对于高温强度性能改善不利。

传统550MPa级别管线钢由于是用于天然气输送，服役环境不涉及高温，因而不追求高温性能，在合金化设计时主要追求经济性，合金设计时仅保证室温屈服强度达到550MPa。如中国专利公开号CN101857945记载了一种无Mo低Nb X80管线钢热轧钢板的制造方法，其不添加Mo，Nb含量为0.010～0.035％。其也采取了低C设计，C含量在0.04～0.07％。但无Mo、低Nb、低C对于高温强度性能不利。

传统550MPa级别管线钢由于仅需保证室温强度性能和低温止裂韧性，因而多采用通过添加大量的Cr来保证淬透性提高室温强度，同时采用低C的合金化设计来保证低温止裂韧性，另外由于未从高温强度性能改善的角度出发进行合金化设计，未加入V。如中国专利公开号CN103225047记载了一种厚度≥26.5mm的X80管线用钢及其生产方法，其Cr含量为0.25～0.45％，C含量为0.020～0.034％，不添加V。低C、无V对于高温强度性能不利。

随着对管道安全理解和技术要求的不断提高，油砂开采用蒸汽输送管道将需要同时具备良好的高温强度性能和良好的低温止裂韧性。良好高温强度性能的获得一般需要在常规强韧化机理的基础之上，进一步采取提高合金、提高固溶强化和析出强化效果、形成均匀单一组织、晶粒适当粗大的的冶金设计来保证；良好低温止裂韧性的获得则一般需要采取降低合金、降低强度和提高塑性、形成均匀单一组织、细化晶粒的冶金设计来保证。显然，要同时获得良好的高温强度性能和低温止裂韧性在组织设计方向上是较冲突的。因此，必须采用新的冶金设计思路来使一种材料同时获得两种性能。

由于目前油砂开采所需的蒸汽输送温度在350℃，且北美加拿大部分油砂开采地区的管外环境温度可低至-30℃，因此对同时具备350℃耐高温强度性能和-30℃低温止裂韧性的管线钢材料提出了需求。

已经公开的管线钢专利均未解决管线钢同时具备耐高温性能和低温止裂韧性的技术问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种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，该高温管线钢具有优异的高温力学性能，其在350℃下屈服强度和抗拉强度分别达到520MPa级和645MPa级以上；室温下屈服强度和抗拉强度分别达到550MPa级和625MPa级以上(相当于X80的强度级别要求)，而且，该管线钢还具有良好的-30℃低温止裂韧性，即其DWTT(落锤撕裂试验)的SA％(剪切面积比值单值)≥70％，均值≥85％。

为实现上述目的，本发明的技术方案是：

本发明通过提高C含量提高高温下的固溶强化和析出强化作用；通过增加Mo、Cu、Ni提高高温下的固溶强化作用；通过Mo、Cu降低高温下的体扩散系数延缓扩散改善组织高温稳定性来提高性能高温稳定性避免发生较大的强度退化；通过Nb-V-Ti形成微合金碳氮化物析出相提高高温下的析出强化作用；通过控制精轧压缩比来控制应变诱导析出获得细小纳米级的Nb-V-Ti碳氮化物，从而钉扎晶界和位错来提高高温强度。同时为在获得良好耐高温性能的同时还具备良好的低温止裂韧性，设计了针状铁素体+少量多边形铁素体(体积百分比为10～20％)+少量M-A(体积百分比为≤10％)的组织，通过组织中形成少量多边形铁素体改善塑性和裂纹扩展过程中的应力应变状态从而提高低温止裂韧性，并提出了相应的控轧控冷工艺设计。

具体的，本发明的一种550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其成分重量百分比为：C 0.061％～0.120％，Mn 1.70％～2.20％，Mo 0.15％～0.39％，Cu 0.15％～0.30％，Ni 0.15％～0.50％，Nb 0.035％～0.080％，V 0.005％～0.054％，Ti 0.005％～0.030％，Al 0.015％～0.040％，Ca 0.005％～0.035％，Ni/Cu≥0.5，Nb*C＝0.0035～0.007，CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，CE 0.39～0.48，余量为Fe和不可避免杂质。

在本发明所述管线钢的成分设计中：

C：C是钢中最基本的强化元素。一方面，其可以起到间隙固溶强化的作用，另一方面，其可以与合金元素形成碳化物析出以起到析出强化的作用。C可与微合金元素Nb、V形成细小的纳米级的碳化物从而进一步地起到析出强化的作用。另外，C也是必要的奥氏体稳定化元素，其可以提高钢的淬透性，并提高钢的强度。但是，随着C含量的升高，钢的韧性(包括低温下的止裂韧性)、焊接性能都会逐步降低。此外，随着C含量的升高，NbC的完全固溶温度也会相应升高，这样，如果要完全固溶NbC，则轧制所需的加热温度也会随之升高，并且会促进高温下NbC过早析出而粗化。因此，本发明所述管线钢中C含量需要控制在0.061～0.12wt.％。

Mn：Mn是低合金高强钢中最基本的合金元素，其可以起到固溶强化的作用。在一定程度范围内，增加Mn元素的含量可以在提高材料强度的同时保持材料的韧性(包括低温下的止裂韧性)。此外，Mn还是扩大奥氏体相区的元素，其可以降低钢的奥氏体→铁素体的相变温度，有助于获得细小的相变产物，并能够提高材料的强韧性。但是，材料中的Mn含量过多时，容易令连铸坯发生中心偏析，造成心部和其它厚度位置的成分和组织不均，尤其在高温下会加剧扩散，对高温性能产生不利，沿厚度方向不均的组织也对低温止裂韧性产生不利影响。由此，本发明所述管线钢中将Mn元素的含量控制在1.70～2.20wt％的范围之间。

Mo：一方面Mo可以作为固溶强化元素来提高材料的强度，另一方面Mo还可以提高材料的淬透性，推迟钢中铁素体相变，使得材料在较低的冷速下也可以获得针状铁素体组织或贝氏体组织，并通过降低相变温度来细化组织，从而提高材料的强度。再者，Mo可以提高Nb的固溶度，使得更多的Nb能够在更低温度情况下析出细小的NbC，从而改善析出强化效果，进而提升材料的强度。Mo还可以降低C的扩散系数，改善组织稳定性，有利于材料获得较高的高温强度。不过，Mo元素含量过多会促进M-A岛的形成，对材料的冲击韧性和止裂韧性和组织均匀性均不利，并且还会增加制造成本。故而，为了在本发明的技术方案中发挥Mo元素提高强化的作用，并避免Mo元素的过度添加而影响韧性和组织均匀性，需要将Mo含量控制在0.15～0.39wt.％。

Cu/Ni：作为固溶强化元素，Cu和Ni可以提高强度。此外，Cu还可以改善钢的耐蚀性，Ni则可以改善钢的韧性，并改善Cu在钢中引起的热脆性。另外，Cu还可以降低钢中C的扩散系数，改善组织的稳定性，有利于材料获得较高的高温强度。鉴于此，在本发明所述管线钢中Cu含量控制为0.15～0.30wt.％，且Ni含量也控制为0.15～0.50wt.％。为保证良好的低温止裂韧性，Ni/Cu含量比值为不低于0.5。

Nb：首先，Nb可以起到延迟奥氏体再结晶，提高钢的奥氏体再结晶温度的作用，有利于减小轧机负荷。其次，Nb还可以降低相变温度、推迟铁素体相变，从而起到细化晶粒和组织的作用，进而提高材料的强度和韧性。最后，Nb还可以在热轧过程中和随后冷却过程中与C结合形成NbC的细小析出相，从而起到析出强化的作用，进而提高材料的强度。但是，过高含量的Nb并不能够完全固溶，不仅发挥不了作用而且会增加额外生产成本，并且过高含量的Nb会使得NbC在高温下过早析出，形成尺寸较大的NbC，反而会不利于材料通过析出强化来提高强度。因此，在本发明管线钢中Nb的添加量应该控制在0.035～0.080wt.％。

Nb*C：Nb*C为Nb和C含量的乘积，如含0.06％Nb和0.07％C则其Nb*C为0.0042。Nb和C含量的乘积过大会导致大量的NbC在较高温度就过早析出了，且形成的NbC尺寸也较大，因而析出强化作用弱；Nb和C含量的乘积过小会导致组织中形成的NbC数量较少，因而析出强化作用不足。因此，本发明所述管线钢中Nb*C应控制在0.0035～0.007。

V：V是典型的析出强化元素，它能够与C结合形成VC。VC的析出温度低于TiC、NbC，其可以在热轧和随后的冷却过程中析出，VC尺寸细小，有利于提高材料的强度。但是，含量过多的V会对材料的冲击韧性和止裂韧性造成不利影响。因而，本发明所述管线钢中V含量需要设定为0.005～0.054wt.％。

Ti：Ti可以与N结合形成TiN，以起到固定N的作用，从而改善材料的韧性。采用约为0.02wt.％的Ti即可以固定钢中60ppm(0.006％)以下的N。在连铸过程中，Ti也可以与N形成TiN。在加热过程中，在高温下形成的TiN还可以起到阻碍奥氏体晶粒长大粗化的作用。由Ti元素所形成的TiN也有利于改善焊接热影响区的冲击韧性。Ti与N结合会消耗N元素，这也可以使得更多Nb在高温下固溶以起到抑制再结晶的作用。为此，本发明的技术方案中Ti含量需要控制为0.005～0.030wt.％。

Al：Al元素主要是用于钢的脱氧。Al和N所形成的氮化物可以改善焊接热影响区的韧性，但是，Al含量的增加会使得钢中形成Al的氧化物，从而会降低母材和焊接热影响区的韧性。因此，在本发明所述管线钢中Al含量需要设定在0.015～0.040wt.％的范围之间。

Ca：Ca主要用于实现夹杂物改性，使得夹杂物形态球化并且使得其分布均匀，从而减少夹杂物对韧性和耐蚀性的影响。不过，Ca含量增加会形成束状夹杂，这又会对材料的耐蚀性能造成影响。因此，在本发明所述管线钢中Ca含量需要控制为0.005～0.035wt.％。

CE：CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，CE是可以反映出淬透性的指标，CE过低时组织中针状铁素体含量少，针状铁素体组织不够细小，从而导致高温强度降低；CE过高时，组织中的M-A组元增多，组织中硬相比例增加，材料的低温止裂韧性降低。因此，在本发明所述管线钢中CE需要控制为0.39～0.48。

根据上文所述成分设计可以知道，本发明的技术方案是在C-Mn钢的基础上，通过Nb-V-Ti复合微合金化、析出-固溶复合强化，并添加较多的Mo、Cu及Ni等多种合金元素来提高材料的高温强度，同时尽量减少合金元素添加对低温止裂韧性产生的不利影响。首先，Nb-V-Ti微合金元素能够起到细晶、细化组织的作用以及析出强化作用；第二，Mn-Mo-Cu具有固溶强化作用；第三，加入的Mo和Cu可以降低C的扩散系数，从而可以改善高温下的组织稳定性，提高高温强度；第四，Mo还能够强烈地提高淬透性，以起到促进针状铁素体组织或贝氏体组织转变的作用，从而提高材料的初始强度和高温下的组织稳定性，进而提高材料的高温强度。

本发明的技术方案中不可避免的杂质主要是指P、S，其易形成偏析、夹杂等缺陷，对材料的韧性不利。本发明控制P≤0.010％，S≤0.005％。

进一步地，在本发明所述管线钢中还含有0<Si≤0.40％、0<Cr≤0.40％和0<N≤0.005％中至少一种。

Si主要用于钢的脱氧。同时，其还可以起到一定的提高淬透性的作用。但是，当Si含量过高时，则会导致韧性降低，尤其是焊接热影响区韧性的恶化，即导致钢材料焊接性能的降低。鉴于此，本发明所述管线钢中Si的添加量控制为≤0.40wt.％。

Cr是提高钢的淬透性而提高钢的强度的元素。但是，随着Cr含量的增加，钢的冷裂敏感性也会逐步增大，对焊接热影响区的韧性和焊接性能都会产生不利。基于这一原因，本发明所述管线钢中Cr的添加量控制为≤0.40wt.％。

N是通过提高钢的淬透性来提高钢的强度的，但是，N会对钢的韧性产生不利影响，可以通过加入Ti形成TiN固定来改善材料的韧性。为此，本发明所述管线钢中N含量控制在0.005wt.％以下。

与现有的管线钢相比较，本发明的技术方案的核心设计之处在于提高材料的高温强度，同时获得良好的低温止裂韧性。

本发明所述的550MPa级耐高温管线钢的微观组织包括针状铁素体组织+少量多边形铁素体组织+少量M-A组元(马氏体-残余奥氏体组元)。第一，针状铁素体组织有利于通过界面强化提高高温强度；第二，针状铁素体组织相比马氏体组织基体中位错密度更低，有利于通过提高高温下的组织稳定性提高高温强度；第三，以针状铁素体组织为基础，组织中同时形成有少量多边形铁素体组织有利于对针状铁素体组织进行区域分割，多边形铁素体组织的大角度界面对裂纹扩展起到有效的阻碍作用，通过改变裂纹扩展路径和通过塑性变形消耗裂纹扩展能量来增加扩展所需的能量，从而对低温止裂韧性有利，即反映为DWTT SA％(落锤撕裂试验剪切面积比)性能高。通过组合针状铁素体组织和少量多边形铁素体组织的形式，可以匹配获得良好的高温强度性能和低温止裂韧性性能。

所述少量多边形铁素体组织的体积百分比为10～20％。这些少量的多边形铁素体组织是通过轧后控冷阶段控制开始冷却温度低于“奥氏体→铁素体的相变点”Ar3温度获得的。通过控制开冷温度、冷却速度和停冷温度，可以控制最终的多边形铁素体的体积百分比含量在所述10～20％体积百分比范围内。一方面，少量多边形铁素体的形成对原始组织进行了有效的区域分割，对阻碍裂纹扩展提高低温止裂韧性有利；但另一方面，如多边形铁素体的含量如继续升高至大于20％，则会降低高温强度尤其是高温屈服强度。

所述M-A组元的体积百分比≤10％。M-A组元是由在控轧后冷却过程中来不及转变的过冷奥氏体转变得到，其成分与其周围针状铁素体不同从而形成浓度梯度，其体积百分比过高会加速高温下元素的扩散，不利于高温下的组织稳定性，对高温强度不利。而且，M-A组元属于硬相组织，与针状铁素体两者的变形协调性不同，受力变形时裂纹容易在两者间萌生，对高温强度和低温止裂韧性均不利。

进一步地，所述管线钢中平均有效晶粒尺寸≤8μm。将有效晶粒尺寸限定在该范围内可以进一步提高界面强化效果，从而提高高温强度。通过控制粗轧、精轧温度和压缩比和控制冷却可以获得所述管线钢的平均有效晶粒尺寸。

更进一步地，所述管线钢中小角度晶界体积百分含量为20～50％。小角度晶界是指晶体学上位相差小于15度的晶界。将小角度晶界含量限定在该范围内也可以提高界面强化效果，从而提高高温强度。控制小角度晶界的含量不高于50％，主要在于通过形成少量的多边形铁素体组织而适当增加大角度晶界的含量，提高低温止裂韧性。

进一步地，所述管线钢中还弥散分布有由Nb、V沉淀析出的碳化物NbC、VC和碳氮化物(Nb，V)(C，N)。NbC、VC和(Nb，V)(C，N)高温下的粗化速率较低，高温下可以长期维持有效的析出强化作用，从而提高高温强度。

更进一步地，所述碳化物和碳氮化物的平均尺寸为5～50nm。将碳化物和碳氮化物的尺寸限定在该范围内有利于产生强烈的析出强化作用，从而提高高温强度。通过控制精轧温度和压缩比可以获得基体弥散分布有所述尺寸的析出相。

相应地，本发明所述管线钢的制造方法，包括如下步骤：冶炼，铸造，板坯加热，粗轧，精轧，控制冷却，空冷至室温。

进一步地，本发明所述控制冷却步骤中，开始冷却的温度为660～720℃，冷却速度为15～30℃/s，停冷温度为380～580℃。前面本发明组织显微特征在于针状铁素体组织+少量多边形铁素体组织+少量M-A组元(马氏体-残余奥氏体组元)，所述少量多边形铁素体组织的体积百分比为10～20％。这些少量的多边形铁素体组织是通过轧后控冷阶段控制开始冷却温度低于“奥氏体→铁素体的相变点”Ar3温度获得的。通过控制开冷温度、冷却速度和停冷温度，可以控制最终的多边形铁素体的体积百分比含量在所述10～20％体积百分比范围内。

进一步地，在本发明所述精轧步骤中，精轧开轧温度为800-850℃，精轧终轧温度为750-800℃，精轧压缩比为4T～8T，其中T为成品钢板的厚度。通过控制精轧压缩比大于4T，可以使材料中弥散分布有由Nb、V沉淀析出的碳化物NbC、VC和碳氮化物(Nb，V)(C，N)，碳化物和碳氮化物的平均尺寸为5～50nm，从而改善高温强度。通过控制精轧压缩比大于4T小于8T，可以平衡粗轧过程细化原始奥氏体晶粒尺寸和精轧过程细化组织的两个轧制过程的作用，从而获得所述材料的平均有效晶粒尺寸≤8μm，从而改善高温强度和低温止裂韧性。

进一步地，在本发明粗轧步骤中，粗轧开轧温度为1100-1180℃，粗轧终轧温度为950-980℃。

根据上文所述的微观设计原理可以知道，在本发明的技术方案中：

为获得良好的低温止裂韧性性能，采用较低的开冷温度提供热力学条件，同时较低的精轧温度则可以增加形变储能改善动力学条件，从热力学和动力学两个方面促进组织中形成一定量的多边形铁素体，提高材料的低温止裂韧性。采用低于奥氏体→铁素体的相变点Ar3温度的开始冷却温度可以使组织中形成10～20％体积百分比的多边形铁素体组织，对原始组织进行了有效的区域分割，从而提高材料的低温止裂韧性。

为获得良好的耐高温强度性能，在冷却步骤中，采用中等冷却速度和较高的停冷温度可以降低初始组织中可动位错密度，以改善材料在高温下的组织稳定性，从而提高材料的高温强度。在Nb-V-Ti复合微合金化的基础上，利用较大的精轧压缩比，通过应变诱导析出促进细小析出相的形成，提高析出强化作用，利用细小析出相来提高材料的高温强度。

更进一步地，在本发明所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法的板坯加热步骤中，加热温度为1110～1190℃。加热温度不低于1110℃是为了保证Nb元素充分固溶，充分发挥Nb在阻碍再结晶和晶粒长大方面的作用，以及提高Nb在轧制和冷却过程中形成的析出强化作用，从而提高材料的耐高温强度和低温止裂韧性。加热温度不高于1190℃是为了获得较细的原始奥氏体晶粒尺寸，通过细化原始奥氏体晶粒，有利于组织中形成少量的多边形铁素体组织，从而提高材料的低温止裂韧性。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

由于管线钢的成分-工艺设计与具体应用密切相关。不同的应用将有不同的性能要求，不同的性能导致了采用不同的组织和成分设计。

日本专利JP2012-241271A公开的管线管及其制造方法中由于考虑耐酸性需要减少中心偏析从而Mn含量控制在0.5～1.5％，与本发明从保证高温强度性能的角度出发Mn含量控制在1.7～2.2％明显不同。

中国专利公开号CN102304667A提出的一种低温韧性优良的X100管线钢板及其制备方法中不添加Cu，而本发明中有意添加Cu，以通过提高固溶强化、提高相变强化和降低高温下元素扩散速率来改善高温组织和性能稳定性等方面改善高温强度，同时为避免提高强度的同时对低温止裂韧性造成不利影响，要求Ni/Cu比≥0.5。

中国专利公开号CN101514435A提出的一种低温韧性优良且稳定的管线钢及其热轧板卷轧制方法中从改善低温韧性的角度出发不添加V，而本发明为改善高温强度有意添加V。该中国专利的制造方法为热轧卷取工艺，与本发明的平板轧制工艺存在明显不同，本发明的平板轧制工艺可以控制轧后开冷温度调控组织中形成一定量的多边形铁素体组织，从而改善低温止裂韧性，显然本发明与该中国专利基于不同的应用所设计的改善韧性的成分和工艺方法不同。

综上，本发明所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法在成分设计添加较多Nb、V、Ti、Mn、Mo、Cu、Ni等合金元素的基础上，关键采用了TMCP控轧控冷工艺来提高材料的高温强度，并通过控制加热、轧制和冷却过程来控制组织类型为针状铁素体组织+少量多边形铁素体组织+少量M-A组元(马氏体-残余奥氏体组元)进而来提高材料的低温止裂韧性。

较之于现有技术中的管线钢，本发明所述管线钢兼具优异的高温力学性能和良好的低温止裂韧性，其在350℃下屈服强度和抗拉强度分别可以达到520MPa级和645MPa级以上。其次，该高温管线钢的室温下屈服强度和抗拉强度可以达到550MPa级和625MPa级以上(相当于X80的强度级别要求)。另外，该高温管线钢还具有良好的-30℃低温止裂韧性，即其DWTT(落锤撕裂试验)的SA％(剪切面积比值单值)≥70％，均值≥85％。其能够用于输送油砂就地开采过程中所需的高温蒸汽介质且可以保证在低温的外界环境下发生爆管后能够短距离的止裂。

此外，本发明所述管线钢还具有良好的焊接加工性能。

本发明所述管线钢的制造方法由于采用了合理的组织设计，并针对该组织设计了匹配的合金成分和控轧控冷工艺，最终同时提高了管线钢的高温力学性能和低温止裂韧性。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明所述管线钢及其制造方法做出进一步说明。

表1列出了本发明管线钢实施例A1-A6的各成分重量百分比，其中，余量为Fe以及除了P和S以外的其他不可避免的杂质。

表2列出了本发明实施例A1-A6的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法的工艺参数。

表3列出了本发明实施例A1-A6中的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢在不同温度下的拉伸性能参数。

实施例A1-A6

按照下述步骤制造实施例A1-A6中的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性管线钢：

1)冶炼：转炉或电炉冶炼，并控制实施例A1-A6中的各化学元素的质量百分配比如表1所示；

2)铸造：铸成板坯；

3)板坯加热：加热温度为1110～1190℃；

4)粗轧：粗轧开轧温度为1100～1180℃，终轧温度为950～980℃；

5)精轧：精轧开轧温度为800～850℃，终轧温度为750～800℃；精轧压缩比为4T～8T，其中T为成品钢板的厚度；

6)控制冷却：开始冷却的温度为660～720℃，冷却速度为15～30℃/s，停冷温度为380～580℃；

7)空冷至室温，最终获得实施例A1-A6中的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，具体步骤中所涉及的工艺参数详见表2。

对于实施例A1-A6中的成品钢板进行棒状拉伸性能检验和落锤性能检验，检验中的拉伸试验温度分别为室温和350℃，落锤试验温度为-30℃(采用全壁厚试样)。在上述温度下所获得的拉伸和落锤性能的结果具体如表3所示。

从表3中可以看出，上述各实施例A1-A6中的管线钢钢板在室温下的屈服强度≥575Mpa，抗拉强度≥688Mpa，延伸率≥21％；其在350℃高温下的屈服强度≥552Mpa，抗拉强度≥685Mpa，延伸率≥21％；其在-30℃下的落锤DWTT SA％单值≥86％，均值≥87％。由此可以说明实施例A1-A6中的管线钢的室温拉伸强度可满足相当于X80的强度级别要求(即室温屈服强度和抗拉强度分别达到≥550MPa和≥625MPa)，且该管线钢在350℃下也具备有较高的屈服强度和抗拉强度，且该管线钢在-30℃下还具备良好的低温止裂性能(即-30℃下落锤DWTT SA％单值≥70％且均值≥85％)。

本发明所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢可以用于制造350℃高温蒸汽输送用管道，且-30℃下具有良好的低温止裂性能保证了其在-30℃下发生爆管后可以短距离止裂，提升了管道的安全性，其具有广泛的市场应用前景。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (12)

1.550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其成分重量百分比为：C 0.061％～0.120％，Mn 1.70％～2.20％，Mo 0.15％～0.39％，Cu 0.15％～0.30％，Ni 0.15％～0.50％，Nb 0.035％～0.080％，V 0.005％～0.054％，Ti 0.005％～0.030％，Al 0.015％～0.040％，Ca 0.005％～0.035％，Ni/Cu≥0.5，Nb*C＝0.0035～0.007，CE＝C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5，CE 0.39～0.48，余量为Fe和不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，还含有0<Si≤0.40％、0<Cr≤0.40％和0<N≤0.005％中至少一种。

3.如权利要求1或2所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，所述管线钢的微观组织为均匀的针状铁素体组织+少量多边形铁素体组织+少量马氏体-残余奥氏体组元；所述多边形铁素体组织的体积百分比为10～20％；所述马氏体-残余奥氏体组元的体积百分比≤10％。

4.如权利要求1或2或3所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，所述管线钢的平均有效晶粒尺寸≤8μm。

5.如权利要求1或2或3或4所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，所述管线钢中小角度晶界体积百分含量为20～50％。

6.如权利要求1或2或3或4或5所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，所述管线钢中还弥散分布有由Nb、V沉淀析出的碳化物NbC、VC和碳氮化物(Nb，V)(C,N)。

7.如权利要求5所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，所述碳化物和碳氮化物的平均尺寸为5～50nm。

8.如权利要求1～7中任何一项所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢，其特征在于，所述管线钢在350℃下屈服强度和抗拉强度分别达到520MPa级和645MPa级以上；室温下屈服强度和抗拉强度分别达到550MPa级和625MPa级以上；而且，良好的-30℃低温止裂韧性：其落锤撕裂试验DWTT的剪切面积比值单值SA％≥70％，均值≥85％。

9.如权利要求1～8中任意一项所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：冶炼，铸造，板坯加热，粗轧，精轧，控制冷却，空冷至室温；其中，在所述控制冷却步骤中，开始冷却的温度为660-720℃，冷却速度为15-30℃/s，停冷温度为380-580℃。

10.如权利要求9所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法，其特征在于，在所述精轧步骤中，精轧的开轧温度为800-850℃，精轧的终轧温度为750-800℃，精轧压缩比为4T-8T，其中T为成品钢板的厚度。

11.如权利要求9所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法，其特征在于，在所述粗轧步骤中，粗轧的开轧温度为1100-1180℃，粗轧的终轧温度为950-980℃。

12.如权利要求9所述的550MPa级耐高温且有良好低温止裂韧性的管线钢的制造方法，其特征在于，在所述板坯加热步骤中，加热温度为1110-1190℃。