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CN107974614A - 抗氢致开裂的x80级管线钢的生产方法 - Google Patents

抗氢致开裂的x80级管线钢的生产方法 Download PDF

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CN107974614A CN201711181735.9A CN201711181735A CN107974614A CN 107974614 A CN107974614 A CN 107974614A CN 201711181735 A CN201711181735 A CN 201711181735A CN 107974614 A CN107974614 A CN 107974614A
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Abstract

本发明公开了一种抗氢致开裂腐蚀的X80级管线钢的生产方法，属于金属材料技术领域。它包括的工艺流程为转炉冶炼、真空Si‑Ca处理、浇注成坯、铸坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷曲，铸坯的组分及质量百分比含量为：C：0.02～0.04％、Si：0.20～0.23％、Mn：0.60～0.80％、Cu：0.20～0.30％、Cr：0.30～0.45％、Mo：0.20～0.25％、Nb：0.03～0.05％、V：0.02～0.03％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；并对铸坯加热温度，粗轧温度，精轧温度及冷却方式进行控制，制备得到了成本低，且抗HIC性能良好的X80级管线钢。

Description

抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法
技术领域
本发明涉及管线钢，属于金属材料技术领域，具体地涉及一种抗氢致开裂腐蚀的X80级管线钢的生产方法。
背景技术
进入二十一世纪以来，随着全球能源结构的调整，石油、天然气的需求量日益增加。与此同时。石油和天然气的长距离输送管道也向着高钢级、高压、大口径方向发展。长输管线用钢，不仅要求高强度、高韧性和良好的焊接性，还要求具有良好的抗氢致开裂(HIC)性能。
氢致开裂是指金属材料处在含有H2S的介质环境中，由于电化学腐蚀过程中析出的氢原子进入材料内部，在沿轧制方向延伸的MnS夹杂与基体的界面等缺陷处聚集成氢分子而产生很高的压力，并在这些缺陷处因应力集中出现的裂纹，这些裂纹的形成与扩展最终会导致管线钢发生破坏性断裂。
管线钢抗HIC性能与钢的纯净度、成分偏析、夹杂物的控制和显微组织的均匀性有关。可以通过降低钢中P、S的含量等措施可提高钢质的纯净度、通过降低钢中Mn等容易产生偏析的合金元素的含量和合适的连铸工艺可降低钢的成分偏析，通过钙处理改变硫化物的形状等措施可减少钢中夹杂物的不利影响，通过采用合理的合金涉及和采用控轧、控冷工艺可提高钢的组织的均匀性。
抗HIC管线钢中通过严格控制Mn的含量。这是由于Mn很容易与钢中的S结合形成MnS夹杂，而MnS夹杂是引起HIC裂纹的主要原因之一；另外Mn在凝固过程中很容易产生偏析，并会影响相变后组织的均匀性和抗HIC性能。一般抗HIC管线钢中Mn含量不宜超过1.2％。但是Mn含量较低时，添加较多的Cr、Ni、Mo，会在钢中产生较多的低温硬相，不仅对低温韧性不利，对抗HIC性能也不利。
中国发明专利申请(申请公开号：CN103469098A，申请公开日：2013-12-25)公开了一种具有良好抗HIC性能的X80管线钢及其生产方法，它的化学成分为：C：0.03～0.06％、Si：0.10～0.30％、Mn：1.10～1.40％、P:0～0.015％、S:0～0.004％，Nb：0.07～0.09％、Ti：0.005～0.020、Cr：0.10～0.30％、Mo：0.10～0.30％、Ni：0.05～0.30、Cu：0.05～0.30％、Als：0.015～0.050％。铸坯再加热温度1150～1200℃，粗轧终轧温度为980～1020℃，精轧总压下量大于60％，精轧终轧温度为850～900℃，热轧后立即以≥15℃/s的冷却速度冷却至450～500℃卷取。本发明可减小成分偏析和组织偏析，提高组织的均匀性，避免低温相带状组织，并获得了细小、均匀的组织，保证了卷板最终优异的综合力学性能和抗HIC性能。
中国发明专利申请(申请公开号：CN106834932A，申请公开日：2017-06-13)公开了一种低碳X80管线钢板卷及其制造方法，其化学成分质量百分比为：C≤0.035％，1.60％≤Mn≤1.90％，Si≤0.30％，0.05％＜Nb≤0.075％，0.010％≤Ti≤0.020％，0.20％≤Mo≤0.30％，0.20％≤Ni≤0.60％，0.15％≤Cu≤0.30％，0.15％≤Cr≤0.30％，S≤0.0025％，P≤0.0100％，N≤0.0040％，其中0.60％≤Mo+Cr+Cu+Ni≤1.10％；显微组织含针状铁素体大于90％，粒状贝氏体含量小于5％；屈服强度典型值为580MPa，抗拉强度典型值680MPa，-30℃下比型冲击功典型值为400J。
上述两件发明专利申请的缺点是为弥补超低碳造成的钢的强度降低，锰含量均较高，因此，带来了X80管线钢的氢致裂纹(HIC)敏感性增加的技术问题。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明公开了一种锰含量低，抗HIC性能良好的X80级管线钢的生产方法。
为实现上述目的，本发明公开了一种抗氢致开裂腐蚀的X80级管线钢的生产方法，它包括的工艺流程为转炉冶炼、真空Si-Ca处理、浇注成坯、铸坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷曲，所述铸坯的组分及质量百分比含量为：C：0.02～0.04％、Si：0.20～0.23％、Mn：0.60～0.80％、Cu：0.20～0.30％、Cr：0.30～0.45％、Mo：0.20～0.25％、Nb：0.03～0.05％、V：0.02～0.03％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述铸坯加热的温度为1200～1250℃；
所述粗轧开始温度为1000～1050℃，粗轧终止温度为990～1010℃；
所述精轧开始温度为930～880℃，精轧终止温度为850～880℃；
所述冷却为层流冷却，控制冷却速度为20～30℃/s，冷却至400～500℃。
进一步优选的，所述铸坯加热的温度为1210～1240℃，加热速度控制在100～200℃/min，均热时间不少于60分钟。
再进一步优选的，所述粗轧开始温度为1010～1040℃，粗轧终止温度为995～1010℃，所述粗轧的轧制道次为6～8次，每次轧制的变形量为10～15％，总压下率为70～80％。
更进一步优选的，所述精轧开始温度为940～870℃，精轧终止温度为855～870℃；所述精轧的轧制道次为7次，最后两道次的累计变形量小于15％，总压下率不低于60％。
更进一步优选的，所述真空Si-Ca处理中，喂线速度不小于200m/min。
作为本发明的技术优选，加热速度控制在160℃/min，均热时间为78分钟。目的是减少铸坯表面与中心的温差，有利于减少轧后偏析带。
所述粗轧的轧制道次为7次，每次轧制的变形量为15％，使再结晶和变形交替进行，以细化奥氏体晶粒。
所述精轧的轧制道次为7次，最后两道次的累计变形量为20％，使奥氏体向针状铁素体转变，提高钢的强度和韧性。
所述真空Si-Ca处理中，喂线速度不小于200m/min，目的是减少钢水中S含量，使夹杂物球形变性，提高钢的抗HIC性能。
本发明管线钢中各元素的选用原理：
锰(Mn)：加入适量的锰，可以提高钢线管的淬透性，同时起固溶强化作用，弥补低碳或超低碳造成的强度下降。含碳量为0.05～0.15％的热轧钢，锰含量超过1.0％以后，随着锰含量增加，开裂长度率增加，HIC敏感性增加，在锰含量超过1.2％时，HIC敏感性增加明显。这是因为在中、低强度铁素体-珠光体管线钢中，氢致裂纹经常沿珠光体带扩展，而带状组织的形成主要是锰和磷的偏析引起的，生成了对HIC敏感的低温转换硬组织带。这也是管线钢的HIC多数出现在板厚中心的缘故。因而增加锰的含量，导致了更多带状组织生成，从而使HIC敏感性增加。因此本发明将锰含量控制在较低水平，含量为0.60～0.80％。
碳(C)：碳一方面可以提高管线钢的强度，从而减少其他贵重合金的加入量，显著降低合金设计成本，另一方面，随着碳含量的增加，管线钢低温冲击韧性、焊接性能降低，并且随着碳含量增加，HIC敏感性增加。本发明碳含量限制在0.02～0.05％。
硅(Si)：硅主要起固溶强化作用，也可和钼、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗氧化的作用，但添加过量硅会导致钢的塑、韧性显著恶化。本发明硅含量限制在0.20～0.23％。
铜(Cu)：铜对氢致裂纹的作用最为明显，这是因为Cu促进了钝化膜的形成，减少了氢的侵入，因而阻止了氢致裂纹的形成。本发明中，铜含量限制在0.20～0.30％。
铬(Cr)：铬能在腐蚀产物膜层中出现富集，远高于基体中的铬含量。含Cr的腐蚀产物膜具有阴离子选择性，并且在破坏后能够很快修复，从而降低局部腐蚀敏感性。但大量添加铬会降低管线钢韧性和焊接性能，并且铬元素属于贵金属，成本较高。本发明中，铬含量限制在0.40～0.45％。
钼(Mo)：钼的加入，能降低相变温度，抑制块状铁素体的形成，促进针状铁素体的转变，并能提高Nb(C,N)的沉淀强化效果，因而钼在提高钢的强度的同时可降低韧脆转变温度，提高其抗HIC能力。但钼元素能使焊接性能下降，且钼元素属于贵金属。本发明钼含量限制在0.20～0.25％。
铌(Nb)：铌能细化晶粒，起到固溶强化作用。在低合金钢种加入铌，能有效提高其腐蚀性能。本发明铌含量限制在0.03～0.05％。
钒(V)：钒可细化钢的组织和晶粒，提高晶粒粗化温度，从而增加钢的强度、韧性和耐磨性，还可以在一定程度上改善钢的焊后韧性，但加入含量较高的钒易导致钢的韧脆转变温度提高。本发明钒含量限制在0.02～0.03％。
钛(Ti)：钛不仅有利于钢的脱氧，而且能够改善钢的冲击韧性。本发明钒含量限制在0.01～0.03％。
磷(P)：磷为有害元素，在钢中形成含磷偏析的铁素体-珠光体带状组织，使HIC敏感性增强。因此，本发明磷的含量≤0.005％。
硫(S)：硫能促进HIC发生，是极有害的元素，它与Mn生成的MnS夹杂是HIC最易成核的位置。当钢中硫含量小于0.002％时，HIC明显降低。因此，本发明硫的含量≤0.002％。
有益效果
本发明的生产方法尽可能的降低磷、硫等有害元素，在低锰含量的前提下，控制轧制工艺，获得组织均匀的针状铁素体，在保证制备的管线钢具备良好力学性能的前提下，提高了X80级管线钢的抗HIC性能。
附图说明
图1为本发明制备的管线钢剖面金相微观组织结构图；
图2为图1的管线钢进行HIC试验之前的剖面结构示意图；
图3为图1的管线钢进行HIC试验之后的剖面结构示意图。
具体实施方式
为了更好地解释本发明，以下结合具体实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。
本发明的抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法，它包括的工艺流程为转炉冶炼、真空Si-Ca处理、浇注成坯、铸坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷曲，其特征在于：所述铸坯的组分及质量百分比含量为：C：0.02～0.04％、Si：0.20～0.23％、Mn：0.60～0.80％、Cu：0.20～0.30％、Cr：0.30～0.45％、Mo：0.20～0.25％、Nb：0.03～0.05％、V：0.02～0.03％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述铸坯加热的温度为1200～1250℃；
所述粗轧开始温度为1000～1050℃，粗轧终止温度为990～1010℃；
所述精轧开始温度为930～880℃，精轧终止温度为850～880℃；
所述冷却为层流冷却，控制冷却速度为20～30℃/s，冷却至400～500℃。
其中，各个实施例与对比例中铸坯的组分含量如表1所示；
表1实施例与对比例中铸坯的组分含量列表(wt％)
采用上述组分的实施例与对比例按照表2和表3所示的工艺参数列表进行具体的制备；
表2实施例与对比例的工艺参数列表(一)
表3实施例与对比例的工艺参数列表(二)
采用上述组分和工艺参数制备的管线钢的性能参数如表4所示；
表4实施例与对比例的力学性能列表
由上述表1～表4可知，本发明实施例制备的管线钢，屈服强度Rt0.5为560～590MPa，抗拉强度Rm为630～670MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.90，断后延伸率A50mm≥30％，-20℃冲击功KV2≥200J，-15℃断口的剪切面比DWTT SA≥90％，硬度值HV10≤200，与对比例制备的管线钢相比，本发明采用低碳、低锰成分设计，会导致钢的强度降低，但是工艺上控轧控冷，获得细小的针状铁素体组织，提高钢的强度，从而满足GB/T 14164-2013《石油天然气输送管用热轧宽钢带》标准要求。
结合图1可知，实施例2制备的管线钢其剖面的金相大部分为组织均匀细小的针状铁素体，晶粒度＞12，夹杂物级别＜0.5级；
为了更好的说明本发明实施例制备的管线钢的性能，下面分别对各实施例和对比例制备的管线钢进行HIC试验，其中，HIC试验的标准是NACE TM 0284-2011《Evaluation ofPipeline and Pressure Vessel Steels for Resistance to Hydrogen-InducedCracking》。
具体的试验过程为96小时，试验溶液为饱和硫化氢A溶液，经96小时的硫化氢饱和溶液A溶液浸泡。
具体的测试结果如表5所示；
表5实施例与对比例抗HIC性能列表
结合图2和图3可知，实施例2的试样在试验前后，表面无氢鼓泡，剖面金相观察无裂纹。
由上述表4可知，本发明制备的管线钢在NACE A溶液中，氢致裂纹敏感率CLR、CTR、CSR均为0％，即具备优异的抗HIC性能。
以上实施例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。除上述实施例外，本发明还有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。

Claims (5)

1.一种抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法，它包括的工艺流程为转炉冶炼、真空Si-Ca处理、浇注成坯、铸坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷曲，其特征在于：所述铸坯的组分及质量百分比含量为：C：0.02～0.04％、Si：0.20～0.23％、Mn：0.60～0.80％、Cu：0.20～0.30％、Cr：0.30～0.45％、Mo：0.20～0.25％、Nb：0.03～0.05％、V：0.02～0.03％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述铸坯加热的温度为1200～1250℃；
所述粗轧开始温度为1000～1050℃，粗轧终止温度为990～1010℃；
所述精轧开始温度为930～880℃，精轧终止温度为850～880℃；
所述冷却为层流冷却，控制冷却速度为20～30℃/s，冷却至400～500℃。
2.根据权利要求1所述抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法，其特征在于：所述铸坯加热的温度为1210～1240℃，加热速度控制在100～200℃/min，均热时间不少于60分钟。
3.根据权利要求1所述抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法，其特征在于：所述粗轧开始温度为1010～1040℃，粗轧终止温度为995～1010℃，所述粗轧的轧制道次为6～8次，每次轧制的变形量为10～15％，总压下率为70～80％。
4.根据权利要求1所述抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法，其特征在于：所述精轧开始温度为940～870℃，精轧终止温度为855～870℃；所述精轧的轧制道次为7次，最后两道次的累计变形量小于15％，总压下率不低于60％。
5.根据权利要求1或2或3或4所述抗氢致开裂的X80级管线钢的生产方法，其特征在于：所述真空Si-Ca处理中，喂线速度不小于200m/min。
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