CN112063918B - 一种低温高韧性x90钢级热煨弯管用管线钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种低温高韧性X90钢级热煨弯管用管线钢板及其制造方法，元素成分为C：0.05～0.10％、Mn：1.90～2.20％，Si：0.35～0.45％，S：≤0.001％，P：≤0.010％，Nb：0.03～0.045％、Ti：≤0.015％、V：≤0.008％，Alt：≤0.06％，N:≤0.0040％，O：≤0.004％，Mo：0.35～0.45％，Cu：≤0.30％、Ni：0.50～1.5％，Cr:0.25～0.45％，焊接敏感系数Pcm：0.23‑0.28％，余量为Fe。屈服强度≥650MPa；抗拉强度≥770MPa，屈强比≤0.93，板样延伸率≥34％，‑30℃横向冲击功≥340J，‑50℃横向冲击功≥290J，‑60℃横向冲击功≥250J；微观组织以粒状贝氏体为主，并含有3‑8％的针状铁素体，晶粒度达到11级以上；热煨成弯管的屈服强度≥635MPa；抗拉强度≥720MPa，屈强比≤0.90，圆棒样延伸率≥25％，‑60℃冲击功≥235J。热煨弯管的微观组织为粒状贝氏体为主的复相组织。

Description

一种低温高韧性X90钢级热煨弯管用管线钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及低温高韧性X90钢级的管线钢板及其制造方法，尤其是一种低温高韧性X90钢级弯管用管线钢板板。

背景技术

目前，中化石能源还占能源结构中的主体地位，经济的增长带动了石化需求的增长，促进了长距离石化资源输送管线的发展，为提高输送效率，降低投资，长距离石油天然气输送管线用钢的发展趋势是高强度或超高钢级发展。目前广泛使用的管线钢最高钢级为X80钢级，X90钢级有望成为下一代管线钢的应用钢级。

另外，一项管道工程除直管段外，还包括用来改变管道方向的弯管段及站场用弯管等。弯管通常由冷弯和热煨弯管两种生产方式，冷弯管受制作工艺以及服役环境的影响已逐渐被热煨工艺替代。热煨弯管通常是通过感应加热设备将母管加热到Ac3以上，在固定转壁和后推力作用下，使加热区绕固定中心旋转从而弯制出所需曲率半径的弯管，弯成型后再通过环形冷却圈对弯管外圈进行冷却，由于冷却能力有限，因此对已加热的区域进行类似于ACC加速冷却。冷却完后考虑到性能均匀性，还需进行回火处理。从整个工艺上来说，整个热煨+冷却工艺类似于TMCP工艺，即高温变形(弯曲)+ACC冷却过程。由于整个热煨过程在较高温度变形，同时变形程度较小，同时后续冷却能力较弱，因此弯管用热煨钢板只能采 用高碳当量的成分设计！对X90钢级而言，由于要满足与线路管焊接的匹配性，又不能采用较高的C含量，否则影响焊接性，所以只能采用适当提高合金成分解决！同时还需结合热煨弯管工艺和回火特点进行合金设计！

目前国内外有关X90钢级弯管及弯管用钢板专利已见报道但还不多，如申请号CN201110043719.X提到一种X90钢级弯管及管件的制备方法，该文献具有如下特点：1)该申请专利将管件和弯管一起，实际上热煨弯管的生产工艺与管件生产工艺具有明显的区别；2)该申请专利采用了较高的碳含量及碳当量设计，如碳含量在0.11-0.25％，高碳含量的增加将会导致冲击韧性大幅度降低，且不稳定，数值波动大，正如该申请专利在说明书中有介绍；3)该申请专利中Mn含量波动太大，Mn是有效提高强度的元素，且冲击韧性变化不大，在低Mn含量下较难实现高强度且具有较好韧性的产品性能。申请号CN201210053108.8的专利文献也提到了一种X90钢级弯管的制备方法，该申请专利采用较低碳含量及较低碳当量成分设计，因而从理论上来说X90钢级钢板的韧性应该较高，但该申请专利没有考虑到热煨弯管工艺对最终弯管性能的影响，成分设计未考虑热煨弯管，因而该申请专利所获得的冲击韧性不高，从而该申请专利获得的弯管性能不适合于低温地区，这从该申请专利后续提到的性能就可以看到！实际上该申请专利只提到了-20℃冲击韧性，且冲击韧性不高！CN201811165252.4申请专利，虽然提到其服役温度可达到-60℃，但是1)该申请专利设计的管线钢制造方法中包括调质处理，能源消耗大；2)采用较高的V合金元素，未考虑到随后在热煨时由于厚度较大时和冷速等问题导致V析出反而不利于韧性，实际上该韧性只是热处理后钢板的性能，并非最终热煨弯管的性能。热煨工艺与热处理工艺随着厚度增加后相差很大。

发明内容

本发明针对热煨弯管的成型工艺特点，在管线钢的元素成分和工艺上进行设计，以期获得一种低温高韧性X90钢级弯管用钢板，钢板经热煨成型后获得一款低温高韧性X90热煨弯管。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种低温高韧性X90钢级热煨弯管用管线钢板，钢板所采用的元素成分按质量百分比计为C：0.05～0.10％、Mn：1.90～2.20％，Si：0.35～0.45％，S：≤0.001％，P：≤0.010％，Nb：0.03～0.045％、Ti：≤0.015％、V：≤0.008％，Alt：≤0.06％，N:≤0.0040％，O：≤0.004％，Mo：0.35～0.45％，Cu：≤0.30％、Ni：0.50～1.5％，Cr:0.25～0.45％，焊接敏感系数Pcm：0.23-0.28％，Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cr+Cu)/20+(Mo+V)/15+Ni/60+5B，式中元素符号代表元素的百分含量，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

进一步地，管线钢板的生产厚度为18.4-35mm；屈服强度≥650MPa；抗拉强度≥770MPa，屈强比≤0.93，板样延伸率≥34％，-30℃横向冲击功≥340J，-50℃横向冲击功≥290J，-60℃横向冲击功≥250J；将所述管线钢板热煨成型为弯管后，弯管的屈服强度≥635MPa；抗拉强度≥720MPa，屈强比≤0.90，圆棒样延伸率≥25％，-60℃冲击功≥235J。

进一步地，管线钢板的微观组织以粒状贝氏体为主，同时含有针状铁素体，晶粒度达到11级以上；将所述管线钢板热煨成型为弯管后，弯管的微观组织为粒状贝氏体+少量M-A岛组织。

本发明成分设计原理是采用适量的C、Mn，通过加入微量Nb、Ti等微合金化元素，同时加入一定量Mo、Cu、Ni等元素，结合特定TMCP工艺，以便最终保证各项力学性能，尤其是高碳当量系列低温冲击韧性，其主要的基本元素作用如下：

C：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近可能降低C含量，但考虑到热煨工艺及强度及韧性的匹配关系，将C含量控制在0.05～0.10％。

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，降低韧脆性转变温度，Mn也是提高钢的淬透性元素。考虑到检验过程中发现Mn偏析对抗HIC性能不利，但同时考虑到热煨工艺同时兼顾到强度要求，本发明中Mn含量设计在1.90～2.20％范围，为缓解因Mn较高所带来的中心偏析，连铸时采用轻压下。

Si：Si主要起到固溶强化作用，但本专利主要考虑大热煨时由于冷速等影响，通过添加一定Si，可以起到抑制碳化物析出，从而有利于热煨时奥氏体的稳定性，并对提高韧性有利，Si为0.35-0.45％。

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Nb含量控制在0.055-0.08％。

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使用时，V主要起析出强化作用，考虑到热煨弯管特点，本申请专利中V作为残余元素。

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，但过高的Ti会形成大的TiN质点，影响落锤性能，因此本申请专利将Ti控制在≤0.015％；也即0.010-0.015％

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，考虑到TMCP工艺和热煨工艺，Mo的最低含量控制在0.35-0.45％.

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可使管线钢具有很高的冲击韧性。

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，同时改善Cu在钢中易引起的热脆性，Ni含量控制在不低于0.5％。

Cr：Cr的加入可提高钢的淬透性。

本发明低温高韧性X90钢级热煨弯管用管线钢板的制造方法：

(1)钢水冶炼：按照管线钢板的元素成分冶炼钢水，将冶炼原料依次经KR铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼得到满足元素成分要求的钢水；

(2)连铸：钢水铸成350mm厚以上的连铸坯，连铸过程中控制钢水过热度为12-18℃，过程中采用轻压下，控制对铸坯的压下量为13-15mm；

(3)连铸坯再加热：控制二加热段温度：1250-1300℃，均热段温度：1150-1170℃，使连铸坯完全奥氏体化，元素充分固溶；

(4)第一阶段轧制：采用再结晶区轧制，终轧温度控制在1200℃以下，控制连续两至三道次的单道次压下率不低于20％，总压下率不低于70％，轧成中间坯；

(5)中间坯冷却：中间坯采用自身来回摆动的方式进行水冷，将中间坯的温度冷却至第二阶段轧制的开轧温度，缩短待温时间以抑制再结晶区轧制变形后的奥氏体晶粒的长大，冷却速度不得高于12℃/s，以期缩小水冷期中间坯表面和芯部的温度差；

(6)第二阶段轧制：采用非再结晶区轧制，开轧温度不高于880℃，终轧温度控制在760-850℃，利用未再结晶的变形获得充分变形且未发生相变的奥氏体晶粒，以此晶相作为后期组织中细铁素体获得的前提；

(7)水冷：钢板温度降低到810℃后开始水冷，水冷至500℃以下后结束水冷，水冷过程中采用分段冷却，前一阶段冷却速率为8-15℃/s，此区间少量奥氏体先转变为铁素体，其余仍为奥氏体；后一阶段冷却速率为17-25℃/s，此区间奥氏体全部转变为贝氏体，冷却速率是通过水量大小来调节，水冷结束后获得贝氏体+铁素体的复合组织，其中铁素体比例为3-8vt％；

(8)结束水冷后钢板矫直，后空冷至室温。

进一步地，步骤(7)采用ACC水冷方式，共16段ACC冷却单元，前1-6段采用前段冷却速率，各ACC冷却单元的冷却温度呈梯度递增；后7-16段采用后段冷却速率，各ACC冷却单元的冷却温度呈梯度递增。

与现有技术相比，本发明的特点在于：

(1)本申请两阶段轧制中间要对中间坯进行冷却，将第一阶段的终轧温度通过水冷的方式快速冷却到第二阶段的开轧温度，由此缩短中间坯的待温时间，缩短待温时间可抑制第一节轧制后奥氏体晶粒的长大，获得更细的晶粒度。

(2)虽然对中间坯进行了水冷，但是需要控制水冷温度不得过高，否则会造成钢板表面和心部的温度差，不利于第二阶段的轧制，恶化钢板整板的均匀性，甚至不能获得需要的微观组织。

(3)考虑到钢板的高碳当量、低碳含量，水冷时，采用分段梯度冷却工艺，各ACC冷却单元冷却水量可不相同而呈梯度变化。前1-6段ACC冷却单元采用小水量冷却(冷却速率为8-15℃/s)，此区间内终轧后的奥氏体中少量奥氏体转变为铁素体，铁素体比例约为3-8％左右，从相变过程中C从铁素体向剩余奥氏体富集，即发生C的重新分配。后7-16段ACC冷却单元冷却水量增大(冷却速率达到17-25℃/s)，此区间剩余奥氏体全部转变为贝氏体，在冷却结束后钢板中组织由少量铁素体+贝氏体组成，该组织表现出低屈强比的特点。

(4)本发明分段冷却的目的在于前一阶段小水量条件下，是为了获得部分细小针状铁素体，后较大水量条件下获得贝氏体组织，并能够同时兼顾沿厚度方向组织的相对均匀性。

(5)采用的元素成分设计充分考虑了考虑了弯管的热煨成型方式，充分考虑到各主要元素在热轧和热煨中的作用，既要兼顾到焊接性，又要兼顾到热煨，一方面通过将C控制在0.05-0.10％，优选0.08-0.10％，即是在强度和焊接性之间寻找平衡，同时在前一阶段ACC冷却时利用少量铁素体析出和C的重新分配来获得特定组织匹配。另一方面通过Si来抑制后序热煨时碳化物析出，由此降低热煨对性能的影响，确保钢板热煨后的强度和韧性，本发明的X90钢板在热煨前后表现出性能的稳定性。

附图说明

图1为本发明管线钢板的典型金相组织示意图。

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，所述实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

低温高韧性X90钢级弯管用管线钢板的制造流程为：配比备料→进行转炉或电炉冶炼→炉外精炼→连铸→板坯再加热→轧制→ACC梯度冷却→矫直。

具体工艺步骤如下：将冶炼原料依次经KR铁水预处理、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼和连铸，精炼时控制Ca/S比不低于1，同时将B类夹杂控制在1.5级及以下，连铸时控制过热度为12-18℃，同时轻压下量为13-15mm，目的在于改善因Mn含量较高造成的芯部偏析。制造出满足化学成分要求、厚度350mm的连铸坯；板坯加热时二加段温度控制在不高于1200℃，并在此加热段停留时间不低于4小时；随后进行轧制+ACC梯度冷却+矫直。

特定TMCP工艺包括两阶段轧制和中间坯冷却：第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在不高于1200℃，再结晶区轧制时控制连续两至三道次的单道次压下率不低于20％，总变形率在70-80％；

中间坯冷却是通过中间冷却系统对中间坯快速冷却至第二阶段的非再结晶区开轧温度，冷却方式为是在冷却箱体内采用来回摆动式进行水冷，冷速速度为6-12℃/s，保证再结晶区轧制变形后奥氏体晶粒不再长大，中间坯表面与心部温差较小；

第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于900℃，终轧温度控制在不高于850℃。

轧后以水冷方式冷却钢板，开始冷却温度控制为不高于800℃，终止冷却温度控制为不高于500℃，冷却速度为10～25℃/s，采用16段ACC冷却单元，各ACC冷却单元的冷却温度呈梯度递增，1-6段冷却速率在8-15℃/s区间内梯度递增，此区间少量奥氏体先转变为针状铁素体，其余仍为奥氏体；7-16段冷却速率在17-25℃/s区间内梯度递增；冷却后矫直，最后直接冷却到室温即得钢板成品，钢板的最终厚度为18.4-35mm。

各实施例所涉及钢板的具体化学成分见表1，具体TMCP工艺参数见表2，主要力学性能见表3。

表1

实施例	C	Mn	Si	S	P	Nb	Ti	V	Alt
										1	≤0.1	1.9	≤0.35	0.0005	0.01	≤0.08	≤0.015	≤0.007	≤0.06
2	0.10	1.95	0.25	0.0005	0.008	0.070	0.018	0.008	0.028
										3	0.05	2.1	0.20	0.0005	0.009	0.065	0.018	0.007	0.030

表2

表3

热煨弯管性能

。

Claims (7)

1.一种低温高韧性X90钢级热煨弯管用管线钢板，其特征在于：钢板所采用的元素成分按质量百分比计为C：0.05～0.10%、Mn：1.90～2.20%，Si：0.35～0.45%，S：≤0.001%，P：≤0.010%，Nb：0.03～0.045%、Ti：≤0.015%、V：≤0.008%，Alt：≤0.06%，N: ≤0.0040%，O：≤0.004%，Mo：0.35～0.45%，Cu：≤0.30%、Ni：0.50～1.5%，Cr : 0.25～0.45%，焊接敏感系数Pcm：0.23-0.28%， Pcm=C+Si/30+（Mn+Cr+Cu）/20+（Mo+V)/15+Ni/60+5B，式中元素符号代表元素的百分含量，余量为Fe 及不可避免的杂质元素；

钢板的制备方法包括如下步骤，

（1）钢水冶炼：按照管线钢板的元素成分冶炼钢水；

（2）连铸：钢水铸成350mm厚以上的连铸坯；

（3）连铸坯再加热：控制二加热段温度：1250-1300℃，均热段温度：1150-1170℃，使连铸坯完全奥氏体化，元素充分固溶；

（4）第一阶段轧制：采用再结晶区轧制，终轧温度控制在1200℃以下，控制连续两至三道次的单道次压下率不低于20%，总压下率不低于70%，轧成中间坯；

（5）中间坯冷却：中间坯采用自身来回摆动的方式进行水冷，将中间坯的温度冷却至第二阶段轧制的开轧温度，缩短待温时间以抑制再结晶区轧制变形后的奥氏体晶粒的长大，冷却速度不得高于12℃/s，以期缩小水冷期中间坯表面和芯部的温度差；

（6）第二阶段轧制：采用非再结晶区轧制，开轧温度不高于880℃，终轧温度控制在760-850℃，利用未再结晶的变形获得充分变形且未发生相变的奥氏体晶粒，以此晶相作为后期组织中细铁素体获得的前提；

（7）水冷：钢板温度低于810℃后开始水冷，水冷至500℃以下后结束水冷，水冷过程中采用分段冷却，前阶段冷却速率为8-15℃/s，此区间少量奥氏体先转变为铁素体，其余仍为奥氏体；后阶段冷却速率为17-25℃/s，此区间奥氏体全部转变为贝氏体，水冷结束后获得贝氏体+铁素体的复合组织，其中铁素体比例为3-8%；

（8）结束水冷后钢板矫直，后空冷至室温。

2.根据权利要求1所述的管线钢板，其特征在于：管线钢板的生产厚度为18.4-35mm；屈服强度≥650MPa；抗拉强度≥770MPa，屈强比≤0.93，板样延伸率≥34%，-30℃横向冲击功≥340J，-50℃横向冲击功≥290J，-60℃横向冲击功≥250J；

将所述管线钢板热煨成型为弯管后，弯管的屈服强度≥635MPa；抗拉强度≥720MPa，屈强比≤0.90，圆棒样延伸率≥25%，-60℃冲击功≥235J。

3.根据权利要求1所述的管线钢板，其特征在于：管线钢板的微观组织以粒状贝氏体为主，同时含有针状铁素体，晶粒度达到11级以上；将所述管线钢板热煨成型为弯管后，弯管的微观组织为粒状贝氏体+少量M-A岛组织。

4. 根据权利要求1所述的管线钢板，其特征在于：步骤（1）是将冶炼原料依次经KR铁水预处理、转炉冶炼、LF 精炼、RH 真空精炼得到满足元素成分要求的钢水。

5.根据权利要求1所述的管线钢板，其特征在于：步骤（2）连铸过程中控制钢水过热度为12-18℃，过程中采用轻压下，控制对铸坯的压下量为13-15mm。

6.根据权利要求1所述的管线钢板，其特征在于：步骤（7）中，冷却速率是通过水量来调节的。

7.根据权利要求1所述的管线钢板，其特征在于：步骤（7）采用ACC水冷方式，共16段ACC冷却单元，前1-6段采用前段冷却速率，各ACC冷却单元的冷却温度呈梯度递增；后7-16段采用后段冷却速率，各ACC冷却单元的冷却温度呈梯度递增。

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