CN102953003A - 一种管线钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种管线钢，其微观组织包括铁素体和回火贝氏体，且其化学元素质量百分含量为：C：0.05～0.07%，Si：0.15～0.25%，Mn：1.20～1.40%，Al：0.015～0.030%，Ni：0.15～0.25%，Nb：0.015～0.025%，Ti：0.008～0.012%，V：0.02～0.04%，N：≤0.005%，余量为Fe和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了该管线钢的制造方法。本发明所述的管线钢具有较高的强度、较高的韧性、较大的屈服强度和较好的力学性能。

Description

一种管线钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材料及其制造方法，尤其涉及一种合金钢材料及其制造方法。

背景技术

目前钢铁制造企业均希望利用尽量少的资源，且在不添加或少添加昂贵合金元素的条件下，通过优化工艺流程，生产出高性能的钢材。

作为一种大规模且经济耐用的石油、天然气的运输方式，管道运输铺设的需求量随着石油和天然气需求量的增加而增加。目前，以某种级别的管线钢成分为基础，通过热处理工艺方法可以获得更高级别的钢材产品，这不仅能降低生产能耗，还能获得更高强韧级别的管线钢。热处理工艺除了可以缩短工艺流程，节省能源之外，更主要的是可以使原先用TMCP（ThermoMechanical Control Process，热机械控制工艺）的钢板性能得到充分的提高，此外还解决了微合金钢由于未再结晶轧制导致的各向异性和屈强比过高的缺点，从而为生产高钢级管线钢板创造了条件。

公开号为JP2005060838,，公开日为2005年3月10日，名称为“低屈服比高强度高韧性和优异的应变时效性能的钢管及其制造方法”的日本专利文献公开了一种微观组织类型为铁素体+贝氏体（Ti和Mo细小析出物）的低屈强比高强高韧管线钢，其元素成分设计为：0.03-0.10%的C，0.01-0.5%的Si，0.5-2.5%的Mn，≤0.08%的Al，0.05-0.5%的Mo，0.005-0.04%的Ti，(Mo+Ti)/C原子比=0.5-3，可以选择添加Cu、Ni、Cr、V、B及Ca等元素。该技术方案采用感应加热的方式，成品钢板具有较好的抗应变时效特性。

公开号为CN101906568A，公开日为2010年12月8日，名称为“一种高钢级大应变管线钢和钢管的制造方法”的中国专利文献公开了一种管线钢及其制造方法，按质量百分比：C:0.04～0.08%，Mn:1.50～1.90%，Si:0.15～0.30%，P≤0.010%，S≤0.003%，Al:0.005～0.03%，Ca：0.002-0.005%，N≤0.005%，余量为Fe，且碳当量≤0.55%，冷裂纹敏感系数≤0.25；应变时效敏感系数≤0.40；强度为X70-X80；其工艺参数为：加热温度为1200℃，再结晶温度为1000-1100℃，未再结晶温度为650-950℃，以15-50℃/s加速冷却，在线200-300℃温度回火。

此外，公开号为CN101165203A，公开日为2008年4月23日，名称为“超高强度高韧性X120管线钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种超高强度高韧性管线钢及其制造方法。该种超高强度高韧性管线钢各化学元素组成成分的重量百分比为:碳:0.015～0.060%；锰:1.80～2.50%；硅:≤0.60%；钛:0.005～0.03%；铝:≤0.06%；钒:≤0.15%；硼:0.0005～0.0030%；磷:≤0.015%；硫:≤0.003%；铌:0.043～0.150%；氮:≤0.012%；添加铜、镍、铬、钼中的两种或两种以上，其中，铜:≤0.80%、镍:≤1.20%、铬≤1.20%、钼:≤1.0%；其余为铁和其他不可避免的杂质。

上述专利文献所涉及的管线钢需要添加较多的合金元素，如贵重元素Cu、Cr、Mo、Ni或微合金元素Nb、V、Ti等，这些都会导致企业和工厂生产成本的增加。

发明内容

本发明的目的在于提供一种管线钢及其制造方法，该管线钢需要在成分设计中添加较少的昂贵合金元素，同时还应当满足具有较高的强度、较高的韧性、较大的屈服强度和较好的力学性能的要求。

为了达到上述发明目的，本发明提供了一种管线钢，其微观组织包括铁素体和回火贝氏体，且其化学元素质量百分含量为：

C：0.05～0.07%，

Si：0.15～0.25%，

Mn：1.20～1.40%，

Al：0.015～0.030%，

Ni：0.15～0.25%，

Nb：0.015～0.025%，

Ti：0.008～0.012%，

V：0.02～0.04%，

N：≤0.005%，

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

在成分设计方面，本发明所述的管线钢，不添加较多的昂贵合金元素，配合以后续的改良工艺以控制相变组织类型，即控制钢板的微观组织呈现铁素体+回火贝氏体，以使管线钢具有较高的强度、较高的硬度、良好的冷弯性能和优良的低温韧性。

本发明所述的管线钢中的各化学元素的设计原理如下：

碳：碳是确保钢板强度的关键元素。一般管线用钢的碳含量要小于0.11%。虽然碳可通过固溶和析出强化来提高钢板强度，但是碳对钢的韧性、塑性和焊接性有明显的不利之处。对于韧性要求较高的管线用钢，通常碳含量要低于0.08%。为了获得较高的低温冲击韧性并综合考虑其他各项因素，本发明所述的管线钢中碳含量为0.05～0.07%。

硅：将硅添加入钢中能够提高钢质纯净度和脱氧。硅在钢中起固溶强化的作用。但是，当硅含量过高，会在钢板加热时的氧化皮粘度较大，出炉后除鳞困难，从而导致轧后钢板表面产生严重的红色氧化皮现象，进而使得成品钢表面质量较差。同时，含硅量高的钢板也不利于成品钢的焊接性能。因而，综合考虑各方面因素对于钢中硅元素的影响，将本发明中的硅含量控制在0.15～0.25%范围之间。

锰：为了补偿碳含量的降低而导致的钢板强度的损失，可以提高钢中锰元素含量，但锰具有较高的偏析倾向，因此其含量不宜太高，综合上述因素，且为了使钢达到本技术方案所要实现的强度，需要将锰含量控制为1.20～1.40%。

镍：镍是稳定奥氏体的元素。在钢中添加镍元素，尤其是在调质钢中添加镍能够大幅度地提高钢的韧性，特别是低温韧性。但是镍属于贵重合金元素，添加大量的昂贵合金元素会增加生产成本。所以本发明中所添加的镍含量为0.15～0.25%。

铌：铌能显著提高钢的再结晶温度和细化晶粒。在热轧过程中，铌的碳化物应变诱导析出能阻碍形变奥氏体的回复和再结晶，经控轧和控冷后的形变奥氏体组织可以得到细小的相变产物。综合考虑铌元素与其他元素的协同作用，本发明采用范围在0.015～0.025%之间的低铌含量。

钛：钛是强碳化物形成元素，在钢中加入微量的Ti有利于固定钢中的N，形成的TiN能使钢坯加热时的奥氏体晶粒不过分长大，细化原始奥氏体的晶粒度。钛在钢中还可分别与碳和硫生成TiC、TiS、Ti₄C₂S₂等含钛化合物，它们以夹杂物和第二相粒子的形式存在。钛的碳氮化物在焊接时的析出还可阻止热影响区内的晶粒长大，从而改善钢板的焊接性能。所以，本发明将钛含量控制在0.008～0.012%。

钒：钒是强碳化物形成元素，钢中加入少量的钒可以在轧后的冷却和回火阶段析出强化，其碳化物细小，能提高强度。本发明钒含量控制在0.02～0.04%，属微量范围。本发明主要强化机制是相变强化，微量的钒在回火过程中析出，能保证钢在回火过程中保持强度。

铝：铝是强脱氧元素，脱氧后多余的铝还可以和钢中的氮元素形成AlN析出物以提高钢板的强度，并且在后续的热处理加热工艺时，其还能细化钢的元素奥氏体晶粒度。为了保证钢中的氧含量尽可能地低，本发明钢中铝的含量应控制在0.015～0.030%。

氮：氮是钢中残余的气体元素，其在钢中会和Al及微合金元素Nb、Ti、V等形成氮化物，提高强度，但会损害钢的韧性。本发明不利用N的析出强化，仅利用C形成碳化物强化钢，主要利用相变强化及回火获得高强度和高韧性。因此，本发明要求氮含量低于≤0.005%，

进一步地，本发明所述的管线钢的微观组织还包括少量残余奥氏体。

相应地，本发明还提供了该管线钢的制造方法，其依次包括下列步骤：冶炼、铸造、加热、轧制、淬火和回火，以获得钢板的微观组织，其中淬火步骤中以15～50℃/s的速度水冷至贝氏体转变开始温度以下，然后空冷5～30s；回火步骤中以5～10℃/s的速度加热至580～600℃，回火时间为30～60s。

在制造工艺方面，在合理成分设计的前提下，本技术方案采用轧后直接淬火+回火工艺，并控制这两个步骤中的精准温度区间及温度变化速度，以使钢板的微观组织呈现为铁素体和回火贝氏体（在一些实施例中可能还含有少量奥氏体）。

其中，淬火步骤中，随冷却终止温度的不同可以在随后的回火步骤后获得两种不同的组织：一种是铁素体＋贝氏体，另一种是贝氏体＋马氏体。这两种不同组织的力学性能均优于采用常规TMCP（Thermo Mechanical ControlProcess，热机械控制工艺）的钢板性能。通过对于加速冷却的终冷温度的控制来实现两种不同组织的形成。通常当终冷温度控制在400℃以上时，其快速冷却后的组织为贝氏体－未转变的奥氏体，后续回火工艺使得未转变的奥氏体析出铁素体和碳化物，先前形成的贝氏体也会回火析出碳化物，碳化物的析出量随终冷温度的降低而增多。经过本技术方案所涉及的回火步骤所获得的微观组织则为铁素体－贝氏体，贝氏体的体积分量则随终冷温度的降低而增多。同时，本技术方案所述的回火步骤还有助于消除淬火时钢板产生的内应力以及消除贝氏体板条束内或板条束之间的微裂纹，弥散析出的部分碳化物对于钢板起到强化作用。

另外，在本技术方案所述的回火步骤中，碳化物的析出行为与常规回火存在着很大的不同。差异存在的原因在于本技术方案的回火步骤的加热速度快，在贝氏体或者马氏体中可以保持较多的固溶碳和较高的位错密度，其碳化物的分布均匀；而常规回火步骤的加热速度慢，在贝氏体或马氏体中的固溶碳较低且位错密度也低，同时还会在贝氏体或者马氏体边界析出大块的碳化物，使碳化物的分布很不均匀。

在本技术方案中，回火步骤可以采用在线感应加热炉对于钢板进行快速短时加热。

因此，本技术方案中的直接淬火+回火工艺的关键点在于控制碳化物析出形态及均匀性。回火工艺中必须以较快的速度进行加热，才能保证获得细小、均匀的碳化物分布。

进一步地，在上述加热步骤中，将钢坯加热到1120～1200℃。将加热温度控制在1120至1200℃的范围之间，一方面是为了获得均匀的奥氏体化组织，另一方面使得铌、钒、钛等合金元素的化合物部分或全部溶解。

进一步地，在上述轧制步骤中，在奥氏体再结晶区和未再结晶区进行多道次轧制，总压下率≥70%，且终轧温度≥800℃。在奥氏体再结晶和未再结晶温度范围内经多道次轧制成钢板，原因在于随变形量的加大，钢的晶粒得到细化，相应地提高了钢板的强度且改善了钢板的韧性。

更进一步地，在上述轧制步骤中，控制奥氏体再结晶区的压下率≥40%，未再结晶区的压下率≥60%。

进一步地，在上述管线钢的制造方法中，将回火后的钢板空冷。

在上述管线钢的制造方法中，所述铸造步骤可以采用连铸。

在上述管线钢的制造方法中，所述铸造步骤也可以采用模铸，但是模铸需要将铸坯锻造为钢坯。

与现有技术相比较，本发明所述的管线钢的微观组织呈现为铁素体+回火贝氏体，其具有如下优点：

（1）本发明所述的管线钢具有较高的硬度、较高的强度、较好的低温韧性及优良的冷弯性能；

（2）本发明所述的管线钢生产成本低；

（3）本发明所述的管线钢通过控制轧制、直接淬火+快速回火工艺实现了细晶强化、相变强化和析出强化。

附图说明

图1显示了本发明所述的管线钢实施例1的微观组织。

图2显示了本发明所述的管线钢实施例3的微观组织。

具体实施方式

下面将根据具体实施例和说明书附图对本发明所述的技术方案做进一步解释说明，但是具体实施例和相关说明并不构成对于本发明所述技术方案的不当限定。

实施例1-6

按照下述步骤制造本发明所述的管线钢（各实施例的具体工艺参数见表2）：

1）冶炼和真空脱气，控制各化学元素的配比如表1所示；

2）连铸；

3）加热：将钢坯加热到1120～1200℃；

4）轧制：在奥氏体再结晶区和未再结晶区进行多道次轧制，控轧奥氏体再结晶区的轧制压下率≥40%，在未再结晶区的轧制压下率≥60%，总压下率≥70%，且终轧温度≥800℃，轧制成的钢板厚度为10-20mm；

5）淬火：将轧制后的钢板以15～50℃/s的速度水冷至贝氏体转变开始温度以下（Bs温度区间以下），然后空冷5～30s；

6）回火：将淬火后的钢板进入在线感应加热炉以5～10℃/s的速度加热至580～600℃，回火时间为30～60s；

7）将回火后的钢板空冷至室温，以使钢板微观组织呈现为铁素体+回火贝氏体（在有些实施例中还含有少量残余奥氏体）。

表1显示了本案实施例1-6中各管线钢的化学元素的质量百分配比，碳当量及裂纹敏感性系数。

表1.(余量为Fe和其他不可避免的杂质)

序号	C	Si	Mn	Al	Ni	Nb	Ti	V	N	Ceq*	Pcm**
												实施例1	0.059	0.21	1.20	0.025	0.20	0.022	0.008	0.03	0.0039	0.28	0.13
实施例2	0.061	0.20	1.23	0.018	0.20	0.015	0.009	0.026	0.0040	0.29	0.14
												实施例3	0.056	0.25	1.31	0.030	0.18	0.025	0.011	0.028	0.0036	0.29	0.14
实施例4	0.057	0.15	1.32	0.015	0.25	0.025	0.010	0.032	0.0035	0.30	0.12
												实施例5	0.050	0.23	1.40	0.022	0.15	0.019	0.012	0.027	0.0037	0.30	0.14
实施例6	0.070	0.19	1.29	0.027	0.22	0.020	0.006	0.03	0.0041	0.31	0.14

注：*碳当量Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/14

**裂纹敏感性系数Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B

表2显示了本案实施例1-6中各管线钢的具体制造工艺。

表2

表3显示了本案实施例1-6所涉及的管线钢的综合力学性能。

表3

从表1可以看出，本发明的钢的碳当量约0.30左右，焊接裂纹敏感指数不高于0.14，这两个参数均表明本发明材料具有优良的可焊性。

结合表1和表2，从表3可以看出，采用本技术方案制得的10～20mm厚度的钢板屈服强度≥520MPa，延伸率A₅₀＞20%，-60℃Akv＞200J，其实现了细晶强化、相变强化及析出强化，具有较高的低温韧性和优良的冷弯性能，满足了X70级别的管线钢的性能要求，适合长输管线用高钢级管线用钢的生产制造。

图1显示了本案实施例1的管线钢的微观组织，图2显示了本案实施例3的管线钢的微观组织。具有这样的微观组织的钢板具有较高的强度、较高的硬度及较好的低温韧性。

本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

Claims (9)

1.一种管线钢，其特征在于，其微观组织包括铁素体和回火贝氏体，且其化学元素质量百分含量为：

C：0.05～0.07%，

Si：0.15～0.25%，

Mn：1.20～1.40%，

Al：0.015～0.030%，

Ni：0.15～0.25%，

Nb：0.015～0.025%，

Ti：0.008～0.012%，

V：0.02～0.04%，

N：≤0.005%，

余量为Fe和其他不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的管线钢，其特征在于，所述微观组织还包括少量残余奥氏体。

3.如权利要求1或2所述的管线钢的制造方法，其特征在于，依次包括下列步骤：冶炼、铸造、加热、轧制、淬火和回火，以获得钢板的微观组织，其中，淬火步骤中以15～50℃/s的速度水冷至贝氏体转变开始温度以下，然后空冷5～30s；回火步骤中以5～10℃/s的速度加热至580～600℃，回火时间为30～60s。

4.如权利要求3所述的管线钢的制造方法，其特征在于，在加热步骤中：将钢坯加热到1120～1200℃。

5.如权利要求3所述的管线钢的制造方法，其特征在于，在轧制步骤中：在奥氏体再结晶区和未再结晶区进行多道次轧制，总压下率≥70%，且终轧温度≥800℃。

6.如权利要求5所述的管线钢的制造方法，其特征在于，控制奥氏体再结晶区的压下率≥40%，控制未再结晶区的压下率≥60%。

7.如权利要求3所述的管线钢的制造方法，其特征在于，回火后的钢板空冷。

8.如权利要求3所述的管线钢的制造方法，其特征在于，所述铸造步骤采用连铸。

9.如权利要求3所述的管线钢的制造方法，其特征在于，所述铸造步骤采用模铸，并将模铸的铸坯锻造为钢坯。

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