CN118814089B - 一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法 - Google Patents

一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN118814089B
CN118814089B CN202411308416.XA CN202411308416A CN118814089B CN 118814089 B CN118814089 B CN 118814089B CN 202411308416 A CN202411308416 A CN 202411308416A CN 118814089 B CN118814089 B CN 118814089B
Authority
CN
China
Prior art keywords
equal
continuous casting
steel
slab
steel plate
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202411308416.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN118814089A (zh
Inventor
叶其斌
朱延山
曲锦波
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Jiangsu Shagang Group Co Ltd
Jiangsu Shagang Iron and Steel Research Institute Co Ltd
Original Assignee
Jiangsu Shagang Group Co Ltd
Jiangsu Shagang Iron and Steel Research Institute Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jiangsu Shagang Group Co Ltd, Jiangsu Shagang Iron and Steel Research Institute Co Ltd filed Critical Jiangsu Shagang Group Co Ltd
Priority to CN202411308416.XA priority Critical patent/CN118814089B/zh
Publication of CN118814089A publication Critical patent/CN118814089A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN118814089B publication Critical patent/CN118814089B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0056—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00 using cored wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/0075—Treating in a ladle furnace, e.g. up-/reheating of molten steel within the ladle
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/10—Handling in a vacuum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C22C33/06—Making ferrous alloys by melting using master alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法，通过低偏析化学成分与板坯厚度设计、硫化物夹杂物改性、控制轧制与控制冷却工艺方法，解决高强度、高韧性、大壁厚管线钢抗氢致开裂性能差的技术问题。本发明获得大壁厚管线钢高强度、高韧性与优异抗HIC性能的可靠质量，为高H2S酸性油气输送提供优质安全的管线钢。

Description

一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法，属于钢铁材料制造技术领域。
背景技术
氢致开裂（HydrogenInducedCracking,HIC）是钢材在含氢（如高浓度硫化氢H2S）介质环境中普遍面临的腐蚀与开裂问题。这些问题会导致钢材内部产生裂纹，严重降低储运结构的安全性。抗HIC管线钢因其出色的抗氢致开裂性能而被广泛应用于含硫化氢的油气输送管道。目前，已批量应用的抗HIC管线钢主要是X52MS至X65MS级别。随着石油和天然气工业的发展，对长距离高压含氢油气管线的需求日益增长，对更高强度、更高韧性和更大壁厚的抗HIC管线钢需求也在上升。
为了提高钢材在潮湿酸性介质下的抗裂纹性能，关键在于消除促进氢致裂纹形核与扩展的因素。这包括在冶炼阶段提高钢液的洁净度，减少磷（P）、硫（S）等有害杂质含量，并优化非金属夹杂物的成分、尺寸及形态。在浇铸阶段，应提升板坯的均匀化，特别是减少板坯中心偏析程度，并在轧制阶段尽可能消除由偏析引起的带状微观组织。然而，提升这些抗酸管线钢性能面临技术挑战，如需要添加更多合金元素、采用更厚板坯以及采用更强的轧制后冷却强度，这可能导致更严重的中心偏析，从而影响关键的抗HIC性能。
例如，针对X70MS级别管线钢开发，专利CN113846268A公开了一种X70MS抗酸管线钢板及其制备方法，其管线钢板的厚度规格范围10-20mm、屈强比低于0.88，-30 ℃温度落锤试样（DropWeightTearTest,DWTT）中，剪切面积大于90%，尽管在抗HIC管线钢的生产上取得了一定进展，但仍存在一些局限性，特别是，该技术生产的钢材厚度规格受限，且在低温条件下的韧性表现不足，这可能会影响到材料在极端气候条件下的应用性能。专利CN102330032A则关注于一种耐酸性X70MS级螺旋埋弧焊管，该焊管具有高强度和优异的耐酸性，适用于输送酸性油气介质，但是由于成本较高，限制了其在长距离输送管线中的广泛应用，尤其是在成本敏感型项目中。专利CN108998746B公开了一种X70级别抗HIC管线钢及其控制轧制与控制冷却的方法，虽然技术上具有创新性，但轧制工艺的复杂性和狭窄的工艺窗口可能导致生产过程中的性能合格率不高，这不仅影响了生产的效率，也可能增加整体的生产成本。
因此为了应对抗HIC管线钢升级面临的技术挑战，必须在合金成分、夹杂物控制、显微组织均匀化设计与控制方法上进行更为精细的优化调整。
发明内容
本发明提供一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法，获得大壁厚管线钢高强度、高韧性与优异抗HIC性能的可靠质量，为高H2S酸性油气输送提供优质安全的管线钢。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：
一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板，针对壁厚 ≥30mm的钢板，其化学成分按重量百分比计包括以下成分：C：0.04-0.08%，Si：0.10-0.40%，Mn：0.60-1.20%，Ni：0.15-0.50%，Cr：0.15-0.50%，Mo：0.05-0.30%，Cu：0.15-0.50%，Nb：0.020-0.080%，V：0.005-0.04%，Ti：0.008-0.020%，Ca： 0.003-0.006%，Mg：0.002-0.008%，Al：≤0.005%，P：≤0.01%，S：≤0.002%，其余为Fe和不可避免的杂质；
同时，设计Ca/S≥2.0，Mg/Al≥1.0，偏析敏感指数满足(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq ≤65，其中，t slab为钢板板坯厚度，ΔT为浇铸时钢液过热度，Tliq为浇铸时液相线温度；
进一步的，针对壁厚 ≥30mm的钢板，具体包括以下步骤：
步骤S1：对铁水进行预脱硫处理，再经过转炉吹炼、LF精炼处理以及RH真空精炼处理后，喂入Ca-Si复合包芯线进行钙处理，在LF精炼处理初期向钢水中加入包含镁合金的钢块，使钙处理后钢液中Mg/Al≥1.0、Ca/S≥2.0，完成氧化物和硫化物夹杂的改性；
步骤S2：对步骤S1中改性后的钢水实施连铸工序，设定钢液过热度≤25℃，全程氩气、保护渣保护浇铸，得到厚度为200-320mm的连铸板坯，连铸板坯中A类硫化物、B类氧化铝、C类硅酸盐、D类球状氧化物的非金属夹杂物满足预设夹杂物等级要求；
在连铸末端采用多辊动态轻压下，使连铸板坯中心偏析达到预设评级标准；
步骤S3：将连铸板坯送入步进炉，在步进炉中将连铸板坯逐段加热至1150-1230℃，继续将连铸板坯在温度均匀化区域保温1-3h，使得Nb碳氮化物析出颗粒Nb(CN)在奥氏体中得到充分溶解；
步骤S4：从步进炉推出连铸板坯，采用高压水除去表面氧化铁皮，在1050-950℃的高温区进行第一阶段控制轧制，设定轧制平均单道次压下量，变形奥氏体充分再结晶，轧制至中间坯厚度为成品目标厚度的3-5倍；
步骤S5：将中间坯放置在待温辊道上进行降温，待温度至800-880℃内进行第二阶段控制精轧，直至钢板轧制到成品目标厚度；
步骤S6：对经过步骤S5控制轧制后的钢板进行高密度集管层流水加速冷却，控制冷速≥20℃/s，终冷温度为250-350℃，返红温度为350-450℃，通过水量与辊速配合，控制钢板内相变组织为细晶针状铁素体与贝氏体的均匀复相组织，同时控制钢板上下表面及长宽方向的冷却均匀性；
步骤S7：根据经过步骤S6冷却后钢板的尺寸、板形，采用多辊矫直机进行动态压下矫直，直至钢板平直度达到预设值；
进一步的，步骤S1中，对铁水进行预脱硫处理时，将镁脱硫剂与铁水充分混合反应，使得铁水中S≤0.002%，混合反应的铁水温度 ≥1300℃；
将预脱硫后铁水倒入转炉，并加入预先配置的Fe-Mn、Fe-Ni、Fe-Cr、 Fe-Cu铁合金料，用顶-底氧枪进行复合吹氧精炼，处理时间为25-30min；
LF精炼处理以及RH真空精炼处理的时间均设定为20-30min；
LF精炼处理初期加入的镁合金钢块在钢液下沉过程中汽化，与钢液中的氧反应形成MgO夹杂，MgO夹杂在吹氩搅拌过程中被吸入保护而去除；
钙处理时喂入的Ca-Si复合包芯线长度为150-300m；
进一步的，步骤S2中，设定连铸中包钢液温度过热度为15-25℃，连铸板坯中A类硫化物、B类氧化铝、C类硅酸盐、D类球状氧化物的非金属夹杂物满足的夹杂物等级要求为：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤0.5；
在连铸末端采用的多辊动态轻压下，将连铸板坯厚度压下20-50mm，使板坯中心偏析达到Mannesmann评级二级标准；
进一步的，步骤S3中，控制奥氏体晶粒尺寸为30-100μm；
进一步的，步骤S4中，高温区进行第一阶段控制轧制时，设定轧制平均单道次压下量 ≥30mm；
进一步的，步骤S5中，第二阶段控制精轧时，设定累积压下量为67%-80%；
进一步的，步骤S7中，使用多辊矫直机进行动态压下矫直，使钢板平直度 ≤6mm/2m；
进一步的，通过所述制造方法得到的成品钢板显微组织中，针状及多边形铁素体体积百分比为75-90%，粒状贝氏体体积百分比为5-23%，岛状马氏体-奥氏体组元体积百分比为2-5%。
通过以上技术方案，相对于现有技术，本发明具有以下有益效果：
1、本发明提供的具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板，在针对壁厚 ≥30mm的钢板的化学成分设计时，精确控制关键合金添加量，以实现高强度、高韧性以及优异抗氢致开裂性能的平衡；合理添加微合金化元素，以细致晶粒与发挥析出强化作用；严格控制有害元素P、S，添加适量Mg和Ca及添加顺序，以有效细化夹杂物尺寸、改变夹杂物成分，并球化其形态，避免轧制形成长条状夹杂物；
2、本发明提供的具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，基于低偏析化学成分与板坯厚度设计，结合精炼工艺、夹杂物调控、微合金化、低偏析连铸、控制轧制、控制冷却的系列技术工艺方法，获得大壁厚管线钢高强度、高韧性与优异抗HIC和SSC性能的可靠质量，为高H2S酸性油气输送提供优质安全的管线钢。
附图说明
下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。
图1是本发明提供的制造方法的流程图；
图2是本发明提供的制造方法中涉及控制轧制、控制冷却工艺的示意图；
图3是本发明提供的对比例中钢板心部带状组织示意图；
图4是本发明提供的对比例中钢中长条状夹杂物示意图；
图5是本发明提供的实施例1中钢板心部显微组织示意图；
图6是本发明提供的实施例2中钢板心部显微组织示意图；
图7是本发明提供的实施例3中钢板心部显微组织示意图；
图8是本发明提供的实施例4中钢板心部显微组织示意图。
图中：1为步进炉，2为连铸板坯，3为高压水除去表面氧化铁皮，4为第二阶段控制精轧，5为层流水加速冷却，6为矫直，7为成品钢板。
具体实施方式
现在结合附图对本发明作进一步详细的说明。本实施例中采用的具体尺寸只是为了举例说明技术方案，并不限制本发明的保护范围。
如背景技术中阐述的，钢材在含氢介质环境中普遍面临的是腐蚀和开裂问题，除了氢致开裂，还有硫化物应力腐蚀开裂（SulfideStress CrackingCorrosion,SSCC），所谓的硫化物应力腐蚀开裂是指在拉伸应力和特定的腐蚀环境（主要是含硫化物环境）共同作用下，金属材料发生的一种脆性开裂现象，本质上也是因为硫化物在水中会形成酸性环境，促进钢材腐蚀，同时拉伸应力使金属表面的保护膜破裂，加速腐蚀过程，钢材料中的氢原子即渗入到材料内部，导致脆性增加，从而发生开裂。显然提升管线钢的抗酸性能势在必行。
目前在提升抗酸管线钢性能的技术中，钢材厚度规格、生产成本以及性能合格率之间无法同时保证，导致高强度、高韧性、大壁厚管线钢抗氢致开裂性能差的问题依旧无法得到解决。为了解决上述问题，本申请提供了一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法，主要针对壁厚 ≥30mm的大壁厚管线用钢板，在化学成分设计上满足低偏析，同时对板坯厚度作了相关设计；匹配的制造方法中，进行了硫化物夹杂物改性、控制轧制以及控制冷却工艺方法的多处设计，最终获得大壁厚管线钢高强度、高韧性与优异抗HIC（同时也实现了优异抗SSC）性能的可靠质量，为高H2S酸性油气输送提供优质安全的管线钢。
本申请提供的具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板，其化学成分按重量百分比计包括以下成分：C：0.04-0.08%，Si：0.10-0.40%，Mn：0.60-1.20%，Ni：0.15-0.50%，Cr：0.15-0.50%，Mo：0.05-0.30%，Cu：0.15-0.50%，Nb：0.020-0.080%，V：0.005-0.04%，Ti：0.008-0.020%，Ca： 0.003-0.006%，Mg：0.002-0.008%，Al：≤0.005%，P：≤0.01%，S：≤0.002%，其余为Fe和不可避免的杂质。上述成分中，精确控制关键合金添加量，如C、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu，以实现高强度、高韧性和优异抗氢致开裂性能的平衡；合理添加微合金化元素Nb、V、Ti，以细化晶粒与发挥析出强化作用；严格控制有害元素P、S，添加适量Mg和Ca及添加顺序，以有效细化夹杂物尺寸、改变夹杂物成分，并球化其形态，避免轧制形成长条状夹杂物。
其设计原理是基于各个元素在冶炼过程中的影响进行重量限定，如C：是控制相变组织与保证强度的必要元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有显著作用，但是过高C含量不利于钢的带状组织抑制、塑性、韧性以及焊接性。从综合性能角度考虑，优选C含量控制在0.04-0.08%。
Si：是冶炼脱氧与提高强度的元素之一，同时Si可以抑制贝氏体粗化、渗碳体析出与粗化，提高韧性，因此优选Si含量为0.10-0.40%。
Mn：是保证钢强度、韧性与焊接性的主要元素，可以扩大奥氏体温度区间，抑制奥氏体向铁素体相变，有利于细化最终组织，同时也是影响抗HIC性能和硫化物应力开裂性能的关键元素。但过高含量增加偏析与带状组织程度，同时与钢中S形成MnS夹杂，不利于塑性、韧性和抗HIC性能，因此Mn含量范围为0.60-1.20%。
P：是对低温韧性、延展性带来不利影响的元素，可以在板坯中心部位偏析以及在晶界聚集等损害低温韧性，本发明控制P在不高于0.01%。
S：是对抗HIC性格不利的首要元素，与Mn形成MnS夹杂，在轧制过程容易拉长，成为裂纹源，本发明材料控制S含量不高于0.002%。
Ni：具有固溶强化与细晶作用，是稳定奥氏体的主要合金元素，降低奥氏体向铁素体相变点，促进铁素体晶粒细化，提高淬透性，可以同时提高强度和韧性。但过高Ni含量增加了钢在酸性环境中的氢致脆性和硫化物应力开裂的敏感性。因此，本发明Ni含量不高于0.50%，优选范围为0.15-0.50%。
Mo：具有固溶强化、析出强化、提高淬透性和提高抗HIC作用，能有效改善钢板厚度方向上强韧性能均匀性，与C一起形成纳米尺寸碳化物MoC起到析出强化效果，同时提高酸性环境中钢的抗氢脆和HIC性能。因此，本发明Mo含量范围0.05-0.30%。
Cr：是提高含H2S酸性环境抗全面和局部点腐蚀性能的主要元素，能捕获扩散的氢原子，同时形成碳化物提供析出强化作用，也是强铁素体区稳定元素和淬透性元素，可以提高大厚度管线钢板组织均匀性。因此，本发明Cr含量范围0.15-0.50%。
Cu：具有提高含H2S酸性环境下的抗HIC性能作用，通过在钢表面形成保护层抑制氢进入，达到提高抗氢致开裂性能效果。同时Cu在钢中时效析出，起到析出强化作用。因此，本发明Cu 含量范围0.15-0.50%。
Nb：是酸性环境提高抗HIC性能的重要元素，也是发挥有效的晶粒细化与析出强化的微合金元素。可以调控钢中非金属夹杂物形状与分布，抑制带状组织形成，从而降低H2S应力开裂敏感性，同时显著提升高温奥氏体非再结晶区，提高轧制过程奥氏***错密度，有效细化最终成品组织，并与钢中C和N形成高密度纳米尺寸NbC和Nb(C,N)析出颗粒，起到析出强化作用。因此，本发明Nb含量范围0.02-0.08%。
V：具有析出强化、晶粒细化和提高抗HIC及硫化物应力开裂性能作用，在钢中与C、N形成纳米尺寸VC和V(C,N)颗粒而提高强度，并阻碍奥氏体向铁素体相变，达到细晶强化与韧化效果，同时作为氢陷阱提高酸环境下的抗氢致开裂与硫化物应力开裂能力。因此，本发明V含量范围为0.005-0.04%。
Ti：具有细化奥氏体晶粒尺寸和提高焊接性能作用，在炼钢过程中与N形成TiN颗粒，抑制奥氏体晶粒长大和再结晶，从而细化成品铁素体晶粒，在焊接过程组织热影响区晶粒粗化，提高焊接部位韧性，还能有效去除钢中O、N、S，形成细小稳定的Ti基夹杂物，提高钢液洁净度。因此，本发明Ti含量范围为0.008-0.020%。
Ca：是改善非金属夹杂物成分和形貌的主要元素，促进形成钙铝酸盐和硫化钙等含钙夹杂物形成，这对含H2S酸性介质中钢的抗腐蚀性和抑制氢致裂纹具有重要作用，同时含钙夹杂物在焊接过程中能抑制热影响区组织粗大，起到提高焊接韧性作用。因此，本发明Ca含量范围为0.003-0.006%。
Mg：在炼钢过程中起到脱硫脱氧作用，是改善钢液洁净度、夹杂物成分和形状的主要元素，形成(Mg,Ca)O-(Ca,Mn)S复合球形夹杂物，在轧制后冷却相变过程中作为高密度针状铁素体形核质点，促进显微组织细化与均匀化，避免形成带状珠光体组织，对提高抗HIC性能有重要作用。同时，含Mg复合夹杂物能促进焊接热影响区的针状铁素体形成，有利于提高焊接韧性。因此，本发明Mg含量范围为0.002-0.008%。
Al：具有强烈脱氧作用，是氧化物夹杂主要形成元素，在炼钢过程中与Mg和Ti竞争O，在本发明中不利于形成促进针状铁素体相变的复合夹杂。因此，本发明中Al含量不应超过≤0.005%。
除了对各化学成分进行优化设计，还需要满足低偏析与板坯厚度的相关限定，本申请中是设计Ca/S≥2.0，Mg/Al≥1.0，偏析敏感指数满足(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq ≤65wt%·mm，其中，t slab为钢板板坯厚度，单位为mm，ΔT为浇铸时钢液过热度，单位为℃，Tliq为浇铸时液相线温度，单位为℃，C元素与Mn元素含量均以质量百分比计。
接着本申请提供了具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，整体工艺流程如图1所示，具体包括以下步骤：
步骤S1：对铁水进行预脱硫处理，将镁脱硫剂与温度 ≥1300 ℃的铁水充分混合反应，使得铁水中S≤0.002%，通过镁脱硫剂降低铁水中的硫含量，减少了硫化物夹杂的形成；将预脱硫后的铁水倒入转炉，并加入预先配置的Fe-Mn、Fe-Ni、Fe-Cr、 Fe-Cu铁合金料，用顶-底氧枪进行复合吹氧精炼，处理时间为25-30min；LF精炼处理初期加入包含镁合金的钢块，在钢液下沉过程中镁合金汽化缓慢释放到钢液中，与钢液中的氧反应形成MgO夹杂，MgO夹杂相对稳定；再通过吹氩搅拌使细小夹杂物均匀分布，并促使粗大夹杂物上浮被吸入保护而去除，进一步改善了钢液中夹杂物的状态。而后进行RH真空精炼处理，真空处理后喂入150-300m长的Ca-Si复合包芯线，整个LF精炼处理和RH真空精炼处理的时间均设定为20-30min，钢液中的镁、钙等元素与可能存在的氧化物和硫化物发生反应，RH处理结束后钢液中Mg/Al≥1.0、Ca/S≥2.0，完成氧化物和硫化物夹杂的改性。此步骤为本申请较为突出的一个创新点所在，能够将钢液中硫化物夹杂改性成为较为稳定的夹杂形态，避免氢分子产生的内压导致的钢材开裂以及氢原子渗入金属导致的脆性带来的开裂问题。
步骤S2：对步骤S1中改性后的钢水实施连铸工序，设定钢液过热度≤25℃，优选的，设定连铸中包钢液温度过热度为15-25℃；全程氩气、保护渣保护浇铸，使得连铸板坯2中A类硫化物、B类氧化铝、C类硅酸盐、D类球状氧化物的非金属夹杂物满足的夹杂物等级要求为：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤0.5。在连铸末端采用多辊动态轻压下，将连铸板坯厚度压下20-50mm，使板坯中心偏析达到Mannesmann评级二级标准，得到厚度为200-320mm的连铸板坯。
图2所示，配套的提供了控制轧制与控制冷却工艺中的各个设备流程示意图，步骤S3：将连铸板坯送入步进炉1，在步进炉中将连铸板坯逐段加热至1150-1230℃，这个温度可以使金属内部的组织结构发生一定的变化，继续将连铸板坯在温度均匀化区域保温1-3h，让连铸板坯在相对稳定的高温环境下保持一段时间，使热量充分传递，消除内部的温度不均匀性。使得Nb碳氮化物析出颗粒Nb(CN)在奥氏体中得到充分溶解，同时控制奥氏体晶粒尺寸为30-100μm。
步骤S4：从步进炉推出连铸板坯，采用高压水除去表面氧化铁皮3，在1050-950℃的高温区进行第一阶段控制轧制，设定轧制平均单道次压下量 ≥30mm，变形奥氏体充分再结晶，轧制至中间坯厚度为成品目标厚度的3-5倍。
步骤S5：将中间坯放置在待温辊道上进行降温，待温度至800-880℃内进行第二阶段控制精轧4，设定累积压下量为67%-80%，直至钢板轧制到成品目标厚度。
步骤S4-步骤S5轧制工艺阶段，采用四辊可逆式热轧，以奥氏体非再结晶温度为界，对连铸板坯采用高温与低温两个阶段控制轧制，目的是优化高温轧制道次以使奥氏体充分再结晶与细化，给予低温区充足的累积轧制压下，以为铁素体相变提供充足的质点密度，最终细化成品钢板7组织。
钢板轧制后进行在线快速冷却，即步骤S6：对经过步骤S5控制轧制后的钢板进行高密度集管层流水加速冷却5，控制冷速≥20℃/s，终冷温度为250-350 ℃，返红温度为350-450℃，通过水量与辊速配合，控制钢板内相变组织为细晶针状铁素体与贝氏体的均匀复相组织，精准控制相变获得细晶针状铁素体、粒状贝氏体以及M-A岛体积比例，以快速相变过程抑制不利于抗HIC性能的带状珠光体组织，避免形成不利于抗HIC性能的带状组织；同时控制钢板上下表面及长宽方向的冷却均匀性，保证钢板的平整度。
步骤S7：根据经过步骤S6冷却后钢板的尺寸、板形，采用多辊矫直机进行动态压下矫直6，直至钢板平直度 ≤6mm/2m。
上述阐述的，从合金元素含量、钢质洁净度控制、工艺优化与参数选择、微观组织控制等方面进行全流程工艺控制，最终得到的成品钢板显微组织中，针状及多边形铁素体体积百分比为75-90%，粒状贝氏体体积百分比为5-23%，岛状马氏体-奥氏体组元体积百分比为2-5%；管线钢强度高、韧性高、抗HIC及SSCC性能优。
为了验证本申请提供的大壁厚管线用钢板化学成分设计及制造工艺的可行性与优越性，以以下1个对比例与4个实施例做对比示例。
对比例：
选取常规X70M管线钢，化学成分按重量百分比计包括以下成分：C：0.10%、Si：0.25%、Mn：1.45%、Ni：0.33%、Cr：0.30%、Mo：0.18%、Cu：0.26%、Nb：0.035%、Ti：0.012%、Ca:0.0008%、Mg:0.0008%、Al:0.032%、P：0.012%、S：0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质，Ca/S=0.16、Mg/Al=0.025、Ceq=0.48%、(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq=78.6。
经过LF炉和RH炉分别处理21min和23min后，在中包浇铸时过热度为34℃，采用连续浇筑成230mm厚度板坯，心部宏观偏析级别为B类1级，硫化物夹杂级别为0.5级。板坯在1210℃均热后保温120min，出炉后经过高压水除鳞，开始轧制温度为1080℃，粗轧至120mm厚度中间坯，平均单道次压下量为22mm，待温到882℃进行第二阶段精轧，累积压下量为82mm，终轧温度为850℃，经过ACC加速冷却以23℃/s 速率冷却到420℃，再经过矫直后运送至冷床。
图3是钢板心部带状组织示意图，图4是钢中长条状夹杂物示意图，多边形铁素体体积百分比为80%，带状珠光体体积百分比20%，无针状铁素体，心部带状组织内存在长条状MnS夹杂和大块马氏体-奥氏体（M-A）组元。
实施例
实施例1：
管线钢中化学成分按重量百分比计包括以下成分：C：0.07%、Si：0.38%、Mn：0.86%、Ni：0.23%、Cr：0.34%、Mo：0.12%、Cu：0.18%、Nb：0.031%、V：0.01%、Ti：0.013%、Ca:0.003%、Mg:0.003%、Al:0.003%、P：0.008%、S：0.0015%，其余为Fe和不可避免的杂质，Ca/S=2.0、Mg/Al=1.0，Ceq=0.33%、(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq=61。
经过LF炉和RH炉分别处理 22min和24min后，在中包浇铸时过热度为23℃，采用连续浇筑成230mm厚度板坯，心部宏观偏析级别为B类0.5级。板坯在1210℃均热后保温120min，出炉后经过高压水除鳞，开始轧制温度为1080℃，粗轧至120mm厚度中间坯，平均单道次压下量为22mm，待温到880℃进行第二阶段精轧，累积压下量为82mm，终轧温度为850℃，经过ACC加速冷却以23℃/s 速率冷却到390℃，再经过矫直后运送至冷床。图5显示了实施例1心部显微组织，其中针状铁素体比例达到75%，粒状贝氏体比例为20%，岛状M-A组元比例为5%。
实施例2：
管线钢中化学成分按重量百分比计包括以下成分：C：0.06%、Si：0.25%、 Mn：0.94%、Ni：0.18%、Cr：0.17%、Mo：0.16%、Cu：0.37%、Nb：0.051%、V：0.02%、Ti：0.014%、Ca:0.005%、Mg:0.003%、Al:0.003%、P：0.007%、S：0.0017%，其余为Fe和不可避免的杂质，Ca/S=2.9、Mg/Al=1.0，Ceq=0.32%、(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq=49.8。
经过LF炉和RH炉分别处理21min和23min后，在中包浇铸时过热度为21℃，采用连续浇筑成230mm 厚度板坯，心部宏观偏析级别为B类0.5级。板坯在1210℃均热后保温120min，出炉后经过高压水除鳞，开始轧制温度为1082℃，粗轧至120mm厚度中间坯，平均单道次压下量为25mm，待温到876℃进行第二阶段精轧，累积压下量为82mm，终轧温度为850℃，经过ACC加速冷却以23℃/s 速率冷却到410℃，再经过矫直后运送至冷床。图6显示了实施例2心部显微组织，针状铁素体+多边形铁素体比例达到85%、粒状贝氏体比例为10%、岛状M-A 组元比例为5%。
实施例3：
管线钢中化学成分按重量百分比计包括以下成分C：0.05%、Si：0.33%、Mn：0.65%、Ni：0.45%、Cr：0.28%、Mo：0.23%、Cu：0.28%、Nb：0.065%、V：0.04%、Ti：0.013%、Ca:0.004%、Mg:0.003%、Al:0.002%、P：0.007%、S：0.0012%，其余为Fe和不可避免的杂质，Ca/S=3.3、Mg/Al=1.5，Ceq=0.32%、(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq=47.5。
经过LF炉和RH炉分别处理23min和24min后，在中包浇铸时过热度为18℃，采用连续浇筑成300mm厚度板坯，心部宏观偏析级别为B类0.5级。板坯在1210℃均热后保温160min，出炉后经过高压水除鳞，开始轧制温度为1078℃，粗轧至150mm厚度中间坯，平均单道次压下量为32mm，待温到862℃进行第二阶段精轧，累积压下量为112mm，终轧温度为850℃，经过ACC加速冷却以23℃/s 速率冷却到360℃，再经过矫直后运送至冷床。图7显示了实施例3心部显微组织，其中针状铁素体+多边形铁素体比例达到90%、岛状M-A组元比例达到10%。
实施例4：
管线钢中化学成分按重量百分比计包括以下成分C：0.04%、Si：0.26%、 Mn：1.15%、Ni：0.35%、Cr：0.33%、Mo：0.08%、Cu：0.27%、Nb：0.076%、V：0.04%、Ti：0.013%、Ca:0.003%、Mg:0.005%、Al:0.002%、P：0.009%、S：0.0014%，其余为Fe和不可避免的杂质，Ca/S=2.1、Mg/Al=1.5、Ceq=0.36%、(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq=53.3。
经过LF炉和RH炉分别处理22min和23min后，在中包浇铸时过热度为19℃，采用连续浇筑成300mm厚度板坯，心部宏观偏析级别为B类0.5级。板坯在1210℃均热后保温160min，出炉后经过高压水除鳞，开始轧制温度为1075℃，粗轧至150mm厚度中间坯，平均单道次压下量为32mm，待温到854℃进行第二阶段精轧，累积压下量为112mm，终轧温度为834℃，经过ACC加速冷却以23℃/s 速率冷却到420℃，再经过矫直后运送至冷床。图8显示了实施例4心部显微组织，针状铁素体+多边形铁素体比例达到85%、粒状贝氏体比例达到12%、岛状M-A组元比例达到3%。
表1汇总了对比例与实施例的钢化学成分，
表1本发明实施例与对比钢化学成分（重量百分数）
其中碳当量Ceq计算公式如下：
以常规X70M管线钢为对比钢，C、Mn超出本发明上限，在炼钢工艺上上采用常规的Al脱氧，P、S含量没有进行特别脱除，精炼后没有喂Ca 线。而本发明实施例所有成分均在发明成分范围内，此外精炼过程不采用Al脱氧方法，而是采用Mg合金缓释工艺在LF炉中脱氧，并且在RH精炼处理后进行Ca处理，保证了Mg/Al值在1.0以上、Ca/S值在2.0以上，并且宏观偏析指数(C+Mn/6)× t slab × e ΔT/Tliq 不高于65。
表2汇总了对比例与实施例的冶炼精炼方法及连铸板坯缺陷评级，
表2本发明实施例的精炼方法及板坯缺陷评级
表3汇总了对比例与实施例的控制轧制与控制冷却方法，
表3 本发明实施例的控制轧制与控制冷却方法
表4汇总了对比例与实施例的力学性能与抗HIC性能，
表4 本发明实施例的力学性能与抗HIC性能
从表1-表4各项对比数据，结合图3-图8，进一步证实本申请通过低偏析敏感指数化学成分、精炼工艺、夹杂物调控、微合金化、低偏析连铸、控制轧制、控制冷却的系列技术工艺方法，获得大壁厚管线钢高强度、高韧性与优异抗HIC和SSC性能的可靠质量，为高H2S酸性油气输送提供优质安全的管线钢。
本技术领域技术人员可以理解，除非另外定义，这里使用的所有术语（包括技术术语和科学术语）具有与本申请所属领域中的普通技术人员的一般理解相同的意义。还应该理解的是，诸如通用字典中定义的那些术语应该被理解为具有与现有技术的上下文中的意义一致的意义，并且除非像这里一样定义，不会用理想化或过于正式的含义来解释。
本申请中所述的“和/或”的含义指的是各自单独存在或两者同时存在的情况均包括在内。
本申请中所述的“连接”的含义可以是部件之间的直接连接也可以是部件间通过其它部件的间接连接。
以上述依据本发明的理想实施例为启示，通过上述的说明内容，相关工作人员完全可以在不偏离本项发明技术思想的范围内，进行多样的变更以及修改。本项发明的技术性范围并不局限于说明书上的内容，必须要根据权利要求范围来确定其技术性范围。

Claims (6)

1.一种具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板，其特征在于：其化学成分按重量百分比计包括以下成分：C：0.04-0.08%，Si：0.10-0.40%，Mn：0.60-1.20%，Ni：0.15-0.50%，Cr：0.15-0.50%，Mo：0.05-0.30%，Cu：0.15-0.50%，Nb：0.020-0.080%，V：0.005-0.04%，Ti：0.008-0.020%，Ca：0.003-0.006%，Mg：0.002-0.008%，Al：≤ 0.005%，P：≤0.01%，S：≤0.002%，其余为Fe和不可避免的杂质；
同时，设计Ca/S ≥ 2.0，Mg/Al ≥1.0，偏析敏感指数满足(C+Mn/6) × t slab × e ΔT/Tliq ≤ 65，其中，t slab为钢板板坯厚度，ΔT为浇铸时钢液过热度，Tliq为浇铸时液相线温度；
所述钢板壁厚 ≥30mm；
制造方法具体包括以下步骤：
步骤S1：对铁水进行预脱硫处理，再经过转炉吹炼、LF精炼处理以及RH真空精炼处理后，喂入Ca-Si复合包芯线进行钙处理，在LF精炼处理初期向钢水中加入包含镁合金的钢块，使钙处理后钢液中Mg/Al ≥ 1.0、Ca/S ≥ 2.0，完成氧化物和硫化物夹杂的改性；
步骤S2：对步骤S1中改性后的钢水实施连铸工序，设定钢液过热度≤25 ℃，全程氩气、保护渣保护浇铸，得到厚度为200-320 mm的连铸板坯，连铸板坯中A类硫化物、B类氧化铝、C类硅酸盐、D类球状氧化物的非金属夹杂物满足的夹杂物等级要求为：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤0.5；
在连铸末端采用多辊动态轻压下，使板坯中心偏析达到Mannesmann评级二级标准；
步骤S3：将连铸板坯送入步进炉，在步进炉中将连铸板坯逐段加热至1150-1230 ℃，继续将连铸板坯在温度均匀化区域保温1-3h，使得Nb碳氮化物析出颗粒Nb(CN)在奥氏体中得到充分溶解；
步骤S4：从步进炉推出连铸板坯，采用高压水除去表面氧化铁皮，在1050-950 ℃的高温区进行第一阶段控制轧制，设定轧制平均单道次压下量 ≥30mm，变形奥氏体充分再结晶，轧制至中间坯厚度为成品目标厚度的3-5倍；
步骤S5：将中间坯放置在待温辊道上进行降温，待温度至800-880 ℃内进行第二阶段控制精轧，直至钢板轧制到成品目标厚度；
步骤S6：对经过步骤S5控制轧制后的钢板进行高密度集管层流水加速冷却，控制冷速≥20℃/s，终冷温度为250-350 ℃，返红温度为350-450℃，同时控制钢板上下表面及长宽方向的冷却均匀性；
步骤S7：根据经过步骤S6冷却后钢板的尺寸、板形，采用多辊矫直机进行动态压下矫直，直至钢板平直度≤ 6 mm/2 m；
得到的成品钢板显微组织中，针状及多边形铁素体体积百分比为75-90%，粒状贝氏体体积百分比为5-23%，岛状马氏体-奥氏体组元体积百分比为2-5%。
2.根据权利要求1所述具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，其特征在于：所述钢板壁厚 ≥30mm，具体包括以下步骤：
步骤S1：对铁水进行预脱硫处理，再经过转炉吹炼、LF精炼处理以及RH真空精炼处理后，喂入Ca-Si复合包芯线进行钙处理，在LF精炼处理初期向钢水中加入包含镁合金的钢块，使钙处理后钢液中Mg/Al ≥ 1.0、Ca/S ≥ 2.0，完成氧化物和硫化物夹杂的改性；
步骤S2：对步骤S1中改性后的钢水实施连铸工序，设定钢液过热度≤25 ℃，全程氩气、保护渣保护浇铸，得到厚度为200-320 mm的连铸板坯，连铸板坯中A类硫化物、B类氧化铝、C类硅酸盐、D类球状氧化物的非金属夹杂物满足的夹杂物等级要求为：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤0.5；
在连铸末端采用多辊动态轻压下，使板坯中心偏析达到Mannesmann评级二级标准；
步骤S3：将连铸板坯送入步进炉，在步进炉中将连铸板坯逐段加热至1150-1230 ℃，继续将连铸板坯在温度均匀化区域保温1-3h，使得Nb碳氮化物析出颗粒Nb(CN)在奥氏体中得到充分溶解；
步骤S4：从步进炉推出连铸板坯，采用高压水除去表面氧化铁皮，在1050-950 ℃的高温区进行第一阶段控制轧制，设定轧制平均单道次压下量 ≥30mm，变形奥氏体充分再结晶，轧制至中间坯厚度为成品目标厚度的3-5倍；
步骤S5：将中间坯放置在待温辊道上进行降温，待温度至800-880 ℃内进行第二阶段控制精轧，直至钢板轧制到成品目标厚度；
步骤S6：对经过步骤S5控制轧制后的钢板进行高密度集管层流水加速冷却，控制冷速≥20℃/s，终冷温度为250-350 ℃，返红温度为350-450℃，同时控制钢板上下表面及长宽方向的冷却均匀性；
步骤S7：根据经过步骤S6冷却后钢板的尺寸、板形，采用多辊矫直机进行动态压下矫直，直至钢板平直度≤ 6 mm/2 m；
得到的成品钢板显微组织中，针状及多边形铁素体体积百分比为75-90%，粒状贝氏体体积百分比为5-23%，岛状马氏体-奥氏体组元体积百分比为2-5%。
3.根据权利要求2所述具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，其特征在于：步骤S1中，对铁水进行预脱硫处理时，将镁脱硫剂与铁水充分混合反应，使得铁水中S≤0.002%，混合反应的铁水温度 ≥1300 ℃；
将预脱硫后铁水倒入转炉，并加入预先配置的Fe-Mn、Fe-Ni、Fe-Cr、 Fe-Cu铁合金料，用顶-底氧枪进行复合吹氧精炼，处理时间为25-30 min；
LF精炼处理以及RH真空精炼处理的时间均设定为20-30 min；
LF精炼处理初期加入的镁合金钢块在钢液下沉过程中汽化，与钢液中的氧反应形成MgO夹杂，MgO夹杂在吹氩搅拌过程中被去除；
钙处理时喂入的Ca-Si复合包芯线长度为150-300m。
4.根据权利要求2所述具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，其特征在于：步骤S2中，设定连铸中包钢液温度过热度为15-25 ℃，连铸板坯中A类硫化物、B类氧化铝、C类硅酸盐、D类球状氧化物的非金属夹杂物满足的夹杂物等级要求为：A≤0.5、B≤0.5、C≤0.5、D≤0.5；
在连铸末端采用的多辊动态轻压下，将连铸板坯厚度压下20-50 mm，使板坯中心偏析达到Mannesmann评级二级标准。
5.根据权利要求2所述具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，其特征在于：步骤S3中，控制奥氏体晶粒尺寸为30-100 μm。
6.根据权利要求2所述具有优异抗HIC性能的大壁厚管线用钢板的制造方法，其特征在于：步骤S5中，第二阶段控制精轧时，设定累积压下量为67%-80%。
CN202411308416.XA 2024-09-19 2024-09-19 一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法 Active CN118814089B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202411308416.XA CN118814089B (zh) 2024-09-19 2024-09-19 一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202411308416.XA CN118814089B (zh) 2024-09-19 2024-09-19 一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN118814089A CN118814089A (zh) 2024-10-22
CN118814089B true CN118814089B (zh) 2024-12-27

Family

ID=93084570

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202411308416.XA Active CN118814089B (zh) 2024-09-19 2024-09-19 一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN118814089B (zh)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113046652A (zh) * 2021-02-01 2021-06-29 南京钢铁股份有限公司 一种420MPa级耐候桥梁钢及其制造方法
CN113046627A (zh) * 2021-02-01 2021-06-29 南京钢铁股份有限公司 一种345MPa级耐候桥梁钢及其制造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114525453A (zh) * 2022-02-16 2022-05-24 南京钢铁股份有限公司 一种薄规格桥梁用钢及其生产方法
CN115141974B (zh) * 2022-06-15 2024-05-14 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高耐候性能的高强度高塑性热轧带钢及其制造方法
CN116254484B (zh) * 2023-05-15 2023-07-11 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 双抗管线钢板及其生产方法
CN117467891A (zh) * 2023-06-21 2024-01-30 武汉钢铁有限公司 一种低成本x70级高强度管线钢板卷及其生产方法
CN117535588A (zh) * 2023-10-27 2024-02-09 日钢营口中板有限公司 一种低成本大厚度370级别桥梁耐候钢及其生产方法
CN118086780B (zh) * 2024-04-17 2024-08-06 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种抗酸管线钢及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113046652A (zh) * 2021-02-01 2021-06-29 南京钢铁股份有限公司 一种420MPa级耐候桥梁钢及其制造方法
CN113046627A (zh) * 2021-02-01 2021-06-29 南京钢铁股份有限公司 一种345MPa级耐候桥梁钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN118814089A (zh) 2024-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN113846260B (zh) 一种工程机械用高强度钢板的生产方法
CN109957712B (zh) 一种低硬度x70m管线钢热轧板卷及其制造方法
JP7219882B2 (ja) 圧力容器用鋼材及びその製造方法
CN109136738B (zh) 一种高强度耐低温船体结构钢板及其制备方法
KR101331976B1 (ko) 인성이 우수한 후육 내사워 라인 파이프용 강판의 제조 방법
CN111455278A (zh) 低温韧性优异的800MPa级冷成型用厚规格热轧高强钢板卷及其制造方法
CN102301015A (zh) 耐hic性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法
JP4071906B2 (ja) 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
JP4700740B2 (ja) 耐サワーラインパイプ用鋼板の製造方法
CN115584441A (zh) 一种屈服强度245MPa级输氢管道用热轧板卷及其生产方法
CN102234742B (zh) 一种直缝焊管用钢板及其制造方法
CN110629001A (zh) 一种特厚管线钢用钢板的制造方法
CN111926259A (zh) 一种大线能量焊接用低合金钢及其制备方法
CN113564460A (zh) 一种无Cu、Cr、Ni、Mo、V低成本MnNb系抗酸管线钢热轧板卷及其制造方法
CN108559907A (zh) 一种低夹杂物管线钢生产方法
CN108677084B (zh) 一种低夹杂洁净钢的生产方法
CN115449709B (zh) 一种厚规格高强韧性l485m管线钢及其生产方法
CN102732785B (zh) 一种610l汽车大梁用钢及其csp制备方法
JP2007284712A (ja) 靭性に優れた厚手高強度鋼板の製造方法及び靭性に優れた厚手高強度鋼板
RU2277595C1 (ru) Круглый сортовой прокат из среднелегированной стали
CN114672725A (zh) 一种tmcp交货q550d工程机械用钢及其制备方法
CN117144253B (zh) 铌微合金化热轧带肋钢筋及其生产方法
CN118814089B (zh) 一种具有优异抗hic性能的大壁厚管线用钢板及其制造方法
CN112176147B (zh) 一种适合于大线能焊接的正火厚钢板的制造方法
CN108396256B (zh) 高强度石油用管线钢及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant