一种兼具抗HIC和抗大变形的管线钢及其制造方法与流程

本发明属于铁基合金技术领域，具体涉及一种管线钢。

背景技术：

管道运输是石油、天然气最经济最合理的输送方式。长输送管线不仅要经过不同温度区域，还需要经过地震冻土带、泥石流、山体滑坡等自然灾害引起的地层运动地区，因此要求管道除满足高强度、高韧性的要求外，还需要具备相对较高的抗大变形能力，才能适应传输地质环境。

抗大变形管线钢是管线钢发展最具挑战性的研究领域之一，要求管线钢具有更高的抗压缩和拉伸应变的性能。大量的研究证明，在基本强塑性衡量性能参数，如屈服强度、抗拉强度及延伸率之外，能够衡量其抗大变形的主要指标为“均匀塑性变形延伸率ue≥10％、屈强比rt0.5/rm≤0.80”等。

针对“抗大变形”这一要求，申请号cn2009100760066.8，cn201210327206、cn2009100760066.8等专利文献公开的管线钢均涉及采用驰豫等方法获得铁素体+贝氏体的双相组织，具有较好的抗大变形特性，但由于该组织为两相组织，见图2，且该两相组织由于沿轧制方向具有明显的带状，因而抗hic性能不理想，双向组织存在容易聚集氢的境界，带状组织也能诱导氢的聚集。对于铁素体+贝氏体这种双相组织的管线钢，经nace相应的标准进行抗hic性能检测，钢板沿厚度不同方向均具有较多的hic裂纹，抗hic性能不理想。

技术实现要素：

本发明针对上述现有技术提供一种兼具抗hic和抗大变形的管线钢及其制造方法，可以适应x80及以下钢级的管线钢板的产品开发。使管线钢具有低屈强比、高均匀延伸率、高应力比等抗大变形特征外，同时表现出良好的抗hic性能。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种兼具抗hic和抗大变形的管线钢，其特征在于：采用的合金成分按重量百分比计为c：0.03～0.039％，si：0.15～0.35％，mn：1.6～1.9％，s：≤0.002％，p：≤0.012％，al：0.02～0.045％，cr：0.15～0.35％，0.05≤nb+v+ti≤0.1％，nb、v、ti均不为0，ni：0.15～0.50％，cu：0.01～0.25％，ca：≤0.002％，n：≤0.0046％，mo：0.01～0.20％，余量为fe及不可避免的杂质元素。

nb的含量根据c含量按照碳化铌确定，ti的含量根据n含量按照ti/n的化学计量比3.42进行确定。

进一步地，产品为贝氏体单相组织，且贝氏体的晶粒度为11.5级至12级。

本发明的产品的横向屈服强度rt0.5：490～550mpa，横向抗拉强度rm：≥710mpa，横向屈强比rt0.5/rm≤0.78，-20℃夏比冲击功≥350j，-20℃落锤剪切面积sa％≥90％；纵向屈服强度460～530mpa；纵向抗拉强度≥690mpa，纵向均匀延伸率uel≥11％，纵向屈强比≤0.77；纵向应力比rt1.5/rt0.5≥1.18、rt2.0/rt1.0≥1.1；且产品的抗hic性能：在nacetm0284-2004a溶液下浸泡96小时，裂纹长度率％：0，裂纹宽度率％：0，裂纹敏感率％：0。

本发明管线钢的化学成分设计依据如下：

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不断降低c含量，考虑到抗大变形钢组织的特性，为保证获得特定的贝氏体组织，需要将c控制在适当的范围内，本发明中将c含量控制在≤0.039％，优选0.03-0.039％。

si：是钢中的脱氧元素，并以固溶强化形式提高钢的强度，而且有利于钢的耐腐蚀性能。当si含量较低时，脱氧效果较差，si含量较高时，会造成韧性降低。本发明si含量控制为0.15～0.35％。

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也是提高钢淬透性的元素。本发明中mn含量设计在1.6-1.9％范围。

al：主要是起固氮和脱氧作用。al与n接合形成的aln可以有效地细化晶粒，但含量过高会损害钢的韧性而且热加工性变差。因此，本发明控制其含量(alt)在0.02～0.045％的范围。

cr：是铁素体形成元素，同时cr还可提高钢的淬透性，本发明将cr控制在0.15～0.35％。

nb：是对晶粒细化作用非常明显的元素。通过nb的固溶拖曳可延迟钢的γ→α相转变，在热轧过程中nb(c，n)应变诱导析出可阻碍奥氏体的回复、再结晶，经快速冷却使未再结晶区轧制的形变奥氏体在相变时形成细小的相变产物，以提高钢材的强度和韧性，本发明通过c的含量确定nb含量，nb与c含量按照1:1的关系确定。

v：具有较高的析出强化和较弱的晶粒细化作用，在nb、v、ti三种微合金元素复合使用时，v主要起析出强化作用。

ti：属于较强的固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。

mo：可抑制γ→α相变时铁素体相的形成，对控制相变起到重要作用，同时也是提高钢的淬透性元素。本发明将mo控制在0.01～0.20％范围内。

s、p：是管线钢中不可避免的杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷，会给钢板的韧性以及热加工性带来不利的影响，应尽量减少其含量。加入适量的ca可将管线钢中的长条形硫化物夹杂转变为球状的cas夹杂，显著降低硫在晶界的偏聚，ca对降低管线钢脆性和提高管线钢铸造时的抗热裂型是十分有益的，但加入过多的钙反而会增加管线钢中的夹杂物，对韧性的提高不利。本发明控制p≤0.012％，s≤0.002％，ca≤0.002％，使管线钢获得较好的韧性。

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，另一方面，ni的加入可提高淬透性，本发明将cu控制在0.01～0.25％；ni控制在0.15～0.50％。

n：是对韧性有害的杂质元素，为了得到优良的低温韧性，本发明控制其在钢中的含量≤0.0046％。

本申请兼具抗hic和抗大变形的管线钢的制造方法：先冶炼符合化学成分设计的钢水，将钢水铸造化学成分与钢板成品化学成分相符的连铸坯，将连铸坯加热至1120～1160℃，保温3～4小时，出炉；高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1110～1150℃，经多道次轧制后，终轧温度控制在1030～1080℃，控制粗轧两道次轧制变形率≥19％；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为830～900℃，终轧温度控制在750～840℃，第二阶段的轧制累积变形率≥70％；轧制完成后，根据奥氏体微观组织的变化经45m-95m长的辊道按照辊道输送速度v＝a*h将钢板送入冷却系统，适中h为钢板厚度mm，a＝0.05-0.08m/(s*mm)；

在冷却系统中，先直接淬火，直接淬火后将钢坯空冷至ar3温度，然后快速冷却，终冷温度控制在280℃以下，带温矫直，最后空冷至室温即获得既具hic又具抗大变形x80级管线钢板。

轧制后钢坯辊道输送速度应考虑到钢板在奥氏体足够变形后经微观组织位错运动获得位错在不同晶粒部位密度不同的微观组织，以便为获得非常细小的贝氏体组织提供生长条件。

与现有技术相比，本发明的优点在于：根据抗hic机理及氢陷阱理论，要实现良好的抗hic性能，最好需要比较单一均匀的组织，而根据抗大变形的机理，需要组织在变形中具有优异的协同变形的能力，才能具有较优异的抗大变形的能力，经研究证实，某些低碳贝氏体中具有兼具这两种性能的能力。根据变形机理，需要贝氏体非常细小，才能在变形过程中发挥晶粒间良好协同变形效应，从而获得优异的抗大变形性能。为获得这种非常细小的贝氏体，需要在成分和工艺上进行设计。本发明开发的管线钢，组织为均一的极细小的贝氏体，组织晶粒度达到11.5级以上，与双相组织相比，h不容易聚集，因而表现出良好的抗hic性能。

附图说明

图1为本发明实施例兼具hic又具抗大变形x80级管线钢板的组织图；

图2为传统采用驰豫空冷获得的x80级管线钢的近表面组织图。

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，下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本发明，而不能理解为对本发明的限制。

以下实施例以x80钢级的管线钢为例，x80钢级以下的钢级，比如x70、x60等性能和生产难度均要低于x80，在本申请中不做一一列举。

实施例1

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度为不大于370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括：c：0.03％，si：0.30％，mn：1.6％，s≤0.002％，p≤0.012％，al：0.03％，cr：0.25％，nb+v+ti：0.06％，ni：0.25％，cu：0.15％，ca：≤0.002％，n：≤0.0046％，mo：0.13％，余量为fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1150℃，保温3.5小时，出炉，20mpa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1150℃，分7道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥19％，终轧温度为1050℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为90mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为850℃，终轧温度为810℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥70％，所得管线钢板成品的厚度为22mm；轧制完成后，经60m长的辊道按照1.1m/s的辊道输送速度将钢板送入冷却系统，先直接入水淬火，出水后空冷至至ar3温度，然后acc快速冷却，终冷温度为250℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为极细小贝氏体，晶粒度为11.5级，其厚度方向组织形貌如图1所示，与图2所示的采用传统弛豫空冷制得的铁素体+贝氏体的双相组织x80级管线钢相比，组织更加均匀、贝氏体晶粒更加细小。经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度rt0.5：535mpa；抗拉强度rm：735mpa，横向屈强比rt0.5/rm＝0.76；纵向屈服强度500mpa，-20℃夏比冲击功＝450j，sa％(-20℃)＝90％；纵向抗拉强度rm：730mpa纵向均匀延伸率uel＝12％；纵向屈强比＝0.68；纵向rt1.5/rt0.5＝1.27，rt2.0/rt1.0＝1.17，具有优异的抗hic性能，参见表1。

实施例2

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度约370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括：c：0.033％，si：0.25％，mn：1.8％，s≤0.002％,，p≤0.012％，al：0.03％，cr：0.25％，nb+v+ti：0.08％，ni：0.3％，cu：0.12％，ca：≤0.002％，n：≤0.0046％，mo：0.20％，余量为fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1150℃，保温3.0小时，出炉，20mpa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1150℃，分5道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥17％，终轧温度为1030℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为95mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为850℃，终轧温度为830℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60％，所得管线钢板成品的厚度为26.4mm；轧制完成后，经60m长的辊道按照1.55m/s的辊道输送速度将钢板送入冷却系统，先直接入水淬火，出水后空冷至至ar3温度，然后acc快速冷却，终冷温度为270℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为极细贝氏体。经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度rt0.5：510mpa；抗拉强度rm：705mpa，横向屈强比rt0.5/rm＝0.72；纵向屈服强度505mpa，-20℃夏比冲击功＝380j,sa％(-20℃)＝96％；纵向抗拉强度rm：700mpa纵向均匀延伸率uel＝12.5％；纵向屈强比＝0.72；纵向rt1.5/rt0.5＝1.22，rt2.0/rt1.0＝1.18，抗hic性能参见表1。

实施例3

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度为不大于370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括：c：0.039％，si：0.25％，mn：1.85％，s≤0.002％,，p≤0.012％，al：0.03％，cr：0.25％，nb+v+ti：0.10％，ni：0.45％，cu：0.25％，ca：≤0.002％，n：≤0.0046％，mo：0.20％，余量为fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1160℃，保温4小时，出炉，20mpa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1140℃，分5道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥17％，终轧温度为1050℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为110mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为870℃，终轧温度为840℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60％，所得管线钢板成品的厚度为33mm；轧制完成后，经85m长的辊道按照2.0m/s的辊道输送速度将钢板送入冷却系统，先直接入水淬火，出水后空冷至至ar3温度，然后acc快速冷却，终冷温度为280℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为极细贝氏体，经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度rt0.5：485mpa；抗拉强度rm：710mpa，横向屈强比rt0.5/rm＝0.68；纵向屈服强度475mpa，-20℃夏比冲击功＝420j,sa％(-20℃)＝85％；纵向抗拉强度rm：695mpa纵向均匀延伸率uel＝12.5％；纵向屈强比＝0.68；纵向rt1.5/rt0.5＝1.23，rt2.0/rt1.0＝1.17，抗hic性能参见表1。

表1各实施例x80管线钢的抗hic性能

尽管以上详细地描述了本发明的优选实施例，但是应该清楚地理解，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。