专利名称：一种生产x80级抗大变形管线钢中厚板的方法
技术领域：
本发明涉及一种高5破高塑性t^中厚钢板的^,，特别是涉及一种，低 分 设计，禾,车L后空冷弛豫+7K冷控制相变的技棘得双相组织，妒X80Mfc^鄉管继冈中 辯反的制造方法。
背景技术：
t^输是石油、天然气驗济、最雜的运输方式，为斷氐管线建设和运行赫，输送 压力及管继闪的^S在不断提高"战W^虑管线钢的5艘级别BM不能满足tiiit输的安 全要求。别i&t也区能源的大量需求使得超极巨离的離建设不得不会Sl—些寒冷和多地鷇也 区鹏海、硫高等环境恶劣的地区，逸就要求Mig输不仅要細高5艘级另似附氐财，更 要考虑在牛^i顿斜牛下的运行^。在iM冻土带、泥石流、山Wt^等等自然灾害引起地 层的大规模运动地区，管线钢不但要承受较高的内压，同时还必须具有相当高的'鄉能力和应 变强化能力，以承受由于M断层相对运动、JAM波传播、；hM液化弓胞的轴向M娜及弯 曲郷，显然此时单纯的高鹏并不能确保徵的娃，管继冈还应具有很好的抗大变形能力。
抗大，管继ra是管继ramt具挑战性的领^一， S^地区的埋地，可會拨生大的 塑性郷。这样，管线需要更高的Wi和拉伸应变的性能。ife^娜管继鹏嫩承受駄的 娜，其性能指标有一定的微性。3iil缝的研究i離表明，在基本的5踱M^，如屈 服弓雖、抗拉^^等之外，軎辦说明其大^^性的主要参数包括均匀塑性^^延伸率UEL》 l亂屈强比os/ob《0.80磐。細TMCP工2^高3踱i^t]性的管线钢已经基本成熟， 但是目前的X80级别,R都为典型的针状,体或下贝氏体组织，这样的组织v^M^应的钢 板性能具有很好的3踱和韧性匹配，{1^其塑性不足，均匀^^伸长率UEL《1TO，屈强比大 縱0.82以上，有的甚SM:了 0.90。所以在^M斜牛下，目前X80级管线钢miikM立 移所产生的娜能力较低。
本发明就^^用低碳+Mn+Ni、 Cr的经济,分设计，两阶尉空制轧制后空冷弛豫+水 冷控制相变駄，获得先共t欣素体+贝氏体的双相组织，得到3雖、塑性优良的X80级抗大
3 管线钢，完全满^^:，X80级管继冈中j ^的性能要求。
发明内容
本发明的目的^IM^制轧制+车LB空冷弛豫+水冷工艺，妒一种高弓艘高塑性的抗大 z鄉管线用钢，使钢板同时具撤高的3艘、较高的均匀^^伸长率以及较低的屈强比。
为实SLh述目的，本发明采用低碳成分设计生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方 法，包括两方面内容 一慰TO口Mn、 Ni和Cr的经济型钢板成分控制范围，二题制轧制 +车1^空冷弛豫+水冷^￡抗大郷管继冈的制魟艺。
具体步骤为
a) 对设定成分控制范围内的连铸坯料謝询热处理，鹏控制在1180 125(TC的范围内， 保温100 120min，其中设定成分控制范围按M百分比计为C: 0.02 0.05%， Si: 0. l 0.4%， Mn: 1.2 1.8%， P:《0.012%， Ti: 0.01 0.015%， S:《0.004%， Ni: 0.2 0.4%， Cr: 0.2 0.5%， Nb: 0.05 0.1%，限制元素H《0.0002%， N《0.004%， 0《0. 0015°/。，縫为Fe;
b) 对出炉后的坯料进行高ffi7jC除磷处理，去除坯禾站加热过程中所产生的氧化铁皮；
c) 对除磷后的坯料立即进行两阶，制轧制，即再结晶区车L制和未再结晶区车L制，再结
晶区乳制，开轧鹏控制在ii70 i2(xrc范围内，累积郷量大于等于6or。，终轧fa^控制在
1000 108(TC范围内，得到中间坯，中间坯空冷到900土30。C，再进行未再结晶区车L制，开轧 ^鹏控制在870 93(TC范围内，终轧^S制在780 850。C范围内，未再结晶区车L制压縮比 控制*#在5倍以上；
d) 终车Ug的钢feS行空冷弛豫，钢板^A7j^賴卩前盼鹏斷氐至湘变点Ar3以下30 50 。C，使钢板狄雖喻50% 70%的奥氏條变为先共丰微素体组织；
e) 对弛豫后的钢,行层流冷却，冷却速度范围控制在20 35TVs，终冷M^控制在 250 40(TC范围内，将层激袖后的钢板空冷至室温，妇K)^i程中，乘除的奥氏#$1变为贝 氏体组织，最對寻到先共臓素体+贝氏体双相组织。
最乡射寻到的先共析铁素体+贝氏体双相组织的屈腼鹏RtO. 5为530 630MPa，抗拉弓驢 Rm为625 825MPa，屈强比RtO. 5/Rrn《0.80，均匀穷移伸长率UED10%。 B^铸坯料的厚度雌为230mra。
本发明鹏料进行两阶鹏L，即再结晶区轧制和未再结晶区车L制。在再结晶区郷，随 郷量的增加，奥氏体再结晶晶米娜化 媒明显，鄉M^IJ6TO左右时，晶粒尺寸基本超U 一顿极限状态。中间坯空冷待 段，铌aM化物第1目析出明显，奥氏体晶荆导到了有效
4钉扎，晶粒稳定性良好，不会发生明显的粗俗im。未再结晶区轧制，使奥氏体晶粒得至瞎效 细化。
本发明翻空冷弛豫+水冷相鄉制，车Ug弛豫使钢板获得双相组织，具有高弓艘、i^刃 塑性和高加工硬化率，即具有很好的 艘和韧塑性匹配，与通常^顿的低碳贝氏体钢、低合金 高弓IS钢相比，在相同的^S级别割牛下，具有低的屈强比、较高的均匀' 伸长率。
本发明的优点在于
(1) 細低碳加Mn、 Ni和Cr的经济型成分设计，有鄉也斷氏了妒财；
(2) 翻两阶Se制轧制的方法，即再结晶区车L制和未再结晶区轧制。在再结晶区变形， 开轧離控制在1170 1200。C范围内，终轧鹏在1000 1080。C左右，娜量大于60%，有 效细化了奥氏体晶粒。
(3) 中间坯空冷待獅介段，》鹏斷氐到900士3(TC。铌^M化物第二相析出明显，奥氏 体晶荆寻到了有效钉扎，晶粒稳定性良好，不会发生明显的粗4^腺。
(4) 未再结晶区车L制，开车L^jg控制在870 93(TC范围内，臓比i^f在5倍以上，终 车L鹏控制在780 85(TC范围内，{跌氏体晶粒得至陏效细化。
(5) 终车tjg的钢fe^行空冷弛豫，钢板^EA7ja賴喻的,附氏到相变点Ar3以下30 5(TC，目的是使钢板^EA7K冷却前5^ 7战的奥氏#^变为先共*膽素体。
(6) 对弛豫后的钢lfeiS行层淑賴P， JtiP鹏范围控制在20 35。C/s，纷令離控制在 250 40(TC范围内，将层流7tip后的钢板空冷至室温。^E7jOtil程中，乘除的奥氏條变为贝
氏体组织，最纟射导到先共im素体+贝氏体双相组织。
(7) 强度和塑性指标f滩满足以下要求屈服强度Rt0.5为530 630MPa，抗拉强度Rm 为625 825MPa，屈强比RtO. 5/Rrn《0. 80，均匀^^伸长率UED10%。
图1为本发明实施例1中得到的双相组织A学显微镜照片； 图2为本发明实施例1中得到的双相组织高^i辛扫描电子显微镜照片； 图3为本发明实施例2中得到的双相组织^l学显微镜照片； 图4为本发明实施例2中得到的双相组织高^P扫描电子显微镜照片； 图5为对比实施例1中得到的金相组织l学显微镜照片； 图6为对比实施例2中得至啲金相组织Ot学显微锍照片；
具体实施例方式
5实施例1
辦冈7X^铸成厚度为230mm的坯料，其化学成分^M百分数计为C占0.037%， Si占 0.20%， Mn占1. 50%， Ti占0.012%, Ni占0. 22%， Cr占0. 22%， Nb占0.06%， P占0.005%， S 占0.003%， H占0.00018%, N占0.0015%， O占0.0013%,縫为Fe。
te^被1200。C均热，保温120min后进行高ffi^除磷，进行两阶^$七。再结晶区开轧 》鹏是U9(TC，经多道次轧制后，再结晶区终轧鹏为104(TC，娜量为67%，中间坯厚度 为75咖。
中间坯空冷待猛，未再结晶区车L制开轧鹏为91(TC，经多道次轧制后，超嘬终产品 厚度12mm，压縮比为6.25，终轧，为830。C。
终车LB弛豫使钢板鹏斷氐到70(TC时，A7K层淑賴卩，冷却鹏为23。C/s，终冷 为26(TC，空冷S^温。经测定钢板7賴卩时的相变点Ar3为73(TC。最對寻到了先共f膽素体 +贝氏体的双相组织，其中先共析铁素体占68%,贝氏体占32%。如图l、图2所示。
对钢,品的性能检验可知其抗拉3驢Rm为721MPa，屈服3艘RtO. 5为555MPa,屈 强比RtO. 5/Rm为0. 77，均匀变形伸长率UEL为11. 4%，冲击功Akv (-2(TC)为254J。
实施例2
辦冈7JC^铸成厚度为230mm的坯料，其化学成分SM百分数计为C占0.027%， Si占 0.19%, Mn占1. 27%， Ti占0. 012%， Ni占0. 25%, Cr占0. 22%， Nb占0. 06%, P占0. 005%， S 占0.003%， H占O.00016%， N占0.0015%， 0占0.0015%,縫为Fe。
，f粘120(TC均热，保温120rain后进行高ffi7K除磷，进行两阶,L。再结晶区开轧 ，是1180°C，经多道次轧制后，再结晶区终轧,为1030°C， 量为67%,中间坯厚度 为75咖。
中间坯空冷待鹏，未再结晶区轧制开轧驗为890'C，经多道次轧制后，超嘬终产品 厚度12mi，,比为6.25，终轧，为820。C。
终车Ug弛豫使钢板離斷氐到710。C时，A7K层激賴卩，7转卩繊为3(TC/s，终冷鹏 为353。C，空冷至室温。经测定钢板7衬口时的相变点Ar3为760。C。最终得到了先共f微素体 +贝氏体的双相组织，其中先共^膽素体占66%，贝氏体占34%。如图3、图4所示。
对钢,品的性能检验可知其抗拉强度Rm为735MPa，屈服强度RtO. 5为565MPa，屈 强比RtO. 5/Rm为0. 77，均匀 伸长率UEL为10.4%，冲击功Akv (-20°C )为278J。
,XJ^具体实施方式
1和2可知，本发明设计的低戯口 Mn、 Ni和Cr的经济型X80级抗
6大 管继闪的^^法，M3^效LI艺，细化原始奥氏体，车Ug弛豫使钢板发生部分先共析 铁素術目变，A/K^4啦制贝氏做目变，有效的细化了最终组织，实现了3鹏塑性的同步提高， 完^iiiij了 X80级别Jfc^郷管继闪的性能要求。 对比实施例l
a辨冈7K^铸j^ 度为230mm的坯料，其化学成分^M百分数计为C占0.037%, Si占 0. 20%， Mn占1. 50%， Ti占0. 012%, Ni占0. 22%， Cr占0. 22%， Nb占0. 06%， P占0. 005%， S 占0.003%， H占0.00018%， N占0.0015%， 0占0.0013%，縫为Fe。
SK禾站12(XrC均热，保温120min后进行高ffizK除磷，进行两阶尉效L。再结晶区开轧 ^^是U9(TC，经多道次轧制后，再结晶区终轧鹏为104(TC，鄉量为67%，中间坯厚度 为75亂
中间坯空冷待猛，未再结晶区轧制开轧鹏为91(TC，经多道次轧制后，超嘬终产品 厚度12ira， JBS比为6.25，终轧，为830。C。
终轧后立即A7K层流^i卩，7衬卩鹏为23。C/s， i^令離为260。C，出7K后空冷至室温。 经测定钢板^i附的相变点Ar3为712。C。开始y賴P纟鹏在相变点以上，最乡锁得了针状铁素 体+贝氏体组织，组织N fia如图5所示。
对钢板产品的性能检验可知其抗拉强度Rm为650MPa，屈服强度RtO. 5为600MPa，屈 强比RtO. 5/Rm为0.92，均匀 伸长率UEL为6.4%，冲击功Akv (-20°C )为298J。
由对比实施例l可以知道，传统的TMCP工艺中，车US未乡纽空冷弛M:程，开始7賴卩温 度在相变点以上，纷K冷以后，最织导到了针状铁素体+贝氏体组织，材料获得了良好的弓艘
韧性性能，但是其屈强比偏高，均匀^^伸长率很低，塑性娜能力不能满足X80级别^:变
形管线钢的要求。
对比实施例2
辦冈7X^铸iOT度为230mm的坯料，其化学成分^Si百分数计为C占0.037%， Si占 0.20%， Mn占H， Ti占0.012%， Ni占0.22%， Cr占0.22。/。， Nb占0.06。/。， P占0.005%， S 占0.003%， H占0.0001挑，N占0.0015%， O占0.0013%,縫为Fe。
ffiKf祐120(TC均热，保温120min后进行高ffiTK除磷，进行两阶,L。再结晶区开轧 7鹏是H9(TC，经多道次轧制后，再结晶区终轧驗为1040°C， ' 量为67%，中间坯厚度 为75咖。
中间坯空冷待添，未再结晶区轧制开轧離为91(TC，经多道次轧制后，超撮终产品
7终轧，为830。C。
终车L^弛豫使钢板鹏陶氐到650。C时，A7k层流y賴卩，7转卩鹏为23°C / s，终冷鹏 为260。C，出7jC后空冷至室温。经测定钢板冷却时的相变点Ar3为73(TC。开始7賴口^g超U 相变点以下8(TC，最乡繊得了先共丰] 体+贝氏体组织，先共I微素体的转^M31了 8W， 组会鹏兒如图6戶麻。
对钢板产品的性能检验可知其抗拉强度Rm为590MPa，屈服5艘RtO. 5为500MPa，屈 强比为0.85，均匀^^伸长率UEL为8.3。/。，冲击功Akv (-20°C)为258J。
由对比实施例2可知，车L/g控冷弛豫的过禾販，开始7轴附鹏超湘变点以下8(TC时， 先共析铁素体的顿翻多，同时晶粒明显长大，最對导到了大量的多边形铁素体+少量贝氏 体组织，^S慚氐，不能满足乂80级别抗大 1^|冈的工程{柳要求。
权利要求
1、一种生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法，其特征在于，具体步骤为a)对设定成分控制范围内的连铸坯料进行均热处理，温度控制在1180～1250℃的范围内，保温100～120min，其中设定成分控制范围按重量百分比计为C0.02～0.05％，Si0.1～0.4％，Mn1.2～1.8％，P≤0.012％，Ti0.01～0.015％，S≤0.004％，Ni0.2～0.4％，Cr0.2～0.5％，Nb0.05～0.1％，限制元素H≤0.0002％，N≤0.004％，0≤0.0015％，余量为Fe；b)对出炉后的坯料进行高压水除磷处理，去除坯料在加热过程中所产生的氧化铁皮；c)对除磷后的坯料立即进行两阶段控制轧制，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制，开轧温度控制在1170～1200℃范围内，累积变形量大于等于60％，终轧温度控制在1000～1080℃范围内，得到中间坯，中间坯空冷到900±30℃，再进行未再结晶区轧制，开轧温度控制在870～930℃范围内，终轧温度控制在780～850℃范围内，未再结晶区轧制压缩比控制保持在5倍以上；d)终轧后的钢板进行空冷弛豫，钢板在入水冷却前的温度降低到相变点Ar3以下30～50℃，使钢板在入水冷却前50％～70％的奥氏体转变为先共析铁素体组织；e)对弛豫后的钢板进行层流冷却，冷却速度范围控制在20～35℃/s，终冷温度控制在250～400℃范围内，将层流冷却后的钢板空冷至室温，在水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，最终得到先共析铁素体+贝氏体双相组织。
2、如权利要求1所述的生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法，其imE在于，最 對寻到的先共Df^体+贝氏体双相躯只的屈服强度RtO. 5为530 630MPa，抗招艘Rm为 625 825MPa，屈强比RtO. 5/Rm《0.80，均匀^^伸长率UEL》1战。
3、如权利要求1TO的生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法， 征在于，连 铸坯料的厚度雌为230ram。
全文摘要
本发明涉及一种生产X80级抗大变形管线钢中厚板的方法。采用低碳的经济型成分设计，对坯料进行两阶段控轧，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制。终轧后进行空冷弛豫，使钢板在入水冷却前的温度降低到相变点Ar3以下30～50℃，弛豫过程中50％～70％的奥氏体转变为先共析铁素体。然后在20～35℃/s的冷却速度范围内对钢板进行层流冷却，终冷温度在250～400℃范围内。在水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，最终得到先共析铁素体+贝氏体双相组织。最终产品的强度和塑性指标能够满足以下要求屈服强度Rt0.5530～630MPa，抗拉强度Rm625～825MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.80，均匀变形伸长率UEL≥10％。
文档编号B21B1/22GK101456034SQ20091007606
公开日2009年6月17日 申请日期2009年1月6日 优先权日2009年1月6日
发明者荻 唐, 武会宾, 焦多田, 蔡庆伍 申请人:北京科技大学