一种热处理型管线钢及其制造方法与流程

本发明涉及一种钢种及其制造方法，尤其涉及一种管线钢及其制造方法。

背景技术：

控轧控冷技术能够减少生产工序，降低生产成本，同时获得兼具强度和韧性的管线钢，而逐步取代了原有的成形后热处理生产工序。尽管如此，由于具有良好的成分、组织性能均匀性以及稳定性，部分管线工程项目在设计时要求使用热处理型管线钢管，并作为某些特殊管线工程的重点产品，其开发的难点主要在于如何实现强度、低温韧性和可焊性的良好匹配。

通过加热至ac3以上30～50℃奥氏体化并缓慢冷却，可获得具有稳定性的铁素体和珠光体正火组织，但正火管线钢的晶粒容易长大，正火后的显微组织中含大量珠光体片层结构，往往导致管线钢的强度和韧性显著弱化。为了同时保证管线钢的低温韧性和可焊接性，采用较低c含量(c的质量百分比≤0.12％)、中高锰(mn)含量(mn的质量百分比≤1.75％)的成分设计同时，采用ac3以上、ac3+50℃以下温度范围的保温热处理，有望获得细小的铁素体和粒状珠光体组织。钒(v)、铌(nb)微合金元素与控轧控冷技术结合能够细化轧态组织，并在热处理过程中抑制奥氏体的长大，实现细晶强化和析出强化，并改善韧性，但添加的质量百分比过高导致析出相长大而损害低温韧性，质量百分比过低则有益效果不显著难以到达上述目的。此外，通过微合金元素和控轧控冷工艺来调节nbc、vc及fe3c等分布形态和原始组织，使得管线钢的奥氏体化温度和过程发生改变，在ac3～ac3+50℃范围内热处理后珠光体在未溶解的碳化物上生长，形成粒状珠光体，同时有效细化了铁素体晶粒尺寸，大大提高了钢的塑韧性。因此，在较低c质量百分比、中高mn质量百分比前提下，通过适量的微合金化手段和控轧控冷、热处理技术相结合来调节显微组织，实现强度、低温韧性的匹配是该技术方案的难点所在。

公开号为cn101921955a，公开日为2010年12月22日，名称为“一种正火轧制生产韧性优良管线钢中厚板的方法”的中国专利文献公开了一种管线钢及其制造方法。该专利文献所公开的技术方案通过正火轧制方法制备的管线钢中厚板采用0.06～0.15％c、1.05～1.75％mn以及较高v(质量百分比为0.02～0.10％)的成分设计，对cu、ni成分无要求。

公开号为cn105821335a，公开日为2016年08月03日，名称为“一种焊接性优良的低成本超低温正火型管线钢及其生产方法”的中国专利文献公开了一种低ceq低pcm的低成本超低温正火型管线钢及其生产方法。该专利文献所公开的技术方案采用cr(质量百分比为0.10～0.30％)和v(质量百分比为0.025～0.040％)。

公开号为cn104862614a，公开日为2015年08月26日，名称为“一种x60n正火管线钢及其生产方法”的中国专利文献公开了一种x60n正火管线钢及其生产方法，该专利文献所公开的技术方案用高mn(质量百分比为1.55～1.70)、极少v(质量百分比为0.004～0.008)的成分设计，正火过程中保温时间采用4～8min。

技术实现要素：

本发明的目的之一在于提供一种热处理型管线钢，该管线钢严格控制nb、v微合金元素添加量，实现了细晶强化、析出强化与低温韧性的平衡，获得了强度和低温韧性的良好匹配。

为了实现上述目的，本发明提出了一种热处理型管线钢，其化学元素质量百分比为：

c：0.061～0.12％、si：0.1～0.5％、mn：1.0～1.75％、nb：0.001～0.050％、ti：0.005～0.02％、v：0.010～0.020％、ca：0.001～0.006％，al：0.02～0.045％，n≤0.010％，余量为fe及其他不可避免的杂质。

本发明所述的热处理型管线钢的各化学元素的设计原理如下所述：

c：在本发明所述的热处理型管线钢中，c为最基本的强化元素。碳溶解在钢中形成间隙固溶体，起固溶强化的作用，与强碳化物形成元素形成碳化物析出，则起到沉淀强化的作用。但质量百分比太高的c对钢的韧性和焊接性能不利。因而，在本发明所述的热处理型管线钢中，控制c的质量百分比在0.061～0.12％。

si：在本发所述的热处理型管线钢中，si是固溶强化元素，同时也是钢中的脱氧元素，但si的质量百分比过高(例如＞0.5％)会恶化钢材的焊接性能，同时不利于轧制过程中热轧氧化铁皮去除，因此，本发明所述的热处理型管线钢将si的质量百分比控制在0.1～0.5％。

mn：本发明所述的热处理型管线钢通过mn固溶强化提高钢的强度，mn是钢中补偿因c的质量百分比降低而引起强度损失的最主要、经济的强化元素。mn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；但mn是易偏析元素，当mn的质量百分比较高时(例如＞1.75％时)，在浇铸过程中mn易在板厚中心偏析，降低材料的低温韧性和抗动态撕裂性能。因此，在本发明所述的技术方案中，将mn的质量百分比限定在1.0～1.75％。

nb：在本发明所述的热处理型管线钢中，nb是低碳微合金钢的重要元素之一，热轧过程中固溶的nb应变诱导析出形成nb(n,c)粒子，钉扎晶界抑制形变奥氏体的长大并抑制再结晶和延迟再热奥氏体化过程，经控制轧制和控制冷却使形变奥氏体相变为具有高位错密度的细小的产物，为离线热处理后获得细小铁素体提供基础。但质量百分比太高的nb会使得碳氮化物析出相长大明显，不利于钢的低温韧性。因此，本发明所述的热处理型管线钢对nb的质量百分比限定在0.001～0.050％。

ti：在本发明所述的技术方案中，ti是一种强烈的碳氮化物形成元素，ti的未溶的碳氮化物在钢加热时可以阻止奥氏体晶粒的长大，在高温奥氏体区粗轧时析出的tin可有效抑制奥氏体晶粒长大。另外在焊接过程中，钢中的tin粒子能显著阻止热影响区晶粒长大，从而改善钢板的焊接性能同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。因此，本发明所述的热处理型管线钢中对ti的质量百分比控制在0.005～0.02％。

v：对于本发明所述的热处理型管线钢中，v是重要的微合金化元素。v主要通过控轧过程中抑制再结晶和中低温析出强化效应提高钢的强度，为热处理后获得细小铁素体提供基础。具有析出强化作用，同时vc能够延迟奥氏体化过程，促进粒状珠光体的形成，但v的质量百分比过低时，作用不明显，过高时析出颗粒粗化，有损钢的低温韧性。因此，本发明所述的热处理型管线钢严格控制v的质量百分比为0.010～0.020％。

ca：在本发明所述的技术方案中，通过ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高低温韧性，为确保最佳效果，本发明所述的热处理型管线钢对ca的质量百分比控制范围为0.0010～0.0060％。

al：在本发明所述的热处理型管线钢中，al是为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能，因此，在本发明所述的热处理型管线钢中，对al的质量百分比控制在0.02～0.045％。

n：在微合金化钢中，适当的质量百分比的氮可以通过形成高熔点的tin粒子，起到抑制再加热过程中板坯晶粒粗化的作用，改善钢的强韧性。但当n的质量百分比过高时，时效后高浓度的自由n原子钉扎位错，使屈服强度明显提高，同时有损韧性。因此本发明中控制n≤0.010％。

硫、磷(s、p)：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。通过超低硫(小于30ppm)及ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，同时控制p的质量百分比在200ppm以下，可保证本发明所述的热处理型管线钢具有良好的低温冲击韧性。

进一步地，在本发明所述的热处理型管线钢中，还含有0＜cr≤0.09％、0＜mo≤0.04％、0＜cu≤0.40％、0＜ni≤0.30％的至少其中之一。

为了进一步提高本发明所述的热处理型管线钢的强度与韧性的匹配，还可以进一步添加cr、mo、cu、ni元素的至少其中之一，其添加原理如下所述：

cr：cr是提高钢的淬透性的重要元素，确保厚规格钢板全厚度的组织及性能均匀性，但质量百分比太高的铬和锰同时加入钢中，会导致低熔点cr-mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因此，综合考虑本发明所述的技术方案中的各化学元素的添加量，将本案中cr的质量百分比限定在0＜cr≤0.09％。

mo：在本发明所述的技术方案中，mo是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，能够得到更加细小的相变组织，改善钢的韧性；同时少量的mo可提高钢的淬透性，改善厚度方向的组织均匀性。但随mo的质量百分比的上升，低温相变产物的比例增加，对钢的低温韧性不利，且有损钢的塑性。因此，本发明所述的热处理型管线钢对mo的质量百分比限定在0＜mo≤0.04％。

铜、镍(cu、ni)：在本发明所述的热处理型管线钢中，通过cu及ni固溶强化作用提高钢的强度，同时cu还可改善钢的耐蚀性，ni的加入即可改善cu在钢中易引起的热脆性，同时能降滑移低层错能，且对韧性有益。因此，在本发明所述的技术方案中对cu及ni的质量百分比比控制在0＜cu≤0.40％，0＜ni为≤0.30％。

进一步地，在本发明所述的热处理型管线钢中，其微观组织为细小的铁素体+珠光体，其中铁素体的晶粒度在10级以上。

进一步地，在本发明所述的热处理型管线钢中，所述珠光体包括片层珠光体和粒状珠光体，其中粒状珠光体的相比例(即粒状珠光体占全部微观组织的比例)不低于20％，且所述粒状珠光体的尺寸小于3μm。

在本发明所述的技术方案中，严格控制nb、v微合金元素添加量，并结合控轧控冷工艺来调节原始组织和nbc、vc及fe3c等碳化物的分布形态，使得管线钢的奥氏体化温度和过程发生改变，经热处理后有效细化了铁素体晶粒尺寸，同时珠光体在未溶解的碳化物上生长，从而形成片层珠光体和粒状珠光体，其中粒状珠光体的尺寸小于3μm，比例不低于20％，该微观组织结构有利于改善塑韧性，实现了细晶强化、析出强化与低温韧性的平衡，获得了强度和低温韧性的良好匹配。

进一步地，在本发明所述的热处理型管线钢中，所述粒状珠光体均匀分布于铁素体内部和晶界上，所述片层状珠光体分布在铁素体晶界上。

进一步地，在本发明所述的热处理型管线钢中，其带状组织评定结果不大于2.5级。

进一步地，在本发明所述的热处理型管线钢中，其屈服强度≥360mpa以上，抗拉强度为460～760mpa，-40℃低温夏比冲击功＞200j，-15℃全壁厚落锤撕裂试验剪切断口面积百分数大于85％。

本发明的另一目的在于提供一种上述的热处理型管线钢的制造方法，通过该制造方法所获得的热处理型管线钢，实现了细晶强化、析出强化与低温韧性的平衡，获得了强度和低温韧性的良好匹配。

为了达到上述目的，本发明提出了一种上述的热处理型管线钢的制造方法，包括步骤：

(1)冶炼和铸造，制得板坯；

(2)将板坯再加热；

(3)轧制；

(4)轧后控制冷却：冷却速度为0.1℃/s～60℃/s，停冷温度为室温～550℃；

(5)自然空冷；

(6)热处理。

需要说明的是，上述方案中，在所述步骤(2)中，控制再加热温度为1130～1150℃，这是因为：当加热温度大于1150℃，原始奥氏体晶粒长大，所得到的铁素体和珠光体组织尺寸偏大，难以实现晶粒度和低温韧性目标。

进一步地，在本发明所述的制造方法，在所述步骤(3)中，粗轧开轧温度为1130～1150℃，粗轧终轧温度为920～1050℃；精轧开轧温度为750～880℃；精轧终轧温度为700～840℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法，在所述步骤(6)中，热处理工艺为：炉内保温温度860～920℃，且在ac3～ac3+50℃范围内，保温系数为1.0～3.0min/mm，随后自然空冷。当保温温度超过ac3+50℃，会形成更大尺寸和比例的片层珠光体，弱化管线钢的低温韧性，尤其是不利于dwtt性能，而当保温温度低于ac3，则会保留过冷相变组织，弱化组织均匀性和热稳定性。

本发明所述的热处理型管线钢通过合理的成分和工艺设计，获得的微观组织为细小铁素体和珠光体，其中，铁素体晶粒度在10级以上，珠光体由片层珠光体和粒状珠光体构成，片层珠光体的比例随保温温度的提高增多，粒状珠光体尺寸小于3μm，占比不低于20％，均匀分布于铁素体内部和晶界上，带状组织评定结果不大于2.5级，制造的管线钢屈服强度可达360mpa以上，抗拉强度可达460～760mpa，尤其是-40℃低温夏比冲击功高于200j、-15℃全壁厚落锤撕裂试验(即dwtt试验)剪切断口面积百分数大于85％，同时具有可制造性。

本发明所述的制造方法在严格控制nb、v微合金元素添加量，结合控轧控冷工艺来调节原始组织和nbc、vc及fe3c等碳化物的分布形态，使得管线钢的奥氏体化温度和过程发生改变，经保温热处理后有效细化了铁素体晶粒尺寸，同时珠光体在未溶解的碳化物上生长，从而形成片层珠光体和粒状珠光体，其中粒状珠光体的尺寸小于3μm，占比不低于20％，该微观组织结构有利于改善塑韧性，实现了细晶强化、析出强化与低温韧性的平衡，获得了强度和低温韧性的良好匹配。

附图说明

图1为实施例4的热处理型管线钢的金相组织图。

图2显示了实施例4的热处理型管线钢的扫描电子显微镜下的微观组织。

具体实施方式

下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的热处理型管线钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-6以及对比例1-2

表1列出了实施例1-6的热处理型管线钢以及对比例1-2的对比管线钢中的各化学元素的质量百分比。

表1.(wt％，余量为fe和除了p、s以外的其他不可避免的杂质元素)

注：表1中的ceq＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(ni+cu)/15、pcm＝c+si/30+mn+cu/20+ni/60+cr/20+mo/15+v/10+5b，其中,c、mn、cr、mo、v、ni、cu、si、mn、c及b分别表示对应化学元素的质量百分比数值

实施例1-6的热处理型管线钢以及对比例1-2的对比管线钢的制造方法包括步骤：

(1)按照表1所列的化学元素配比进行冶炼和铸造，制得板坯；

(2)将板坯再加热；

(3)轧制：粗轧开轧温度为1130～1150℃，粗轧终轧温度为920～1050℃；精轧开轧温度为750～880℃；精轧终轧温度为700～840℃；

(4)轧后控制冷却：冷却速度为0.1℃/s～60℃/s，停冷温度为室温～550℃；

(5)自然空冷：；

(6)热处理：炉内保温温度为860～920℃，且在ac3～ac3+50℃范围内，保温系数为1.0～3.0min/mm，随后自然空冷。

表2列出了实施例1-6的热处理型管线钢以及对比例1-2的对比管线钢制造方法中的具体工艺参数。

表2.

实施例1-6的热处理型管线钢以及对比例1-2的对比管线钢进行了性能测定，并将其结果列于表3。

表3

由表3可以看出，本案各实施例的热处理型管线钢的屈服强度≥360mpa，抗拉强度为460～760mpa，-40℃低温夏比冲击功＞200j，-15℃全壁厚落锤撕裂试验剪切断口面积百分数大于85％。而对比例1、对比例2的对比管线钢的性能表现综合而言不如本案各实施例的表现。

结合表1至表3可以看出，本案各实施例在满足高强度的情况下，兼具优良的强韧性，且碳当量较低，有利于改善钢管成型焊接及现场环焊焊接性能；而在对比例1中，v的添加量超出本案所限定的0.01～0.02％，因而，使得所得的对比管线钢的强度虽然满足高强度要求，但低温韧性到了韧脆转变点，-15℃dwtt性能恶化；此外，对比例2没有添加v和nb，所得的对比管线钢的强度偏低，-40℃低温冲击功小于200j，dwtt性能不满足要求。

由此可以看出，本案的热处理型管线钢及其制造方法具有成分简单，工艺窗口较宽，有较强的可制造性。

图1为实施例4的热处理型管线钢的金相组织图。

如图1所示，在实施例4的热处理型管线钢中，其微观组织为细小铁素体和粒状珠光体，其中铁素体的晶粒度在10级以上，粒状珠光体尺寸小于3μm。

图2显示了实施例4的热处理型管线钢的扫描电子显微镜下的微观组织。

如图2所示，并在必要时结合图1，实施例4的热处理型管线钢中，珠光体包括片层珠光体和粒状珠光体，其中粒状珠光体的相比例约为80％，且尺寸小于3μm。此外，粒状珠光体分布在晶内和晶界，片层珠光体分布在晶界。经测试，带状组织评定结果不大于2.5级。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。