一种控制管线钢中Nb-Ti复合析出物的轧制方法与流程

本发明属于轧钢
技术领域：
，涉及控制钢中析出相，具体为一种控制管线钢中nb-ti复合析出物的轧制方法。
背景技术：
：近年来，随着国内经济的快速发展，经济对能源的消耗量和依存度急剧增加。由于石油和天然气的产地大都位于偏远的山区、荒漠以及海洋等特殊地区和交通不便利的地区，油气资源的运输尤为重要。管道运输是目前油气输送最为经济高效的运输方式。高钢级、大口径、高压力、大输量油气管道是目前和将来油气输送管道建设的重点。如我国的西气东输一线管道干线采用1016mm口径x70钢级，输气压力10mpa，年输气量120亿立方；西气东输二线工程则升级为1219mm口径x80钢级，输气压力12mpa,年输气量300亿立方；而目前正在建设的中俄东线工程干线全部采用1422mm口径x80钢级(试验段采用x90钢级)，输气压力12mpa，年输气量则为380亿立方。为了保证油气的安全输送，油气管道用钢需具有优异的强韧性能，晶粒细化是目前提高材料强韧性能的主要手段。添加nb和ti是目前高强度管线钢细化晶粒的主要元素。在管线钢的tmcp(控制轧制和控制冷却)工艺中，nb具有抑制奥氏体晶粒长大、延迟奥氏体再结晶、降低韧脆转变温度的作用，从而起到细化晶粒的作用。热轧后，nb与钢中的c、n元素形成纳米尺寸的nb(c，n)粒子沉淀析出，起到析出强化的作用。而ti元素具有较强的沉淀强化作用和降低韧脆转变温度的作用，所以，ti在提高管线钢的强度和韧性具有一定的作用。然而，在目前管线钢的生产工艺中，nbc和tin析出物都多以单个颗粒的形式析出，析出量较少，导致在细化晶粒方面效果不显著。目前，关于管线钢制造和轧制工艺的文献和专利很多，如发明专利cn107442568a公开了一种大壁厚管线钢的轧制方法，介绍了30.8mmx80含nb和ti管线钢的tmcp生产工艺，并没有涉及控制nbc和tin析出物的轧制工艺；发明专利cn1318631c公开了高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法，介绍了一种高强度高韧性x80管线钢及其热轧板卷的tmcp制造方法，解决了现有x80管线钢的冲击韧性不够理想的缺陷。同样，该发明轧制工艺中没有涉及nbc和tin析出物的轧制特点。文献《x100管线钢中nb和ti碳氮化物复合析出行为》(材料热处理学报)介绍了在x100管线钢析出相分析中，观察到nbc和tin复合析出物的存在，而并没有介绍nbc-tin复合析出物的控制工艺及析出行为；同样，文献《nb-ti微合金化x100管线钢中的纳米析出规律》(材料热处理学报)介绍了含有nb和ti元素的析出形貌，发现了nbc-tin复合析出物，但文献并不涉及nbc-tin的控制工艺及析出规律。技术实现要素：本发明的目的在于结合管线钢的tmcp工艺，提出了一种控制管线钢中nb-ti复合析出物的轧制方法，精确控制nbc-tin复合粒子的析出，抑制高温阶段奥氏体晶粒的长大，使钢中添加的nb和ti元素的细化晶粒作用得到充分利用，从而提高管线钢的强韧性能。为达到上述技术问题，本发明具体通过以下技术方案实现：一种控制管线钢中nb-ti复合析出物的轧制方法，包括以下步骤：1)根据管线钢的化学成分，计算nbc单相析出物的固溶温度和nbc、tin的析出温度；2)根据nbc单相析出物的固溶温度和nbc和tin的单相析出温度，确定板坯加热工艺和控制nbc和tin复合析出的轧制工艺；3)根据tmcp工艺，进行精轧和冷却。进一步的，所述的管线钢的化学成分按照重量百分比计包括：c:0.03～0.10,mn:1.50～2.0,ti:0.01～0.05；nb:0.04～0.10，其余合金元素根据性能要求适量添加。进一步的，所述的nbc的固溶温度通过公式(i)进行计算：lg{[nb][c]}＝2.96-7510/t(i)；其中，t为k氏温度；[nb]为t温度使平衡固溶于铁基体中nb或ti的量；[c]为t温度使平衡固溶于铁基体中c的量。进一步的，nbc和tin单相析出物的析出温度计算方法如下：f＝(m-[m])(am+ax)/amdfe/(100dmx)(ii)；其中，f为析出温度，m为nb或ti元素的质量百分数，am为nb或ti元素的原子量，而ax为c或n元素的原子量；[m]为t温度使平衡固溶于铁基体中的nb或ti的量；dfe和dmx分别为铁基体及析出相nbc或tin相的密度。进一步的，所述的板坯加热工艺中板坯加热温度高于nbc单相析出物的完全固溶温度30～50℃，加热和保温时间不低于0.8min/mm。进一步的，所述的控制nbc和tin复合析出的轧制工艺中粗轧轧制开始温度高于nbc单相析出物的析出温度0～10℃，单道次压下量大于20％，粗轧压缩比大于2。进一步的，所述的精轧工艺中开始温度低于未再结晶区温度，终轧温度不低于奥氏体至铁素体相变临界温度，轧后对钢板进行加速冷却。本发明的有益效果为：通过tin和nbc析出物的冶金热力学理论计算，确定合理加热工艺，保证连铸坯中nbc在加热过程中的完全固溶；通过获得的tin和nbc析出物的析出温度理论计算和nbc开始析出温度区间的精确控制轧制，通过形变诱导析出实现tin-nbc复合析出物的控制，从而细化原奥氏体晶粒，使添加的nb和ti元素细化作用最大化，提高管线钢的强韧性能。同时经济效益显著。通过tin和nbc析出物的热力学计算，合理确定钢中nb和ti的添加量，减少nb元素的过量添加，降低合金成本。附图说明图1是nbc和tin在实施案例钢中的析出曲线；图2(a)是实施案例的原奥氏体晶粒尺寸图；图2(b)是对比例1的原奥氏体晶粒尺寸图；图2(c)是对比例2的原奥氏体晶粒尺寸图；图3(a)是实施案例获得的析出相尺寸形貌图；图3(b)是对比例1获得的析出相尺寸形貌图；图3(c)是对比例2获得的析出相尺寸形貌图。具体实施方式下面将结合本发明具体的实施例，对本发明技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。选择x90管线钢为试验材料，其主要化学成分为(wt％)c:0.06，si：0.25，mn:1.90，nb:0.06,ti:0.015，n:0.004，mo+ni+cu+cr≤0.90，其余为fe，分别采用本发明技术与传统tmcp工艺进行案例对比。根据案例x90化学成分，通过热力学理论计算公式(1)和(2)计算tin和nbc的完全固溶温度：lg{[nb][c]}＝2.96-7510/t(1)；lg{[ti][n]}＝3.94-15190/t(2)。获得的nbc和tin的完全固溶温度分别为：1120℃，1586℃。由于tin的完全固溶温度接近钢的液相线，所以在加热时不再参考。根据公式(3)计算tin和nbc的析出温度：获得的tin和nbc的析出温度分别为1472℃和1118℃，析出温度与析出量关系曲线见图1。实施例1连铸坯加热温度为1200℃，保温系数0.9min/mm，粗轧入口温度1150℃，粗轧单道次压下量20％，压缩比2.5；精轧入口950℃，终轧温度780摄氏度，压缩比4.6；冷却开始温度740℃，冷却速率20℃/s，终冷温度400℃。对比案例2：连铸坯加热温度为1200℃，保温系数0.9min/mm，粗轧入口温度1050℃，粗轧单道次压下量20％，压缩比2.5；精轧入口950℃，终轧温度780摄氏度，压缩比4.6；冷却开始温度740℃，冷却速率20℃/s，终冷温度400℃。实施效果：对轧后钢板进行显微组织分析，取钢板横截面，研磨抛光后利用4％硝酸酒精进行侵蚀，在fei扫描电子显微镜下进行原压扁奥氏体宽度尺寸进行测量，测量结果如图2(a、b、c)所示，本发明实施案例的原奥氏体晶粒平均厚度约7.8μm，对案例1和2工艺获得的原奥氏体晶粒平均厚度约17.1m和20.5μm。然后对腐蚀金相试样进行表面喷碳镀膜，采用萃取复型技术在tem下进行析出相观察，如图3(a、b、c)所示。本发明获得的析出物95％以上为nbc-tin复合析出物，对比案例1和2工艺中析出相基本都是nbc和tin的单个析出，析出物密度比例小于本发明析出密度。表1为本实施案例和对比案例所获得的力学性能，与对比案例相比，本发明工艺冲击韧性显著提高，比对比案例(类似传统tmcp工艺)冲击功高约200j。表1本发明和tmcp工艺实施案例的力学性能对比类别抗拉强度，mpa屈服度，mpa延伸率，％冲击功，j实施案例876±12692±924±1499±8对比案例1841±11668±823±1261±5对比案例2825±7634±523±2247±6尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。当前第1页12