高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带及其生产方法与流程

本发明涉及热连轧钢板生产技术领域，尤其涉及一种高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带及其生产方法。

背景技术：

低温韧性是油气管线用钢系列产品力学性能的重要指标，低温韧性不满足要求可能导致油气管道在使用过程中发生脆性破坏，造成突发事故，影响人身及财产安全。低温冲击性能表征的是材料抑制裂纹形成的能力，钢中形成的带状组织、夹杂物，或者材料组织不均匀都可能造成低温冲击韧性降低。

近年来，随着石油天然气管道服役条件越来越苛刻，台风、泥石流、地震、极寒气候等各种恶劣气候和地质条件要求油气管线用钢具有高强度、高韧性的性能特点。管线钢通过金相组织类型分类，分为普通铁素体+珠光体型、低碳贝氏体型两种。低碳贝氏体型管线钢由于其组织充分细化及位错强化，具有良好的强韧性，但是其合金成本远高于普通铁素体+珠光体型。因此，亟待提供一种成本较低、韧性较好的铁素体型油气管线用钢及其制备方法。

cn105463324b公开了一种厚规格高韧性管线钢及其制造方法，针对25～40mm厚规格的450mpa及以上钢级的管线钢，以晶粒细化、析出强化、相变控制等材料理论为基础，采用了较低的c含量、中低mn、适量nb、ti微合金化及cu、ni、cr、少量mo合金化的成分设计；并结合控制轧制和控制冷却的热机械处理工艺，获得tmcp态的钢板，全板厚得到以细化铁素体(≤10μm)为主的显微组织以提高钢的低温韧性，具有高强度、高韧性的力学性能特征，尤其是全壁厚dwtt性能剪切面积率达到85％以上。cn106480374b公开了一种耐寒管线用高韧性低屈强比热轧厚板及其生产方法，以c、mn为基础采用cr、nb、ti成分体系，生产成本低，同时控制碳当量适宜，保证可焊性；轧制过程采用低温大压下、弛豫、加速冷却的生产方法，从而有效细化晶粒、控制组织类型；最终获得综合性能优异、适用于作为制造低温地区大厚壁耐寒管线钢管的原料。但是，上述发明涉及的管线钢需严格控制钢的成分，其制备方法复杂，轧制温度低、轧制压下大，仅适用于中厚板热轧产线，不适用于其他热轧产线，工艺适应性差。

cn103045945b公开了一种经济型高韧性x70管线钢热轧板卷及其制备方法。其化学成分的重量百分比(％)为：0.060％＜c≤0.075％，0.15％≤si≤0.30％，1.20％≤mn≤1.65％，0.070＜nb≤0.080％，0.010％≤ti≤0.020％，cr≤0.25％。其制备方法包括加热、粗轧、精轧、冷却、卷取工序，所述精轧工序为：精轧第一道次轧制温度不高于1050℃，精轧的最后一道次变形量小于8％，最后两道次累积变形量小于16％，精轧终轧温度770-850℃；所述冷却工序为：精轧后层流冷却，冷却速率18-26℃/s；所述卷取工序为：经过层流冷却后卷取，卷取温度范围300-400℃。所述的管线钢钢级为x70，显微组织为准多边形铁素体、贝氏体铁素体和少量马奥岛(马氏体-奥氏体岛状物)，该组织类型具有晶粒极细、位错密度高的特点，强韧性良好，因此发明中公布的x70低温冲击功能达到400j以上。但是，该类型管线钢合金添加量大，铸坯质量要求严格，要求采用低温卷取的工艺，对设备和生产条件要求苛刻，其生产方法不适用于普通铁素体型管线钢。

技术实现要素：

本发明要解决的技术问题是：提供一种合金元素添加量少，工艺适应性强的高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带。

为解决上述问题采用的技术方案是：高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带钢材的化学成分及重量百分比为：c：0.04～0.09％，si：≤0.30％，mn：1.20～1.70％，p：≤0.016％，s：≤0.005％，nb：≤0.05％，cr：≤0.25％，mo：≤0.20％，ti：≤0.04％，als：≤0.06％，其余为fe和不可避免的杂质；钢带钢材的平均晶粒度不小于12级；钢带钢材的金相组织为针状铁素体相和微量珠光体。

本发明要解决的另一技术问题是：提供一种高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带的生产方法。

为解决上述问题采用的技术方案是：高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带生产方法包括以下步骤：

a、钢水冶炼并连铸形成厚度为200～250mm的钢带坯料；钢带坯料的化学成分及重量百分比为：c：0.04～0.09％，si：≤0.30％，mn：1.20～1.70％，p：≤0.016％，s：≤0.005％，nb：≤0.05％，cr：≤0.25％，mo：≤0.20％，ti：≤0.04％，als：≤0.06％，其余为fe和不可避免的杂质；

b、对钢带坯料进行再加热至1170～1210℃，在炉时长不小于200min；

c、对钢带坯料进行5～6道次的粗轧得到厚度为50～60mm的中间坯料，各道次变形量≥15％；

d、对中间坯料进行6～7道次的精轧得到厚度≤20mm的成品坯料，精轧开轧温度≤980℃，终轧温度为760～840℃，各道次变形量；

e、以20～40℃/s的冷却速度冷却成品坯料至400～560℃；再空冷1～4s，之后再以10～20℃/s的冷却速度冷却成品坯料至380～530℃；

f、卷取成品坯料。

进一步的是：步骤a中冶炼包括依次进行的预脱硫、lf炉精炼和rh炉精炼。

进一步的是：钢水在冶炼后连铸前进行ca处理。

进一步的是：步骤e中，第一步和第三步冷却的冷却方式为层流冷却。

本发明的有益效果是：本发明的生产方法能够不添加大量微合金元素、通过较宽的工艺窗口、适用性强的工艺路线生产出高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带。所生产的高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带屈服强度超过400mpa、抗拉强度超过520mpa、伸长率a50超过20％、低温冲击功超过140j、碳当量ceq不超过0.40％、冷裂纹敏感系数pcm不超过0.20％。即本发明的高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带具有优良的低温韧性、成形性能、焊接性能和屈服强度，是制造油气管线的理想选择。

附图说明

图1是实施例1的钢带的金相组织图；

图2是实施例2的钢带的金相组织图；

图3是对比例1的钢带的表面金相组织图；

图4是对比例1的钢带的心部金相组织图；

图5是对比例2的钢带的金相组织图；

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明进一步说明。

高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带生产方法包括以下步骤：a、钢水冶炼并连铸形成厚度为200～250mm的钢带坯料；钢带坯料的化学成分及重量百分比为：c：0.04～0.09％，si：≤0.30％，mn：1.20～1.70％，p：≤0.016％，s：≤0.005％，nb：≤0.05％，cr：≤0.25％，mo：≤0.20％，ti：≤0.04％，als：≤0.06％，其余为fe和不可避免的杂质；b、对钢带坯料进行再加热至1170～1210℃，在炉时长不小于200min；c、对钢带坯料进行5～6道次的粗轧得到厚度为50～60mm的中间坯料，各道次变形量≥15％；d、对中间坯料进行6～7道次的精轧得到厚度≤20mm的成品坯料，精轧开轧温度≤980℃，终轧温度为760～840℃；e、以20～40℃/s的冷却速度冷却成品坯料至400～560℃；再空冷1～4s，之后再以10～20℃/s的冷却速度冷却成品坯料至380～530℃；f、卷取成品坯料。

采用本发明方法生产的高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带钢带的化学成分及重量百分比为：c：0.04～0.09％，si：≤0.30％，mn：1.20～1.70％，p：≤0.016％，s：≤0.005％，nb：≤0.05％，cr：≤0.25％，mo：≤0.20％，ti：≤0.04％，als：≤0.06％，其余为fe和不可避免的杂质；钢带钢材的平均晶粒度不小于12级；钢带钢材的金相组织为针状铁素体相和微量珠光体。

经试验本发明的钢带具有超过400mpa的屈服强度。在使用基于astma370的规定加工的试样，依据astma370的规定进行的夏比冲击试验中，冲击功akv显示为140j以上；依据astma370的规定进行的拉伸试样中，伸长率a50显示为20％以上；因此本发明的钢带具有优良的低温韧性和成形性能。根据碳当量ceq的计算公式ceq＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15计算可得本发明的钢带碳当量ceq满足≤0.40％的要求；根据冷裂纹敏感系数pcm的计算公式pcm＝c+si/30+(mn+cu+cr)/20+ni/60+mo/15+v/10+5b计算可得本发明冷裂纹敏感系数pcm满足≤0.20％的要求；因此本发明的钢带具有优良的焊接性能。

下面对本发明的高韧性铁素体型油气管线用热连轧钢带的化学成分限定理由进行说明，化学成分以质量百分比计。

c：0.04～0.09％。c是钢中最重要的合金元素，是扩大奥氏体区、促进碳化物形成的元素，且由于在fe中的间隙固溶强化作用，c能够强烈的提高钢的强度，因此c是钢中必不可少的元素。本发明中，为提高油气管线用钢的低温韧性，采用nb、mo等微合金化，c与nb、mo等元素具有极强的相互作用，在适当的工艺条件下，能够形成细小弥散的纳米级析出物，能够明显的促进轧制过程中的奥氏体扁平化、为相变形核提供大量质点，促进相变后形成晶粒细小的针状化铁素体组织，从而提高钢的低温韧性。然而，c含量过高时，会显著损害钢的塑性、韧性和焊接性。因此，c限定在0.04～0.09％的范围内。

si：≤0.30％。si是促进铁素体形成的元素，本发明中，为确保形成所希望的铁素体型组织，必须添加si元素，同时，si明显地提高钢的淬透性，在较高的层流冷却速率下能促进表面和心部组织细化，但是，针对于铁素体型管线钢，si含量超过0.30％时会明显降低钢的塑性和韧性。因此，si限定在≤0.30％的范围内。

mn：1.20～1.70％。mn是奥氏体形成元素，在钢中主要以固溶态存在，起固溶强化作用，同时对钢的塑性和韧性有促进作用。但mn与钢中的s有较强的亲和力而形成mns，mns呈长条状夹杂物，对钢的韧性不利，而且mn含量过高时易在铸坯中心形成成分偏析，影响钢的韧性。因此，mn限定在1.20～1.70％的范围内。

nb：≤0.08％。nb是典型的强碳化物形成元素，在钢中易于c、n等元素形成nb(c，n)，其尺寸在数百nm左右，弥散分布在钢基体中，其与基体的界面位置为相变提供大量形核位置，对晶粒起到明显的细化效果；同时，nb能显著提高奥氏体再结晶终止温度，在精轧开轧温度较高的情况下，保证精轧在完全非再结晶区轧制，促进奥氏体充分扁平化，为相变提供形核质点，促进晶粒细化。另一方面，对强碳化物元素有如下限定，nb+v+ti≤0.15％，否则由析出碳化物引起的强度上升、延伸率降低效果变得显著，同时还会明显增加碳当量，影响焊接性能。因此，nb含量限定在≤0.80％的范围内。

mo：≤0.20％。mo在钢中能够提高碳化物的稳定性，使nb(c，n)、ti(c，n)等碳化物更细小弥散，从而提高钢的强度和韧性，同时mo能够提高淬透性，促进cct曲线右移，促进相变过程中铁素体针状化，起到细化晶粒的效果。为控制碳当量，mo含量也不能过高，因此mo含量限定在≤0.20％的范围内。

cr：≤0.25％。cr在钢中能够强烈的提高淬透性，是铁素体形成元素，配合较快的层流冷却速率，能够使钢板表面和心部相变后形成细小均匀的针状化铁素体组织，该组织类型具有晶粒细小、位错密度大、大角度晶界比例高的特点，能够提高钢的强度和韧性。因此，本发明所涉及的高韧性管线钢中添加cr，并将cr含量限定在≤0.25％的范围内。

ti：≤0.04％。ti是强烈的碳化物形成元素，可形成简单立方晶体结构的合金碳化物tic及tin，其中tin能够起到钉轧晶界、抑制板坯再加热过程中晶粒粗化的作用，会促进最终组织的细化，利于钢的塑性和韧性。同时，tin对晶界的钉轧作用还能够抑制焊接粗晶区的晶粒粗化，起到改善焊接性能的作用。另外，轧制过程和卷取过程中析出的tic具有沉淀强化的作用，但由于依靠ti沉淀强化作用的钢种强度波动大，管线钢一般不采用ti的沉淀强化作用。因此，ti的含量限定在≤0.04％的范围内。

al：≤0.06％。al在钢中主要起到脱氧的作用，在钢水中主要形成al2o3夹杂，大部分al2o3夹杂在炼钢过程中浮到钢渣中排走，部分al2o3残留在钢坯中以夹杂物的形式保留，从而影响钢的冲击韧性，因此，为获得高韧性油气管线用钢，将al含量限定在≤0.06％的范围内。

p：≤0.016％。p在钢中具有强烈的偏聚倾向，其在晶界位置的偏聚易造成第二类回火脆性，影响钢的塑性和韧性，因此，p的含量限定在≤0.016％的范围内。

s：≤0.005％。钢中的s易与mn结合成mns，通常mns尺寸较大且具有良好的塑性，轧制时严重拉长，明显降低钢的横向性能，降低钢的韧性。进行硫化物改性处理可将mns的形貌从长条状改变为球状，减小其对钢韧性的影响，同时降低钢中的s含量可使mns沉淀温度降低而减小其尺寸，从而提高钢韧性。因此，s的含量限定在≤0.005％的范围内。

下面对本发明所涉及的高韧性油气管线用钢的轧制工艺进行说明。

钢坯的再加热温度：1160～1230℃。钢坯再加热工序的主要目的是使合金元素充分固溶，加热温度低于1160℃时，连铸时析出的粗大的nb碳氮化物、mo碳氮化物无法再固溶，因而使钢坯在热轧后得到的nb、mo碳氮化物粗大化，无法起到钉轧晶界、细化晶粒的效果。另一方面，加热温度超过1230℃时，钢坯再加热时的过热度较高，导致钢坯中的原始奥氏体晶粒过于粗大，在后续的轧制过程中也无法使铁素体相足够细化。因此将钢坯的再加热温度限定在1160～1230℃的范围内，同时为使nb、mo等合金元素充分固溶，将钢坯再加热时的在炉时间限定在≥200min。

粗轧单道次压下量：≥15％。钢板粗轧工序的主要目的是使再加热后的钢坯动态再结晶，通过金属的不断变形诱导晶粒的形核和长大，再结晶形成的晶粒在生长的同时也在变形，当再结晶晶粒中位错密度达到一定程度时，右开始诱发新一轮的形核长大，即再结晶过程，如此循环往复，导致原始组织的细化。但是动态再结晶要求达到临界变形量才能发生，否则，会由于动态再结晶和晶粒长大不均匀导致混晶组织的产生，影响成品的塑性和韧性。因此，将粗轧单道次压下量限定在≥15％。

中间坯厚度：50～60mm。钢板精轧工序的主要目的是在金属变形过程中使奥氏体晶粒扁平化，为铁素体相变积累更多的形核核心，促进成品组织细化。增加精轧过程中的累积变形量能有效的促进热轧卷晶粒细化，因此要求中间坯厚度控制在50mm以上，同时当中间坯厚度在60mm以上时，精轧各道次轧制负荷较重，影响生产。因此，将中间坯厚度限定在50～60mm的范围内。

精轧开轧温度：≤980℃。钢板精轧过程要求在完全未再结晶区轧制，增加奥氏体中的变形带，细化最终铁素体晶粒，因此必须要求精轧开轧温度不超过再结晶终止温度，如果开轧温度超过再结晶终止温度，即在部分再结晶区轧制易产生混晶组织。根据资料介绍，与设计成分接近的管线钢再结晶终止温度在960～980℃左右，因此将精轧开轧温度限定在≤980℃的范围内。

终轧温度：760～840℃。终轧温度应高于相变开始温度，如果终轧温度低于760℃，钢轧制时进入两相区，其中先相变的铁素体经轧制延伸产生变形组织，位错密度升高，在沿轧向拉伸时，易产生加工硬化，从而使强度升高，塑性降低，导致延伸率急剧下降，如果终轧温度高于840℃，导致钢轧制过程中变形奥氏体晶粒粗大，进而导致最终铁素体晶粒粗大。因此，将终轧温度限定在760～840℃。

精轧结束后以20～40℃/s的冷却速度冷却至400～560℃，空冷1～4s，之后以1～20℃/s的冷却速度冷却至380～530℃。本发明油气管线用钢要求具有高韧性，必须采用针状化铁素体组织路线，上述轧制工序采用粗轧再结晶细化晶粒、精轧未再结晶区增加形核核心的工艺方法，为确保相变后获得针状化的铁素体组织，冷却必须采用前段快速冷却模式，增加冷却速度，从而获得超细的针状化铁素体组织，提高油气管线用钢的韧性。第一步和第三步冷却的冷却方式最好是层流冷却。

步骤a中冶炼是现有技术，包括依次进行的预脱硫、lf炉精炼和rh炉精炼。为了控制钢水中氧化物和硫化物的组成和形态，改善钢水流动性、可浇性和提高钢的质量，可在钢水在冶炼后连铸前进行ca处理。

实施例1

铁水预处理、转炉冶炼、lf加热炉精炼、rh真空精炼、连铸得到220mm厚的钢坯，具体化学成分重量百分比为：0.05c、0.17si、1.32mn、0.036nb、0.01p、0.002s、0.036nb、0.2cr、0.09mo、0.12ni、0.016ti、0.033als，其余为fe及不可避免的杂质；钢坯再加热温度为1192℃，在炉时间245min，粗轧采用6道次轧制，各道次压下率为15％，19％，20％，22％，22％，27％，轧至54mm；精轧为7机架热连轧，精轧开轧温度为970℃，终轧温度为780℃，精轧结束后钢坯厚度为8.8mm；以30℃/s的冷却速度冷却到450℃，空冷2s，然后以13℃/s的冷却速度冷却到397℃卷取。

经检测，本实施例所生产的管线钢力学性能为：rt0.5：537mpa，rm：615mpa，a50：30.0％，rt0.5/rm：0.87，夏比冲击功：185.0j(冲击试样尺寸：7.5×10×55mm)，碳当量ceq：0.336％、冷裂纹敏感系数pcm：0.140％，金相组织为针状化铁素体+微量珠光体(见附图1)，晶粒度为13.5级。

实施例2

铁水预处理、转炉冶炼、lf加热炉精炼、rh真空精炼、连铸得到230mm厚的钢坯，具体化学成分的重量百分比为：0.05c、0.15si、1.31mn、0.011p、0.003s、0.034nb、0.19、cr、0.11mo、0.13ni、0.018ti、0.031als；钢坯再加热温度为1197℃，在炉时间205min，粗轧采用6道次轧制，各道次压下率为15％，16％，18％，21％，26％，29％，轧至56mm；精轧为7机架热连轧，精轧开轧温度为959℃，终轧温度为778℃，精轧结束后钢坯厚度为7.9mm；以23℃/s的冷却速度冷却到502℃，空冷1s，然后以11℃/s的冷却速度冷却到492℃卷取。

经检测，本实施例所生产的管线钢力学性能为：rt0.5：542mpa，rm：611mpa，a50：33.5％，rt0.5/rm：0.89，夏比冲击功：114.6j(冲击试样尺寸5×10×55mm)，碳当量ceq：0.331％、冷裂纹敏感系数pcm：0.134％，金相组织为针状化铁素体(见附图2)，晶粒度为13.5级。

对比例1

铁水预处理、转炉冶炼、lf加热炉精炼、rh真空精炼、连铸得到190mm厚的钢坯，具体化学成分的重量百分比为：0.05c、0.15si、1.32mn、0.008p、0.003s、0.033nb、0.2cr、0.1mo、0.11ni、0.018ti、0.026als；钢坯再加热温度为1190℃，在炉时间为226min，粗轧采用6道次轧制，各道次压下率为15％，16％，17％，22％，27％，30％，轧至49mm；精轧为7机架热连轧，精轧开轧温度为1010℃，终轧温度为750℃；精轧结束后钢坯厚度为8.1mm；以22℃/s的冷却速度冷却到540℃，保温4s，然后以10℃/s的冷却速度冷却到510℃卷取。

经检测，本对比例所生产的管线钢力学性能为：rt0.5：557mpa，rm：607mpa，a：35.0％，rt0.5/rm：0.92，夏比冲击功：56.1j(冲击试样5×10×55mm)，碳当量ceq：0.337％、冷裂纹敏感系数pcm：0.140％，试样表面金相组织为呈条带状的铁素体+珠光体，心部组织为存在部分混晶组织的铁素体(见附图3和4)。

对比例1的金相组织形成原因及冲击功偏低原因分析，对比例1钢的终轧温度低至750℃，接近两相区转变温度，先相变的先共析铁素体经轧制延伸产生变形组织，位错密度升高，易产生加工硬化，导致抑制裂纹扩展的能力减弱，同时在心部产生部分混晶组织，从而降低低温冲击功。

对比例2

铁水预处理、转炉冶炼、lf加热炉精炼、连铸得到220厚的钢坯，具体化学成分的重量百分比为：0.10c、0.25si、1.47mn、0.015p、0.008s、0.035nb、0.04v、0.019ti、0.031als；钢坯再加热温度为1214℃，粗轧采用5道次轧制，各道次压下率为20％，22％，26％，31％，32％，轧至48mm；精轧为7机架热连轧，精轧开始温度为1019℃，终轧温度为850℃，精轧结束后，钢坯厚度为9.1mm；以19℃/s的冷却速度冷却到650℃卷取。

经检测，本对比例所生产的管线钢力学性能为：rt0.5：502mpa，rm：564mpa，a：31.5％，rt0.5/rm：0.89，夏比冲击功：32j(冲击试样尺寸5×10×55mm)，碳当量ceq：0.353％、冷裂纹敏感系数pcm：0.186％，金相组织为铁素体+珠光体，存在珠光体带状组织(见附图5)。

对比例2的金相组织形成原因及冲击功偏低原因分析，相比于实施例1、实施例2，对比例2化学成分中c含量较高，且没有加mo，因此对比例2的金相组织中珠光体含量必定更高，且铁素体基本上没有针状化趋势。同时，对比例2的卷取温度较高、层流冷却速度较慢，导致相变过程中先共析铁素体和珠光体有充分的时间形核长大，因此对比例2的金相组织中晶粒尺寸较粗大，且珠光体比例较高，并呈带状分布。