一种长时间较高温度回火性能稳定的X100超高钢级管线钢板及其制造方法与流程

本发明涉及一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板及其制造方法，属于x100管线钢板制造技术领域。

背景技术：

目前世界需求的能源中化石能源还占能源结构中的主体地位，近年来世界经济的急速增长极大带动了化石能源需求的急速增长，这也极大地促进了长距离输送管线的发展，为提高输送效率，降低投资，长距离石油天然气输送管线用钢的发展趋势是向高强度或超高钢级发展。为进一步满足世界能源需求，各国均在积极勘探和开采海上石油和发展海上工程，钢管桩目前是海上工程常用的基础设备之一，由于应用于海洋领域，因而需要足够的强度和高韧性，从而采用api标准进行设计生产是优先的选择。由于海洋较深，用于深海的钢管之间的焊接方法必须要保证母材在超过550℃以上长时间高温回火后性能仍满足x100强度要求，且保持足够韧性，但一般采用tmcp工艺生产的钢板，在较高回火温度下一般强度下降较大，因而为满足这一技术要求，需要从成分和工艺设计角度来考虑，发开出满足在长时间高温回火后性能稳定的x100超高钢级管线钢的生产工艺。

技术实现要素：

本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板及其制造方法，母材不仅在长时间高温回火后性能满足x100性能要求的产品，而且同时仍具有较好的低温韧性；而且工艺简练，成材率高。

本发明解决上述问题所采用的技术方案为：一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为c：≤0.12％、mn：0.9～2.2％，si：≤0.45％，s：≤0.0006％，p：≤0.010％，nb：0.035～0.08％、ti：≤0.012％、v：≤0.10％，alt：≤0.06％，n:≤0.0040％，o：≤0.004％，mo：≤0.40％，pb≤0.0015％，zn≤0.003％，sb≤0.0015％，sn≤0.0015％，cu：≤0.50％、ni：0.20-1.5％，cr：≤0.35％，mo+cu+ni+cr≤1.8％，ca：≤0.01％，余量为fe及不可避免的杂质元素。

所述钢板的厚度可达到25-28mm；所述钢板的屈服强度≥690mpa；抗拉强度≥760mpa，屈强比≤0.86，圆棒样延伸率≥25％，-25℃冲击功≥300j，-40℃冲击功≥200j，-60℃冲击功≥150j，-15℃落锤剪切面积≥85％，-20℃落锤剪切面积≥70％(全壁厚试样落锤性能，若是减薄试样落锤性能更高)。经550-630℃范围回火后，屈服强度≥690mpa；抗拉强度≥760mpa，屈强比≤0.90，圆棒样延伸率≥22％，-25℃冲击功≥250j，-40℃冲击功≥160j，-15℃落锤剪切面积≥70％，

本发明成分设计原理是采用适量的c、mn，通过加入微量nb、v、ti等微合金化元素，同时加入少量mo、cu、ni等元素，结合特定tmcp工艺，以便最终保证厚规格x100具有低温高韧性，尤其是优异的dwtt落锤性能，其主要的基本元素作用如下：

c：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，考虑到强度及韧性的匹配关系，将c含量控制在0.03～0.07％。

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也是提高钢的淬透性元素。考虑到检验过程中发现mn偏析对落锤性能产生不利影响，同时兼顾到强度要求，本发明中mn含量设计在1.80～2.0％范围,为缓解因mn较高所带来的中心偏析，连铸时采用轻压下。

nb：是现代微合金化钢特别是管线钢中最主要的微合金化元素之一，对晶粒细化的作用非常明显。通过nb的固溶拖曳及热轧过程中的nb(c，n)应变诱导析出可阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经tmcp使未再结晶区轧制的形变奥氏体在相变时转变为细小相变产物，以使钢具有高强度和高韧性，本发明主要是通过c与nb含量的关系来确定nb含量范围,

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

ti：是强的固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，但过高的ti会形成大的tin质点，影响落锤性能，因此本申请专利将ti控制在0.008-0.015％之间。

mo：可推迟γ→α相变时先析出铁素体相的形成，促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变起到重要作用，同时也是提高钢的淬透性元素。在一定的冷却速度和终冷温度下通过添加一定mo即可获得明显的针状铁素体或贝氏体组织，mo也可以与c结合在一定条件下形成碳化物。

s、p：是管线钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好，通过超低硫及ca处理改变硫化物形态可使管线钢具有很高的冲击韧性。

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。

cr：cr的加入可提高钢的淬透性，且相对经济。

pb,zn,sb,sn,，这些残余元素很容易在晶界聚集，弱化晶界间的结合力，从而影响落锤性能，因此需要控制pb≤0.0015％，zn≤0.003％，sb≤0.0015％，sn≤0.0015％。

本发明的另一目的是提供上述一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板的制造方法：将冶炼原料依次经kr铁水预处理、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼和连铸，连铸时采用轻压下以改善因mn含量高造成的芯部偏析，制造出满足化学成分要求、厚度为不小于350mm的连铸坯；

将连铸坯再加热，二加段温度控制在不高于1200℃，出炉后进行特定tmcp工艺；特定tmcp工艺包括两阶段轧制和中间坯冷却：第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在不高于1150℃，再结晶区轧制时控制连续两至三道次的单道次压下率不低于20％；中间坯冷却是通过mildcooling冷却系统对中间坯适度冷却至第二阶段的非再结晶区开轧温度，冷却方式为是在箱体内采用来回摆动式进行冷却，冷速速度为6-12℃/s，保证再结晶区轧制变形后奥氏体晶粒不再长大，中间坯表面与心部温差较小；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于900℃，终轧温度控制在相变临界温度轧制；轧后以水冷方式冷却钢板，开始冷却温度控制为不高于790℃，终止冷却温度控制为不高于400℃，冷却速度为10～35℃/s；冷却后矫直，最后直接冷却到室温即得钢板成品。

本发明采用的中间坯冷却系统设置在轧机生产线上的粗轧机和精轧机之间。该系统为箱体结构，共计长18m，在箱体顶部，密集分布喷淋喷嘴，对粗轧后的中间坯进行适度冷却，根据不同中间坯厚度，获得的中间坯冷却速度为4-18℃/s，中间坯厚度根据产品和生产需要通常在40-180mm厚左右，小于40mm厚中间坯由于较薄，除非需要，一般不需进行中间坯冷却。对于厚规格中间坯，考虑到设计极限，最大冷却速度在4℃/s，对于薄规格，最大冷却速度可达到18℃/s。之所以不能采用更高冷速，有两个因素需要考虑到：一是由于更高冷速下，中间坯沿厚度方向会产生较大的温度差，这种温度差在轧制时由于温度差造成厚度方向变形不均匀，精轧轧制时会产生钢板上翘或下扣，影响生产率。二是这种沿厚度方向温度差将会造成沿厚度方向区域奥氏体变形不一样，从而影响获得最终组织。

本申请中间坯冷却系统的作业流程：坯料经再结晶区轧制完成后得到中间坯，中间坯进入中间坯冷却系统后，系统内相应的辊道进入摆动模式，使中间坯在系统内来回摆动，同时喷嘴喷淋对中间坯喷水，控制中间坯以特定的冷却速度冷却至第二阶段轧制的开轧温度，待中间坯冷却到第二阶段轧制的开轧温度后，中间坯将从中间坯冷却系统内送出，进入第二阶段轧制工序。

与现有技术相比，本发明的优点在于：一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板及其制造方法，采用合适的成分和工艺，获得了x100管线钢性能，经高温长时间回火后仍能保持x100强度性能要求。

附图说明

图1为本发明实施例一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板的组织结构图；

图2为本发明实施例一种长时间回火后x100管线用钢板制造方法中的中间冷却系统作业简图。

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。

如图1所示，本实施例中的一种长时间较高温回火性能稳定的x100超高钢级管线钢板的制造流程为:配比备料→进行转炉或电炉冶炼→炉外精炼→连铸→板坯再加热→特定tmcp工艺+冷却后堆冷→矫直。

具体工艺步骤如下：将冶炼原料依次经kr铁水预处理、转炉冶炼、lf精炼、rh真空精炼和连铸，连铸时采用轻压下工艺，目的在于改善因mn含量较高造成的芯部偏析。制造出满足化学成分要求、厚度350mm的连铸坯；将连铸坯再加热至1180～1230℃，进行特定tmcp工艺+水冷+堆冷+矫直。

特定tmcp工艺包括两阶段轧制和中间坯冷却：第一阶段为再结晶区轧制，终轧温度控制在不高于1150℃，再结晶区轧制时控制连续两至三道次的单道次压下率不低于20％；

中间坯冷却是通过冷却系统对中间坯快速冷却至第二阶段的非再结晶区开轧温度，冷却方式为是在箱体内采用来回摆动式进行冷却，冷速速度为6-12℃/s，保证再结晶区轧制变形后奥氏体晶粒不再长大，中间坯表面与心部温差较小；

第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度不高于900℃，终轧温度控制在相变临界温度。

轧后以水冷方式冷却钢板，开始冷却温度控制为不高于790℃，终止冷却温度控制为不高于400℃，冷却速度为10～35℃/s；水冷结束后矫直，最后直接冷却到室温即得钢板成品。

各实施例所涉及钢板的具体化学成分见表1，具体tmcp工艺参数见表2，主要力学性能见表3，各实施例所涉及高温下回火后性能见表4。

表1

表2

表3

表4

除上述实施例外，本发明还包括有其他实施方式，凡采用等同变换或者等效替换方式形成的技术方案，均应落入本发明权利要求的保护范围之内。