基于应变设计地区用高性能抗大变形管线钢及制备方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于高强度管线钢技术领域，特别是涉及一种基于应变设计地区用高性能 抗大变形管线钢及制备方法，具有优良的抗大变形能力、低温韧性、CTOD断裂韧性、抗酸性 能，以及可焊性能优良的抗大变形管线钢，适用于基于应变设计地区的油气管道工程建设。
【背景技术】
[0002] 随着石油天然气资源的快速发展，世界上油气田的开采向着边远的荒漠、地震带、 极地冻土带和海洋等环境苛刻区域发展，输送管道也不可避免的经受着复杂多变的地质灾 害环境，严重影响了管道的安全运行。为保证管道建设和运行的经济性及安全性，管线钢的 发展趋势必将是高强度、高韧性、耐低温、良好的焊接性和抗大变形能力。高强等级经济型 抗大变形管线钢因具有良好的综合性能，尤其是优良的抗变形能力，必将是未来管线钢产 品发展的一个重要方向，工程应用前景非常广阔，市场需求日益迫切，已引起全球管道行业 的高度重视，各国均在积极推动大变形管线钢的研制开发及应用推广工作。
[0003] 抗大变形管线钢由于其应用的特殊性，对性能的要求非常严格，不仅要满足同钢 级常规管线钢的各项性能要求，如较高的强度、良好的低温冲击韧性，而且要求其纵向性 能必须要有足够的抗大变形能力，即要求有较高的形变强化指数（η)、较大的均匀延伸率 (UEL% )、较低的屈强比（RtO. 5/Rm)、良好的各项应力应变比值、拉伸应力-应变曲线为圆 屋顶形（不能有屈服平台）等。
[0004] 抗大变形管线钢由于其金相组织形态的特殊性，其低温CTOD断裂韧性、焊接性能 和抗酸性能等比较敏感，容易出现不合格现象，尤其是环焊缝接头性能及其高效性对现场 焊接工艺比较敏感，再加上中国油气管道施工队伍90%以上环焊缝采用的是半自动药芯自 保护焊设备和工艺，其环焊缝焊接技术和焊接材料还不成熟，其大规模工业应用受到限制， 因此，要想在国内大规模应用抗大变形管线钢，需要尽快开发出具有优良的抗大变形能力 和低温韧性，并解决了产品的CTOD断裂韧性、抗酸性能，以及可焊性能，适用于半自动药芯 自保护焊工艺的抗大变形管线钢产品及其生产方法。
【发明内容】
[0005] 本发明的目的在于提供一种基于应变设计地区用高性能抗大变形管线钢及制备 方法，产品具有优良的抗大变形性能和低温韧性，并解决了现有抗大变形管线钢的CTOD断 裂韧性、抗酸性能和可焊性能，适用于半自动药芯自保护焊工艺的现场环焊缝焊接。
[0006] 本发明的基于应变设计地区用高性能抗大变形管线钢的化学成分为：C :0. 04~ 0· 07%，Nb :0· 02 ~0· 05%，Si :0· 10 ~0· 30%，Mn :1. 00 ~I. 60%，Alt :0· 01 ~0· 05%， Ti :0· 015 ~0· 025 %，Ni :0· 15 ~0· 40 %，Cr :0· 10 ~0· 30 %，Cu :0· 10 ~0· 30 %，P : 彡 0· 012%，S :彡 0· 003%，N :彡 0· 005%，0 :彡 0· 002%，B :彡 0· 0004%，余量为 Fe 和不可 避免杂质元素，且 C+Nb :0· 08 ~0· 10%，Cr+Cu :0· 20 ~0· 40%，P+S+N+0+B 016%，均 为重量百分数；
[0007] 该钢由细小的多边形先共析铁素体构成的第一相，和包含贝氏体、马氏体、Μ/A岛 中的一种或多种构成的第二相；第一相先共析铁素体晶粒尺寸为1~8 μπι ;
[0008] 该钢力学性能为：母材纵向拉伸性能的屈强比彡0. 80,均匀延伸率UEL多10%， RtL 5/RtO. 5 彡 1. 10, Rt2. 0/Rtl. 0 彡 1. 06, Rt5. 0/Rtl. 0 彡 1. 10, RtO. 4/RtO. 8 彡 0· 93， RtO. 8/Rtl. 5彡0. 97，Rtl. 5/Rm彡0. 95 ;母材横向-10°C夏比冲击功达到300J以上，-10°C 落锤（DWTT)剪切面积达到85%以上；半自动药芯自保护环焊缝接头-KTC焊缝金属和熔合 区夏比冲击功达到100J以上；直缝埋弧焊的-KTC焊缝金属和热影响区夏比冲击功稳定达 到150J以上；母材在-KTC时断裂韧性CTOD值在0. 2mm以上；母材B溶液条件下抗酸裂纹 长度率CLR < 15 %，裂纹厚度率CTR < 5 %，裂纹敏感率CSR < 2 %。
[0009] 本发明所述高性能抗大变形管线钢的制备方法，包括钢水冶炼、钢坯连铸、钢坯再 加热、控制乳制、弛豫冷却、加速冷却等工序，其特征在于：
[0010] (1)钢坯再加热温度为1120-1180°C，加热时间按0· 5-1. Omin/mm控制，均热段加 热时间控制在40-70min ;
[0011] (2)钢板分两阶段控乳，第一阶段终乳温度为930-10KTC，粗乳末两道次压下率 控制在20-50%，然后进行待温，待温厚度为成品钢板厚度的3-5倍，第二阶段开乳温度为 800-860°C，乳制速度为2. 5-5m/s，终乳温度控制在730-790°C范围，精乳末两道次压下率 控制在10-20% ;
[0012] (3)钢板热乳后进行弛豫冷却，弛豫时间0-90s，冷却速度0. 2-l°C /s，形成细小的 多边形先共析铁素体构成的第一相；
[0013] (4)然后进行加速冷却，开冷温度为680-740°C，终冷温度为200-300°C，冷却速度 为26-40 °C /s，形成由贝氏体、马氏体、Μ/A岛中一种或多种构成的第二相。
[0014] 本
【发明内容】
的构成要点立足于以下认识：
[0015] C元素对提高钢材的强度是有效的，但同时对其低温冲击韧性、抗酸性能及其可焊 性是有害的，众所周知，C是易偏析元素和碳化物形成元素，较高的C含量会在焊接过程中 造成焊接性能的严重下降，尤其对于抗大变形管线钢来说，添加过多的C对环焊缝性能有 害。本发明进行了大量试验，通过对比不同的C含量抗大变形管线钢的环焊缝性能，发现： 当C含量大于0. 07 %时，其环焊缝冲击韧性较差，当C含量小于0. 04%时，其抗拉强度较 低，屈强比偏高，抗大变形能力不足。因此本发明中C含量控制在0. 04~0. 07%范围内。
[0016] Nb元素在管线钢中主要起到固溶强化和细晶强化的作用，对提抗大变形管线钢的 强度和低温韧性是有效的，但较高的Nb含量会在焊接过程中造成焊缝金属冲击性能的严 重下降。本发明进行了大量试验，发现：当Nb含量大于0. 05%时，其环焊缝冲击韧性较差， 而且Nb含量高会导致产品屈服强度较高，影响屈强比和各项应力应变比值，抗大变形能力 较差。因此本发明中Nb含量控制在较低碳含量0.02~0.05%范围内。并且C含量和Nb 含量的复合叠加作用也会对环焊缝性能带来影响，C+Nb含量之和过高，会造成环焊缝冲击 韧性下降，所以必须控制C+Nb :0. 08~0. 10%范围内。
[0017] Mn元素是常用的固溶强化元素，提高强度和韧性，同时降低钢的韧脆转变温度。但 由于锰在钢中与碳、磷元素一样均易形成偏析带，造成钢的组织和硬度不均匀性。为避免硬 的带状组织出现，锰的添加量要受到限制，Mn含量控制在1.0~1.6%范围，可显著提高产 品的抗酸性能、CTOD断裂韧性，以及环焊缝性能。
[0018] Cr和Cu元素对提高管线钢的抗拉强度是有效的，可显著降低材料的屈强比。但 较高的Cr、Cu含量会对环焊缝性能不利。本发明进行了大量试验，通过对比不同的Cr、Cu 含量，发现：当Cr+Cu含量大于0. 40%时，其环焊缝冲击韧性明显降低，但Cr+Cu含量小于 0. 20%时，其抗拉强度较低，屈强比偏高，抗大变形能力较差。因此本发明中Cr+Cu含量控 制在0.20~0.40%范围内。
[0019] Ni元素是奥氏体稳定性元素，能降低γ - α转变温度，能有效提高管线钢的低温 韧性。Ni可通过固溶强化作用提高钢的强度，弥补厚规格钢材中因厚度的增加引起的强度 下降，本发明进行了大量试验，发现当Ni含量大于0. 15%时，其低温CTOD断裂韧性、抗酸性 能和环焊缝性能良好，但Ni为贵重金属，对合金成本影响较大，一般控制在0. 15~0. 40% 范围内。
[0020] Ti元素是细化晶粒的作用，本发明控制Ti :0.015~0.025%范围，可以获得良 好的综合性能。钢中杂质元素越低越好，为了获得抗大变形的高性能，本发明进行大量试 验，发现杂质元素控制在P :彡0.012%，S :彡0.003%，K 0.005%，0:彡0.002%，B : 彡0. 0004%，且P+S+N+0+B :彡0. 016%，对产品的低温韧性、CTOD断裂韧性、抗酸性能和可 焊性有益。
[0021] 本发明采用该生产工艺的依据是：
[0022] 控制加热温度1120-1180°(：，加热时间0.5-1.01^11/臟，和均热段时间大于401^11， 本发明大量试验表明，控制加热对原始奥氏体晶粒控制有利，可改善产品低温韧性、断裂韧 性和抗酸性能等。第一阶段通过控制较低的终乳温度930-10KTC