專利名稱：一種管線鋼及其制造方法
技術(shù)領域：
本發(fā)明涉及一種鋼材料及其制造方法，尤其涉及一種合金鋼材料及其制造方法。
背景技術(shù)：
目前鋼鐵制造企業(yè)均希望利用盡量少的資源，且在不添加或少添加昂貴合金元素的條件下，通過優(yōu)化工藝流程，生產(chǎn)出高性能的鋼材。作為一種大規(guī)模且 經(jīng)濟耐用的石油、天然氣的運輸方式，管道運輸鋪設的需求量隨著石油和天然氣需求量的增加而增加。目前，以某種級別的管線鋼成分為基礎，通過熱處理工藝方法可以獲得更高級別的鋼材產(chǎn)品，這不僅能降低生產(chǎn)能耗，還能獲得更高強韌級別的管線鋼。熱處理工藝除了可以縮短工藝流程，節(jié)省能源之外，更主要的是可以使原先用TMCPCThermoMechanical Control Process,熱機械控制工藝)的鋼板性能得到充分的提高，此外還解決了微合金鋼由于未再結(jié)晶軋制導致的各向異性和屈強比過高的缺點，從而為生產(chǎn)高鋼級管線鋼板創(chuàng)造了條件。公開號為JP2005060838，，
公開日為2005年3月10日，名稱為“低屈服比高強度高韌性和優(yōu)異的應變時效性能的鋼管及其制造方法”的日本專利文獻公開了一種微觀組織類型為鐵素體+貝氏體(Ti和Mo細小析出物)的低屈強比高強高韌管線鋼，其元素成分設計為0. 03-0. 10% 的 C，O. 01-0. 5% 的 Si,O. 5-2. 5% 的 Mn, ( O. 08% 的 Al,O. 05-0. 5% 的 Mo,O. 005-0. 04% 的 Ti，(Mo+Ti)/C 原子比=0. 5-3，可以選擇添加 Cu、Ni、Cr、V、B 及 Ca 等元素。該技術(shù)方案采用感應加熱的方式，成品鋼板具有較好的抗應變時效特性。公開號為CN101906568A，
公開日為2010年12月8日，名稱為“一種高鋼級大應變管線鋼和鋼管的制造方法”的中國專利文獻公開了一種管線鋼及其制造方法，按質(zhì)量百分比C:0. 04 O. 08%, Mn: I. 50 I. 90%, Si:0. 15 O. 30%, P 彡 O. 010%, S 彡 O. 003%,Al: O. 005 O. 03%, Ca 0. 002-0. 005%, N 彡 O. 005%，余量為 Fe，且碳當量彡 O. 55%，冷裂紋敏感系數(shù)< O. 25 ;應變時效敏感系數(shù)< O. 40 ;強度為X70-X80 ;其工藝參數(shù)為加熱溫度為1200°C，再結(jié)晶溫度為1000-1100°C，未再結(jié)晶溫度為650-950°C，以15_50°C /s加速冷卻，在線200-300°C溫度回火。此外，公開號為CNlOl 165203A，
公開日為2008年4月23日，名稱為“超高強度高韌性X120管線鋼及其制造方法”的中國專利文獻公開了一種超高強度高韌性管線鋼及其制造方法。該種超高強度高韌性管線鋼各化學元素組成成分的重量百分比為碳0. 015 O. 060% ;錳I. 80 2. 50% ;硅彡 O. 60% ;鈦O. 005 O. 03% ;鋁彡 O. 06% ;釩(O. 15% ；硼:O. 0005 O. 0030% M ( O. 015% ;硫:(O. 003% ;鈮:O. 043 O. 150% ;氮彡 O. 012% ；添加銅、鎳、鉻、鑰中的兩種或兩種以上，其中，銅<0.80%、鎳(1.20%、鉻< 1.20%、鑰彡I. 0% ;其余為鐵和其他不可避免的雜質(zhì)。上述專利文獻所涉及的管線鋼需要添加較多的合金元素，如貴重元素Cu、Cr、Mo、Ni或微合金元素Nb、V、Ti等，這些都會導致企業(yè)和工廠生產(chǎn)成本的增加。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種管線鋼及其制造方法，該管線鋼需要在成分設計中添加較少的昂貴合金元素，同時還應當滿足具有較高的強度、較高的韌性、較大的屈服強度和較好的力學性能的要求。為了達到上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供了一種管線鋼，其微觀組織包括鐵素體和回火貝氏體，且其化學元素質(zhì)量百分含量為C :0· 05 O. 07%，Si :0. 15 O. 25%，Mn :1. 20 I. 40%,Al :0. 015 O. 030%, Ni :0. 15 O. 25%,Nb :0· 015 O. 025%，Ti :0. 008 O. 012%,V :O. 02 O. 04%，K O. 005%，余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。在成分設計方面，本發(fā)明所述的管線鋼，不添加較多的昂貴合金元素，配合以后續(xù)的改良工藝以控制相變組織類型，即控制鋼板的微觀組織呈現(xiàn)鐵素體+回火貝氏體，以使管線鋼具有較高的強度、較高的硬度、良好的冷彎性能和優(yōu)良的低溫韌性。本發(fā)明所述的管線鋼中的各化學元素的設計原理如下碳碳是確保鋼板強度的關(guān)鍵元素。一般管線用鋼的碳含量要小于O. 11%。雖然碳可通過固溶和析出強化來提高鋼板強度，但是碳對鋼的韌性、塑性和焊接性有明顯的不利之處。對于韌性要求較高的管線用鋼，通常碳含量要低于O. 08%。為了獲得較高的低溫沖擊韌性并綜合考慮其他各項因素，本發(fā)明所述的管線鋼中碳含量為O. 05 O. 07%。硅將硅添加入鋼中能夠提高鋼質(zhì)純凈度和脫氧。硅在鋼中起固溶強化的作用。但是，當硅含量過高，會在鋼板加熱時的氧化皮粘度較大，出爐后除鱗困難，從而導致軋后鋼板表面產(chǎn)生嚴重的紅色氧化皮現(xiàn)象，進而使得成品鋼表面質(zhì)量較差。同時，含硅量高的鋼板也不利于成品鋼的焊接性能。因而，綜合考慮各方面因素對于鋼中硅元素的影響，將本發(fā)明中的硅含量控制在O. 15 O. 25%范圍之間。錳為了補償碳含量的降低而導致的鋼板強度的損失，可以提高鋼中錳元素含量，但錳具有較高的偏析傾向，因此其含量不宜太高，綜合上述因素，且為了使鋼達到本技術(shù)方案所要實現(xiàn)的強度，需要將錳含量控制為I. 20 I. 40%。鎳鎳是穩(wěn)定奧氏體的元素。在鋼中添加鎳元素，尤其是在調(diào)質(zhì)鋼中添加鎳能夠大幅度地提高鋼的韌性，特別是低溫韌性。但是鎳屬于貴重合金元素，添加大量的昂貴合金元素會增加生產(chǎn)成本。所以本發(fā)明中所添加的鎳含量為O. 15 O. 25%。鈮鈮能顯著提高鋼的再結(jié)晶溫度和細化晶粒。在熱軋過程中，鈮的碳化物應變誘導析出能阻礙形變奧氏體的回復和再結(jié)晶，經(jīng)控軋和控冷后的形變奧氏體組織可以得到細小的相變產(chǎn)物。綜合考慮鈮元素與其他元素的協(xié)同作用，本發(fā)明采用范圍在O. 015 O. 025%之間的低鈮含量。
鈦鈦是強碳化物形成元素，在鋼中加入微量的Ti有利于固定鋼中的N，形成的TiN能使鋼坯加熱時的奧氏體晶粒不過分長大，細化原始奧氏體的晶粒度。鈦在鋼中還可分別與碳和硫生成TiC、TiS、Ti4C2S2等含鈦化合物，它們以夾雜物和第二相粒子的形式存在。鈦的碳氮化物在焊接時的析出還可阻止熱影響區(qū)內(nèi)的晶粒長大，從而改善鋼板的焊接性能。所以，本發(fā)明將鈦含量控制在O. 008 O. 012%。釩釩是強碳化物形成元素，鋼中加入少量的釩可以在軋后的冷卻和回火階段析出強化，其碳化物細小，能提高強度。本發(fā)明釩含量控制在O. 02 O. 04%，屬微量范圍。本發(fā)明主要強化機制是相變強化，微量的釩在回火過程中析出，能保證鋼在回火過程中保持強度。鋁鋁是強脫氧元素，脫氧后多余的鋁還可以和鋼中的氮元素形成AlN析出物以提高鋼板的強度，并且在后續(xù)的熱處理加熱工藝時，其還能細化鋼的元素奧氏體晶粒度。為 了保證鋼中的氧含量盡可能地低，本發(fā)明鋼中鋁的含量應控制在O. 015 O. 030%。氮氮是鋼中殘余的氣體元素，其在鋼中會和Al及微合金元素Nb、Ti、V等形成氮化物，提高強度，但會損害鋼的韌性。本發(fā)明不利用N的析出強化，僅利用C形成碳化物強化鋼，主要利用相變強化及回火獲得高強度和高韌性。因此，本發(fā)明要求氮含量低于(O. 005%,進一步地，本發(fā)明所述的管線鋼的微觀組織還包括少量殘余奧氏體。相應地，本發(fā)明還提供了該管線鋼的制造方法，其依次包括下列步驟冶煉、鑄造、加熱、軋制、淬火和回火，以獲得鋼板的微觀組織，其中淬火步驟中以15 50°C /s的速度水冷至貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度以下，然后空冷5 30s ;回火步驟中以5 10°C /s的速度加熱至580 600°C，回火時間為30 60s。在制造工藝方面，在合理成分設計的前提下，本技術(shù)方案采用軋后直接淬火+回火工藝，并控制這兩個步驟中的精準溫度區(qū)間及溫度變化速度，以使鋼板的微觀組織呈現(xiàn)為鐵素體和回火貝氏體(在一些實施例中可能還含有少量奧氏體)。其中，淬火步驟中，隨冷卻終止溫度的不同可以在隨后的回火步驟后獲得兩種不同的組織一種是鐵素體+貝氏體，另一種是貝氏體+馬氏體。這兩種不同組織的力學性能均優(yōu)于米用常規(guī)TMCP (Thermo Mechanical ControlProcess,熱機械控制工藝)的鋼板性能。通過對于加速冷卻的終冷溫度的控制來實現(xiàn)兩種不同組織的形成。通常當終冷溫度控制在400°C以上時，其快速冷卻后的組織為貝氏體一未轉(zhuǎn)變的奧氏體，后續(xù)回火工藝使得未轉(zhuǎn)變的奧氏體析出鐵素體和碳化物，先前形成的貝氏體也會回火析出碳化物，碳化物的析出量隨終冷溫度的降低而增多。經(jīng)過本技術(shù)方案所涉及的回火步驟所獲得的微觀組織則為鐵素體一貝氏體，貝氏體的體積分量則隨終冷溫度的降低而增多。同時，本技術(shù)方案所述的回火步驟還有助于消除淬火時鋼板產(chǎn)生的內(nèi)應力以及消除貝氏體板條束內(nèi)或板條束之間的微裂紋，彌散析出的部分碳化物對于鋼板起到強化作用。另外，在本技術(shù)方案所述的回火步驟中，碳化物的析出行為與常規(guī)回火存在著很大的不同。差異存在的原因在于本技術(shù)方案的回火步驟的加熱速度快，在貝氏體或者馬氏體中可以保持較多的固溶碳和較高的位錯密度，其碳化物的分布均勻；而常規(guī)回火步驟的加熱速度慢，在貝氏體或馬氏體中的固溶碳較低且位錯密度也低，同時還會在貝氏體或者馬氏體邊界析出大塊的碳化物，使碳化物的分布很不均勻。
在本技術(shù)方案中，回火步驟可以采用在線感應加熱爐對于鋼板進行快速短時加熱。因此，本技術(shù)方案中的直接淬火+回火工藝的關(guān)鍵點在于控制碳化物析出形態(tài)及均勻性。回火工藝中必須以較快的速度進行加熱，才能保證獲得細小、均勻的碳化物分布。進一步地，在上述加熱步驟中，將鋼坯加熱到1120 1200°C。將加熱溫度控制在1120至1200°C的范圍之間，一方面是為了獲得均勻的奧氏體化組織，另一方面使得鈮、釩、鈦等合金元素的化合物部分或全部溶解。進一步地，在上述軋制步驟中，在奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)進行多道次軋制，總壓下率彡70%，且終軋溫度彡800°C。在奧氏體再結(jié)晶和未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)經(jīng)多道次軋制成鋼板，原因在于隨變形量的加大，鋼的晶粒得到細化，相應地提高了鋼板的強度且改善了鋼板的韌性。更進一步地，在上述軋制步驟中，控制奧氏體再結(jié)晶區(qū)的壓下率> 40%，未再結(jié)晶 區(qū)的壓下率彡60%ο進一步地，在上述管線鋼的制造方法中，將回火后的鋼板空冷。在上述管線鋼的制造方法中，所述鑄造步驟可以采用連鑄。在上述管線鋼的制造方法中，所述鑄造步驟也可以采用模鑄，但是模鑄需要將鑄還鍛造為鋼還。與現(xiàn)有技術(shù)相比較，本發(fā)明所述的管線鋼的微觀組織呈現(xiàn)為鐵素體+回火貝氏體，其具有如下優(yōu)點(I)本發(fā)明所述的管線鋼具有較高的硬度、較高的強度、較好的低溫韌性及優(yōu)良的冷彎性能；(2)本發(fā)明所述的管線鋼生產(chǎn)成本低；(3)本發(fā)明所述的管線鋼通過控制軋制、直接淬火+快速回火工藝實現(xiàn)了細晶強化、相變強化和析出強化。


圖I顯示了本發(fā)明所述的管線鋼實施例I的微觀組織。圖2顯示了本發(fā)明所述的管線鋼實施例3的微觀組織。
具體實施例方式下面將根據(jù)具體實施例和說明書附圖對本發(fā)明所述的技術(shù)方案做進一步解釋說明，但是具體實施例和相關(guān)說明并不構(gòu)成對于本發(fā)明所述技術(shù)方案的不當限定。實施例1-6按照下述步驟制造本發(fā)明所述的管線鋼(各實施例的具體工藝參數(shù)見表2)I)冶煉和真空脫氣，控制各化學元素的配比如表I所示；2)連鑄；3)加熱將鋼坯加熱到1120 1200°C ；4)軋制在奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)進行多道次軋制，控軋奧氏體再結(jié)晶區(qū)的軋制壓下率彡40%，在未再結(jié)晶區(qū)的軋制壓下率彡60%，總壓下率彡70%，且終軋溫度彡800°C，軋制成的鋼板厚度為10-20mm ；5)淬火將軋制后的鋼板以15 50°C /s的速度水冷至貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度以下(Bs溫度區(qū)間以下)，然后空冷5 30s ；6)回火將淬火后的鋼板進入在線感應加熱爐以5 10°C/s的速度加熱至580 600°C，回火時間為30 60s ；7)將回火后的鋼板空冷至室溫，以使鋼板微觀組織呈現(xiàn)為鐵素體+回火貝氏體(在有些實施例中還含有少量殘余奧氏體)。
表I顯示了本案實施例1-6中各管線鋼的化學元素的質(zhì)量百分配比，碳當量及裂紋敏感性系數(shù)。表I.(余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì))注*碳當量 Ceq=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/14# 裂紋敏感性系數(shù) Pcm=C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B表2顯示了本案實施例1-6中各管線鋼的具體制造工藝。表 2
總未再 & I
冉句1 禪火
FV 加熱終軋壓結(jié)晶 t 、人空冷回火加卜，，、H ||t
^溫度溫度下f 區(qū)壓時間■"二5/1111熱速度^
號 re) CtO 率下率速度(S) K(C) (υ/s) m(C) N(S) (mm)
'率(％)(°C/s)
____(%) (%) _________
tff 1200 850 84 55 64 40430 10 600 60 16
例i_____________
1150 850 85 60 63 40 20 440 10 570 45 15例2_____________
S 1200 830 80 40 67 19 30 430 5 600 30 20
例3_____________
1200 850 84 60 60 35 20 425 9 580 55 16例4_____________
權(quán)利要求
1.一種管線鋼，其特征在于，其微觀組織包括鐵素體和回火貝氏體，且其化學元素質(zhì)量百分含量為C :0. 05 0. 07%,Si :0. 15 0. 25%,Mn :1. 20 I. 40%,Al :0. 015 0. 030%,Ni :0. 15 0. 25%,Nb :0. 015 0. 025%, Ti :0. 008 0. 012%,V :0. 02 0. 04%, K 0. 005%, 余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求I所述的管線鋼，其特征在于，所述微觀組織還包括少量殘余奧氏體。
3.如權(quán)利要求I或2所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，依次包括下列步驟冶煉、鑄造、加熱、軋制、淬火和回火，以獲得鋼板的微觀組織，其中，淬火步驟中以15 50°C /s的速度水冷至貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度以下，然后空冷5 30s ;回火步驟中以5 10°C /s的速度加熱至580 600°C，回火時間為30 60s。
4.如權(quán)利要求3所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，在加熱步驟中將鋼坯加熱到1120 1200。。。
5.如權(quán)利要求3所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，在軋制步驟中在奧氏體再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)進行多道次軋制，總壓下率彡70%，且終軋溫度彡800°C。
6.如權(quán)利要求5所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，控制奧氏體再結(jié)晶區(qū)的壓下率彡40%，控制未再結(jié)晶區(qū)的壓下率彡60%。
7.如權(quán)利要求3所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，回火后的鋼板空冷。
8.如權(quán)利要求3所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，所述鑄造步驟采用連鑄。
9.如權(quán)利要求3所述的管線鋼的制造方法，其特征在于，所述鑄造步驟采用模鑄，并將模鑄的鑄坯鍛造為鋼坯。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種管線鋼，其微觀組織包括鐵素體和回火貝氏體，且其化學元素質(zhì)量百分含量為C0.05～0.07%，Si0.15～0.25%，Mn1.20～1.40%，Al0.015～0.030%，Ni0.15～0.25%，Nb0.015～0.025%，Ti0.008～0.012%，V0.02～0.04%，N≤0.005%，余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。相應地，本發(fā)明還公開了該管線鋼的制造方法。本發(fā)明所述的管線鋼具有較高的強度、較高的韌性、較大的屈服強度和較好的力學性能。
文檔編號C21D1/18GK102953003SQ20121046969
公開日2013年3月6日 申請日期2012年11月19日 優(yōu)先權(quán)日2012年11月19日
發(fā)明者張愛文 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司