一种X80管线钢用宽厚板及其制造方法

摘要

一种X80管线钢用宽厚板，其重量百分比计的化学成分为：0.03≤C≤0.08，0.10≤Si≤0.35，1.65≤Mn≤2.30，P≤0.015，S≤0.050，0.010≤Ti≤0.035，0.20≤Cr≤0.60，Mo≤0.14，Cu≤0.30，Ni≤0.20，0.01≤Al≤0.04，0.001≤Ca≤0.004，N≤0.008，0.051≤Nb≤0.110，余量为Fe和不可避免的其它杂质元素。该X80管线钢用宽厚板的制造方法，包括：热轧工艺加热温度：1100～1200℃，再结晶区轧制温度范围：1170～940℃，非再结晶区轧制温度范围910℃～740℃，精轧压缩比≥3T(T：成品厚度)，冷却速度15℃/s，终止冷却温度400～600℃。该钢板可用于生产大口径高压输送直缝焊管。

说明书

技术领域

本发明涉及一种低合金钢及其制造，特别是一种X80管线钢用宽厚板及其生产制造方法。

背景技术

管道输送是石油天然气最安全、经济、高效的输送方法，因此长期以来被广泛应用，管道用钢也得到了不断的发展。在上世纪早期，管道用钢一直采用C、Mn、Si型的普通碳素钢，包括X52及X52以下钢级的管线钢。自60年代开始，随着输送压力和输送管管径的增大，输油、气管材广泛采用低合金高强钢，该钢种在普通碳素钢的基础上加入少量合金元素而发展起来的一种高强度结构钢，主要以热轧或正火态交货，可以获得具有一定强度、韧性、成型性、焊接性和抗腐蚀的良好综合性能。随着管道工程对管线钢提出的更高要求，在60年代末，API 5LX和API 5LS中添加了X56、X60、X65三种钢级，这些钢突破传统的成分设计和工艺控制思路，在钢中加入微量Nb、V、Ti等合金元素，采用控制轧制工艺，使钢的综合力学性能得到明显改善，管线钢从此进入微合金化加控轧生产的新阶段。70年代初到80年代，在Mn-Nb系基础上开发出Mn-Mo-Nb系微合金化管线钢，该类型管线钢采用热机械处理(Thermo-Mechanical ControlProcessing，TMCP)工艺，可以获得高强度和良好的低温韧性，主要用于制造X70、X80强度级别的管线钢，并且于1990年完成对X80管线钢的实际应用。随后，更高级别的管线钢X100、X120相继开发成功，并铺设了试验段。

2006年11月9日公开的日本专利申请JP 2006307324A(对比1)中记载了一种采用热轧+热处理工艺制造厚规格高强度高韧性管线钢板的方法。而本发明采用TMCP工艺，工艺路径不同；此外，在成分设计上对比专利添加了B元素提高淬透性以提高材料的强度，本发明则采用Cr、Mo等提高淬透性合金元素来改善钢板的强韧性。

2003年1月8日公开的日本专利申请JP 2003003229A(对比2)中记载了一种具有良好疲劳性能、可制造性、高强度厚钢板的制造方法。采用较高C含量的成分设计方法，且采用控轧空冷+热处理的制造工艺，与本发明的低碳微合金化的成分设计和TMCP制造工艺不同。

1978年10月16日公开的日本专利申请JP 53118221(对比3)中记载了一种高强度、均匀韧性的天然气输送管线用钢的制造方法。该对比文献中主要采用C及合金化的成分设计方法，且添加了较高的Mo元素(0.60％～2.00％)，合金成本较高；而本发明采用以C-Mn为基的高Nb微合金化成分设计方法，Mo含量限制在0.14％以内，与对比专利有较大区别。

1990年7月9日公开的日本专利JP 2783820(对比4)中记载了一种用于制造UOE焊管的钢板的工艺方法，该钢板以C、Si、Mn、P、S和Al为主要成分，以Cu、Ni、Ca、Nb、Ti、V、Mo、Cr、B和REM为选择成分，该方法要求精轧压缩比大于50％，控轧后空冷到(Ar₃-20)～(Ar₃-70)温度后再快速冷却到设定温度，以制造获得具有良好低温韧性的钢板。本发明则采用控轧后直接快冷的工艺，与该对比文献的工艺路径不同。

2006年6月29日公开的中国专利申请CN101082108(对比5)中记载了一种用于制作海底管线的钢板及其轧制方法。与该方法不同的是，本发明采用了较高的Mn含量弥补低碳的强度损失；同时添加了较高的Cr以提高厚板的淬透性，改善钢板厚度方向的性能的均匀性；添加了较高的Nb元素以细化晶粒尺寸并发挥析出强化作用，改善钢的强韧性；未添加V等低温析出强化元素，以保证钢板具有良好的低温韧性。

2007年6月13日公开的中国专利申请CN1978695(对比6)中记载了含Cr高强度管线钢热轧平板及其生产方法。该方法涉及的是一种含Cr的高强度X100管线钢热轧平板的制造方法。与本发明的X80管线钢的制造不属于同一强度级别。此外在成分设计上，对比专利采用了较高的Mo和Ni含量，合金成本较高，而本发明的Mo、Ni含量分别限制在0.14％、0.20％以内，成分设计较经济；在工艺控制上，对比6的方法停冷温度较低，以得到下贝氏体+马氏体的显微组织，本发明设计的停冷温度较高，设计组织为以粒状贝氏体或针状铁素体为主的显微组织。

管道建设不仅要合理选择钢级，同时要考虑到管道口径、输送压力、输送介质、服役环境、可焊性以及经济性等多种因素的影响。由计算可知，在输气管线中，输气压力一定时，输气量随管径增加而增加；管径一定时，输气量随输送压力增大而增加，因此采用大口径高压输送管道更加经济，是管道发展的趋势，由此对管道的强度、韧性及厚度规格也提出了更高的要求。同时，随着全球对能源需求的不断膨胀，能源的开采逐步延伸到偏远的极地、冻土、海底等环境恶劣区域，同样对输送管道的强度、韧性以及厚度提出了更高的要求。因此，开发出高强度、高韧性、厚规格的X80级管线钢宽厚板正适应管道发展的需求，具有广阔的应用前景。

发明内容

本发明的目的是提供一种高强度X80管线钢用宽厚板。

本发明另一个目的是提供一种高强度X80管线钢用宽厚板的生产方法。

在本发明中，术语“宽厚板”是指厚度大于20mm以及宽度大于2m的钢板。

为实现本发明的目的，本发明的一种X80管线钢用宽厚板，其重量百分比计的化学成分为：0.03≤C≤0.08，0.10≤Si≤0.35，1.65≤Mn≤2.30，P≤0.015，S≤0.050，0.010≤Ti≤0.035，0.20≤Cr≤0.60，Mo≤0.14，Cu≤0.30，Ni≤0.20，0.01≤Al≤0.04，0.001≤Ca≤0.004，N≤0.008，0.051≤Nb≤0.110，余量为Fe和不可避免的其它杂质元素。

本发明的钢板厚度大于20mm，宽度大于2m。

优选地，厚度为20～35mm。

优选地，本发明的X80管线钢用宽厚板，具有屈服强度：550～690MPa；抗拉强度：625～825MPa；低温冲击韧性：-20℃下A_kv＞220J，FA％大于90％；DWTT性能：-15℃下SA％大于85％。

为实现本发明的上述目的，本发明的一种X80管线钢用宽厚板的制造方法，其特征在于，

炼钢工艺采用夹杂物形态控制的纯净钢冶炼工艺；

热轧工艺采用控轧控冷的热机械处理；

其中，热轧工艺板坯的再加热温度：1100～1200℃，奥氏体再结晶区轧制温度范围：1170～940℃，奥氏体非再结晶区轧制温度范围910℃～740℃，中间待温板坯厚度≥3T，T为成品厚度，冷却速度≥15℃/s，停止冷却温度范围400～600℃。

优选地，热轧工艺板坯的再加热温度范围为1120℃～1170℃。

优选地，奥氏体再结晶区轧制温度范围：1050～960℃。

优选地，中间待温板坯厚度：3T～8T，T为成品厚度，优选中间待温板坯厚度为4T～6T。

优选地，非再结晶区轧制温度范围为860℃～770℃。

优选地，停止冷却温度控制范围为450～550℃。

优选地，所述的冷却速度为15～30℃/s，优选20～25℃/s。

本发明的高强度X80管线钢宽厚板及其生产制造方法，主要体现在通过合理的成分设计和工艺控制，可以制造出厚度大于20mm的厚规格管线钢板，强度级别达到X80钢级，且具有优良的低温韧性和可焊性，该钢板可用于生产大口径高压输送直缝焊管。本发明在成分设计上采用高Nb的成分体系，以C-Mn-Nb-Cr系为基，辅以少量Cu、Ni、Mo合金化以及微Ti处理技术，合金成本上大大降低；其次在工艺上采用较低的再加热温度、合理的精轧压缩比控制、较高的终止轧制温度以及精确的冷却控制，在保证钢板性能稳定性的同时具有良好的板形等优点，提高劳动生产效率及成材率，降低成本。

因此，针对微合金化低碳针状铁素体组织具有高强度高韧性和良好焊接性能，以及低的包辛格效应等特点，以晶粒细化、相变强化、析出强化和位错强化等材料强化理论为基础，借鉴宝钢长期管线钢生产经验和具有低碳针状铁素体组织特征的管线钢试验室研究结果，对具有针状铁素体X80管线钢的成分设计采用了较低的碳含量、超低硫、Nb、Ti微合金化的成分设计。炼钢工艺采用夹杂物形态控制的纯净钢冶炼技术，热轧工艺采用了控轧控冷的热机械处理技术，通过合理的成分和工艺进行最终产品的组织控制，以获得具有高强度高韧性的低碳针状铁素体组织。

本发明的高强度X80管线钢宽厚板，其化学成份(重量百分比wt％)为：0.03≤C≤0.08，0.10≤Si≤0.35，1.65≤Mn≤2.30，P≤0.015，S≤0.050，0.01≤Ti≤0.035，0.20≤Cr≤0.60，Mo≤0.14，Cu≤0.30，Ni≤0.20，0.01≤Al≤0.04，0.001≤Ca≤0.004，N≤0.008，0.051≤Nb≤0.110，余量为Fe和不可避免的其它杂质元素。其成份的限定理由如下：

碳C：最基本的强化元素。碳溶解在钢中形成间隙固溶体，起固溶强化的作用，与强碳化物形成元素形成碳化物析出，则起到沉淀强化的作用。但太高的C对钢的延性、韧性和焊接性能不利，且易于偏析降低抗HIC(抗氢至裂纹性能，Resistance to Hydrogen-Induced Cracking)性能，同时影响Nb的固溶及强化效果度；C含量太低降低钢的强度，有利于改善管线钢的韧性，需结合其它强化机制实现良好的强韧性匹配。所以C控制在0.03％～0.08％。

锰Mn：是低合金高强钢种最基本的合金元素，通过固溶强化提高钢的强度，以补偿钢中因C含量降低而引起强度损失。Mn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。本钢种Mn含量为1.65％～2.30％。

S硫、P磷：不可避免的钢中有害杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷，恶化管线钢的焊接性能、冲击韧性和抗HIC性能。因此，本发明中厚规格X80管线钢中控制P≤0.015、S≤0.005，且须通过Ca处理夹杂物改性技术，使夹杂物形态球化且分布均匀，减少其对韧性和腐蚀性的影响。

铌Nb：在微合金钢中提高再结晶终止温度最有效的元素，结合两阶段轧制工艺，能有效降低轧机载荷，对晶粒细化的作用十分明显。在再结晶轧制阶段，应变诱导析出的Nb阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，提高再结晶终止温度，为非再结晶轧制提供更宽的变形温度范围；在非再结晶轧制及控制冷却阶段，形变奥氏体组织在相变时转变为细小的相变产物，有效细化晶粒，以使钢板具有高强度和高韧性；在快冷阶段，固溶的Nb能有效延迟铁素体相变，促进贝氏体转变；在缓冷阶段，固溶的Nb以NbC的形式弥散析出，提高强度且不损失韧性。太低的Nb对再结晶控制及析出效应不明显，无法发挥细化晶粒、析出强化的作用，另外由于受C含量的限制及加热温度的影响，太高的Nb无法完全固溶，同样发挥不了作用，且增加制造成本，因此本发明中Nb含量控制在0.051％～0.110％。

钛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，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的TiN粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。

铬Cr：提高钢的淬透性的重要元素，因此对于厚规格的管线钢而言需添加较高的Cr提高淬透性以弥补厚度带来的强度损失，提高钢的强度改善厚度方向上性能的均匀性；且Cr含量在0.20％以上时，能改善钢的耐腐蚀性能；但太高的铬和锰同时加入钢中，会导致低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因此本发明中Cr含量应限定在0.20％～0.60％。

钼Mo：提高淬透性的元素，作用仅次于Mn，因此能有效提高材料强度；此外在低合金钢中添加少量的Mo能延长珠光体的孕育期，降低相变温度，降低贝氏体转变的临界冷速，有利于在较宽的冷速范围内促进贝氏体转变，使材料具有较好的工艺适应性，能有效改善钢板强度性能的稳定性，提高成材率；但Mo太高，增加制造成本。本发明中Mo含量控制在0.14％以内。

铜、镍(Cu、Ni)：可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可改善钢的耐蚀性，Ni的加入主要是改善Cu在钢中易引起的热脆性，且对韧性有益。本发明中Cu、Ni含量范围分别控制为≤0.30％、≤0.20％。

Al铝：是为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能，太低的Al含量脱氧效果不明显，太高的Al含量会产生夹杂，因此Al的含量范围为0.01～0.04％。

钙Ca：通过Ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高低温韧性，其含量少于0.001时没有效果，而超过0.006则会产生许多CaO、CaS，并形成大型夹杂物，对钢的韧性造成损害，甚至影响钢的焊接性能。所以规定Ca含量范围为0.001～0.006％，优选0.001％～0.004％。

氮N：N为有害元素，N大于0.008％时会与Al、Ti等元素形成粗大的AlN、TiN粒子，恶化热加工性能，同时过高的N对时效冲击性能不利，因此N的限制范围为≤0.008％。

硅Si：Si是为了对钢进行脱氧而添加的元素，同时具有较强的固溶强化效果，Si含量太低脱氧不完全，Si含量过高会导致可焊性和焊接热影响区韧性恶化，因而限定Si的范围为0.10～0.35％。

本发明的X80级厚规格高强度管线钢的生产方法，炼钢工艺采用夹杂物形态控制的纯净钢冶炼工艺；热轧工艺采用控轧控冷的热机械处理；不经过热处理。

热轧过程采用控制轧制控制冷却的工艺，主要的工艺路线为：板坯再加热→奥氏体再结晶区轧制→待温→奥氏体非再结晶区轧制→控制冷却→空冷，具体地包括：热轧工艺加热温度：1100～1200℃，再结晶区轧制温度范围：1170～940℃，非再结晶区轧制温度范围910℃～740℃，精轧压缩比≥3T(T：成品厚度)，冷却速度15℃/s，终止冷却温度400～600℃。

板坯的再加热温度为：1100℃～1200℃，在此温度区间加热有利于Nb元素的充分固溶，且奥氏体晶粒不会快速长大，优选温度范围为1120℃～1170℃；

奥氏体再结晶区轧制温度范围：1170℃～940℃，在此温度范围轧制有利于奥氏体发生动态再结晶区，充分细化奥氏体晶粒尺寸，优选再结晶区轧制温度范围1050～960℃；

中间待温板坯厚度(精轧压缩比)：3T～8T(T：成品厚度)，通过控制中间待温钢板厚度有利于控制非再结晶区轧制的道次变形量，使奥氏体充分发生变形，增加相变形核点，细化相变晶粒尺寸，优选的中间待温板坯厚度为4T～6T；

奥氏体非再结晶区轧制温度范围：910℃～740℃，在此温度直接轧制使奥氏体晶粒充分发生变形，增加相变形核点，同时具有合适的变形抗力，优选的非在结晶区轧制温度范围为860℃～770℃；

冷却速度为控制范围为15～30℃/s，控制冷速在此范围内，能有效抑制块状铁素体转变，促进贝氏体转变，改善钢板的强韧性，优选的冷速控制范围为20～25℃/s；

停止冷却温度控制范围为400～600℃，终止冷却温度控制在此温度范围有利于形成针状铁素体显微组织，抑制组织粗大的上贝氏体和下贝氏体形成，有利于提高材料的强韧性，优选的冷却温度控制范围为450～550℃。

本发明的X80级厚规格高强度管线钢是采用C-Mn-Nb-Cr成分体系，其合金成分简单，由于采用热轧TMCP方式生产，生产周期短、生产方法简单，钢材成本较低。这样得到的钢板具有厚规格、高强度、优良的低温冲击韧性和可焊性，可用于制造石油天然气输送用直缝焊管。

本发明与现有技术相比，其优点是：

(1)主要以C、Mn、Nb和Cr合金为主，添加少量的Mo以改善强度性能的稳定性，添加少量的Cu和Ni以改善韧性及耐蚀性，可以达到厚规格X80管线钢板的强韧性要求，生产成本较低。

(2)本发明生产的厚规格X80钢板具有优良的力学性能：

屈服强度：550～690MPa；

抗拉强度：625～825MPa；

低温冲击韧性：-20℃下A_kv＞220J，FA％大于90％；

DWTT性能：-15℃下SA％大于85％；

(3)本发明可以生产较厚的X80钢板，厚度达到20mm以上，可以用来制造大口径直缝埋弧焊管，主要用于人口居住密集区或城市穿越区；

(4)本发明钢具有较低的Pcm(焊接裂纹敏感性系数)指数，焊接性能十分优良，有利于制管直缝焊以及现场环焊的实施。

具体实施方式

按照本发明钢化学成份要求，设计7种不同的化学成分，并结合合适的生产工艺，以制造不同厚度规格X80管线钢厚板，具体化学成份见表1。

表1本发明的实施例化学成分

  类别  C  Mn  Si  S  P  Nb  Ti  Cu  Ni  Mo  Cr  Ca  Alt  N  例1  0.040  2.15  0.250  0.0030  0.0090  0.091  0.015  0.13  0.18  0.13  0.55  0.0023  0.035  0.0060  例2  0.031  2.28  0.260  0.0030  0.0090  0.108  0.012  0.24  0.16  0.14  0.22  0.0015  0.020  0.0070  例3  0.062  1.73  0.320  0.0020  0.0120  0.064  0.025  0.18  0.10  0.08  0.42  0.0030  0.040  0.0040  例4  0.076  1.65  0.230  0.0034  0.0110  0.053  0.017  0.28  0.14  0.05  0.25  0.0023  0.030  0.0040  例5  0.055  1.93  0.160  0.0020  0.0080  0.075  0.015  0.21  0.15  0.12  0.32  0.0018  0.026  0.0040  例6  0.052  1.83  0.250  0.0030  0.0070  0.095  0.032  -  0.12  0.10  0.46  0.0038  0.025  0.0030  例7  0.045  1.87  0.280  0.0012  0.0120  0.055  0.016  0.20  -  0.14  0.30  0.0023  0.012  0.0040

生产工艺：板坯再加热温度：1100～1200℃，再结晶区轧制温度范围：1170～940℃，非再结晶区轧制温度范围910℃～740℃，精轧压缩比为3T～6T(T：成品厚度)，冷却速度15～30℃/s，终止冷却温度400～600℃。

实施例1：

用于制造厚度规格为32.0mm厚的X80级管线钢宽厚板。热轧工艺加热温度：1170±20℃，再结晶区轧制温度范围1130～980℃，中间待温厚度144mm，非再结晶区温度范围890～750℃。终止冷却温度450～550℃。冷却速度15～20℃/s。

实施例2：

用于制造厚度规格为27.5mm厚的X80级管线钢宽厚板。热轧工艺加热温度：1150±20℃，再结晶区轧制温度范围1110～950℃，中间待温厚度155mm，非再结晶区温度范围860～780℃。终止冷却温度450～550℃。冷却速度15～25℃/s。

实施例3：

用于制造厚度规格为22.0mm厚的X80级管线钢宽厚板。热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度范围1100～940℃，中间待温厚度99mm，非再结晶区温度范围860～780℃。终止冷却温度500～580℃。冷却速度20～30℃/s。

实施例4：

用于制造厚度规格为22.0mm厚的X80级管线钢宽厚板。热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度范围1100～940℃，中间待温厚度132mm，非再结晶区温度范围860～780℃。终止冷却温度450～540℃。冷却速度15～25℃/s。

实施例5：

用于制造厚度规格为26.0mm厚的X80级管线钢宽厚板。热轧工艺加热温度：1150±20℃，再结晶区轧制温度范围1110～950℃，中间待温厚度130mm，非再结晶区温度范围860～780℃。终止冷却温度500～580℃。冷却速度15～25℃/s。

实施结果

采用上述不同的实施工艺进行轧制，并对成品板进行棒状拉伸(Φ10mm)、-20℃下全尺寸夏比冲击功(10×10×55mm)以及-15℃下全板厚落锤撕裂试验等性能检验，得到的性能结果如表2所示。

其中，棒状拉伸(Φ10mm)试验是采用ASTM A 370试验标准(钢铁产品力学试验方法及定义)进行。

全尺寸夏比冲击冲击试验是采用ASTM A 370试验标准(钢铁产品力学试验方法及定义)进行。

全板厚落锤撕裂试验是采用APIRP 5L3(管线钢落锤撕裂试验作业方法)试验标准进行。

表2中，Rt0.5为屈服强度，Rm为抗拉强度，A50.8％为延伸率(标距长度为50.8mm)，A_kv为全尺寸夏比冲击功，FA％为纤维断口面积百分数，SA％为剪切断口面积百分数，DWTT为全板厚落锤撕裂试验性能。

可见，上述性能均满足X80级管线钢的要求。

本发明钢与对比文件1～6的钢进行对比结果见表3。

表3

通过与表3所示的对比文件比较可发现，本发明的钢采用经济的成份设计和厚板轧制制造工艺，且不经过热处理，可生产具有高的强度、良好的低温冲击韧性以及良好的焊接性能(低的Pcm指数)的厚度大于20mm的X80级管线钢用宽厚板，与现有技术在成分设计或工艺设计上存在较大差别。本发明的钢板性能满足X80钢级的强度及韧性要求，同时较低的裂纹敏感指数保证本发明钢具有优良的焊接性能，为制管成型过程的焊接和现场施工焊接提供良好的条件。本发明生产的X80管线钢宽厚板均具有优良的力学性能，可用于制造大口径X80直缝焊管，具有广阔的应用前景。

以上通过实施例对本发明进行了较为详细的说明，但不仅仅限于这些实施例，在不脱离本发明构思的前提下，还可以有更多变化或改进的实施例，而且这些变化和改变都属于本发明范围。