具有良好抗应变时效性能的X80管线钢、管线管及其制造方法

摘要

本发明公开了一种具有良好抗应变时效性能的X80管线钢，其化学元素质量百分比含量为：C：0.02-0.05％；Mn：1.30-1.70％；Ni：0.35-0.60％；Ti：0.005-0.020％；Nb：0.06-0.09％；Si：0.10-0.30％；Al：0.01-0.04％；N≤0.008％；P≤0.012％；S≤0.006％；Ca：0.001-0.003％，其余为Fe和其他不可避免的杂质。本发明公开了一种由上述具有良好抗应变时效性能的X80管线钢制成的管线管。本发明还公开了一种上述管线管的制造方法，其包括步骤：冶炼、铸造、铸坯加热、分阶段轧制、延迟变速冷却和制管。

说明书

技术领域

本发明涉及一种钢材，尤其涉及一种管线钢。本发明还涉及了一种由该管 线钢制成的管线管及其制造方法。

背景技术

由于极寒冷地区的温度十分低，因此，应用于该地区的管线管需要具备良 好的低温韧性，例如，需要通过-45℃的落锤撕裂试验(Drop-Weight Tear Test， DWTT)，以满足极低温度下抗韧性断裂的要求。同时，由于极寒地区存在着 永久冻土带，地面随着气候的变化会有起伏升降，埋设于这种地区的管道通常 需要根据管道的应变来进行设计，也就是说，在这一地区内的管道必须具有良 好的抗应变性能。

在管线管生产过程中，一般先由钢板冷成型制成钢管，然后进行热涂防腐 层。涂覆过程一般在180-250℃温度下进行5-10min，这个过程中会发生应变时 效，即钢中溶质元素容易扩散并与位错交互所用，形成柯氏气团钉扎位错，造 成钢的韧性和塑性的降低，因此应变时效会改变钢管的性能，使得钢板的抗应 变能力下降。为此，冻土地区基于应变设计的管线管还要具有良好的抗应变时 效能力。

公开号为CN101611163A，公开日为2009年12月23日，名称为“具有 优良的抗应变时效性的低屈服比双相钢管线管”的中国专利文献公开了一种双 相钢管线管。该专利文献所公开的双相钢管线管包括(以质量百分比含量计)： 0.05-0.12％的碳；0.005-0.03％的铌；0.005-0.02％的钛；0.001-0.01％的氮； 0.01-0.5％的硅；0.5-2.0％的锰；和总量少于0.15％的钼、铬、钒和铜。该双 相钢具有由铁素体构成的第一相和包含选自碳化物、珠光体、马氏体、下贝氏 体、粒状贝氏体、上贝氏体和退化上贝氏体中的一种或多种组分的第二相。在 第一相中的溶质碳的质量百分比含量为约0.01％或更少。但是上述中国专利文 献所公开的双相钢既没有涉及基于应变设计要求的抗大应变性能，也不具备满 足抗极低温度断裂韧性要求的DWTT性能。

公开号为CN103572025A，公开日为2014年2月12日，名称为“一种低 成本X52管线钢的生产方法及管线钢”的中国专利文献。此专利文献记载了一 种一种抗应变时效的管线钢及其制造方法。该制造方法包括将铁水进行脱硫、 转炉冶炼、连铸成管线钢连铸坯，还包括将所述管线钢连铸坯均热至1160-1200 ℃、利用粗轧机对所述管线钢连铸坯进行3-7道次粗轧，得到中间坯、利用精 轧机对中间坯进行4-7道次精轧，最后以50-100℃/s的冷却速度将精轧后的管 线钢快速冷却至550-610℃，卷取后获得管线钢成品。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有良好抗应变时效性能的X80管线钢，其具 有优异的抗低温断裂韧性，优良的基于应变设计的抗大变形性能和良好的抗应 变时效性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种具有良好抗应变时效性能的X80 管线钢，其化学元素质量百分比含量为：

C：0.02-0.05％；

Mn：1.30-1.70％；

Ni：0.35-0.60％；

Ti：0.005-0.020％；

Nb：0.06-0.09％；

Si：0.10-0.30％；

Al：0.01-0.04％；

N≤0.008％；

P≤0.012％；

S≤0.006％；

Ca：0.001-0.003％；

其余为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线钢中的各化学元素的 设计原理为：

碳：C元素作为间隙原子在钢中固溶，其能够起固溶强化的作用。由C 元素所形成的碳化物，还能够起到沉淀强化的作用。但是在本技术方案中，含 量过高的C会对钢的韧性和焊接性能产生不利的影响。为了保证优良的低温韧 性，本发明所述的X80管线钢中的C含量应该控制在0.02-0.05％范围之间。

锰：Mn是低合金高强钢的基本合金元素，其能够通过固溶强化来提高钢 材的强度，其还可以补偿钢中因C含量降低而引起的强度损失。Mn还是扩大 γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于钢板在冷却时获得细小的 相变产物，从而提高钢的韧性。因此，在本发明的技术方案中，需要控制Mn 的质量百分比含量为1.30-1.70％。

镍：Ni是重要的韧化元素。添加一定量的Ni元素可以提高钢的强度，更 重要的是，Ni还可以降低钢的韧脆转变温度点，从而提高钢在低温条件下的韧 性。为此，本发明所述的X80管线钢中的Ni的含量限定为0.35-0.60％。

钛：Ti是重要的微合金元素。Ti可以与钢水中游离态的N元素结合形成 TiN，同时，Ti在固相钢中还可以形成Ti的碳氮化物，以阻碍奥氏体晶粒的长 大，从而有利于细化组织。正因为如此，Ti元素可以改善钢的焊接热影响区的 冲击韧性，有利于钢的焊接性能。但是Ti的含量过高会增加碳氮化钛的固溶 度积，使得析出粒子粗大而不利于细化组织。因而，基于本发明的技术方案， 需要将Ti的含量控制为0.005-0.020％。

铌：Nb能够显著地提高钢的再结晶终止温度，为非再结晶区轧制提供更 宽的变形温度范围，使得形变奥氏体组织在相变时转变成更为细小的相变产 物，以有效地细化晶粒，从而提高钢板的强度和韧性。在轧后冷却阶段，Nb 以碳氮化物的形式弥散析出，在提高钢的强度的前提下还不损失钢的韧性。故 将本发明的X80管线钢中的Nb的质量百分比含量控制在0.06-0.09％之间。

硅：Si是炼钢脱氧的必要元素，其在钢中具有一定的固溶强化作用。可是， 过高含量的Si会影响钢的韧性，并使得钢的焊接性能变差。基于本发明的技 术方案，需要将X80管线钢中的Si的添加量控制为0.10-0.30％。

铝：Al是炼钢的脱氧元素。此外，添加适量的Al有利于细化钢中的晶粒， 从而改善钢材的强韧性能。鉴于此，在本发明的技术方案中需要将Al元素的 含量设定为0.010-0.040％。

钙：通过Ca处理可以控制钢中硫化物的形态，以提高钢的低温韧性。在 本发明的技术方案中，当Ca含量少于0.001wt.％时，其不能起到提高低温韧性 的效果，而当Ca含量过高时，则会使得Ca的夹杂物增多且夹杂物的尺寸增大， 对钢的韧性造成损害。因此，本发明所述的X80管线钢中的Ca含量为 0.001-0.003wt.％。

氮、磷、硫：在本发明的技术方案中，由于N、P和S容易在钢中形成偏 析、夹杂等缺陷，进而恶化管线钢的焊接性能、冲击韧性和抗HIC性能。因此， 其均属于杂质元素。为了保证钢板具有良好的低温韧性，需要将以上杂质元素 控制在相对较低的水平，其中，N控制为≤0.008％，P控制为≤0.012％，S控 制为≤0.006％。

本发明的技术方案采用了C-Mn-Cr-Ni-Nb系的成分设计，即采用了低含量 的C结合高含量的Ni和Nb的成分体系。其中，低含量的C可以提高钢管的 低温韧性，高含量的Ni在提高钢板强度的同时还可以提高钢的韧性，并大大 降低钢板的韧脆转变温度。高含量的Nb则可以提高钢的再结晶温度，并可以 形成Nb(C，N)的沉淀粒子，从而细化组织，进而在提高强度的同时也相应 地提高钢的韧性。

相较于现有的X80管线钢通常都加入Mo元素，本发明的管线钢中并没有 添加Mo，关键原因是：虽然在管线钢中Mo元素能有效提高钢的强度，但是 其也容易在钢的组织中形成MA马奥组元，从而影响钢在低温状态下的DWTT 性能。本发明的技术方案通过高含量的Nb和Ni的成分设计，充分补偿了钢的 强度，从而使得本发明的X80管线钢在保证一定强度的同时，还具备了优良的 低温DWTT性能。

进一步地，本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线钢中还含有 0＜Cr≤0.30wt.％。

铬：Cr是合金钢的重要的强化元素。对于较厚规格的管线钢来说，Cr元 素可代替贵元素Mo来提高钢板的淬透性，这样，有助于在钢中得到强度较高 的贝氏体组织。可是，Cr的添加量过多会不利于钢材的焊接性能和低温韧性。 鉴于此，本发明的X80管线钢中可以添加一定含量的Cr元素，其质量百分比 含量需要控制为：0＜Cr≤0.30wt％。

进一步地，本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线钢的微观组 织为多边形铁素体+针状铁素体+贝氏体。

上述管线钢的微观组织可以看作是“双相复合组织”，其中细小的多边形 铁素体为软相组织，而细小的针状铁素体+贝氏体构成了硬相组织。因此，在 钢管变形时会发生“软相优先发生塑变→强化→应力集中→硬相随后发生塑 变”的过程。这一过程可以通过钢的微观组织的连续屈服来避免变形集中发生 在局部区域而造成钢管在受力场中的失稳，以提高钢管的整体变形能力。而正 是具有上述微观组织的钢才能够满足冻土等地质不稳定区域基于应变设计的 需求，此类微观组织能够使得本发明的管线钢兼具合适的屈服强度、抗拉强度 和低屈强比，以及连续的应力应变曲线和均匀的延伸率。本技术方案限定的这 种微观组织有利于提升钢管的抗应变性能，同时细小的多边形铁素体组织和细 小的针状铁素体组织能够分割贝氏体组织，避免贝氏体组织呈连续带状的粗大 组织，由此来提高钢板的DWTT性能。本发明采用的是低含量的C结合高含 量的Ni的成分设计，可以充分细化上述多边形铁素体+(针状铁素体+贝氏体) 的“双相复合组织”，这是本发明所述的管线钢能够在-45℃极低温度下仍具备 满足DWTT性能SA％≥85％的关键因素。

更进一步地，上述多边形铁素体所占的相比例(面积比)为25-40％。

本发明的另一目的在于提供一种管线管，该管线管由上文所提及的具有良 好抗应变时效性能的X80管线钢制成。故而，该管线管也具备有优异的抗低温 断裂韧性，优良的基于应变设计的抗大变形性能和良好的抗应变时效性能，其 适合于极寒冷地区和冻土地区的铺设。

相应地，本发明还提供了上述管线管的制造方法，该制造方法包括步骤： 冶炼、铸造、铸坯加热、分阶段轧制、延迟变速冷却和制管。

进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，上述铸造步骤采用连铸， 连铸后的钢坯厚度与完成分阶段轧制后的钢板厚度之比≥10。

本发明的技术方案采用了连铸工艺生产钢坯，钢坯厚度需要保证连铸后的 钢坯厚度与完成轧制后的钢板厚度之比达到10倍以上，即t_坯/t_板≥10，这样， 才能保证在分阶段轧制中的每一个轧制阶段都能够分配到充分的压缩比，使得 钢板组织在轧制过程中充分细化，从而提高钢板的韧性。本技术方案没有对该 厚度比的上限进行限定，因为该参数是在制造工艺允许的范围内越大越好。

进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，在上述铸坯加热步骤， 钢坯以T开尔文的温度进行再加热，T＝7510/(2.96-log[Nb][C])+30，其中[Nb]、 [C]分别表示Nb和C的质量百分含量。

进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，上述分阶段轧制步骤包 括第一阶段轧制和第二阶段轧制，在第一阶段轧制将钢坯厚度轧制为4t_板-0.4t _坯，其中t_板表示完成轧制步骤后的钢板厚度，t_坯表示连铸后的钢坯厚度。

分阶段轧制步骤包括第一阶段轧制和第二阶段轧制，是为了保证充分的再 结晶细化和非再结晶细化，为了确保粗轧压缩比大于60％，第一阶段轧制后的 中间坯厚度应满足4t_板-0.4t_坯。另一方面，控制第一阶段轧制后的中间坯厚也 是为了确保第二阶段轧制的总变形量，使精轧压缩比大于75％。

更进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，上述第一轧制阶段的 开始轧制温度为960-1150℃，上述第二阶段的开始轧制温度为740-840℃。

钢坯在充分奥氏体化后进行轧制，第一阶段轧制在再结晶区内进行(即在 960-1150℃的温度下轧制)和第二阶段轧制在未再结晶区进行(即在740-840 ℃的温度下轧制)。在740-840℃进行轧制是使未再结晶奥氏体充分细化的关键 因素。这也是本发明的技术方案较之于现有的管线钢的制造方法的核心技术所 在。

需要说明的是，在第一阶段轧制结束后，中间板坯可以通过冷却水冷却， 减少待温时间并保证钢中组织的细化效果。待钢坯返温均匀后，进入第二阶段 轧制。

更进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，在上述第一轧制阶段 中，至少有两个道次的单道次压下量≥15％，在上述第二轧制阶段中，至少有 两个道次的单道次压下量≥20％。

本技术方案中未对至少两个道次的单道次压下量设置上限是因为，在生产 工艺允许的范围内，该值在下限值以上越大越好。

更进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，上述第二阶段的终轧 温度为Ar3-Ar3+40℃。

需要说明的是，第二阶段轧制的开轧温度根据钢板的轧制节奏以能保证终 轧温度的最低温度为宜。

进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，在上述延迟变速冷却步 骤中，完成轧制的钢板先空冷待温60-100s至700-730℃，以使相比例(面积 比)为25-40％的铁素体析出。

钢板经轧制后，先空冷等待钢板温度降至700-730℃，是为了使得钢板进 入铁素体+奥氏体的双相区，从而令铁素体开始形核析出。由于第二阶段轧制 采用的是低温大压下轧制，因此，钢中形核析出的铁素体会十分细小，同时铁 素体分布也更为弥散。上述技术方案在钢板第二轧制阶段完成后，并不立即进 行ACC水冷，而是采取延迟变速冷却的方式，这也是本发明的技术方案区别 于现有的管线管的制造方法的关键之处。

更进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，在上述延迟变速冷却 步骤中，相比例为25-40％的铁素体析出后，快速水冷至550-580℃，冷速25-40 ℃/s，然后再进入慢速水冷，冷速18-22℃/s，终冷温度320-400℃，以令钢中 形成最终所需的微观组织，例如，剩余的奥氏体会转变为针状铁素体+贝氏体 组织。

基于本发明的技术方案，当钢板快速水冷至550-580℃时，铁素体转变终 止，剩余的未转变的奥氏体会在之后的慢速冷却过程中转变为细小的针状铁素 体+贝氏体的硬相组织。该硬相组织优于完全的贝氏体组织的原因是：针状铁 素体组织可以分割贝氏体组织的集中带状分布，从而利于提高钢板的韧性。

更进一步地，在本发明所述的管线管的制造方法中，在上述制管步骤中， 控制O成型压缩率0.15-0.3％，E成型扩径率0.8-1.2％。

压缩率和扩径率是管线钢制管后钢板性发生变化的关键工艺过程。由于扩 径后制管钢板会发生拉伸应变，这种预应变可以提高钢的屈服强度，并在钢中 形成大量的残余应力和位错；由此令钢管的屈强比相应提升，均匀延伸率则会 降低。当管线管需要进行防腐热涂覆工艺时，钢中的增殖位错会在该工艺所产 生的柯垂尔气团效应的影响下引起钢管的时效，即屈强比大幅地增加，而均匀 延伸率则进一步地降低。此外，钢的低温韧性也大大降低，钢的拉伸曲线出现 在屈服平台或者上下屈服点，这都会使得钢的抗应变能力变差。在制管步骤中， 通过增加压缩率，并降低扩径率，来降低钢板制管后预应变的发生率，从而改 善管线管的抗应变时效性能。

本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线钢具有较高的强度和 较好的韧性，与此同时，该X80管线钢还具有良好的抗大变形性能和优异的抗 应变时效性能。

由于本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线钢中的微观组织 为多边形铁素体+(针状铁素体+贝氏体)的软、硬相结合的组织，因此，其具 备优良的抗低温断裂韧性，其在-45℃极低温度下仍能够满足DWTT性能SA％ ≥85％。

本发明所述的管线管具有较高的强度，其管体环向屈服强度为 560-650MPa，抗拉强度为625-825MPa，能够满足高压输送的应力设计要求。

另外，本发明所述的管线管具有良好的抗应变时效性能，时效后的纵向屈 服强度达到510-630MPa，抗拉强度则可以达到625-770MPa，均匀延伸率≥6％， 屈强比≤0.85，拉伸曲线呈现为圆顶形的连续屈服曲线，其能够满足基于应变 设计的性能要求。

此外，本发明所述的管线管具备优异的抗低温断裂韧性，其在-45℃低温 下仍能够满足DWTT性能SA％≥85％，因此，该管线管能够满足冻土地区(在 极低温度区域)基于应变设计的性能要求。

通过本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线管的制造方法能 够生产获得强度高，抗低温断裂韧性好，抗大变形性能佳且抗应变时效性能优 异的管线管。

附图说明

图1为本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线管的制造方法 中的延迟变速冷却工艺示意图。

图2为本发明所述的具有良好抗应变时效性能的X80管线钢的金相图。

具体实施方式

下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的具有良好抗应变时 效性能的X80管线钢、管线管及其制造方法做进一步的解释和说明，然而，该 解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

按照下述步骤制造实施例A1-A6中的X80管线管，实施例A1-A6的X80 管线管中的各化学元素的质量百分比如含量如表1所示：

1)冶炼：钢水冶炼，精炼并控制钢中的各化学元素的质量百分比配比如 表1.所示；

2)铸造：采用连铸方式，连铸后的钢坯厚度与完成轧制后的钢板厚度之 比≥10；

3)铸坯加热：钢坯以T开尔文的温度进行再加热，T＝ 7510/(2.96-log[Nb][C])+30，其中[Nb]、[C]分别表示Nb和C的质量百分含 量；

4)分阶段轧制步骤：

4i)第一阶段轧制(粗轧)：开始轧制温度为960-1150℃，保证至少 有两个道次的单道次压下量≥15％，控制钢坯厚度轧制为4t_板-0.4t_坯，其 中t_板表示完成轧制步骤后的钢板厚度，t_坯表示连铸后的钢坯厚度；

4ii)第二阶段轧制(精轧)：开始轧制温度为740-840℃，保证至少有 两个道次的单道次压下量≥20％，控制终轧温度为Ar3-Ar3+40℃；

5)延迟变速冷却：完成轧制的钢板先空冷待温60-100s，至700-730℃后 以使相比例为25-40％的铁素体析出，待相比例为25-40％的铁素体析出后， 快速水冷至550-580℃，冷速25-40℃/s，然后再进入慢速水冷，冷速18-22 ℃/s，终冷温度320-400℃；图1显示了延迟变速冷却工艺的示意图，从 图1可以看出，钢板轧制完成后，先后经历了冷速各不相同的空冷待温阶 段1、快速水冷阶段2和慢速水冷阶段3。

6)制管：控制O成型压缩率0.15-0.3％，E成型扩径率0.8-1.2％。

上述制造方法所涉及各步骤中的具体工艺参数详细参见表2。

表1列出了制成实施例A1-A6的管线钢中的各化学元素的质量百分比含 量。

表1.(wt.％，余量为Fe和除了N、P和S以外的其他不可避免的杂质)

序号 C Mn Ni Ti Nb Si Al Ca N P S Cr PF*(％) A1 0.030 1.70 0.60 0.017 0.08 0.30 0.033 0.0019 0.006 0.008 0.002 0.30 30 A2 0.040 1.65 0.49 0.014 0.075 0.30 0.030 0.0013 0.005 0.010 0.003 0.30 33 A3 0.045 1.68 0.50 0.009 0.06 0.25 0.030 0.0022 0.004 0.009 0.005 0.25 35 A4 0.045 1.50 0.45 0.012 0.06 0.20 0.025 0.0020 0.004 0.009 0.002 0.10 34 A5 0.045 1.40 0.40 0.011 0.06 0.20 0.030 0.0027 0.004 0.008 0.003 0.20 36 A6 0.050 1.35 0.35 0.008 0.06 0.15 0.020 0.0025 0.003 0.006 0.003 0.15 40

*注：PF(％)为微观组织中的多边形铁素体的相比例。

表2列出了实施例A1-A6中的X80管线管的制造方法的工艺参数。

表2.

*注：1)R为连铸后的钢坯厚度与完成轧制后的钢板厚度之比；2)加热温度T＝7510/(2.96-log[Nb][C])+30，其 中[Nb]、[C]分别表示Nb和C的质量百分含量。

X80管线管经过测试后所获得力学性能参数如表3所示，表3列出了实施 例A1-A6中的管线管的各项力学性能参数。

表3列出了实施例A1-A6中的X80管线管的各项力学性能参数。

表3.

由表3可以看出，本案实施例A1-A6中的X80管线管具有较高的屈服强 度和抗拉强度，其横向屈服强度≥575Mpa，横向抗拉强度≥677Mpa，纵向屈 服强度≥530Mpa，纵向抗拉强度≥670Mpa。此外，该X80管线管还具有良好 的低温韧性，其在-45℃冲击功达到200J以上，均匀伸长率Uel达到7.4％以上。 尤其是，本案实施例A1-A6中的管线管还具备优异的抗低温断裂韧性，其在 -45℃低温下仍能够满足DWTT性能SA％≥85％。

图2显示的是实施例A4中管线钢的微观组织，从图2可以看出，其微观 组织为多边形铁素体(PF)+针状铁素体(AF)+贝氏体(B)复合微观组织板， 其中，多边形铁素体(PF)相比例为34％。

对实施例A1-A6中的管线管在200℃保温情况下进行时间为5min的时效 试验，模拟防腐涂层中时效过程。X80管线管经过时效处理后所获得力学性能 参数如表4所示。

表4.

结合表3和表4的内容可以看出，较之于表3所示出的X80管线管的各项 力学性能参数，经过时效处理(例如，在200℃进行模拟涂覆)后的X80管线 管的屈服强度和抗拉强度均有所提高，屈强比有小幅度地增加，均匀延伸率则 略有下降，其仍能满足基于应变设计用的性能要求。此外，上述X80管线管在 进行拉伸测试时，其拉伸曲线形状仍呈现为圆顶形状，并没有出现屈服平台， 这也相应地表明了本案实施例A1-A6中的X80管线管具备有良好的抗应变时 效性能。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于 以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开 的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。