一种耐H2S腐蚀性能优异的高强韧正火管线钢及生产方法

摘要

一种耐H2S腐蚀性能优异的高强韧正火管线钢，其组分及wt%：C 0.05~0.08%，Si 0.30~0.45%，Mn 0.85~1.0%，P≤0.010%，S≤0.0020%，Mo 0.10~0.20%，Nb 0.06~0.12%，B不超过0.0005%，RE不超过0.0005%。生产步骤：对铸坯加热；粗轧；精轧；冷却；卷取；正火。本发明在具有高强度、高韧性及良好的可焊接性之外，还必须具有优异的耐硫化氢腐蚀性能，在加载载荷为0.80×实际屈服强度载荷条件下均未观察到裂纹。

说明书

技术领域

本发明涉及一种管线钢及生产方法，具体属于一种耐H₂S腐蚀性能优异的高强韧正火管线钢及生产方法。

背景技术

石油、天然气是国民经济发展的重要能源，在能源消费中的比重日益增加。当前管道输送依然是石油、天然气最为经济、安全、高效的长距离输送方式。然而，随着易开采石油、天然气资源的枯竭，H₂S含量高的天然气开发力度正不断加大。

H₂S是石油和天然气中最具有腐蚀作用的有害介质之一。当管线钢暴露在含湿H₂S的输送介质中时，材料极易发生H₂S酸性腐蚀，造成送管道突然失效，其中氢致开裂（HIC）和硫化物应力开裂（SSCC）是H₂S腐蚀的主要形式。

我国大部分油气田中含有的H₂S浓度含量较高，集输管线管输送的介质是未经脱盐、脱水、脱硫等处理的石油或天然气。管线钢除要求其具有良好的强度、冲击性能和焊接性能之外，还要求具有较好的抗H₂S腐蚀性能。正火态管线钢因其组织与性能均匀的特性，相较于热轧态更适合于集输管线的制造。同时考虑到提高油气输送效率的需求，亟需开发兼具高强韧与优良耐H₂S腐蚀性能的正火态管线钢。

对于输送含H₂S油气资源的管线钢，腐蚀产生的氢原子不断向钢中缺陷位置（带状组织、夹杂物、晶格缺陷等）聚集并产生氢分子。当缺陷部位氢分子浓度升高到一定程度时，就会引起聚集处发生永久变形并导致管线钢实效，其重要形式包括氢致裂纹开裂（HIC）和硫化物应力腐蚀开裂（SSCC）。

经检索，在本发明之前，中国专利申请号为CN201010235925.6与CN201510297590.3的文献，均涉及到正火钢X60N，其化学成分均采用中C+中Mn体系，其存在不具备耐腐蚀特性的问题。

中国专利申请号为CN201210271608.6的文献，涉及到正火钢X52NS钢，其采用Cu+Cr+Ni+V的体系，其存在生产成本较高的不足。

中国专利申请号为CN201610419909.X的文献，其涉及的正火钢存在Mn含量偏高，成品的强度仅达X52级别，且不具备耐腐蚀特性。

中国专利申请号为CN201310146465.3的文献，其涉及 无缝钢管的制造，其存在合金元素含量极高（Cr 1.0~9.0 wt%、W 0.1~0.2 wt%），不具备经济性优势。

发明内容

本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种在具有高强度、高韧性及良好的可焊接性之外，还必须具有优异的耐H₂S腐蚀性能的高强韧正火管线钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种耐H₂S腐蚀性能优异的高强韧正火管线钢，其组分及重量百分比含量为：C>

生产一种耐H₂S腐蚀性能优异的高强韧正火管线钢的方法，其步骤：

1）对连铸后铸坯加热，控制其加热温度在1100~1150℃；

2）进行粗轧，并控制粗轧结束温度为1020~1070℃；

3）进行精轧，并控制其开轧温度不超过950℃，终轧温度不低于860℃；

4）进行冷却，在冷却速度不低于55℃/s条件下冷却至卷取温度；

5）进行卷取，控制卷取温度不超过450℃；

6）进行正火，并控制正火温度在860~900℃，并再此温度下按照2min/mm进行保温，并控制正火过程冷却速度在5~8℃/s。

本发明中各化元素级主要工艺的作用及机理：

C：C为最基本、最经济的强化元素，通过固溶强化和析出强化有效地提高钢的强度。C含量低于0.05%时，对钢的强度作用不明显，含量高于0.080%时，则会降低钢的塑性、韧性和可焊接性，并且会加重钢中的带状组织级别。故本发明中C的含量控制为0.050~0.080%。

Si：Si主要以固溶强化形式提高钢的强度，同时也是钢中的脱氧元素，但含量过低时强化效果不明显，含量过高时又对钢的韧性不利。故本发明中Si的含量控制为0.30~0.45%。

Mn：Mn是钢中重要的固溶强化元素，利于提高钢的强度和低温韧性。但其含量过高时，会导致其钢中成分偏析严重，进而促进钢中硬脆的珠光体或者M/A带状组织形成，恶化钢的耐H₂S腐蚀性能。同时，高的Mn含量易于促进MnS条带状夹杂物的产生，成为钢中扩散氢的聚集地，容易诱发氢致开裂。故本发明中Mn的含量控制为0.85~0.10%。

Mo：Mo能够扩大奥氏体相变区，提高钢的淬透性，改善钢在厚度截面的组织均匀性。同时，Mo的添加使钢在较低的冷速下容易获得均匀分布的M/A组织，提高钢的强度性能。Mo元素具有与Mn元素相似的强韧化作用，Mo的添加避免了钢中高的Mn含量，进而避免了钢中带状组织恶化，提高了钢的耐H₂S腐蚀性能。故本发明中Mo含量控制为0.10~0.20%。

Nb：热轧过程中Nb具有强烈的晶粒细化作用和中等的析出强化作用，能够延迟奥氏体再结晶，导致奥氏体晶粒和相变产物的细化并提高钢的强韧性。正火过程中，钢中固溶的Nb元素通过溶质拖曳效应阻止奥氏体晶粒的过度长大，可以使热轧时的晶粒细化程度得到较大程度的遗传，且在正火冷却过程中Nb元素以第二相粒子形式析出，提高正火钢的强度。本发明中Nb含量控制为0.06~0.12%。

P、硫S：P会降低钢的低温韧性，恶化焊接性能，并且P容易在钢中偏析，促进带状组织的产生，不利于钢的耐H₂S腐蚀特性。S容易与Mn形成长条状MnS夹杂，在影响钢韧性的同时，氢原子倾向于在MnS尖端聚集，从而诱发H₂S腐蚀开裂。因此，本发明应尽量减少P、S的含量以减少其对钢的不利影响，P的含量控制为P≤0.010%，S的含量控制为S≤0.0020%。

考虑到用户对管线钢化学成分的普遍要求，本发明中不故意添加B和RE元素，且要求B≤0.0005%、RE≤0.0005%。

本发明为获得兼顾高强韧性和优异耐腐蚀性能的正火态管线钢，除对化学成分进行优化设计外，还在热轧阶段（粗轧、精轧、冷却等）与正火阶段（温度、时间、冷速等）的生产工艺进行了针对性设计。具体设计思路如下：

本发明之所以采用低C+低Mn体系以降低钢中带状组织的形成趋势，同时利用热轧后的快速冷却技术抑制相变阶段C元素的扩散和局部富集，以提高钢的耐腐蚀性能。

本发明之所以添加适量的固溶强化Mo元素，以促进较低冷速下（正火冷却）钢中硬相组织的转变，使正火钢的强度性能提高。

本发明之所以采用TMCP+低C高Nb技术的进行生产，通过充分的再结晶细化和未再结晶位错密度积累，以促进奥氏体中固溶的Nb元素以NbC的形式在位错与晶界处弥散析出，进而为正火阶段奥氏体晶粒形核提供有利条件，从而实现奥氏体晶粒的细化和正火钢的强韧性改善。

本发明之所以控制正火温度和保温时间，在保证完全奥氏体化的同时避免晶粒过度长大，以免恶化正火钢的强度和韧性。

本发明之所以当控制正火冷却过程中的冷却速度，避免因板厚中心冷却缓出现的条带状硬相组织，进而严重恶化钢的抗腐蚀性能。

本发明与现有技术相比，在具有高强度、高韧性及良好的可焊接性之外，即屈服强度R_{t0.5>≥415MPa，抗拉强度Rm>2}≥200J（全尺寸规格），-30℃DWTT断面剪切率SA≥90%。

同时，本发明在NACE及 A溶液中具有优异的耐H₂S腐蚀性能。具体表现为，按照NACE>

采用上述成分与工艺成产的正火管线钢可用于L415N级别以上的直缝埋弧焊管的制造与生产。

附图说明

图1为本发明钢板的金相组织图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例的拉伸性能和镀层质量检测结果列表。

本发明各实施例均按照以下步骤进行生产：

1）对连铸后铸坯加热，控制其加热温度在1100~1150℃；

2）进行粗轧，并控制粗轧结束温度为1020~1070℃；

3）进行精轧，并控制其开轧温度不超过950℃，终轧温度不低于860℃；

4）进行冷却，在冷却速度不低于55℃/s条件下冷却至卷取温度；

5）进行卷取，控制卷取温度不超过450℃；

6）进行正火，并控制正火温度在860~900℃，并再此温度下按照2min/mm进行保温，并控制正火过程冷却速度在5~8℃/s。

表1 本发明各实施例与对比钢化学成分取值列表（wt％）

表2 本发明实施例与对比例的主要工艺参数取值

表3 本发明各实施例及对比例力学性能列表

从表3数据可知，本发明实施例的力学性能和HIC、SSCC性能均优于对比例。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。