專利名稱：高韌性、高耐磨蝕性漿體管線用鋼的制造方法
技術領域：
本發明涉及一種合金鋼的制造方法，特別是一種漿體輸送管線用鋼的制造方法。
目前，針對漿體(煤漿、灰漿和礦漿等)輸送管線鋼的研究和開發工作尚處于起步階段，目前都是用輸送石油和天然氣的X-系列管線鋼或者耐候鋼代用，例如X-60，其成分為C 0.08～0.12,Mn1.2～1.5,Nb＜0.05,V＜0.05,Ti＜0.05。有些鋼種還加入Cu、Ni、Mo。由于漿體管線輸送鋼要求高韌性、高焊接性能、高強度(＞420MPa)，同時該鋼是在液固雙相介質工作，受到液體介質的腐蝕性和固體顆粒的磨損性的雙重作用，現有管線鋼的耐磨蝕性難于滿足技術要求。例如美國于1984～1991年使用X-52管線鋼輸送磷礦，經使用發現，管壁磨蝕率為230μm/年，超過設計標準150μm/年，后來在某些地段改為X-56，但其管壁磨蝕率仍然超過設計標準。其原因在于提高耐磨蝕性的方法會降低鋼的可焊接性。反之亦然。因此，現有合金化技術無法在漿體輸送管線鋼方面取得突破的根本原因就在于難于解決焊接性和耐磨蝕性的矛盾。為解決這個矛盾，日本專利申請特開昭53-46445公開了一種“具有低溫韌性、耐蝕、耐磨損性優異的鋼板的制造方法”，是采用復合鋼板制造這種鋼管，其表面為含Cr、Ni、Cu的合金鋼層，具有良好的耐磨蝕性，而里層為一般微合金鋼，保證良好的韌性和焊接性。其制造方法復雜、成本高。
本發明的目的是得到一種漿體管線用鋼的制造方法，通過將合金成分和控軋控冷工藝結合，可使該鋼獲得高韌性、良好的焊接性以及高耐磨蝕性的良好結合。
為實現上述目的，本發明提出的技術解決方案為一種高韌性、高耐磨蝕性漿體管線用鋼的制造方法，是經過冶煉、鍛造、熱軋、冷卻后卷取，該鋼的化學成分(重量％)為C0.02～0.05、Mn 0.50～1.0、Si 0.15～0.45、Cr 0.50～0.80、Cu0.15～0.40、Ni 0.10～0.25、Mo 0.15～0.30、Nb 0.02～0.05、Ca0.0010～0.0080、N 0.0070～0.03、Ti 0.01～0.022、S≤0.0060，卷取溫度為540±20℃。
該鋼的化學成分(重量％)為C 0.03～0.05、Mn 0.60～0.8、Si 0.18～0.40、Cr 0.65～0.75、Cu 0.20～0.30、Ni 0.10～0.20、Mo0.15～0.25、Nb 0.03～0.05、Ca 0.0020～0.0050、N 0.0080～0.02、Ti 0.010～0.020、1×10-5≤[Ti][N]≤3.5×10-5。
圖1為本發明鋼中Ti、N濃度關系。
圖2為氮含量對本發明試驗鋼強度的影響。
下面對本發明做進一步詳細敘述。
本發明的技術關鍵在于采用氮合金化技術，降碳增氮，充分利用其對鋼的耐磨蝕性的有利作用，同時降低鋼中的碳，以改善焊接性能。另外，將該成分與控軋控冷工藝相結合，以形成針狀鐵素體，保證設計鋼的高韌性、良好的焊接性和高耐磨蝕性的良好結合，得到強度相當于X60級含氮漿體輸送管線用鋼。
自從氮提高鋼的耐腐蝕性的有效作用被認識以來，氮在不銹鋼，甚至其它鋼中獲得了越來越廣泛的應用，這改變了傳統冶金學上把氮作為有害元素的看法。實際上，除了提高耐腐蝕性以外，氮還由于其強烈的加工硬化作用，而有利于鋼的耐沖擊磨損性。由于固溶氮有釘扎位錯的強烈作用，不可否認，它對韌性的不良影響。但應當考慮，適當氮和鋼中鈦結合，可以細化均熱過程中奧氏體晶粒，從而對韌性、特別是焊接熱影響區的韌性有利。由于氮和碳在穩定和形成奧氏體方面有類似作用，鋼中在加入氮的同時，可以降低碳含量，從而降低碳當量，進一步提高焊接性。
下面對本發明中各個合金元素的作用進行介紹C:0.02～0.05(重量％，以下同)，固溶強化的主要元素，但其含量如太高，將降低韌性和焊接性能，其含量控制0.02～0.05。使碳當量降低，Ceq＜0.380，而冷裂紋指數Pcm＜0.160，以保證良好的焊接性。
Mn:0.50～1.0，固溶強化的重要元素，而且一定含量的Mn有助于貝氏體的獲得。但其含量必須控制，否則提高碳當量，影響焊接性能。
Si:0.15～0.45，在鋼中有一定的脫氧作用，同時有限量的Si和Ca復合可以將Al2O3變性為CaO.Al2O3.SiO2，有利于針狀鐵素體的形成，對提高鋼的強韌性有利。
Cr:0.50～0.80，一方面起固溶強化作用，另一方面可以提高鋼的耐腐蝕性能，當如含量太高，將提高碳當量，降低焊接性能，Cu:0.15～0.40，一方面起固溶強化作用，另一方面可以提高鋼的耐腐蝕性能。但如其含量太高，將提高碳當量，影響焊接性能。并會降低熱加工性能。
Ni:0.10～0.25，一方面起固溶強化作用，另一方面可以提高鋼的耐腐蝕性能，同時大約50％Cu含量的Ni可以減少甚至消除C引起的熱脆。但如其含量太高，將提高碳當量，降低焊接性能。
Mo:0.15～0.30，最重要的作用是影響鋼的相變特性，有助于低溫卷曲時針狀鐵素體的形成。另外，它會提高耐腐蝕性能。當如其含量太高，將提高碳當量，降低焊接性能。
Nb:0.02～0.05，微合金元素，在控軋過程可以提高再結晶溫度，并且其碳氮化物的析出會細化組織，從而提高鋼的強度和韌性。一般而言0.02～0.05的Nb已經足夠。
Ca:0.0010～0.0080，對硫化物變性，控制其形態，從而改善橫向韌性。但由于其蒸氣壓太高，不容易加入鋼液，為此其含量控制0.0010～0.0080。
S≤0.0060，雜質元素，越低越好。
N:0.0070～0.03，在鋼中可以改善鋼的耐磨蝕性(固溶氮可以提高耐腐蝕性，其產生的加工硬化效應可以提高鋼的耐磨蝕性，而部分存在的Ti(C,N)的存在也有利于鋼的耐磨蝕性)。同時，由于氮的加工硬化作用，由板卷制成管時的冷加工硬化效應造成的強度提高可以抵消包格申效應導致的強度的降低。此外，Ti(C,N)的存在有利于形成針狀鐵素體，進一步提高鋼的強韌性。但含量太高的氮將會降低鋼的韌性。
Ti:0.01～0.022，同N結合，形成TiN可以顆粒，阻礙奧氏體晶粒長大，從而細化相變組織，提高鋼的強韌性。但其含量必須控制在1×10-5≤[Ti][N]≤3.5×10-4，以保證TiN從奧氏體中析出，而不是從鋼液中析出。
本發明的關鍵在于采用N合金化技術，利用N取代部分C(降低C含量)，改善鋼的強韌性，形成Ti(C,N)有利于形成針狀鐵素體，并通過控制N和Ti含量對鐵素體晶粒尺寸和形貌的影響。
N和Ti含量的影響實際上反映的是鋼中TiN析出相的影響。一般認為，鋼中的TiN具有阻礙均熱時奧氏體晶粒長大的作用，從而使相變后的鐵素體晶粒細化。同時，它還是針狀鐵素體形核的有效核心。不過，鋼中的TiN必須是從奧氏體中析出，而不是從液相中析出時，才有上述作用。這就要求，鋼中[Ti][N]濃度積小于1500℃時與液相平衡的臨界值，但大于1300℃時與奧氏體平衡的臨界值。它們分別由下列兩方程來計算。
TiN與奧氏體平衡lg[Ti][N]=0.32-8000/T(1)TiN與液相平衡 lg[Ti][N]=5.9-16586/T(2)T為溫度，對方程(1)取1573K，對方程(2)取1773K，經推導上述方程(1)、(2)，得到1×10-5≤[Ti][N]≤3.5×10-4。
卷取溫度為540±20℃，由于加入Mo使貝氏體的轉變點降低，因此需要在低溫進行卷取；同時保證形成針狀鐵素體。
下面結合實施例和附圖介紹本發明的效果。
本實施例是在實驗室50kg非真空感應爐內冶煉的，利用氮氣和N-Mn-Fe合金加入的方法，對鋼進行氮的合金化。所冶煉的四爐鋼的化學成分如表1所示。四爐鋼的其它合金成分基本一致，只有N和Ti含量分別有意從0.0070％到0.030％、＜0.01％到0.022％變化。
鋼錠鍛造成42mm厚的板坯，以模擬連鑄坯的厚度，鍛后空冷。將該板坯在小軋機上進行模擬熱軋、加速冷卻(水淋冷卻)和卷曲，加工成厚度為7mm的板。鋼的均熱溫度為1250℃、終軋溫度為850℃、卷曲溫度分別為540和600℃。
在軋后的7mm板上沿縱向截取符合API標準的板狀拉伸試樣進行拉伸試驗，測定屈服強度σ0.5、抗拉強度σb和延伸率δ50。同時沿縱橫向截取5×10×10mm的ISO-V型沖擊試樣，在-20℃下進行沖擊試驗，測定其沖擊韌性，并將其值換算成標準試樣10×10×10mm沖擊值。此外，對板在鍛造和熱軋后的組織進行了金相和掃描電鏡觀察。
本發明分析了N和Ti含量、卷取溫度對鐵素體晶粒尺寸大小、形貌和對針狀鐵素體形核的影響。
1．N和Ti含量對鐵素體晶粒尺寸的影響金相觀察表明四爐鋼在熱軋前的原始組織均為塊狀鐵素體+少量珠光體，隨著成分的不同鋼中鐵素體晶粒大小和珠光體面積份數不同。從珠光體面積份數來看，2號鋼中最少、約4％,1和3號鋼較多、約為5％，而4號鋼最多，為6％。
2．[Ti][N]對鐵素體晶粒尺寸和形貌的影響參見圖1，在[Ti]、[N]濃度關系圖上給出了理想化學配比Ti/N=3.42的直線，同時給出了TiN分別與奧氏體平衡(1300℃)和與液相平衡(1500℃)的曲線，相應的四爐試驗鋼也示在圖中。可以看出，它們都低于液相平衡線，但高于奧氏體平衡線，這表明所有試驗鋼中的TiN顆粒是從奧氏體中析出的，它們有細化鐵素體尺寸和促進針狀鐵素體形核的作用，對鋼的強度有一定的重要作用。2號鋼中[N][Ti]濃度積最高，以下按1號、3號及4號順序抵減。實驗結果表明，其阻礙奧氏體晶粒長大及形成針狀鐵素體的傾向也依次遞減。這充分說明TiN顆粒的重要性。
3．卷取溫度對鐵素體晶粒形貌的影響同熱軋前的原始組織相比，試驗鋼在熱軋后于540和600℃卷取時的金相組織表明熱軋后的組織明顯細化；540℃卷曲的組織為針狀鐵素體+塊狀鐵素體。600℃卷曲的組織則以塊狀鐵素體為主，另有少量針狀鐵素體。
試驗鋼經過熱軋后的強度和塑性如表2所示。可以看出，所有試驗鋼在540℃卷曲時的強度和塑性水平遠遠超過了X60管線鋼的技術標準，其屈強比σ0.5/σb在0.84～0.88范圍內。很有意義的是，四爐鋼的強度基本上按1、2、3和4號鋼的順序遞增，而塑性降低，但相對變化較小。鋼中氮含量對強度的影響如圖2所示。
本發明由于適當利用氮的合金化，在[N]=0.0080～0.02范圍內充分利用固溶氮和析出氮化物的有利作用，獲得了良好的強韌性配合屈服強度σ0.5=487～520MPa、抗拉強度σb=561～591MPa，屈強比0.84～0.88，塑性δ50=29～33％,-20°縱向沖擊韌性CVN=180～200J/cm2，而橫向沖擊韌性CVN=150～190J/cm2。必須說明的是，這些結果是在實驗室煉鋼(S含量高達70～80ppm)和小軋機熱軋試驗(冷卻能力比工業生產現場低)條件下取得的。有理由相信，工業生產的實物水平將會更好。
表1試驗鋼的化學成分，wt％
表2不同卷取溫度熱軋后鋼的力學性能
權利要求
1．一種高韌性、高耐磨蝕性漿體管線用鋼的制造方法，是經過冶煉、鍛造、熱軋、冷卻后卷取，其特征在于該鋼的化學成分(重量％)為C 0.02～0.05、Mn 0.50～1.0、Si 0.15～0.45、Cr0.50～0.80、Cu 0.15～0.40、Ni 0.10～0.25、Mo 0.15～0.30、Nb0.02～0.05、Ca 0.0010～0.0080、N 0.0070～0.03、Ti 0.01～0.022、S≤0.0060，卷取溫度為540±20℃。
2．根據權利要求1所述的高韌性、高耐磨蝕性漿體管線用鋼的制造方法，其特征在于該鋼的化學成分(重量％)為C 0.03～0.05、Mn 0.60～0.8、Si 0.18～0.40、Cr 0.65～0.75、Cu 0.20～0.30、Ni 0.10～0.20、Mo 0.15～0.25、Nb 0.03～0.05、Ca 0.0020～0.0050、N 0.0080～0.02、Ti 0.010～0.020、1×10-5≤[Ti][N]≤3.5×10-4、S≤0.0060.
全文摘要
本發明涉及一種高韌性、高耐磨蝕性漿體管線用鋼的制造方法,是經過冶煉、鍛造、熱軋、冷卻后卷取,該鋼的化學成分(重量%)為:C0.02～0.05、Mn0.50～1.0、Si0.15～0.45、Cr0.50～0.80、Cu0.15～0.40、Ni0.10～0.25、Mo0.15～0．30、Nb0.02～0.05、Ca0.0010～0.0080、N0.0070～0.03、Ti0.01～0.022、S≤0.0060,卷取溫度為:540±20℃。本發明充分利用固溶氮和析出氮化物的作用,獲得了良好的強韌性配合,良好的焊接性以及高耐磨蝕性。
文檔編號C22C38/50GK1236020SQ9910780
公開日1999年11月24日 申請日期1999年5月31日 優先權日1999年5月31日
發明者江來珠, 王建會 申請人:寶山鋼鐵(集團)公司