一種厚規格高韌性管線鋼及其制造方法
【技術領域】
[0001] 本發明涉及管線鋼，具體涉及一種厚規格高韌性管線鋼及其制造方法。
【背景技術】
[0002] 厚規格管線管主要用于大輸量管道、海底管線、穿越地震帶管道等特殊需求及惡 劣環境區域。隨著油氣資源開采由內陸走向極地、由陸地走向海洋、由淺海走向深海的發展 以及管道輸送大輸量的發展需求，厚壁管線管將大量應用于油氣管道建設，具有良好的應 用前景。為提高海底管道運營的安全性、降低維修成本，需要采用厚壁高韌性焊管，由此對 管道用鋼提出了厚規格、高韌性的需求;對于陸地管道而言，為提升管道輸送能力，在保持 鋼級不變的情況下需要采用大口徑厚壁焊管，由此對管道用鋼提出了高強度、厚規格的需 求。因此，厚規格管線鋼將成為未來應用的重點產品，其開發的難點主要在于如何保證全壁 厚的強度及低溫韌性，尤其是DWTT(Dropweightteartest，落錘撕裂測試)性能。
[0003]現有技術關鍵是通過裝備能力提升來實現后規格管線鋼的性能，如迪林根通過采 用立式連鑄機制造400mm以上的特厚連鑄坯，從而為厚規格管線鋼板的制造奠定了高內質、 大壓下比的基礎，并向歐洲鋼管、VSK等企業提供原材料鋼板。日本JFE公司采用在線熱處理 裝置，應用HOP工藝改善鋼板厚度方向上的組織均勻性，有利于改善厚規格管線鋼的DWTT性 能并獲得均勻的力學性能，同時還可以改善鋼管的橢圓度。
[0004]中國多家企業均進行了厚規格管線鋼的開發研究，主要研究方向有:雙相組織比 例對DWTT性能的影響規律進行研究，表明鐵素體比例約為28%時具有最佳的增加管線鋼韌 性的效果;通過增加粗乳道次的單道次壓下率來細化顯微組織，從而提高厚規格管線鋼的 低溫韌性。
[0005] 歐洲專利EP2105513B1公開了一種厚壁焊管用管線鋼板的制造方法，采用低碳微 合金成分體系，并通過控制貝氏體的體積分數在80%以上，可以制造強度等級在600MPa以 上、厚度為20~40mm規格的管線鋼板。該專利是采用了Zr、B等元素，細化鋼的晶粒尺寸并提 高鋼的淬透性，以控制熱影響區的晶粒尺寸，改善沖擊韌性。
[0006] 日本專利JP55008454A公開了一種V型鋼的制造方法，采用C-Mn基礎成分及釩微合 金化的成分設計，通過控制Ar3~900°C的總變形量2 30%、Ar3~Arl變形量為10~60%，然 后空冷或卷取的乳制工藝，實現鋼的晶粒細化，并改善強韌性。
[0007] 日本專利JP58055529A公開了一種厚規格熱乳管線鋼帶的制造方法，采用低C合金 化的成分設計，通過控制低加熱溫度及雙相區乳制變形量2 30%，隨后以大于等于3°C/s的 冷速冷卻至480°C并卷取，可制造具有高強度的4.5mm規格以上的熱乳板卷。
【發明內容】
[0008]本發明的目的在于提供一種厚規格高韌性管線鋼及其制造方法，該管線鋼為厚規 格高韌性450MPa及以上鋼級管線鋼，成品鋼板厚度為25~40mm，該鋼的顯微組織以細化的 多邊形鐵素體為主，其屈服強度2 450MPa，抗拉強度2 535MPa，-20°C全尺寸夏比沖擊功2 250J，-20°C全板厚DWTT斷口剪切面積百分數2 85 %，同時具有可制造性，可用來制造厚壁 直縫埋弧焊管，應用于海底管道、穿越管道以及極地管道建設等，主要用于天然氣的長距離 輸送。
[0009] 為達到上述目的，本發明的技術方案如下：
[0010] 一種厚規格高韌性管線鋼，其化學成分質量百分數為:C: 0.015~0.085%，Si: 0.1 ~0·5%，Μη:0·4~1.5%，P<0.015%，S<0.003%，Cr:0.1~0.4%，Mo:0.04~0.09%，Nb: 0.01 ~0.06%，Ti:0.005~0.02%，Ca:0.001 ~0.005%，A1:0.02~0.045%，其余為Fe以及 不可避免的雜質，且上述元素同時需滿足如下關系:0.04%<他+(：<0.1%。
[0011] 進一步，所述化學成分還包括:(：11<0.4%、附<0.4%川<0.01%、8<0.0004%、0 < 0.005%，V< 0.08%中的至少一種，以質量百分數計。
[0012] 本發明所述厚規格高韌性管線鋼的微觀組織以細化的多邊形鐵素體為主，其中， 多邊形鐵素體所占的體積比為40~90%，多邊形鐵素體晶粒尺寸<ΙΟμπι。
[0013] 本發明所述厚規格高韌性管線鋼的屈服強度2 450MPa，抗拉強度2 535MPa，-20°C全尺寸夏比沖擊功2 250J，-20°C全板厚DWTT斷口剪切面積百分數2 85%。
[0014]本發明的化學成分設計中：
[0015]C:C是最基本的強化元素，C溶解在鋼中形成間隙固溶體，起固溶強化的作用，與強 碳化物形成元素形成碳化物析出，則起到沉淀強化的作用。但太高的C對鋼的韌性和焊接性 能不利;C太低又降低鋼的強度。因此，本發明控制C含量為0.015~0.085%。
[0016]Si:Si是固溶強化元素，同時也是鋼中的脫氧元素，但含量過高會惡化鋼材的焊接 性能，同時不利于乳制過程中熱乳氧化鐵皮去除，因此，本發明控制Si含量在0.1~0.5%。
[0017] Mn:Mn通過固溶強化提高鋼的強度，是鋼中補償因C含量降低而引起強度損失的最 主要、經濟的強化元素。Μη還是擴大γ相區的元素，可降低鋼的γ-α相變溫度，有助于獲得 細小的相變產物，可提高鋼的韌性;但Μη是易偏析元素，當Μη含量較高時，在澆鑄過程中Μη 易在板厚中心偏析，乳制完成后生成硬相的馬氏體組織，降低材料的低溫韌性和抗動態撕 裂性能。因此，本發明控制Μη含量為0.4~1.5%。
[0018]Cr:Cr是提高鋼的淬透性的重要元素，確保厚規格鋼板全厚度的組織及性能均勻 性，而且Cr含量在0.10 %以上時，能有效改善鋼的耐腐蝕性能;但太高的鉻和錳同時加入鋼 中，會導致低熔點Cr-Mn復合氧化物形成，在熱加工過程中形成表面裂紋，同時會嚴重惡化 焊接性能。因此，本發明中Cr含量限定在0.1~0.4 %。
[0019] M〇:M〇是擴大γ相區的元素，可降低鋼的γ-α相變溫度，能夠得到更加細小的相 變組織，改善鋼的韌性；同時少量的Mo可提高鋼的淬透性，改善厚度方向的組織均勻性。但 隨M〇含量的上升，低溫相變產物的比例增加，對鋼的低溫韌性不利，且有損鋼的塑性。因此， 本發明中Mo含量控制在0.04~0.09 %。
[0020]Cu、Ni:可通過固溶強化作用提高鋼的強度，同時Cu還可改善鋼的耐蝕性，Ni的加 入即可改善Cu在鋼中易引起的熱脆性，同時能降滑移低層錯能，且對韌性有益。因此，本發 明中Cu、Ni含量控制范圍均為<0.4%。
[0021] Nb:Nb是低碳微合金鋼的重要元素之一，熱乳過程中固溶的Nb應變誘導析出形成 Nb(N，C)粒子，釘扎晶界抑制形變奧氏體的長大并抑制再結晶的發生，經控制乳制和控制冷 卻使形變奧氏體相變為具有高位錯密度的細小的產物。固溶的Nb在卷取后，以第二相粒子 NbC在基體內彌散析出，起到析出強化作用。對于厚規格管線鋼而言，太低的Nb含量彌散析 出效果不明顯，起不到細化晶粒、強化基體作用；太高的Nb含量，由于抑制了鋼板芯部再結 晶的發生，不利于晶粒細化。且Nb的固溶與C含量有關，C含量太高Nb固溶量少，無法起到析 出強化及晶粒下滑效果;C含量過低會導致晶界弱化，Nb含量過低則析出強化效果不明顯。 因此，本發明中Nb含量應限定在0.01~0.06 %，且要求0.04 % <Nb+C< 0.1 %。
[0022] Ti:Ti是一種強烈的碳氮化物形成元素，Ti的未溶的碳氮化物在鋼加熱時可以阻 止奧氏體晶粒的長大，在高溫奧氏體區粗乳時析出的TiN可有效抑制奧氏體晶粒長大。另外 在焊接過程中，鋼中的TiN粒子能顯著阻止熱影響區晶粒長大，從而改善鋼板的焊接性能同 時對改善焊接熱影響區的沖擊韌性有明顯作用。因此，本發明中Ti含量控制在0.005~ 0.02%〇
[0023] V:V是重要的微合金化元素，主要通過中低溫析出強化效應提高鋼的強度，但V含 量太高時，析出顆粒粗化明顯，有損鋼的低溫韌性，因此，本發明控制V的含量< 0.08%。
[0024] N:在微合金化鋼中，適當的氮含量可以通過形成高熔點的TiN粒子，起到抑制再加 熱過程中板坯晶粒粗化的作用，改善鋼的強韌性。但當N含量過高時，時效后高濃度的自由N 原子釘扎位錯，使屈服強度明顯提高，同時有損韌性。因此，本發明中控制NS0.01%。
[0025] 0:對于低合金純凈鋼冶煉，在冶煉終點均需要進行脫氧處理，以減少澆鑄過程中 產生的氣泡以及氧化物夾雜，改善鋼的內質、提高成品鋼板的低溫沖擊韌性和抗動態撕裂 性能。當氧含量高于50ppm時，夾雜物、氣孔等內質缺陷顯著增多。因此，本發明中控制0 < 0.005%〇
[0026] 3、？:5、？是鋼中不可避免的雜質元素，希望越低越好。通過超低硫(小于30??!11)及Ca處理對硫化物進行夾雜物形態控制，同時控制P含量0.015 %以下，可保證發明鋼具有良 好的低溫沖擊韌性。
[0027]Ca:通過Ca處理可以控制硫化物的形態，改善鋼板的各向異性，提高低溫韌性，為 確保最佳效果Ca的控制范圍為0.0010~0.0050%。
[0028] A1:A1是為了脫氧而加入鋼中的元素，添加適量的A1有利于細化晶粒，改善鋼材的 強韌性能，本發明中A1含量控制范圍為0.02~0.045%。
[0029] B:B是強淬透性元素，且易在晶界析出導致材料的塑性、韌性下降，因此，本發明控 制BS0.0004%。
[0030] 本發明所述的厚規格高韌性管線鋼的制造方法，其包括如下步驟：
[0031] 1)冶煉、鑄造
[0032] 按照上述化學成分進行冶煉、連鑄成板坯，板坯厚度t2