一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢及生产方法.pdf

一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢，其组份及wt%为：C 0.030~0.060%；Si 0.15~0.30%；Mn 0.55~0.95%；P≤0.010%；S≤0.0010%；Cr 0.10~0.30%；Mo 0.05~0.15%；Nb 0.015~0.065%；V 0.02~0.05%；Ti 0.01~0.02%；N≤0.004%；生产步骤：经冶炼并铸成坯后对铸坯加热；热轧；层流冷却； 卷取。本发明屈服强度Rt0.5 500~545MPa，抗拉强度Rm600~660MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.86，延伸率A50mm≥35%；-20℃ 冲击功KV2≥290J；-15℃ DWTT断面剪切率SA≥95%；硬度值HV10≤225。按照NACE TM 0284标准，在A溶液中进行HIC检验，其试样断面的CLR、CTR、CSR值均为0。

权利要求书
1.  一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢，其组份及重量百分比含量为：C 0.030~0.060%；Si 0.15~0.30%；Mn 0.55~0.95%；P≤0.010%；S≤0.0010%；Cr 0.10~0.30%；Mo 0.05~0.15%；Nb 0.015~0.065%；V 0.02~0.05%；Ti 0.01~0.02%；N≤0.004%；其它为Fe及不可避免的夹杂元素；并同时满足CEpcm≤0.19%；金相组织为：粒状贝氏体+准多边形铁素体+弥散M/A岛；学性能为：屈服强度Rt0.5 500~545MPa，抗拉强度Rm 600~660MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.86，延伸率A50mm≥35%；-20℃ 冲击功KV2≥290J；-15℃ DWTT断面剪切率SA≥95%；硬度值HV10≤225。

2.  生产权利要求1所述的一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢的方法，其步骤：
1）经冶炼并铸成坯后对铸坯加热，控制其加热温度在1100~1190℃；
2）进行热轧：控制其粗轧结束温度在1010~1050℃，粗轧阶段总压下率70~80%；控制其精轧开轧温度不超过950℃，精轧终轧温度在850~890oC，精轧末道次压下率不低于28%；
3）进行层流冷却，在冷却速度为10~30℃/s下冷却至卷取温度；
4）进行卷取，控制其卷取温度在360~440℃。

说明书一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种管线钢及生产方法，具体地属于一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70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，含硫化氢较高的天然气开发力度正不断加大，以保证后续能源的供给。
硫化氢是石油和天然气中最具有腐蚀作用的有害介质之一。当天然气中含有比例较高的H2S及水分时，由于电化学腐蚀的作用，H2S离解形成的氢原子向钢中渗透并在钢中夹杂物或组织不均匀处聚集。当氢原子聚集成氢分子时，因体积增大而产生无明显预兆的突然开裂，其主要形式为氢致开裂（HIC）和硫化物应力开裂（SSCC）。影响氢致开裂（HIC）和硫化物应力开裂（SSCC）的关键因素为输送介质中的H2S分压。对于相同的输送介质，管道输送压力越大，H2S分压相应越大。当H2S分压达到0.1~0.5MPa时，相应的氢渗透率较高，极易发生氢致开裂（HIC）和硫化物应力开裂（SSCC）。
我国大部分油气田中含有的硫化氢浓度含量较高，为降低H2S分压带来的腐蚀开裂问题，管道输送压力较低，能源输送能力和效率较低。输送管道使用的管线钢主要是低强度的X52级耐硫化氢腐蚀钢。然而，为满足能源需求的爆发式增长，大输量、高压力的管道输送成为主要的发展趋势。管道输送压力增加直接导致现有气源输送过程中H2S分压的大幅提升，相应地引起管道腐蚀开裂的倾向高度增加。为解决输送压力升高和H2S腐蚀开裂倾向增加带来的问题，急需开发具有高强度、高韧性、优异耐H2S腐蚀性能和良好可焊接性的高钢级耐腐蚀管线钢。
经检索，在本发明之前，专利申请号为CN201110331254.8、CN201310198848.5、CN201310275095.3的专利中涉及的X70MS钢均采用Cu+Cr+Ni体系,添加了较多的贵重金属Cu、Ni导致原料生产成本增加，且Cu、Ni元素在pH≤3.5的酸性环境中并不具有耐腐蚀保护作用，不适于pH值较低的含H2S腐蚀环境。专利申请号分别为CN201310275095.3的专利中Mn元素含量较高，容易引起带状偏析，降低组织均匀性，增加管线钢发生氢致裂纹的风险，且该专利实施例也表明确实发生了氢致开裂（CLR甚至达到18.2%），严重影响到其在实际工况应用时的安全性。专利申请号为CN201310469618.8和CN201310470450.2的专利除同样采用成本较高的Cu+Cr+Ni体系外，其化学成分中Mn元素（≤1.2wt%）无下限值要求不符合工艺生产实际，因为当Mn含量＜0.55wt%时，钢的奥氏体区将过度收缩并导致大量先共析铁素体产生，具有该组织类型的钢从理论和实践上均无法达到X70的强度级别。
发明内容
本发明针对现有技术存在的不足，提供一种在保证高强度、高韧性、良好的可焊接性等性能外，还具有优异的耐硫化氢腐蚀性能，钢管不易失效的直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢，其组份及重量百分比含量为：C 0.030~0.060%；Si 0.15~0.30%；Mn 0.55~0.95%；P≤0.010%；S≤0.0010%；Cr 0.10~0.30%；Mo 0.05~0.15%；Nb 0.015~0.065%；V 0.02~0.05%；Ti 0.01~0.02%；N≤0.004%；其它为Fe及不可避免的夹杂元素；并同时满足CEpcm≤0.19%；金相组织为：粒状贝氏体+准多边形铁素体+弥散M/A岛；学性能为：屈服强度Rt0.5 500~545MPa，抗拉强度Rm 600~660MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.86，延伸率A50mm≥35%；-20℃ 冲击功KV2≥290J；-15℃ DWTT断面剪切率SA≥95%；硬度值HV10≤225。
生产一种直缝焊管用耐硫化氢腐蚀的X70管线钢的方法，其步骤：
1）经冶炼并铸成坯后对铸坯加热，控制其加热温度在1100~1190℃；
2）进行热轧：控制其粗轧结束温度在1010~1050℃，粗轧阶段总压下率70~80%；控制其精轧开轧温度不超过950℃，精轧终轧温度在850~890oC，精轧末道次压下率不低于28%；
3）进行层流冷却，在冷却速度为10~30℃/s下冷却至卷取温度；
4）进行卷取，控制其卷取温度在360~440℃。
目前，就高强度级别的管线钢普遍采用低C高Mn，并复合添加多种合金元素的成分体系。之所以采用高Mn，是因为Mn是钢中基本且重要的强化元素，其通过固溶于晶格中产生固溶强化作用，同时具有扩大奥氏体区实现晶粒细化和促进中温相变的重要作用。但是，Mn易于在冶金过程中向板坯心部偏析与富集的元素，从而导致钢带心部产生严重的带状组织；经本申请人的实验分析发现，带状组织是钢中氢致裂纹产生和扩展的通道，其能增加钢的HIC和SSCC敏感性，严重恶化了管线钢的耐硫化氢腐蚀性能。带状组织正式本发明所要解决的主要问题。
但是Mn含量降低会导致钢的力学性能变化，即会引起钢的基体强度不能满足要求、晶粒细化不足、相变温度升高等问题。
本发明中钢在低C低Mn体系的基础上，通过添加适量的Cr、Mo等合金元素，采用Nb、V、Ti进行微合金化。同时通过对轧制过程中道次压下率、温度制度、冷却制度等综合因素加以控制，最终获得具有优良强韧性匹配、耐硫化氢腐蚀性能（HIC和SSCC）优异的直缝焊管用热轧X70MS管线钢。
本发明本发明各元素及主要工艺控制的作用：
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0.030%时，会对钢的强度作用不明显，含量高于0.060%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。故本发明中将C的含量控制在0.030~0.060%。
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，但含量低于0.15%时，强化效果不明显；含量高于0.30%时，又对钢的韧性不利。故本发明中Si的含量控制在0.15~0.30%。
Mn：Mn是钢中重要的固溶强化元素，可以扩大奥氏体相变区，有利于获得细小的低温相变产物，提高钢的低温韧性。当Mn含量高于0.95%时，会导致其钢中偏析严重，进而促进钢中带状组织的形成，恶化钢的耐硫化氢腐蚀性能。当Mn含量低于0.55%时，将导致奥氏体相区过度收缩并形成大量先共析铁素体，从而严重降低钢的强韧性。故本发明中Mn的含量控制在0.55~0.95%。
Cr：Cr能有效地提高钢的淬透性和强度，抑制低强度的多边形铁素体和珠光体产生，促进组织的中温转变。多次试验发现Cr含量超过0.30%后，引起钢的冲击韧性明显下降。因此，本发明中Cr含量控制在0.10~0.30%。
Mo：Mo能够扩大奥氏体相变区，抑制先共析铁素体相变，促进含高密位错的细小针状铁素体形成，使管线钢具有良好的强韧性匹配。适量的Mo元素起到了与Mn元素相似的作用，使钢获得一定强韧性的同时，避免了高Mn引起的带状组织，保证了钢的耐硫化氢腐蚀性能。本发明中Mo含量控制在0.05~0.15%。
Nb：Nb具有强烈的晶粒细化作用，能够延迟奥氏体再结晶，降低相变温度，促进细小针状铁素体性能，提高钢的强度和韧性。本发明中Nb含量控制在0.015~0.065%。
V、钛Ti：V和Ti都是重要的微合金元素。V在钢中可补充Nb析出强化的不足，还可以改善钢材焊后的韧性。Ti在冶炼过程中形成TiN，避免游离N原子减弱钢的韧性。同时，TiN颗粒可以阻碍奥氏体晶粒在加热过程中的粗化，从而细化钢的相变产物，改善钢及其热影响区的韧性。另外添加适量的Ti还有助于促进Nb发挥固溶强化效果。本发明中V含量控制为0.02~0.05%，Ti含量控制为0.01~0.02%。
磷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，不利于钢的耐硫化氢腐蚀特性。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，从而诱发硫化氢腐蚀开裂。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的含量控制在P≤0.010%，S的含量控制在S≤0.0010%。
本发明中，还控制CEpcm≤0.19%，以保证发明钢具有良好的焊接性能其中。其中CEpcm(%)=C+Si/30+(Cr+Mn+Cu)/20+Mo/15+V/10+Ni/60+5B。
本发明为保证X70钢的力学性能和耐硫化氢腐蚀性能，还在粗轧、精轧、冷却等多环节采取措施以获得晶粒细化、组织均匀的X70钢。
之所以在粗轧阶段控制累计压下率达到70~80%，以使钢板坯在多道次变形情况下获得多的累计变形，通过形变晶粒在道次间隙的回复和再结晶作用达到充分细化奥氏体晶粒的目的。
之所以在精轧阶段控制末道次压下率≥18%，以保证奥氏体晶粒在非再结晶区获得高的累计变形的同时，避免具有高形变能的扁平奥氏体发生动态再结晶，降低形变奥氏体内部的位错密度，从而导致钢的强度和韧性降低。
之所以控制层流冷却冷速在10~30℃/S，以保证细化的形变奥氏体晶粒在低温相变区得以充分转变，获得均匀细小的粒状贝氏体+准多边形铁素体+弥散M/A岛复相组织。该复合组织能使钢具有高的强韧性和较低的屈强比。
本发明与现有技术相比，屈服强度Rt0.5 500~545MPa，抗拉强度Rm600~660MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.86，延伸率A50mm≥35%；-20℃ 冲击功KV2≥290J；-15℃ DWTT断面剪切率SA≥95%；硬度值HV10≤225。按照NACE TM 0284标准，在A溶液中进行HIC检验，本发明试样断面的CLR、CTR、CSR值均为0。
附图说明
 附图1为本发明的进行组织图。
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取值列表；
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力学性能检测情况列表；
表4为本发明各实施例及对比例HIC与SSCC性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产：
1）经冶炼并铸成坯后对铸坯加热，控制其加热温度在1100~1190℃；
2）进行热轧：控制其粗轧结束温度在1010~1050℃，粗轧阶段总压下率70~80%；控制其精轧开轧温度不超过950℃，精轧终轧温度在850~890oC，精轧末道次压下率不低于28%；
3）进行层流冷却，在冷却速度为10~30℃/s下冷却至卷取温度；
4）进行卷取，控制其卷取温度在360~440℃。
表1 本发明各实施例与对比钢化学成分（wt％）

表2 本发明实施例与对比例的主要工艺过程

表3   本发明各实施例及对比例力学性能列表

表4   本发明各实施例及对比例HIC与SSCC性能列表

从表3和表4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。