低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法 【技术领域】
本发明涉及一种高强管线钢板， 尤其是一种低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法。 背景技术 随着世界管线不断加长， 管线钢生产水平及材料所具有的性能水平也是国家钢铁 工业及钢铁材料水平的一个重要标志。 当前我国对管线钢的需求量非常大， 今年， 我国的长 输管道长度已增长到 20 万公里。
管线发展最具挑战性的领域之一是地震区和永冻带， 这些地区的埋地管线管可能 发生大的塑性变形。针对这类管线工程须采用 “基于应变设计法” 的抗大变形管线钢。这种 “基于应变设计法” 的管线钢具有更高的抗压缩和拉伸应变的性能。对于按 “应力设计” 的管 线管， 抗大变形的管线管的纵向性能十分重要。钢管的可变形性可通过提高应变硬化性能 ( 降低屈强比 ) 得到提高， 而钢材的应变硬化性能受到显微组织的强烈影响， 由硬相和相对 软的相组成的双相显微组织可获得较大的应变强化性能。这种管线钢一般碳含量较低， 适 当加一些合金元素， 如 Ni、 Cr、 Nb、 Cu 等， 属于一种低合金高强钢， 经临界区热处理或控制轧 制而得到的主要由铁素体和贝氏体所组成的钢叫双相钢。 实际上第二相还可能含有残余奥 氏体及碳化物等相， 但由于这些相的含量均很少， 故一般称之为铁素体和贝氏体双相钢。 双 相钢具有高的抗拉强度和塑性匹配好等特点， 这不仅解决了管线钢长期存在的冷成形性与 强度之间的矛盾， 而且使其沿管径方向的强度大大得以提高， 提高其自身的抗大变形能力。 可见， 将传统的管线钢双相化， 使之成为双相抗大变形管线钢， 是管线类材料创新的重要途 径之一。
双相管线钢的采用不仅可保证管线钢的安全使用， 而且还节约成本。 可见， 双相高 强管线钢在管线钢制造上的应用有着广阔的市场前景及十分可观的经济效益和社会效益。 根据制备工艺不同， 双相钢一般分为热轧型和热处理型两种， 前者是将低合金钢通过控制 轧制和轧后的控制冷却来获得。 后者是将低合金钢加热到双相区后进行淬火的热处理方法 获得。
经检索， 现有专利技术在低屈强比双相钢的生产方法中， 通过控轧控冷及热处理 方法获得双相钢的生产方法如下 ：
CN1928130 提供了一种低屈强比超细晶粒带钢的制造方法， 它通过晶粒度适度细 化的方法， 将钢板的屈服强度降低到 0.80 以下， 该方法不仅需要控轧控冷， 而且对控轧后 的冷却制度控制要求较高， 将终轧后的带钢以 20 ～ 40℃ /s， 再通过冷却集管组数使带钢 在近于空冷的条件下缓慢冷却 3 ～ 5s， 然后再将钢带快速冷却到卷取的目标温度 650 ～ 670℃。高要求的控制冷却不仅增大了控制的难度， 而且不利于产品质量稳定。
CN1786246 公开了一种高抗拉高强度高韧性低屈强比贝氏体及其生产方法， 该钢 采用较多的 Nb、 Ti、 Mo、 Cu 和 Ni 进行强化， 合金元素较多， 采用 TMCP+RPC+SQ 方法进行， 成 本高， 工艺较复杂， 虽然钢板的抗拉强度达到了 800MPa， 但其屈强比大于 0.80。
JP11080832A 公开了一种低屈强比钢板的生产方法， 其生产工艺相对较复杂， 要求 非再结晶区轧制变形大于 30％， 且对终轧温度和轧后冷却速度都有要求， 随后需要对热轧 板进行淬火和回火处理。得到的屈强比较低， 但屈服强度仅大于 345MPa。 发明内容
鉴于以上现有技术的不足， 考虑到抗大变形用管线钢不仅需要高强度低屈强比等 性能， 且易于生产， 本发明的目的是提供一种低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法， 本发明利用普通管线钢化学成分设计方式和无需大冷速的控轧控冷 (TMCP) 工艺， 通过一 种简单的离线热处理方法， 便可获得低屈强比细晶管线钢板。
本发明的目的是通过以下技术方案来实现的 ：
一种低屈强比超细晶粒高强管线钢板， 其特征在于 ： 该管线钢板中钢的化学成分 按重量百分比计， C： 0.03 ～ 0.10％， Si ： 0.10 ～ 0.30％， Mn ： 1.20 ～ 1.80％， P： ≤ 0.015％， S： ≤ 0.005％， Nb ： 0.040 ～ 0.060％， Ti ： 0.006 ～ 0.020％， Cr ： 0.10 ～ 0.40％， Ni ： 0.10 ～ 0.30％， Al ： 0.010 ～ 0.050％， 余量为 Fe 及不可避免的杂质。
本发明中， 所述管线钢板中钢的金相组织为 ： 铁素体晶粒尺寸为 2 ～ 3μm 的超细 铁素体和贝氏体的双相组织， 铁素体百分含量为 35-50％。 本发明中该管线钢板中钢的化学成分按重量百分比计优选方案如下， C： 0.047％， Si ： 0.10％， Mn ： 1.53％， P： 0.010％， S： ≤ 0.0008％， Nb ： 0.054％， Ti ： 0.010％， Cr ： 0.13％， Ni ： 0.17％， Al ： 0.022％。
由于钢的化学成分是影响管线钢力学性能的关键因素之一， 本发明为了使所述钢 获得综合性能优异的管线钢， 对所述钢的化学成分进行了限制， 原因在于 ：
C： 碳是影响低合金高强度管线钢力学性能的主要元素， 当碳含量低于 0.03 则强 度低， 含量高于 0.10％时， 则使轧态组织中贝氏体减少， 易出现珠光体， 使强度、 延伸率和韧 性下降， 最适宜的区间在 0.03 ～ 0.10％。
Si ： 硅是炼钢脱氧的必要元素， 也具有一定的固溶强化作用， 在本发明中将硅限定 在 0.10 ～ 0.30％的范围内。
Mn ： 锰在所述钢中推迟奥氏体向铁素体的转变， 对细化铁素体， 提高强度和韧性 有利。当锰的含量低于 1.20％时， 上述作用不显著， 使强度和韧性偏低。当锰的含量高于 1.80％时， 易在轧态特厚钢板中形成严重的带状偏析和带状珠光体组织。 因此， 锰含量应控 制在 1.20 ～ 1.80％的范围内。
Nb ： 微量铌的溶质拖曳作用和 Nb(C， N) 对奥氏体晶界的钉扎作用， 均抑制形变奥 氏体的再结晶， 结合 TMCP， 可以细化铁素体晶粒， 但过高的铌， 促进连铸坯产生表面裂纹， 因 此， 铌含量应控制在 0.040 ～ 0.060％的范围内。
Ti ： 钛是用来固定钢中的氮元素， 在适当条件下， 钛 / 氮形成氮化钛， 阻止钢坯在 加热 / 轧制 / 焊接过程中晶粒长大， 改善母材和焊接热影响区的韧性。 钛低于 0.006％时， 固 氮效果差， 超过 0.03％时， 固氮效果达到饱和， 过剩的钛会使钢的韧性恶化。当钢中的 Ti、 N 原子之比为 1 ∶ 1 时， TiN 粒子最为细小且分布弥散， 对高温奥氏体晶粒的细化作用最强， 不仅可获得优良的韧性， 而且能够实现 30KJ/cm 以上的大线能量焊接。此时相于 Ti、 N 重量 之比为 3.42， 故在本发明中， 结合钢中氮含量， 将钛成分控制在 0.006％～ 0.020％。
Cr ： 铬是提高钢淬透性的元素， 能够抑制多边形铁素体和珠光体的形成， 促进低温 组织贝氏体或马氏体的转变， 提高钢的强度。但 Cr 含量过高将影响钢的韧性， 并引起回火 脆性， 本发明中铬含量控制在 0.10 ～ 0.40％
Ni ： 镍是一种能显著提高低温韧性的元素， 但由于镍的价格偏高， 不宜多加。 因此， 适宜的镍含量范围是 0.10 ～ 0.30％。
Al ： 铝是炼钢过程中一种重要的脱氧元素， 即使在钢水中加入微量的铝， 也可以有 效减少钢中的夹杂物含量， 并细化晶粒。但过多的铝， 会促进连铸坯产生表面裂纹， 降低连 铸工艺性能， 因此， 铝含量应控制在 0.010 ～ 0.050％。
钢中的杂质元素， 如 S、 P 等， 会严重损害所述钢和焊接近缝区的低温韧性。因此， 硫、 磷含量应分别控制在≤ 0.015％和≤ 0.015％以下。
一种低屈强比超细晶粒高强管线钢板的生产方法， 由于本发明中的主要合金系为 Mn-Cu-Cr-Ni-Nb， 其特征在于该生产方法包括如下工序 ：
冶炼工艺 ： 采用转炉冶炼， 通过顶吹， 尽可能脱碳， 采用 RH 或 VD 真空脱气处理以及 LF 处理， 尽可能降低有害元素 O、 N、 H、 S、 P 含量， 进行微合金化， 然后铸坯。
轧制工艺 ： 采 用 控 轧 控 冷 工 艺 (TMCP)。 轧 前 连 铸 坯 加 热 温 度 介 于 1200 ℃ ～ 1250 ℃。采用奥氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段控制轧制， 粗轧每道次压下率 10 ～ 20％， 粗轧终轧温度 1000 ～ 1050℃， 粗轧成 1.7 ～ 2.0 倍成品厚度的中间坯， 精轧开 轧温度为 880 ～ 900℃， 每道次压下率为 8 ～ 12％。轧后采用层流冷却， 终冷温度 600 ～ 650℃， 冷却速率 5 ～ 15℃ /s。随后空冷。
热处理工艺 ： 为了获得低的屈强比， 本发明将空冷之后的钢板再进行加热， 加热温 度介于 Ac1 ～ Ac3 之间， 随后进行两相区淬火处理， 最佳淬火温度在 720 ～ 750℃， 淬火保温 时间为 2min/mm× 板厚。淬火后钢板屈强比达到 0.76 以下。
本发明通过利用 TMCP 技术获得轧态组织为正常 X70 管线钢的贝氏体的组织， 再通 过一种简单的热处理方法， 获得铁素体 + 贝氏体双相组织， 从而保证了低屈强比， 铁素体晶 粒细小， 塑性良好， 具有优良的冷弯成型性能的低屈强比细晶粒高强管线钢。
本发明通过微合金化和控轧控冷提高钢板的屈服强度和抗拉强度， 通过两相区淬 火来获得均匀的超细晶粒铁素体 + 贝氏体组织， 铁素体体积分数约占 30-50 ％， 铁素体平 均晶粒尺寸约为 2-3μm， 屈服强度降低。因为在热处理过程中充分增加了微合金元素析 出， 抗拉强度提高， 屈强比降低。通过本发明获得的试验钢具体性能为 ： 屈服强度为 510 ～ 570MPa， 抗拉强度为 670 ～ 720MPa， 延伸率为 26 ～ 40％， 屈强比 Rt0.2/Rm ≤ 0.76。具有生 产工艺稳定， 可操作性强， 以及低成本、 高性能等特点。
本发明具有如下优点 ：
1、 在利用普通管线钢化学成分设计方式和无需大冷速的 TMCP 工艺的前提下， 通 过一种简单的离线热处理方法， 便可获得超细晶粒铁素体 + 贝氏体双相钢， 并且铁素体晶 粒尺寸细小， 铁素体体积分数约占 35 ～ 50％， 。经过简单的热处理后， 组织更加均匀。
2、 通过简单的热处理方法， 充分发挥钢在 TMCP 过程中来不及析出的微合金元素 的强化作用， 使钢材的抗拉强度上升， 屈服强度下降， 屈强比大幅下降， 介于 0.70 ～ 0.76 之 间。
3、 本发明的制造方法， 不需要在轧制过程中进行较难控制的弛豫析出铁素体的过程， 缩短轧制过程， 加快轧钢生产节奏。
4、 本发明制造方法， 不需要增加在线热处理设备或是超快冷设备， 通过简单的 TMCP+ 离线热处理， 便可保证生产的管线钢具有低屈强比超细晶粒高强度的性能， 工艺简 便， 性能质量稳定。 附图说明
图 1 是实施例典型的管线钢轧态贝氏体组织形貌。
图 2 是实施例经亚温淬火后得到的超细铁素体 + 贝氏体双相组织形貌。 具体实施方式
一种本发明所述的低屈强比超细晶粒高强管线钢板， 该管线钢板中钢的化学成分 按重量百分比计， C： 0.03 ～ 0.10％， Si ： 0.10 ～ 0.30％， Mn ： 1.20 ～ 1.80％， P： ≤ 0.015％， S： ≤ 0.005％， Nb ： 0.040 ～ 0.060％， Ti ： 0.006 ～ 0.020％， Cr ： 0.10 ～ 0.40％， Ni ： 0.10 ～ 0.30％， Al ： 0.010 ～ 0.050％， 余量为 Fe 及不可避免的杂质。
根据本发明的生产工艺， 冶炼轧制本发明的钢种实际化学成分如表 1 所示。
表 1 本发明实施例的化学成分 (wt％ )C 0.047 0.042 Si 0.10 0.12 Mn 1.53 1.57 P 0.010 0.013 S 0.0008 0.0007 Nb 0.054 0.054 Ti 0.010 0.012 Cr 0.13 0.14 Ni 0.17 0.18 Alt 0.022 0.019实施例 实施例 1 实施例 2
一种低屈强比超细晶粒高强管线钢板的生产方法， 包括如下工序 ：
冶炼工艺 ： 采用转炉冶炼， 通过顶吹， 尽可能脱碳， 采用 RH 或 VD 真空脱气处理以及 LF 处理， 尽可能降低有害元素 O、 N、 H、 S、 P 含量， 进行微合金化， 然后铸坯。
轧制工艺 ： 采用控轧控冷工艺。轧前连铸坯加热温度在 1220 ℃。采用奥氏体 再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段控制轧制， 粗轧每道次压下率 15 ％， 粗轧终轧温度 1050℃， 粗轧成 1.8 倍成品厚度的中间坯， 精轧开轧温度为 900℃， 每道次压下率为 10％。 轧 后采用层流冷却， 终冷温度 650℃， 冷却速率 10℃ /s。随后空冷。
热处理工艺 ： 为了获得低的屈强比， 本发明将空冷之后的钢板再进行加热， 加热温 度介于 Ac1 ～ Ac3 之间为 720 ～ 750℃， 然后在这个温度下保温 40min， 保温结束后立即用水 进行两相区淬火处理， 最佳淬火温度在 720 ～ 750℃， 淬火保温时间为 2min/mm× 板厚。淬 火后钢板屈强比达到 0.76 以下。
处理前后板材的力学性能分别见表 2， 按照本发明的工艺获得的典型 X70 管线钢 轧态贝氏体组织见图 1， 经亚温淬火后得到的超细铁素体 + 贝氏体双相组织形貌见图 2。且 铁素体体积分数约占 40％， 铁素体晶粒尺寸细小， 且多为等轴状。
表 2 热处理前后的板材力学性能
可以看出， 按照本发明生产的试验钢， 实施例 1 和 2 屈服强度， 抗拉强度达到 API5L 标准中 X70 要求， 屈强比低于 0.80， 延伸率≥ 25％， 达到了抗大变形 X70 管线钢的要求。