高强度高韧性X100管线钢热轧钢带及其制造方法转让专利
申请号 : CN201210039663.5
文献号 : CN102560284B
文献日 : 2014-03-19
发明人 : 章传国 , 郑磊
申请人 : 宝山钢铁股份有限公司
摘要 :
本发明公开了一种高强度高韧性X100管线钢热轧钢带，其化学元素质量百分含量为：C：0.015～0.090％，Si：0.1～0.5％，Mn：1.50～1.79％，P≤0.015％，S≤0.003％，Cr：0.10～0.40％，Nb：0.03～0.10％，Zr：0.001～0.100％，Ti：0.01～0.035％，Mo：0.31～0.60％，Cu：0.10～0.40％，Ni：0.10～0.50％，Ca：0.0010～0.0050％，Al：0.02～0.045％，N≤0.010％，O≤0.008％，余量为Fe和其他不可避免的夹杂。相应地，本发明还公开了该钢带的制造方法。本发明所述的热轧钢带具有良好的综合力学性能，成分简单，可制造性强。
权利要求 :
1.一种高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的制造方法，其特征在于，所述高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的化学元素质量百分含量为C：0.015～0.090%，Si：0.1～0.5%，Mn：1.50～1.79%，P≤0.015%，S≤0.003%，Cr：0.10～0.40%，Nb：0.03～0.10%，Zr：
0.001～0.100%，Ti：0.01～0.035%，Mo：0.31～0.60%，Cu：0.10～0.40%，Ni：0.10～
0.50%，Ca：0.0010～0.0050%，Al：0.02～0.045%，N≤0.010%，O≤0.008%,余量为Fe和其他不可避免的杂质；所述高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的显微组织为下贝氏体；所述制造方法包括下列步骤：冶炼→连铸→板坯再加热→粗轧→精轧→控制冷却→卷取；其中控制冷却步骤中，冷却速度为41～70℃/s；
卷取步骤中，卷取温度根据控制冷却步骤中的冷却速度和冷却控制因子P确定，P=卷取温度/冷却速度，6≤P≤7。
2.如权利要求1所述的高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的制造方法，其特征在于，所述板坯再加热步骤中，板坯加热温度为1145～1250℃，板坯保温时间根据板坯厚度和保温系数确定，保温系数为0.8～1.50min/mm。
3.如权利要求1所述的高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的制造方法，其特征在于，所述粗轧步骤中，粗轧温度为930～1000℃。
4.如权利要求1所述的高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的制造方法，其特征在于，所述精轧步骤中，精轧温度为750～900℃。
说明书 :
高强度高韧性X100管线钢热轧钢带及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及冶金领域中钢种及其制造方法，尤其涉及一种管线钢及其制造方法。
背景技术
[0002] 管道输送是石油天然气输送最经济高效的输送方式之一。随着石油天然气的开采逐步向极地、荒漠等偏远区域延伸，为了提高输送效率，同时降低管道建设和运营成本，需
要采用高强度、大口径、高压管道进行石油天然气的输送，由此也对管道用钢提出了高强度
高韧性的要求。
要采用高强度、大口径、高压管道进行石油天然气的输送，由此也对管道用钢提出了高强度
高韧性的要求。
[0003] 公开日为2010年1月6日，公开号为CN101619416，名称为“一种高强度X100管线钢热轧平板及其生产方法”的中国专利文献公开了一种高强度X100管线钢热轧平板及其
生产方法。该专利中的Mo元素含量较低，且没有限制N、O元素的含量。
生产方法。该专利中的Mo元素含量较低，且没有限制N、O元素的含量。
[0004] 公开日为2007年6月27日，公开号为CN1986861，名称为“超高强度X100管线钢及其热轧板制造方法”的中国专利文献公开了一种管线钢及其制造方法。该专利的成分设
计采用了低碳、高锰的设计思路，通过控轧控冷工艺，来制造具有高强度、高韧性的X100管
线钢板，钢板50％FATT温度达到-60℃以下，但其合金成本相对较高。
计采用了低碳、高锰的设计思路，通过控轧控冷工艺，来制造具有高强度、高韧性的X100管
线钢板，钢板50％FATT温度达到-60℃以下，但其合金成本相对较高。
[0005] 公开日为2009年4月15日，公开号为CN101407894，名称为“一种炉卷轧机生产的高强度X100管线钢及其生产工艺”的中国专利文献公开了一种采用炉卷轧机来制造高强
度X100管线钢的工艺，该专利在成分设计时采用了低碳、较高锰及微合金化的成分设计思
路，同时利用炉卷轧机制造管线钢中厚板。
度X100管线钢的工艺，该专利在成分设计时采用了低碳、较高锰及微合金化的成分设计思
路，同时利用炉卷轧机制造管线钢中厚板。
[0006] 公开日为2008年6月25日，公开号为CN101205597，名称为“一种X100管线钢直缝埋弧焊管制造方法”的中国专利文献公开了一种X100管线钢直缝埋弧焊管制造方法，它
应用于制造输送石油天然气的直缝埋弧焊钢管。该技术方案采用低碳微合金化的原材料钢
板，经过JCO成型工序制造直缝焊管，该专利主要侧重制管工艺技术，仅提及了原材料钢板
的成分设计，其Mn元素含量较高，且未对Ca、O元素的含量进行限定。
应用于制造输送石油天然气的直缝埋弧焊钢管。该技术方案采用低碳微合金化的原材料钢
板，经过JCO成型工序制造直缝焊管，该专利主要侧重制管工艺技术，仅提及了原材料钢板
的成分设计，其Mn元素含量较高，且未对Ca、O元素的含量进行限定。
[0007] 公开日为2010年8月11日，公开号为CN101797600A，名称为“一种高强度X100钢级螺旋缝埋弧焊管制造方法”的中国专利文献公开了一种X100螺旋埋弧焊管的制造方法。
同样地，该技术方案侧重于制管工艺，并未对Ca、O元素的含量进行限定。
同样地，该技术方案侧重于制管工艺，并未对Ca、O元素的含量进行限定。
[0008] 公开日为2007年1月10日，公开号为CN1894434，名称为“用于超高强度管线管的钢板和具有优异的低温韧度的超高强度管线管及其制造方法”的中国专利文献公开了一
种通过将钢板焊接到一起而制造具有优异低温韧性和超高强度的管线管，该技术方案中母
材钢板的金属组织包含20％以下的多边形铁素体和80％以上的贝氏体，有效晶体粒径为
20μm以下，同时可使焊接热影响区的有效晶体粒径为150μm以下。
种通过将钢板焊接到一起而制造具有优异低温韧性和超高强度的管线管，该技术方案中母
材钢板的金属组织包含20％以下的多边形铁素体和80％以上的贝氏体，有效晶体粒径为
20μm以下，同时可使焊接热影响区的有效晶体粒径为150μm以下。
发明内容
[0009] 本发明的目的是提供一种高强度高韧性X100管线钢热轧钢带及其制造方法，该X100管线钢热轧钢带在具有高强度的同时，还应当具有与高强度相匹配的高韧性。
[0010] 根据本发明的上述目的，提出一种高强度高韧性X100管线钢热轧钢带，其化学元素质量百分含量为：
[0011] C：0.015 ～0.090 ％，Si：0.1～0.5 ％，Mn：1.50～ 1.79 ％，P≤0.015 ％，S≤0.003％，Cr：0.10～0.40％，Nb：0.03～0.10％，Zr：0.001～0.100％，Ti：0.01～
0.035％，Mo：0.31～0.60 ％，Cu：0.10～0.40％，Ni：0.10～0.50％，Ca：0.0010～
0.0050％，Al：0.02～0.045％，N≤0.010％，O≤0.008％，余量为Fe和其他不可避免的
夹杂；
0.035％，Mo：0.31～0.60 ％，Cu：0.10～0.40％，Ni：0.10～0.50％，Ca：0.0010～
0.0050％，Al：0.02～0.045％，N≤0.010％，O≤0.008％，余量为Fe和其他不可避免的
夹杂；
[0012] 该高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的显微组织为下贝氏体。
[0013] 本发明中各化学元素的添加原理具体为：
[0014] 碳：C是最基本的强化元素。C溶解在钢中形成间隙固溶体，起固溶强化的作用，与强碳化物形成元素形成碳化物析出，则起到沉淀强化的作用。对于本技术方案来说，如果C
含量过高，则其不利于钢的延性、韧性和焊接性能；而C含量太低又会降低钢的强度。因此，
发明人将C含量限定在0.015～0.090％。
含量过高，则其不利于钢的延性、韧性和焊接性能；而C含量太低又会降低钢的强度。因此，
发明人将C含量限定在0.015～0.090％。
[0015] 硅：Si是固溶强化元素，同时也是钢中的脱氧元素。对于本技术方案来说，Si含量过高会恶化钢材的焊接性能，同时不利于轧制过程中热轧氧化铁皮去除，因此发明人其含
量控制在0.1～0.5％。
量控制在0.1～0.5％。
[0016] 锰：Mn通过固溶强化提高钢的强度，是钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要、最经济的强化元素。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢γ→α相变温度，有助
于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性。但Mn是易偏析元素，当Mn含量较高时，在浇铸
过程中Mn易在板厚中心偏析，轧制完成后生成硬相的马氏体组织，降低材料的低温韧性和
抗动态撕裂性能。因此在本技术方案中Mn含量限定为1.50～1.79％。
于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性。但Mn是易偏析元素，当Mn含量较高时，在浇铸
过程中Mn易在板厚中心偏析，轧制完成后生成硬相的马氏体组织，降低材料的低温韧性和
抗动态撕裂性能。因此在本技术方案中Mn含量限定为1.50～1.79％。
[0017] 铬：Cr是提高钢的淬透性的重要元素，可有效提高钢的强度，而且Cr含量在0.10％以上时，能有效改善钢的耐腐蚀性能。但含量过高的铬和锰同时加入钢中，会导致低
熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因
此，本发明中Cr含量限定为0.10～0.40％。
熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。因
此，本发明中Cr含量限定为0.10～0.40％。
[0018] 钛：Ti是一种强烈的碳氮化物形成元素，Ti的未溶的碳氮化物在钢加热时可以阻止奥氏体晶粒的长大，在高温奥氏体区粗轧时析出的TiN可有效抑制奥氏体晶粒长大。另
外在焊接过程中，钢中的TiN粒子能显著阻止热影响区晶粒长大，从而改善钢板的焊接性
能同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。因此，本发明中Ti含量控制为0.01～
0.035％。
外在焊接过程中，钢中的TiN粒子能显著阻止热影响区晶粒长大，从而改善钢板的焊接性
能同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。因此，本发明中Ti含量控制为0.01～
0.035％。
[0019] 铌：Nb是低碳微合金钢的重要元素之一。在本技术方案中，热轧过程中固溶的Nb应变诱导析出形成Nb(N，C)粒子，钉扎晶界抑制形变奥氏体的长大，经控制轧制和控制冷
却使形变奥氏体相变为具有高位错密度的细小的产物。此外，固溶的Nb在卷取后，以第二
相粒子NbC在基体内弥散析出，起到析出强化作用。但是如果Nb含量太低，则弥散析出效
果不明显，起不到细化晶粒、强化基体作用；而如果Nb含量太高，则易产生板坯裂纹，影响
表面质量，同时会严重恶化焊接性能。因此发明人将Nb含量限定为0.03～0.10％。
却使形变奥氏体相变为具有高位错密度的细小的产物。此外，固溶的Nb在卷取后，以第二
相粒子NbC在基体内弥散析出，起到析出强化作用。但是如果Nb含量太低，则弥散析出效
果不明显，起不到细化晶粒、强化基体作用；而如果Nb含量太高，则易产生板坯裂纹，影响
表面质量，同时会严重恶化焊接性能。因此发明人将Nb含量限定为0.03～0.10％。
[0020] 锆：锆是夹杂物改性元素，与N、O有较强的结合能力，并以锆的氮化物、氧化物为核心，其它夹杂附着生长，改善夹杂物的形态和大小。与传统的Ca处理相比较，采用Zr处
理可以得到更加细小均匀的夹杂物，有利于进一步改善钢的低温韧性。本发明中Zr含量控
制为0.001～0.10％。
理可以得到更加细小均匀的夹杂物，有利于进一步改善钢的低温韧性。本发明中Zr含量控
制为0.001～0.10％。
[0021] 钼：Mo是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，且随Mo含量的上升，相变温度逐步减低，能有效促进贝氏体转变起到相变强化的作用，得到更加细小的相变
组织。在高强度低合金钢中，屈服强度随Mo含量的增加而提高，因此含量过高的Mo有损塑
性和韧性。因此，本发明中Mo含量控制为0.31～0.60％。
组织。在高强度低合金钢中，屈服强度随Mo含量的增加而提高，因此含量过高的Mo有损塑
性和韧性。因此，本发明中Mo含量控制为0.31～0.60％。
[0022] 氮：在微合金化钢中，适当的氮含量可以通过形成高熔点的TiN粒子，起到抑制再加热过程中板坯晶粒粗化的作用，改善钢的强韧性。但当N含量过高时，时效后高浓度的
自由N原子钉扎位错，使屈服强度明显提高，同时有损韧性。因此本发明中N含量限定为
≤0.010％。
自由N原子钉扎位错，使屈服强度明显提高，同时有损韧性。因此本发明中N含量限定为
≤0.010％。
[0023] 氧：对于低合金纯净钢冶炼，在冶炼终点均需要进行脱氧处理，以减少浇铸过程中产生的气泡以及氧化物夹杂，改善钢的内质、提高成品钢板的低温冲击韧性和抗动态撕裂
性能。当氧含量高于80ppm时，夹杂物、气孔等内质缺陷显著增多。所以本发明中O含量限
定为≤0.008％。
性能。当氧含量高于80ppm时，夹杂物、气孔等内质缺陷显著增多。所以本发明中O含量限
定为≤0.008％。
[0024] 硫、磷：S、P是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。本技术方案中，通过超低硫(小于30ppm)及Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，同时控制P含量在150ppm以下，
可保证发明钢具有良好的低温冲击韧性。
可保证发明钢具有良好的低温冲击韧性。
[0025] 铜、镍：Cu、Ni可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可改善钢的耐蚀性，在本技术方案中Ni的加入主要是改善Cu在钢中易引起的热脆性，且对韧性有益。本发明
中Cu、Ni含量范围分别控制为0.10～0.40％、0.10～0.50％。
中Cu、Ni含量范围分别控制为0.10～0.40％、0.10～0.50％。
[0026] 钙：本技术方案中，通过Ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高低温韧性，为确保最佳效果，发明人将Ca的含量控制为0.0010～0.0050％。
[0027] 铝：Al是为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能，本发明中Al的含量控制范围为0.02～0.045％。
[0028] 相应地，本发明还提供了上述高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的制造方法，其包括下列步骤：冶炼、连铸、板坯再加热、粗轧、精轧、控制冷却、卷取；其中控制冷却步骤
中，冷却速度为41～70℃/s；卷取步骤中，卷取温度根据控制冷却步骤中的冷却速度和冷
却控制因子P确定，P＝卷取温度/冷却速度，6≤P≤7。
中，冷却速度为41～70℃/s；卷取步骤中，卷取温度根据控制冷却步骤中的冷却速度和冷
却控制因子P确定，P＝卷取温度/冷却速度，6≤P≤7。
[0029] 优选地，在所述板坯再加热步骤中，板坯加热温度为1145～1250℃，板坯保温时间根据板坯厚度和保温系数确定，保温系数为0.8～1.50min/mm。
[0030] 优选地，在所述粗轧步骤中，粗轧温度为930～1000℃。
[0031] 优选地，在所述精轧步骤中，精轧温度为750～900℃。
[0032] 与现有技术相比，本发明通过采用上述技术方案，使得其具有下列有益效果：
[0033] (1)利用本技术方案制造出的X100热轧钢带可达到以下要求：
[0034] 屈服强度：Rp0.2≥700MPa，抗拉强度：Rm≥800MPa；延伸率：A50.8≥15％；-20℃冲击功：AKv≥220J；-20℃DWTT(Drop Weight Tear Test，落锤撕裂测试)性能：SA％
≥85％。
≥85％。
[0035] (2)本发明所涉及的技术方案采用低C微合金化成分设计方法，且添加较高的Mo元素以促进下贝氏体组织转变，提高了钢的强度；采用中Mn以改善偏析，提高了钢的低温
冲击韧性和抗动态撕裂性能；碳当量较低，改善了钢管成型焊接及现场环焊焊接性能；
冲击韧性和抗动态撕裂性能；碳当量较低，改善了钢管成型焊接及现场环焊焊接性能；
[0036] (3)本技术方案所述的X100管线钢热轧钢带Nb元素含量较低，在保证钢带性能的同时降低了生产成本；
[0037] (4)本技术方案所述的X100管线钢热轧钢带通过控制S、P的含量，并应用适量的Zr元素以改善夹杂物形态和细化尺寸，进一步提高了钢带的低温冲击韧性；
[0038] (5)本技术方案所述的制造方法通过采用强冷工艺，通过控制冷却速度和冷却控制因子P，能够控制钢带的显微组织全部为下贝氏体，且其有效晶粒尺寸均在5μm及以下，
从而使得钢带具有很好的强韧性匹配性。
从而使得钢带具有很好的强韧性匹配性。
附图说明
[0039] 图1显示了本发明所述的高强度高韧性X100管线钢热轧钢带在实施例3中的显微组织。
具体实施方式
[0040] 实施例1-7
[0041] 按照下述步骤制造本发明所述高强度高韧性X100管线钢热轧钢带(实施例1-7中各钢带的化学元素配比见表1，实施例1-7中的详细工艺参数见表2)：
[0042] (1)电炉或转炉冶炼原料；
[0043] (2)连铸；
[0044] (3)对板坯进行再加热，加热温度为1145～1250℃，板坯厚度为250mm，保温时间根据板坯厚度和保温系数确定，保温系数为0.8～1.50min/mm；
[0045] (4)粗轧：粗轧温度为930～1000℃；
[0046] (5)精轧：精轧温度为750～900℃；
[0047] (6)控制冷却：冷却速度为41～70℃/s；
[0048] (7)卷取；卷取温度根据控制冷却步骤中的冷却速度和冷却控制因子P确定，P＝卷取温度/冷却速度，6≤P≤7。
[0049] 图1显示了实施例3中高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的显微组织，从图1可以看出，该X100管线钢热轧钢带的显微组织几乎全部为下贝氏体。
[0050] 表1.(余量为Fe和其他不可避免的杂质，wt.％)
[0051]实施例 C Mn Si S P Nb Ti Cu Ni Mo Cr Ca Zr Alt N o
1 0.016 1.78 0.35 0.0021 0.01 0.055 0.020 0.30 0.45 0.40 0.25 0.0045 0.060 0.040 0.0060 0.0030
2 0.057 1.62 0.13 0.0015 0.011 0.081 0.032 0.11 0.35 0.51 0.18 0.0032 0.095 0.027 0.0090 0.0040
3 0.049 1.79 0.23 0.0011 0.009 0.065 0.015 0.29 0.17 0.38 0.22 0.003 0.012 0.032 0.0040 0.0060
4 0.070 1.55 0.18 0.0027 0.014 0.043 0.026 0.14 0.21 0.31 0.3 0.0048 0.043 0.038 0.0036 0.0075
5 0.087 1.52 0.27 0.0010 0.005 0.032 0.011 0.39 0.11 0.45 0.12 0.0023 0.002 0.021 0.0054 0.0026
6 0.029 1.70 0.48 0.0008 0.013 0.098 0.022 0.33 0.47 0.35 0.35 0.0019 0.005 0.029 0.0076 0.0038
7 0.040 1.68 0.40 0.0005 0.012 0.072 0.012 0.21 0.25 0.58 0.28 0.0012 0.009 0.034 0.0021 0.0045[0052] 表2.
1 0.016 1.78 0.35 0.0021 0.01 0.055 0.020 0.30 0.45 0.40 0.25 0.0045 0.060 0.040 0.0060 0.0030
2 0.057 1.62 0.13 0.0015 0.011 0.081 0.032 0.11 0.35 0.51 0.18 0.0032 0.095 0.027 0.0090 0.0040
3 0.049 1.79 0.23 0.0011 0.009 0.065 0.015 0.29 0.17 0.38 0.22 0.003 0.012 0.032 0.0040 0.0060
4 0.070 1.55 0.18 0.0027 0.014 0.043 0.026 0.14 0.21 0.31 0.3 0.0048 0.043 0.038 0.0036 0.0075
5 0.087 1.52 0.27 0.0010 0.005 0.032 0.011 0.39 0.11 0.45 0.12 0.0023 0.002 0.021 0.0054 0.0026
6 0.029 1.70 0.48 0.0008 0.013 0.098 0.022 0.33 0.47 0.35 0.35 0.0019 0.005 0.029 0.0076 0.0038
7 0.040 1.68 0.40 0.0005 0.012 0.072 0.012 0.21 0.25 0.58 0.28 0.0012 0.009 0.034 0.0021 0.0045[0052] 表2.
[0053]
[0054] 表3列出了实施例1-7中的各高强度高韧性X100管线钢热轧钢带的力学性能。
[0055] 表3
[0056]
[0057] 从表3可以看出，本技术方案所述的高强度高韧性X100管线钢热轧钢带具有优良的综合力学性能，在具有高强度的同时还具有强韧性。
[0058] 要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联
想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。
想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。