一种管线钢板及其制备方法

技术领域

本申请涉及钢材制备技术领域，尤其涉及一种管线钢板及其制备方法。

背景技术

近年来，随着世界石油、天然气需求量的不断增加，需进一步提高管道的输送效率，这就使输送天然气管道的钢板朝着高强度、高输送压力、大口径等方向发展。而管道铺设的沿途经过高寒地区，这些高寒地区是因海拔高或是纬度高形成的特别寒冷的特殊气候区，这就会给油气管道建设带来诸多技术难题。其中低温断裂韧性就是高寒地区管线用钢要考虑的难题。

目前，市场上需求量较大的管线钢主要有X80M，且厚度也是从20mm～33mm不等，但是，厚度的增大会导致心部的低温断裂韧性较差。且如何提升其心部的断裂韧性的性能已成为国内钢厂面对的普遍性难题。

发明内容

本申请提供了一种管线钢板及其制备方法，以解决现有管线钢板的低温断裂韧性较差的技术问题。

第一方面，本申请提供了一种管线钢板的制备方法，所述方法包括：

得到具有设定化学成分的铸坯；

将所述铸坯进行加热，后进行轧制，得到热轧板；

在第一冷却速度的条件下，将所述热轧板的表面至1/4位置第一冷却至第一温度，同时在第二冷却速度的条件下，将所述热轧板的心部位置第二冷却至第二温度，得到管线钢板。

可选的，所述设定化学成分包括：C、Si、Mn、P、S、Alt、Ni、Cu、Nb、Ti、Cr、Mo以及Fe；其中，以质量分数计，

所述Cr的含量为0.1％～0.3％，所述Mo的含量为0.1％～0.3％。

可选的，所述C的含量为0.03％～0.07％，所述Si的含量为0.2％～0.4％，所述Mn的含量为

1.60％～1.80％，所述P≤0.01％，所述S的含量为≤0.0030％，所述Alt的含量为0.025～0.035％，所述Ni的含量为0.1％～0.2％，所述Cu的含量为0.10％～0.20％，所述Nb的含量为0.035％～0.055％，所述Ti的含量为0.002％～0.015％。

可选的，所述第一冷却速度为20℃/s～25℃/s。

可选的，所述第一温度为450℃～550℃。

可选的，所述第二冷却速度为15℃/s～20℃/s。

可选的，所述第二温度为540℃～610℃。

可选的，所述轧制包括粗轧和精轧；其中，

所述粗轧的开轧温度为1160～1200℃，所述粗轧的终轧温度为980℃～1040℃；和/

或，

所述精轧的开轧温度为830～850℃，所述精轧的终轧温度为790～820℃。

可选的，所述加热的温度为1200℃～1250℃。

第二方面，本申请提供了一种管线钢板，所述管线钢板由第一方面任一项实施例所述的方法制备得到。

本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：

本申请实施例提供的该管线钢板的制备方法，采用具有设定化学成分的铸坯，提高钢板的淬透性，增强心部冷却传导能力；并采用合适的冷却工艺来获得目标组织类型；沿厚度方向(钢板表面至1/4位置、心部位置)的不同终冷温度和冷却速度的精准控制，进一步确保沿厚度方向的组织均匀性以及心部的冷却程度，使低温断裂韧性的薄弱处——心部位置的组织均匀，从而提升钢板的沿厚度方向的整体的低温断裂韧性，从而解决了现有管线钢板的低温断裂韧性较差的技术问题。

附图说明

此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。

为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的一种管线钢板的制备方法的流程示意图。

具体实施方式

为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。

本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。

在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。

除非另有特别说明，本申请中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

图1为本申请实施例提供的一种管线钢板的制备方法的流程示意图；请参见图1，本申请提供了一种管线钢板的制备方法，所述方法包括：

S1、得到具有设定化学成分的铸坯；

在一些实施方式中，所述设定化学成分包括：C、Si、Mn、P、S、Alt、Ni、Cu、Nb、Ti、Cr、Mo以及Fe；其中，以质量分数计，

所述Cr的含量为0.1％～0.3％，所述Mo的含量为0.1％～0.3％。

在本申请实施例中，通过添加适量的Cr、Mo元素，提高钢板的淬透性，为提升冷却过程心部位置的冷却能力奠定基础。限定铬(Cr)的含量，铬能增加钢的淬透性并具有二次硬化的作用，使钢板在冷却过程中有效地传导冷却能力；Cr含量过高可能会使伸长率和断面收缩率降低，也不利于焊接性能和低温断裂韧性；Cr含量过低可能会影响钢板的淬透性，也可能导致钢板强度偏低。限定铬(Mo)的含量，钼元素能显著提高钢板的淬透性，尤其是针对较大断面具有更好效果的淬透性。Mo过高可能会导致钢板的碳当量过高，从而对焊接性能、韧性等均有负面作用；Mo过低可能会导致钢板的淬透性不足，从而导致心部冷却传导能力不足，影响心部质量。Cr+Mo组合添加，Cr不仅使钢板具有较强的淬透性，还具备优异的二次硬化性能，可使变形更好地向心部传导；而Mo元素对于大尺寸断面有更好地淬透效果。两种元素组合添加，可以起到增强淬透性、变形有效的向心部传导的协同作用。示例性的，上述Cr的含量可以为0.1％、0.15％、0.2％、0.25％、0.3％等。上述Mo的含量可以为0.1％、0.15％、0.2％、0.25％、0.3％等。

在一些实施方式中，所述C的含量为0.03％～0.07％，所述Si的含量为0.2％～0.4％，所述Mn的含量为1.60％～1.80％，所述P≤0.01％，所述S的含量为≤0.0030％，所述Alt的含量为0.025～0.035％，所述Ni的含量为0.1％～0.2％，所述Cu的含量为0.10％～0.20％，所述Nb的含量为0.035％～0.055％，所述Ti的含量为0.002％～0.015％。

在本申请实施例中，碳(C)：碳元素是提高钢板强度的有效元素之一。但是较高的碳元素容易产生心部偏析，对钢板心部的断裂韧性和焊接性能等有不利的影响，因此，应合理控制碳元素的加入量。示例性的，该C的含量可以为0.06％、0.07％、0.05％、0.04％、0.03％等。

硅(Si)：硅元素能溶于铁素体和奥氏体中，可显著提高钢板的硬度和强度。但是，较高的硅含量会降低钢的塑形和韧性，且会使晶界脆化。示例性的，该Si的含量可以为0.2％、0.3％、0.4％等。

锰(Mn)：锰元素是良好的脱氧剂和脱硫剂。它是钢中的常规添加元素，可以消除或减弱由于硫元素引起的钢的热催性，同时可提高钢板的强度和硬度。但是锰元素会增加钢晶粒粗化的倾向和回火脆性敏感性，会对韧性产生十分不利的影响。示例性的，该Mn的含量可以为1.60％、1.65％、1.70％、1.75％、1.80％等。

铝(Alt)：Alt元素作为脱氧剂或合金化元素加入钢中，脱氧能力强于硅、锰强。且铝可与N结合形成AlN，有细化晶粒的作用，且能固定钢中的氮，从而显著提高钢的冲击韧性，降低冷脆倾向和时效倾向性。示例性的，该Alt的含量可以为0.025％、0.030％、0.035％等。

磷(P)：磷元素为杂质元素，且容易在晶界发生偏析，增加回火脆性，也对焊接性能、断裂韧性等都十分不利，含量越低越好。示例性的，该P的含量可以为0.01％、0.009％、0.095％等。

硫(S)：硫元素为杂质元素，在钢中偏析严重，是一种有害元素，且对钢板的塑形和低温韧性等都十分不利，含量越低越好。示例性的，该S的含量可以为0.003％、0.0028％、0.0026％等。

镍(Ni)：镍元素可以提高钢的强度，据统计，每增加1％的镍大约可提高强度30MPa左右，且在提高强度的同时，对钢的韧性、塑形以及其他工艺的性能的损害较小。而且镍可以降低钢的低温韧脆转变温度，这对低温韧性十分有利。此外，该元素还可以降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性，有利于大厚度钢板心部的均匀冷却。示例性的，该Ni的含量可以为0.15％、0.20％、0.10％等。

铜(Cu)：铜元素可以通过析出强化等提高钢板的强度；但是过高的含量会对热变形加工不利，在热加工时容易出现铜脆现象，也会对焊接性能产生不利的影响。示例性的，该Cu的含量可以为0.10％、0.15％、0.20％等。

铌(Nb)：铌可以有效地细化晶粒尺寸，从而提高强度，且不影响钢的韧性和塑形。此外，由于其细化晶粒的作用，能提高钢的冲击韧性并降低其韧脆转变温度。且它能增加钢的回火稳定性，有二次硬化作用。但是Nb含量过高会使钢板的强度超出范围。示例性的，该Nb的含量可以为0.035％、0.04％、0.045％、0.050％、0.055％等。

钛(Ti)：钛易与碳元素结合，生成复合化合物，且稳定，不易分解。不仅可以提高强度，且有阻止晶粒长大的作用。示例性的，该Ti的含量可以为0.002％、0.004％、0.006％、0.008％、0.010％、0.012％、0.015％等。

S2、将所述铸坯进行加热，后进行轧制，得到热轧板；

在一些实施方式中，所述轧制包括粗轧和精轧；其中，

所述粗轧的开轧温度为1160～1200℃，所述粗轧的终轧温度为980℃～1040℃；和/

或，

所述精轧的开轧温度为830～850℃，所述精轧的终轧温度为790～820℃。

在本申请实施例中，限定粗轧的开轧温度和终轧温度，提高向心部传到变形的效率，且使奥氏体充分再结晶，有利于细化晶粒；限定精轧的开轧温度和终轧温度，一方面进一步细化晶粒；另一方面可以尽可能接近Ar3，从而利于轧制过程与冷却过程之间高效率的衔接，缩短工艺时长。示例性的，上述粗轧的开轧温度可以为1160℃、1170℃、1180℃、1190℃、1200℃等；上述粗轧的终轧温度可以为980℃、990℃、1000℃、1010℃、1020℃、1030℃、1040℃等；上述精轧的开轧温度可以为830℃、840℃、850℃等；上述精轧的终轧温度可以为790℃、800℃、810℃、820℃等。此外，上述粗轧为再结晶区轧制，该粗轧阶段累计变形量达到40％以上；精轧第二阶段为未再结晶区轧制中间待温厚度控制在成品厚度的1.5～2.5倍，该精轧阶段累计变形量达到50％以上。

在一些实施方式中，所述加热的温度为1200℃～1250℃。

在本申请实施例中，限定加热的温度，既可以保证充分奥氏体化，又可以使晶粒尺寸控制在合理范围；同时还能保证钢坯加热均匀。上述加热的时间为不小于3小时。示例性的，该加热的温度可以为1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃、1250℃等。

S3、在第一冷却速度的条件下，将所述热轧板的表面至1/4位置第一冷却至第一温度，同时在第二冷却速度的条件下，将所述热轧板的心部位置第二冷却至第二温度，得到管线钢板。

在一些实施方式中，所述第一冷却速度为20℃/s～25℃/s。

在一些实施方式中，所述第一温度为450℃～550℃。

在一些实施方式中，所述第二冷却速度为15℃/s～20℃/s。

在一些实施方式中，所述第二温度为540℃～610℃。

在本申请实施例中，“第一冷却速度”表示钢板表面至1/4位置处冷却速度，限定钢板表面至1/4位置处冷却速度，一方面获得目标组织类型，其次，合适的组织类型可进一步增大变形向心部传导的效率；冷却速度过大可能会使钢板强度过高，且内部应力过大，影响冲击性能，同时也会对板型的控制产生不利的影响；冷却速度过小可能会此处组织的硬度较低，无法进一步有效地向心部传导变形，不利于断裂韧性地提升。示例性的，该第一冷却速度可以为20℃/s、21℃/s、22℃/s、23℃/s、24℃/s、25℃/s等。

“第一温度”表示钢板表面至1/4位置处终冷温度，与此位置处冷却速度相匹配，共同作用，获得目标组织类型，从而进一步提高变形地传导效率；终冷温度过大或过小都难以获得目标组织类型，从而影响心部位置处地晶粒进一步细化。示例性的，该第一温度可以为450℃、470℃、490℃、510℃、530℃、550℃等。

“第二冷却速度”表示钢板心部位置的冷却速度，获得细小地目标组织类型；冷却速度过大可能会导致心部硬度过高，应力过大，对韧性产生不利地影响；此外，也会对板型地控制带来一定程度的难度.；冷却速度过小会强度偏低。示例性的，该第二冷却速度可以为15℃/s、16℃/s、17℃/s、18℃/s、19℃/s、20℃/s等。

“第二温度”表示心部位置的终冷温度，配合上述心部冷却速度，获得目标组织类型；终冷温度过大可能会使心部组织粗大，断裂韧性较差，且强度偏低；终冷温度过小可能会导致钢板内部应力过大，不利于断裂韧性的改善。示例性的，该第二温度可以为540℃、560℃、580℃、600℃、610℃等。上述热轧板的开冷温度为770℃～790℃，一方面尽可能的贴近相变温度，获得目标组织类型；另一方面，缩短冷却阶段与轧制阶段的待温时间，提高生产效率。经过S3步骤后，热轧板空冷至室温。

采用上述管线钢板的制备方法，实现性能指标为：厚度18mm～32mm，屈服强度555～705MPa，抗拉强度625～825MPa，-40℃夏比冲击≥350J，-15℃落锤DWTT达到95％以上。

基于一个总的发明构思，本申请提供了一种管线钢板，所述管线钢板由第一方面任一项实施例所述的方法制备得到。

该管线钢板是基于上述管线钢板的制备方法来实现，该管线钢板的制备方法的具体步骤可参照上述实施例，由于该管线钢板采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。

下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。

实施例

生产31.5mm规格的断裂韧性优异的管线钢板。采用转炉冶炼，表1为冶炼成分，表2为轧制工艺，表3为冷却工艺；表4为力学性能。

表1冶炼成分(wt/％)

表2轧制工艺

表3冷却工艺

表4钢板力学性能

对比例

生产31.5mm规格钢板，采用转炉冶炼，表5为冶炼成分，未添加Cr、Mo元素；表6为轧制工艺；表7为轧后冷却工艺，未精细化控制心部冷却工艺(包括终冷温度和冷却速度)，且实际测得钢板心部的冷却速度均低于15℃/s，心部终冷温度高于600℃；表8为力学性能。

表5冶炼成分(wt/％)

表6轧制工艺

表7冷却工艺

表8钢板力学性能

通过实施例1～5并结合表1～4，采用本申请实施例的管线钢板的制备方法，实现钢板的性能指标为：厚度18mm～32mm，屈服强度555～705MPa，抗拉强度625～825MPa，-40℃夏比冲击≥350J，-15℃落锤DWTT达到95％以上。而对应的对比例1～5并结合表5～8，对比例1～5未添加Cr、Mo元素，以及未精细化控制心部冷却工艺(包括终冷温度和冷却速度)，屈服强度555～705MPa，抗拉强度625～825MPa，但是，-40℃夏比冲击未达到350J，且-15℃落锤DWTT达不到95％。

以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。