技术领域
[0001] 本
发明涉及管线钢，属于金属材料技术领域，具体地涉及一种抗硫化物
应力腐蚀开裂的X80级管线钢的生产方法。
背景技术
[0002] 进入二十一世纪以来，随着全球
能源结构的调整，石油、
天然气的需求量日益增加。与此同时。石油和天然气的长距离输送管道也向着高钢级、高压、大口径方向发展。长输管线用钢，不仅要求高强度、高韧性和良好的
焊接性，还要求具有良好的抗
硫化氢应力腐蚀开裂(SSCC)性能。
[0003] 硫化氢应力腐蚀开裂(SSCC)为硫化氢产生的氢
原子渗入钢材内部，溶解于晶格中产生脆性，在外加应力或残余应力的作用下形成开裂，研究表明X80级
母材的取向对SSCC敏感性影响不明显，由于后壁母材
轧制组织结构劣于薄壁母材，使得内部
缺陷及成分偏析相对较高，制样过程中，其残余张应力较高，厚壁母材相对于薄壁母材易于发生SSCC倾向。同时，研究还表明
焊缝及母材抗H2S应力腐蚀性能相对较强，由于焊接过程造成X80级钢热影响区组织粗大，硬度增加，导致热影响区成为其抗SSCC的薄弱环节。
[0004] 由于化学元素对应力腐蚀有重要的影响，通过适量的添加
合金元素可改变
碳钢的抗SSCC性能。例如，X80级管线钢中添加Cu、Ni
合金元素后，可以使得其针状
铁素体组织更为细小均匀，得到更多承受氢压的晶粒，使得X80钢的临界应力显著提高，从而大幅度提高其抗SSCC性能。
发明内容
[0005] 本发明的目的在于公开了一种具体的硫化物应力腐蚀开裂的X80级管线钢的生产方法。
[0006] 本发明公开了一种具体的硫化物应力腐蚀开裂的X80级管线钢的生产方法，它包括的工艺流程为转炉
冶炼、
脱硫处理、浇铸成坯、
铸坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷曲，所述铸坯的组分及
质量百分比含量为：C：0.01～0.03％、Si：0.19～0.21％、Mn：0.90～1.1％、Cu：0.50～0.70％、Cr：0.80～0.90％、Mo：0.10～0.15％、Nb：0.04～0.06％、V：0.01～0.02％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；
[0007] 所述铸坯加热的
温度为1100～1250℃；
[0008] 所述粗轧开始温度为1000～1100℃，粗轧终止温度为900～1000℃；
[0009] 所述精轧开始温度为880～950℃，精轧终止温度为800～880℃；所述冷却为
层流冷却，控制冷却速度为20～30℃/s，冷却至300～500℃。进一步优选的，所述铸坯的组分及质量百分比含量为：C：0.01～0.03％、Si：0.19～0.21％、Mn：0.90～1.1％、Cu：0.50～0.66％、Cr：0.81～0.88％、Mo：0.10～0.15％、Nb：0.04～0.06％、V：0.01～0.02％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0010] 再进一步优选的，所述铸坯加热的温度为1120～1230℃，加热速度控制为50～100℃/min，均热时间不少于45min。
[0011] 更进一步优选的，所述粗轧开始温度为1010～1080℃，粗轧终止温度为920～980℃，所述粗轧的轧制道次为6～10次，每次轧制
变形量为9～12％，总压下率为65～80％。
[0012] 更进一步优选的，所述精轧开始温度为890～940℃，精轧终止温度为820～860℃；所述精轧的轧制道次为6～8次，最后两道次的累计变形量小于18％，总压下率不低于60％。
[0013] 作为本发明技术优选的，加热速度控制为60℃/min，均热时间为60min，目的使铸坯内部的合金成分均匀，减少内部缺陷和偏析的出现。
[0014] 所述粗轧的轧制道次为6道次，每次轧制变形量为10％，总压下率为70％，使得再结晶和变形交替进行，以细化奥氏体晶粒，降低高Cu导致的脆性增加。
[0015] 精轧的轧制道次为8道次，最后两道次的累计变形量为15％，总压下率为65％，使奥氏体向
针状铁素体转变，提高钢的强度和韧性。
[0016] 本发明管线钢的各元素选用原理为：
[0017] 碳(C)：碳可以提高管线钢的强度，但随着碳含量的增加，管线钢低温冲击韧性、焊接性能降低。碳在
晶界析出可溶碳，晶界碳化物是构成腐蚀开裂活性通道的重要因素，不利于抗硫化物应力腐蚀开裂性能。本发明碳含量限制在0.01～0.03％。
[0018]
硅(Si)：硅主要起固溶强化作用，也可和钼、铬等结合，有提高抗腐蚀性和抗
氧化的作用，但添加过量硅会导致钢的塑、韧性显著恶化。本发明硅含量限制在0.19～0.21％。
[0019] 锰(Mn)：锰可以提高钢管的淬透性，同时起固溶强化作用，弥补低碳或超低碳造成的强度下降。但钢中锰含量过高，易形成硫化锰夹杂，它是氢致裂纹产生的原因，因此钢中Mn含量过高对抗硫化物应力腐蚀开裂不利。但是为了保证钢材有一定的强度和韧性，需要保证一定的Mn含量。本发明锰含量限制在0.90～1.1％。
[0020]
铜(Cu)：铜能够促进
钝化膜的形成，不仅减少氢的侵入，而且降低了钢表面的
阳极溶解。从而有效的阻止了钢表面阳极溶解和氢脆相互作用，提高钢的抗硫化物应力腐蚀开裂性能。本发明铜含量限制在0.50～0.7％，优选为0.50～0.66％。
[0021] 铬(Cr)：铬能在腐蚀产物膜层中出现富集，远高于基体中的铬含量。含Cr的腐蚀产物膜具有阴离子选择性，并且在破坏后能够很快修复，从而降低钢表面局部阳极溶解。本发明中，铬含量限制在0.80％～0.90％，优选为0.81～0.88％。
[0022] 钼(Mo)：Mo能降低
相变温度，抑制
块状铁素体的形成，促进针状铁素体的转变，从而阻碍裂纹的扩展，提高钢的抗硫化物应力腐蚀开裂性能。但钼元素能使焊接性能下降，且钼元素属于贵金属。本发明钼含量限制在0.10～0.15％。
[0023] 铌(Nb)：铌对细化晶粒作用十分明显，起到固溶强化作用，可以使钢具有高强度和高韧性。并且在低
合金钢种加入铌，能有效提高其腐蚀性能。本发明铌含量限制在0.04～0.06％。
[0024]
钒(V)：钒主要是以VC析出强化来提高钢的强度，但加入含量较高的钒易导致钢的韧脆转变温度提高。本发明钒含量限制在0.01～0.02％。
[0025]
钛(Ti)：钛是不仅是耐蚀合金元素，而且能够形成细小的高温稳定的TiN析出相，改善钢的冲击韧性。本发明钒含量限制在0.01～0.02％。
[0026] 磷(P)：磷为有害元素，在钢中形成含磷偏析的铁素体-珠光体带状组织，是裂纹扩展的主要通道。因此，本发明磷的含量≤0.005％。
[0027] 硫(S)：硫是极有害的元素，它与Mn生成的MnS夹杂是裂纹最易成核的
位置。因此，本发明硫的含量≤0.002％。
[0028] 有益效果：
[0029] 本发明的生产方法中通过限制铜元素与铬元素的含量，一方面尽可能的在表面形成钝化膜，降低钢表面的阳极溶解，另一方面控制轧制工艺，获得组织细小均匀的针状铁素体组织，进一步的阻止应力下的裂纹扩展，最终提高了X80级管线钢的抗硫化物应力腐蚀开裂性能。
附图说明
[0030] 图1为本发明管线钢剖面金相微观组织结构图。
[0031] 图2为图1的管线钢SSCC试验之前的剖面结构示意图；
[0032] 图3为图1的管线钢SSCC试验之后的剖面结构示意图。
具体实施方式
[0033] 为了更好地解释本发明，以下结合具体
实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。
[0034] 本发明公开了一种具体的硫化物应力腐蚀开裂的X80级管线钢的生产方法，它包括的工艺流程为转炉冶炼、脱硫处理、浇铸成坯、铸坯加热、粗轧、精轧、冷却和卷曲，所述铸坯的组分及质量百分比含量为：C：0.01～0.03％、Si：0.19～0.21％、Mn：0.90～1.1％、Cu：0.50～0.70％、Cr：0.80～0.90％、Mo：0.10～0.15％、Nb：0.04～0.06％、V：0.01～0.02％、Ti：0.01～0.02％，P≤0.005％、S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；
[0035] 所述铸坯加热的温度为1100～1250℃；
[0036] 所述粗轧开始温度为1000～1100℃，粗轧终止温度为900～1000℃；
[0037] 所述精轧开始温度为880～950℃，精轧终止温度为800～880℃；
[0038] 所述冷却为层流冷却，控制冷却速度为20～30℃/s，冷却至300～500℃。
[0039] 其中，各个实施例与对比例中铸坯的组分含量如表1所示；
[0040] 表1实施例与对比例中铸坯的组分含量列表(wt％)
[0041]
[0042]
[0043] 采用上述组分的实施例与对比例按照表2和表3所示的工艺参数列表进行具体的制备；
[0044] 表2实施例与对比例的工艺参数列表(一)
[0045]
[0046]
[0047] 表3实施例与对比例的工艺参数列表(二)
[0048]
[0049]
[0050] 采用上述组分和工艺参数制备的管线钢的性能参数如表4所示；
[0051] 表4实施例与对比例的力学性能列表
[0052]
[0053] 由上述表1～表4可知，本发明实施例制备的管线钢，
屈服强度Rt0.5为570～590MPa，
抗拉强度Rm为640～670MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.90，断后延伸率A50mm≥30％，-20℃冲击功KV2≥200J，-15℃断口的剪切面比DWTT SA≥90％，硬度值HV10≤200。与对比例相比，本发明采用高铜、高铬成分设计，不利于钢的力学性能，因此采用控轧控冷，增加粗轧、精轧道次，提高冷却速度，从而获得力学性能较好的针状铁素体组织，弥补高铜高铬导致的脆性问题。本发明制备的管线钢满足GB/T 14164-2013《石油天然气输送管用
热轧宽
钢带》标准要求。
[0054] 上述实施例3制备的管线钢的金相组织结构图如图1所示，由图1可知，金相组织均为粒度细小的针状铁素体，晶粒度＞8.5，夹杂物级别＜0.5级。
[0055] 为了更好的说明本发明实施例制备的管线钢的性能，下面分别对各实施例和对比例制备的管线钢进行SSCC性能试验，其中，SSCC试验的标准是NACE TM 0177-2005《Laboratory Testing of Metals for Resistance to Sulfide Stress Cracking and Stress Corrosion Cracking in H2S Environments》。
[0056] 具体的测试结果如表5所示；
[0057] 表5实施例与对比例抗SSCC性能列表
[0058]
[0059]
[0060]
[0061] 由上述表4可知，采用A溶液进行抗SSCC性能测试，本发明实施例的管线钢在0.72、0.8、0.9应力加载率下均未出现应力腐蚀开裂。
[0062] 结合图2和图3可知，上述实施例3制备的管线钢在未作SSCC性能试验之前和经过SSCC性能试验后，可观察到表面未出现应力腐蚀开裂的状况。
[0063] 以上实施例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。除上述实施例外，本发明还有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。
