本发明专利技术提供一种低屈强比超高强度X130管线钢及其热轧平板的制造方法，其成分：C?0.030％-0.090％，Mn?1.50％-2.50％，Si?0.10％-0.60％，P≤0.015％，S≤0.003％，Nb?0.040％-0.150％，Ti?0.005％-0.03％，Alt0.01％-0.06％，N≤0.012％；Cu、Ni中的一种或两种，其中Cu?0％-1.20％、Ni?0％-1.20％；Cr、Mo中的一种或两种，其中Cr?0％-1.20％、Mo?0％-1.20％；余量为Fe。其方法包括冶炼、炉外精炼、铸造和热轧，板坯加热温度1050-1280℃，再结晶区控轧温度900-1250℃，非再结晶区控轧温度700-950℃，终轧温度700-880℃，终冷温度150-500℃，冷却速度3-35℃/s。本发明专利技术不添加V和B，不用后续的热处理工序，即可生产出屈服强度大于900MPa，屈强比不高于0.90的热轧平板。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术属于金属材料
，尤其涉及一种超高强度低屈强比X130管线钢及其热轧平板的制造方法。
技术介绍
近年来能源结构的变化以及对能源需求的增长，极大地促进了长距离油气输送管线的发展。为提高输送效率、降低工程投资，长距离石油天然气输送管线用钢向高钢级发展已成必然趋势。同样的输送条件下，应用高钢级管线钢产品可以使钢管的壁厚减薄，节省用钢量， 降低工程投资与提高施工效率；或在管道口径、壁厚不变的条件下提高输送压力，达到提高输送量的目的。管线钢钢级的不断提高已经成为管线钢的发展趋势，长距离高压输气管线应用屈服强度等级不小于690MI^的XlOO及其以上管线钢是目前国际管道工业和冶金工业共同发展的方向。目前，世界各国广泛使用的管线钢的最高钢级仅到X80(屈服强度大于等于 555MPa)，如CN1715434专利公开了一种高强度高韧性X80管线钢；少量试验段采用了 XlOO 与X120钢管，它们的屈服强度均低于900MPa，其强度水平达不到X130的要求。国内外已公开的高强管线钢专利，有的屈服强度低，不能满足X130的要求，如W02008054166专利和 CN101165203专利描述的热轧钢板及其制备方法最高仅能满足X120的强度要求；有的虽然屈服强度满足了要求，但是屈强比高，超过了 0. 90，甚至达到了 0. 98，这不利于高强管线钢的工程应用，如JP2002^5283专利；有的虽然强度可以达到900MPa以上，但是需要对热轧板材进行热处理，增加了制造成本与工艺复杂度，如US5900075专利描述了一种需要热处理促进Cu析出硬化的管线钢。因此，钢板具有高强度是长距离高压输送油气工程对管线钢性能提出的最基本的要求。从考虑输送管道的运行稳定性和安全性出发，还应对管线用钢的韧性、屈强比提出更高的要求。具有低屈强比、高韧性的超高强度管线钢将是未来管线钢的重要发展方向之一， 它能在降低管道建造成本的条件下，同时又能保证管道运营的安全。
技术实现思路
本专利技术的目的在于克服上述现有技术的不足，提供一种无需轧后热处理、屈强比不超过0. 90的超高强度X130管线钢及其热轧平板的制造方法。为了解决这一问题，本专利技术高强度低屈强比X130管线钢成分设计思想是以超低 C、高Mn，通过加入微量Nb、Ti等微合金元素、少量Mo、Cr及Cu、Ni合金元素，结合控轧控冷工艺，获得由贝氏体+MA组元构成的组织结构，以保证管线钢具有高强度低屈强比的性能。本专利技术低屈强比超高强度X130管线钢的组成成分重量百分比为 CO. 030% -0. 090%, Mn 1. 50% -2. 50%, Si 0. 10% -0. 60%, P ^ 0. 015%, S^O. 003%, Nb 0. 040% -0. 150%, Ti 0. 005% -0. 03%, Alt 0. 01 % -0. 06 %, N ^ 0. 012 % ；Cu, Ni3中的一种或两种，其中Cu 0% -1. 20%, Ni 0%-1. 20% ;Cr、Mo中的一种或两种，其中Cr 0% -1. 20%,Mo 0% -1. 20% ；Cu、Cr、Ni、Mo总量彡2. 40% ；余量为Fe和不可避免的杂质。为了实现更优的性能，本专利技术对C、Nb、Cu、Ni、Cr和Mo的添加量与添加方式做出了优化:C优选为0. 030% -0. 060% ;Nb优选为0. 040% -0. 080%；Cu与Ni等比例添加，总量优选为0. 20% -1.0% ；Cr与Mo总量优选为0. 20% -1.0%。本专利技术超高强度X130管线钢的主要组成成分的作用如下C:钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接性有负面影响，为此，本专利技术将C含量上限设定为0.090%。近代管线钢的发展过程是不断降低C含量的过程。降低C含量一方面有助于提高钢的韧性，另一方面可改善钢的焊接性能。当C含量低于0.030%时，不能充分发挥Nb等元素的沉淀强化作用。为了起到细化晶粒、提高焊接接头强度，本专利技术C含量的下限设定为0.030%。此外为提高钢中的有效Nb含量，碳含量必须低于0.06%。本专利技术选取 C 含量范围 0. 030-0. 090 %，优选为 0. 030-0. 060 %。Si、Alt 加入Si是为了炼钢过程中脱氧与提高基体的强度。如果添加过量的Si， 母材的焊接热影响区的韧性就会显著降低，野外焊接施工性能也会变差。因此，Si含量在本专利技术中选定为0. 10-0. 60%。钢中脱氧还可以通过加Al完成，如果Al添加过多，生成的脱氧产物Al2O3容易堵塞水口。含量过低，脱氧效果不佳，Ti等易氧化元素就会生成氧化物降低收得率。本专利技术中选定Alt (全铝)含量范围0. 01-0. 06%。Mn 通过固溶强化提高钢的强度，是管线钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的Y — α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性、降低韧脆转变温度。为了保证强度与低温韧性之间的平衡，Mn的最低含量设定为1. 50%。提高Mn的含量，钢的可淬透性增加，含量增加到一定程度后，会导致焊接性能下降尤其是严重恶化焊接热影响区的韧性。另外，过高的Mn含量还会增加连铸坯中心偏析，使钢板性能的各向异性增加。因此，本专利技术的Mn含量上限设计为2.50%。Nb:是现代微合金化管线钢中最主要的元素之一，对晶粒细化的作用十分明显。通过热轧过程中NbC应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经过控制轧制和控制冷却使非再结晶区轧制的形变奥氏体组织在相变时转变为细小的相变产物，以使钢具有高强度和高韧性。本专利技术就是配合C含量添加适量Nb发挥NbC的作用，本专利技术选取Nb含量范围 0. 040-0. 150%,优选为 0. 040-0. 080%。Ti,N 是强的固N元素，Ti/N的化学计量比为3. 42，利用0. 01%左右的Ti就可固定钢中30ppm左右的N，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的 TiN粒子可有效地抑制板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，改善焊接热影响区的冲击韧性。当Als的含量过低(如低于0.005% )，Ti会形成氧化物，这些内生质点可以起到晶内铁素体形核核心的作用，细化焊接热影响区组织。为了获得这一效果，至少要添加0. 005% Ti。当Ti添加量超过某一定值，TiN颗粒就会粗化，TiC的沉淀强化作用显现，造成低温韧性恶化。因此，综合考虑TiN细化奥氏体晶粒以及Ti/N计量比，本专利技术选取Ti含量范围0. 005-0. 03%，N含量不超过0. 012%。4Cr,Mo 是扩大、相区，推迟Y — α相变时先析出铁素体形成、促进针状铁素体形成的主要元素，对控制相变组织起重要作用，在一定的冷却条件和终轧温度下超低碳管线钢中加入，就可获得明显的针状铁素体及贝氏体组织，同时因相变向低温方向转变，可使组织进一步细化，组织细化有利于低温韧性的改善。为了获得强度与韧性的合理搭配，本专利技术选取 CrO-L 20%,MoO-L 20%，优选 Cr+Mo 范围为 0. 20-本文档来自技高网...
【技术保护点】
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：刘文月，任毅，张帅，王爽，
申请(专利权)人：鞍钢股份有限公司，
类型：发明
国别省市：
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