本發明涉及一種管線鋼及生產方法,具體屬于一種耐H2S腐蝕性能優異的高強韌正火管線鋼及生產方法。
背景技術:
石油、天然氣是國民經濟發展的重要能源,在能源消費中的比重日益增加。當前管道輸送依然是石油、天然氣最為經濟、安全、高效的長距離輸送方式。然而,隨著易開采石油、天然氣資源的枯竭,H2S含量高的天然氣開發力度正不斷加大。
H2S是石油和天然氣中最具有腐蝕作用的有害介質之一。當管線鋼暴露在含濕H2S的輸送介質中時,材料極易發生H2S酸性腐蝕,造成送管道突然失效,其中氫致開裂(HIC)和硫化物應力開裂(SSCC)是H2S腐蝕的主要形式。
我國大部分油氣田中含有的H2S濃度含量較高,集輸管線管輸送的介質是未經脫鹽、脫水、脫硫等處理的石油或天然氣。管線鋼除要求其具有良好的強度、沖擊性能和焊接性能之外,還要求具有較好的抗H2S腐蝕性能。正火態管線鋼因其組織與性能均勻的特性,相較于熱軋態更適合于集輸管線的制造。同時考慮到提高油氣輸送效率的需求,亟需開發兼具高強韌與優良耐H2S腐蝕性能的正火態管線鋼。
對于輸送含H2S油氣資源的管線鋼,腐蝕產生的氫原子不斷向鋼中缺陷位置(帶狀組織、夾雜物、晶格缺陷等)聚集并產生氫分子。當缺陷部位氫分子濃度升高到一定程度時,就會引起聚集處發生永久變形并導致管線鋼實效,其重要形式包括氫致裂紋開裂(HIC)和硫化物應力腐蝕開裂(SSCC)。
經檢索,在本發明之前,中國專利申請號為CN201010235925.6與CN201510297590.3的文獻,均涉及到正火鋼X60N,其化學成分均采用中C+中Mn體系,其存在不具備耐腐蝕特性的問題。
中國專利申請號為CN201210271608.6的文獻,涉及到正火鋼X52NS鋼,其采用Cu+Cr+Ni+V的體系,其存在生產成本較高的不足。
中國專利申請號為CN201610419909.X的文獻,其涉及的正火鋼存在Mn含量偏高,成品的強度僅達X52級別,且不具備耐腐蝕特性。
中國專利申請號為CN201310146465.3的文獻,其涉及 無縫鋼管的制造,其存在合金元素含量極高(Cr 1.0~9.0 wt%、W 0.1~0.2 wt%),不具備經濟性優勢。
技術實現要素:
本發明在于克服現有技術存在的不足,提供一種在具有高強度、高韌性及良好的可焊接性之外,還必須具有優異的耐H2S腐蝕性能的高強韌正火管線鋼及生產方法。
實現上述目的的措施:
一種耐H2S腐蝕性能優異的高強韌正火管線鋼,其組分及重量百分比含量為:C 0.05~0.08%,Si 0.30~0.45%,Mn 0.85~1.0%,P≤0.010%,S≤0.0020%, Mo 0.10~0.20%,Nb 0.06~0.12%, B不超過0.0005%,RE不超過0.0005%,其它為Fe及不可避免的夾雜元素;金相組織為:鐵素體+彌散M/A島+少量珠光體。
生產一種耐H2S腐蝕性能優異的高強韌正火管線鋼的方法,其步驟:
1)對連鑄后鑄坯加熱,控制其加熱溫度在1100~1150℃;
2)進行粗軋,并控制粗軋結束溫度為1020~1070℃;
3)進行精軋,并控制其開軋溫度不超過950℃,終軋溫度不低于860℃;
4)進行冷卻,在冷卻速度不低于55℃/s條件下冷卻至卷取溫度;
5)進行卷取,控制卷取溫度不超過450℃;
6)進行正火,并控制正火溫度在860~900℃,并再此溫度下按照2min/mm進行保溫,并控制正火過程冷卻速度在5~8℃/s。
本發明中各化元素級主要工藝的作用及機理:
C:C為最基本、最經濟的強化元素,通過固溶強化和析出強化有效地提高鋼的強度。C含量低于0.05%時,對鋼的強度作用不明顯,含量高于0.080%時,則會降低鋼的塑性、韌性和可焊接性,并且會加重鋼中的帶狀組織級別。故本發明中C的含量控制為0.050~0.080%。
Si:Si主要以固溶強化形式提高鋼的強度,同時也是鋼中的脫氧元素,但含量過低時強化效果不明顯,含量過高時又對鋼的韌性不利。故本發明中Si的含量控制為0.30~0.45%。
Mn:Mn是鋼中重要的固溶強化元素,利于提高鋼的強度和低溫韌性。但其含量過高時,會導致其鋼中成分偏析嚴重,進而促進鋼中硬脆的珠光體或者M/A帶狀組織形成,惡化鋼的耐H2S腐蝕性能。同時,高的Mn含量易于促進MnS條帶狀夾雜物的產生,成為鋼中擴散氫的聚集地,容易誘發氫致開裂。故本發明中Mn的含量控制為0.85~0.10%。
Mo:Mo能夠擴大奧氏體相變區,提高鋼的淬透性,改善鋼在厚度截面的組織均勻性。同時,Mo的添加使鋼在較低的冷速下容易獲得均勻分布的M/A組織,提高鋼的強度性能。Mo元素具有與Mn元素相似的強韌化作用,Mo的添加避免了鋼中高的Mn含量,進而避免了鋼中帶狀組織惡化,提高了鋼的耐H2S腐蝕性能。故本發明中Mo含量控制為0.10~0.20%。
Nb:熱軋過程中Nb具有強烈的晶粒細化作用和中等的析出強化作用,能夠延遲奧氏體再結晶,導致奧氏體晶粒和相變產物的細化并提高鋼的強韌性。正火過程中,鋼中固溶的Nb元素通過溶質拖曳效應阻止奧氏體晶粒的過度長大,可以使熱軋時的晶粒細化程度得到較大程度的遺傳,且在正火冷卻過程中Nb元素以第二相粒子形式析出,提高正火鋼的強度。本發明中Nb含量控制為0.06~0.12%。
P、硫S:P會降低鋼的低溫韌性,惡化焊接性能,并且P容易在鋼中偏析,促進帶狀組織的產生,不利于鋼的耐H2S腐蝕特性。S容易與Mn形成長條狀MnS夾雜,在影響鋼韌性的同時,氫原子傾向于在MnS尖端聚集,從而誘發H2S腐蝕開裂。因此,本發明應盡量減少P、S的含量以減少其對鋼的不利影響,P的含量控制為P≤0.010%,S的含量控制為S≤0.0020%。
考慮到用戶對管線鋼化學成分的普遍要求,本發明中不故意添加B和RE元素,且要求B≤0.0005%、RE≤0.0005%。
本發明為獲得兼顧高強韌性和優異耐腐蝕性能的正火態管線鋼,除對化學成分進行優化設計外,還在熱軋階段(粗軋、精軋、冷卻等)與正火階段(溫度、時間、冷速等)的生產工藝進行了針對性設計。具體設計思路如下:
本發明之所以采用低C+低Mn體系以降低鋼中帶狀組織的形成趨勢,同時利用熱軋后的快速冷卻技術抑制相變階段C元素的擴散和局部富集,以提高鋼的耐腐蝕性能。
本發明之所以添加適量的固溶強化Mo元素,以促進較低冷速下(正火冷卻)鋼中硬相組織的轉變,使正火鋼的強度性能提高。
本發明之所以采用TMCP+低C高Nb技術的進行生產,通過充分的再結晶細化和未再結晶位錯密度積累,以促進奧氏體中固溶的Nb元素以NbC的形式在位錯與晶界處彌散析出,進而為正火階段奧氏體晶粒形核提供有利條件,從而實現奧氏體晶粒的細化和正火鋼的強韌性改善。
本發明之所以控制正火溫度和保溫時間,在保證完全奧氏體化的同時避免晶粒過度長大,以免惡化正火鋼的強度和韌性。
本發明之所以當控制正火冷卻過程中的冷卻速度,避免因板厚中心冷卻緩出現的條帶狀硬相組織,進而嚴重惡化鋼的抗腐蝕性能。
本發明與現有技術相比,在具有高強度、高韌性及良好的可焊接性之外,即屈服強度Rt0.5 ≥415MPa,抗拉強度Rm ≥520MPa, -30℃沖擊功KV2≥200J(全尺寸規格),-30℃DWTT斷面剪切率SA≥90%。
同時,本發明在NACE及 A溶液中具有優異的耐H2S腐蝕性能。具體表現為,按照NACE TM 0284標準,在A溶液中進行HIC檢驗,正火管線鋼試樣斷面的裂紋長度率CLR、裂紋厚度率CTR、裂紋面積率CSR值均為0,即試樣斷面無裂紋;按照NACE TM 0177標準,在A溶液中分別采用四點彎曲法和恒載荷拉伸法進行SSCC檢驗,正火管線鋼試樣在加載載荷為0.80×實際屈服強度載荷條件下均未觀察到裂紋。
采用上述成分與工藝成產的正火管線鋼可用于L415N級別以上的直縫埋弧焊管的制造與生產。
附圖說明
圖1為本發明鋼板的金相組織圖。
具體實施方式
下面對本發明予以詳細描述:
表1為本發明各實施例及對比例的化學成分列表;
表2為本發明各實施例及對比例的主要工藝參數列表;
表3為本發明各實施例及對比例的拉伸性能和鍍層質量檢測結果列表。
本發明各實施例均按照以下步驟進行生產:
1)對連鑄后鑄坯加熱,控制其加熱溫度在1100~1150℃;
2)進行粗軋,并控制粗軋結束溫度為1020~1070℃;
3)進行精軋,并控制其開軋溫度不超過950℃,終軋溫度不低于860℃;
4)進行冷卻,在冷卻速度不低于55℃/s條件下冷卻至卷取溫度;
5)進行卷取,控制卷取溫度不超過450℃;
6)進行正火,并控制正火溫度在860~900℃,并再此溫度下按照2min/mm進行保溫,并控制正火過程冷卻速度在5~8℃/s。
表1 本發明各實施例與對比鋼化學成分取值列表(wt%)
表2 本發明實施例與對比例的主要工藝參數取值
表3 本發明各實施例及對比例力學性能列表
從表3數據可知,本發明實施例的力學性能和HIC、SSCC性能均優于對比例。
本具體實施方式僅為最佳例舉,并非對本發明技術方案的限制性實施。