本发明属于管线用钢技术领域，涉及一种X80抗大变形管线钢及制造方法，特别涉及一种采用两相区淬火方法制备的X80抗大变形管线用宽厚板及其制备方法。应用本发明制备的管线用宽厚板，可以应用于制造基于应变设计地区用大口径直缝埋弧焊管。
背景技术：
随着油气资源需求日益增加，新的油气田的投资建设逐渐增多。由于油气的生产地与消费地往往需要穿越永久冻土带、地震带等地质条件恶劣地区，因此需要长输油气管道满足基于应变设计的要求：钢管的横向性能满足传统的基于应力设计的要求，纵向性能具有抗大变形的特征。表征抗大变形特征的典型性能参数是屈强比低(Rt0.5/Rm≤0.80)，均匀延伸率高(UEL≥10％)，应力应变曲线为圆屋顶型。为了量化圆屋顶型的应力应变曲线，通常使用应变硬化指数n或应力比Rt1.5/Rt0.5、Rt2.0/Rt1.0、Rt5.0/Rt1.0，应力比指标相对于n具有测量简便，描述曲线形状更精确等优点。
为了达到基于应变设计所需的抗大变形性能，有两种手段：1)采用厚壁钢管；2)采用双相组织的钢板生产钢管。在实际应用过程中，这两种方法不是孤立的。若仅采用增加壁厚的方式来提高抗大变形能力，钢板厚度往往特别厚，工业化生产难度大且投资成本急剧增加。基于此，目前抗大变形管同时具有了厚壁与双相的特点。
目前，生产厚壁双相的大变形管线钢板，有两种工艺路线，一是控轧控冷后热轧态供货，一种是控轧控冷后的钢板进行热处理后再使 用。因为钢板壁厚大，传统的TMCP工艺生产的双相钢板，在性能上存在同板差异大、低温DWTT性能合格率低等缺点，在组织上存在带状级别高、沿壁厚方向组织不均匀等不足。
为了克服这些技术缺陷，可以在TMCP工艺的基础上增加热处理工序。目前，使用热处理方式生产大变形管线钢的公开文献尚不多见。专利CN201110054270.7公开了“一种具有优异抗时效性的抗大变形管线钢及其生产方法”，其钢板轧后水冷速度低、终止冷却温度高易产生粗大MA，对后续热处理工艺控制不利；专利CN201010266539.3公开了“一种热处理方法制备的抗大变形管线钢及其制备方法”，其钢板厚度10-25mm，且未涉及热轧态钢板的生产工艺；专利CN201010289370.3公开了“低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法”，其中间坯放冷厚度薄仅有成品钢板的1.7-2.0倍且热轧态终冷温度高易产生粗大的富碳相MA组元；专利CN201010235925.6公开了“一种正火轧制生产韧性优良管线钢中厚板的方法”，该专利不是用来生产抗大变形管线钢的，且其钢级仅为X65。
与上述专利所采用的热处理工艺相比，本发明采用了更有利于提高钢板抗大变形性能的两相区淬火技术，该技术具有冷却速度更高、钢板组织比例控制精确等优点。增加了想想去淬火工序后，虽然在工序上复杂了一些，但是钢板的组织均匀性、性能合格率与稳定性大幅度提高，特别是对厚度超过25mm的用于抗大变形的钢板，热处理生产的性价比明显优于TMCP生产的性价比。
综上所述，对于X80级抗大变形管线钢来讲存在的低温DWTT性能差、带状组织级别高、板厚方向组织不均匀等主要问题，使用本发明的技术方案得以良好解决。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种X80抗大变形管线钢及其制备方法，以解决目前TMCP工艺生产抗大变形管线钢过程中存在的同板差性能差异大、带状组织级别高等不足之处，同时进一步生产厚度规格更高的基于应变设计地区用宽厚板，以满足X80及以上级别抗大变形管线钢所用宽厚板的要求。
本发明中成品钢板厚度用t(单位，mm)表示。
本发明的目的是通过以下技术方案来实现的：
本发明X80抗大变形管线钢，其特征在于：该钢中化学成分的质量百分数为C 0.04％-0.09％，Si 0.15％-0.55％，Mn 1.50％-1.75％，Nb 0.04％-0.10％，V 0.02％-0.08％，Ti 0.01％-0.03％，Cu 0.15％-0.55％，Ni 0.15-0.55％，Cr 0-0.15％，Mo 0.15％-0.45％，Al 0.025％-0.045％，N 0.0002％-0.011％，P≤0.015％，S≤0.005％，其余为Fe及其它为不可避免的杂质元素。
本发明中抗大变形管线钢板的目标组织由硬度差异明显的两相组成，其中软相为铁素体，包括多边形铁素体、准多边形铁素体，或它们的任意混合物；硬相为贝氏体、MA组元、马氏体，或它们的任意混合物；铁素体的体积分数为40％-60％；铁素体晶粒平均直径为4-10um。
选择两相组织是基于以下考虑：铁素体做为软相，可以提供低的屈服强度与高的均匀延伸率；贝氏体等硬相可以提供高抗拉强度；适当的软硬相比例，可以实现强度、低温韧性、抗大变形性能的良好匹配，从而满足基于应变设计用管线钢的全部要求。铁素体体积分数相同时，增加铁素体晶粒尺寸，有利于提高均匀延伸数值与降低屈强比；铁素体晶粒过于粗大，钢板的低温韧性会受到不利影响。因此，本发 明选取的铁素体体积分数为40％-60％，铁素体平均直径为4-10um。
本发明钢中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能明显提高钢的强度，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接有负面影响，近代管线钢的发展过程是不断降低C含量的过程。当C含量过低时，不能充分发挥Nb等元素的沉淀强化作用。因此本发明将C含量范围设定为0.04％-0.09％。
Si：加入Si是为了炼钢过程中脱氧与提高基体的强度，Si还有抑制渗碳体形成的作用。如果添加过量的Si，母材及其焊接热影响区的韧性就会显著降低，野外焊接施工性能变差。因此，Si含量在本发明中设定为0.15％-0.55％。
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γ→α相变温度，在降温过程中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；在升温过程中，可以在较低温度实现铁素体析出与长大。提高Mn的含量，钢的淬透性增加，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。为了保证强度与低温韧性之间的平衡以及较高的铸坯质量，本发明的Mn含量范围设计为1.50％-1.75％。
Nb：是现代管线钢中最主要的微合金化元素之一，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。本发明就是配合C含量添加适量Nb发挥NbC的作用，Nb含量范围0.04％-0.10％。
V：与钢中C或N结合，具有很强的析出强化作用。与Nb相比，含V的碳氮化物溶解-析出平衡温度低，有利于在较低的加热温度条件下回溶与析出，从而起到钉轧晶界细化晶粒的效果。在两相区加热，Nb、Ti的碳氮化物不能回溶，且有长大的倾向，V因为可以回溶不存在这一问题，因此更适合两相区加热使用以实现晶粒细化、沉淀强化等作用。过多的V对连铸过程不利，故本发明选取的V含量范围0.02％-0.08％。
Ti：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、V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，本发明选取Ti含量范围0.01％-0.03％。
Al：Al的存在通常是作为钢中的脱氧剂，也有细化组织的作用。但是，当Al的含量过多，氧化铝非金属夹杂的量增加从而降低钢的洁净度。Al含量过低则脱氧不充分，Ti等易氧化元素收得率低，因此Al的含量范围设定为0.025％-0.045％。
Cu、Ni：可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可以改善钢的耐蚀性，Ni的加入主要是改善Cu在钢中引起的热脆性，且 Ni本身还对低温韧性有益。在厚规格管线钢中还可补偿因厚度的增加而引起的水冷强度不足而造成的强度下降。本发明选取Cu0.15％-0.55％、Ni 0.15％-0.55％，该两组元等比例添加时，效果更好。
Cr、Mo：添加Cr、Mo元素，可以使CCT曲线右移，奥氏体的稳定性增加，从而促进贝氏体相变，对控制相变组织起重要作用，在Cr含量小于7％时，A3点下降，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。在热处理工序过程中，合适的Cr、Mo含量，可以实现热处理加热温度与保温时间的最优化。为了获得强度、塑性与韧性的合理搭配，本发明选取Cr 0％-0.15％、Mo 0.15％-0.45％，该两组元按Cr:Mo＝1:2添加时，效果更佳。
N：N是钢中不可避免的杂质元素之一，含量不宜过高，但是N与Al、Ti、Nb、V等氮化物形成元素化合，可以起到钉轧晶界细化晶粒以及沉淀强化的作用，因此钢中N元素不是越低越好，本发明选取N的含量范围为0.0002％-0.011％
P、S：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。出于冶炼成本以及生产技术的限制，又不能无限制的低。因此，本发明将P、S含量上限设定为0.015％与0.005％。通过超低S(小于50ppm)及Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，可使提高管线钢的低温韧性。
本发明一种X80抗大变形管线钢为厚度目标为26.4mm及其以上、钢板使用230mm-300mm厚钢坯在中厚板往复式轧机上进行生产的TMCP热轧态钢板。
本发明一种X80抗大变形管线钢所用的TMCP热轧态钢板采用如下工艺路线：备料→转炉或电炉冶炼→炉外精炼→铸造→板坯再加热→控制轧制→控制冷却。
其TMCP工艺温度及冷速按照如下参数进行控制：板坯加热温 度1050-1250℃；再结晶区控制轧制开始温度950-1150℃，再结晶区控制轧制终止温度900-1100℃；非结晶区控制轧制开始温度800-900℃，非结晶区控制轧制终止温度750-800℃；层流冷却开始冷却温度680-780℃，层流冷却终止冷却温度450-550℃，层流冷却冷却速度：5-25℃/s。
其TMCP工艺道次压下量与累积压下量按照如下参数进行控制：再结晶区轧制完成后中间坯厚度(3.1-3.9)t；再结晶区阶段轧制时，再结晶区总变形量45％-65％；单道次变形量根据钢坯出口厚度调整，当钢坯出口厚度大于等于7.8t时或小于6.2t时，单道次变形量10％-14％；当钢坯出口厚度小于7.8t且大于等于6.2t时，单道次变形量16％-24％；非再结晶区累积变形量不小于65％。
其TMCP阶段所采用的工艺参数，基于以下认识：
板坯加热温度：连铸坯经重新再加热，原始粗大的铸态树枝晶经重新奥氏体化，实现成分均匀化与晶粒细化，为轧态提供必要的组织准备与温度准备。奥氏体具有高塑性变形能力，温度越高其流动性越好，但是温度过高奥氏体晶粒长大倾向变大。温度过低，奥氏体变形抗力变大，该阶段的道次变形量受到限制，为了达到良好的奥氏体化效果，本发明板坯加热温度范围设计为1050-1250℃。
再结晶区控轧温度与变形量：再结晶区控轧，是利用奥氏体动态再结晶与静态再结晶的特性，使粗大的板坯加热后的奥氏体晶粒细化。为了实现奥氏体化再结晶，温度一定的情况下，道次变形量存在最小值，基于此，该阶段单道次变形量越大越好，但是由于轧机能力、钢坯尺寸与最终钢板规格匹配等问题，单道次变形量又不能任意设计。另外，温度高，发生再结晶所需的单道次最小变形量也小，但是此时再结晶后的晶粒长大速度也快；温度低，晶粒长大速度小，但是 所需要的单道次最小变形量也随之增加；温度低到一定程度，就不会再发生再结晶了，对奥氏体变形也就失去了再结晶细化晶粒的效果。在此阶段，当总变形量超过60％以后，再结晶对晶粒的细化效果就不明显了。因此，本发明的再结晶阶段控制轧制开始温度950-1150℃，终止温度900-1100℃；单道次变形量根据钢坯出口厚度选择为10％-14％或16％-20％且总变形量45％-65％。
非再结晶区控轧温度与变形量：非再结晶轧制，在温度上限设计上，需要考虑避开不完全再结晶区，以免产生混晶组织，对钢板性能的均匀性以及低温韧性造成不利影响。非再结晶轧制因为变形存在累计效应，晶粒的变形抗力随着变形量的增大而增大，随着变形温度的降低而增大，因此，该阶段轧制的温度不能太低，也无需特别关注单道次变形量，只要保证整个钢板厚度方向均能产生变形即可。因此，本发明的非结晶阶段控制轧制开始温度800-900℃，终止温度750-800℃；累计变形量不小于65％。
层流冷却温度范围与冷却速度：因为需要后续的热处理，层流冷却的开始温度越高越好，但是为了匹配生产节奏需要做出合理安排；层流冷却的终了温度过低，不利于板形的控制，内应力过大后续热处理后板形必然不良，若层流冷却温度过高，未转变的奥氏体就会转变为珠光体或粗大的MA组元，这类富碳相不利于后续热处理过程中的成分均匀化与组织均匀化控制。在两相区加热，因为组织转变需要实现C的长程扩散与再分配，如果富碳相过多或尺寸过大，必然需要延长加热时间或加热温度，容易引起晶粒过分粗大，对强韧性匹配不利。对于冷却速度而言，高冷速有利于晶粒细化，但是也会带来高残余应力，不利于板形控制。另外，厚钢板在高冷速下，厚度方向上的组织均匀性也不理想。因此，本发明选取的层流冷却开始温度 680-780℃、终止温度450-550℃、冷却速度为5-25℃/s。
细小的TMCP组织有利于热处理时新相的弥散分布，母相晶粒细小，新相的晶粒也相应较小；低的钢板残余应力与壁厚方向组织均匀，对钢板性能的稳定控制与板形的控制均有利。
本发明TMCP态钢板生产完成后，进行两相区淬火，其特征在于，该方法包括以下步骤：在热处理炉中加热钢至650-750℃，保温时间为{(1.3-1.8)t±5}分钟，然后使用淬火机组水淬至室温，冷却速度21-45℃/s。
两相区淬火完成后，可以采用回火或不采用回火工艺；回火温度为150-450℃，当回火温度为150-200℃时，回火时间为{(1.2-1.4)t±5}分钟；当回火温度大于200℃且小于305℃时，回火时间选择为{(0.9-1.1)t±5}分钟；当回火温度为305-450℃时，回火时间为{(0.6-0.8)t±5}分钟。
热处理阶段所采用的工艺参数，基于以下认识：两相区加热，其平衡组织为多边形铁素体+奥氏体，随着温度的升高，奥氏体体积分数增多；随着保温时间的延长，新相体积分数逐渐增多，但不会超过其平衡状态的体积分数，此时若再增加保温时间，新相的主要变化表现为晶粒尺寸增大；加热温度选择在Ac1-Ac3之间，当钢的成分确定，该温度范围也就确定了。提高加热温度、延长保温时间，铁素体体积分数就会增大，同时铁素体晶粒尺寸也会长大；低的保温时间、低的保温温度必然会降低生产成本，但是为了保证铁素体的析出量，必然存在一个下限值。另外，适当提高保温温度也是减少保温时间的一个选择。加热完成后的水淬过程，高冷速会带来细晶粒组织，但是对于厚钢板，冷速过高，整个钢板厚度方向的组织均匀性不理想，另外，过于细小的铁素体晶粒，也不利于均匀延伸率的提高。因此，本 发明的两相区加热温度为650-750℃，时间为{(1.3-1.8)t±5}分钟，水淬冷速21-45℃/s。
回火温度与保温时间：两相区淬火后，为了消除钢板内应力以及促进N、O、C等固溶态小原子的扩散与析出，减少制管后热涂覆过程中对位错的钉轧作用，降低时效对钢板制管后性能的不利影响，可以有选择的进行回火处理。回火温度可以参照制管后的热涂覆工艺温度选择，但是为了实现更好的回火效果，适当提高温度的同时减少保温时间，同样具有积极意义。因此，本发明选择在150-450℃进行回火，当回火温度为150-200℃时，回火时间为{(1.2-1.4)t±5}分钟；当回火温度大于200℃且小于305℃时，回火时间选择为{(0.9-1.1)t±5}分钟；当回火温度为305-450℃时，回火时间为{(0.6-0.8)t±5}分钟。
本发明所述的热处理态抗大变形管线钢，与现有TMCP态抗大变形管线钢相比，具有屈强比更低、均匀延伸率更高、强韧性匹配更好、钢板同板性能差小、厚度方向组织均匀性高、带状级别低等优点，适用于基于应变设计地区用大口径直缝埋弧焊管的生产。
本发明中，钢板在两相区加热，由于铁素体的形成，周围母相组织会发生富碳，从而增加母相组织稳定性从而提高低合金钢淬透性。淬火后的铁素体相与贝氏体等相，两者间的硬度差、强度差更大，钢板的抗大变形性能(均匀延伸率、屈强比与应力比)，较TMCP工艺生产的双相钢性能更优。因为采用了两相区淬火，淬火冷却较层流冷却更高，冷却效果更均匀，钢板组织均匀，性能同板差小、带状组织级别低。
本发明热处理后最终得到的铁素体+贝氏体/马氏体/MA组元或三者的任意混合物构成的软硬相混合组织的钢板，其横向力学性能可以达到如下要求：屈服强度Rt0.5为550-700MPa，抗拉强度Rm为 640-830MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.75，-20℃冲击吸收能大于200J，-20℃DWTT剪切面积SA不低于85％。钢板的纵向力学性能可以达到如下要求：均匀变形伸长率UEL>14％，屈服强度Rt0.5为480-600MPa，抗拉强度Rm为570-750MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.75，应力应变曲线无屈服平台且Rt1.5/Rt0.5不小于1.17、Rt2.0/Rt1.0不小于1.07、Rt5.0/Rt1.0不小于1.11，其中Rt1.0、Rt1.5、Rt2.0、Rt5.0为总延伸量为1.0％、1.5％、2.0％、5.0％所对应的应力值。
具体实施方式
本发明的一种X80抗大变形管线用钢，该钢中化学成分的质量百分数为C 0.04％-0.09％，Si 0.15％-0.55％，Mn 1.50％-1.75％，Nb 0.04％-0.10％，V 0.02％-0.08％，Ti 0.01％-0.03％，Cu 0.15％-0.55％，Ni 0.15-0.55％，Cr 0-0.15％，Mo 0.15％-0.45％，Al 0.025％-0.045％，N 0.0002％-0.011％，P≤0.015％，S≤0.005％，其余为Fe及其它为不可避免的杂质元素。
本发明中抗大变形管线钢板的目标组织由硬度差异明显的两相组成，其中软相为铁素体，包括多边形铁素体、准多边形铁素体，或它们的任意混合物；硬相为贝氏体、MA组元、马氏体，或它们的任意混合物；铁素体的体积分数为40％-60％；铁素体晶粒平均直径为4-10um。
本发明中一种X80抗大变形管线用钢所用的TMCP热轧态钢板生产采用如下工艺路线：备料→转炉或电炉冶炼→炉外精炼→铸造→板坯再加热→控制轧制→控制冷却。
其TMCP工艺温度及冷速按照如下参数进行控制：板坯加热温度1050-1250℃；再结晶区控制轧制开始温度950-1150℃，再结晶区控制轧制终止温度900-1100℃；非结晶区控制轧制开始温度 800-900℃，非结晶区控制轧制终止温度750-800℃；层流冷却开始冷却温度680-780℃，层流冷却终止冷却温度450-550℃，层流冷却冷却速度：5-25℃/s。
其TMCP工艺道次压下量与累积压下量按照如下参数进行控制：再结晶区轧制完成后中间坯厚度(3.1-3.9)t；再结晶区阶段轧制时，再结晶区总变形量45％-65％；单道次变形量根据钢坯出口厚度调整，当钢坯出口厚度大于等于7.8t时或小于6.2t时，单道次变形量10％-14％；当钢坯出口厚度小于7.8t且大于等于6.2t时，单道次变形量16％-24％；非再结晶区累积变形量不小于65％。
上述TMCP态钢板生产完成后，进行两相区淬火，其特征在于，该方法包括以下步骤：在热处理炉中加热钢至650-750℃，保温时间为{(1.3-1.8)t±5}分钟，然后使用淬火机组水淬至室温，冷却速度21-45℃/s。
两相区淬火完成后，进行150-450℃回火，回火工序为可选择的热处理工序，可以不采用。回火时，当回火温度为150-200℃时，回火时间为{(1.2-1.4)t±5}分钟；当回火温度为305-450℃时，回火时间为{(0.6-0.8)t±5}分钟；当回火温度大于200℃且小于305℃时，回火时间选择为{(0.9-1.1)t±5}分钟。
下面通过本发明的一组最佳实施例对本发明做详细说明：
实施例1-20的化学成分、工艺参数和性能结果如表1-5所示。
表1 化学成分(wt％)
表2 TMCP工艺参数
表3 轧后热处理(两相区淬火+回火)工艺参数
注：表中“\”代表未进行回火热处理。
表4 横向力学性能结果
表5 纵向力学性能结果