本发明涉及先进微合金钢技术领域，更具体地，涉及一种φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷及其制造方法。
背景技术：
2008年以来，x80螺旋埋弧焊管在我国西气东输二线、三线等管线工程得到大规模应用，其焊管壁厚最大达到18.4mm、口径达到φ1219mm，使我国管道建设进入世界一流水平。目前x80已成为我国新建石油、天然气长输管线工程中使用的首选钢级。为了进一步提高能源输量和效率、降低管道输送成本，提出特大输量管道建设的需求，其中x80钢级21.4mm壁厚、φ1422mm超大口径的螺旋焊管是重要的技术方案之一，其技术指标超过国际已有的x80管线工程，是目前国际上壁厚最厚、口径最大的x80螺旋焊管。
以往热连轧受设备能力限制，难以生产厚度≥18.4mm的x80热轧卷，尤其是21.4mm极限厚度规格，难度则大幅增加，其中低温韧性指标dwtt性能稳定性差是最重要的难点之一。研究表明，对于x80管线钢，当厚度＞15mm时，低温dwtt性能变得极不稳定。现有技术所公开的x80热轧卷板及其生产方法所生产的x80热轧卷板的厚度多≤15mm，其中也有公开厚度≥18.4mm的x80热轧卷板的制备方法，但都存在合金成本高，粗轧道次多、单道次压下率小，操作系统投入成本高（新增超快冷系统）或者dwtt性能不能达到要求等缺陷。
因此，提供一种低成本的、满足性能要求的厚规格x80热轧卷及其制备方法具有非常重要的实际意义。
技术实现要素：
本发明旨在克服不足，提供一种厚度≥18.4mm，尤其是厚度为21.4mm的φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷。
本发明的目的在于提供一种所述φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷的制备方法。
本发明上述目的通过以下技术方案实现：
一种φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷，其成分重量百分比为：c：0.03~0.06%，si：0.10~0.30%，mn：1.70~1.85%，nb：0.06~0.075%，v：0.01~0.03%，ti：0.005~0.020%，cu：0.10~0.25%，ni：0.15~0.25%，cr：0.15~0.30%，mo：0.15~0.25%，al：0.015~0.040%，ca：0.001~0.004%，p：≤0.015%，s：≤0.003%，o：≤0.004%，n：≤0.006%，h：≤0.00025%，余量为铁和不可避免的微量杂质；pcm≤0.20%。
其中主要合金元素的选择理由如下：
c：是钢中最基本、最经济的强化元素，也是影响管线钢低温韧性、断裂抗力以及延性和成形性的主要元素。本发明中c：0.03-0.06%含量较低，不但改善了焊接性和成形性，而且通过微合金化和tmcp轧制等技术的结合，使得钢的冷却相变组织中不含有渗碳体，具有高的韧性。
mn：通过固溶强化提高钢的强度，是管线钢中补偿因c含量下降而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。mn还能降低γ→α相变温度，细化α晶粒尺寸的同时改变相变后的微观组织，提高钢的韧性，降低韧脆转变温度。本发明中mn：1.70-1.85%。
nb、v、ti：通过碳/氮化物沉淀析出、质点钉扎晶界、溶质原子拖曳和偏聚等机制，nb、v、ti在管线钢中的主要作用是阻止γ晶粒的长大、延迟γ的再结晶、延迟γ→α相变和析出强化。其中nb有显著的晶粒细化作用和中等的沉淀强化作用，在增加强度的同时还降低韧脆转变温度，但nb为贵金属元素且加入到一定量后强韧化效果不再明显；ti有显著的沉淀强化作用和中等的晶粒细化作用，还可改善硫化物的分布形态以改善钢的横向性能，但会恶化低温韧性，提高韧脆转变温度；v有较高的沉淀强化和较弱的细化晶粒作用，但会恶化低温韧性，提高韧脆转变温度，在管线钢的合金设计中一般不单独使用。本发明中nb：0.06-0.075%，v：0.01-0.03%，ti：0.005-0.020%。
mo：降低过冷奥氏体的相变温度，抑制多边形铁素体的形成，促进针状铁素体转变；同时，可提高nb(c、n)在γ中的固溶度，降低其析出温度，使更多nb(c、n)在低温α中析出，从而提高nb的沉淀强化效果；但mo为贵金属元素。本发明中mo：0.15-0.25%。
cu、ni、cr：在管线钢中作为mo的补加元素，可通过固溶强化作用提高钢的强度，并通过提高淬透性补偿因厚度增加而引起的钢的强度下降；添加cu和cr还可改善钢的耐候、耐腐蚀性能，添加ni还能有效改善cu的热脆性和提高钢的低温韧性，但ni为贵金属元素。本发明中cu：0.10-0.25%，ni：0.15-0.25%，cr：0.15-0.30%。
冷裂纹敏感系数pcm=c+si/30+(mn+cu+cr)/20+ni/60+mo/15+v/10+5×b，冷裂纹敏感系数pcm≤0.20%，以保证钢具有良好的焊接性能。
本发明所制备的热轧卷厚度≥18.4mm；显微组织为针状铁素体、细小的粒状贝氏体和弥散的ma岛；晶粒度≥10级；20°方向圆棒拉伸屈服强度≥555mpa；20°方向圆棒拉伸抗拉强度≥625mpa；20°方向-20℃夏比v型冲击功≥300j；20°方向-20℃落锤撕裂试验dwtt剪切面积sa%≥85%，拉伸性能和低温韧性优良，低温韧性指标dwtt性能满足x80螺旋焊管的性能要求。
为了获得上述φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷，制造工艺包括：冶炼、连铸、铸坯再加热、粗轧、精轧、轧后冷却和卷取，
所述粗轧进行3+3道次奥氏体再结晶轧制，前3道次压下率10~18%，后3道次压下率20~28%，粗轧中间坯厚度≥62mm。
相对于常规的3+5道次奥氏体再结晶轧制，粗轧阶段采用3+3道次奥氏体再结晶轧制，减少轧制道次、增加道次压下率，使γ变形和再结晶在大压下量条件下同时进行，获得的细小γ晶粒将导致α晶粒的细化，有利于提高晶粒尺寸的细化程度和均匀性，因而改善厚规格管线钢的低温韧性和强度水平。
优选地，精轧进行6道次奥氏体非再结晶连轧，开轧温度≤930℃，道次压下率10-20%，逐道减小，累积压下率≥65%，终轧温度790~830℃。精轧阶段采用6道次奥氏体非再结晶连轧，由此带来的形变使被拉长而未再结晶的γ晶粒内形成高密度的形变孪晶和形变带，同时微合金碳/氮化物因应变诱导析出，因而增加了α的形核位置，细化了α晶粒，有利于提高晶粒尺寸的细化程度和均匀性，因而改善厚规格管线钢的低温韧性和强度水平。
优选地，所述开轧温度为900~930℃。
优选地，带钢经精轧末道次轧制后立即进行加强型密集冷却，冷却速度为25~35℃/s，所述卷取温度≤400℃。这一阶段，由于引入加速冷却和低温卷取，使γ→α相变温度降低，过冷度增大，从而增加了α的形核率；同时，延迟了碳/氮化物在冷却中过早析出，因而易于生成更加弥散的析出物，进一步细化α晶粒。优选地，所述卷曲温度为300~400℃。
优选地，连铸过程包括全程保护浇注、全程动态二冷控制、全程轻压下控制，铸坯厚度230mm。
全程保护浇注：是指对连铸过程中裸露于空气中的钢液采取保护，以避免钢液被空气二次氧化的一种重要的技术措施。
全程动态二冷控制：是指对连铸二次冷却区的铸坯进行动态冷却控制，以提高冷却均匀性，保证铸坯质量的一种重要的技术措施。
全程轻压下控制：是指在连铸坯凝固末端附近通过改变辊缝对铸坯施加压力产生一定的压下量来补偿铸坯的凝固收缩量，用于改善铸坯中心疏松和中心偏析的一种重要的技术措施。
通过冶炼和连铸过程获得高纯净度、低偏析度的铸坯。
优选地，铸坯加热温度为1150~1190℃，在炉时间≥140min。本发明的铸坯加热过程在保证碳/氮化物充分固溶的前提下，采用低温加热可使铸坯在具有较细化的原始γ晶粒的温度下进行热变形，并降低粗轧过程中的轧制温度，这两种因素都会提高粗轧最后阶段的再结晶晶粒尺寸的细化程度和均匀性，因而改善厚规格管线钢的低温韧性和强度水平。
优选地，所述在炉时间为200~400min。
其中，优选地，冶炼工艺包括kr法搅拌预脱硫、ld顶底复合吹炼、lf深脱硫、rh深脱气和钙处理。
本发明从炼钢工序和热轧工序的细节控制出发，综合运用纯净钢冶炼技术、微合金化技术、夹杂物形态控制技术、先进板坯连铸技术和tmcp技术，并围绕轧制过程中奥氏体组织的细化和变形、以及轧后冷却控制开展，使厚规格x80热轧卷获得以针状铁素体+细小的粒状贝氏体+弥散的ma岛为主的相变组织，具有优良的拉伸性能和低温韧性，用于φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管的生产，依托常规热连轧生产线，不新增超快冷系统，设备投入成本较低。
本发明相对于现有技术具有以下有益效果：
本发明提供的φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷贵金属nb、mo、ni加入量少，合金成本低；其制备工艺最大程度策划和优化粗轧与精轧各道次压下率及其分配规律，特别是粗轧进行3+3道次奥氏体再结晶轧制，道次少、道次压下率大，可最大限度增加γ再结晶的数量，阻止应变诱发晶界迁移从而细化晶粒；生产设备投入成本低，具有优良的拉伸性能和低温韧性。
附图说明
图1是本发明实施例粗轧和精轧阶段各道次压下率及其分配规律，其中r为粗轧，f为精轧。
图2是热轧卷的显微组织（针状铁素体+细小的粒状贝氏体+弥散的ma岛）。
图3是热轧卷20°方向-20℃dwtt试验断口形貌。
具体实施方式
以下结合具体实施例来进一步说明本发明，但实施例并不对本发明做任何形式的限定。除非特别说明，本发明采用的试剂、方法和设备为本技术领域常规试剂、方法和设备。
除非特别说明，本发明所用试剂和材料均为市购。
实施例中，各性能按照如下方案进行测试：
（1）20°方向圆棒拉伸
在热轧卷宽度1/2处取圆棒拉伸试样，试样标距长度内的直径为12.7mm，取样方向与轧制方向成20°，试验标准是astma370。试验结果应符合555mpa≤屈服强度（rt0.5）≤690mpa、625mpa≤抗拉强度（rm）≤780mpa、屈强比（rt0.5/rm）≤0.93。
（2）20°方向-20℃夏比v型冲击性能
在热轧卷宽度1/4处取一组试样，取样方向与轧制方向成20°，试样缺口垂直于轧制表面，在-20℃进行夏比冲击试验，试验标准是astma370。对于全尺寸试样（10mm×10mm×55mm），试验结果应符合冲击功（akv）单个试样最小值≥205j、三个试样最小平均值≥275j，剪切面积（sa%）单个试样最小值≥70%、三个试样最小平均值≥85%。
（3）20°方向-20℃dwtt性能
在热轧卷宽度1/4处取一组试样，取样方向与轧制方向成20°，在-20℃进行dwtt试验，试验标准是sy/t6476。试验结果应符合剪切面积（sa%）单个试样最小值≥70%、两个试样最小平均值≥85%。
实施例1~5
一种φ1422mm超大口径螺旋埋弧焊管用厚规格x80热轧卷，热轧卷化学成分重量百分比如表1所示，铸坯规格为230mm×1650mm，热轧卷规格为21.4mm×1550mm。
其生产工艺流程为：kr法搅拌预脱硫→ld顶底复合吹炼→lf深脱硫→rh深脱气→钙处理→连铸→铸坯再加热→粗轧→精轧→轧后冷却和卷取，其中铸坯加热温度1170℃，粗轧中间坯厚度65.7mm，精轧累积压下率67.5%，轧后冷却速度为30℃/s，具体工艺参数详见表2，其中粗轧和精轧阶段各道次压下率及其分配规律见图1。
表1热轧卷化学成分重量百分比（%），余量为铁和不可避免的微量杂质
表2主要轧制工艺参数
对比例1～4
对比例1～4的热轧卷化学成分重量百分比与实施例1～5相近，铸坯规格为230mm×1650mm，热轧卷规格为21.4mm×1550mm。其生产工艺流程与实施例1～5不相同，其中对比例1～4的粗轧进行3+5道次奥氏体再结晶轧制，其中各前3道次的道次压下率分别为7%，10%，13%，后5道次的道次压下率分别为15%，16%，17%，18%，19%，各对比例主要轧制工艺参数见表3。
表3
对比例5～8
对比例5～8的热轧卷化学成分重量百分比与实施例1～5相近，铸坯规格为230mm×1650mm，热轧卷规格为21.4mm×1550mm。其生产工艺流程与实施例1～5相同，各对比例主要轧制工艺参数见表4。
表4
结果检测
对本发明实施例的力学性能进行检测，检测结果如表5~7所示。
表5
表6
表7
从表5中实施例和对比例的数据可以看出：本发明提供的x80拉伸强度、夏比v型冲击性能和dwtt性能均满足要求，并且稳定性较好，具有优良的拉伸性能和低温韧性；对比例1～4的夏比v型冲击性能和dwtt性能均不能达到要求；对比例5～8的夏比v型冲击性能富余量小，dwtt性能不能达到要求。
本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。