一种高应力比高止裂韧性的x80管线钢及其制备方法与应用
【技术领域】
[0001] 本发明属于低合金结构钢领域，具体涉及一种高应力比高止裂韧性的X80管线钢 及其制备方法与应用。
【背景技术】
[0002] 近年来随着能源需求的不断增长，输送石油天然气的管道大多要经过寒冷、地形 不稳定的区域。在此类区域，需要使用具有较高的变形能力和高止裂韧性的钢管。为达到 上述目的，在X80M管线钢的生产过程中，必须保证钢板再结晶区乳制的奥氏体细化晶粒效 果，未再结晶区的低温大压下乳制、和乳后的准确控制冷却技术。以此来生产晶粒细化、含 有多相组织的钢板，实现高应力比高止裂韧性的特征。
[0003] 2013年01月02日公开的中国专利申请CN102851587A中记载了一种抗变形 X80-100管线钢板及其制造方法。该专利未对粗乳过程道次变形温度进行有效控制，未进行 中间坯冷却，未进行冷却阶段的多阶段冷却，因此未有效细化钢板的晶粒尺寸，未实现针状 铁素体组织为主的多相组织控制，实现高止裂韧性。
[0004] 2014年06月18日公开的中国专利申请CN103866204A中记载了一种低温大压 下工艺生产的大应变X80M双相钢板，未提及钢板的规格，且仅得到铁素体和贝氏体双相组 织。
[0005] 2013年06月05日公开的中国专利申请CN103131833A中记载了一种获取X80M钢 级双相组织大应变管线钢的方法，其工艺参数为实验室获得，与工业现场生产有较大差别。
[0006] 2013年05月15日公开的中国专利申请CN103103449A中记载了一种抗大变形的 X80M管线用钢及其生产方法，其生产工艺中的粗乳阶段未控制终乳温度在变形温度的下 限，且结束后未对中间坯进行降温，不能有效防止晶粒尺寸的长大。另外，该文献精乳后采 用两阶段冷却，第一阶段冷却的温降范围较小，冷却速率较高，生产时不易控制。
[0007] 2011年2月16日公开的中国专利授权CN101456034B中说明了一种生产X80M级 抗大变形管线钢中厚板的方法，其钢板的厚度规格受到限制，且钢板的组织中仅含有先共 析铁素体和贝氏体组织。
[0008] 综上来看，现有的方法均存在一定的缺陷，需要针对上述的缺陷进行改进。
【发明内容】
[0009] 本发明为了解决现有技术中存在的技术问题，提供了一种高应力比高止裂韧性的 X80M管线钢及其制备方法与应用。
[0010] 为了解决以上技术问题，本发明的技术方案为：
[0011] 一种高应力比高止裂韧性的X80管线钢，由以下重量份的组分组成：C0.03~ 0? 08%，Si0? 15 ~0? 35%，MnL50 ~2. 00%，P彡 0? 010%，S彡 0? 003%，Nb0? 04 ~ 0? 08%，Ti0? 015 ~0? 025%，Zr0? 015 ~0? 025%，Mo彡 0? 03%，Cu彡 0? 35 %， Ni< 0. 30%，Cr< 0. 30%，其余为Fe和不可避免的杂质。
[0012] 优选的，所述X80管线钢由以下重量份的组分组成：C0. 03~0. 06%，Si0. 28~ 0.32%，Mnl.72~1.77%，P< 0.009%，S< 0.002%，Nb0.055 ~ 0.063%，Ti0.017~ 0? 025%，Zr0? 02 ~0? 023%，Mo彡 0? 03%，Cu彡 0? 14%，Ni彡 0? 30%，Cr彡 0? 30%，其 余为Fe和不可避免的杂质。
[0013] 优选的，所述X80管线钢的组分的百分含量满足以下要求：
[0014] Pcm=C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B彡 0? 21%。
[0015] 优选的，所述X80管线钢的带状组织评级小于3级。
[0016] -种高应力比高止裂韧性的X80M管线钢的制备方法，包括如下步骤：
[0017] 1)制备铁水；
[0018] 2)将铁水依次进行脱硫、冶炼、精炼以及板坯连铸处理，脱硫、冶炼和精炼这三个 处理过程中控制体系中的S、P、0、N、H的总量小于150ppm;
[0019] 3)板坯加热，板坯加热温度为1150°C_1220°C，均热段保温时间大于40min，总加 热时间不小于270min;
[0020] 4)板坯除鳞，除鳞后板坯的表面温度为1070-1120°C;
[0021] 5)将板坯粗乳得到中间还，对中间坯冷却后，再对中间坯进行精乳；粗乳过程中， 再结晶区的乳制温度为1050-1100°C，最后道次的温度为1050-1070°C，最后道次的压下率 彡12% ;将变形渗透至钢板心部。
[0022] 6)对精乳后的钢进行冷却，在钢板冷却前将钢板温度降至相变点Ar3以下 0-500C；
[0023] 7)将钢板进行冷却；对冷却后的钢进行热矫直，得到所需钢板。冷却步骤包括第 一阶段和第二阶段，第一阶段采用5bar的水将钢板冷却到500-550°C，冷却速率20-30°C/ s，第二阶段使用I. 5-2bar的水将钢板冷却至100-250°C，冷却速率10_20°C/s。冷却阶段 的两阶段冷却实现了组织中含有针状铁素体和贝氏体等多相组织的控制。
[0024] 优选的，步骤2)中，所述板坯连铸过程中，生产的板坯的厚度为295-305mm，铸坯 中心偏析小于C类0. 5 ;板坯连铸后，将连铸坯缓冷45-55h。
[0025] 进一步优选的，所述板坯连铸过程中，生产的板坯的厚度为300mm，板坯连铸后，将 连铸坯缓冷48h。
[0026] 优选的，步骤4)中，除鳞过程中，除鳞箱的辊道速度为0.6-0.8m/s。是为了加大对 板坯的冷却，保证板坯粗除鳞后的表面温度范围为1070-1120°C。
[0027] 进一步优选的，步骤4)中，除鳞后，板坯的表面温度为1090°C。在该条件下的除 鳞，可以保证钢板表面的氧化铁皮被清除干净的基础上，使钢板的内外温差较小，不会造成 钢板的边部起浪或中部起拱，得到的钢板的板型较好。
[0028] 优选的，步骤5)中，当所述中间坯的厚度为80-140mm时，粗乳阶段的累积压下率 为50-75 %，实现奥氏体晶粒尺寸的最大程度细化。
[0029] 进一步优选的，步骤5)中，所述中间还的厚度为120mm。
[0030] 进一步优选的，步骤5)中，粗乳过程中，再结晶区的乳制温度为1080°C，总变形量 为60%。由于变形温度较低，钢板变形后晶粒尺寸不过分长大。
[0031] 优选的，步骤5)中，对中间坯的冷却过程为利用高压水，高压水的压力范围为 18-22MPa，将中间坯的温度降至930-960°C。该高压水可以是除鳞高压水，用高压水对中间 坯进行降温，可以减少再结晶变形后的晶粒长大，每次高压水降温需等待钢板返红结束后 进行。
[0032] 进一步优选的，对中间还的冷却过程为利用18_22MPa的高压水将中间还的温度 降至880°C。将中间坯降温到该温度，可以更好地减少再结晶变形后的晶粒长大。
[0033] 优选的，步骤5)中，精乳过程中，非再结晶区的开乳温度为850-940°C，终乳温度 为820-850°C，乳制8-16道次，累积压下率为75-80%。通过控制精乳阶段乳制温度和压下 率，将变形渗透到钢板心部的同时提高奥氏体晶粒的压扁程度，增加相变形核位置，从而细 化相变后钢板的晶粒尺寸，提尚了钢板的性能稳定性。
[0034] 优选的，步骤6)中，精乳结束后，将钢板进行空冷，使钢板的温度低于相变点 Ar320°C。空冷步骤精确控制了开冷温度，实现钢板铁素体和贝氏体双相组织的合理比例。
[0035] 优选的，步骤7)中，冷却步骤采用MULPIC(多功能间断式冷却系统）。该装置采用 水凸度和边部遮蔽冷却技术保证了冷却的均匀性，快速冷却，有效的实现了大应变能力和 高的落锤性能。
[0036] 优选的，步骤7)中，第一阶段冷却至530°C，冷却速度为25°C/s，第二阶段冷却至 230°C，冷却速度为15°C/s。
[0037] 所述X80M管线钢在高寒地区输送石油、天然气中的应用。
[0038] 所述X80M管线钢