在地形复杂地区输送石油、天然气中的应用。
[0039] 本发明中各个组分的作用如下：
[0040] 碳：随着碳含量增加，钢的强度增加而韧性、焊接性能降低。但由于控乳控冷工艺 和微合金化技术的日趋成熟，同时为改善焊接热影响区（HAZ)的性能，钢中的碳含量逐渐 降低，X80钢级管线钢碳含量应在0. 08%以下。
[0041] 硅：Si是钢中常用的脱氧剂，而且具有很强的固溶强化能力，在一定的范围并不 会造成塑韧性的恶化。
[0042] 锰：是钢中最常见合金元素，是常用的脱氧剂和脱硫剂。Mn能显著提高钢的淬透 性，在一定含量时并能够改善组织的韧性，但含量高时将损害塑韧性和焊接性能。Mn有固溶 强化作用，还可降低y-a相变温度，进而细化铁素体晶粒。当添加1. 5%~2. 0%Mn时， 可获得针状铁素体组织。Mn还可提高韧性、降低韧脆转变温度。
[0043] 铌：Nb可延迟奥氏体再结晶、降低相变温度，通过固溶强化、相变强化、析出强化 等机制来获得要求的性能。固溶在钢中的Nb可以抑制奥氏体再结晶和晶粒长大，有助于产 生细小的铁素体晶粒，并且Nb元素与C、N原子有极强的亲和力，容易形成细小弥散Nb(C、 N)，可以阻止晶界迀移，提高晶粒长大温度，从而达到细化效果。
[0044] 钛：在奥氏体中，通过弥散、细小的TiN颗粒可抑制奥氏体晶粒的长大。Ti与N具 有很强的亲和力，在钢水中Ti就与N形成了TiN，Ti的加入量在0. 025 %以下时基本不改 变强度。Ti可以同时提高基体金属和焊接热影响区的低温韧性，形成的TiN可以有效固氮， 当Al含量较低时（约低于0. 005% )，Ti可以形成一种氮化物，细化热影响区显微组织，Ti 含量一般控制在〇. 025%以下，过多会引起Ti的氮化物的粗化，对低温韧性不利。
[0045] 锆：Zr在钢中是强碳化物形成元素，它在钢中的作用与铌、钽、钒相似。加入少量 锆有脱气、净化和细化晶粒作用，有利于钢的低温性能。Zr的含量一般在0. 01% -0. 03%之 间。
[0046] 铬：Cr能提高钢的淬透性，降低钢的相变点，同时能提高耐腐蚀性和抗氢致裂纹 能力，而且能提高钢的耐磨损性能。加入铬过多则析出粗大，对低温韧性和焊接性不利，一 般控制在0. 30%以下。
[0047] 镍：Ni在钢中为完全固溶元素，具有明显降低韧脆转变温度的作用。Ni与Fe以互 溶形式存在于a和y相中，通过其在晶粒内的吸附作用细化铁素体晶粒，提高钢的冲击韧 性。但是同时Ni是扩大奥氏体区元素，降低奥氏体的转变温度，从而影响碳与合金元素的 扩散速度，阻止奥氏体向珠光体转变，降低钢的临界冷却速度，可以提高钢的淬透性，易使 钢中出现贝氏体及马氏体。Ni和Mn、Cr配合使用时能显著提高淬透性。
[0048] 铜：Cu溶于基体中将起到固溶强化效果，但含量过高将有损韧性和焊接性。Cu也 能提高钢的耐腐蚀性。但含Cu钢在热乳时容易出现脆裂的危险，需要适量的Ni以消除其 危害。
[0049] 本发明的这些组分具体的作用在上面已经列出了，除了这些基本的作用外，这些 组分在经过冶炼、精炼、连铸、乳制等过程中，得到特定的组织结构，各组分之间会产生协同 作用；如本发明中的Cu和Ni，铜的含量较大，可以起到固溶强化效果，也可以提高钢的耐腐 蚀性，但是含量过高将有损钢的韧性和焊接性，而镍可以消除其危害，并且可以提高钢的冲 击韧性，所以铜和镍的配合可以显著提高钢的耐腐蚀性和韧性。锆可以提高铁素体转变温 度，促进先共析铁素体的形成。锆能够降低C和Mn在奥氏体中的扩散系数，减轻了带状组 织，为实现带状组织小于3级提供了有益的作用。
[0050] 此外，由于元素的种类众多，除了常规元素，不同专利中添加的元素不同，所以，在 众多的元素中选择本发明的这几种元素，且得到这几种元素的配比，使得制得的钢的性能 满足要求，选择本身就是一个大量实验的过程，因为上面也提到了，不同元素间会有协同作 用，不能单单根据元素的性质进行添加或减少。
[0051 ] 本发明的制备方法，如制备过程中加热温度的选择、精乳和粗乳过程的参数的选 择、冷却步骤及冷却速度的选择都会影响管线钢的组织结构和结构性能，制备方法的各种 参数以及管线钢组分需要在大量试验的基础上，通过不断调整才能最终确定，管线钢的内 部组织结构、组分的作用以及组分间的协同作用共同使管线钢具备了优良的低温韧性和具 备大应变性能，且生产过程中制备的钢板的厚度较大，完全可以满足寒冷地带的石油、天然 气等的输送任务。
[0052] 所以，本发明的管线钢的组分，组分之间的配比以及管线钢的制备方法都是非显 而易见的。
[0053] 本发明的有益效果为：
[0054] 1、本发明通过添加锆，促进先共析铁素体的析出，减少带状组织级别，有效地提高 钢板的应力比和止裂韧性。
[0055] 2、本发明通过严格控制加热温度，粗乳阶段的再结晶变形温度区间、粗乳最后一 道次的压下量与温度的合理匹配，最大程度地细化奥氏体晶粒尺寸；通过对粗乳后的中间 坯进行冷却，减少了再结晶变形后的晶粒长大。
[0056] 3、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，提高了钢板的性 能稳定性。
[0057] 4、在钢板冷却前，采用空冷弛豫精确控制开冷温度，通过冷却阶段的两阶段冷却 实现组织中含有先共析铁素体；通过加速冷却阶段的第一阶段冷却促进针状铁素体的形 成；通过加速冷却阶段的第二阶段实现贝氏体的完全转变，从而实现多相组织的控制。并通 过加速冷却阶段的小冷速控制，实现钢板中内应力的释放，保证了板型的平直。
[0058] 5、生产出33mm以下的X80M管线钢，具有高应力比、高止裂韧性的特点，提高了钢 管抵御变形的能力和止裂能力，带状组织小于3级，提高了管道的安全性。
【附图说明】
[0059] 图1为本发明的工艺流程图；
[0060] 图2为本发明的33mm规格X80M钢板的厚度方向表面金相组织结构图；
[0061 ] 图3为本发明的33mm规格X80M钢板的厚度方向1/4处的金相组织结构图；
[0062] 图4为本发明的33mm规格X80M钢板的厚度方向1/2处的金相组织结构图；
[0063] 图5为本发明的27mm规格X80M钢板的厚度方向表面金相组织结构图；
[0064] 图6为本发明的27mm规格X80M钢板的厚度方向1/4处的金相组织结构图；
[0065] 图7为本发明的27mm规格X80M钢板的厚度方向1/2处的金相组织结构图。
[0066] 图8为本发明的18. 4mm规格X80M钢板的厚度方向表面金相组织结构图；
[0067] 图9为本发明的18. 4mm规格X80M钢板的厚度方向1/4处的金相组织结构图；
[0068] 图10为本发明的18. 4mm规格X80M钢板的厚度方向1/2处的金相组织结构图。
【具体实施方式】
[0069] 下面结合附图和【具体实施方式】来对本发明作更进一步的说明，以便本领域的技术 人员更了解本发明，但并不以此限制本发明。
[0070] 实施例1本实施例为33mmX80M，其具体成分如表1所示。
[0071] 本实施例的尚应力比尚止裂初性的多相X80M管线钢板的生广制备方法如下：
[0072] (1)冶炼和连铸工艺：采用洁净钢冶炼方式，在超低P、S的基础上，控制五大有害 元素总量，即控制S、P、0、N、H这五种元素之和小于150ppm，保证钢质的纯净度、均匀性。钢 的主要化学成分如表1所示：板坯连铸过程中，采用动态轻压下技术，铸坯中心偏析达到C 类0. 5,铸坯厚度为300mm。
[0073] 表I33mmX80M化学成分
[0074]
[0075] (2)板坯加热：在板坯的加热工序中，板坯加热温度1190°C。
[0076] (3)粗除鳞：控制粗除鳞步骤的板坯温度为1105°C。
[0077] (4)粗乳：再结晶区控制乳制的温度为1080°C，最后一道次在满足变形温度范围 的下限1060°C进行，保证压下率多15%和变形温度的有效结合。钢板再结晶乳制后晶粒尺 寸不过分长大。中间还厚度135mm，累计压下率55