技术领域本发明属于管线钢技术领域，具体是一种低成本X80直缝焊管及其制备方法。
背景技术：
随着经济的飞速发展，全球对石油、天然气的需求与日俱增。管道输送作为长距离输送油气最安全的方式之一，备受关注。近年来，X70、X80管线管已经成为管道建设的主流管。通过大量的生产实践，人们发现直缝埋弧焊管当其基体组织为针状铁素体或者是铁素体+珠光体时，特别是X80及其以下级别的钢管，整管扩径后，钢管的强度并不总是高于相应钢板的强度。因此，为了安全，不得不采用同级别钢板制备同级别焊管。这种保守的选材策略，使得管道工程建设过程中的钢板采购成本居高不下。众所周知，相同厚度、相同宽度的管线用热轧板，随着强度级别的降低，钢板制造成本也随之降低。因此，采用低级别钢板制备高级别钢板必将降低管道工程建设成本，这对低迷的钢铁行业意义重大。当前，关于X80钢板及其钢管的文献很多，尚没有利用低级别钢板制备X80直缝焊管的相抵触的公开报道。专利CN201110213737.8公开了一种大变形管线钢管制造工艺控制方法，该方法从理论计算角度出发，提供了合适的制管的工艺参数来提高制管成材率，其主要目的是优化制管工艺本身，而不是为制管选材提供参考。专利CN201110247612.7公开了高强度管线用钢、钢管及其制造方法，该专利钢板的组织类型为(F+B，F体积分数50％-75％)，采用UOE制管，钢管的屈服强度范围为485-690MPa，抗拉强度范围为570-825MPa，未涉及钢板的性能，没有体现低级别钢板制备高级别钢管以及扩径率有最优值的核心特征。专利JP200515823A公开了一种变形性能优良的管线用高强度钢管及其制造方法，其选材策略为钢板采用热处理态组织；另外，钢中还添加了Mo、Mg、Re等元素，生产成本高。专利JP2004124167A、JP2006283147A公开的高强度管线钢板和钢管的生产制造方法，所需钢板的组织为针状铁素体，制管工艺中未明确扩径量具有最优值，不能充分发挥钢材的潜力。专利CN201310090776.2、CN201310039371.6、CN201210327206.6、CN201210152836.4、CN201110179997.8等专利仅公开了管线钢板的制备工艺，未公开设计制管参数。苏志等在中国金属学会轧钢分会焊接钢管学术委员会2011年年会发表的论文《X90直缝埋弧焊管的研制》中指出采用屈服强度范围在500MPa-620MPa的22.9mm厚含Mo钢板试制X90钢管的过程中，制管后的钢板屈服强度上升范围为10MPa-179MPa，这种钢不添加Mo、Cu等元素，且限定了制管扩径的范围，赵波等在《焊管》第35卷第10期发表的论文《制管工艺及应变时效对X70抗大变形钢管性能》指出X70级Φ1016mm×17.5mm钢管的性能与其(F+B)型钢板性比，制管后屈服强度变化范围为-50～172MPa，的影响级水平的钢板制备钢管，从上述现有技术来看，非(F+B)组织类型的钢板，制管扩径后其屈服强度并不一定上升。为了安全，制管选材时，通常采用相同钢板性能不能得到最大程度的利用，从而导致不必要的浪费。综合上述背景技术对于X80直缝焊管无论是从成分设计及其制备方法都存在一些成本高、制备工艺复杂、产品潜力挖掘不充分等问题。
技术实现要素：
基于上述X80直缝埋弧焊管生产现状，本发明通过成分设计、组织优化以及扩径量限定等措施，实现了采用低级别钢板生产出低成本的X80直缝埋弧焊管。本发明打破管道工程建设的传统选材策略，使用(F+B)型热轧钢板取代传统的(F+P)或针状铁素体型热轧钢板，配合优化后的扩径量，低级别钢板可以用于制备高级别钢管。本发明中采用屈服强度为450-500MPa，抗拉强度为630-700MPa的(F+B)型热轧钢板，通过UOE或JCOE成型后，钢管各项性能指标均能满足APIX80直缝埋弧焊管的性能要求。为实现本发明目的本发明采取以下措施：本发明中所设计的直缝焊管中各成分的含量范围按重量百分比：C0.039％-0.079％，Si0.16％-0.26％，Mn1.33％-1.83％，P≤0.017％，S≤0.0046％，Cr0.14％-0.24％，Nb0.019％-0.059％，V0.019％-0.039％，Ti0.0051％-0.028％，Al0.011％-0.057％，Ni0.13％-0.28％，余量为Fe和微量不可避免的杂质。本发明直缝焊管具有(F+B)的组织特征，其中F体积分数35％-55％。本发明中各合金组元的主要作用。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对提高钢的强度有明显作用，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接性有负面影响，为此，本发明将C含量上限设定为0.079％。近代管线钢的发展过程是不断降低C含量的过程。降低C含量一方面有助于提高钢的韧性，另一方面可改善钢的焊接性能。当C含量过低时，不能充分发挥Nb等元素的沉淀强化作用，本发明将C含量下限设定为0.039％。Si：加入Si是为了炼钢过程中脱氧与提高基体的强度，同时具有净化铁素体的作用，降低珠光体的形核倾向。如果添加过量的Si，母材的焊接热影响区的韧性就会显著降低，野外焊接施工性能也会变差。因此，Si含量在本发明中设定为0.16-0.26％。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，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。为了保证强度与低温韧性之间的平衡，Mn的最低含量设定为1.33％。提高Mn的含量，钢的可淬透性增加，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。因此，本发明的Mn含量上限设计为1.83％。Nb：是现代微合金化管线钢中最主要的元素之一，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，本发明选取Nb含量范围0.019％-0.059％。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在奥氏体中的固溶度，改善焊接热影响区的冲击韧性。当Al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0.0051％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0.0051％-0.028％。V：与Nb、Ti一样，是现代微合金管线钢中最主要的元素之一，具有良好的析出强化效果。与Nb、Ti复合添加，可以起到1+1>2的作用。本发明选取V含量范围0.019％-0.039％。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的含量超过0.057％，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等易氧化元素就会形成氧化物，因此Al的含量下限设定为0.011％。Cr：是扩大γ相区，推迟γ→α相变时先析出铁素体形成、促进贝氏体形成的主要元素，对控制相变组织起重要作用，在一定的冷却条件和终轧温度下超低碳管线钢中加入，就可获得明显的贝氏体组织，同时因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。为了获得强度、塑性与韧性的合理搭配，本发明选取Cr0.14％-0.24％。Ni：可通过固溶强化作用提高钢的强度，Ni的加入主要是对低温韧性有益。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韧性下降。本发明选取Ni0.13％-0.28％。P、S：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。出于冶炼成本的考虑，又不能无限制的低。因此，本发明将P、S含量上限设定为0.017％与0.0046％。通过超低S(小于30ppm)及Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，可使管线钢具有高的冲击韧性。本发明采用的工艺路线为：备料→转炉或电炉冶炼→炉外精炼→连铸→板坯再加热→控轧控冷→钢板性能检验与定尺→JCOE或UOE制管。具体步骤为:a)对设定成分控制范围内的铸态坯料清理后进行均热处理，温度控制在1120-1220℃的范围内；b)对出炉后的坯料进行高压水除鳞，去除坯料在加热过程中所产生的氧化铁皮；c)为了保证优良的强韧性匹配，钢板生产过程中采用了两阶段控制轧制技术，对除鳞后的坯料立即进行两阶段控制轧制，准确控制轧制温度及道次变形量与累积变形量；其中第一阶段轧制为再结晶区轧制，再结晶区控制轧制的温度控制范围：950-1200℃；该阶段至少连续三个道次的单道次变形量遵循10％-15％-20％的压下量变化规律，以获得充分细化原始奥氏体晶粒的目的；第二阶段轧制为非再结晶区轧制，非再结晶区控制轧制的温度控制范围：750-900℃，该阶段的累积变形量不小于60％，完成铁素体晶粒细化及晶粒内部位错密度累积的任务。d)终轧后的钢板先进行空冷弛豫，空冷期间35％-55％的奥氏体转变为块状铁素体，空冷终了温度650-750℃。e)对空冷弛豫后的钢板进行层流冷却，层流冷却的开始冷却温度：650-750℃；终止冷却温度：300-500℃；冷却速度：5-25℃/s。层流冷却后的钢板空冷至室温。在水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，最终得到(F+B)双相组织的钢板，其中F体积分数35％-55％，其横向力学性能可以达到如下要求：屈服强度Rt0.5为450-500MPa，抗拉强度Rm为630-700MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.75，-20℃冲击功CVN≥260J，-20℃DWTT剪切面积SA≥85％。f)JCOE或UOE最优扩径量的选择JCO或UO制管后的扩径E最基本的作用是保证钢管精确的几何形状。钢管O成型后，其内壁受压应力、外壁受拉应力，在随后的拉伸性能检测中，由于包辛格效应的影响，样品内侧强度下降，外壁强度上升，因而样品整体强度出现有升有降的复杂情况。为了保证制管后，钢材的强度只升不降，必须将扩径量保持在一个合理的范围内，即钢管整体均处于拉应力状态，此时的扩径量应满足e≥t/D的限制。为了保证钢管的安全，扩径率最大值不应超过2.5％。扩径量最小值的推导如下所述。取D，t，D’，t’，e分别代表钢管扩径前的外径、壁厚、扩径后外径、壁厚以及扩径率，这些参数的关系如下(D’-D)/D＝e式1D’＝(1+e)D式2t＝(1+e)t’式3根据扩径后钢管的内径不小于扩径前钢管内径与外径的平均值即D’/2-t’≥D/2-t/2式4因为扩径率远小于100％，本发明取最大值不超过2.5％，则扩径前后钢板厚度可以认为相等，则结合式1-式4可获得如下关系式e≥t/D式5。如上所制钢管经JCO或UO成型后，再经E工序，所制钢管的横向力学性能可以达到如下要求：屈服强度Rt0.5为555-600MPa，抗拉强度Rm为630-710MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.86，-15℃冲击功CVN≥260J，-10℃DWTT剪切面积SA≥85％。本发明的优点在于：(1)本发明针对(F+B)双相组织具有制管后加工硬化效果明显的特征，以晶粒细化、相变强化、析出强化和位错强化等材料强化理论为基础，对具有双相组织管线钢的成分设计采用了低碳、加Mn、超低硫，Nb、V、Ti复合微合金化、控制组织的Cr合金化及适当加入Ni，不添加Mo、Cu的成分设计，有效地降低了生产成本；(2)热轧工艺采用了控轧控冷的热机械处理技术，通过合理的成分和工艺进行最终产品的组织控制，以获得具有高强度、高韧性的(F+B)组织。采用两阶段控制轧制的方法，变形过程中，采用合适的变形温度与变形量，使奥氏体晶粒得到有效细化；中间坯空冷待温阶段，铌碳氮化物第二相析出明显，奥氏体晶界得到有效钉扎，晶粒稳定性良好，不会发生明显的晶粒粗化现象；(3)终轧后，钢板进行空冷待温，使钢板中35％-55％的奥氏体转变为塑性优良的多边形铁素体；(4)对待温后的钢板进行层流令却，冷却速度范围控制在5-25℃/s，终冷温度控制在300-500℃范围内，保证水冷过程中，剩余的奥氏体转变为贝氏体组织，先析出的多边形铁素体不会明显长大，最终得到(F+B)双相组织；(5)层流冷却后的钢板空冷至室温，强度和塑性指标优良；(6)钢板经性能检测合格并切定尺后，进行JCO或UO成型，焊接后再E成型，E成型中扩径率e的选择范围为t/D×100％≤e≤2.5％，钢管的屈服强度较钢板上升明显，至少上升70MPa，其横向力学性能可以达到如下要求：屈服强度Rt0.5为450-500MPa，抗拉强度Rm为630-700MPa，屈强比Rt0.5/Rm≤0.75，-20℃冲击功CVN≥260J，-20℃DWTT剪切面积SA≥85％；从而使低级别钢板制备高级别X80直缝埋弧焊管成为现实。具体实施方式下面结合具体实施方式对本发明进一步说明：本发明中所设计的钢管中各成分的含量范围按重量百分比：C0.039％-0.079％，Si0.16％-0.26％，Mn1.33％-1.83％，P≤0.017％，S≤0.0046％，Cr0.14％-0.24％，Nb0.019％-0.059％，V0.019％-0.039％，Ti0.0051％-0.028％，Al0.011％-0.057％，Ni0.13％-0.28％，余量为Fe和微量不可避免的杂质。本发明采用的工艺路线为：备料→转炉或电炉冶炼→炉外精炼→连铸→板坯再加热→控轧控冷→钢板性能检验与定尺→JCOE或UOE制管。具体步骤为:a)对设定成分控制范围内的铸态坯料清理后进行均热处理，温度控制在1120-1220℃的范围内；b)对出炉后的坯料进行高压水除鳞，去除坯料在加热过程中所产生的氧化铁皮；c)为了保证优良的强韧性匹配，钢板生产过程中采用了两阶段控制轧制技术，对除鳞后的坯料立即进行两阶段控制轧制，准确控制轧制温度及道次变形量与累积变形量；其中第一阶段轧制为再结晶区轧制，再结晶区控制轧制的温度控制范围：950-1200℃；该阶段至少连续三个道次的单道次变形量遵循10％-15％-20％的压下量变化规律，以获得充分细化原始奥氏体晶粒的目的；第二阶段轧制为非再结晶区轧制，非再结晶区控制轧制的温度控制范围：750-900℃，该阶段的累积变形量不小于60％，完成铁素体晶粒细化及晶粒内部位错密度累积的任务。d)终轧后的钢板先进行空冷弛豫，空冷期间35％-55％的奥氏体转变为块状铁素体，空冷终了温度650-750℃。e)对空冷弛豫后的钢板进行层流冷却，层流冷却的开始冷却温度：650-750℃；终止冷却温度：300-500℃；冷却速度：5-25℃/s。层流冷却后的钢板空冷至室温。f)本发明采用JCO或UO制管后的扩径E最基本的作用是保证钢管精确的几何形状。扩径率应满足e≥t/D的限制。为了保证钢管的安全，扩径率最大值不应超过2.5％。本发明采用上述设计成份及工艺的实施例1-10为几个最佳实施方式，其化学成分、工艺参数和性能结果如表1-4所示。1.化学成分实施例1-10的化学成分(wt％)如表1。表1化学成分(wt％)CSiMnPSTiNbVNiCrAl10.0390.161.330.010.0030.0170.0190.0190.280.140.0420.0490.231.530.010.0030.0120.0390.0390.210.240.0330.0590.261.730.010.0030.0150.0590.0290.130.190.0340.0690.231.830.010.0030.0150.0290.0210.260.160.0350.0790.161.430.010.0030.0150.0490.0310.180.230.0360.0390.161.430.010.0030.0150.0190.0310.280.230.0370.0490.231.830.010.0030.0150.0390.0210.210.160.0380.0590.261.730.010.0030.0150.0590.0290.130.190.0390.0690.231.530.010.0030.0150.0290.0390.260.240.03100.0790.161.330.010.0030.0150.0490.0190.180.140.032.热轧工艺工艺路线如下：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。实施例1-10的工艺参数见表2。表2工艺参数3.性能结果分别进行力学、夏比冲击、DWTT实验，实施例1-10的横向钢板性能试验结果如表3所示，钢管性能如表4所示。表3钢板横向力学性能结果表4钢管横向力学性能结果