CN105088096B - 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 - Google Patents

Abstract

本发明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，由以下重量份的组分组成：C 0.03～0.08％，Si 0.15～0.35％，Mn 1.50～2.00％，P≤0.010％，S≤0.003％，Nb 0.04～0.08％，Ti 0.015～0.025％，Zr 0.015～0.025％，Mo≤0.03％，Cu≤0.35％，Ni≤0.30％，Cr≤0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。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。通过严格控制加热温度，粗轧阶段的再结晶变形温度区间、粗轧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；通过对粗轧后的中间坯进行冷却，减少了再结晶变形后的晶粒长大。

Description

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

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

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轧制的奥氏体细化晶粒效果，未再结晶区的低温大压下轧制、和轧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。

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。该专利未对粗轧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。

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。

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。

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，其生产工艺中的粗轧阶段未控制终轧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，该文献精轧后采用两阶段冷却，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。

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。

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

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。

为了解决以上技术问题，本发明的技术方案为：

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：C 0.03～0.08％，Si 0.15～0.35％，Mn 1.50～2.00％，P≤0.010％，S≤0.003％，Nb 0.04～0.08％，Ti 0.015～0.025％，Zr 0.015～0.025％，Mo≤0.03％，Cu≤0.35％，Ni≤0.30％，Cr≤0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。

优选的，所述X80管线钢由以下重量份的组分组成：C 0.03～0.06％，Si 0.28～0.32％，Mn 1.72～1.77％，P≤0.009％，S≤0.002％，Nb 0.055～0.063％，Ti 0.017～0.025％，Zr 0.02～0.023％，Mo≤0.03％，Cu≤0.14％，Ni≤0.30％，Cr≤0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。

优选的，所述X80管线钢的组分的百分含量满足以下要求：

Pcm＝C+Si/30+Ni/60+(Mn+Cr+Cu)/20+Mo/15+V/10+5B≤0.21％。

优选的，所述X80管线钢的带状组织评级小于3级。

一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：

1)制备铁水；

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、O、N、H的总量小于150ppm；

3)板坯加热，板坯加热温度为1150℃-1220℃，均热段保温时间大于40min，总加热时间不小于270min；

4)板坯除鳞，除鳞后板坯的表面温度为1070-1120℃；

5)将板坯粗轧得到中间坯，对中间坯冷却后，再对中间坯进行精轧；粗轧过程中，再结晶区的轧制温度为1050-1100℃，最后道次的温度为1050-1070℃，最后道次的压下率≥12％；将变形渗透至钢板心部。

6)对精轧后的钢进行冷却，在钢板冷却前将钢板温度降至相变点Ar3以下0-50℃；

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℃，冷却速率20-30℃/s，第二阶段使用1.5-2bar的水将钢板冷却至100-250℃，冷却速率10-20℃/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。

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。

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。

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℃。

进一步优选的，步骤4)中，除鳞后，板坯的表面温度为1090℃。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。

优选的，步骤5)中，当所述中间坯的厚度为80-140mm时，粗轧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。

进一步优选的，步骤5)中，所述中间坯的厚度为120mm。

进一步优选的，步骤5)中，粗轧过程中，再结晶区的轧制温度为1080℃，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。

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℃。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。

进一步优选的，对中间坯的冷却过程为利用18-22MPa的高压水将中间坯的温度降至880℃。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。

优选的，步骤5)中，精轧过程中，非再结晶区的开轧温度为850-940℃，终轧温度为820-850℃，轧制8-16道次，累积压下率为75-80％。通过控制精轧阶段轧制温度和压下率，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。

优选的，步骤6)中，精轧结束后，将钢板进行空冷，使钢板的温度低于相变点Ar320℃。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。

优选的，步骤7)中，冷却步骤采用MULPIC(多功能间断式冷却***)。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。

优选的，步骤7)中，第一阶段冷却至530℃，冷却速度为25℃/s，第二阶段冷却至230℃，冷却速度为15℃/s。

所述X80M管线钢在高寒地区输送石油、天然气中的应用。

所述X80M管线钢在地形复杂地区输送石油、天然气中的应用。

本发明中各个组分的作用如下：

碳：随着碳含量增加，钢的强度增加而韧性、焊接性能降低。但由于控轧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。

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。

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γ-α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。

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)，可以阻止晶界迁移，提高晶粒长大温度，从而达到细化效果。

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0.025％以下，过多会引起Ti的氮化物的粗化，对低温韧性不利。

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。

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。

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α和γ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。

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钢在热轧时容易出现脆裂的危险，需要适量的Ni以消除其危害。

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、轧制等过程中，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。

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。

本发明的制备方法，如制备过程中加热温度的选择、精轧和粗轧过程的参数的选择、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。

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。

本发明的有益效果为：

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。

2、本发明通过严格控制加热温度，粗轧阶段的再结晶变形温度区间、粗轧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；通过对粗轧后的中间坯进行冷却，减少了再结晶变形后的晶粒长大。

3、通过控制精轧阶段轧制温度和压下率，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。

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。

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

图1为本发明的工艺流程图；

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；

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；

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；

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；

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；

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。

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；

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；

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

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。

实施例1本实施例为33mmX80M，其具体成分如表1所示。

本实施例的高应力比高止裂韧性的多相X80M管线钢板的生产制备方法如下：

(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、O、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。

表1 33mm X80M化学成分

(2)板坯加热：在板坯的加热工序中，板坯加热温度1190℃。

(3)粗除鳞：控制粗除鳞步骤的板坯温度为1105℃。

(4)粗轧：再结晶区控制轧制的温度为1080℃，最后一道次在满足变形温度范围的下限1060℃进行，保证压下率≥15％和变形温度的有效结合。钢板再结晶轧制后晶粒尺寸不过分长大。中间坯厚度135mm，累计压下率55％；

(5)中间坯冷却：利用粗轧机机架高压除鳞水对中间坯进行冷却，冷却终止温度940℃。

(6)精轧：未再结晶区控制精轧开轧温度为860℃，终轧温度830℃，轧制14-16道次。此阶段轧制中，采用大的累积变形量，提高奥氏体的压扁程度，增加相变形核位置，从而相变后得到细化的晶粒尺寸。同时控制2-3道次变形率在15％，提高变形渗透率。累积压下率75.6％。

(7)空冷：精轧结束后，对钢板进行空冷降温，降至Ar3相变点以下20℃。

(8)冷却：采用MULPIC快速冷却，第一阶段冷却终冷温度540℃，冷速25℃/s，第二阶段终冷温度220℃，冷却速度15℃/s。

(9)热矫直：采用大矫直力最大程度释放钢板中的应力。

采用以上工艺生产的钢板，最终的表面、1/4，1/2的组织如图2、图3和图4所示。钢板的力学性能如表7和表8所示。应力比Rt1.5/Rt0.5＝1.21；Rt2.0/Rt1.0＝1.11，-15℃DWTT＝85％。

实施例2本实施例为27mmX80M，其具体化学成分如表2所示。

本实施例的高应力比高止裂韧性的多相X80M管线钢板的生产制备方法如下。

(1)冶炼和连铸：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、O、N、H这五种元素之和小于150ppm，保证钢质的纯净度、均匀性。板坯连铸过程中，采用动态轻压下技术，铸坯质量达到C类0.5，铸坯厚度为300mm。

表2 27mm X80M化学成分

(2)加热：在板坯的加热工序中，板坯加热温度1200℃。

(3)粗除鳞：控制粗除鳞步骤的板坯温度为1095℃。

(4)粗轧：再结晶区控制开始轧制的温度为1080℃，保证压下率≥12％和变形温度的有效结合，且变形后晶粒尺寸不过分长大，终轧温度控制在1055℃。中间坯厚度110mm，累计压下率63％。

(5)中间坯冷却：利用粗轧机机架高压除鳞水对中间坯进行冷却，冷却终止温度935℃。

(6)精轧：未再结晶区控制轧制的温度范围为880℃，终止轧制温度835℃，轧制14-16道次。此阶段轧制中，采用精轧阶段大的累积变形量，提高道次变形率，提高变形渗透率，提高奥氏体的压扁程度，增加相变形核位置，细化相变后钢板的晶粒尺寸。累积压下率75.5％。

(7)空冷:精轧结束后，对钢板进行空冷降温，降至Ar3相变点以下20℃。

(8)冷却：采用MULPIC快速冷却，第一阶段冷却终冷温度510℃，冷速28℃/s，第二阶段终冷温度230℃，冷却速度18℃/s。

(9)热矫直：采用大矫直力最大程度释放钢板中的应力。

由以上工艺生产的钢板的最终的表面、1/4，1/2的组织如图5、图6和图7所示。钢板的力学性能如表7和表8所示。应力比Rt1.5/Rt0.5＝1.20；Rt2.0/Rt1.0＝1.10，-15℃DWTT＝90％。

实施例3本实施例为18.4mmX80M，其具体化学成分如表3所示。

本实施例的高应力比高止裂韧性的多相X80M管线钢板的生产制备方法如下。

(1)冶炼和连铸：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、O、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3所示：板坯连铸过程中，采用动态轻压下技术，铸坯质量达到C类0.5，铸坯厚度为300mm。

表3 18.4mm X80M化学成分

(2)加热：在板坯的加热工序中，板坯加热温度1200℃。

(3)粗除鳞：控制粗除鳞步骤的板坯温度为1100℃。

(4)粗轧：再结晶区控制轧制的温度为1085℃，道次压下率≥12％，保证变形后晶粒尺寸不过分长大。中间坯厚度80mm。累计压下率73％；

(5)中间坯冷却：利用粗轧机机架高压除鳞水对中间坯进行冷却，冷却终止温度950℃。

(6)精轧：未再结晶区控制轧制的温度范围为935℃，终止轧制温度845℃，轧制8-12道次。此阶段轧制中，采用精轧阶段大的累积变形量，提高奥氏体的压扁程度，增加相变形核位置，细化相变后钢板的晶粒尺寸。累积压下率77％。

(7)空冷：精轧结束后，对钢板进行空冷降温至Ar3相变点以下15℃。

(8)冷却：采用MULPIC快速冷却，第一阶段冷却终冷温度515℃，冷速29℃/s，第二阶段终冷温度235℃，冷却速度18℃/s。

(9)热矫直：采用大矫直力最大程度释放钢板中的应力。

由以上工艺生产的钢板的最终的表面、1/4，1/2的组织分别如图8、图9和图10所示。钢板的力学性能如表7和表8所示。应力比Rt1.5/Rt0.5＝1.19；Rt2.0/Rt1.0＝1.12，-15℃DWTT＝100％。

实施例4本实施例为30.8mmX80M，其具体化学成分如表4所示。

本实施例的高应力比高止裂韧性的多相X80M管线钢板的生产制备方法如下。

表4 30.8mm X80M化学成分

(1)冶炼和连铸：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、O、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4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1.0，铸坯厚度为300mm。

(2)板坯加热：在板坯的加热工序中，板坯加热温度1200℃。

(3)粗除鳞：控制粗除鳞步骤的板坯温度为1100℃。

(4)粗轧：再结晶区控制轧制的温度范围为1080℃，最后一道次1060℃时进行，保证压下率≥15％和变形温度的有效结合。钢板再结晶轧制后晶粒尺寸不过分长大。中间坯厚度135mm，累计压下率60％。

(5)中间坯冷却：利用粗轧机机架高压除鳞水对中间坯进行冷却，冷却终止温度870℃。

(6)精轧：未再结晶区控制轧制的温度范围为860℃，终止轧制温度830℃，轧制12-16道次。此阶段轧制中，采用精轧阶段大的累积变形量，提高奥氏体的压扁程度，增加相变形核位置，细化相变后钢板的晶粒尺寸。同时控制2-3道次变形率在15％，提高变形渗透率。累积压下率77.2％。

(7)空冷:精轧结束后，对钢板进行空冷降温至Ar3相变点以下20℃。

(8)冷却：在冷却工序采用MULPIC快速冷却，第一阶段冷却终冷温度535℃，冷速24℃/s，第二阶段终冷温度240℃，冷却速度16℃/s。

(9)热矫直：采用大矫直力最大程度释放钢板中的应力。

采用以上工艺生产的钢板，钢板的力学性能如表7、8所示。应力比Rt1.5/Rt0.5＝1.20；Rt2.0/Rt1.0≥1.11，-15℃DWTT≥87％。

实施例5本实施例为22mmX80M，其具体化学成分如表5所示。

本实施例的高应力比高止裂韧性的多相X80M管线钢板的生产制备方法如下。

(1)冶炼和连铸：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、O、N、H这五种元素之和小于150ppm，保证钢质的纯净度、均匀性。钢的主要化学如表5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1.0，铸坯厚度为300mm。

表5 22mm X80M化学成分

(2)板坯加热：在板坯的加热工序中，板坯加热温度1200℃。

(3)粗除鳞：控制粗除鳞步骤的板坯温度为1100℃。

(4)粗轧：再结晶区控制轧制的温度范围为1090℃，最后一道次在1055℃进行，保证压下率≥15％和变形温度的有效结合。钢板再结晶轧制后晶粒尺寸不过分长大。中间坯厚度95mm，累计压下率68％；

(5)中间坯冷却：利用粗轧机机架高压除鳞水对中间坯进行冷却，冷却终止温度945℃。

(6)精轧：未再结晶区控制轧制的温度范围为905℃，终止轧制温度845℃，轧制12-16道次。此阶段轧制中，采用精轧阶段大的累积变形量，提高奥氏体的压扁程度，增加相变形核位置，细化相变后钢板的晶粒尺寸。同时控制2-3道次变形率在15％，提高变形渗透率。累积压下率76.8％。

(7)空冷:精轧结束后，对钢板进行空冷降温至Ar3相变点以下20℃。

(8)冷却：在冷却工序采用MULPIC快速冷却，第一阶段冷却终冷温度505℃，冷速27℃/s，第二阶段终冷温度230℃，冷却速度19℃/s。

(9)热矫直：采用大矫直力最大程度释放钢板中的应力。

采用以上工艺生产的钢板，钢板的力学性能如表7、8所示。应力比Rt1.5/Rt0.5＝1.19；Rt2.0/Rt1.0＝1.12，-15℃DWTT＝87％。

表7各实施例的横向主要性能检测统计表

表8各实施例的纵向主要性能检测统计表

实施例6

本实施例为33mmX80M的具体成分如表8所示。

本实施例的管线钢除了组份中锆的含量有区别外，其他的组分的含量以及制备方法、参数选择都与实施例1完全一样

表8 33mm X80M化学成分(％)

采用以上工艺生产的钢板的力学性能如表9和表10所示。

实施例7

本实施例为33mmX80M的具体成分如表9所示。

本实施例的管线钢除了组份中锆的含量有区别外，其他的组分的含量以及制备方法、参数选择都与实施例1完全一样

表9 33mm X80M化学成分(％)

采用以上工艺生产的钢板的力学性能如表10和表11所示。

表10各实施例的横向主要性能检测统计表

表11各实施例的纵向主要性能检测统计表

由表10和表11可知，实施例6、7制得的管线钢的低温韧性、应力比和均匀延伸率较本发明要求范围内的实例性能差，可见锆可以同时对提高管线钢的低温韧性、应力比以及均匀延伸率有较大贡献。

上述虽然结合附图对本发明的具体实施方式进行了描述，但并非对发明保护范围的限制，所属领域技术人员应该明白，在本发明的技术方案的基础上，本领域技术人员不需要付出创造性劳动即可做出的各种修改或变形仍在本发明的保护范围内。

Claims (9)

1.一种高应力比高止裂韧性的X80管线钢，其特征在于：由以下重量份的组分组成：C0.03～0.08％，Si 0.15～0.35％，Mn 1.50～2.00％，P≤0.010％，S≤0.003％，Nb 0.04～0.08％，Ti 0.015～0.025％，Zr 0.015～0.025％，Mo≤0.03％，Cu≤0.35％，Ni≤0.30％，Cr≤0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质；

所述X80管线钢的制备方法，包括如下步骤：

1)制备铁水；

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、O、N、H的总量小于150ppm；

3)板坯加热，板坯加热温度为1150℃-1220℃，均热段保温时间大于40min，总加热时间不小于270min；

4)板坯除鳞，除鳞后板坯的表面温度为1070-1120℃；

5)将板坯粗轧得到中间坯，对中间坯冷却后，再对中间坯进行精轧；粗轧过程中，再结晶区的轧制温度为1050-1100℃，最后道次的温度为1050-1070℃，最后道次的压下率≥12％；将变形渗透至钢板心部；

6)对精轧后的钢进行冷却，在钢板冷却前将钢板温度降至相变点Ar3以下0-50℃；

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℃，冷却速率20-30℃/s，第二阶段使用1.5-2bar的水将钢板冷却至100-250℃，冷却速率10-20℃/s。

2.根据权利要求1所述的X80管线钢，其特征在于：由以下重量份的组分组成：C 0.03～0.06％，Si 0.28～0.32％，Mn 1.72～1.77％，P≤0.009％，S≤0.002％，Nb 0.055～0.063％，Ti 0.017～0.025％，Zr 0.02～0.023％，Mo≤0.03％，Cu≤0.14％，Ni≤0.30％，Cr≤0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的X80管线钢，其特征在于：步骤5)中，当所述中间坯的厚度为80-140mm时，粗轧阶段的累积压下率为50-70％。

4.根据权利要求1所述的X80管线钢，其特征在于：步骤5)中，对中间坯的冷却过程为利用18-22MPa的高压水将中间坯的温度降至850-960℃。

5.根据权利要求1所述的X80管线钢，其特征在于：步骤5)中，精轧过程中，非再结晶区的开轧温度为850-940℃，终轧温度为820-850℃，轧制8-16道次，累积压下率为75-80％。

6.根据权利要求1所述的X80管线钢，其特征在于：步骤6)中，精轧结束后，将钢板进行空冷，使钢板的温度低于相变点Ar3 20℃。

7.根据权利要求1所述的X80管线钢，其特征在于：步骤7)中，第一阶段冷却至530℃，冷却速度为25℃/s，第二阶段冷却至230℃，冷却速度为15℃/s。

8.权利要求1-7任一所述的X80M管线钢在高寒地区输送石油、天然气中的应用。

9.权利要求1-7任一所述的X80M管线钢在地形复杂地区输送石油、天然气中的应用。