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CN104532155B - 一种直缝焊管用x90级别多相组织管线钢 - Google Patents

一种直缝焊管用x90级别多相组织管线钢 Download PDF

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CN104532155B CN201410791739.9A CN201410791739A CN104532155B CN 104532155 B CN104532155 B CN 104532155B CN 201410791739 A CN201410791739 A CN 201410791739A CN 104532155 B CN104532155 B CN 104532155B
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Abstract

本发明涉及一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢及其制造方法。本发明从对材料的物理冶金原理、再结晶规律、相变规律等的研究实践，发明一种创新性的X90级别高强度管线钢，这种管线钢具有多相的微观组织结构，并研究工艺的可实现性，从而实现了高强高韧高塑性的完美结合。本发明的直缝埋弧焊管用X90级别的管线钢板，其屈服强度（RP0.2）≥555MPa，抗拉强度(Rm)≥695MPa，屈强比（RP0.2/ Rm）≤0.75，均匀伸长率（UEL）≥11%，‑20℃ KV2≥300J，‑15℃ DWTT的SA≥85%的集高强高韧性和高塑性为一体的管线钢板。

Description

一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢
技术领域
本发明属于高强度管线钢制造技术领域，涉及到一种石油天然气输送直缝焊管用X90级别多相组织管线钢板及其制造方法。
背景技术
二十一世纪以来，随着国内外经济发展对石油天然气等能源的不断需求，需要建设大量长距离输送管线。继建设西气东输一线、二线管道工程之后，我国西气东输三线已经开工，四线、五线甚至七线、八线都在规划研究之中。为降低建设成本，进一步提高国内天然气管道的输送效率成为天然气管道工业发展的方向。而进一步提高单管输气能力就能有效地提高输送效率。我国西气东输二线采用的X80钢级、1219mm管径、12MPa工作压力的方案只能达到300亿m3/a的输气能力，未来国际上新一轮天然气长输管道项目单管输气量将达到450~500亿m3/a，需要进一步提高输送压力和管径。压力提高，意味着要提高管道用钢的钢级或厚度。如果采用X80钢级，三级地区的设计壁厚需达到37.9mm，这对于提高钢的止裂韧性（落锤撕裂韧性）难度相当大；如果采用X90钢级，不但壁厚减薄，用钢量减小10%以上，而且随着强度的提高，安全性进一步提高。随着对高强管线钢的需求，X90、X100和X120超高强度管线钢已于2007年同时被列入了API5L和ISO3183标准，但其研发情况却不尽相同。X100和X120的研究开发一度成为热点，并相继完成若干试验段的建设。X90强度级别介于X80和X100中间，但X90的开发和应用却远没有X80与X100研究的多。在世界范围内始终看不到有关X90的论文和相关报道。
因此开发大口径X90级别宽厚钢板及其工艺技术，意义重大。
在其它因素不变的情况下，低合金高强钢随着强度的升高，材料的有效塑性和韧性是逐渐下降的。而由于管线钢的特殊应用环境，必须保证其应用的安全性。随着科学的不断发展，有研究表明对于大于X80级别的管线钢，原来的止裂韧性判定依据已经不适用于更高强度级别的材料。塑性的降低对应用的安全性有较大的影响。因此，开发 X90的主要挑战在于获得较高强度的同时，要具有较高的韧性和塑性。2010年前，我国已进行了X100直缝埋弧焊管的开发，迄今为止国内外开发的X100焊管还没有得到真正的工程应用。其强韧性配合与X100的实际应用还有很大距离。虽然基本力学性能能够满足API 5L及ISO 3183 的标准，但是其断裂控制途径根本不成熟，一方面，由于强度提高，均匀延伸过低（<3%），屈强比过高（>0.94）；另一方面，Charpy能量很难达到300J以上。对于高强度钢来说，延性、低温韧性，阻止延性断裂能力是十分重要的。因此对于X90级别来说，也同样面临这样的问题。因此怎么样在提高钢的强度的同时，保证产品具有良好的低温韧性和良好的塑性，是X90开发面临的大难题。
中国专利申请号为201410266532X的文献，其公开的“均匀变形伸长率UEL≥5%d的X90管线钢管及其制备方法”发明中提及了均匀变形伸长率为UEL≥5%的X90管线钢管，其均匀变形伸长率低于本发明UEL≥11%的性能指标，并且未能实现屈强比≤0.75的性能指标。并且其成分中含有较高的Cr，钢板的硬度较高，影响焊接性能。
中国专利申请号为2014102471606的文献，其公开了“环焊缝性能优良的X90管线钢及其生产方法”，其内容是一种环焊缝较为优良的管线钢，其Mn含量较高，在生产过程中容易出现锰的中心偏析，可实现性差。并且硫磷含量较高，没有详细的制备方法，并且铌的含量较低。只强调了其环焊缝优良，并未涉及所发明X90管线钢的性能指标。
中国专利申请号为2014102390914的文献，其公开的“一种X90管线钢宽厚板及其生产方法”发明内容化学成分与本发明不同，添加了钒，成本较高。并且其制造方法中涉及的工艺与本发明不同。并且其组织为贝氏体+马氏体+少量马奥组织，这种组织强韧性好，但塑性不良。与本发明是完全不同的两种产品。
中国专利申请号为2013101694496的文献，其公开的“一种X90管线用钢及其生产方法”发明内容化学成分与本发明不同，低铌高铬，未添加Mo元素，但添加了B元素，虽然未添加合金元素少，按照许多研究已表明：添加B能够有效强化钢板，但硼元素却非常容易在晶界析出，弱化其塑韧性，同时其生产工艺中轧后的冷却速度达到42-70℃/s，目前宽厚板生产企业的轧后冷却设备能力不够，尤其是厚度＞25mm的钢板很难实现这么大的冷却速度，并且随着冷却速度的增加，宽度大于3000mm的宽厚钢板板形难于保证。但其塑韧性不好控制。
中国专利申请号为200710045314.3的文献，其公开的“一种高强度X90管线用钢及其生产方法”发明内容化学成分与本发明不同，Mn（1.55%-2.50%）、Nb（0.015%-0.120%）、Mo（＜0.60%）、Cu（＜1.2%）、Cr（＜1.2%）、Ni（＜1.5%）、Cu（＜1.2%）含量范围太宽，不具备具体实施的条件，且S（≤0.003%）、P（≤0.015%）含量较高，没有本发明的纯净度高，影响产品的低温冲击韧性。并且其制造方法中涉及的工艺与本发明不同。并且其组织为单一的贝氏体组织，难于达到较好的均匀伸长率，塑性不好。
中国专利申请号为CN201310342839的文献，其公开的“X90及以上牌号管线钢精炼时控制碳的方法”只涉及了超高强度管线钢的冶炼方法，未涉及产品的成分设计、组织设计以及所达到X90钢板的性能指标。
发明内容
本发明的目的就是针对上述存在的缺陷而提供一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢及其制造方法。本发明意在解决高强钢强韧性与塑性不能兼得的矛盾，从对材料的物理冶金原理、再结晶规律、相变规律等的研究实践，发明一种创新性的X90级别高强度管线钢，这种管线钢具有多相的微观组织结构，并研究工艺的可实现性，从而实现了高强高韧高塑性的完美结合。本发明的直缝埋弧焊管用X90级别的管线钢板，其屈服强度（RP0.2）≥555MPa，抗拉强度(Rm)≥695MPa，屈强比（RP0.2/ Rm）≤0.75，均匀伸长率（UEL）≥11%，-20℃KV2≥300J，-15℃ DWTT的SA≥85%的集高强高韧性和高塑性为一体的管线钢板。
材料的性能由微观组织结构决定，而组织结构的形成有赖于生产工艺的控制。为了实现上述目的，需要从合金设计、组织设计方面另辟新径，改变过去X70、X80甚至X100的单一组织设计思路，设计组织为先共析铁素体及多边形铁素体作为软相，而贝氏体及MA组织为硬相的多相组织，钢板的可变形性可通过降低屈强比、提高应变硬化性能而得到提高。这种多相组织可通过低C的多元微合金化设计和特定的控轧控冷技术等组织调控获得。
为了实现多相组织，必须从合金元素对热变形过程的影响、微合金钢物理冶金原理进行深入地研究。本发明即是在上述研究后得到了可靠的结果，并从成分设计、工艺设计方面实现了所设计的组织和实物的性能。本发明采用了低碳高锰高铌的低成本成分设计，添加了Nb、Cr、Mo、Cu、Ni、Ti等元素，利用合金元素在钢板轧制过程中碳氮化物的细晶强化和沉淀硬化作用，以获得高强度、高韧性。
本发明的一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢及其制造方法技术方案为，一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢，其化学成分组成按重量百分比为：C：0.050~0.070%，Si：0.15~0.35%，Mn：1.65~1.75%，P≤0.008%，S≤0.001%，Nb：0.060~0.080%，Ti：0.008~0.020%，Cu：0.15~0.35%，Cr：0.20～0.30％，Mo：0.15~0.30%，Ni：0.15~0.25%，Al：0.02％～0.05％、N：≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质，同时，CEPcm≤0.19；
其中CEPcm按公式计算:
。
该管线钢的微观组织为15-25%先共析铁素体或多边形铁素体、75-85%的贝氏体和少量MA组元的多相组织结构。
所述的一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢的制造方法，包括以下步骤：
（1）高炉铁水经KR进行深脱硫；
（2）在120吨或210吨转炉冶炼，控制钢水终点S ≤ 0.0008%，P ≤ 0.007%；
（3）进行LF+RH双联法精炼。在LF进行深脱硫，并进行Nb微合金化，按成分配比进行成分微调，并加铝脱氧，进入RH脱气，加Ti，加Si-Ca线进行夹杂物球化处理，净化钢质；
（4）大板坯保护浇铸；板坯断面尺寸为250～300mm×1700～2200mm；控制板坯质量中心偏析C类≤0.5；
（5）板坯入缓冷坑缓冷2-3天；
（6）板坯加热，加热温度1100℃-1180℃，保证钢坯超透并加热均匀；
（7）高压水除磷，除磷后温度1080℃；
（8）粗轧，横轧开坯展宽，待温后纵轧，粗轧结束温度1000℃；
（9）中间坯厚度为成品厚度的2.0-2.5倍，中间坯进行冷却，保证冷却结束温度880-900℃；
（10）精轧，控制开轧温度830℃，终轧温度750-800℃；
（11）空冷弛豫至Ar3以下10℃；
（12）进行预矫直，保证钢板冷却的均匀性；
（13）MULPIC多路径快速冷却，控制开冷温度700-750℃，实现钢板25～35℃/s的快速冷却，冷却至200～400℃；
（14）强力矫直，保证钢板板形；
（15）堆垛缓冷24小时。
本发明的一种石油天然气直缝焊管用X90级别多相组织钢板及其制造方法有益效果为：本发明通过对低碳高锰高铌的成分设计以及从冶炼-铸坯缓冷-铸坯加热-轧制-冷却等生产全过程的组织调控工艺，解决了高级别管线钢板因为屈强比高、韧塑性差、焊接性能不良等问题导致的安全性差难题，提高了高级别管线钢板的使用安全性。本发明所生产的管线钢板具有较高强度（Rp0.2≥555MPa，Rm≥695MPa），同时具有较高的韧性（-20℃夏比冲击功≥350J）、止裂韧性（-15℃落锤撕裂面积≥90%）、抗变形能力（屈强比低（≤0.75）、均匀延伸率高（ELu≥11%）、板形和性能均匀性（钢板Rp0.2差≤40MPa，平直度≤4mm/m），满足了长距离石油天然气管道工程的需要。
所添加合金元素的作用
本发明中，碳（C）含量为0.050 ～ 0.070％，碳可以大幅提高钢的强度，但是碳含量超过一定程度时，钢的低温韧性和焊接性能显著恶化，但对于抗拉强度大于695MPa的钢，如果碳含量小于0.03%，则需要添加大量的合金进行强化，不但成本高，而且对高强度管线钢来说，大量的合金元素加入造成生产过程的粒子析出，会严重恶化DWTT性能。
锰能固溶强化铁素体和增加钢的淬透性，可以显著提高钢的强度，还可以降低奥氏体转变温度，在一定程度上细化晶粒，改善钢的冲击韧性，但是过量的锰易形成偏聚，在冶炼时导致钢的成分和组织不均。Mn含量过高时，则钢硬化而延展性变坏。含量为1.65 ～1.75％比较合理。
Nb既是固溶强化元素，又是碳氮化物形成元素，同时铌还可以阻止奥氏体的再结晶，从而影响材料的再结晶行为。本发明通过添加0.060～0.080％的铌，在钢坯加热及轧制过程中， 钉扎奥氏体晶界并阻止奥氏体晶粒过度长大，在轧制过程中阻止奥氏体再结晶，从而实现组织调控。
Si：硅起到脱氧剂的作用，同时有固溶强化作用，还可以极大的延缓碳化物的形成，滞后渗碳体的长大，增加了奥氏体稳定性。但是Si含量高，钢种易出现夹杂物，钢材易生锈，热轧生产中铁锈容易被轧入钢板表层，热镀锌性能差，同时Si都显示出对多线程焊接时局部脆性区域有危害性。
Cu：铜元素的析出强化是提高钢的强度的重要手段，此外，Cu对钢的耐蚀性、改善焊接性、低温韧性、成型性与机加工性能等都非常有益。但是另一方面，Cu含量高时连铸钢坯加热或热轧时易产生裂纹，恶化钢板表面性能，必须根据强度级别和钢板厚度的不同添加适量的Ni以阻止这种裂纹的产生。
Ni：镍对焊接热影响区硬化性及韧性没有不良影响，又可使母材的强度提高，并使低温韧性大大提高。但它是较贵重元素，导致钢的成本大幅度上升，经济性差。在钢中添加Ni元素的目的主要是阻止含Cu量高的钢坯在加热或热轧时产生裂纹的倾向。根据Cu的含量，将Ni含量控制在Cu含量的0.7-1倍。
Ti：加入微量的钛，是为了固定钢中的氮元素。另外Ti有强烈的析出强化作用，可以提高钢的强度，对焊接热影响区处的硬度也有好的影响作用在最佳状态下，Ti的氮化物颗粒的存在可抑制焊接热影响区的晶粒粗化阻止钢坯在加热、轧制、焊接过程中晶粒的长大，改善母材和焊接热影响区的韧性。Ti低于0.005%时，固N效果差，超过0.03%时，固N效果达到饱和，过剩的Ti可以单独或与Nb一起形成碳氮化物，强化钢材，但有时会形成大块的析出相，将会使钢的韧性恶化。当钢中的Ti、N原子之比为1：1时，TiN粒子最为细小且分布弥散，对高温奥氏体晶粒的细化作用最强，不仅可获得优良的韧性，而且能够实现30KJ/cm以上的大线能量焊接。但是，过多的Ti含量会引起钛的氮化物的粗化，对低温韧性不利。因此，一般将Ti成分控制在0.02%左右。
Mo：提高钢的淬透性以提高母材的强度，同时与Cu、Ni等元素共同作用可以提高钢板的耐蚀性。Mo属于缩小奥氏体相区的元素，它存在于钢的固溶体和碳化物中，有固溶强化作用。在碳化物相中，当Mo含量较低时，与铁及碳形成复合的渗碳体，当含量较高时，则形成它自己的特殊碳化物。Mo的扩散速度远小于C的扩散速度。因此，它在钢种可以减缓碳化物在奥氏体中的溶解速度，对钢由奥氏体分解为珠光体的转变有强烈的抑制作用，但对由奥氏体分解为贝氏体的转变速度的影响则微不足道，对亚共析钢由奥氏体分解析出铁素体的速度也有抑制作用，因此有利于得到贝氏体钢。根据性能要求和经济因素考虑，Mo不超过0.3%。
Cr：铬的添加可以降低钢种的相变点，细化组织，有效的提高强度，还可以提高钢种抗氧化性及高温耐腐蚀性能等，但是Cr过多则析出粗大，导致钢的脆化。另外考虑到经济原因，Cr最高不超过0.30％。
本发明所述的生产工艺及技术措施的理论依据：
为了获得多相组织，必须从板坯的再加热开始，到随后的轧制冷却过程中每个环节对微观组织进行调控。
（1）控制奥氏体晶粒长大---板坯低温加热工艺
加热工艺对管线钢性能影响体现在合金元素的溶解和奥氏体晶粒尺寸的控制上。一般含Nb钢在1150℃左右Nb(C，N)开始大量溶解，随着Nb(C，N)的溶解，奥氏体晶粒将发生突然长大，在钢中加入微量Ti可以将奥氏体晶粒粗化温度提高到1250℃左右。加热温度过低，Nb(C，N)等合金碳氮化合物不能得到充分溶解，Nb等合金元素在随后控轧中发挥不了扩大奥氏体未再结晶区的作用，在控冷时析出强化作用也减少。加热温度过高，奥氏体晶粒粗大，在相同控轧控冷条件下，最终组织晶粒也会粗化，对韧性不利。高钢级管线钢坯在加热炉进行二次加热时，在保证微合金化元素充分固溶的前提下，采用低温加热。板坯在炉内加热稳定、均匀，板坯断面温差。
（2）控制再结晶行为和相变前奥氏体晶粒的尺寸及形状---轧制工艺控制
三阶段控制轧制技术：通过在奥氏体再结晶区多道次大压下，使原奥氏体晶粒在较低温度下发生静态再结晶，同时抑制再结晶后待温过程中晶粒长大，将原奥氏体晶粒控制在30μm以下，通过未再结晶区的多道次大形变累积，使变形从钢板表面传递至钢板心部，使奥氏体晶粒充分压扁，在晶粒内部形成大量变形带、孪晶等晶格缺陷，增加其有效晶界面积，以在轧后的连续冷却相变过程中提高新相的相变形核质点，细化成品组织。
在奥氏体再结晶区轧制时，奥氏体经过多次静态再结晶而细化，但是，由于轧制温度较高，随着道次间隔时间的延长，再结晶奥氏体晶粒会长大，因此，第一阶段轧制开轧温度不能过高，在奥氏体再结晶区轧制细化晶粒的作用是有限的，为了得到更细的晶粒，还要在奥氏体未再结晶区轧制以及轧后进行加速冷却。添加微量Nb的管线钢，在950℃以下可显著抑制奥氏体热加工后的静态再结晶。但在实际生产中，由于设备能力和其他条件的限制，在实际生产工艺中常常要进行部分再结晶区轧制，在部分再结晶区轧制时，再结晶的奥氏体晶粒细小，在其晶界上析出的铁素体往往比较细小，而未再结晶的晶粒受到变形被拉长，晶粒没有细化，因此铁素体形核位置少，容易形成粗大的铁素体晶粒和针状组织。所以从部分再结晶奥氏体晶粒生成的铁素体是不均匀的，这种不均匀性对强度影响不太大，但对材料的韧性有较大的影响。奥氏体再结晶百分数随变形温度的升高而增加显著，随变形量的增大而增加平缓。所以在生产中应尽量控制好第2阶段开轧温度，适当增大道次变形量，一来可以减少部分再结晶晶粒数量，另外由于温度的降低，再结晶晶粒的平均尺寸也可以减小，同时在未再结晶区的累积变形量增加，未再结晶晶粒受到了较大的变形，晶粒不仅被拉长，晶内还可能出现比较多的变形带，因此转变后也能得到细小的铁素体晶粒，使得整个组织的均匀性得到改善。
精轧结束后在加速冷却前弛豫一段时间，使一部分细小的先共析铁素体在加速冷却前的空冷弛豫过程中析出，并向未发生相变的残余奥氏体中扩散渗碳，使之富碳，然后加速冷却，使未发送相变的残余奥氏体转化为细小、均匀的贝氏体/针状铁素体组织。加大轧后冷却阶段的冷却速率，以尽可能细化相变后的贝氏体组织，同时兼顾快冷后钢板的内部残余应力和成品板形。开始冷却温度对多相组织体积分数的影响非常大。当开冷温度高于Ar3时，贝氏体的体积分数为100%，为单相组织；当采用低于Ar3的不同开冷温度开冷时，可以得到具有不同体积分数的铁素体+贝氏体+MA的多相组织，采用以上新的控轧控冷(STMCP)工艺，可以得到理想配比的多相组织，从而达获得具有强度、韧性和塑性良好匹配的管线钢。
附图说明：
图1所示为本发明的X90典型金相组织（19.6mm厚度）；
图2所示为本发明的X90典型SEM显微组织形貌。
具体实施方式：
为了更好地理解本发明，下面用具体实例来详细说明本发明的技术方案。
实施例1
本发明的直缝焊管用X90级别多相组织管线钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.055％、Si：0.22 ％、Mn：1.68％、P：0.006％、S：0.0007:％、Nb：0.07％、Ti：0.015％、Cu：0.25％、Cr：0.27％、Mo：0.20％、Ni：0.20％、Al：0.035％、N：0.005％，焊接裂纹敏感系数CEPcm=0.176。
在210吨转炉上冶炼，在4300mm双机架轧制生产线上轧制成厚度为19.6mm、宽度为3750mm、长度为12000mm的宽厚钢板。
具体生产工艺为：
1）铁水经KR深脱硫，在210吨转炉进行吹氧脱碳脱磷、进行Si-Ca 处理后浇注成坯，控制钢水终点S ≤ 0.0008%，P ≤ 0.010%，保护浇铸，板坯断面尺寸为250×2200mm。控制板坯质量中心偏析C类0.5 级，无中间裂纹；
2）板坯入缓冷坑缓冷2-3天；
3）板坯加热，控制加热温度1160℃，保证钢坯超透并加热均匀；
4）高压水除磷，除磷后温度1080℃；
5）粗轧横轧开坯展宽；待温后纵轧，粗轧结束温度1000℃，末道次压下率为22% ；
6）中间坯冷却至表面温度890℃；
7）待温后精轧，开轧温度830℃，终轧温度800℃ ；
8）空冷弛豫至Ar3以下10℃；
9）进行预矫直，保证钢板冷却的均匀性；
10）快速冷却，控制开冷温度为700 ～ 720℃，,冷却速率为25℃ /s，冷却至200～400℃ ；
11）强力矫直，保证钢板板形；
12）堆垛缓冷24小时至室温。
实施例2
本发明的直缝焊管用X90级别多相组织管线钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.060％、Si：0.23 ％、Mn：1.70％、P：0.007％、S：0.0009:％、Nb：0.073％、Ti：0.016％、Cu：0.24％、Cr：0.27％、Mo：0.24％、Ni：0.21％、Al：0.040％、N ：0.006％，其余为Fe 和不可避免的杂质；焊接裂纹敏感系数CEPcm=0.18。
按照以下步骤生产：
1）铁水经KR深脱硫，在210吨转炉进行吹氧脱碳脱磷、进行Si-Ca 处理后浇注成坯，控制钢水终点S ≤ 0.0008%，P ≤ 0.010%，保护浇铸，板坯断面尺寸为250×2200mm。控制板坯质量中心偏析C类0.5 级，无中间裂纹；
2）板坯入缓冷坑缓冷2-3天；
3）板坯加热，控制加热温度1160℃，保证钢坯超透并加热均匀；
4）高压水除磷，除磷后温度1075℃；
5）粗轧横轧开坯展宽；待温后纵轧，粗轧结束温度1000℃，末道次压下率为22% ；
6）中间坯冷却至表面温度890℃；
7）待温后精轧，开轧温度825℃，终轧温度800℃ ；
8）空冷弛豫至Ar3以下10℃；
9）进行预矫直，保证钢板冷却的均匀性；
10）快速冷却，控制开冷温度为700 ～ 710℃，冷却速率26℃ /s，冷却至200～400℃ ；
11）强力矫直，保证钢板板形；
12）堆垛缓冷至室温。
实施例3
一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.065％、Si：0.22 ％、Mn：1.66％、P：0.005％、S：0.0006:％、Nb：0.072％、Ti：0.018％、Cu：0.23％、Cr：0.23％、Mo：0.22％、Ni：0.23％、Al：0.035％、N ：0.0055％，其余为Fe 和不可避免的杂质；焊接裂纹敏感系数CEPcm=0.18。
按照以下步骤生产：
1）铁水经KR深脱硫，在210吨转炉进行吹氧脱碳脱磷、进行Si-Ca 处理后浇注成坯，控制钢水终点S ≤ 0.0008%，P ≤ 0.010%，保护浇铸，板坯断面尺寸为250×2200mm。控制板坯质量中心偏析C类0.5 级，无中间裂纹；
2）板坯入缓冷坑缓冷2-3天；
3）板坯加热，控制加热温度1160℃，保证钢坯超透并加热均匀；
4）高压水除磷，除磷后温度1080℃；
5）粗轧横轧开坯展宽，待温后纵轧，粗轧结束温度1000℃，末道次压下率为22% ；
6）中间坯冷却至表面温度890℃；
7）待温后精轧，开轧温度830℃，终轧温度800℃ ；
8）空冷弛豫至Ar3以下10℃；
9）进行预矫直，保证钢板冷却的均匀性；
10）快速冷却，控制开冷温度为710～720℃，冷却速率为25℃ /s 。冷却至200～400℃ ；
11）强力矫直，保证钢板板形；
12）堆垛缓冷至室温。
以上实施例横向力学性能检验结果如表1所示。
表1
。
本发明各实施例组织构成如表2所示：
表2
。
注：表2 中，F-铁素体，B-贝氏体， MA-马氏体-奥氏体组元
本发明各实施例X90多相钢板制管后钢管横向力学性能如表3所示
表３
。
从表1可以看出，本发明钢不仅强度达到了X90 级管线钢板的水平，而且具有高的韧性和高的塑性。从表3可以看出，经过制管后，多相组织X90管线钢管具有很高的强度，低的屈强比，良好的韧性，高的均匀伸长率，说明钢管具有非常高的塑性，使用安全性高，完全可以应用于长输管道的直缝焊管生产中。

Claims (2)

1.一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢，其特征在于，其化学成分组成按重量百分比为：C：0.050~0.070%，Si：0.15~0.35%，Mn：1.65~1.75%，P≤0.008%，S≤0.001%，Nb：0.060~0.080%，Ti：0.008~0.020%，Cu：0.15~0.35%，Cr：0.20 ～ 0.30％，Mo：0.15~0.30%， Ni：0.15~0.25%， Al：0.02％～0.05％、N：≤ 0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质，同时，CEPcm≤0.19；
其中CEPcm按公式计算:
；
所述的一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢的制造方法，包括以下步骤：
（1）高炉铁水经KR进行深脱硫；
（2）转炉冶炼：采用120吨或210吨转炉冶炼，控制钢水终点S ≤ 0.0008%，P ≤0.007%；
（3）LF+RH双联法精炼：在LF进行深脱硫，并进行Nb微合金化，按成分配比进行成分微调，并加铝脱氧，进入RH脱气，加Ti，加Si-Ca线进行夹杂物球化处理，净化钢质；
（4）大板坯保护浇铸：板坯断面尺寸为250～300mm×1700～2200mm；控制板坯质量中心偏析C类≤0.5；
（5）板坯入缓冷坑缓冷2-3天；
（6）板坯加热：加热温度1100℃-1180℃，保证钢坯超透并加热均匀；
（7）高压水除鳞：除磷后温度1080℃；
（8）粗轧：横轧开坯展宽，待温后纵轧，粗轧结束温度1000℃；
（9）中间坯冷却：中间坯厚度为成品厚度的2.0-2.5倍，中间坯进行冷却，保证冷却结束温度880-900℃；
（10）精轧：精轧过程控制开轧温度830℃，终轧温度750-800℃；
（11）空冷弛豫：空冷弛豫至Ar3以下10℃；
（12）进行预矫直，保证钢板冷却的均匀性；
（13）MULPIC多路径快速冷却：利用MULPIC设备对钢板进行多路径的快速冷却，控制开冷温度700-750℃，实现钢板25～35℃/s的快速冷却，冷却至200～400℃；
（14）强力矫直，保证钢板板形；
（15）堆垛缓冷：堆垛缓冷24小时至室温；
该管线钢的微观组织为15-25%先共析铁素体或多边形铁素体、75-85%的贝氏体和少量MA组元的多相组织结构。
2.根据权利要求1所述的一种直缝焊管用X90级别多相组织管线钢，其特征在于，步骤（4）中进行保护浇铸，板坯断面尺寸为250×2200mm；控制板坯质量中心偏析C类≤0.5。
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