一种大线能量焊接用管线钢及其制造方法

摘要

本发明提供了一种大线能量焊接用管线钢及其制造方法。所述大线能量焊接用管线钢按重量百分比计包括：0.05％～0.08％的碳、0.15％～0.35％的硅、1.5％～1.8％的锰、0.004％～0.006％的氮、0.012％～0.016％的钛、0.02％～0.04％的铝、0.05％～0.08％的稀土元素、0.03％～0.07％的铌、0.2％～0.4％的镍、0.2％～0.5％的铜、不大于0.010％的磷、不大于0.005％的硫、不大于0.002％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素，其中钛与氮的重量比控制在2～4之间，铝与氮的重量比控制在3～10之间，所述大线能量焊接用管线钢的屈服强度Rt0.2大于570MPa。本发明的管线钢具有典型的针状铁素体组织，具备良好的综合力学性能和大线能量焊接性能，且成本低。

权利要求

1.一种大线能量焊接用管线钢，其特征在于，所述大线能量焊接用管线钢按重量百分比计包括：0.05％～0.08％的碳、0.15％～0.35％的硅、1.5％～1.8％的锰、0.004％～

0.006％的氮、0.012％～0.016％的钛、0.02％～0.04％的铝、0.05％～0.08％的稀土元素、0.03％～0.07％的铌、0.2％～0.4％的镍、0.2％～0.5％的铜、不大于0.010％的磷、不大于0.005％的硫、不大于0.002％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素，其中钛与氮的重量比控制在2～4之间，铝与氮的重量比控制在3～10之间，使钢中形成Ti、Al、N的复合夹杂物，所述复合夹杂物在1370℃的高温下具有稳定的性能，所述大线能量焊接用管线钢的屈服强度Rt0.2大于570MPa，所述大线能量焊接用管线钢在100KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv大于126J、在200KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv大于80J。

2.如权利要求1所述的大线能量焊接用管线钢，其特征在于，所述管线钢的焊接裂纹敏感系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60≤0.19。

3.如权利要求1或2所述的大线能量焊接用管线钢，其特征在于，所述大线能量焊接用管线钢具有针状铁素体组织。

4.如权利要求3所述的大线能量焊接用管线钢，其特征在于，所述大线能量焊接用管线钢的抗拉强度Rm大于675MPa、伸长率A大于20％、零下20℃横向夏比冲击功大于245J。

5.如权利要求1所述的大线能量焊接用管线钢，其特征在于，所述大线能量焊接用管线钢能够作为要求大线能量焊接的非管线钢使用。

6.如权利要求5所述的大线能量焊接用管线钢，其特征在于，所述大线能量焊接用管线钢能够作为高强工程机械用钢使用。

7.一种制造大线能量焊接用管线钢的方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

冶炼以形成具有权利要求1所述大线能量焊接用管线钢的成分的钢液；

将所述钢液铸成钢坯；

轧制所述钢坯，所述轧制包括再结晶区轧制和未再结晶区轧制；

冷却经轧制的钢材，冷却速度为12℃/s～25℃/s，

其中，所述管线钢中形成有Ti、Al、N的复合夹杂物，所述复合夹杂物在1370℃的高温下具有稳定的性能，所述管线钢在100KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv大于126J、在200KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv大于80J。

8.如权利要求7所述的制造大线能量焊接用管线钢的方法，其特征在于，所述方法还包括将钢材的自回火温度控制在450℃～550℃的范围内。

9.如权利要求7所述的制造大线能量焊接用管线钢的方法，其特征在于，所述再结晶区轧制的开轧温度控制在1150℃～1180℃的范围内，其终轧温度控制为大于980℃；所述未再结晶区轧制的开轧温度控制为不大于880℃，其终轧温度控制在780℃～820℃的范围内，并且未再结晶区轧制的压下率控制为大于60％。

10.如权利要求7所述的制造大线能量焊接用管线钢的方法，其特征在于，所述将钢液铸成钢坯的步骤采用连铸工艺。

说明书

一种大线能量焊接用管线钢及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及低合金高强度钢技术领域，更具体地讲，涉及一种大线能量焊接用管线钢及其制造方法。

背景技术

[0002] X80管线钢是一种高强度管线钢，其中，X80为高强度管线钢美国分类型号，表示管线钢的最小屈服强度为80000psi(约为552MPa)。

[0003] 随着石油、天然气等能源用量的不断增长，管线钢技术革新也正飞速发展。X80管线钢由于其高强度、高韧性已应用于在建的“西气东输二线”输气管道工程及中俄石油管道工程的主干管线。尽管目前已有很多大中型钢厂能制造X80级别管线钢，但是传统的X80级别管线钢虽然拥有较好的强韧匹配性，但是都无法满足在大线能量焊接条件下(例如，线能量大于等于100KJ/cm或大于等于200KJ/cm)使用。通常，现有的使用X80管线钢进行焊接的管道施工现场的焊接线能量都偏低，一般采用30KJ/cm的焊接线能进行管道焊接。低线能量下管道焊接已经成为提高管道铺设效率、节约成本的主要瓶颈之一。

[0004] 大线能量焊接管线钢可以显著提高管道的铺设效率、节约成本，是下一代高强度高韧性管线钢发展的主要趋势之一。然而，在大线能量焊接条件下，传统的高强度高韧性的X80管线钢在焊接时，存在粗晶热影响区的晶粒严重粗化和组织改变等问题，这将导致焊接热影响区的性能与管线钢母材的性能严重不匹配，并且焊接接头粗晶热影响区不再具有管线钢的诸多优异性能。

[0005] 目前，为了提高X80级别管线钢在大线能量焊接条件下的性能，以改善焊接粗晶热影响区低温冲击韧性显著降低这一缺点，有学者认为通过往钢水中加Ti、N元素形成TiN析出物来改善焊接粗晶热影响区韧性，但是在大线能量焊接条件下焊接粗晶热影响区加热温度很高(通常，高于1370℃)，因此，TiN会溶解。

发明内容

[0006] 针对现有技术存在的不足，本发明的一方面通过控制X80级别管线钢的化学成分和/或制造工艺参数等条件制得了能够在大线能量焊接(例如，线能量大于等于100KJ/cm或大于等于200KJ/cm)条件下保持优良性能的X80管线钢。该大线能量焊接用X80管线钢也能够作为其它要求大线能量焊接的钢种使用，例如，作为高层建筑结构用钢使用。本发明的另一方面提供了一种制造该大线能量焊接用X80管线钢的方法。

[0007] 本发明的一方面提供了一种大线能量焊接用管线钢，所述大线能量焊接用管线钢按重量百分比计包括：0.05％～0.08％的碳(C)、0.15％～0.35％的硅(Si)、1.5％～1.8％的锰(Mn)、0.004％～0.006％的氮(N)、0.012％～0.016％的钛(Ti)、0.02％～
0.04％的铝(Al)、0.05％～0.08％的稀土元素(RE)、0.03％～0.07％的铌(Nb)、0.2％～
0.4％的镍(Ni)、0.2％～0.5％的铜(Cu)、不大于0.010％的磷(P)、不大于0.005％的硫(S)、不大于0.002％的氧(O)以及余量的铁(Fe)和其它不可避免的杂质元素，其中钛与氮的重量比(Ti/N)控制在2～4之间，铝与氮的重量比(Al/N)控制在3～10之间，所述大线能量焊接用管线钢的屈服强度Rt0.2大于570MPa。

[0008] 在本发明一方面的一个实施例中，所述管线钢的焊接裂纹敏感系数Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60≤0.19。

[0009] 在本发明一方面的一个实施例中，所述大线能量焊接用管线钢具有针状铁素体组织。

[0010] 在本发明一方面的一个实施例中，所述大线能量焊接用管线钢的抗拉强度Rm可以大于675MPa、伸长率A可以大于20％、零下20℃横向夏比冲击功可以大于245J、在100KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv可以大于126J、在
200KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv可以大于80J。

[0011] 在本发明一方面的一个实施例中，所述大线能量焊接用管线钢还能够作为要求大线能量焊接的非管线钢使用，例如可作为高强工程机械用钢使用。

[0012] 本发明的另一方面提供了一种制造大线能量焊接用管线钢的方法，所述方法包括以下步骤：冶炼以形成具有上述大线能量焊接用管线钢的成分的钢液；将所述钢液铸成钢坯；轧制所述钢坯，所述轧制包括再结晶区轧制和未再结晶区轧制；冷却经轧制的钢材，冷却速度为12℃/s～25℃/s。

[0013] 在本发明另一方面的一个实施例中，所述方法还可包括将钢材的自回火温度控制在450℃～550℃的范围内。

[0014] 在本发明另一方面的一个实施例中，所述再结晶区轧制的开轧温度可以控制在1150℃～1180℃的范围内，其终轧温度可以控制为大于980℃；所述未再结晶区轧制的开轧温度可以控制为不大于880℃，其终轧温度可以控制在780℃～820℃的范围内，并且未再结晶区轧制的压下率可以控制为大于60％。

[0015] 在本发明另一方面的一个实施例中，所述将钢液铸成钢坯的步骤可以采用连铸工艺。

[0016] 与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：

[0017] (1)去除了价格昂贵的铬(Cr)、钼(Mo)元素，降低了管线钢的经济成本；

[0018] (2)通过控制合金成分中钛氮比(Ti/N)和铝氮比(Al/N)，使管线钢中形成了合适的Ti、Al、N等复合产物来取代氮化钛(TiN)，从而该复合产物能够起到在高温时阻碍奥氏体晶粒长大并在低温冷却时作为针状铁素体的形核核心的双重作用，还能够细化焊接粗晶热影响区(CGHAZ)组织晶粒；

[0019] (3)添加微量的RE元素，起到细化晶粒、改善变质夹杂的作用，从而提高管线钢的综合力学性能和大线能量焊接性能；

[0020] (4)本发明的大线能量焊接用X80管线钢具备良好的综合性能，具体为：力学性能Rt0.2＞570MPa；Rm＞675MPa；伸长率A＞20％；-20℃横向夏比冲击功＞245J；在100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区低温冲击功AKv＝＞126J；在200KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区低温冲击功AKv＞80J。

具体实施方式

[0021] 本发明提供了一种大线能量焊接用X80管线钢及其制造方法，其解决的问题之一在于工业制造的高强管线钢不能大线能量焊接的问题。

[0022] 本发明的大线能量焊接用X80管线钢通过去除价格较贵的Cr、Mo元素、控制钢中的钛氮重量比和铝氮重量比以及添加少量的稀土RE元素等措施来改善管线钢的组织性能，其主要原理在于：(1)去除价格昂贵Cr，Mo元素以降低管线钢的经济成本，同时添加微量的RE元素，细化晶粒、改善变质夹杂，提高管线钢的综合力学性能和大线能量焊接性能；(2)重点控制合金成分中Ti/N、Al/N综合比，使管线钢中形成合适的Ti、Al、N等复合产物来取代TiN，以便在高温时起到阻碍奥氏体晶粒长大效果以及低温冷却时作为针状铁素体的形核核心的双重作用，细化焊接粗晶热影响区(CGHAZ)组织晶粒；(3)为了弥补减少Cr、Mo带来的对组织性能的不利影响，在再结晶区轧制(粗轧)阶段实行高温大压下以细化原奥氏体晶粒的操作；在未再结晶区轧制(精轧)阶段采用低温大变形的轧制原理，以最终形成细化的针状铁素体组织。

[0023] 根据本发明一方面的大线能量焊接用X80管线钢按重量百分比计包括：0.05％～0.08％的碳、0.15％～0.35％的硅、1.5％～1.8％的锰、0.004％～0.006％的氮、
0.012％～0.016％的钛、0.02％～0.04％的铝、0.05％～0.08％的稀土元素、0.03％～
0.07％的铌、0.2％～0.4％的镍、0.2％～0.5％的铜、不大于0.010％的磷、不大于0.005％的硫、不大于0.002％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素，其中钛与氮的重量比控制在2～4之间，铝与氮的重量比控制在3～10之间。本发明可以通过采用严格控制Ti/N和Al/N，使钢中形成Ti、Al、N等复合夹杂物，利用复合夹杂物在1370℃的高温下依旧稳定的性能来提高焊接粗晶热影响韧性。

[0024] 在本发明中，各主要合金元素所起到的作用如下所述。

[0025] 碳是钢中最经济、最基本的强化元素，它通过固溶强化和析出强化的作用来提高钢的强度。然而，为了使钢板具有良好的焊接性能、较好的低温冲击韧性，在保证形成足够的NbC、TiC等高熔点的碳化物的情况，碳的添加量也不宜过高。因此，在本发明中，将碳元素含量按重量百分比计控制在0.05％～0.08％的范围内。

[0026] 硅能够提高钢在加热和冷却时的临界转变温度，增加热滞后的作用。硅对奥氏体在临界转变点以下温度的稳定性和孕育期的影响不大。Si固溶于铁素体和奥氏体中，从而能够提高它们的强度和硬度。然而，硅的不利因素是能够促使铁素体在加热过程中晶粒粗化。因此，在本发明中，将硅元素含量按重量百分比计控制在0.15％～0.35％的范围内。

[0027] 锰是弱碳化物形成元素，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能显著影响奥氏体扩散，是奥氏体的稳定元素。Mn还可扩大奥氏体相区，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。同时还能固溶强化铁素体和增加钢的淬透性。因此，在本发明中，将锰元素含量按重量百分比计控制在1.5％～1.8％的范围内。

[0028] 钛是一种重要的微合金元素，是能够起到良好固氮作用的元素，并且其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粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，细化晶粒，提高材料的屈服强度，还可提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。因此，在本发明中，将钛元素含量按重量百分比计控制在0.012％～0.016％的范围内。

[0029] 铝能够在钢中和其它元素形成细小弥散分布的难熔化合物(例如，AlN)，这些细小弥散分布的难熔化合物在一定程度上能够细化钢的晶粒，提高钢的晶粒粗化温度。因此，在本发明中，铝元素含量按重量百分比计控制在0.02％～0.04％的范围内。

[0030] 氮在钢中主要和Ti、Al等强碳化物元素形成析出物，因此，必须严格控制钢中的Ti/N和Al/N。具体来讲，将Ti/N控制在2～4之间，将Al/N控制在3～10之间。当Ti/N＞4，钢中会形成粗大的TiN颗粒，从而将会严重影响钢的焊接性能，当Ti/N＜2时，钢中TiN颗粒较少，起不到相应的改善焊接性能效果。而且在大线能量焊接条件下，因为焊接加热温度过高(通常可达1370℃)，从而将会出现TiN颗粒部分溶解的情况。因此，在本发明中，严格控制钢中Al/N比例，当将Al/N控制在3～10之间，将会形成Ti、Al、N复合析出物，该复合析出物可以在大线能量焊接产生的高温(例如，1400℃)下保持稳定，在随后的冷却过程中，Ti、Al、N的复合析出物有利于针状铁素体形核，改善焊接热影响区的低温冲击韧性。因此，在本发明中，氮元素含量按重量百分比计控制在0.004％～0.006％的范围内。

[0031] 稀土元素(RE)在纯净钢中具有净化钢液、使夹杂物变性的作用。纯净钢中稀土的-5 -4固溶度数量级可以为10 ～10 ，钢中固溶的稀土能够影响纯净钢淬火组织，并能够细化晶粒，从而提高了纯净钢的力学性能。此外，稀土使夹杂物变性的效果也在一定程度上改善钢的焊接性能。因此，在本发明中，稀土元素含量按重量百分比计可控制在0.05％～0.08％的范围内。

[0032] 铌能够产生显著的晶粒细化和中等程度的沉淀强化作用。同时，铌还可以提高奥氏体的再结晶温度。当将添加铌元素与热机械控制轧制工艺(TMCP)相结合时，能够使热轧过程中的大量变形在再结晶温度以下进行，获得细小的带有大量形变带的组织。因此，在本发明中，铌元素含量按重量百分比计控制在0.03％～0.07％的范围内。

[0033] 镍能够韧化基体，特别是提高钢的低温韧性。随着钢中镍含量的增加，韧脆转变温度显著降低，钢的低温韧性得到明显提高。因此，本发明中，镍元素含量按重量百分比计控制在0.2％～0.4％的范围内。

[0034] 铜可以提高钢的耐蚀性、强度，改善焊接性、成型性与机加工性能等。面心立方ε-Cu从α-Fe中析出可使钢材强化。因此，在本发明中，铜元素含量按重量百分比计控制在0.2％～0.5％的范围内。

[0035] 通常来说，钢中的磷、硫、氧等杂质元素含量过高时会导致钢性能的劣化，因此，一般情况下，钢中的磷、硫、氧含量越低越好。具体来讲，在本发明的钢中，磷元素容易产生偏析、恶化焊接性能、显著降低钢材的低温冲击韧性、提高脆性转变温度等；硫元素主要影响钢的抗氢脆腐蚀(HIC)能力和抗硫化物应力腐蚀(SSC)能力，另外，硫还与锰结合生成MnS夹杂，影响管线钢的低温冲击韧性；当氧元素含量过高时，氧化物夹杂和宏观夹杂增加，这将严重影响管线钢的洁净度，并且钢中的氧化物夹杂也是管线钢中降低钢的HIC、SSC能力的原因之一。因此，在本发明的钢中，应尽量降低P、S、O的含量。然而考虑到成本效益，在本发明中，将磷元素含量按重量百分比计控制在0.010％以下，将硫元素含量按重量百分比计控制在0.005％以下，将氧元素含量按重量百分比计控制在0.002％以下。

[0036] 在本发 明的 一个实 施例 中，管线 钢的 焊接裂 纹敏 感系数Pcm ＝C+Si/30+(Mn+Cu)/20+Ni/60≤0.19。

[0037] 在本发明的一个实施例中，所述大线能量焊接用X80管线钢具有针状铁素体组织。例如，在本发明的一个实施例中，管线钢X80中的针状铁素体是指由粒状贝氏体、贝氏体铁素体以及马氏体-奥氏体组织(M-A组织)等组成的复相组织。在本发明中，该针状铁素体组织可占管线钢X80的80％以上。

[0038] 在本发明的一个实施例中，所述大线能量焊接用X80管线钢的屈服强度Rt0.2可以大于570MPa、抗拉强度Rm可以大于675MPa、伸长率A可以大于20％、零下20℃横向夏比冲击功可以大于245J、在100KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv可以大于126J、在200KJ/cm的焊接模拟线能量下零下20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv可以大于80J。

[0039] 本发明的大线能量焊接用X80管线钢还能够用作高强工程机械用钢。

[0040] 根据本发明另一方面的制造大线能量焊接用X80管线钢的方法，所述方法包括以下步骤：冶炼以形成具有上述大线能量焊接用X80管线钢的成分的钢液；将所述钢液铸成钢坯；轧制所述钢坯，所述轧制包括再结晶区轧制和未再结晶区轧制；冷却经轧制的钢材，冷却速度为12℃/s～25℃/s。这里，冷却速度过快会形成马氏体组成，冷却速度过慢形成大块粒状贝氏体和铁素体组织，都不利于获得较好的综合力学性能。

[0041] 在本发明的一个实施例中，所述方法还可包括在所述冷却步骤的后期将钢材的自回火温度控制在450℃～550℃的范围内。这里，自回火温度也可称为水冷返红温度，是指钢材热轧后经水冷进入空气后，钢材心部热量向外传递，使钢材表面温度回升所达到的最高温度，也叫自回火温度。水冷返红温度是影响钢材组织和性能的最直接最有效的工艺参数，该温度不同时所得钢材显微组织也就不同。

[0042] 在本发明的一个实施例中，所述再结晶区轧制(也可称为粗轧)的开轧温度可以控制在1150℃～1180℃的范围内，其终轧温度可以控制为大于980℃，这里，严格控制粗轧结束温度，防止因温度过低的钢坯进入未再结晶区轧制，导致出现混晶组织，而最终影响产品力学性能。所述未再结晶区轧制(也可称为精轧)的开轧温度可以控制为不大于880℃，其终轧温度可以控制在780℃～820℃的范围内，并且未再结晶区轧制的压下率可以控制为大于60％。这里，精轧温度过高同样会进入部分再结晶区轧制造成混晶组织，温度过低会增大轧机的负载，降低轧机的使用寿命，因此，精轧终轧温度控制在780℃～820℃的范围内。

[0043] 此外，根据本发明又一方面的制造大线能量焊接用X80管线钢的方法也可采用如下方式来进行，具体为：

[0044] (a)按照所要求的钢材成分配置原料，然后将配置好的材料按成分配比，放入30kg真空感应炉中冶炼；

[0045] (b)将冶炼好的铸坯，切去冒口，锻成所需的坯料，锻造方案为：铸坯加热到1220℃，保温90分钟后出炉即锻，终锻温度不低于1000℃，锻成110mm(厚)×95mm(长)×80mm(宽)的坯料；

[0046] (c)将经b工艺所得的110mm(厚)×95mm(长)×80mm(宽)坯料，轧前进行装炉加热。当加热温度＞1220℃会使奥氏体晶粒急剧长大，不利于后来的细化晶粒提高组织性能，加热温度＜1180℃钢中的合金元素不能充分固融于奥氏体中起不到合金元素控轧控冷的效果，为此把加热段和均热段温度设为1200±20℃；加热速度超过99min/cm会使坯料表面产生裂纹等缺陷不利于质量控制，降低制造效率，加热速度控制在7～9min/cm；加热保温时间60～120分钟，时间过短合金元素没能充分固溶，时间过长奥氏体晶粒会明显长大；

[0047] (d)在上述c工艺所得的坯料出炉后，对其进行除磷工艺，除磷后的坯料进行两阶段控制轧制，即再结晶区轧制和未再结晶区轧制，再结晶区轧制中，开轧温度为1150～1180℃，粗轧终轧温度＞980℃，这里，严格控制粗轧结束温度，防止因温度过低的钢坯进入未再结晶区轧制，导致出现混晶组织，而最终影响产品力学性能；中间坯待温厚度50mm，未再结晶区轧制压下率＞60％，精轧开轧温度≤880℃，这里，精轧温度过高同样会进入部分再结晶区轧制造成混晶组织，温度过低会增大轧机的负载，降低轧机的使用寿命，因此，精轧终轧温度控制在780℃～820℃的范围内；

[0048] (e)精轧后快速进入快速冷却(ACC)控冷，冷速12～25℃/s，这里，冷却速度过快会形成马氏体组成，冷却速度过慢形成大块粒状贝氏体和铁素体组织，都不利于获得较好的综合力学性能；

[0049] (f)自回火温度控制在450～550℃的范围内，这里，自回火温度是影响钢材组织和性能的最直接最有效的工艺参数，该温度不同时所得钢材显微组织也就不同。

[0050] 实施例1

[0051] 在本实施例中，大线能量焊接用X80管线钢按重量百分比计包括：0.05％的碳、0.15％的硅、1.5％的锰、0.004％的氮、0.012％的钛、0.02％的铝、0.05％的稀土元素(例如，镧)、0.03％的铌、0.2％的镍、0.2％的铜、0.010％的磷、0.005％的硫、0.002％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素。在本实施例中，将钛与氮的比基本控制在3左右，将铝与氮的比基本控制在5左右。

[0052] 制造本实施例的大线能量焊接用X80管线钢包括以下步骤：

[0053] 冶炼以形成与本实施例的大线能量焊接用X80管线钢的成分相同的钢液，即在钢液中，按重量百分比计包括0.05％的碳、0.15％的硅、1.5％的锰、0.004％的氮、0.012％的钛、0.02％的铝、0.05％的稀土元素、0.03％的铌、0.2％的镍、0.2％的铜、0.010％的磷、0.005％的硫、0.002％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素；

[0054] 将所述钢液铸成钢坯；

[0055] 通过再结晶区轧制和未再结晶区轧制两段轧制的方式来轧制所述钢坯；

[0056] 以25℃/s的冷却速度来冷却经轧制的钢材至室温。

[0057] 经检测，本实施例的大线能量焊接用X80管线钢的主要性能如下：屈服强度Rt0.2＝575MPa；抗拉强度Rm＝676MPa；横向伸长率A＝23％；-20℃横向冲击功AKv＝246J；在100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv＝127J；200KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv＝81J。

[0058] 实施例2

[0059] 在本实施例中，大线能量焊接用X80管线钢按重量百分比计包括：0.08％的碳、0.35％的硅、1.8％的锰、0.006％的氮、0.016％的钛、0.04％的铝、0.08％的稀土元素(例如，铈)、0.07％的铌、0.4％的镍、0.5％的铜、0.005％的磷、0.002％的硫、0.001％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素。在本实施例中，将钛与氮的重量比基本控制在2.67左右，将铝与氮的重量比基本控制在6.67左右。

[0060] 制造本实施例的大线能量焊接用X80管线钢包括以下步骤：

[0061] 冶炼以形成与本实施例的大线能量焊接用X80管线钢的成分相同的钢液，即，该钢液按重量百分比计包括0.08％的碳、0.35％的硅、1.8％的锰、0.006％的氮、0.016％的钛、0.04％的铝、0.08％的稀土元素(例如，铈)、0.07％的铌、0.4％的镍、0.5％的铜、0.005％的磷、0.002％的硫、0.001％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素；

[0062] 通过连铸工艺将所述钢液铸成钢坯；

[0063] 通过再结晶区轧制和未再结晶区轧制两段轧制的方式来轧制所述钢坯，具体来讲，所述再结晶区轧制的开轧温度控制为1150℃，其终轧温度控制为985℃；所述未再结晶区轧制的开轧温度控制为880℃，其终轧温度控制为780℃，并且未再结晶区轧制的压下率控制为61％，这里，采用道次轧制方式来实现对钢坯的轧制；

[0064] 通过ACC控冷，以12℃/s的冷却速度来冷却经轧制的钢材；

[0065] 将已冷却钢材的自回火温度(也称为水冷返红温度)控制约为450℃。

[0066] 经检测，本实施例的大线能量焊接用X80管线钢的主要性能如下：屈服强度Rt0.2＝590MPa；抗拉强度Rm＝680MPa；横向伸长率A＝24％；-20℃横向冲击功AKv＝260J；在100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv＝130J；200KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv＝88J。

[0067] 实施例3

[0068] 在本实施例中，大线能量焊接用X80管线钢按重量百分比计包括：0.06％的碳、0.20％的硅、1.6％的锰、0.004％的氮、0.016％的钛、0.04％的铝、0.06％的稀土元素(例如，镧)、0.06％的铌、0.3％的镍、0.4％的铜、0.006％的磷、0.003％的硫、0.001％的氧以及余量的铁和其它不可避免的杂质元素。在本实施例中，将钛与氮的重量比基本控制为4，将铝与氮的重量比基本控制为10。

[0069] 在本实施例中，制造大线能量焊接用X80管线钢的方法与实施例2中的基本相同，不同之处在于：在本实施例中，再结晶区轧制的开轧温度控制为1180℃，其终轧温度控制为1000℃；所述未再结晶区轧制的开轧温度控制为860℃，其终轧温度控制为820℃，并且未再结晶区轧制的压下率控制为65％；冷却速度为25℃/s；自回火温度控制为约515℃。

[0070] 经检测，本实施例的大线能量焊接用X80管线钢的主要性能如下：屈服强度Rt0.2＝592MPa；抗拉强度Rm＝675MPa；横向伸长率A＝22％；-20℃横向冲击功AKv＝255J；在100KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv＝128J；200KJ/cm的焊接模拟线能量下，-20℃粗晶热影响区的低温冲击功AKv＝83J。

[0071] 实施例4

[0072] 在本实施例中，大线能量焊接用X80管线钢按重量百分比计包括：C 0.055％；Si0.22％；Mn 1.6％；N 0.0048％；Ti 0.012％；Al 0.03％；Nb 0.04％；Ni 0.3％；Cu 0.4％；
RE＝0.07％；P＝0.010％；S＝0.005％；O＝0.002％；其中Ti/N＝2.5，Al/N＝6.2，其余为Fe和不可避免杂质。

[0073] 按以上成分在真空感应炉中冶炼并浇铸成30Kg的铸坯；铸坯切冒口，锻成110mm(厚)×95mm(长)×80mm(宽)坯料；轧前进行装炉加热，加热段和均热段温度为1200±20℃，加热时间90min；出炉温度1170℃，粗轧开轧温度1150℃，粗轧终轧温度
990℃；中间坯待温厚度50mm；精轧开轧温度870℃，精轧终轧温度800℃；精轧后快速进入ACC控冷，冷速20℃/s；返红温度480℃，产品厚度12mm。

[0074] 经检测，本实施例的大线能量焊接用X80管线钢的主要性能如下：屈服强度Rt0.2