CN104250713B - 一种x80级抗大变形管线钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种X80级抗大变形管线钢板，其特征在于：该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.04～0.1%，Si：0.2～0.3%，Mn：1.7～1.9%，S：≤0.002%，P：≤0.012%，Al≤0.045%，Cr：0.15～0.35%，Nb：0.05～0.06%，V：0.01～0.03%，Ni：0.2～0.35%，Ti：0.012～0.02%，Cu：0.01～0.18%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.01～0.09%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。其制造流程如下：连铸坯冶炼→连铸坯加热→两阶段轧制→适度冷却→快速冷却，其中适度冷却是制造工艺中的关键步骤，与组分Mo相互配合，可明显改善大壁厚厚度方向组织不均匀且晶粒粗大的问题，且工序简单、成分经济。

Description

一种 X80 级抗大变形管线钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于抗大变形管线钢板及其制造方法，具体涉及一种塑性更好的X80级抗大变形管线钢板及其制造方法。

背景技术

管道运输是石油、天然气最经济最合理的输送方式。长输送管道不仅要经过不同温度区域，还需要经过地震冻土带、泥石流、山体滑坡等自然灾害引起的地层运动地区，因此需要管道除满足高压力高韧性要求外，另行具备相对较高的抗大变形能力。

抗大变形管线钢是管线钢发展最具挑战性的领域之一，要求管线钢具有更高的抗压缩和拉伸应变的性能。大量的研究证明，在基本强塑性衡量参数，如屈服强度、抗拉强度及延伸率之外，能够衡量其抗大变形的主要指标为均匀塑性变形延伸率UEL≥10%、屈强比Rt0.5/Rm≤0.80等。

申请号2009100760066.8公开的一种生产X80钢级抗大变形管线钢中厚板生产方法，其基本思想是在两阶段轧制后，钢板经空冷驰豫至相变温度以下30～50℃，最终获得铁素体+贝氏体双相组织。然而，这种方法得到的铁素体是在奥氏体向铁素体相变的高温区形成的，而且获得的先共析铁素体主要是沿原奥氏体晶界析出，析出位置单一且较粗大，此外，由于采用了空冷驰豫处理，在钢板厚度较大的情况下，所需时间较长而造成生产效率大幅降低。

申请号201010101105.8公开的一种低屈强比X80级管线钢及其生产方法，其基本原理是采用轧后超快冷技术，将钢板冷却到奥氏体过冷区，然后采用一定的冷却速度将钢板冷却到目标温度。该发明申请呈现如下特点：a）该发明采用的合金较多，如Mo含量为0.22～0.32%，因而成本较高；b）采用的超快速冷却技术在实际生产控制上有一定难度，尤其随着钢板厚度增加后，钢板表面与心部温度会相差很大，对钢板的强度、韧性有一定的影响，产品质量不稳定，不适于批量生产。类似的工艺还有申请号201210194214.8的专利申请。

申请号201010557.4公开的一种X70或X80抗大变形钢管生产方法，其钢板生产部分基本思想与申请号2009100760066.8类似，即通过轧后空冷驰豫获得一定量先共析铁素体后再进行冷却，该发明特点如下：a）加入的合金较多且含量较高，生产不经济，光Mo含量就达到了0.1～0.3%，严重影响了钢材的焊接性能；b）且获得的产品为多相组织，这种组织结构对后续制管带来不利控制。

申请号CN201210327206公开的抗变形X80-X100变形钢板及其制造方法，其基本思想与申请号2009100760066.8的相似，也即采用空冷驰豫的方法将钢板先冷却到两相区，既然都是采用空冷驰豫的方法，都会因为空冷时间较长尤其在壁厚较厚的情况下，生产效率受到影响。

综上，提供一种能够生产出抗大变形性能优良的X80级管线钢，且工艺简单、生产效率高的管线钢制造工艺是本领域技术人员迫切需要解决的技术难题。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是针对上述现有技术提供一种X80级抗大变形管线钢板，其具备优良的低温韧性及抗大变形性能：低屈强比、高均匀延伸率和高应力比。

本发明所要解决的另一技术问题是针对上述现有技术提供一种制造上述X80级抗大变形管线钢板的制造方法。

本发明解决上述技术问题所采用的技术方案为，一种X80级抗大变形管线钢板，该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.04～0.1%，Si：0.2～0.3%，Mn：1.7～1.9%，S：≤0.002%，P：≤0.012%，Al≤0.045%，Cr：0.15～0.35%，Nb：0.05～0.06%，V：0.01～0.03%，Ni：0.2～0.35%，Ti：0.012～0.02%，Cu：0.01～0.18%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.01～0.09%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素。

进一步地，所述钢板的组织主要包括铁素体和贝氏体，其中铁素体所占钢板整体的重量百分比为45～65%。

进一步地，所述钢板的横向屈服强度Rt0.5：490～550MPa，横向抗拉强度Rm：690～740Mpa，横向屈强比Rt0.5/Rm≤0.76，-20℃夏比冲击功CVN≥300J，-15℃夏比冲击剪切面积SA%≥90%；纵向屈服强度460～530MPa；纵向抗拉强度690～730Mpa，纵向均匀延伸率Uel≥12%，纵向屈强比≤0.75；纵向应力比Rt1.5/Rt0.5≥1.18、Rt2.0/Rt1.0≥1.1。

本发明X80级抗大变形管线钢板的化学成分是这样确定的:

C：是钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化可明显提高钢的强度，但对钢的韧性及延性以及焊接性能带来不利影响，因此管线钢的发展趋势是不断降低C含量，考虑到抗大变形钢组织的特性，为保证获得一定量的贝氏体组织，需要将C控制在适当的范围内，本发明中将C含量控制在0.04～0.10%。

Si：是钢中的脱氧元素，并以固溶强化形式提高钢的强度，而且有利于钢的耐腐蚀性能。当Si 含量较低时，脱氧效果较差，Si 含量较高时，会造成韧性降低。本发明Si 含量控制为0.2～0.3%。

Mn：通过固溶强化提高钢的强度，是管线钢中弥补因C含量降低而引起强度损失的最主要的元素，Mn同时还是扩大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，降低韧脆性转变温度，Mn也是提高钢淬透性的元素。本发明中Mn含量设计在1.7-1.9%范围。

Al：主要是起固氮和脱氧作用。Al与N 接合形成的AlN可以有效地细化晶粒，但含量过高会损害钢的韧性而且热加工性变差。因此，本发明控制其含量(Alt)在0.02 ～ 0.04%的范围。

Cr：是铁素体形成元素，同时Cr还可提高钢的淬透性，本发明将Cr控制在0.15～0.35%。

Nb：是对晶粒细化作用非常明显的元素。通过Nb的固溶拖曳可延迟钢的γ→α相转变，在热轧过程中Nb（C，N）应变诱导析出可阻碍奥氏体的回复、再结晶，经快速冷却使未再结晶区轧制的形变奥氏体在相变时形成细小的相变产物，以提高钢材的强度和韧性，本发明通过C的含量确定Nb含量为0.05～0.06%。

V：具有较高的析出强化和较弱的晶粒细化作用，在Nb、V、Ti三种微合金元素复合使用时，V主要起析出强化作用，本发明控制其含量在0.01～0.03%。

Ti：属于较强的固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.02%左右的Ti就可固定钢中60ppm以下的N，在板坯连铸过程中即可形成TiN析出相，这种细小的析出相可有效阻止板坯在加热过程中奥氏体晶粒的长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时可改善焊接热影响区的冲击韧性，是管线钢中不可缺少的元素。本发明控制其含量在0.012～0.02%。

Mo：可抑制γ→α相变时铁素体相的形成，对控制相变起到重要作用，同时也是提高钢的淬透性元素。本发明将Mo控制在0.01～0.09%范围内。

S、P：是管线钢中不可避免的杂质元素，易形成偏析、夹杂等缺陷，会给钢板的韧性以及热加工性带来不利的影响，应尽量减少其含量。加入适量的Ca可将管线钢中的长条形硫化物夹杂转变为球状的CaS夹杂，显著降低硫在晶界的偏聚，Ca对降低管线钢脆性和提高管线钢铸造时的抗热裂型是十分有益的，但加入过多的钙反而会增加管线钢中的夹杂物，对韧性的提高不利。本发明控制P ≤0.012%，S ≤0.002%，Ca≤0.002%，使管线钢获得较好的韧性。

Cu、Ni：可通过固溶强化提高钢的强度，Ni的加入一方面可提高钢的韧性，同时改善Cu在钢中易引起的热脆性，另一方面，Ni的加入可提高淬透性，本发明将Cu控制在0.01～0.18%；Ni控制在 0.2～0.35%。

N：是对韧性有害的杂质元素，为了得到优良的低温韧性，本发明控制其在钢中的含量 ≤ 0.0046%。

相比专利《抗变形X80-X100管线钢板》（授权公告号CN102851587B），本发明在X80级管线钢板中加入了微量的Mo（0.01～0.09%），大量试验证实，该含量的元素Mo能够在过冷度下，抑制先共析铁素体在奥氏体晶界过度析出而转向高能区析出，并控制于奥氏体结晶区析出的先共析铁素体与转向高能区析出的先共析铁素体保持均衡，从而使最终管线钢成品中的铁素体分布均匀，以益于提高管线钢的韧性、延伸率，而提高塑性和抗大变形性能。

本发明解决另一技术问题的技术方案为，一种制造上述X80级抗大变形管线钢板的方法，工艺步骤如下：铸造化学成分与钢板成品化学成分相符的连铸坯，将连铸坯加热至1180～1230℃，保温3～4小时，出炉；高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1130～1180℃，经多道次轧制后，终轧温度为1030～1080℃，并控制有两道次变形率≥17%；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为830～900℃，终轧温度为750～840℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60%；轧制完成后，以8～18℃/s的冷却速度对钢板进行适度冷却，适度冷却的终冷温度为625～670℃；之后以22～38℃/s的冷却速度对钢板进行快速冷却，快速冷却的终冷温度控制在300～400℃，最后空冷至室温即获得X80级抗大变形管线钢板。

优选地，所述适度冷却的终冷温度为630～670℃。

优选地，所述快速冷却步骤的冷却速度为30～35℃/s。

优选地，所述再结晶区轧制的轧制次数为5～7道次。

X80级抗大变形管线钢板的性能与管线钢板制造方法有直接关系，制造流程如下：按照管线钢板成品化学成分连铸连铸坯→连铸坯加热→两阶段轧制→适度冷却→快速冷却。其中适度冷却是制造工艺中的关键步骤之一，其设计原理是与化学组分Mo的作用相互配合。在奥氏体向贝氏体相转变过程中，一般情况下，先共析铁素体在较高过冷度的刺激下会沿着奥氏体晶界析出，并快速长大，导致最终获得的钢材中铁素体分布杂乱且晶粒较大，严重影响管线钢的抗压缩和拉伸应变的性能，这也是现有技术中一直难以有效解决的技术难题。本发明从两方面做出改进：其一，通过加入合金元素Mo，并控制其含量在0.01～0.09%范围，一定程度上抑制先共析铁素体沿奥氏体晶界过度析出而部分转向沿变形带高能区析出，从而控制铁素体向钢材整体均匀析出；其二，通过上述适度冷却工艺，在先共析铁素体析出过程中，控制先共析铁素体析出的过冷度，不仅有效控制了铁素体的析出速率，防止铁素体取向杂乱，而且能够防止铁素体过度生长，避免形成的铁素体晶粒粗大。添加微量Mo和适度冷却工艺相互配合作用，能够有效控制先共析铁素体的析出形式包括析出速率、析出分布、析出量及铁素体晶粒的大小、取向等，总体上通过组织控制获得的先共析铁素体的含量能够精确控制在45～65%，更精确控制在50%～55%，铁素体含量过高会使管线钢的屈强比过高而影响钢材塑性，本发明中所制得的X80管线钢主要由成分均衡的铁素体和贝氏体构成，其能够满足横向屈强比≤0.76，纵向屈强比≤0.75。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

(1) 从化学成分上讲，本发明添加了有利于控制先共析铁素体析出的元素Mo，并控制其含量在0.01～0.09%的微量范围内，成本经济，其实质是起着对先共析铁素体析出方式的微调节作用，让先共析铁素体析出均匀，其与适度冷却工艺相互配合。

(2) 从制造工艺上讲，本发明摒弃了现有技术中耗时较长的空冷弛豫工艺，在轧后和进入快速冷却步骤前添加适度冷却工艺，并控制冷却速度在8～18℃/s、终冷温度在630～750℃，以优化先共析铁素体的析出方式，通过与微量Mo的配合，最终获得的管线钢板中铁素体分布均匀、晶体细小且含量可控，可明显改善大壁厚钢板厚度方向组织不均匀问题。所采用的适度冷却工艺简化了整体工艺步骤，大大缩减了生产周期，提高了生产效率，适于批量生产。

(3) 本发明提供的X80级抗大变形管线钢板其强度和塑性指标满足以下抗大变形主要性能要求：横向屈服强度Rt0.5：490～550MPa，横向抗拉强度Rm：690～740Mpa，横向屈强比Rt0.5/Rm≤0.76，-20℃夏比冲击功CVN≥300J，-15℃夏比冲击剪切面积SA%≥90%；纵向屈服强度460～530MPa；纵向抗拉强度690-730Mpa，纵向均匀延伸率Uel≥12%，纵向屈强比≤0.75；纵向应力比Rt1.5/Rt0.5≥1.18、Rt2.0/Rt1.0≥1.1。

附图说明

图1为本发明X80级抗大变形管线钢板的近表面组织图；

图2为本发明X80级抗大变形管线钢板的心部组织图；

图3为常规采用驰豫空冷获得的X80级管线钢的近表面组织图。

具体实施方式

以下结合附图实施例对本发明作进一步详细描述。

实施例1

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度为370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括： C：0.09%，Si：0.30%，Mn：1.7%，S≤0.002%,，P≤0.012%，Al：0.03%，Cr：0.25%，Nb：0.05%，V：0.01%，Ni：0.25%，Ti：0.012%，Cu：0.1%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.01%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1200℃，保温3.5小时，出炉，20MPa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1180℃，分5道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥17%，终轧温度为1050℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为90mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为850℃，终轧温度为810℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60%，所得管线钢板成品的厚度为26.4mm；轧制完成后，经水适度冷却，冷却速度为10℃/s，测定钢板此时动态相变温度为700℃，控制适度冷却的终冷温度为670℃；接着将钢板送入快速冷却装备进行快速冷却，冷却速度为35℃/s，终冷温度为330℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为先共析铁素体+贝氏体双相组织，其中铁素体所占重量百分比为50%，其大厚壁厚度方向组织形貌如图1所示，与图3所示的采用常规弛豫空冷制得的X80级管线钢相比，组织更加均匀、晶粒更加细小、晶粒取向更加规整。经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度Rt0.5：520MPa；抗拉强度Rm：735MPa，横向屈强比Rt0.5/Rm=0.76；纵向屈服强度490 MPa，CVN(-20℃) =305J,SA%(-15℃)=90%；纵向抗拉强度Rm：730Mpa纵向均匀延伸率Uel=12%；纵向屈强比=0.67；纵向Rt1.5/Rt0.5=1.27，Rt2.0/Rt1.0=1.17

实施例2

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度为370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括： C：0.04%，Si：0.25%，Mn：1.8%，S≤0.002%,，P≤0.012%，Al：0.03%，Cr：0.25%，Nb：0.055%，V：0.01%，Ni：0.3%，Ti：0.015%，Cu：0.12%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.09%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1180℃，保温3.0小时，出炉，20MPa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1150℃，分7道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥17%，终轧温度为1030℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为90mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为850℃，终轧温度为830℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60%，所得管线钢板成品的厚度为26.4mm；轧制完成后，经水适度冷却，冷却速度为13℃/s，测定钢板此时动态相变温度为655℃，控制适度冷却的终冷温度为625℃；接着将钢板送入快速冷却装备进行快速冷却，冷却速度为28℃/s，终冷温度为300℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为先共析铁素体+贝氏体双相组织，其中铁素体所占质量百分比为54%，其大厚壁厚度方向组织形貌如图2所示，与图3所示的采用常规弛豫空冷制得的X80级管线钢相比，组织更加均匀、晶粒更加细小、晶粒取向更加规整。经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度Rt0.5：490MPa；抗拉强度Rm：705MPa，横向屈强比Rt0.5/Rm=0.70；纵向屈服强度465 MPa，CVN(-20℃) =345J,SA%(-15℃)=96%；纵向抗拉强度Rm：710Mpa纵向均匀延伸率Uel=13.5%；纵向屈强比=0.65；纵向Rt1.5/Rt0.5=1.23，Rt2.0/Rt1.0=1.19

实施例3

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度为370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括： C：0.07%，Si：0.25%，Mn：1.8%，S≤0.002%,，P≤0.012%，Al：0.03%，Cr：0.25%，Nb：0.06%，V：0.01%，Ni：0.3%，Ti：0.02%，Cu：0.12%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.05%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1200℃，保温4小时，出炉，20MPa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1180℃，分6道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥17%，终轧温度为1050℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为95mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为870℃，终轧温度为840℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60%，所得管线钢板成品的厚度为27.5mm；轧制完成后，经水适度冷却，冷却速度为18℃/s，测定钢板此时动态相变温度为642℃，控制适度冷却的终冷温度为630℃；接着将钢板送入快速冷却装备进行快速冷却，冷却速度为30℃/s，终冷温度为350℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为先共析铁素体+贝氏体双相组织，其中铁素体所占重量百分比为55%。经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度Rt0.5：495MPa；抗拉强度Rm：725MPa，横向屈强比Rt0.5/Rm=0.68；纵向屈服强度478 Mpa，CVN(-20℃) =315J,SA%(-15℃)=92%；纵向抗拉强度Rm：725MPa纵向均匀延伸率Uel=12.8 %；纵向屈强比=0.66；纵向Rt1.5/Rt0.5=1.25，Rt2.0/Rt1.0=1.16

实施例4

将与所制管线钢板化学成分相符的钢水经连铸机连铸出厚度为370mm的连铸坯，所得连铸坯的化学成分按照质量百分比计包括： C：0.06%，Si：0.25%，Mn：1.9%，S≤0.002%,，P≤0.012%，Al：0.03%，Cr：0.3%，Nb：0.05%，V：0.01%，Ni：0.35%，Ti：0.02%，Cu：0.18%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.04%，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

把连铸坯加热至1200℃，保温3.5小时，出炉，20MPa高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1180℃，分6道次轧制，其中两道次轧制的变形率≥17%，终轧温度为1050℃，再结晶区轧制后所得中间坯的厚度为95mm；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为870℃，终轧温度为840℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60%，所得管线钢板成品的厚度为27.5mm；轧制完成后，经水适度冷却，冷却速度为15℃/s，测定钢板此时动态相变温度为660℃，控制适度冷却的终冷温度为630℃；接着将钢板送入快速冷却装备进行快速冷却，冷却速度为30℃/s，终冷温度为330℃，最后空冷至室温。所得管线钢的组织为先共析铁素体+贝氏体双相组织，其中铁素体所占重量百分比为65%。经检测，其强度和塑性指标如下：横向屈服强度Rt0.5：500Mpa；抗拉强度Rm：720Mpa，横向屈强比Rt0.5/Rm=0.69；纵向屈服强度478 MPa，CVN(-20℃) =325J,SA%(-15℃)=95%；纵向抗拉强度Rm：723MPa，纵向均匀延伸率Uel=13.2%；纵向屈强比=0.66；纵向Rt1.5/Rt0.5=1.27，Rt2.0/Rt1.0=1.14。

Claims (5)

1.一种X80级抗大变形管线钢板的制造方法，其特征在于：该钢板的化学成分按质量百分比计为C：0.04～0.1%，Si：0.2～0.3%，Mn：1.7～1.9%，S：≤0.002%，P：≤0.012%，Al≤0.045%，Cr：0.15～0.35%，Nb：0.05～0.06%，V：0.01～0.03%，Ni：0.2～0.35%，Ti：0.012～0.02%，Cu：0.01～0.18%，Ca：≤0.002%，N：≤0.0046%，Mo：0.01～0.09%，余量为Fe 及不可避免的杂质元素，所述钢板的组织主要包括铁素体和贝氏体，其中铁素体所占钢板整体的重量百分比为45～65%；

工艺步骤如下：铸造化学成分与钢板成品化学成分相符的连铸坯，将连铸坯加热至1180～1230℃，保温3～4小时，出炉；高压水除鳞后进行两阶段轧制：第一阶段为再结晶区轧制，开轧温度为1130～1180℃，经多道次轧制后，终轧温度为1030～1080℃，并控制有两道次变形率≥17%；第二阶段为非再结晶区轧制，开轧温度为830～900℃，终轧温度为750～840℃，非再结晶区轧制的累积变形率≥60%；轧制完成后，以8～18℃/s的冷却速度对钢板进行适度冷却，适度冷却的终冷温度为625～670℃；之后以22～38℃/s的冷却速度对钢板进行快速冷却，快速冷却的终冷温度控制在300～400℃，最后空冷至室温即获得X80级抗大变形管线钢板。

2.根据权利要求1所述的X80级抗大变形管线钢板的制造方法，其特征在于：所述钢板的横向屈服强度Rt0.5：490～550MPa，横向抗拉强度Rm：690～740Mpa，横向屈强比Rt0.5/Rm≤0.76，-20℃夏比冲击功CVN≥300J，-15℃夏比冲击剪切面积SA%≥90%；纵向屈服强度460～530MPa；纵向抗拉强度690～730Mpa，纵向均匀延伸率Uel≥12%，纵向屈强比≤0.75；纵向应力比Rt1.5/Rt0.5≥1.18、Rt2.0/Rt1.0≥1.1。

3.根据权利要求1所述的X80级抗大变形管线钢板的制造方法，其特征在于：所述适度冷却的终冷温度为630～670℃。

4.根据权利要求1所述的X80级抗大变形管线钢板的制造方法，其特征在于：所述快速冷却步骤的冷却速度为30～35℃/s。

5.根据权利要求1所述的X80级抗大变形管线钢板的制造方法，其特征在于：所述再结晶区轧制的次数为5～7道次。