[0005] 本发明所解决的技术问题是提供一种高强度石油用管线钢，具有高强度、高韧性、低屈强比、裂纹敏感性低的优点。为实现上述目的，本发明一方面是提供高强度石油用管线钢的成分，另一方面是提高高强度石油用管线钢的生产方法。
[0006] 技术方案如下：
[0007] 一种高强度石油用管线钢，其特征在于：按重量百分比组成是：C 0.045～0.05％、Si 0.05～0.15％、Mn 1.2～1.5％、P≤0.015％、S≤0.005％、V 0.01-0.015％、Nb 0.07～0.08％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.65～0.75％、Mo 0.55～0.65％、Ni 0.1～
0.15％、Cu 0.05～0.06％、W 0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta 0.0001-0.005％、稀土(Hf+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素，最终组织以面积率统计为92-94％的针片状铁素体和6-
8％的马氏体。同时还需要满足冷裂敏感指数Pcm 0.18～0.28％，其中Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B。
[0008] 进一步：高强度石油用管线钢，其特征在于：C 0.045％、Si 0.05％、Mn 1.2％、P 0.005％、S 0.002％、V 0.01％、Nb 0.07％、Ti 0.010％、Al 0.005％、Cr 0.65％、Mo
0.55％、Ni 0.1％、Cu 0.05％、W 0.005％、Zr 0.0001％、Ta 0.0001％、稀土(Hf+La)
0.0001％、B 0.0001％、N 0.002％、Ti/N 3.42-5.5、Pcm 0.18～0.28％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。
[0009] 进一步：高强度石油用管线钢，其特征在于：C 0.048％、Si 0.1％、Mn 1.38％、P 0.008％、S 0.004％、V 0.012％、Nb 0.078％、Ti 0.011％、Al 0.01％、Cr 0.7％、Mo
0.6％、Ni 0.12％、Cu 0.055％、W 0.0065％、Zr 0.0002％、Ta 0.0003％、稀土(Hf+La)
0.0002％、B 0.0002％、N 0.002％、Ti/N 3.42-5.5、Pcm 0.18～0.28％、余量为Fe和不可避免的杂质元素。
[0010] 进一步：高强度石油用管线钢，其特征在于：C 0.05％、Si 0.12％、Mn 1.5％、P 0.01％、S 0.0048％、V 0.015％、Nb 0.08％、Ti 0.012％、Al 0.01％、Cr 0.75％、Mo
0.65％、Ni0.15％、Cu 0.06％、W 0.008％、Zr 0.0004％、Ta 0.005％、稀土(Hf+La)
0.0005％、B 0.0005％、N 0.0025％、Ti/N 3.42-5.5、Pcm 0.18～0.28％、余量为Fe和不可避免的杂质元素。
[0011] 在石油管线钢领域，随着级别的提高，在材质设计、炼钢、浇铸、钢板生产和钢管生产(UOE成形和缝焊技术)等方面都要进行系统的严格的技术把关。本发明中高强度石油用管线钢的生产方法，工艺路线包括：配比备料→铁水预处理→钢水冶炼→炉外精炼→连铸→轧制→卷取；核心步骤如下：
[0012] (1)KR铁水预处理脱硫：吹氧时间为10～17min，供氧强度为10000～18000m3/h，处理后铁水中硫含量≤0.005％；
[0013] (2)转炉冶炼：采用双渣操作，转炉底吹采用自动模型，当碳含量0.18％时补吹一次，碳含量目标≤0.055％，磷含量≤0.015％，出钢温度为1600-1610℃；采用挡渣塞、挡渣棒双挡渣出钢；出钢过程加石灰1050-1080kg和萤石230-250kg造顶渣；
[0014] (3)LF+RH精炼工艺：LF造白渣处理，炉渣目标成分：CaO 50％，SiO230％，Al2O315％，MgO 5％，FeO+Fe2O3+MnO≤1.0％，真空度≤2mbar；真空处理时间12-20分钟；
[0015] (4)连铸工艺：全程吹氩保护，避免钢水氧化，控制连铸过程增氮；采用中包覆盖剂避免钢水裸露，二冷水按照低碳合金钢配水模式，选用低碳合金保护渣；
[0016] (5)加热和轧制；钢坯装入高温电阻炉中，加热温度1180～1200℃，总在炉时间≥240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060～1080℃，单道次压下率＞
12％，末道次压下率≥25％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度≤850℃，终轧温度为690～710℃，精轧压缩比≥4，累计压下率≥85％；
[0017] (6)冷却和卷取；钢板进入层流冷却区域，以25～30℃/s的冷却速度冷却至350～380℃，之后卷取；获取的板材化学成分按重量百分比包括：按重量百分比组成是：C 0.045～0.05％、Si 0.05～0.15％、Mn 1.2～1.5％、P≤0.015％、S≤0.005％、V 0.01-0.015％、Nb 0.07～0.08％、Ti 0.010～0.012％、Al≤0.050％、Cr 0.65～0.75％、Mo 0.55～
0.65％、Ni 0.1～0.15％、Cu 0.05～0.06％、W 0.005-0.008％、Zr 0.0001-0.0004％、Ta
0.0001-0.005％、稀土(Hf+La)0.0001-0.0005％、B 0.0001～0.0005％、N 0.001-0.005％，Ti/N 3.42-5.5，余量为Fe和不可避免的杂质元素，最终组织以面积率统计为92-94％的针片状铁素体和6-8％的马氏体；
[0018] 进一步：高强度石油用管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1180℃，总在炉时间240min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1060℃，单道次压下率14％，末道次压下率26％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度820℃，终轧温度为690℃，精轧压缩比4，累计压下率85％。
[0019] 进一步：高强度石油用管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1190℃，总在炉时间260min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1080℃，单道次压下率16％，末道次压下率28％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度825℃，终轧温度为700℃，精轧压缩比5，累计压下率88％；
[0020] 进一步：高强度石油用管线钢的生产方法，其特征在于步骤(5)中加热温度1190℃，总在炉时间280min，粗轧第一阶段为奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1070℃，单道次压下率18％，末道次压下率28.5％，粗轧第二阶段为奥氏体未再结晶区轧制，精轧开轧温度830℃，终轧温度为710℃，精轧压缩比5，累计压下率90％；
[0021] 进一步：高强度石油用管线钢的生产方法，其特征在于步骤(6)中钢板进入层流冷却区域，以28℃/s的冷却速度冷却至380℃，之后卷取。
[0022] 与现有技术相比，本发明技术效果包括：
[0023] 1、本发明通过精确控制精轧开轧温度，保证组织板坯在横向、纵向组织、性能的均匀性，且列出了轧制道次压下制度。在具有高强度、高韧性的同时具有良好的焊接性。
[0024] 2、本发明中，管线钢在热连轧生产线生产，省去热处理工艺，通过对合金元素的精确控制，避免了以增加合金数量来换取性能的提高，节约了工艺成本，提高了生产效率。
[0025] 3、本发明通过合理的化学成分设计，并采取控轧控冷工艺，得到最终组织以面积率统计为92-94％的针片状铁素体和6-8％的马氏体；屈服强度为920-950MPa，抗拉强度为1080-1230MPa，-40℃冲击韧性为140-170J，延伸率为17-19％。
[0026] 4、随着石油天然气需求量的不断增加，管道的输送压力和管径也不断地增大，油气输送钢管也相应迅速向高钢级方向发展。本发明满足了X120管线钢要求，相比较于X70、X80管线钢，其强度上升幅度大，有助于天然气长距离高压输送。当输送量恒定时，采用X120高强钢钢管输送，可提高输送压力，从而使管径减小、管壁减薄，这使得焊材的使用费、焊缝的施工费、钢管的运输费等也相应的减少。使用X120级钢管可节省工程总成本5％～15％。鉴于以上所述经济效益和性能优势的驱动，本发明的高强度石油用管线钢将会有广泛的应用前景。
[0027] 接着，说明本发明的化学成分的限定理由。此处，关于成分的％意味着质量％。
[0028] C是为了得到目标强度、显微组织所必须的元素。但是，小于0.045％时，得不到必要的强度；添加超过0.05％时，成为破坏起点的碳化物大量形成，不仅导致韧性变差，现场焊接性也显著变差。因此，C的添加量设为C 0.045～0.05％。
[0029] Si具有抑制成为破坏起点的碳化物的析出的效果。因此添加0.05％以上。但是，添加超过0.25％时，现场的焊接性变差。从现场焊接性的观点出发考虑通用性时，优选为0.15％以下。进而，超过0.15％时，产生虎纹状的氧化皮花纹，有可能损坏表面的美观，所以优选其上限为0.15％。
[0030] Mn是固溶强化元素。另外，在使奥氏体区域温度扩大到低温侧的轧制结束后的冷却中，具有容易得到作为本发明显微组织的构成要件之一的连续冷却相变组织的效果。为了得到这些效果，添加Mn1.2％以上。然而，即使添加超过1.5％的Mn，其效果也饱和，所以其上限为1.5％。另外，Mn助长连续铸造钢坯的中心偏析，形成成为破坏起点的硬质相，所以优选为1.5％以下。
[0031] P是杂质，越低越优选，如果含有超过0.03％，则偏析于连续铸造钢片的中心部，引起晶界破坏，显著降低低温韧性，因此设为0.03％以下。进而，P由于给造管及现场的焊接性带来不良影响，所以考虑到上述问题时，优选为0.015％以下。
[0032] S是杂质，不仅引起热轧时的裂纹，而且如果过多，则还会使低温韧性变差。因此，设为0.005％以下。进而，S偏析于连续铸造钢片的中心附近，轧制后形成拉伸的MnS，不仅成为氢诱导裂纹的起点，还可能发生二张板裂纹等假分离。因此，考虑到耐酸性时，优选为0.005％以下。
[0033] Nb、V、Ti是本发明中重要的元素之一。Nb具有如下效果：其通过在固溶状态下的拖曳效果和/或作为碳氮化析出物的钉扎效应，抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶及粒生长，将有效晶体粒径细粒化，通过减小脆性破坏的龟裂传播中的断面单元，使低温韧性提高。进而，在作为热轧钢板制造工序的特征的卷取工序中生成微细的碳化物，因其析出强化而有利于提高强度。并且，Nb具有如下效果：使γ/α相变延迟，通过使相变温度降低，在比较慢的冷却速度下也使相变后的显微组织稳定地成为连续冷却相变组织。但是，为了得到这些效果，必须至少添加0.07％以上。另一方面，添加超过0.08％时，不仅其效果饱和，而且难以在热轧前的加热工序中使其固溶，从而形成粗大的碳氮化物而成为破坏的起点，有可能使低温韧性、耐酸性变差。V与Nb作用类似，其含量选择在V 0.01-0.015％。
[0034] Ti在通过连续铸造或钢锭铸造得到的铸坯刚凝固后的高温下作为氮化物开始析出。含有该Ti氮化物的析出物在高温下稳定，在后续板坯再加热中也不完全固溶，发挥钉扎效应，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将显微组织微细化，改善低温韧性。另外，在γ/α相变中抑制生成铁素体的核，具有促进生成作为本发明要件的连续冷却相变组织的效果。为了得到上述效果，必须添加至少0.01％以上的Ti。另一方面，即使添加超过0.012％，该效果也饱和。通常为了充分利用N与Ti形成细小弥散分布的TiN来提高产品强度，需要控制Ti、N、以及Ti/N比例，本发明中Ti/N 3.42-5.5。由于以这些微细的氧化物为核并含有Ti氮化物的析出物微细地结晶或析出，因此使含有Ti氮化物的析出物的平均当量圆直径变小，不仅因密集分散的效果而抑制轧制中或轧制后的奥氏体的回复、再结晶，还抑制卷取后的铁素体的粒生长。
[0035] Al是为了在钢液脱氧时使多数微细的氧化物分散所必须的元素。过量添加时，其效果消失，所以其上限设为0.05％。
[0036] N如上所述形成含有Ti氮化物的析出物，抑制板坯再加热中的奥氏体粒的粗大化，将后续控制轧制中与有效晶体粒径有相关的奥氏体粒径细粒化，通过使显微组织成为连续冷却相变组织，从而改善低温韧性。但是，其含量小于0.001％时，得不到该效果。另一方面，含有超过0.005％时，因时效而延展性降低，造管时的成形性降低。
[0037] 在基本中进一步添加Mo、Cr、Ni、Cu的主要目的在于，不损害本发明钢的优异特征而谋求可制造的板厚度的扩大或母材的强度、韧性等特性的提高。因此，其添加量是应当受自身限制的性质的量。
[0038] Mo具有使淬火性提高、使强度上升的效果。另外，Mo与Nb共存，有力抑制在控制轧制时奥氏体的再结晶，将奥氏体组织微细化，具有提高低温韧性的效果。但是，即使添加超过0.65％，其效果也饱和，因此设为0.65％以下。另外，添加0.55％以上时，延展性降低，有可能使造管时的成形性降低。
[0039] Ni与Mn或Cr、Mo比较，在轧制组织(特别是板坯的中心偏析带)中形成对于低温韧性、耐酸性有害的硬化组织的情况较少，因此，具有不使低温韧性或现场焊接性变差而提高强度的效果。但是，即使添加超过0.15％，其效果也饱和，因此设为Ni 0.1～0.15％。
[0040] Cu具有提高耐腐蚀性、耐氢诱导裂纹特性的效果。至少应该添加0.05％以上，但是，即使添加超过0.06％，其效果也饱和。
[0041] W是在提高淬硬性的同时，形成碳化物及氮化物以改善强度的元素。为了得到其效果，需要添加0.005％以上的W。但是，超过0.008％的大量的W的添加使母材的强度增加到所需以上，而且使韧性显著降低。因此，将W量的范围规定为0.005-0.008％
[0042] Zr与Nb同样，是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，在0.0001％以下添加时，没有其效果。另外，在添加超过0.0004％的Zr时，导致韧性降低。因此将Zr规定为0.0001-0.0004％。
[0043] Ta与Nb同样，是具有通过形成碳化物及氮化物而提高强度的效果的元素。但是，在0.0001％以下添加时，没有其效果。另外，在添加超过0.00050％的Ta时，导致韧性降低。因此将Ta规定为0.0001-0.005％。
[0044] B具有提高淬火性、容易得到连续冷却相变组织的效果。进而，B具有提高Mo的淬火性改善效果、同时与Nb共存来协同地增加淬火性的效果。因此，需要添加B 0.0001～0.0005；因为添加超过0.0005％时，发生板坯裂纹。
[0045] RE是常见是对非金属夹杂物改性的元素，同时还能细化晶粒，提高氧化物的钉扎效果或耐层状撕裂性，提高强度和韧性。但是，即使添加小于0.0001％，也没有该效果；添加超过0.0005％时，成本会增加。本申请稀土RE是Hf+La，稀土RE中Hf/La为2-4。
