本發明涉及一種管線鋼及生產方法，具體屬于一種耐H2S腐蝕性能優異的高強韌正火管線鋼及生產方法。
背景技術：
石油、天然氣是國民經濟發展的重要能源，在能源消費中的比重日益增加。當前管道輸送依然是石油、天然氣最為經濟、安全、高效的長距離輸送方式。然而，隨著易開采石油、天然氣資源的枯竭，H2S含量高的天然氣開發力度正不斷加大。
H2S是石油和天然氣中最具有腐蝕作用的有害介質之一。當管線鋼暴露在含濕H2S的輸送介質中時，材料極易發生H2S酸性腐蝕，造成送管道突然失效，其中氫致開裂（HIC）和硫化物應力開裂（SSCC）是H2S腐蝕的主要形式。
我國大部分油氣田中含有的H2S濃度含量較高，集輸管線管輸送的介質是未經脫鹽、脫水、脫硫等處理的石油或天然氣。管線鋼除要求其具有良好的強度、沖擊性能和焊接性能之外，還要求具有較好的抗H2S腐蝕性能。正火態管線鋼因其組織與性能均勻的特性，相較于熱軋態更適合于集輸管線的制造。同時考慮到提高油氣輸送效率的需求，亟需開發兼具高強韌與優良耐H2S腐蝕性能的正火態管線鋼。
對于輸送含H2S油氣資源的管線鋼，腐蝕產生的氫原子不斷向鋼中缺陷位置（帶狀組織、夾雜物、晶格缺陷等）聚集并產生氫分子。當缺陷部位氫分子濃度升高到一定程度時，就會引起聚集處發生永久變形并導致管線鋼實效，其重要形式包括氫致裂紋開裂（HIC）和硫化物應力腐蝕開裂（SSCC）。
經檢索，在本發明之前，中國專利申請號為CN201010235925.6與CN201510297590.3的文獻，均涉及到正火鋼X60N，其化學成分均采用中C+中Mn體系，其存在不具備耐腐蝕特性的問題。
中國專利申請號為CN201210271608.6的文獻，涉及到正火鋼X52NS鋼，其采用Cu+Cr+Ni+V的體系，其存在生產成本較高的不足。
中國專利申請號為CN201610419909.X的文獻，其涉及的正火鋼存在Mn含量偏高，成品的強度僅達X52級別，且不具備耐腐蝕特性。
中國專利申請號為CN201310146465.3的文獻，其涉及 無縫鋼管的制造，其存在合金元素含量極高（Cr 1.0~9.0 wt%、W 0.1~0.2 wt%），不具備經濟性優勢。
技術實現要素：
本發明在于克服現有技術存在的不足，提供一種在具有高強度、高韌性及良好的可焊接性之外，還必須具有優異的耐H2S腐蝕性能的高強韌正火管線鋼及生產方法。
實現上述目的的措施：
一種耐H2S腐蝕性能優異的高強韌正火管線鋼，其組分及重量百分比含量為：C 0.05~0.08%，Si 0.30~0.45%，Mn 0.85~1.0%，P≤0.010%，S≤0.0020%， Mo 0.10~0.20%，Nb 0.06~0.12%， B不超過0.0005%，RE不超過0.0005%，其它為Fe及不可避免的夾雜元素；金相組織為：鐵素體+彌散M/A島+少量珠光體。
生產一種耐H2S腐蝕性能優異的高強韌正火管線鋼的方法，其步驟：
1）對連鑄后鑄坯加熱，控制其加熱溫度在1100~1150℃；
2）進行粗軋，并控制粗軋結束溫度為1020~1070℃；
3）進行精軋，并控制其開軋溫度不超過950℃，終軋溫度不低于860℃；
4）進行冷卻，在冷卻速度不低于55℃/s條件下冷卻至卷取溫度；
5）進行卷取，控制卷取溫度不超過450℃；
6）進行正火，并控制正火溫度在860~900℃，并再此溫度下按照2min/mm進行保溫，并控制正火過程冷卻速度在5~8℃/s。
本發明中各化元素級主要工藝的作用及機理：
C：C為最基本、最經濟的強化元素，通過固溶強化和析出強化有效地提高鋼的強度。C含量低于0.05%時，對鋼的強度作用不明顯，含量高于0.080%時，則會降低鋼的塑性、韌性和可焊接性，并且會加重鋼中的帶狀組織級別。故本發明中C的含量控制為0.050~0.080%。
Si：Si主要以固溶強化形式提高鋼的強度，同時也是鋼中的脫氧元素，但含量過低時強化效果不明顯，含量過高時又對鋼的韌性不利。故本發明中Si的含量控制為0.30~0.45%。
Mn：Mn是鋼中重要的固溶強化元素，利于提高鋼的強度和低溫韌性。但其含量過高時，會導致其鋼中成分偏析嚴重，進而促進鋼中硬脆的珠光體或者M/A帶狀組織形成，惡化鋼的耐H2S腐蝕性能。同時，高的Mn含量易于促進MnS條帶狀夾雜物的產生，成為鋼中擴散氫的聚集地，容易誘發氫致開裂。故本發明中Mn的含量控制為0.85~0.10%。
Mo：Mo能夠擴大奧氏體相變區，提高鋼的淬透性，改善鋼在厚度截面的組織均勻性。同時，Mo的添加使鋼在較低的冷速下容易獲得均勻分布的M/A組織，提高鋼的強度性能。Mo元素具有與Mn元素相似的強韌化作用，Mo的添加避免了鋼中高的Mn含量，進而避免了鋼中帶狀組織惡化，提高了鋼的耐H2S腐蝕性能。故本發明中Mo含量控制為0.10~0.20%。
Nb：熱軋過程中Nb具有強烈的晶粒細化作用和中等的析出強化作用，能夠延遲奧氏體再結晶，導致奧氏體晶粒和相變產物的細化并提高鋼的強韌性。正火過程中，鋼中固溶的Nb元素通過溶質拖曳效應阻止奧氏體晶粒的過度長大，可以使熱軋時的晶粒細化程度得到較大程度的遺傳，且在正火冷卻過程中Nb元素以第二相粒子形式析出，提高正火鋼的強度。本發明中Nb含量控制為0.06~0.12%。
P、硫S：P會降低鋼的低溫韌性，惡化焊接性能，并且P容易在鋼中偏析，促進帶狀組織的產生，不利于鋼的耐H2S腐蝕特性。S容易與Mn形成長條狀MnS夾雜，在影響鋼韌性的同時，氫原子傾向于在MnS尖端聚集，從而誘發H2S腐蝕開裂。因此，本發明應盡量減少P、S的含量以減少其對鋼的不利影響，P的含量控制為P≤0.010%，S的含量控制為S≤0.0020%。
考慮到用戶對管線鋼化學成分的普遍要求，本發明中不故意添加B和RE元素，且要求B≤0.0005%、RE≤0.0005%。
本發明為獲得兼顧高強韌性和優異耐腐蝕性能的正火態管線鋼，除對化學成分進行優化設計外，還在熱軋階段（粗軋、精軋、冷卻等）與正火階段（溫度、時間、冷速等）的生產工藝進行了針對性設計。具體設計思路如下：
本發明之所以采用低C+低Mn體系以降低鋼中帶狀組織的形成趨勢，同時利用熱軋后的快速冷卻技術抑制相變階段C元素的擴散和局部富集，以提高鋼的耐腐蝕性能。
本發明之所以添加適量的固溶強化Mo元素，以促進較低冷速下（正火冷卻）鋼中硬相組織的轉變，使正火鋼的強度性能提高。
本發明之所以采用TMCP+低C高Nb技術的進行生產，通過充分的再結晶細化和未再結晶位錯密度積累，以促進奧氏體中固溶的Nb元素以NbC的形式在位錯與晶界處彌散析出，進而為正火階段奧氏體晶粒形核提供有利條件，從而實現奧氏體晶粒的細化和正火鋼的強韌性改善。
本發明之所以控制正火溫度和保溫時間，在保證完全奧氏體化的同時避免晶粒過度長大，以免惡化正火鋼的強度和韌性。
本發明之所以當控制正火冷卻過程中的冷卻速度，避免因板厚中心冷卻緩出現的條帶狀硬相組織，進而嚴重惡化鋼的抗腐蝕性能。
本發明與現有技術相比，在具有高強度、高韌性及良好的可焊接性之外，即屈服強度Rt0.5 ≥415MPa，抗拉強度Rm ≥520MPa， -30℃沖擊功KV2≥200J（全尺寸規格），-30℃DWTT斷面剪切率SA≥90%。
同時，本發明在NACE及 A溶液中具有優異的耐H2S腐蝕性能。具體表現為，按照NACE TM 0284標準，在A溶液中進行HIC檢驗，正火管線鋼試樣斷面的裂紋長度率CLR、裂紋厚度率CTR、裂紋面積率CSR值均為0，即試樣斷面無裂紋；按照NACE TM 0177標準，在A溶液中分別采用四點彎曲法和恒載荷拉伸法進行SSCC檢驗，正火管線鋼試樣在加載載荷為0.80×實際屈服強度載荷條件下均未觀察到裂紋。
采用上述成分與工藝成產的正火管線鋼可用于L415N級別以上的直縫埋弧焊管的制造與生產。
附圖說明
圖1為本發明鋼板的金相組織圖。
具體實施方式
下面對本發明予以詳細描述：
表1為本發明各實施例及對比例的化學成分列表；
表2為本發明各實施例及對比例的主要工藝參數列表；
表3為本發明各實施例及對比例的拉伸性能和鍍層質量檢測結果列表。
本發明各實施例均按照以下步驟進行生產：
1）對連鑄后鑄坯加熱，控制其加熱溫度在1100~1150℃；
2）進行粗軋，并控制粗軋結束溫度為1020~1070℃；
3）進行精軋，并控制其開軋溫度不超過950℃，終軋溫度不低于860℃；
4）進行冷卻，在冷卻速度不低于55℃/s條件下冷卻至卷取溫度；
5）進行卷取，控制卷取溫度不超過450℃；
6）進行正火，并控制正火溫度在860~900℃，并再此溫度下按照2min/mm進行保溫，并控制正火過程冷卻速度在5~8℃/s。
表1 本發明各實施例與對比鋼化學成分取值列表（wt％）
表2 本發明實施例與對比例的主要工藝參數取值
表3 本發明各實施例及對比例力學性能列表
從表3數據可知，本發明實施例的力學性能和HIC、SSCC性能均優于對比例。
本具體實施方式僅為最佳例舉，并非對本發明技術方案的限制性實施。