本发明涉及一种管用钢及生产方法，属于一种屈服强度≥680mpa、抗拉强度≥780mpa、性能均匀—全板厚硬度波动小于25hv1.0、屈强比小于0.88、延伸率不低于17%，理论作业深度达到7600m、井下作业压力达100mpa的具有良好可变形能力的高强度连续管用热轧钢带及生产方法,。
背景技术：
连续管是用于石油钻采业的新型管材，长达数千米至上万米的柔性钢管盘绕在管盘上，作业时从管盘上打开，作业完毕后再次盘绕在管盘上，可反复使用。相较于传统油井管，连续油管作业更为灵活，具有带压作业、连续起下、设备体积小、作业周期快、成本低的优点，但目前存在其理论作业深度不超过6000米，井下作业压力低的不足。
在本发明之前，有：
中国专利申请号为201611162208.9的文献，公开了“一种ct90级连续管用热轧钢带及其生产方法”，该产品强度水平相对较低，在超深井作业过程中，其难以承受大的自重，以及作业过程中钢管内部的高压，用该产品生产的连续管，其理论作业深度仅能达到6000m。
中国专利申请号为200710168545.3的文献，公开了“一种高塑性连续油管用钢及其制造方法”，其组织中含有部分铁素体和珠光体，这大幅降低了其钢带强度，根据其全部实施例，屈服强度≤590mpa，抗拉强度≤700mpa，过低的强度决定了其无法适用于超深井作业；此外，其合金及设计使得其钢带表面存在发生铜脆的可能，易诱发疲劳裂纹，这会大幅降低钢管的疲劳寿命，对井下作业安全也是不利的。
中国专利申请号为200810040895.6的文献，公开了“一种ct90级连续油管用钢及其制造方法”，其强度同样不足以满足超深井作业的需要；同时其其成分设计中含较高的v，这对产品的韧性和焊接性能是不利的；其钢板屈强比均在0.90以上，可变形能力差，无法满足该类产品作业过程中需反复塑性变形的要求。
技术实现要素：
本发明的目的在于克服上述文献中存在的不足，提供一种作业深度比现有技术增加不低于550m、井下作业压力达100mpa、屈服强度≥680mpa、抗拉强度≥780mpa、全板厚硬度波动小于25hv1.0、屈强比小于0.88，延伸率不低于17%、截面维氏硬度hv1.0≤280，-20℃低温韧性高于100j的ct110级连续管用热轧钢带及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种ct110级连续管用热轧钢带，其组分及重量百分比含量为：c：0.11～0.15%，si：0.10～0.30%，mn：0.90～1.30%，p：≤0.015%，s：≤0.0020%，cu：0.25～0.40%，ni：0.15～0.35%，cr：0.60～1.00%，nb：0.020～0.050%，v：≤0.010%，ti：0.010～0.030%，n：≤0.0050%，al：0.015～0.060%，mo：0.10～0.30%，ca：0.0008～0.0025%，余量为fe及不可避免的夹杂；并满足mn+3.25mo在1.60~2.00%范围内；金相组织为平均晶粒尺寸小于2μm的超细粒状贝氏体与体积比占5～15%板条贝氏体，板条间距在295~305nm。
优选地：所述cu重量百分比含量为0.28～0.36%。
优选地：所述ni重量百分比含量为0.18～0.32%。
优选地：所述cr重量百分比含量为0.65～0.93%。
优选地：所述ca重量百分比含量为0.00092～0.002%。
优选地：所述mn+3.25mo在1.66~1.95%范围内。
生产一种ct110级连续管用热轧钢带的方法，其步骤：
1）经转炉、氩站、钢包炉、真空炉、钙处理后连铸成坯，并将铸坯堆垛缓冷至不超过450℃；
2）对铸坯加热，加热温度控制在1260～1320℃，并在此温度下保温60～90min；
3）进行粗轧，轧制道次为6道次，并控制其结束温度在1050～1120℃；
4）进行精轧，并控制终轧温度在850～920℃，精轧总压下率不低于85%；
5）进行冷却：在冷却速度为50～100℃/s下冷却至520～620℃，后再空冷至470～570℃进行卷取。
本发明中各元素的作用及机理
碳（c）：最经济的强化元素，通过间隙固溶强化提升钢的强度。增加碳含量，可大幅提升钢的淬透性，减少其他贵重合金的加入量，降低生产成本，同时对降低钢的屈强比有益，因此c含量不宜过低。但是碳含量越高，越不利于钢的低温韧性，同时易在钢种形成较严重的硬相偏析带，加剧钢的组织不均匀性，不利于产品的疲劳性能，因此碳含量亦不可过高。较适宜的碳的添加量为0.11～0.15%。
硅（si）：主要起固溶强化作用，有益于辅助冶炼过程中脱硫，也有益于提升钢的疲劳性能。但含量过高时，不利于表面质量，易导致轧制过程中的氧化铁皮难以去除。较适宜的硅的添加量为0.10～0.30%。
锰（mn）：较为经济的合金化元素，可显著提升钢的屈服和抗拉强度。但锰含量较高时，如工艺不当，易产生较严重的组织偏析，导致钢的成分、组织不均。较适宜的锰的添加量为0.90～1.30%。
磷、硫、氮（p、s、n）：磷易导致钢的冷脆，硫易引起热脆，而氮易引起钢的淬火失效和形变失效，导致钢的性能不稳定，因此应尽量降低钢中的磷、硫、氮的含量。
铜、镍（cu、ni）：可通过固溶强化提升钢的强度，在此铜主要起改善钢的耐蚀耐候性能的作用，一般加入量为0.25%以上；镍可改善因加入铜的热脆性，一般加入量为铜含量的2/3以上。优选地cu的重量百分比含量为0.28～0.36%，ni的重量百分比含量为0.18～0.32%。
铬（cr）：有效提升钢的淬透性，并具有一定的固溶强化作用。铬在腐蚀环境中可在钢的表面形成较为致密的保护层，起到保护基体的作用，有效提高钢耐腐蚀性能。但钢中铬含量过高时，不利于高频电阻焊焊缝质量，易形成灰斑缺陷，必须采用焊接保护，增加了焊接难度及成本。较适宜的易焊接连续管用钢铬的添加量为0.60～1.00%。优选地cr的重量百分比含量为0.65～0.93%。
铌、钛（nb、ti）：微合金化元素，可显著细化晶粒并起到析出强化作用，可显著提高钢的奥氏体再结晶温度，扩大未再结晶区范围，便于实现高温控轧，降低轧机负荷。但受限于碳含量设计，铌、钛含量过高时，不仅难以充分发挥作用，同时可能导致析出颗粒粗大不利于钢的韧性。较适宜的铌、钛的添加量分别为0.020～0.050%，0.010～0.030%。
铝（al）：铝是钢中主要的脱氧元素，能够显著降低钢中的氧含量，同时铝与氮的结合形成aln，能够有效地细化晶粒。但是钢中铝含量超过0.06%时，易导致铝的氧化物夹杂明显增加，降低钢的洁净度，对钢的低温韧性不利。较适宜的铝的添加量分别为0.015～0.060%。
钙（ca）：在二次精炼过程中对钢进行钙处理，可以改善钢中的夹杂物形态，提高钢冲击韧性，但加入过量，易降低钢的洁净度，对钢的低温韧性不利。较适宜的钙的添加量分别为0.0008～0.0025%。优选地ca的重量百分比含量为0.00092～0.002%。
钼（mo）：强淬透性元素，显著推迟铁素体相变，抑制铁素体和珠光体的形成，使得钢在轧后一个较宽的冷速范围内得到贝氏体组织。
在本发明中，钼和锰对提升淬透性和提升强度的作用均十分显著（钼的作用更大）。但为避免钼和锰这两种元素添加量过多而导致硬度超标的问题，本发明结合钼和锰的作用，故将其作为一个元素组合来确定适宜的钼的添加量，并要求mn+3.25mo应在1.60～2.00%，优选地在1.66~1.95%范围内。
在本发明中，之所以将加热温度设在1260～1320℃下进行，并在此温度下保温60～90min，在于实现mn、cr等易偏析合金元素的均匀化，改善钢坯的微观成分偏析，最终改善钢带最终微观组织的均匀性。但当加热温度低于1260℃时，元素微观偏析改善效果不显著，或者需要过长的保温时间来实现合金元素的扩散均匀化，从而导致生产效率大幅降低；而随着加热温度增加，奥氏体晶粒逐渐粗化，当加热温度高于1320℃时（或者加热温度高于1300℃，但加热保温时间过长时），奥氏体晶粒过于粗化，而导致最终产品晶粒粗大而屈服强度不足。因此，较适宜的加热温度在1260～1320℃，更优选的加热温度在1260～1300℃，，保温时间在60～90min。
本发明中之所以设定精轧的总压下率≥85%，在于实现钢带组织的超细化及均匀化。受现有一般产线设备能力限制，本发明精轧阶段的开轧及终轧温度设定相对较高，以减少轧制负荷，进而保证能够顺利生产。但精轧温度较高时，会导致钢带精轧过程包含动态再结晶轧制、混晶轧制、未再结晶轧制及静态回复、静态再结晶，复杂的再结晶及回复过程会导致钢带晶粒的不均匀性。而当压下率提升后，会大幅提升钢带中的再结晶形核点，以及大量高密度变形带（为后续的铁素体相变提供大量形核点），当压下率超过85%时，充足的再结晶和相变形核点，大幅减轻了不均匀微观形变导致的晶粒不均的影响，实现了钢带晶粒组织的超细化及均匀化。
本发明中之所以采用高速冷却+中低温卷取，在于获得超细化的粒状贝氏体组织，保证良好的综合性能（高强度、低屈强比、性能均匀性、高韧性等）。通过高速冷却至粒状贝氏体相变温度区间，可避免高温铁素体相变，形成大量多边形铁素体，导致强度不足，同时降低粒状贝氏体中铁素体的相变温度，并实现铁素体的细化，并且适宜的冷速及卷取温度匹配可实现马奥岛的超细化，改善钢带的韧性。但冷速宜在较适宜的范围，冷速过低时，铁素体过于粗大；冷速过高时，钢带表面及心部冷却温度差异过大，导致厚度方向组织及硬度不均；基于本发明产品的成分设计，在常规的范围（2～7mm），建议冷速在50～100℃/s，当厚度较薄时，因厚度方向热传导距离短，钢带表面及心部温度差异会更小，可以采用相对更高的冷速，反之厚度较厚实，应采用相对较低的冷速。而适宜的卷取温度在470～570℃，温度过高会导致铁素体及马奥岛组织粗大，而温度过低会导致过量板条状贝氏体组织的形成，导致硬度过高及韧性的大幅降低。
本发明之所以要求全板厚显微硬度波动小于20hv1.0，在于保证钢带性能的均匀性。其益处为（1）避免因钢带内局部过硬点导致变形过程中局部应力集中，进而导致钢管过早失效；（2）降低表面和心部的硬度差异（或性能差异），避免表面硬度过高而导致变形开裂。
本发明之所以要求产品的屈强比低于0.88，且延伸率不低于17%，在于保证产品的塑性变形能力。该产品在使用过程中需要反复塑性变形，屈强比过高和延伸率过低，均会导致钢管过早疲劳失效。
本发明与现有技术相比，理论作业深度可达7600m，实际作业深度比现有技术增加至少550米，井下作业压力达100mpa，屈服强度≥680mpa，抗拉强度≥780mpa，全板厚硬度波动小于25hv1.0，屈强比小于0.88，延伸率不低于17%、截面维氏硬度hv1.0≤280，-20℃低温韧性高于100j，且无表面铜脆倾向，有效提升了产品的抗疲劳性能。
附图说明
图1为本发明的5000倍组织形貌；
图2为本发明中板条贝氏体形貌。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产：
1）经转炉、氩站、钢包炉、真空炉、钙处理后连铸成坯，并将铸坯堆垛缓冷至不超过450℃；
2）对铸坯加热，加热温度控制在1260～1320℃，并在此温度下保温60～90min；
3）进行粗轧，轧制道次为6道次，并控制其结束温度在1050～1120℃；
4）进行精轧，并控制终轧温度在850～920℃，精轧总压下率不低于85%；
5）进行冷却：在冷却速度为50～100℃/s下冷却至520～620℃，后再空冷至470～570℃进行卷取。
表1本发明各实施例和对比例的成分取值列表（wt%）
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
表3本发明各实施例和对比例主要性能检测统计表
从表3可以分析出，产品具备高强度，其屈服强度均在692mpa以上，抗拉强度均在811mpa以上；产品屈强比低于0.88，延伸率高于17.5%，具备良好的可变形能力；产品的冲击功高于109j，韧性优良，维氏硬度，全板硬度波动不超过25hv1.0。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。