CN100545291C

CN100545291C - 用作导管的无缝钢管和获得所述钢管的方法

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Publication number: CN100545291C
Application number: CNB038266865A
Authority: CN
Inventors: M·M·提维里; A·伊兹奎尔多加西亚; D·科尔勒罗里; G·库米诺
Original assignee: Dalmine SpA; Tubos de Acero de Mexico SA
Current assignee: Dalmine SpA; Tubos de Acero de Mexico SA
Priority date: 2003-04-25
Filing date: 2003-04-25
Publication date: 2009-09-30
Anticipated expiration: 2023-04-25
Also published as: BR0318308B1; CN1788103A; WO2004097059A1; DK1627931T3; EA008812B1; US8002910B2; NO20055581L; BR0318308A; AU2003225402B2; EA200501668A1; NO342666B1; EP1627931A1; AU2003225402A8; AU2003225402A1; NO20055581D0; US20070089813A1; EP1627931B1

Abstract

本发明涉及一种在室温和高达130℃温度下具有高机械强度、高韧性，金属基体耐腐蚀并且当焊接成管道时抗热影响区(HAZ)开裂的钢。更具体地，本发明涉及具有厚壁并且机械强度高、韧性好和耐腐蚀的无缝钢管，这类钢管即所谓具有悬链构造的导管。本发明比现有技术有优势，原因在于它提供一种用于制造具有高机械强度、良好韧性、良好HAZ断裂韧性和良好耐腐蚀性的厚无缝钢管的钢的化学组成，而且还在于提供一种可以用于制备所述钢管的方法。上述优势的基础在于使用一种主要包含Fe和特定化学组成的组成物。

Description

用作导管的无缝钢管和获得所述钢管的方法

技术领域

本发明涉及具有良好机械强度、良好韧性并且耐腐蚀的钢，更具体地，涉及大尺寸无缝钢管，该钢管机械强度高，韧性好，能够防止金属基体以及热影响区开裂，并且耐腐蚀，这类钢管即所谓具有悬链构造的导管，它们用作处于高温(优选最高达130℃)和高压(优选最高达680大气压)下的流体的导管，并且涉及所述管道的制备方法。

背景技术

在开发深海石油资源中，所使用的是称为具有悬链构造(catenaryconfiguration)的流体导管，所述导管在石油工业中被称作钢悬链式立管。这些导管位于水下结构的上部，即处于水面与所述结构触及海床的第一点之间，并且，仅仅是整个传输体系的一部分。

这种管道体系基本由导管构成，其作用是将流体从海床输送至海洋表面。目前，这种管道由钢制成，并且一般通过焊接连接在一起。

这些导管存在几种可能的结构，其中之一是非对称悬链构造的导管。其名称源于描述两端(海洋底部与海洋表面)固定的输送体系的曲线，并且被称作悬链曲线。

例如上述的导管体系暴露在波浪与海流的波动运动中。因此，在这种管道中抗疲劳性能非常重要，使得管道焊接处成为关键部位。所以，有限的尺寸公差、防止金属基体和热影响区开裂的均匀强度和高韧性等机械性能是这类管路的主要特征。

同时，在导管内流动的流体可能含有H₂S，因而，也必须要求该产品非常耐腐蚀。

应该考虑的另一个重要因素是导管将输送的流体非常热，因而，这就必须要求构成该体系的管道能够在高温下保持其性能。

此外，有时必须在管路中操作的介质意味着其能够甚至在极低温度下保持可操作性。许多沉积物位于温度极低的纬度处，这就要求管路甚至在这种温度下能够保持其机械性能。

鉴于上述概念，并且，由于在更深位置进行资源开发，石油工业已发现必须使用能够获得比过去使用钢具有更好性能的钢合金。

用于提高钢产品强度的常用方法是在产品中添加合金元素如C和Mn，实施硬化和回火热处理，以及添加产生析出硬化的元素如Nb和V。但是，这类钢产品如导管不仅要求高的强度和韧性，而且要求其他性能，如高的耐腐蚀性，以及一旦管道焊接完成金属基体和热影响区具有高的开裂抗力。

众所周知的事实是：提高钢的某些性能意味着损害其他性能，因此，必须解决的问题是获得在各种性能之间实现可接受的平衡的材料。

导管，例如传输管道，是输送液体、气体或者二者兼而有之的管道。所述管道按照各种规范、标准、说明和指令制造而成，在大多数情况下，上述规范、标准、说明和指令决定着标准输送管道的制造。此外，这类管路的特征和不同于大多数输送管路之处在于其化学组成的范围、受限制的机械性能(屈服强度、应力抗力及其关系)的范围、低硬度、高韧性、受内径限制的尺寸公差和严格的检测标准。

在大尺寸管道用钢的设计和制造中，会存在在较小尺寸管道的制造中未曾出现的问题，例如正确的硬化、在整个厚度范围具有所述性能的均匀混合和整个管道范围的均匀厚度以及较小偏心率的获得。

另一个更为复杂的问题是制造具有导管所要求的各性能适当平衡的大尺寸管道。

目前，为了制造用作导管的管道，我们可以参考MIYATA Yukio及其合作者的专利EP1182268，该专利公开了一种用来制造传输管或导管的合金钢。

该专利中，公开了下述各元素的作用：C，Mo，Mn，N，Al，Ti，Ni，Si，V，B和Nb。所述专利指出：当碳含量大于0.06％时，钢容易萌生裂纹并在回火期间开裂。

这不一定有效，因为甚至在大尺寸管道中，并且保持化学组成中其余部分相同，当碳含量最高达0.13％时，也未观察到开裂。

而且，当试图重现MIYATA及其合作者的工作时，可以得出如下结论：由于C是提高材料淬透性的主要元素，最大含碳量为0.06％的材料不能用来制造大尺寸导管，而且，将会证明：通过添加其他元素例如钼和锰获得所要求的高强度的代价非常昂贵，因为钼在某种含量时也会损害金属基体以及热影响区的韧性，而锰则会促进偏析，这一点我们在后面将会更详细介绍。如果碳含量很低，则钢的淬透性会受到明显影响，结果，在管材的半值层中将会产生厚的不均匀针状组织，损害材料的淬透性，并且导致在管材的半值层中强度均匀性不一致。

此外，在MIYATA及其合作者的专利中，表明Mn含量改善基体材料以及焊接热影响区中材料的韧性。这一断言也不正确，因为Mn是一种提高钢淬透性的元素，因而促进马氏体的形成，并且提高组元MA的比例，这对韧性有害。Mn促进用于制造管材的钢棒中发生高度中心偏析，当存在P时甚至更为严重。Mn是偏析指数第二高的元素，并且促进MnS夹杂物的形成，而且，甚至在用Ca处理钢时，由于Mn的中心偏析量超过1.35％，无法消除这种夹杂物。

当Mn含量大于1.35％时，观察到氢致开裂(称作HIC)的敏感性会受到显著的不利影响。因此，Mn是对表达式CE(碳当量，表达式IIW)影响最大的第二种元素，Mn的存在会使最终的CE含量增大。CE含量高意味着从硬度角度考虑会使材料出现焊接问题。另一方面，已知：虽然不可能同时获得高韧性，但是，添加最高达0.1％的V能够使这种大尺寸管材获得充分的强度。

制造这种管材的一种已知方法是采用皮尔格轧制层压法。即使采用这种方法确实能够获得大尺寸管材，但是这种管材不具有良好质量的表面光洁度。这是因为采用皮尔格轧制层压法加工的管材会获得波浪状且不均匀的外表面。这些因素对管材不利，因为它们可能会降低管材必须拥有的压溃抗力。

另一方面，对外表面不光滑的管材进行涂覆很复杂，而且，也使得采用超声波探测缺陷变得不准确。

具有悬链结构、尺寸大、应力抗力和淬透性低，并且应满足对热影响区(HAZ)中裂纹韧性和裂纹扩展抗力以及这类应用所必需的腐蚀抗力的要求的输送系统，其制造可使用的钢尚待发明，由于没有大尺寸产品的质量，简单的化学组成和热处理不能获得这种产品所必需的性能。

前述分析表明问题还没有得到完全解决，为了获得完整的认识，必须分析其它参量和可能的解决途径。

发明目标

本发明的主要目标是提供制造无缝钢管用钢的化学组合物，以及制备方法，该方法能够使产品在室温和最高达130℃的温度下具有高的机械强度、高的韧性、低的淬透性，在含H₂S的介质中耐腐蚀，并且韧性高，采用CTOD实验(裂纹尖端张开位移)评价，具有抗HAZ中裂纹扩展能力。

另一个目标是能够获得在上述各品质间具有可接受平衡并且满足在高压，即高于680atm下输送液体的导管应该具有的性能要求的产品。

又一个目标是能够获得具有良好的耐高温性能的产品。

第四个目标是提供热处理工艺，采用该工艺处理无缝钢管，有利于获得所必需的机械性能和耐腐蚀性。

当研究下面的描述时，并且，通过本描述中给出的实施例，本发明的其它目标和优点将变得显而易见，所述实施例具有说明性而非限制性特点。

发明内容

具体地，本发明的一个方面在于机械钢，它在室温至130℃的温度下耐温性很高，具有良好的韧性和低淬透性，此外，还非常耐腐蚀，而且，当管材与另一根管材焊接一起用于制造适用于水下管路系统的钢管时在HAZ中抗开裂的能力也很强。

本发明的另一个方面是一种制造这种管材的方法。

关于所述方法，首先，制造出具有所要求组成的合金钢。该钢应该含有如下元素(以重量百分数计)：C0.06-0.13，Mn1.00-1.30，Si最多0.35，P最多0.015，S最多0.003，Mo0.10-0.20，Cr0.10-0.30，V0.050-0.10，Nb0.020-0.035，Ni0.30-0.45，Al0.015-0.040，Ti最多0.020，Cu最多0.2，以及N最多0.010。

为了确保材料具有令人满意的淬透性和良好的焊接性，上述各元素应该满足如下关系：

0.5＜(Mo+Cr+Ni)＜1

(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.14

将所获得的钢凝固成钢坯或钢棒，然后，穿孔并层压成管状。然后，将母管材调整至最终尺寸。

为了完全满足本发明的计划目标，除了已限定的化学目标之外，已确定应使管壁的尺寸≥30mm。

接下来，对钢管进行热硬化和回火处理，使其具有一种显微组织和最终性能。

附图说明

图1示出了本发明人设计的用于制造导管的几种不同钢的屈服强度测量值(Ksi)和转变温度(FATT)测量值(℃)。表1示出了“基础钢”合金“A”、“B”、“C”、“D”、“E”和“F”的化学组成。

图2示出了不同奥氏体化和回火温度以及是否添加Ti对不同合金的屈服强度测量值(Ksi)和转变温度(FATT)测量值(℃)的影响。表2示出了所分析的不同合金的化学组成。

图3是一个参照，以便更好地理解图2，其中，可以看到添加或未添加Ti的每种钢所采用的不同奥氏体化(Aust)和回火(Temp)温度。

结果，如图2所示编号为1的钢含有0.001％Ti，在温度为920℃奥氏体化，630℃回火。该钢含有化学组成A，如表2所示。

钢17(具有化学组成E)含有更多的Ti(0.015％)，并且热处理条件与前述钢相同。

也采用其它奥氏体化温度和回火温度依次对合金A，B，C，D，E，F和G进行了处理，如图3所示。

具体实施方式

本发明人已发现：将各元素，例如其中的Nb-V-Mo-Ni-Cr按预定量组合，能够使金属基体获得优异的应力强度、韧性、淬透性、高CTOD值和良好的氢致开裂(HIC)抗力的组合，而且，还能够使焊接接头的热影响区(HAZ)获得高的CTOD值。

进而，本发明人发现：这种化学组成能够消除在制造具有上述特性的大尺寸管道时出现的问题。

进行了不同的实验，以便发现能够满足上述要求的最佳化学组成。上述实验之一包括制造具有不同合金添加元素的大尺寸试样，然后，测量每个试样的屈服强度/极限抗拉强度之间的关系。

由图1可以看到这些实验的结果。采用化学组成如表1所示、名称为“基础钢”的“基础”合金作为起始点。已证实通过在合金(钢A)中添加Mo和Ni，能够改善前述性能。

下一个步骤是将碳含量降低至0.061％(钢B)，发现对所评价的两个性能指标均有害。我们再次从钢A开始，将V从组成中去除(钢C)。在这种情况下，转变温度稍有改善，但是，材料的极限抗拉强度未达到最低要求。

下面一个步骤是测试添加元素Cr。将Cr添加至钢A(得到钢D)以及钢C(得到钢E)中。两种钢的应力强度和转变温度均得到改善，而钢D能够更好地满足所要求的标准。

因此，结论是采用合金D的化学组成，能够获得强度/转变温度的最佳组合。

本发明人接连进行了其他系列实验，以测试可能影响导管用材料性能的三个重要因素：合金中的Ti含量、奥氏体晶粒尺寸的作用以及在钢的热处理期间的回火温度。

本发明人发现：将奥氏体晶粒尺寸从12微米增大至20微米，能够提高钢的强度，但是同时会损害转变温度。同时已发现合金中添加Ti对转变温度有不利影响。

另一方面，本发明人发现：当合金中不含Ti时，将钢的回火温度改变约30℃，对材料的机械性能影响不大。但是，在含Ti最高达0.015％的合金中，已发现当回火温度从630℃提高至660℃时，强度下降。

在图2中可以看到实验结果。采用化学组成如表2所示、分别用字母A，B，C和D表示的不合Ti钢制备出四个不同铸件。然后，采用化学组成与前述相似但是添加Ti的钢制备出另外三个铸件。这些铸件的化学组成在表2中用字母E，F和G表示。

已发现：在不考虑所采用的奥氏体化温度和回火温度的情况下，在钢A，B，C和D中添加Ti对转变温度有不利影响，如含Ti的钢E，F和G的性能所示。在同一图中，可以看到未添加Ti的钢的转变温度比已添加Ti的钢低。

下面是已发现最佳并且在本发明中使用的化学组成的范围。C0.06-0.13

碳是最经济的元素，而且，对钢的机械强度的影响最大，因此，其百分含量不能太低。为了使屈服强度≥65Ksi，对于大尺寸管道，含碳量必须高于0.6％。

此外，C是提高材料淬透性的主要元素。如果其百分数太低，则钢的淬透性会受到显著影响，结果，在管材的半值层中形成粗大针状组织的倾向将成为其一个特征。这一现象会导致材料的强度比要求值低，而且还会损害韧性。

碳含量不应高于0.13％，以避免生产率过高和两个管材接头焊缝处热硬化过低，并且避免金属基体中CTOD(根据ASTM标准E 1290实施)的实验值在不高于-40℃下超过0.8mm，以及避免在不高于0℃下HAZ中CTOD的实验值超过0.5mm。因此，碳含量应为0.06-0.13％。Mn1.00-1.30

Mn是一种提高钢淬透性的元素，因而促进马氏体的形成，并且提高组分MA的比例，这对韧性有害。Mn促进在用于层压制造管材的钢棒中发生高度中心偏析。此外，Mn是偏析指数第二高的元素，促进MnS夹杂物的形成，而且，甚至在用Ca处理钢时，由于Mn超过1.35％产生的中心偏析问题，无法消除这种夹杂物。

另一方面，当Mn含量大于1.35％时，观察到由于形成前述的MnS，氢致开裂(HIC)的敏感性会受到显著的不利影响。Mn是影响表达式CE(碳当量，表达式IIW)第二重要元素，Mn的存在会使最终的CE含量增大。

必须保证最低锰含量为1.00％，而且，与前述范围的碳组合，将确保材料所必需的淬透性，以便满足强度的要求。

因此，Mn的优选含量应该为1.00-1.35％，更具体地，应该为1.05-1.30％。

Si最多0.35

硅是炼钢过程必需的脱氧剂，而且，也是材料获得更好应力强度的必需元素。该元素，同锰一样，促进P在晶界偏聚，因此，该元素有害，其含量应该保持尽可能最低，优选低于0.35％(重量)。

P最多0.015

磷是金属料中不可避免的元素，其含量高于0.015％时，会在晶界偏析，这会降低HIC抗力。其含量必须保持低于0.015％，以便避免出现韧性和氢致开裂问题。

S最多0.003

硫含量高于0.003％时，会同高浓度Mn一起，促进细长的MnS夹杂物形成。这类硫化物在存在H₂S时对材料的耐腐蚀性有害。

Mo0.1-0.2

钼能够提高回火温度，并且还会防止脆化元素在奥氏体晶界偏析。

该元素也是改善材料回火性能的必需元素。已发现最佳的最低含量应该是0.1％。已确定最多0.2％作为上限，因为高于此含量，会看到管体以及焊缝热影响区的韧性下降。

Cr0.10-0.30

铬能够产生固溶强化，并且提高材料的淬透性，从而提高材料的应力强度。Cr也是一种在化学配料中存在的元素。这就是其必须具有0.10％最低含量的原因。但是，同样地，过量会带来损害问题。因此，推荐保持其最大量为0.30％。

V0.050-0.10

该元素在固溶体中作为碳化物析出，结果提高材料的应力强度，因此，最低含量应该为0.050％。如果该元素的量超过0.10％(即使超过0.08％)，由于在铸模中存在过量的碳化物或碳氮化物，焊接拉伸强度可能受到影响。因此，其含量应该为0.050-0.10％。

Nb0.020-0.035

该元素同V一样，在固溶体中以碳化物或氮化物形式析出，结果提高材料的强度。此外，这些碳化物或氮化物能够抑制晶粒的过度长大。但是，该元素过多没有什么好处，而且，实际上可能会导致对韧性有害的化合物的析出。这就是为什么Nb应该为0.020-0.035的原因。

Ni0.30-0.45

镍是一种提高基体材料和焊缝韧性的元素，但是过多添加会使这一效应达到饱和。因此，对于大尺寸管材，该元素的优选含量为0.30-0.45％。已发现Ni的最佳含量为0.40％。

Cu最多0.2

为了使材料获得良好的焊接性和避免出现可能对焊接接头质量有害的缺陷，应保持Cu含量低于0.2％。

Al0.015-0.040

同Si一样，铝作为炼钢过程中的脱氧剂。该元素也细化材料的晶粒，从而能够获得更高的韧性。另一方面，Al含量高会产生氧化铝夹杂，从而降低材料的韧性。因此，应该将铝含量限制为0.015-0.040％。

Ti最多0.020

Ti是一种用来脱氧和细化晶粒的元素。含量高于0.020％，并且存在元素如N和C时，可以形成对转变温度有害的Ti的碳氮化物或氮化物。

如图2所示，已证实为了避免管材的转变温度明显下降，Ti含量应该不高于0.02％。

N最多0.010

N含量应该保持低于100ppm，以便使所获钢中析出相的数量不会降低材料的韧性。

添加元素例如Mo，Ni和Cr能够在回火之后形成下贝氏体显微组织，角形铁素体和少量高碳马氏体区，残余奥氏体(MA组元)分散在基体中。

为了确保材料具有适当的淬透性和良好的焊接性，下述元素应该满足此处关系：

0.5＜(Mo+Cr+Ni)＜1；

(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.14.

已发现：优选的奥氏体晶粒尺寸为9-10级(根据ASTM)。

本发明人发现：所述的化学组成能够获得充分平衡的机械性能和耐腐蚀性能，这能够使管道满足各种功能要求。

由于钢中某些性能的改善意味着对其他性能的损害，因此，有必要设计能够同时具有高应力强度、良好韧性、高CTOD值，金属基体的耐腐蚀性高以及热影响区(HAZ)的裂纹扩展抗力高的材料。

优选地，含有所述详细化学组成的大尺寸无缝钢管应该具有如下性能平衡：

室温屈服强度(YS)≥65Ksi

130℃下屈服强度(YS)≥65Ksi

室温极限抗拉强度(UTS)≥77Ksi

130℃下极限抗拉强度(UTS)≥77Ksi

2”的延伸率≥20％(最小值)

关系式YS/UTS≤0.89(最大值)

-10℃下测得的能量吸收值≥100焦耳(最小值)

剪切面积(-10℃)＝100％

硬度≤240HV10(最大值)

金属基体的CTOD(试验温度不高于-40℃)≥0.8mm(最小值)

热影响区(HAZ)的CTOD(试验温度0℃)≥0.50mm

腐蚀实验HIC，根据NACE TM0284采用溶液A进行：CTR1.5％(最大值)；CLR5.0％(最大值)

本发明的另一个方面在于适合用于具有上述化学组成的大尺寸管材的热处理工艺，以便获得所要求的机械性能和耐腐蚀性。

与上述化学组成一起，本发明人同时也发展了制造方法，特别是热处理参量，目的是获得合适的机械性能和耐腐蚀性之间的关系，同时使材料在130℃下获得高机械强度。

制造所述产品的方法在于下面的步骤：

首先，制造出具有指定化学组成的合金钢。这种钢，如前所述，应该含有如下元素(以重量百分数计)：C0.06-0.13，Mn1.00-1.30，Si最多0.35，P最多0.015，S最多0.003，Mo0.10-0.20，Cr0.10-0.30，V0.050-0.10，Nb0.020-0.035，Ni0.30-0.45，Al0.015-0.040，Ti最多0.020，Cu最多0.2，以及N最多0.010。

此外，这些元素的量应该满足如下关系：

0.5＜(Mo+Cr+Ni)＜1；

(Mo+Cr+V)/5+{Ni+Cu)/15≤0.14.

通过弯曲的或立式(curved or vertical)连铸将所述钢浇铸成固态棒材。然后，对棒材进行穿孔并随后层压，最后获得最终尺寸的产品。

为了获得良好的偏心率，管材外壁表面具有令人满意的质量以及良好的尺寸公差，优选采用静止心轴(still mandrel)实施层压过程。

一旦制成管材，则对其进行热处理。在热处理期间，首先在奥氏体化炉中将管材加热至Ac3温度以上。本发明人已发现对于上述化学组成，奥氏体化温度应为900-930℃。已表明这一温度范围充分高，足于使碳化物在基体中适当溶解，同时又不太高，能够抑止晶粒过分长大，这种长大将对管材的转变温度有害。

另一方面，奥氏体化温度高于930℃时，会引起能有效抑止晶粒尺寸过度长大的Nb(C，N)析出相部分溶解，而这种部分溶解对管材的转变温度有害。

一旦管材离开奥氏体化炉，马上在回火介质为水的箱体中进行外-内回火。实施回火的箱体应该能够当管材浸泡在水中时使管材旋转，以便优先在整个管体范围获得均匀组织。同时，管材相对于喷水嘴自动对准也能够更好的实现所设定的目标。

下一个步骤是管材的回火处理，一种确保最终显微组织的工艺。所述显微组织将使产品具有其机械和腐蚀性能。

已发现这种热处理同上述的化学组成一起，将形成低碳的细化贝氏体基体，和良好分散的MA组元(如果仍存在)的小区域，这有利于获得管道用钢所要求的性能。本发明人已发现，相反，存在大量MA组元以及基体和晶界存在析出相均对转变温度有害。

回火温度高能够有效提高材料的韧性，因为它可以释放大量的残余应力并且使部分组元溶入固溶体中。

因此，为了使该材料在回火之后具有所要求的屈服强度，有必要保持低比例的多角形铁素体，优选低于30％，并且主要促进下贝氏体形成。

为了实现上述目标和在钢各种性能之间达到必需的平衡，回火温度应该为630-690℃。

已知根据钢具有的化学组成，可以确定热处理参量，主要是奥氏体化温度和回火温度。结果，根据钢的化学组成，本发明人发现了一种能够确定最佳的回火温度的关系。该温度根据如下关系式确定：

T_回火(℃)＝[-273+1000/(1.17-0.2C-0.3Mo-0.4V)]+/-5

下面介绍实施本发明的最佳方法。

根据前述的概念制备出金属料，并且在电弧炉中进行浇注。在金属料的熔炼阶段，在不高于1550℃下，对钢进行脱磷处理，然后，去除氧化皮，并且形成新的氧化皮，以使硫含量有所降低。最后，将碳脱至要求水平，将钢液浇注到熔壶中。

在浇注期间，添加铝以便对钢进行脱氧，并且，还要添加估计量的铁合金，直至其达到最后组成的80％。接下来进行脱硫处理、调整铸件组成和温度，并且将钢送至真空脱气站，减少气体(H，N，O和S)的含量。最后的处理是添加CaSi，以使夹杂物漂浮。

一旦浇注材料的组成和温度达到要求，则将其送至连铸机或铸锭机，将钢液转变成具有要求直径的固态棒材。该过程完成时获得的产品是具有上述化学组成的铸锭、棒材或钢坯(blossoms)。

下一个步骤是将钢坯重新加热至实施穿孔和随后层压所必需的温度。然后，将获得的母管调整至最终的要求尺寸。

接下来，根据前面详细介绍的参量，对钢管进行硬化和回火热处理。

实施例

下面是表格形式的本发明应用实例。

表3示出了不同的化学组成，基于这些组成开展了用于验证本发明的实验。表4给出了这种组成和指定的热处理对产品机械和抗腐蚀性能的影响。例如，用编号1表示的管材具有表3所示的化学组成，即：C0.09，Mn1.16，Si0.28，P0.01，S0.0012，Mo0.133，Cr0.20，V0.061，Nb0.025，Ni0.35，Al0.021，Ti0.013，N0.0051，Mo+Cr+Ni＝0.68，(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15＝0.10。

在给定时刻，按照表4中“T_奥氏体化”和“T_回火”二栏中所示，对同样材料进行热处理，即：奥氏体化温度：T_奥氏体化＝900℃，回火温度：T_回火＝650℃。

在表4相应各栏中给出了同样钢编号的管材具有的性能，即：厚度35mm，屈服强度(YS)75Ksi，极限抗拉强度(UTS)89Ksi，屈服强度与极限抗拉强度之比(YS/UTS)0.84，130℃下屈服强度测量值69Ksi，130℃下极限抗拉强度测量值82Ksi，130℃下测得的屈服强度与极限抗拉强度之比0.84，采用CTOD实验在-10℃下测得的开裂抗力1.37mm，采用Charpy实验在-10℃下测得的吸收能量440焦耳，韧/脆面积之比100％，硬度215HV10，而且，根据NACE TM0284，采用规范NACE TM0177中的溶液A进行HIC实验测得的耐腐蚀性：对于CTR最大值1.5％；对于CLR最大值5.0％。

已对本发明进行了充分介绍，这样，具有本专业知识的任何人都能够重复和获得我们在本发明中提及的结果。但是，本发明领域的任何专业人员都能够进行本申请中未提及的改变，但将这些改变用于确定的材料或者所述及的制造方法，要求在附后的权利要求中主张的主题，所述材料和所述方法应理解为落入本发明的范围内。

Claims

1.一种无缝钢管，其特征在于制造所述钢管的材料主要含有Fe和下述化学组成，以重量百分数计：

C 0.06-0.13

Mn 1.00-1.30

Si最多0.35

P最多0.015

S最多0.003

Mo 0.10-0.20

Cr 0.10-0.30

V 0.050-0.10

Nb 0.020-0.035

Ni 0.30-0.45

Al 0.015-0.040

Ti最多0.020

N最多0.010

Cu最多0.2

而且，化学组成中各合金元素间还满足如下关系

0.5＜(Mo+Cr+Ni)＜1

(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.14。

2.根据权利要求1的无缝钢管，其特征还在于钛含量不高于0.002重量％。

3.根据权利要求1或2的无缝钢管，其特征还在于：在-40℃下采用裂纹尖端张开位移实验测得的金属基体开裂抗力≥0.8mm，在0℃下采用裂纹尖端张开位移实验测得的热影响区开裂抗力0.5mm。

4.根据权利要求1或2的无缝钢管，其特征在于：根据NACETM0284，采用溶液A进行氢致开裂实验测得的耐腐蚀性：对于CTR最大值1.5％；对于CLR最大值5.0％。

5.根据权利要求1或2的无缝钢管，其特征在于具有大尺寸壁厚≥30mm。

6.根据权利要求1或2的无缝钢管，其特征在于具有大尺寸壁厚≥40mm。

7.根据权利要求1或2的无缝钢管，其特征在于：具有如下性能：

室温屈服强度≥65Ksi

130℃下屈服强度≥65Ksi

室温极限拉伸强度77Ksi

130℃下极限拉伸强度77Ksi

在不高于-10℃下评价的吸收能量≥100焦耳

硬度≤240 HV10。

8.根据权利要求1或2的无缝钢管，其特征在于：具有如下性能：

室温屈服强度≥65Ksi

130℃下屈服强度≥65Ksi

室温极限拉伸强度≥77Ksi

130℃下极限拉伸强度≥77Ksi

屈服强度/极限拉伸强度≤0.89

延伸率≥20％

在不高于-20℃下评价的吸收能量≥380焦耳

-10℃下的剪切面积＝100％

硬度≤220HV10。

9.一种制造无缝钢管的方法包括步骤：1.炼制钢；2.获得固态的柱状工件；3.对所述工件穿孔；4.层压所述钢工件；5.对所层压的管材进行热处理，所述方法的特征在于：在炼制期间添加一定量的元素并且去除其他元素，以使最终的组成中，除了铁和不可避免的杂质之外，还含有如下元素，以重量百分数计：

C 0.06-0.13

Mn 1.00-1.30

Si最多0.35

P最多0.015

S最多0.003

Mo 0.10-0.20

Cr 0.10-0.30

V 0.050-0.10

Nb 0.020-0.035

Ni 0.30-0.45

Al 0.015-0.040

Ti最多0.020

N最多0.010

Cu最多0.2

而且，化学组成中各合金元素间还满足如下关系

0.5＜(Mo+Cr+Ni)＜1

(Mo+Cr+V)/5+(Ni+Cu)/15≤0.14。

10.根据权利要求9的方法，其特征在于：所述热处理包括在900-930℃温度下奥氏体化，之后，在水中进行内-外硬化，然后，在630-690℃温度下进行回火热处理，其中，回火温度由下述方程确定：

T_回火(℃)＝[-273+1000/(1.17-0.2C-0.3Mo-0.4V)]+/-5。