CN102644028B - 具有优异韧性的高强度钢 - Google Patents

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Abstract

本发明的实施方式包括碳钢和制造方法。在一种实施方式中，完成淬火和回火工艺，由此形成选定的钢组合物并对其进行热处理以产生具有精细碳化物分布的略微得到回火的显微结构。在另一实施方式中，公开了双重奥氏体化工艺，由此形成选定的钢组合物并使其经历热处理以精炼钢显微结构。在一种实施方式中，热处理可以包括在回火之前对所形成的钢组合物进行选定次数(例如2次)的奥氏体化和淬火。在另一实施方式中，热处理可以包括使所形成的钢组合物经历选定次数(例如2次)的奥氏体化、淬火和回火。通过这种方式由钢组合物的实施方式制成的钢制品(例如无缝管形杆件和管)将具有例如至少大约165ksi的高屈服强度，同时保持良好的韧性。

Description

具有优异韧性的高强度钢
相关申请
本申请涉及申请人2011年2月18日提交的系列号为No.13/031133、名称为“具有优异韧性的超高强度钢”的共同待审申请，其全部内容在此引入作为参考。
技术领域
本发明总体涉及金属制品，在某些实施方式中涉及具有高强度同时具有良好韧性的金属管形杆件的制造方法。
背景技术
无缝钢管广泛应用在多种工业应用中。由于需要更高承载能力、存在动力应力的情形以及要求部件更轻型化，因此日益要求研发具有增高强度和韧性的钢管。
在石油工业中，带有包含炸药的钢管的射孔枪被用于将炸药运送到井的选定位置。作为射孔枪枪身的钢管承受由静水井压施加的非常高的外部挤毁载荷。另一方面，在爆炸过程中，钢管也承受非常高的动载荷。为了解决这一问题，一直致力于研发具有高强度同时保持非常好的冲击韧性的钢管。
目前，市场上提供的最高钢号具有大约155ksi的最小屈服强度。因而，在某些地层中常常采用厚壁管以承受存在的高挤毁压力。然而，采用厚壁管明显减小了炸药可用的工作空间，从而限制了管的应用范围。
从以上描述可见，需要改进金属管形杆件的组合物，特别是用于制造具有高抗拉性能和韧性的组合性能的金属管形杆件的系统和方法。
发明内容
本发明的实施方式涉及钢管及其制造方法。在一种实施方式中，完成淬火和回火工艺以形成选定的钢组合物并对其进行热处理，从而产生具有精细碳化物分布的略微得到回火的显微结构。在另一实施方式中，公开了一种双重奥氏体化(doubleaustenizing)工艺，通过该工艺形成选定的钢组合物并使其经历热处理以精炼钢显微结构。在一种实施方式中，热处理可以包括在回火前对所形成的钢组合物进行选定次数(例如2次)的奥氏体化和淬火。在另一实施方式中，热处理可以包括使所形成的钢组合物经历选定次数(例如2次)的奥氏体化、淬火和回火。这样由钢组合物的实施方式(例如无缝管形杆件和管)制成的钢制品将具有高屈服强度(例如至少大约165ksi)，同时保持良好的韧性。
在一种实施方式中，提供一种钢管。该钢管包括：
重量百分比大约0.20％-大约0.30％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.50％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.020％-大约0.040％的铌；以及
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝；
其中钢管被加工成具有大于大约165ksi的屈服强度并且在大约室温下夏比V型缺口能量在纵向上大于或等于大约80J/cm2以及在横向上大于或等于大约60J/cm2。
在另一实施方式中，提供一种制造钢管的方法。该方法包括提供碳钢组合物。该方法还包括由钢组合物制成管。该方法还包括在加热操作中将形成的钢管加热到第一温度。该方法还包括在淬火操作中以第一速率从第一温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体。该方法还包括在淬火操作之后通过将所形成的钢管加热到小于大约550℃的第二温度的方式对所形成的钢管进行回火。回火之后的钢管具有大于大约165ksi的屈服强度，并且在大约室温下夏比V型缺口能量在纵向上大于或等于大约80J/cm2以及在横向上大于或等于大约60J/cm2。
在另外的实施方式中，提供一种制造钢管的方法。该方法包括提供钢杆。
所述钢杆包括：
重量百分比大约0.20％-大约0.30％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.50％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.020％-大约0.40％的铌；以及
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝。
该方法还包括在热成形操作中以大约1200℃到1300℃的温度将钢杆制成管。该方法还包括在第一加热操作中以大约10到30分钟的时间将所形成的钢杆加热到大约880℃到950℃的温度。该方法还包括在第一加热操作之后的淬火操作中以这样的速率对所形成的钢管进行淬火，即得到淬火的钢管的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体。该方法还包括在第二淬火操作之后通过在大约5分钟到大约30分钟的时间里将所形成的钢管加热到大约450℃到大约550℃之间的温度的方式对所形成的钢管进行回火，使得最终的显微结构具有大约95％的马氏体，其余部分大体上由贝氏体构成。回火之后的显微结构还包括最大尺寸小于或等于大约150μm的球形碳化物和/或长度小于或等于大约1μm且厚度小于或等于大约200nm的细长碳化物。淬火之后的显微结构还可以包括范围在大约5μm到大约15μm之间的平均晶粒尺寸。回火之后的钢管具有大于大约165ksi的屈服强度并且在大约室温下夏比V型缺口能量在纵向上大于或等于大约80J/cm2以及在横向上大于或等于大约60J/cm2。
附图说明
图1A-1C是制成高强度钢的方法的实施方式；
图2A-2B是实施方式中奥氏体化、淬火和回火热处理之后钢组合物的显微照片；以及
图3是由本发明实施方式制成的钢的夏比(Charpy)冲击能量(CVN)与屈服强度的关系的图。
具体实施方式
本发明的实施方式提供钢组合物，采用钢组合物形成的管形杆件(例如管)以及相应的制造方法。管形杆件例如可被用作在油气工业中使用的射孔枪枪身(perforatingguncarrier)。然而，可以认识到，管形杆件是由本发明的钢的实施方式制成的制造部件的一个实施例，而绝不应该理解为限制所公开的实施方式的应用。
在此采用的术语“杆件”是一个广义词，包括其普通的字面含义，还指的是大体上中空的细长元件，该元件可以是直的或具有弯曲或曲线并被形成为预定形状，以及将所形成的管形杆件固定在其预定位置所需的任何附加成形。杆件可以是管形的，具有基本上圆形的外表面和内表面，尽管如此同样可以想到其他形状和横截面。在此采用的术语“管形”指的是任何细长的中空的形状，而无需是圆形或圆柱形。
在此采用的术语“大致”、“大约”和“基本上”表示量值接近规定量值，仍然可以实现所需功能或获得所需结果。例如，术语“大致”、“大约”和“基本上”指的是量值处于规定量值的小于10％、小于5％、小于1％、小于0.1％和小于0.01％的范围内。
在此采用的术语“室温”具有本领域技术人员已知的普通含义并且可以包括处于大约16℃(60°F)到大约32℃(90°F)范围内的温度。
总的来说，本发明的实施方式包括碳钢及其制造方法。在一种实施方式中，选定的钢组合物被形成并经历热处理以精炼钢的显微结构。在一种实施方式中，钢组合物可以被形成并经历包括奥氏体化、淬火和回火的热处理。淬火结束后的显微结构包括按体积至少大约95％的马氏体。之后的回火可以在大约450℃到大约550℃的范围内完成。回火之后产生的显微结构包括精细碳化物分布，其中碳化物颗粒因回火温度相对较低而在尺寸上相对较小。这种显微结构提供了相对较高的强度和韧性。例如，大于大约165ksi的屈服强度以及在LC(纵向)方向上至少80J/cm2和在CL(横向)方向上至少大约60J/cm2的夏比V型缺口能量(CharpyV-Notchenergies)。
在其他实施方式中，热处理可以包括对所形成的钢组合物进行选定次数(例如2次)的奥氏体化和淬火以精炼最终显微结构的晶粒尺寸。这种精炼可以提高所形成的钢组合物的强度和韧性。重复奥氏体化和淬火操作两次在此被称为双重奥氏体化。然而，可以认识到，奥氏体化和淬火操作可以不受限制地完成任意次数，以获得所需的显微结构和机械性能。在另一实施方式中，热处理可以包括使所形成的钢组合物经历选定次数(例如2次)的奥氏体化、淬火和回火操作，且在每次淬火操作之后完成回火。
可以预料，通过这种方式由选定钢组合物形成的部件实施方式(例如管形杆件和管)将具有根据ASTME8测定的至少大约165ksi(大约1138MPa)的高屈服强度，同时保持良好的韧性。例如，在此所述的实验表明，由公开的组合物的实施方式制成的钢还可以表现出根据ASTM标准E23测定的在LC方向上至少大于大约80J/cm2和在CL方向上至少大于大约60J/cm2的夏比V型缺口能量。将在下文更详细描述的是，实现这些性能改进至少部分地归因于所形成的钢组合物的显微结构(例如晶粒尺寸、板条束尺寸和平均碳化物尺寸)因相应奥氏体化操作的温度改变而得到精炼。
例如，在一种实施方式中，出于提高钢管韧性的目的，可以采用在不同温度下重复奥氏体化和淬火操作的方式精炼所形成钢管的晶粒尺寸和板条束尺寸。还可以通过降低奥氏体化温度来减小管的晶粒尺寸，因为晶粒生长是可以通过降低奥氏体化温度来延迟的扩散受控过程。然而，奥氏体化温度还应该足够高以使钢组合物中的铁碳化物(渗碳体)基本上全部分解。如果奥氏体化温度不是足够高，则大的渗碳体颗粒会保留在钢的最终显微结构中，这样将削弱钢的韧性。因此，为了提高钢的韧性，奥氏体化温度优选被选定为略微大于使渗碳体分解所需的最小值。尽管高于该最小值的温度可以确保渗碳体的分解，但它们会引起额外的晶粒生长。
为此，在每种条件下提供奥氏体化优选的温度范围。该优选范围取决于初始显微结构的碳化铁的尺寸。在一种实施方式中，如果钢处于热轧制状态(例如第一奥氏体化处理的情形)，则最小温度优选足够高(例如大约900℃到大约950℃)以使在初始显微结构中出现的大的碳化物分解。如果材料处于淬火状态(例如在没有中间回火的情况下完成第二奥氏体化的情形)，则在初始显微结构中基本上没有任何渗碳体碳化物存在，使得最小奥氏体化温度优选更低(例如大约880℃到大约930℃)。
可以采用这些观测降低用于精炼钢显微结构的奥氏体化温度。如果完成中间回火，则渗碳体碳化物会在回火过程中沉淀，从而导致与基本上没有任何渗碳体碳化物的淬火状态的理想情形相比最小奥氏体化温度提高。
然而，在工业生产过程中，完成没有中间回火的双重奥氏体化和淬火工艺是不可能或不可行的。因此，替代的是可以重复奥氏体化、淬火和回火操作。当完成回火时，需要降低回火温度以避免大的碳化物的沉淀，而这些大的碳化物的分解需要更高奥氏体化温度。为此，回火温度被限定为小于大约550℃。
本发明的金属组合物优选包括合金钢，其不仅包括碳(C)，而且包括锰(Mn)、硅(Si)、铬(Cr)、钼(Mo)、铌(Nb)和铝(Al)。另外，可以选择性包括和/或添加以下元素中的一种或多种：镍(Ni)、钒(V)、钛(Ti)和钙(Ca)。其余部分可以包括铁(Fe)和杂质。在某些实施方式中，杂质的浓度可以降到尽可能低的值。杂质的实施方式可以包括但不局限于硫(S)、磷(P)、铜(Cu)、氮(N)、铅(Pb)、锡(Sn)、砷(As)、锑(Sb)和铋(Bi)。钢组合物实施方式内的元素可以按表1提供，其中浓度为重量百分比形式，除非另有说明。
表1钢组合物
碳(C)是添加到钢组合物中以低成本提高钢的强度的元素。在一些实施方式中，如果钢组合物的碳含量小于大约0.20％，则难以获得钢中所需的强度。另一方面，在一些实施方式中，如果钢组合物具有大于大约0.30％的碳含量，则韧性会受到削弱。因此，在一种实施方式中，钢组合物的碳含量可以选定在大约0.20％到大约0.30％的范围内变化、优选在大约0.24％到大约0.27％的范围内变化。
锰(Mn)是添加到钢组合物中有效提高可淬性、强度和韧性的元素。在一些实施方式中，如果钢组合物的锰含量小于大约0.30％，则难以获得钢中所需的强度。然而，在一些实施方式中，如果锰含量超过大约0.7％，则钢内的带状结构变得明显，并且钢的韧性会下降。因此，在一种实施方式中，钢组合物的锰含量可以在大约0.30％到大约0.7％的范围内变化、优选在大约0.45％到大约0.55％的范围内变化。
硅(Si)是添加到钢组合物中可以在炼钢过程中具有脱氧效果并且还可以提高钢强度的元素。在一些实施方式中，如果钢组合物的硅含量超过大约0.30％，则钢的韧性和可成形性都会下降。因此，在一种实施方式中，钢组合物的硅含量可以在大约0.10％到大约0.30％的范围内变化、优选在大约0.20％到大约0.30％的范围内变化。
硫(S)是存在于钢组合物内导致钢的韧性和可加工性下降的杂质元素。因而，在一些实施方式中，钢组合物的硫含量被限定为小于或等于大约0.010％、优选小于或等于大约0.003％。
磷(P)是存在于钢组合物内导致钢的韧性下降的杂质元素。因而，在一些实施方式中，钢组合物的磷含量被限定为小于或等于大约0.015％、优选小于或等于大约0.010％。
铬(Cr)是添加到钢组合物中可以提高钢的可淬性和抗回火性的元素。因此铬是获得高强度值所需的。在一种实施方式中，如果钢组合物的铬含量小于大约0.90％，则难以获得所需的强度。在其他实施方式中，如果钢组合物的铬含量超过大约1.50％，则钢的韧性会下降。因此，在某些实施方式中，钢组合物的铬含量可以在大约0.90％到大约1.50％的范围内变化、优选在大约0.90％到大约1.0％的范围内变化。
钼(Mo)是添加到钢组合物中可以有效提高钢的强度进而有助于抑制回火过程中发生软化的元素。钼添加到钢组合物中还可以降低磷与晶界的偏析，从而提高了抗晶间断裂性能。在一种实施方式中，如果钢组合物的钼含量小于大约0.60％，则难以获得钢中的所需强度。然而，这种铁合金成本高，从而要求降低钢组合物内的最大钼含量。因此，在某些实施方式中，钢组合物内的钼含量可以在大约0.60％到大约1.00％的范围内变化，优选在大约0.65％到大约0.70％的范围内变化。
镍(Ni)是可选择地添加到钢组合物中并且可以提高钢的强度和韧性的元素。然而，镍的成本非常高，并且在某些实施方式中，钢组合物的镍含量被限定为小于或等于大约0.50％，优选小于或等于大约0.15％。
铌(Nb)是添加到钢组合物中可以在热轧制过程中精炼钢的奥氏体晶粒尺寸并随后提高强度和韧性的元素。铌还可以在回火过程中沉淀，从而通过颗粒弥散硬化提高钢强度。在一种实施方式中，如果钢组合物的铌含量小于大约0.020％，则难以获得所需的强度和韧性的组合。然而，在其他实施方式中，如果钢组合物的铌含量大于大约0.040％，则会形成有损钢组合物的韧性的沉淀物密集分布。因此，在一种实施方式中，钢组合物的铌含量可以在大约0.020％到大约0.040％的范围内变化，优选在大约0.025％到大约0.030％的范围内变化。
钒(V)是添加到钢组合物中可以被用于通过回火过程中的碳化物沉积提高钢强度的元素。然而，在某些实施方式中，可以从钢组合物中省去钒。在一种实施方式中，当存在时，如果钢组合物的钒含量大于大约0.005％，则会形成大量碳化钒颗粒，随之导致钢的韧性下降。因此，在某些实施方式中，钢组合物的最大钒含量可以小于或等于大约0.005％。
钛(Ti)是添加到钢组合物中可以被用于精炼奥氏体晶粒尺寸的元素。然而，在某些实施方式中，可以从钢组合物中省去钛。另外，在存在钛且其浓度高于大约0.010％的钢组合物实施方式中，会形成有损钢的韧性的粗氮化钛(TiN)颗粒。因此，在某些实施方式中，钢组合物的最大钛含量可以小于或等于大约0.010％。
铜(Cu)是在钢组合物的某些实施方式中不需要的杂质元素。然而，根据钢的制造工艺，铜的存在是不可避免的。因而，在某些实施方式中，钢组合物的铜含量可以被限定为小于或等于大约0.30％、优选小于或等于大约0.15％。
铝(Al)是添加到钢组合物中在炼钢过程中具有脱氧效果进而精炼钢的晶粒尺寸的元素。在一种实施方式中，如果钢组合物的铝含量小于大约0.010％，则钢容易受到氧化作用，从而表现出高量的夹杂物。在其他实施方式中，如果钢组合物的铝含量大于大约0.040％，则会形成有损钢韧性的粗沉淀物。因此，钢组合物的铝含量可以在大约0.010％到大约0.040％的范围内变化。
钙(Ca)是可选择地添加到钢组合物中并且可以通过改变硫化物夹杂物的形状来提高韧性的元素。此后，在某些实施方式中，钢的最小钙含量可以满足关系式钙/硫＞1.5。在钢组合物的其他实施方式中，超量的钙是不必要的并且钢组合物可以包括小于或等于大约0.05％的钙含量。
不可避免的杂质含量包括但不局限于硫(S)、磷(P)、氮(N)、铅(Pb)、锡(Sn)、砷(As)、锑(Sb)和铋(Bi)等，它们优选保持尽可能低的含量。然而，如果这些杂质保持在选定含量以下，则由本发明钢组合物的实施方式制成的钢的机械性能(例如强度、韧性)基本上不会受到削弱。在一种实施方式中，钢组合物的氮含量可以小于或等于大约0.008％、优选小于或等于大约0.006％。在另一实施方式中，钢组合物的铅含量可以小于或等于大约0.005％。在另一实施方式中，钢组合物锡含量可以小于或等于大约0.02％。在另外的实施方式中，钢组合物的砷含量可以小于或等于大约0.012％。在另一实施方式中，钢组合物的锑含量可以小于或等于大约0.008％。在另一实施方式中，钢组合物的铋含量可以小于或等于大约0.003％。
在一种实施方式中，可以采用上文表1中公开的钢组合物制成管形杆件。管形杆件优选可以具有范围选定在大约4mm到大约25mm内的壁厚。在一种实施方式中，金属管形杆件可以是无缝的。在备选实施方式中，金属管形杆件可以包含一个或多个缝。
在图1A-1C中示出了制成高强度金属管形杆件的方法100，120，140的实施方式。可以认识到，方法100，120，140可以不受限制地被修改为包括比图1A-1C所示更多或更少的步骤。
参照图1A，在操作102中，钢组合物得到成形并被浇注成金属钢坯。在操作104中，金属钢坯可以被热成形为管形杆件。在操作106(例如106A，106B，106C)中，所形成的管形杆件可以经历热处理。在操作110中，可以在杆件上完成精加工操作。
方法100的操作102优选包括金属的制造和实心金属钢坯的生产，所述钢坯能够得到穿孔和轧制以形成金属管形杆件。在一种实施方式中，金属可以包括钢。在另外的实施方式中，可以采用选定的钢屑和海绵铁制备用于钢组合物的原料。然而可以认识到，可以采用其他铁和/或钢源制备钢组合物。
初级炼钢可以采用电弧炉熔钢、降低磷和其他杂质并达到选定温度的方式完成。还可以完成出钢、脱氧和合金元素的添加。
炼钢过程的主要目的之一是通过去除杂质精炼铁。特别地，硫和磷对钢不利，因为它们使钢的机械性能变差。在一种实施方式中，初级炼钢之后在钢包炉中和切边台上完成次级炼钢以执行特定的提纯步骤。
在这些操作过程中，在钢内会产生非常低的硫含量，可以完成炼钢领域熟知的掺钙处理并可以完成夹杂物浮选。在一种实施方式中，通过在钢包炉中吹入惰性气体迫使夹杂物和杂质浮动来完成夹杂物浮选。这一工艺可以产生能够吸收杂质和夹杂物的流动熔渣。这样，可以产生具有所需组合物且夹杂物含量低的高质量钢。在产生流动熔渣之后，钢可以被铸造成沿钢轴线具有基本上均匀直径的圆实心钢坯。
由此制成的钢坯可以通过热成形过程104被制成管形杆件。在一种实施方式中，纯净钢材料的实心圆柱形钢坯可以被加热到大约1200℃到1300℃、优选大约1250℃的温度。钢坯可以进一步经过轧钢机。在某些利用Manessmann过程的优选实施方式中，钢坯可以在轧钢机内得到穿孔，并且可以采用热轧制显著减小管的外径和壁厚，同时使长度明显增加。在某些实施方式中，Manessmann过程可以在大约1200℃的温度下完成。所获得的空心杆件在限动芯棒连轧管机上在大约1000℃到大约1200℃的温度范围内进一步得到热轧制。可以通过定径机执行精确定径并利用冷床将无缝管在空气中冷却到大约室温。
在非限制性实施例中，外径在大约145mm到大约390mm范围内的实心杆件可以按上述方式被热成形为外径在大约39mm到大约275mm范围内并且壁厚在大约4mm到大约25mm之间范围内的管。管的长度可以按需要变化。例如，在一种实施方式中，管的长度可以在大约8m到大约15m之间的范围内变化。
通过这种方式，可以提供组分在表1所示范围内的直边金属管形杆件。
在操作106A-106C中，所形成的金属管形杆件可以经历热处理。在操作106A中，如上所述形成的管形杆件可以得到加热以使管形杆件的显微结构基本上完全奥氏体化。基本上完全奥氏体化的管形杆件可以包括按管形杆件总重量计算大于大约99.9％重量百分比的奥氏体。管形杆件可以被加热到选定在大约880℃到大约950℃之间范围内的最大温度。在第一奥氏体化操作106A过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件可以在大约10分钟到大约30分钟的时间范围内进一步被加热到最大温度。
在保持期之后，管形杆件可以经历淬火操作106B。在一种实施方式中，可以采用喷水系统(喷水头)完成淬火。在另一实施方式中，可以采用搅动水池(例如槽)完成淬火，在所述搅动水池中通过对着管内侧的喷水口实现额外的排热。在任意情形下，管形杆件可以以大致15℃/秒到50℃/秒的速率被冷却到优选不大于大约150℃的温度。淬火操作104之后的钢组合物的显微结构包括至少大约95％的马氏体，其余显微结构基本上为贝氏体。
在奥氏体化和淬火操作106A，106B之后，管形杆件可以进一步经历回火操作106C。在回火操作106C过程中，管形杆件可以被加热到大约450℃到大约550℃的温度范围。在回火操作106C过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件可以在大约10分钟到大约40分钟的时间范围内进一步被加热到最大温度。在获得选定的最大温度时，管形杆件可以保持在大约该温度下大约5分钟到大约30分钟的时间。
由于回火温度低，因此回火操作106C之后钢组合物的最终显微结构包括具有精细碳化物分布的略微得到回火的马氏体。在图2A-2B中示出了该显微结构。如图2所示，得到回火的马氏体由铁氧体基体(例如深灰相)和几种碳化物(浅灰颗粒)构成。
对于表面形态，观察到两种碳化物存在于显微结构中，大致球形和细长的。对于球形碳化物，观察到最大尺寸(例如最大维度维度(如直径))为大约150nm。对于细长碳化物，观察到最大尺寸为大约1m长且大约200nm厚。
得到热轧制的管可以进一步经历不同的精加工操作110。这些操作的非限制性实例可以包括将管切断到一定长度、切割管的端部、采用旋转矫直机对管进行矫直(如果需要)、以及通过多种不同的工艺进行非破坏性测试，例如电磁测试或超声测试。在一种实施方式中，管形杆件可以在不低于回火温度减50℃的温度下被矫直，并通过冷床在空气中被冷却到室温。
有利地，根据上述方法100的实施方式获得的无缝钢管可以应用在包括但不局限于油气工业中的射孔枪枪身的多个应用中。将在下文更详细描述的是，机械测试已经确定，钢管的实施方式表现出至少大约165ksi的屈服强度(根据ASTME8“用于金属材料拉伸测试的标准测试方法”测定，其全部内容在此引入作为参考)和在室温下在LC方向截取的样本至少大约80J/cm2和在CL方向上截取的样本至少大约60J/cm2的夏比V型缺口冲击能量(根据ASTME23“用于金属材料的缺口棒冲击测试的标准测试方法”测定，其全部内容在此引入作为参考)。
在钢组合物的实施方式中获得的强度和韧性的有效结合至少部分地归因于钢组合物和显微结构的结合。一方面，碳化物相对较小的尺寸(例如球形碳化物小于或等于大约150nm和/或细长碳化物大约1μm或更小的长度和大约200nm或更小的厚度)在不显著削弱韧性的情况下通过颗粒弥散硬化提高钢组合物的强度。相反，大的碳化物会很容易成核破裂。
在备选实施方式中，当需要提高强度时，可以采用图1B和1C所示的方法120或140中的一个制造无缝钢管。方法120和140彼此不同且与方法100的不同之处在于在无缝钢管上完成的热处理操作。将在下文详细描述的是，(方法120的)热处理操作126的实施方式包括重复奥氏体化和淬火操作，之后是回火。(方法140的)热处理操作146的实施方式包括重复奥氏体化、淬火和回火的工序。在其他方面，方法100，120和140的金属制造和浇注、热成形和精加工操作基本上相同。
参照方法120，热处理126可以包括第一奥氏体化/淬火操作126A，其可以包括将如上所述形成的管形杆件加热和淬火到奥氏体范围。在第一奥氏体化/淬火操作126A过程中完成奥氏体化时所处的状态可以被称为A1。在第一奥氏体化/淬火操作126A过程中完成淬火时所处的状态可以被称为Q1。
在一种实施方式中，第一奥氏体化和淬火参数A1和Q1被选定为使得管形杆件经历第一奥氏体化/淬火操作126A之后的显微结构包括至少大约95％的马氏体，其余基本上仅包括贝氏体。在另外的实施方式中，第一奥氏体化和淬火参数A1和Q1还可以产生基本上没有碳化物的显微结构。在某些实施方式中，基本上没有碳化物的显微结构按管形杆件的总重量计算可以包括重量百分比小于大约0.01％的总碳化物浓度。在其他实施方式中，管形杆件在第一奥氏体化和淬火操作126A之后的平均晶粒尺寸可以落在大约10μm到大约30μm之间的范围内。
在一种实施方式中，第一奥氏体化参数A1可以被选定为使管形杆件的显微结构基本上完全奥氏体化。基本上完全奥氏体化的管形杆件按管形杆件的总重量计算可以包括重量百分比大于大约99.9％的奥氏体。管形杆件可以被加热到选定在大约900℃到大约950℃之间范围内的最大温度。在第一奥氏体化操作126A过程中的加热速率可以在大约30℃/分钟到大约90℃/分钟的范围内变化。管形杆件可以在大约10分钟到大约30分钟之间的时间范围内进一步被加热到最大温度。
管形杆件随后可以在大约10分钟到大约30分钟范围内的选定保持时间里保持在选定最大温度下。在所公开的热处理实施方式中采用的相对较低的奥氏体化温度在大约900℃到大约950℃的范围内，该温度被用于尽可能地抑制晶粒生长，从而促进有助于韧性提高的显微结构精炼。对于这些奥氏体化温度，大约900℃到大约950℃的奥氏体化温度范围也足以提供基本上完全分解的渗碳体碳化物。在该温度范围内，甚至当采用极长的保持时间时，一般都不能获得完全分解的富含铌和钛的碳化物。比铌和钛碳化物更大的渗碳体碳化物会因保留碳而削弱韧性并降低强度。
在保持周期之后，管形杆件可以经历淬火。在一种实施方式中，通过喷水系统(例如喷水头)完成奥氏体化/淬火操作126A过程中的淬火。在另一实施方式中，采用搅动式水池(例如槽)完成淬火，在所述搅动式水池中通过对着管内侧的喷水口实现额外的排热。
淬火参数Q1的实施方式如下。管形杆件可以在大致15℃/秒到50℃/秒之间的速率下被冷却到优选不大于大约150℃的温度。
第二奥氏体化/淬火操作126B可以包括将如上所述形成的管形杆件加热和淬火到奥氏体范围。在第二奥氏体化/淬火操作126B过程中完成奥氏体化时所处的状态可以被称为A2。在第二奥氏体化/淬火操作126B过程中完成淬火时所处的状态可以被称为Q2。
在一种实施方式中，第二奥氏体化和淬火参数A2和Q2被选定为使得管形杆件经历第二奥氏体化/淬火操作126B之后的显微结构包括至少大约95％的马氏体。在另外的实施方式中，奥氏体化和淬火参数A2和Q2还可以产生基本上没有碳化物的显微结构。
在另外的实施方式中，管形杆件在第二奥氏体化/淬火操作126B之后的平均晶粒尺寸可以小于第一奥氏体化和淬火操作126A之后的平均晶粒尺寸。例如，管形杆件在第二奥氏体化/淬火操作126B之后的晶粒尺寸可以落在大约5μm到大约15μm之间的范围内。这种显微结构精炼可以提高管形杆件的强度和/或韧性。
在一种实施方式中，第二奥氏体化参数A2如下。管形杆件可以被加热到小于在第一奥氏体化/淬火操作126A中采用的最大奥氏体化温度的温度以进一步精炼显微结构的晶粒尺寸。第二奥氏体化操作A2利用在第一奥氏体化/淬火操作106A(A1/Q1)过程中获得的碳化物分解。因为基本上所有铁碳化物(例如渗碳体颗粒)在第一奥氏体化和淬火操作126之后都分解在显微结构内，所以在第二奥氏体化和淬火操作126B过程中可以采用更低的奥氏体化温度，晶粒尺寸(晶粒精炼)随之减小。在一种实施方式中，第二奥氏体化操作A2可以发生在选定的大约880℃到大约930℃之间的温度范围内。在第二奥氏体化操作A2过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件随后可以在大约10分钟到大约30分钟之间的选定保持时间里保持在选定的最大温度下。
在保持周期之后，管形杆件可以经历淬火Q2。在一种实施方式中，通过喷水系统(例如喷水头)完成奥氏体化/淬火操作126B过程中的淬火。在另一实施方式中，可以采用搅动式水池(例如槽)完成淬火，在所述搅动式水池中通过对着管内侧的喷水口实现额外的排热。
淬火参数Q2的实施方式如下。管形杆件可以在大致15℃/秒到大约50℃/秒之间的速率下被冷却到优选不大于大约150℃的温度。
在第一和第二奥氏体化/淬火操作126A，126B之后，管形杆件可以进一步经历回火操作126C，在此还被称为T。在回火操作126C过程中，管形杆件可以被加热到大约450℃到大约550℃之间范围内的温度。在回火操作106C过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件可以在大约10分钟到大约40分钟之间的时间范围内进一步被加热到最大温度。在达到选定的最大温度时，管形杆件可以在大约5分钟到大约30分钟之间的时间范围内保持在大约该温度下。
管形杆件还可以经历精加工操作130。精加工操作130的实例可以包括但不局限于矫直。可以在不低于回火温度减50℃的温度下完成矫直。随后得到矫直的管通过冷床在空气中被冷却到大约室温。
在备选实施方式中，所形成的管形杆件可以经历采用热处理操作146C的方法140。在热处理操作146C中，第一奥氏体化和淬火操作146A(A1)和(Q1)之后是第一回火操作146B(T1)、第二奥氏体化和淬火操作146C(A2)和(Q2)和第二回火操作146D(T2)。第一和第二奥氏体化和淬火操作146A和146C可以按以上针对第一和第二奥氏体化和淬火操作126A和126B所述的方式完成。第一(T1)和第二(T2)回火操作146B和146D还可以按以上针对第一回火操作106C所述的方式完成。
由方法120和140得到的显微结构可以与由方法100得到的显微结构类似。例如，在一种实施方式中，在第一奥氏体化和淬火操作126A和146A之后，平均晶粒尺寸可以在大约10μm到大约30μm之间的范围内变化。在另一实施方式中，在第二奥氏体化和淬火操作126C和146C之后，平均晶粒尺寸可以在大约5μm到大约15μm之间的范围内变化。在其他实施方式中，回火操作126C，146D之后在显微结构内存在碳化物的精细分布。例如，在显微结构内可以存在球形和细长碳化物，同时球形颗粒的最大尺寸小于或等于大约150nm并且细长碳化物的最大尺寸为长度小于或等于大约1m且厚度小于或等于大约200nm。
有利地，根据方法120和140的实施方式制成的无缝钢管和管可以适用于包括但不局限于油气工业中的射孔枪枪身的多种应用。例如，在一种实施方式中，由钢组合物实施方式制成的管形杆件和管表现出根据ASTM标准E8测定的至少大约170ksi(大约1172MPa)的屈服强度。在另一实施方式中，由钢组合物的实施方式制成的管形杆件和管可以表现出根据ASTM标准E23测定的在室温下沿LC方向至少大约80J/cm2和沿CL方向至少大约60J/cm2的夏比V型缺口冲击能量。这种性能的有效结合至少部分地归因于显微结构内精炼的晶粒尺寸以及相对较小的碳化物尺寸。
有利地，在某些实施方式中，不添加钒也可以获得这些结果。公知的是钒在回火过程中通过碳化物沉淀提高强度，但会削弱韧性。
实施例
在以下实施例中，描述了采用上述炼钢方法的实施方式制成的钢管的抗拉和冲击性能。在进行奥氏体化、淬火和回火(A+Q+T)(状态1和2)、双重奥氏体化和回火(A1+Q1+A2+Q2+T)之后回火(状态3)的热处理之后测试所形成的钢管。得到测试的钢管具有大约114.3mm的外径和大约8.31mm的壁厚，除非另有说明。分别对大致具有表2和3所示的组分和热处理的样本完成实验。
表2试样的组分
加热 C Mn Si Cr Mo Ni Nb
A 0.25 0.47 0.25 0.94 0.67 0.016 0.028
B 0.25 0.49 0.25 0.95 0.70 0.051 0.027
加热 Cu S P Al Ti V N
A 0.029 0.001 0.008 0.027 0.001 0.001 0.0035
B 0.056 0.001 0.008 0.016 0.001 0.001 0.0039
表3试样的热处理
状态 加热 热处理 A1(℃) A2(℃) T(℃)
1 A 单次 880 _ 460
2 B 单次 910 _ 460
3 B 双重奥氏体化 910 890 460
对于每种状态在3到5根管上完成强度和冲击性能的测定。对于每根管，在大约室温下完成抗拉测试两次并完成冲击测试三次。可以认识到，下文提出的实施例仅是示例性的，并不是要限制本发明的范围。
实施例1室温下的抗拉性能和冲击能量
在室温下根据ASTM标准E8测定具有以上表2和3所示组分的钢的强度和拉伸率。在大约室温下根据ASTM标准E23测定表2和3所示的钢的夏比能量，并且所述夏比能量代表材料的韧性测定值。在从管的纵向上(LC)截取的具有大约10×7.5×55mm尺寸的样本上完成夏比测试。在表4中记录了每种状态下测定的平均抗拉强度、屈服强度、拉伸率和夏比V型缺口能量(CVN)并且在图3中记录了每个管的平均值。
表4平均抗拉和冲击性能
对于每种测试状态，观察到屈服强度大于或等于大约165ksi并且观察到极限抗拉强度大于或等于大约170ksi。每种测试状态下失效时的拉伸率进一步被发现为大于或等于大约10％。在其他实施方式中，观察到屈服强度大于大约170ksi，以及观察到极限抗拉强度大于或等于大约180ksi，并且失效时的拉伸率被发现为大于或等于大约13％。在某些实施方式中，在大约室温下测定的夏比V型缺口冲击能量在每种测试状态下大于大约65J/cm2。在其他实施方式中，室温下的夏比能量大于或等于大约90J/cm2。
在与双重奥氏体化相对应的热处理状态3下观察到抗拉性能和韧性的最佳结合。该状态在室温下表现出最大屈服强度(大约189ksi)和CVN(大约97J/cm2)。屈服强度和韧性的提高归因于通过双重奥氏体化/淬火操作实现的显微结构精炼。
实施例2其他冲击能量研究
在大约-60℃到大约室温下根据状态1形成的钢管样本上完成其他冲击能量调查以确定所形成的钢组合物的韧脆转变温度。对于这些测量结果，在纵向(LC)和横向(CL)两个方向上截取样本。在沿LC方向具有大约10×7.5×55mm尺寸以及沿CL方向具有大约10×5×55mm尺寸的样本上完成夏比测试。在表5中记录了每种状态下的平均夏比V型缺口能量。
表5状态2下样本的平均韧性
如表5中所示，样本在大约室温(RT)下的LC夏比样本表现出大于大约80J/cm2的能量以及从断裂表面观察大致100％的韧性断裂。CL夏比样本表现出大于大约60J/cm2的能量以及大致100％的韧性断裂。随着测试温度从大约室温下降到大约-60℃，LC和CL夏比能量大体上下降一半达到约30-36J/cm2。同时，在每种几何形状中断裂表面承受韧性断裂的部分减少大致三分之二。
从结果中可以看到，韧脆转变温度(DBTT)对于纵向(LC)定向的样本来说在大约-20℃到-40℃之间，其原因在于沿LC方向在大约-20℃到大约-40℃之间观察到的韧性区域大幅下降(从大约71％下降到大约44％)。进一步观察到，对于横向(CL)定向的样本来说DBTT在大约-40℃到-60℃之间，其原因在于在大约-40℃到大约-60℃之间观察到的韧性区域大幅下降(从大约75％下降到大约31％)。
尽管在前的说明已经示出、描述和指出了本发明教导的主要的新特征，但将会认识到在不脱离本发明教导范围的前提下本领域普通技术人员可以对所示装置的细节形式及其应用作出多种删减、替换和改变。因而，本发明教导的范围不应该局限于以上描述，而应该由附加权利要求来限定。

Claims (18)

1.一种制造钢管的方法，包括：
提供碳钢组合物，其包括：
重量百分比0.20％-0.30％的碳；
重量百分比0.30％-0.70％的锰；
重量百分比0.10％-0.30％的硅；
重量百分比0.90％-1.50％的铬；
重量百分比0.60％-1.00％的钼；
重量百分比0.020％-0.040％的铌；以及
重量百分比0.01％-0.04％的铝；
由钢组合物制成管；
在加热操作中将所形成的钢管加热到第一温度，其中该第一温度在880℃到950℃之间；
在淬火操作中以第一速率从第一温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于95％的马氏体；
在淬火操作之后通过将所形成的钢管加热到小于550℃的第二温度来对所形成的钢管进行回火；
其中回火之后的钢管具有大于165ksi的屈服强度，并且在室温下夏比V型缺口能量在纵向上大于或等于80J/cm2以及在横向上大于或等于60J/cm2。
2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述第一温度在880℃到950℃之间保持10到30分钟。
3.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述第二温度在450℃到550℃之间保持5到30分钟。
4.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所形成的钢组合物在淬火之后的晶粒尺寸在5μm到15μm之间。
5.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢管在回火之后的显微结构包括多个大致球形的碳化物，该碳化物具有小于或等于150μm的最大尺寸。
6.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢管在回火之后的显微结构包括多个细长碳化物，该碳化物长度小于或等于1μm且厚度小于或等于200nm。
7.如权利要求1所述的方法，其特征在于，第一速率在15℃/秒到50℃/秒之间。
8.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢组合物中：
重量百分比0.24％-0.27％的碳；
重量百分比0.45％-0.55％的锰；
重量百分比0.20％-0.30％的硅；
重量百分比0.90％-1.00％的铬；
重量百分比0.65％-0.70％的钼；以及
重量百分比0.025％-0.30％的铌。
9.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢组合物还包括以下至少一个：
重量百分比小于或等于0.50％的镍；
重量百分比小于或等于0.005％的钒；
重量百分比小于或等于0.010％的钛；以及
重量百分比小于或等于0.05％的钙。
10.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述钢组合物不包括任何钒。
11.如权利要求1所述的方法，其特征在于，淬火操作之后显微结构的其余部分大体上由贝氏体构成。
12.如权利要求1所述的方法，其特征在于，在淬火操作之后以及在回火操作之前，所形成的钢管经历第二加热操作和第二淬火操作。
13.如权利要求1所述的方法，其特征在于，在回火之后，所形成的钢管经历第二加热操作、第二淬火操作和第二回火操作。
14.一种制造钢管的方法，包括：
提供钢杆，其包括：
重量百分比0.20％-0.30％的碳；
重量百分比0.30％-0.70％的锰；
重量百分比0.10％-0.30％的硅；
重量百分比0.90％-1.50％的铬；
重量百分比0.60％-1.00％的钼；
重量百分比0.020％-0.40％的铌；以及
重量百分比0.01％-0.04％的铝；
在热成形操作中以1200℃到1300℃的温度将所述钢杆制成管；
在第一加热操作中以10到30分钟的时间将所形成的钢管加热到880℃到950℃；
在第一加热操作之后的第一淬火操作中以第一速率对所形成的钢管进行淬火，使得到淬火的钢管的显微结构是按体积大于或等于95％的马氏体；以及
在第一淬火操作之后通过在5分钟到30分钟的时间里将所形成的钢管加热到450℃到550℃之间的温度的方式对所形成的钢管进行回火；
其中回火之后的钢管具有大于165ksi的屈服强度并且在室温下夏比V型缺口能量在纵向上大于或等于80J/cm2以及在横向上大于或等于60J/cm2。
15.如权利要求14所述的方法，其特征在于，第一加热操作处于900℃到950℃的温度，并且所述方法还包括，在所述回火之前的第二加热操作：
以10到30分钟的时间将所形成的钢管加热到低于第一加热操作的880℃到930℃的温度；以及
在第二加热操作之后的第二淬火操作：对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于95％的马氏体；
其中回火之后的钢管具有大于170ksi的屈服强度并且在室温下夏比V型缺口能量在纵向上大于或等于80J/cm2以及在横向上大于或等于60J/cm2。
16.如权利要求15所述的方法，其特征在于，还包括在所述第一淬火操作之后以及所述第二淬火操作之前，以低于550℃的温度对所形成的钢管进行回火。
17.如权利要求14所述的方法，其特征在于，所述钢管在回火之后的显微结构包括多个大致球形的碳化物，该碳化物具有小于或等于150μm的最大尺寸。
18.如权利要求14所述的方法，其特征在于，所述钢管在回火之后的显微结构包括多个细长碳化物，该碳化物的长度小于或等于1μm且厚度小于或等于200nm。
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Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2006589B1 (en) * 2007-06-22 2011-08-31 Tenaris Connections Aktiengesellschaft Threaded joint with energizable seal
EP2017507B1 (en) * 2007-07-16 2016-06-01 Tenaris Connections Limited Threaded joint with resilient seal ring
EP2243920A1 (en) 2009-04-22 2010-10-27 Tenaris Connections Aktiengesellschaft Threaded joint for tubes, pipes and the like
US20100319814A1 (en) * 2009-06-17 2010-12-23 Teresa Estela Perez Bainitic steels with boron
EP2325435B2 (en) * 2009-11-24 2020-09-30 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures
EP2372208B1 (en) * 2010-03-25 2013-05-29 Tenaris Connections Limited Threaded joint with elastomeric seal flange
EP2372211B1 (en) * 2010-03-26 2015-06-03 Tenaris Connections Ltd. Thin-walled pipe joint and method to couple a first pipe to a second pipe
US9163296B2 (en) 2011-01-25 2015-10-20 Tenaris Coiled Tubes, Llc Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment
IT1403689B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri.
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
CN102876867A (zh) * 2012-10-17 2013-01-16 夏雨 一种中高碳钢的热处理方法
MX2015008990A (es) 2013-01-11 2015-10-14 Tenaris Connections Ltd Empalme para herramientas de tuberia de perforacion resistente a la excoriacion y tuberia de perforacion correspondiente.
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
EP2789701A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
KR102368928B1 (ko) 2013-06-25 2022-03-04 테나리스 커넥션즈 비.브이. 고크롬 내열철강
CN104074737B (zh) * 2014-06-25 2017-02-08 三一汽车制造有限公司 一种s管及其制造方法、混凝土泵送设备
US11085277B2 (en) * 2015-10-07 2021-08-10 Benteler Steel/Tube Gmbh Seamless steel pipe, method of producing a high strength seamless steel pipe, usage of a seamless steel pipe and perforation gun
BR102016001063B1 (pt) * 2016-01-18 2021-06-08 Amsted Maxion Fundição E Equipamentos Ferroviários S/A liga de aço para componentes ferroviários, e processo de obtenção de uma liga de aço para componentes ferroviários
RU2629126C1 (ru) * 2016-05-10 2017-08-24 Публичное акционерное общество "Синарский трубный завод" (ПАО "СинТЗ") Труба бесшовная нефтяного сортамента высокопрочная в сероводородостойком исполнении
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
JP6798559B2 (ja) * 2016-10-06 2020-12-09 日本製鉄株式会社 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
EP3572536B1 (en) * 2017-01-17 2022-11-30 Nippon Steel Corporation Hot stamped part and manufacturing method thereof
US10434554B2 (en) 2017-01-17 2019-10-08 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
CN106868424B (zh) * 2017-03-13 2018-07-31 浙江工贸职业技术学院 一种增强奥氏体钢结构韧性的处理方法
CN107916366A (zh) * 2017-10-09 2018-04-17 邯郸新兴特种管材有限公司 一种用于生产170ksi钢级钢管的低合金钢
US20210087661A1 (en) * 2017-12-28 2021-03-25 GM Global Technology Operations LLC Steel for hot stamping with enhanced oxidation resistance
US11613789B2 (en) 2018-05-24 2023-03-28 GM Global Technology Operations LLC Method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
CN112534078A (zh) 2018-06-19 2021-03-19 通用汽车环球科技运作有限责任公司 具有增强的机械性质的低密度压制硬化钢
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
KR102326045B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-15 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 냉간단조용 선재, 부품 및 이들의 제조방법
CN115011884A (zh) * 2022-06-16 2022-09-06 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种断裂为韧性断裂高强度热轧钢板

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3413166A (en) * 1965-10-15 1968-11-26 Atomic Energy Commission Usa Fine grained steel and process for preparation thereof
DE102007023306A1 (de) * 2007-05-16 2008-11-20 Benteler Stahl/Rohr Gmbh Verwendung einer Stahllegierung für Mantelrohre zur Perforation von Bohrlochverrohrungen sowie Mantelrohr

Family Cites Families (132)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3655465A (en) 1969-03-10 1972-04-11 Int Nickel Co Heat treatment for alloys particularly steels to be used in sour well service
DE2131318C3 (de) 1971-06-24 1973-12-06 Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum Verfahren zum Herstellen eines Beweh rungs Stabstahles für Spannbeton
US3915697A (en) 1975-01-31 1975-10-28 Centro Speriment Metallurg Bainitic steel resistant to hydrogen embrittlement
FR2424324B1 (fr) 1978-04-28 1986-02-28 Neturen Co Ltd Acier pour faconnage plastique a froid et traitement thermique favorisant cette deformation
US4231555A (en) 1978-06-12 1980-11-04 Horikiri Spring Manufacturing Co., Ltd. Bar-shaped torsion spring
DE3070501D1 (en) 1979-06-29 1985-05-23 Nippon Steel Corp High tensile steel and process for producing the same
JPS5680367A (en) 1979-12-06 1981-07-01 Nippon Steel Corp Restraining method of cracking in b-containing steel continuous casting ingot
JPS634046Y2 (zh) 1980-09-03 1988-02-01
US4376528A (en) 1980-11-14 1983-03-15 Kawasaki Steel Corporation Steel pipe hardening apparatus
JPS634047Y2 (zh) 1981-04-21 1988-02-01
JPS58188532A (ja) 1982-04-28 1983-11-04 Nhk Spring Co Ltd 中空スタビライザの製造方法
JPS6086209U (ja) 1983-11-18 1985-06-13 高圧化工株式会社 コンパクト
JPS60215719A (ja) 1984-04-07 1985-10-29 Nippon Steel Corp 二輪車フロントフオ−ク用電縫鋼管の製造方法
JPS60174822U (ja) 1984-04-28 1985-11-19 株式会社山武 計器類の連結装置
JPS61130462A (ja) 1984-11-28 1986-06-18 Tech Res & Dev Inst Of Japan Def Agency 降伏応力１１０ｋｇｆ／ｍｍ↑２以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼
JPS61270355A (ja) 1985-05-24 1986-11-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼
JPS61287985A (ja) 1985-05-30 1986-12-18 Sumitomo Chem Co Ltd 燃料油の低温流動性改良方法
DE3666461D1 (en) 1985-06-10 1989-11-23 Hoesch Ag Method and use of a steel for manufacturing steel pipes with a high resistance to acid gases
JPS63230847A (ja) 1987-03-20 1988-09-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた油井管用低合金鋼
JPS63230851A (ja) 1987-03-20 1988-09-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた油井管用低合金鋼
JPH0693339B2 (ja) 1987-04-27 1994-11-16 東京電力株式会社 ガス開閉器
US4812182A (en) 1987-07-31 1989-03-14 Hongsheng Fang Air-cooling low-carbon bainitic steel
JPH01259124A (ja) 1988-04-11 1989-10-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高強度油井管の製造方法
JPH01259125A (ja) 1988-04-11 1989-10-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高強度油井管の製造方法
JPH01283322A (ja) 1988-05-10 1989-11-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性に優れた高強度油井管の製造方法
JPH0741856Y2 (ja) 1989-06-30 1995-09-27 スズキ株式会社 エンジンのｐｃｖバルブ
US5538566A (en) 1990-10-24 1996-07-23 Consolidated Metal Products, Inc. Warm forming high strength steel parts
JP2567150B2 (ja) 1990-12-06 1996-12-25 新日本製鐵株式会社 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法
JPH04231414A (ja) 1990-12-27 1992-08-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 高耐食性油井管の製造法
JPH04107214U (ja) 1991-02-28 1992-09-16 京セラ株式会社 画像ヘツド
JP2682332B2 (ja) 1992-04-08 1997-11-26 住友金属工業株式会社 高強度耐食性鋼管の製造方法
IT1263251B (it) 1992-10-27 1996-08-05 Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di manufatti in acciaio inossidabile super-duplex.
JPH06172859A (ja) 1992-12-04 1994-06-21 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
JPH06220536A (ja) * 1993-01-22 1994-08-09 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
US5454883A (en) 1993-02-02 1995-10-03 Nippon Steel Corporation High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same
EP0658632A4 (en) 1993-07-06 1995-11-29 Nippon Steel Corp STEEL WITH HIGH CORROSION RESISTANCE AND STEEL WITH HIGH CORROSION RESISTANCE AND WORKABILITY.
JPH07197125A (ja) 1994-01-10 1995-08-01 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
JPH07266837A (ja) 1994-03-29 1995-10-17 Horikiri Bane Seisakusho:Kk 中空スタビライザの製造法
IT1267243B1 (it) 1994-05-30 1997-01-28 Danieli Off Mecc Procedimento di colata continua per acciai peritettici
GB2297094B (en) 1995-01-20 1998-09-23 British Steel Plc Improvements in and relating to Carbide-Free Bainitic Steels
JP3755163B2 (ja) 1995-05-15 2006-03-15 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
DE69617002D1 (de) 1995-05-15 2001-12-20 Sumitomo Metal Ind Verfahren zur herstellung von hochfesten nahtlosen stahlrohren mit hervorragender schwefel induzierter spannungsrisskorossionsbeständigkeit
IT1275287B (it) 1995-05-31 1997-08-05 Dalmine Spa Acciaio inossidabile supermartensitico avente elevata resistenza meccanica ed alla corrosione e relativi manufatti
DE59607441D1 (de) 1995-07-06 2001-09-13 Benteler Werke Ag Rohre für die Herstellung von Stabilisatoren und Herstellung von Stabilisatoren aus solchen Rohren
JPH0967624A (ja) 1995-08-25 1997-03-11 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐ｓｓｃｃ性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法
JPH09235617A (ja) 1996-02-29 1997-09-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 継目無鋼管の製造方法
DE69703485T2 (de) 1996-04-26 2001-03-22 Matsushita Electric Ind Co Ltd Informationsaufzeichnungsverfahren und informationsaufzeichnungsmedium
JPH10176239A (ja) 1996-10-17 1998-06-30 Kobe Steel Ltd 高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板及びその製造方法
JPH10140250A (ja) 1996-11-12 1998-05-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高靭性エアーバッグ用鋼管の製造方法
DE59704264D1 (de) 1997-01-15 2001-09-13 Mannesmann Ag Verfahren zur herstellung nahtloser leitungsrohre mit stabiler streckgrenze bei erhöhten einsatztemperaturen
CA2231985C (en) 1997-03-26 2004-05-25 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same
JPH10280037A (ja) 1997-04-08 1998-10-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高耐食性継目無し鋼管の製造方法
ES2209001T3 (es) 1997-05-12 2004-06-16 Firma Muhr Und Bender Estabilizador.
US5993570A (en) 1997-06-20 1999-11-30 American Cast Iron Pipe Company Linepipe and structural steel produced by high speed continuous casting
DE19725434C2 (de) 1997-06-16 1999-08-19 Schloemann Siemag Ag Verfahren zum Walzen von Warmbreitband in einer CSP-Anlage
JPH1150148A (ja) 1997-08-06 1999-02-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法
JP3262807B2 (ja) 1997-09-29 2002-03-04 住友金属工業株式会社 耐湿潤炭酸ガス腐食性と耐海水腐食性に優れた油井管用鋼および継目無油井管
JP3898814B2 (ja) 1997-11-04 2007-03-28 新日本製鐵株式会社 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼
JP3344308B2 (ja) 1998-02-09 2002-11-11 住友金属工業株式会社 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法
JP4203143B2 (ja) 1998-02-13 2008-12-24 新日本製鐵株式会社 耐炭酸ガス腐食性に優れた耐食鋼及び耐食油井管
CA2303825C (en) 1998-07-21 2007-01-09 Shinagawa Refractories Co., Ltd. Molding powder for continuous casting of thin-slab
JP2000063940A (ja) 1998-08-12 2000-02-29 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼の製造方法
JP3562353B2 (ja) 1998-12-09 2004-09-08 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
US6299705B1 (en) 1998-09-25 2001-10-09 Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. High-strength heat-resistant steel and process for producing high-strength heat-resistant steel
JP3800836B2 (ja) 1998-12-15 2006-07-26 住友金属工業株式会社 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法
JP4331300B2 (ja) 1999-02-15 2009-09-16 日本発條株式会社 中空スタビライザの製造方法
JP3680628B2 (ja) 1999-04-28 2005-08-10 住友金属工業株式会社 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法
CZ293084B6 (cs) 1999-05-17 2004-02-18 Jinpo Plus A. S. Ocele pro žárupevné a vysokopevné tvářené součásti, obzvláště trubky, plechy a výkovky
JP4367588B2 (ja) 1999-10-28 2009-11-18 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた鋼管
JP3545980B2 (ja) 1999-12-06 2004-07-21 株式会社神戸製鋼所 耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法
JP3543708B2 (ja) 1999-12-15 2004-07-21 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼材およびそれを用いた油井用鋼管の製造方法
US6866725B2 (en) 2000-02-28 2005-03-15 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
JP4379550B2 (ja) 2000-03-24 2009-12-09 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材
JP3518515B2 (ja) 2000-03-30 2004-04-12 住友金属工業株式会社 低・中Ｃｒ系耐熱鋼
IT1317649B1 (it) 2000-05-19 2003-07-15 Dalmine Spa Acciaio inox martensitico e tubi senza saldatura con esso prodotti
CN100340690C (zh) 2000-06-07 2007-10-03 新日本制铁株式会社 可成形性优异的钢管及其生产方法
JP3959667B2 (ja) 2000-09-20 2007-08-15 エヌケーケーシームレス鋼管株式会社 高強度鋼管の製造方法
US6384388B1 (en) 2000-11-17 2002-05-07 Meritor Suspension Systems Company Method of enhancing the bending process of a stabilizer bar
KR100513991B1 (ko) 2001-02-07 2005-09-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판의 제조방법
ATE382103T1 (de) 2001-03-07 2008-01-15 Nippon Steel Corp Elektrogeschweisstes stahlrohr für hohlstabilisator
AR027650A1 (es) 2001-03-13 2003-04-09 Siderca Sa Ind & Com Acero al carbono de baja aleacion para la fabricacion de tuberias para exploracion y produccion de petroleo y/o gas natural, con mejorada resistencia a lacorrosion, procedimiento para fabricar tubos sin costura y tubos sin costura obtenidos
EP1375683B1 (en) 2001-03-29 2012-02-08 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High strength steel tube for air bag and method for production thereof
JP2003096534A (ja) 2001-07-19 2003-04-03 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 高強度耐熱鋼、高強度耐熱鋼の製造方法、及び高強度耐熱管部材の製造方法
JP2003041341A (ja) 2001-08-02 2003-02-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靱性を有する鋼材およびそれを用いた鋼管の製造方法
CN1151305C (zh) 2001-08-28 2004-05-26 宝山钢铁股份有限公司 抗二氧化碳腐蚀的低合金钢及油套管
EP1288316B1 (en) 2001-08-29 2009-02-25 JFE Steel Corporation Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe
US6669789B1 (en) 2001-08-31 2003-12-30 Nucor Corporation Method for producing titanium-bearing microalloyed high-strength low-alloy steel
NO315284B1 (no) 2001-10-19 2003-08-11 Inocean As Stigerör for forbindelse mellom et fartöy og et punkt på havbunnen
US6709534B2 (en) 2001-12-14 2004-03-23 Mmfx Technologies Corporation Nano-composite martensitic steels
ATE405684T1 (de) 2002-03-29 2008-09-15 Sumitomo Metal Ind Niedrig legierter stahl
JP2004011009A (ja) 2002-06-11 2004-01-15 Nippon Steel Corp 中空スタビライザー用電縫溶接鋼管
US6669285B1 (en) 2002-07-02 2003-12-30 Eric Park Headrest mounted video display
CN1229511C (zh) 2002-09-30 2005-11-30 宝山钢铁股份有限公司 抗二氧化碳和硫化氢腐蚀用低合金钢
JP2004176172A (ja) 2002-10-01 2004-06-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管およびその製造方法
US7074286B2 (en) 2002-12-18 2006-07-11 Ut-Battelle, Llc Wrought Cr—W—V bainitic/ferritic steel compositions
US7010950B2 (en) 2003-01-17 2006-03-14 Visteon Global Technologies, Inc. Suspension component having localized material strengthening
EA008812B1 (ru) 2003-04-25 2007-08-31 Тубос Де Асеро Де Мексико, С.А. Бесшовная стальная труба, предназначенная для использования в трубопроводе, и способ ее производства
US20050076975A1 (en) 2003-10-10 2005-04-14 Tenaris Connections A.G. Low carbon alloy steel tube having ultra high strength and excellent toughness at low temperature and method of manufacturing the same
US20050087269A1 (en) 2003-10-22 2005-04-28 Merwin Matthew J. Method for producing line pipe
EP1728877B9 (en) 2004-03-24 2012-02-01 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Process for producing low-alloy steel excelling in corrosion resistance
JP4140556B2 (ja) 2004-06-14 2008-08-27 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP4135691B2 (ja) 2004-07-20 2008-08-20 住友金属工業株式会社 窒化物系介在物形態制御鋼
JP2006037147A (ja) 2004-07-26 2006-02-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 油井管用鋼材
US20060169368A1 (en) 2004-10-05 2006-08-03 Tenaris Conncections A.G. (A Liechtenstein Corporation) Low carbon alloy steel tube having ultra high strength and excellent toughness at low temperature and method of manufacturing the same
US7566416B2 (en) 2004-10-29 2009-07-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel pipe for an airbag inflator and a process for its manufacture
US7214278B2 (en) 2004-12-29 2007-05-08 Mmfx Technologies Corporation High-strength four-phase steel alloys
JP4792778B2 (ja) 2005-03-29 2011-10-12 住友金属工業株式会社 ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法
US20060243355A1 (en) 2005-04-29 2006-11-02 Meritor Suspension System Company, U.S. Stabilizer bar
JP4635764B2 (ja) 2005-07-25 2011-02-23 住友金属工業株式会社 継目無鋼管の製造方法
MXPA05008339A (es) 2005-08-04 2007-02-05 Tenaris Connections Ag Acero de alta resistencia para tubos de acero soldables y sin costura.
CA2620069C (en) 2005-08-22 2012-01-03 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Seamless steel pipe for line pipe and a process for its manufacture
JP4997753B2 (ja) 2005-12-16 2012-08-08 タカタ株式会社 乗員拘束装置
US7744708B2 (en) 2006-03-14 2010-06-29 Tenaris Connections Limited Methods of producing high-strength metal tubular bars possessing improved cold formability
JP4751224B2 (ja) 2006-03-28 2011-08-17 新日本製鐵株式会社 靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管およびその製造方法
US8027667B2 (en) 2006-06-29 2011-09-27 Mobilesphere Holdings LLC System and method for wireless coupon transactions
WO2008000300A1 (en) 2006-06-29 2008-01-03 Tenaris Connections Ag Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same
US8322754B2 (en) 2006-12-01 2012-12-04 Tenaris Connections Limited Nanocomposite coatings for threaded connections
US20080226396A1 (en) 2007-03-15 2008-09-18 Tubos De Acero De Mexico S.A. Seamless steel tube for use as a steel catenary riser in the touch down zone
CN101514433A (zh) 2007-03-16 2009-08-26 株式会社神户制钢所 低温冲击特性优异的汽车用高强度电阻焊钢管及其制造方法
BRPI0802627B1 (pt) 2007-03-30 2017-07-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Low level steel
WO2008123425A1 (ja) * 2007-03-30 2008-10-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 低合金油井管用鋼および継目無鋼管
MX2007004600A (es) 2007-04-17 2008-12-01 Tubos De Acero De Mexico S A Un tubo sin costura para la aplicación como secciones verticales de work-over.
US7862667B2 (en) 2007-07-06 2011-01-04 Tenaris Connections Limited Steels for sour service environments
WO2009065432A1 (en) 2007-11-19 2009-05-28 Tenaris Connections Ag High strength bainitic steel for octg applications
CA2686301C (en) 2008-11-25 2017-02-28 Maverick Tube, Llc Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels
CN104694835A (zh) 2008-11-26 2015-06-10 新日铁住金株式会社 无缝钢管及其制造方法
CN101413089B (zh) 2008-12-04 2010-11-03 天津钢管集团股份有限公司 低co2环境用高强度低铬抗腐蚀石油专用管
AR075976A1 (es) * 2009-03-30 2011-05-11 Sumitomo Metal Ind Metodo para la manufactura de tuberias sin costura
US20100319814A1 (en) 2009-06-17 2010-12-23 Teresa Estela Perez Bainitic steels with boron
CN101613829B (zh) 2009-07-17 2011-09-28 天津钢管集团股份有限公司 150ksi钢级高强韧油气井井下作业用钢管及其生产方法
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3413166A (en) * 1965-10-15 1968-11-26 Atomic Energy Commission Usa Fine grained steel and process for preparation thereof
DE102007023306A1 (de) * 2007-05-16 2008-11-20 Benteler Stahl/Rohr Gmbh Verwendung einer Stahllegierung für Mantelrohre zur Perforation von Bohrlochverrohrungen sowie Mantelrohr

Also Published As

Publication number Publication date
EP2495341A1 (en) 2012-09-05
US9222156B2 (en) 2015-12-29
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