CN102953017B - 一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法 - Google Patents

一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102953017B
CN102953017B CN201110247400.9A CN201110247400A CN102953017B CN 102953017 B CN102953017 B CN 102953017B CN 201110247400 A CN201110247400 A CN 201110247400A CN 102953017 B CN102953017 B CN 102953017B
Authority
CN
China
Prior art keywords
coiled tubing
high strength
steel
tubing steel
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201110247400.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102953017A (zh
Inventor
章传国
郑磊
李冰
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN201110247400.9A priority Critical patent/CN102953017B/zh
Publication of CN102953017A publication Critical patent/CN102953017A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102953017B publication Critical patent/CN102953017B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Landscapes

  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种高强度连续油管用钢，其重量百分比化学成分为C：0.02-0.15％、Si：0.01-0.09％、Mn：0.7-2.0％、P≤0.015％、S≤0.005％、Cr：0.10-0.29％、Nb：0.010-0.040％、Ti：0.01-0.03％、Mo：0.10-0.40％、Cu：0.20-0.60％、Ni：0.10-0.50％、Ca：0.0010-0.0050％，Al：0.01-0.05％，N≤0.008％，余量为Fe及不可避免的夹杂。其制造方法，包括：电炉或转炉冶炼；连铸中过热度控制5-18℃，镇静时间8-15min；板坯加热温度：1180-1260℃；板坯保温时间为1.5-2.5min/mm；终轧温度控制范围：780-900℃；控制三阶段冷却；卷取后自然冷却；酸洗和涂油。获得的组织为贝氏体和马氏体双相组织，具有低屈强比和高强度的连续油管用钢，适合用于国内外钻井领域前连续油管中。

Description

一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及连续油管用钢，特别是涉及一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法，采用该产品制造的连续油管主要应用于油田修井、钻井及集输等作业领域。
背景技术
连续油管(Coiled tubing，简称CT)是相对于常规螺纹连接油管而言的，又称为连续管、挠性油管、蛇形管或盘管，可缠绕在大直径卷筒上，由若干段钢带斜接在一起，经轧制成型焊接而成的无接头连续管。连续油管主要用于油田测井、完井等辅助作业，近十多年来，随着连续油管作业装备技术的不断进步，在钻井领域的应用得到快速发展。
连续油管需采用专用的装备进行作业，具有机动性强、作业灵活、可重复使用等诸多优点。但连续油管在使用过程中要经受重复的弯曲、夹持、拉伸等变形，受力状态复杂、工况恶劣，因此连续油管的局部破坏往往是导致其整体失效的重要诱因。有研究表明，高强度有利于提高连续油管的抗载、抗扭能力和提高疲劳强度，低屈强比有利于提高其均匀延伸性能和加工硬化能力，因此随着石油钻井深度的不断增加，需采用低屈强比、高强度的连续油管，以确保获得高的抗载能力和更长的使用寿命，由此也对连续油管的原材料提出了低屈强比、高强度的要求。
连续油管已有50多年的发展及应用历程，其材质也经历了多个发展阶段。上世纪60-70年代的连续油管主要采用碳钢进行制造，碳钢连续油管强度低、焊缝多且耐蚀性较差，不能抵抗循环弯曲和拉力，因而连续油管在使用过程中事故频发，曾严重制约了连续油管技术的发展。80-90年代，随着冶金技术、焊接技术的不断发展，低合金高强钢和斜对焊技术在连续油管制造领域的得到应用，连续油管的使用寿命和可靠性大大提高。随后，开发了钛合金、复合材料等具有高强度、长寿命的连续油管产品，但由于制造和维修成本过高而未得到推广应用。因此，现阶段连续油管制造仍主要以低合金高强钢为主。
CN101168823A公开了一种高塑性连续油管用钢及其制造方法，该申请主要针对CT70及更高钢级的连续油管用钢的开发。该申请通过炼钢工艺控制及夹杂物变性处理以及控轧空冷工艺控制，生产出铁素体软相和珠光体、贝氏体硬相结合的连续油管用钢。
CN101353765A公开了一种CT80级连续油管用钢及其制造方法和应用，该申请采用低C、高Cr的成分设计保证该钢种具有良好的抗腐蚀能力，并通过加入微量Nb并配以其它少量合金元素细化晶粒，提高强度，结合控轧控冷工艺，获得铁素体+珠光体+少量贝氏体组织，从而保证获得良好塑性的同时不损失强度。
需要提供一种低屈强比、高强度及较高均匀延伸性能的连续油管用钢。
发明内容
本发明的目的是根据当前连续油管的发展趋势和实际需求，制造出一种低屈强比、高强度及较高均匀延伸性能的连续油管用钢，以适用于国内外钻井领域前连续油管中的应用。
为实现上述目的，本发明的低屈强比、高强度连续油管用钢，其重量百分比化学成分为C：0.02-0.15％、Si：0.01-0.09％、Mn：0.7-2.0％、P≤0.015％、S≤0.005％、Cr：0.10-0.29％、Nb：0.010-0.040％、Ti：0.01-0.03％、Mo：0.10-0.40％、Cu：0.20-0.60％、Ni：0.10-0.50％、Ca：0.0010-0.0050％，Al：0.01-0.05％，N≤0.008％，余量为Fe及不可避免的夹杂。
优选地，C：0.025-0.14％。
优选地，Si：0.02-0.09％，更优选Si：0.03-0.07％。
优选地，Mn：0.71-0.95％。
优选地，S≤0.004％，优选S≤0.003％，更优选S≤0.002％，最优选S≤0.015％。
优选地，P≤0.013％。
优选地，Cr：0.12-0.26％，更优选Cr：0.12-0.25％。
优选地，Nb：0.012-0.039％。
优选地，Ti：0.011-0.028％。
优选地，Mo：0.11-0.39％，优选0.12-0.36％。
优选地，Cu：0.20-0.55％，更优选Cu：0.20-0.50％。
优选地，Ni：0.10-0.45％。
优选地，Ca：0.0011-0.0045％。
优选地，Al：0.012-0.049％。
优选地，N：≤0.007％，优选≤0.006％，更优选N：0.002-0.006％。
优选地，本发明钢的显微组织为马氏体和贝氏体双相组织，更优选马氏体比例为10-40％。
本发明中，除非另有说明，含量均指重量百分比含量。
本发明的上述高强度连续油管用钢，其屈服强度Rp0.2≥415MPa，抗拉强度Rm≥530MPa；延伸率A50.8≥15％；屈强比：Rp0.2/Rm≤0.85；均匀延伸率：Ag≥8％。
本发明的另一个目的是提供上述低屈强比、高强度连续油管用微合金高强钢的制造方法。该方法包括：
冶炼→连铸→板坯再加热→控制轧制→控制三阶段冷却→卷取→上卷→酸洗→切边→涂油。
冶炼：电炉或转炉冶炼；
连铸：过热度控制5-18℃，镇静时间8-15min；
板坯加热温度：1180-1260℃；
板坯保温时间：按保温系数1.5-2.5min/mm计算得到的时间进行保温；
终轧温度控制范围：780-900℃；
控制三阶段冷却：第一阶段冷却速度20-70℃/s，停冷温度范围500-580℃；
第二阶段冷却速度≤0.5℃/s，冷却时间2-5min；
第三阶段冷却速度≥5℃/s，优选为10-50℃/s，停冷温度范围≤300℃，优选为200-280℃；
卷取；
酸洗和涂油。
优选地，酸洗和涂油中，上卷温度：≤80℃，酸洗温度：60-80℃，酸洗时间：45-100秒。更优选上卷温度10-60℃。
优选地，卷取后的钢自然冷却。
本发明采用低碳、Nb微合金化的成分设计方法，配合合适的控制轧制及控制冷却工艺，并经过酸洗涂油处理，可以制造出具有双相组织贝氏体+马氏体(马氏体比例为10-40％)的低屈强比、高强度连续油管用钢，屈服强度高于60Ksi，屈强比在0.85以内，同时具有良好表面质量和厚度均匀性，以及更容易实现的可制造性。与现有生产钢种相比，按照上述技术方案生产出的连续油管用钢性能达到以下要求：拉伸性能：Rp0.2≥415MPa，Rm≥530MPa；延伸率A50.8≥15％；屈强比Rp0.2/Rm≤0.85；均匀延伸率Ag≥8％，优选为延伸率A50.8≥20％，屈强比Rp0.2/Rm≤0.80；均匀延伸率Ag≥10％。
附图说明
图1是本发明实施例3钢的典型金相组织。
具体实施方式
以下通过结合实施例对本发明进行较为详细的说明。
本发明采用低碳、Nb微合金化的成分设计方法，配合合适的控制轧制及控制冷却工艺，并经过酸洗涂油处理，可以制造出具有双相组织的低屈强比、高强度连续油管用钢，屈服强度高于60Ksi，屈强比在0.85以内，优选在0.8以下，同时具有良好表面质量和厚度均匀性，以及更容易实现的可制造性。
碳C：最基本的强化元素。碳溶解在钢中形成间隙固溶体，起固溶强化的作用，与强碳化物形成元素形成碳化物析出，则起到沉淀强化的作用。但太高的C对钢的延性、韧性和焊接性能不利，C太低降低钢的强度。所以本发明中C控制在0.02-0.15％。优选地，C：0.025-0.14％。
硅Si：固溶强化元素，同时也是钢中的脱氧元素，但含量过高会恶化钢材的焊接性能，同时不利于轧制过程中热轧氧化铁皮去除，因此本发明中Si含量控制在0.01-0.09％。优选地，Si：0.02-0.09％，更优选Si：0.03-0.07％。
锰Mn：通过固溶强化提高钢的强度，是钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性。本发明中控制Mn含量为0.7-2.0％。优选地，Mn：0.71-0.95％。
铬Cr：提高钢的淬透性的重要元素，有效提高钢的强度；同时也是铁素体形成元素，促进铁素体的析出；而且Cr含量在0.10％以上时，能有效改善钢的耐腐蚀性能；但太高的铬和锰同时加入钢中，会导致低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化焊接性能。本发明中Cr含量应限定在0.10-0.29％，优选地，Cr：0.12-0.26％，更优选Cr：0.12-0.25％。
钛Ti：是一种强烈的碳氮化物形成元素，Ti的未溶的碳氮化物在钢加热时可以阻止奥氏体晶粒的长大，在高温奥氏体区粗轧时析出的TiN和TiC可有效抑制奥氏体晶粒长大。另外在焊接过程中，钢中的TiN和TiC粒子能显著阻止热影响区晶粒长大，从而改善钢板的焊接性能同时对改善焊接热影响区的冲击韧性有明显作用。本发明中Ti含量控制在0.01-0.03％。优选地，Ti：0.011-0.028％。
铌Nb：Nb是低碳微合金钢的重要元素之一，热轧过程中固溶的Nb应变诱导析出形成Nb(N，C)粒子，钉扎晶界抑制形变奥氏体的长大，经控制轧制和控制冷却使形变奥氏体相变为具有高位错密度的细小的产物。此外，固溶的Nb在卷取后，以第二相粒子NbC在基体内弥散析出，起到析出强化作用。太低的Nb含量弥散析出效果不明显，起不到细化晶粒、强化基体作用；太高的Nb含量，易产生板坯裂纹，影响表面质量，同时会严重恶化焊接性能。本发明中Nb含量应限定在0.010-0.040％。优选地，Nb：0.012-0.039％。
钼Mo：扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，能有效促进贝氏体转变起到强化基体的作用，得到更加细小的组织。Mo还能起到克服热处理过程中的回火脆性，改善热处理性能、疲劳性能的作用。在高强度低合金钢中，屈服强度随Mo含量的增加而提高，因此太高的Mo有损塑性。本发明中Mo含量控制在0.10-0.40％。优选地，Mo：0.11-0.39％，优选0.12-0.36％。
氮N：在微合金化钢中，适当的氮含量可以通过形成高熔点的TiN粒子，起到抑制再加热过程中板坯晶粒粗化的作用，改善钢的强韧性。但当N含量过高时，时效后高浓度的自由N原子钉扎位错，使屈服强度明显提高，同时有损韧性。因此本发明中控制N≤0.008％。优选地，N：≤0.007％，优选≤0.006％，更优选N：0.002-0.006％。
硫、磷(S、P)：是钢中不可避免的杂质元素，希望越低越好。通过超低硫(小于30ppm)及Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，可保证钢板具有良好的冲击韧性。优选地，S≤0.004％，优选S≤0.003％，更优选S≤0.002％，最优选S≤0.015％。优选地，P≤0.013％。
铜、镍(Cu、Ni)：可通过固溶强化作用提高钢的强度，同时Cu还可改善钢的耐蚀性，Ni的加入主要是改善Cu在钢中易引起的热脆性，且对韧性有益。本发明中Cu、Ni含量范围分别控制为0.20-0.60％、0.10-0.50％。优选地，Cu：0.20-0.55％，更优选Cu：0.20-0.50％。优选地，Ni：0.10-0.45％。
本发明中，通过Ca处理可以控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高低温韧性。本发明中控制Ca：0.0010-0.0050％，优选地，Ca：0.0011-0.0045％。
本发明中，Al是为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。本发明中控制Al：0.01-0.05％，优选地，Al：0.012-0.049％。
本发明以晶粒细化、析出强化、相变控制等材料理论为基础，采用了较低的C含量、含Nb、低Si和Cu、Ni、Cr、Mo合金化的成分设计；并结合控制轧制和控制冷却的热机械处理工艺，得到具有贝氏体+马氏体双相显微组织的高钢级连续油管用钢，具有低的屈强比、高的均匀延伸率和高的强度。
根据本发明，上述成分经冶炼→连铸→板坯再加热→控制轧制→控制三阶段冷却→卷取→上卷→酸洗→切边→涂油制成连续油管用钢。
连铸中，过热度控制在5-18℃，镇静时间为8-15min。过热度低于5℃时，钢液流动性较差，不利于夹杂物上浮；过热度大于18℃时，钢液内氧化物夹杂数量增加，影响最终产品的疲劳寿命。镇静时间低于8min时，钢中夹杂物上浮不充分，夹杂物含量增加；若镇静时间高于15min，则钢包内耐材易脱落，影响钢质纯净度。
板坯加热温度为1180-1260℃；板坯保温时间按保温系数1.5-2.5min/mm计算得到，终轧温度控制在780-900℃。板坯温度低于1180℃，则合金无法完全固溶，起不到强化和相变控制效果；板坯温度高于1260℃时，则易发生过热或过烧，降低产品的延伸率。终轧温度过低，轧制力过大，对设备能力要求较高；终轧温度过高，则晶粒尺寸粗大，降低产品强度和疲劳寿命。
控制三阶段冷却中，第一阶段冷却速度为20-70℃/s，停冷温度范围500-580℃；第二阶段冷却速度为≤0.5℃/s，冷却时间2-5min；第三阶段冷却速度≥5℃/s，优选为10-50℃/s，停冷温度范围≤300℃，优选为200-280℃。第一阶段的冷却速度和停冷温度主要是确保得到贝氏体组织；第二阶段采用较低的冷却速度是保证贝氏体中过饱和的C原子具备向残余奥氏体中扩散的热力学条件，冷却时间过短，残余奥氏体中C含量低不利于在后续冷却过程中形成马氏体组织，冷却时间过长，则残余奥氏体易转变成中温贝氏体，且降低生产效率；第三阶段冷却是确保残余奥氏体向马氏体转变，冷速过低或停冷温度过高均不利于马氏体形成。
钢板卷取后自然冷却。
在酸洗、涂油工艺中，控制上卷温度≤80℃，酸洗温度为60-80℃，酸洗时间为45-100秒。上卷温度高于80℃时，易产生腰折缺陷，影响产品的表面质量；酸洗液温度在60-80℃范围内具有最佳的氢的扩散速率，在降低金属氢脆倾向同时具有好的表面质量；酸洗时间低于45秒，则易欠酸洗，表面氧化铁皮去除不尽，酸洗时间高于100秒时，则易过酸洗，使钢卷表面粗糙，降低延伸率。。
本发明成分体系的有益之处在于，通过采用低C，添加适量Mo元素以改善或抑制后续热处理脆性，适量的Cr元素以促进铁素体产生；不添加V元素，并且采用较低的Nb和Cr含量，在保证性能的同时降低了生产成本；较低的Si含量，有利于提高钢的韧性，有利于轧制氧化铁皮的去除，改善表面质量；采用低硫设计，以保证开发钢具有良好的冲击韧性和抗疲劳性能；根据本发明的成分和工艺，可以得到贝氏体+马氏体的双相组织，强韧相的配合有利于提高强度、保持低的屈强比，获得较高的均匀延伸性能，具有良好的强塑性；采用合适的酸洗工艺，可以有效去除钢卷表面氧化铁皮，提高钢的抗疲劳性能。
实施例
表1所示为本发明的实施例1-8的化学成分，单位为重量百分比。
表1
  编号   C   Mn   Si   S   P   Nb   Ti   Cu   Ni   Mo   Cr   Ca   Alt   N
  1   0.120   0.85   0.02   0.0020   0.012   0.015   0.020   0.25   0.15   0.23   0.25   0.0035   0.040   0.007
  2   0.070   1.20   0.07   0.0012   0.008   0.030   0.012   0.23   0.15   0.18   0.14   0.0015   0.030   0.006
  3   0.025   1.95   0.05   0.0006   0.009   0.035   0.015   0.20   0.10   0.35   0.28   0.0025   0.035   0.007
  4   0.038   1.73   0.06   0.0009   0.013   0.038   0.011   0.43   0.35   0.15   0.26   0.0023   0.016   0.004
  5   0.140   0.72   0.05   0.0008   0.0006   0.012   0.018   0.4   0.49   0.12   0.15   0.0011   0.012   0.002
  6   0.110   0.93   0.08   0.0015   0.015   0.02   0.026   0.52   0.28   0.26   0.22   0.0016   0.023   0.006
  7   0.055   1.42   0.02   0.0019   0.011   0.025   0.013   0.55   0.23   0.13   0.12   0.0045   0.025   0.004
  8   0.090   1.10   0.09   0.0013   0.009   0.023   0.021   0.32   0.45   0.38   0.17   0.0038   0.048   0.005
根据本发明的工艺要求，各个实施例的轧制主要工艺参数如下：
实施例1和实施例2：
按照表1中所示成分进行转炉冶炼；连铸中控制过热度为12℃，镇静时间为11min；板坯加热温度控制在1200±15℃；终轧温度控制在830±10℃；第一阶段冷速为25℃/s，停冷温度为550℃；第二阶段冷速为0.2℃/s，冷却时间为3min；第三阶段冷速为15℃/s，停冷温度为280℃s；上卷温度为25℃；酸洗温度为70℃；酸洗时间为70s，得到连续油管用钢。
实施例3和实施例5：
按照表1中所示成分进行转炉冶炼；连铸中控制过热度为14℃，镇静时间为10min；板坯加热温度控制在1230±15℃；终轧温度控制在880±10℃；第一阶段冷速30℃/s，停冷温度550℃；第二阶段冷速0.1℃/s，冷却时间5min；第三阶段冷速15℃/s，停冷温度240℃s；上卷温度60℃；酸洗温度78℃；酸洗时间50s，得到连续油管用钢。
实施例6和实施例7：
按照表1中所示成分进行转炉冶炼；连铸中控制过热度15℃，镇静时间8min；板坯加热温度为1220±15℃；终轧温度控制范围790±10℃；第一阶段冷速22℃/s，停冷温度510℃；第二阶段冷速0.5℃/s，冷却时间2min；第三阶段冷速6℃/s，停冷温度300℃；上卷温度40℃；酸洗温度62℃；酸洗时间90s，得到连续油管用钢。
实施例4和实施例8：
按照表1中所示成分进行转炉冶炼；连铸中控制过热度9℃，镇静时间15min；板坯加热温度1200±15℃；终轧温度控制范围810±10℃；第一阶段冷速30℃/s，停冷温度570℃；第二阶段冷速0.3℃/s，冷却时间4min；第三阶段冷速10℃/s，停冷温度220℃；上卷温度75℃；酸洗温度65℃；酸洗时间80s，得到连续油管用钢。
试验例1：力学性能
按照ASTM A370-05“Standard Test Methods and Definitions forMechanical Testing of Steel Products”标准，测量各个实施例的屈服强度、抗拉强度、延伸率，均匀延伸率，其结果如表2所示。
表2力学性能
  编号   Rp0.2/MPa   Rm/MPa   A50.8％   Ag％   Rp0.2/Rm
  1   467   596   26.5   13.5   0.78
  2   418   543   28.0   14.0   0.77
  3   555   785   19.0   8.5   0.71
  4   527   724   22.0   9.5   0.73
  5   441   622   24.0   12.5   0.71
  6   493   596   25.5   12.0   0.83
  7   475   586   26.0   11.5   0.81
  8   515   685   20.0   10.0   0.75
图1所示为本发明实施例1钢的典型金相组织图，从图中可看出贝氏体+马氏体双相显微组织。其他实施例也得到了同样的贝氏体+马氏体双相显微组织。
以上结合实施例的说明可见，按照本发明设计的成分和工艺，都可达到拉伸性能：Rp0.2≥415MPa，Rm≥530MPa；延伸率A50.8≥15％；屈强比Rp0.2/Rm≤0.85；均匀延伸率Ag≥8％的性能要求，具有良好的综合力学性能，且碳当量较低，有利于改善焊接性能。另外本专利成分简单，工艺窗口较宽，比较容易在现场实施。
连续油管能够成功解决油田生产中的一些特殊难题，其施工安全、快捷的特点和对油气藏特有的保护作用，是常规作业所无法比拟的。因此，因此，连续油管用钢具有广阔的应用前景。

Claims (21)

1.高强度连续油管用钢，其重量百分比化学成分为C：0.02-0.15％、Si：0.01-0.09％、Mn：0.7-2.0％、P≤0.015％、S≤0.005％、Cr：0.10-0.29％、Nb：0.010-0.040％、Ti：0.01-0.03％、Mo：0.10-0.40％、Cu：0.20-0.60％、Ni：0.10-0.50％、Ca：0.0010-0.0050％，Al：0.01-0.05％，N：0.002-0.007％，余量为Fe及不可避免的夹杂；
所述钢通过包含如下步骤的方法制造：
冶炼：电炉或转炉冶炼；
连铸：过热度控制5-18℃，镇静时间8-15min；
板坯加热温度：1180-1260℃；
板坯保温时间：1.5-2.5min/mm；
终轧温度控制范围：780-900℃；
控制三阶段冷却：第一阶段冷却速度22-70℃/s，停冷温度范围500-580℃；
第二阶段冷却速度≤0.5℃/s，冷却时间2-5min；
第三阶段冷却速度≥5℃/s，停冷温度范围≤300℃；
卷取；
酸洗和涂油。
2.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，C：0.025-0.14％。
3.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Si：0.02-0.09％。
4.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Mn：0.71-0.95％。
5.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，S≤0.004％。
6.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Cr：0.12-0.26％。
7.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Nb：0.012-0.039％。
8.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Ti：0.011-0.028％。
9.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Mo：0.11-0.39％。
10.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Cu：0.20-0.55％。
11.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Ni：0.10-0.45％。
12.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Ca：0.0011-0.0045％。
13.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，Al：0.012-0.049％。
14.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，N：0.002-0.006％。
15.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，其显微组织马氏体和贝氏体双相组织。
16.如权利要求15所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，马氏体比例为10-40％。
17.如权利要求1-16任一所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，屈服强度Rp0.2≥415MPa，抗拉强度Rm≥530MPa；延伸率A50.8≥15％；屈强比：Rp0.2/Rm≤0.85；均匀延伸率：Ag≥8％。
18.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，酸洗和涂油中，上卷温度≤80℃，酸洗温度：60-80℃，酸洗时间：45-100秒。
19.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，酸洗和涂油中，上卷温度为10-60℃。
20.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，第三阶段冷却的冷却速度为10-50℃/s，停冷温度为200-280℃。
21.如权利要求1所述的高强度连续油管用钢，其特征在于，卷取后自然冷却。
CN201110247400.9A 2011-08-25 2011-08-25 一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法 Active CN102953017B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201110247400.9A CN102953017B (zh) 2011-08-25 2011-08-25 一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201110247400.9A CN102953017B (zh) 2011-08-25 2011-08-25 一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102953017A CN102953017A (zh) 2013-03-06
CN102953017B true CN102953017B (zh) 2015-01-21

Family

ID=47762395

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201110247400.9A Active CN102953017B (zh) 2011-08-25 2011-08-25 一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN102953017B (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104451386B (zh) * 2014-12-19 2016-05-11 山东钢铁股份有限公司 一种低屈强比石油储备罐体用610Mpa高强度钢板及其制造方法
CN105057366B (zh) * 2015-09-17 2017-05-31 山东钢铁股份有限公司 一种消除石油套管用钢弯曲平面的方法
JP6569745B2 (ja) * 2018-01-29 2019-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法
CN112143960B (zh) * 2019-06-28 2022-01-14 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度低屈强比的钢板及其制造方法
CN113637925B (zh) * 2020-04-27 2022-07-19 宝山钢铁股份有限公司 一种调质型连续油管用钢、热轧钢带、钢管及其制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101130847A (zh) * 2006-08-24 2008-02-27 鞍钢股份有限公司 中薄板坯连铸连轧双相钢板及其制造方法
CN101376945A (zh) * 2007-08-28 2009-03-04 宝山钢铁股份有限公司 2000MPa级超高强度高韧性钢板及其制造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH073329A (ja) * 1993-06-18 1995-01-06 Nippon Steel Corp 硬さと降伏比の低い高強度鋼管の製造法
JP4517525B2 (ja) * 2001-03-14 2010-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 低温用低降伏比鋼材の製造方法
JP2003293075A (ja) * 2002-04-09 2003-10-15 Jfe Steel Kk 造管後の表面硬度ならびに降伏比が低い高強度鋼管素材およびその製造方法
JP4066905B2 (ja) * 2003-07-31 2008-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 溶接熱影響部靱性に優れた低降伏比高強度高靱性鋼板の製造方法
EP2392681B1 (en) * 2009-01-30 2019-03-13 JFE Steel Corporation Heavy gauge, high tensile strength, hot rolled steel sheet with excellent hic resistance and manufacturing method therefor
RU2478124C1 (ru) * 2009-01-30 2013-03-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстый горячекатаный стальной лист с высоким пределом прочности при растяжении, обладающий высокой низкотемпературной ударной вязкостью, и способ его производства

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101130847A (zh) * 2006-08-24 2008-02-27 鞍钢股份有限公司 中薄板坯连铸连轧双相钢板及其制造方法
CN101376945A (zh) * 2007-08-28 2009-03-04 宝山钢铁股份有限公司 2000MPa级超高强度高韧性钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN102953017A (zh) 2013-03-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103352167B (zh) 一种低屈强比高强度桥梁用钢及其制造方法
KR101131699B1 (ko) 강도, 연성이 양호한 라인 파이프용 강판 및 그 제조 방법
JP5131411B2 (ja) 油井用電縫鋼管及び油井用電縫鋼管の製造方法
CN103014554B (zh) 一种低屈强比高韧性钢板及其制造方法
CN101985722B (zh) 低屈强比细晶粒高强管线钢板及其生产方法
JP5499733B2 (ja) 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP7134230B2 (ja) 低降伏比・超高強度コイルドチュービング用鋼及びその製造方法
CN102851587B (zh) 抗变形x80-x100管线钢板
CN102560284B (zh) 高强度高韧性x100管线钢热轧钢带及其制造方法
CN104250713B (zh) 一种x80级抗大变形管线钢板及其制造方法
JP5884201B2 (ja) 引張強さ５４０ＭＰａ以上の高強度ラインパイプ用熱延鋼板
JP4071906B2 (ja) 低温靱性の優れた高張力ラインパイプ用鋼管の製造方法
EP4015669A1 (en) Hic-resistant and large deformation-resistant pipeline steel and preparation method therefor
JP4705696B2 (ja) 溶接用鋼材およびその製造方法
CN101634001A (zh) 一种ct90级连续油管用钢及其制造方法
JP2006291349A (ja) 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。
CN108342655A (zh) 一种调质型抗酸管线钢及其制造方法
CN102953017B (zh) 一种低屈强比高强度连续油管用钢及其制造方法
JP2020510749A (ja) 低温での破壊開始及び伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
CN103469098A (zh) 一种具有良好抗hic性能的x80管线钢及其生产方法
CN106319388A (zh) 一种80公斤级低预热型高强度钢板及其制造方法
CN104451436A (zh) 贝氏体-马氏体-奥氏体复相耐磨钢板及制造方法
CN102839330A (zh) 800MPa级高强度大线能量焊接用厚板
CN104480384A (zh) 510MPa级抗氢致开裂压力容器用钢板及生产方法
CN103045945B (zh) 经济型高韧性x70管线钢热轧板卷及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant