CN104395488B - 用于油气完井和钻井应用的高强度耐腐蚀管子及其制造工艺 - Google Patents

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Abstract

一种高强度耐腐蚀管子，包括约35至约55％的Ni，约12至约25％的Cr，约0.5至约5％的Mo，最高约3％的Cu，约2.1至约4.5％的Nb，约0.5至约3％的Ti，约0.05至约1.0％的Al，约0.005至约0.04％的C，余量Fe及附带的杂质和脱氧剂。组成成分又满足等式：(Nb‑7.75C)/(Al+Ti)＝约0.5至约9。一种所述管子的制造工艺包括：将合金挤出以形成管子；冷加工经挤压的管子；退火经冷加工的管子；将至少一个时效硬化步骤应用于经过退火的管子。另一种工艺包括在约2050°F或更低的温度下挤压合金；退火经挤压的管子；以及将至少一个时效硬化步骤应用于经过退火的管子。

Description

用于油气完井和钻井应用的高强度耐腐蚀管子及其制造工艺
技术领域
本发明总体涉及耐腐蚀金属管子，且更特别地涉及镍-铁-铬合金，其特别适用于需要高强度、耐腐蚀性以及合理的成本的特性的腐蚀性油气井环境。
背景技术
由于较早时浅的和较弱的腐蚀性油气井的耗竭，人们需要有更高强度和更耐腐蚀的材料以允许更深的钻孔所遇到的更强的腐蚀性环境。
现在，油田应用要求合金的耐腐蚀性和强度不断提高。形成这些日益增长的需求的原因包括：具有更高温度和压力的深井；增强的回收方法，例如蒸汽或二氧化碳(CO2)注入；提高的管道应力，尤其是在海上时；以及腐蚀性的井内成分，包括硫化氢(H2S)、CO2和氯化物。
材料的选择对于酸性气体的井——含有H2S的酸性气体的井尤其关键。酸性井环境对于传统的碳钢油气合金为高度毒性和极强的腐蚀性。在某些酸性环境中，腐蚀可通过配合碳钢管使用抑制剂来控制。然而，抑制剂具有持续的高成本并且通常在高温下是不可靠的。对管子壁添加腐蚀裕量增加了重量并减小了管子的内部尺寸。在许多情况下，出于寿命循环经济和安全的较优选择是对管子和其它井组件使用一种耐腐蚀合金。这些耐腐蚀合金消除了抑制剂、降低重量、提高安全性、消除或使最小化油井维修，以及减少停机时间。
马氏体不锈钢，例如13％铬合金，满足于耐腐蚀性和强度要求在微腐蚀性油田的应用。然而，13％合金缺乏低等酸性气井所需的中等耐腐蚀性和强度。Cayard等人在“13Cr管件在石油和天然气生产环境的适用性”中公开了硫化物应力腐蚀数据，该数据指出13Cr合金对于在酸性和非酸气体环境之间的过渡区域中的井的操作不具有足够的耐腐蚀性。更多的背景技术可参见Smith，Jr.等人的第4,358,511号美国专利，和Hibner等人的第5,945,067号美国专利。
轻度腐蚀性的井由各种13Cr钢处理，而Ni基合金为更高腐蚀性环境所需要。其中比较常用于油田的Ni基合金为奥氏体的高镍基合金，例如合金718、725、825、925、G-3和C-276，其提供提高的对酸性气体环境的耐腐蚀性。然而，上述这些合金不是太昂贵就是不具有必要的高强度和耐腐蚀性的结合。
Mannan等人在第7,416,618号美国专利公开了镍-铁-铬合金，其通过退火和时效硬化形成。然而，根据本工艺制造的管子已无法满足所有目前以油气勘探和钻井应用为目的的管子制造业的材料需求。
Huizinga等人在“海上镍管子悬挂器和双相不锈钢管道失效调查”中，公开了现场服务中合金718的勘探和钻井零件的若干个显著的油气失效具有提高的正当韧性和沉淀硬化合金的微观结构问题。在合金718的案例中，显微组织造成的裂纹被鉴定为delta相(Ni3Cb)。Cassagne等人在“认识718合金锻件材料在高压/高温井的现场失效”中，提出了任何晶间第二相促成氢脆而与化学组成无关的建议。Mannan等人在“服务于强腐蚀性环境中的合金718、725、725HS、925的物理冶金”中，表明存在有显著量的任何第二相降低失效时间，在SSR(慢应变率)测试中的百分延伸率和减小的面积比。进一步地，使区域内拉伸性降低和冲击强度劣化。这些观察导致了需要这些合金为了被认证用于油气领域应用，除了常见任何给定应用所需的性质，必须具有干净的微观结构和最小冲击强度。美国石油学会(API)镍基合金718规格(UNS N07718)设定了用于镍基合金718的有害相金相检查的验收标准。
本发明解决了现有技术中遇到的问题，提供了一种管子及其制造工艺，其满足目前用于油气完井和钻井应用的工业要求。
发明内容
本发明的一种高强度耐腐蚀管子包括以重量百分比包含：约35至约55％的Ni，约12至约25％的Cr，约0.5至约5％的Mo，最高约3％的Cu，约2.1至约4.5％的Nb，约0.5至约3％的Ti，约0.05至约1.0％的Al，约0.005至约0.04％的C，余量Fe和附带的杂质和脱氧剂。管子的组成成分满足等式：
该管子处于时效硬化状态可具有不含第二相沿其晶界的连续网络的微结构。
该管子在室温下可以有125ksi的最小0.2％屈服强度。
所述管子在零下75°F可以具有至少40ft lbs的冲击强度。冲击强度可为至少50ftlbs。
管子在时效硬化状态下可具有室温下至少18％的延伸率，优选地至少25％，更优选地至少30％。
在时效硬化状态下该管子在室温下可以具有的最大洛氏硬度(洛氏)为47。
该管子可以具有室温下至少125ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少50ft lbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度。
该管子可以具有室温下至少140ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少40ft lbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度。
该管子可以具有室温下至少160ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少40ft lbs的冲击强度和最大为47的洛氏硬度。
本发明的一种高强度耐腐蚀管子的制造工艺包括以下步骤：将合金挤压以形成管子；冷加工经挤压的管子；退火经冷加工的管子；将至少一个时效硬化步骤应用于经过退火的管子。
冷加工步骤可以包括周期轧制，拉拔或辊轧成形。
冷加工步骤可以包括至少约5％的管子横截面面积减小。
冷加工步骤可以包括至少约30％的管子横截面面积减小。
冷加工步骤可以包括至少约50％的管子横截面面积减小。
退火步骤在约1750°F至约2050°F进行。
该过程可以包括两个时效硬化步骤。第一时效硬化步骤可在约1275°F至约1400°F进行，第二时效硬化步骤可以在约1050°F至约1250°F进行。该退火步骤之后可以进行快速的空气或水中淬火，在第一时效步骤之后可进行随炉冷却至第二时效的温度，然后进行空气冷却。
本发明的另一种高强度耐腐蚀管子的制造工艺包括以下步骤：挤压合金以形成管子，其中该挤压步骤在约2050°F或更低的温度下进行；将挤压的管子退火；以及将至少一个时效硬化步骤应用于经过退火的管子。
附图说明
图1示出了根据比较样例的微结构，其中微结构具有第二相沿其晶界的连续网络；以及
图2示出了根据本发明的一个实施例的微结构，该微结构不具有第二相沿其晶界的连续网络。
具体实施方式
除非特别注明，本说明书中所有组成物均以重量百分比描述。
本发明涉及一种Ni-Fe-Cr管子和该管子的一种制造工艺，该管子具有干净的微观结构和最小冲击强度以满足目前的用于油气完井和钻井应用的工业要求。该管子也可用于其它应用，例如航海应用，其中强度、耐腐蚀性和成本是材料选择相关的重要因素。
简要地说，该管子是由一种合金构成，该合金含有少量Mo和Cu的并具有可控的相关的量的Nb、Ti、Al和C，以便发展成为一种特定的微结构。广义上说，该合金包含重量百分含量约35至约55％的Ni，约12至约25％的Cr、约0.5至约5％的Mo、最高约3％的Cu、约2.1至约4.5％的Nb、约0.5至约3％的Ti、约0.05％至约1.0％的Al、约0.005至约0.04％的C，余量Fe和附带的杂质和脱氧剂，以及(Nb-7.75C)/(Al+Ti)的比率为约0.5至约9.0。在上述计算中，7.75乘以碳的重量百分比一般解释为碳(原子量12.01)和Nb(原子量92.91)的原子量之间的差异。换句话说，Nb的重量百分比减去7.75乘以C的重量百分比是用来指代从基体中按照NbC的从C换算出来的Nb，其不能用于形成硬化相析出。当Nb的可用重量百分数与Al和Ti的总的重量百分数比值为约0.5至约9时，根据本发明公开的工艺处理的合金，将具有γ″(伽马双引号)相和γ′(伽马引号)相的结合而作为增强相存在，该增强相存在最小值约为1wt％的γ″相，其γ′+γ″的重量百分数范围从大约10至大约30，优选地，当该比值为约0.5至约8时重量百分数范围为大约12到大约25，以及，还当该比值为约0.5至约6时，根据ThermoCalc确定的范围将更窄。
镍(Ni)是主要成分之一。Ni改变了Fe基基体以提供稳定的奥氏体结构，这对于良好的热稳定性和可成形性是必需的。Ni形成Ni3Al型γ′相，这对于高强度是必要的。进一步地，为具有良好的水溶液中抗应力腐蚀性，要求有最少为35％的Ni，而相当高的Ni含量增加了金属成本，Ni的范围被宽泛地定义为约35至约55％。优选地，所述Ni含量的下限约为38％，Ni含量的上限为大约53％。
铬(Cr)是耐腐蚀性所必需的。对于强腐蚀性环境，需要有最少约12％的Cr，但高于约25％的Cr容易使alpha-Cr和sigma相形成，这对机械性能是有害的。Cr的范围被宽泛地定义为约12至约25％。优选地，Cr含量的下限约为16％，Cr含量的上限为大约23％。
合金中存在钼(Mo)。众所周知地，加入Mo用来提高耐点蚀性。Mo的添加也通过置换固溶体增强使Ni-Fe合金的强度增加了，这是由于Mo的原子半径远大于Ni和Fe。然而，高于约8％的Mo容易形成不必要的Mo7(Ni，Fe，Cr)6型μ相位或与Ni、Fe和Cr的三元σ相(sigma)。这些相降低了可加工性，再者，更高的Mo含量不必要地增加了合金的成本，也是昂贵的。Mo的范围被宽泛地定义为约0.5至约5％。优选地，所述Mo含量的下限约为1.0％，Mo含量的上限为大约4.8％。
铜(Cu)在非氧化性腐蚀环境中提高耐腐蚀性。Cu和Mo的协同作用效果被公认为在典型的油田应用中对抗腐蚀，该油田有含高水平的氯化物的还原性酸性环境。Cu的范围被宽泛地定义为约0至约3％，优选地，Cu含量为约0.2至约3％。优选地，所述Mo含量的下限约为1.0％，Mo含量的上限为大约4.8％。
铝(Al)的添加导致形成Ni3(Al)型的γ′相，其有助于提高强度。特定的Al的最小含量为触发γ′相的形成所需的。进一步地，合金的强度与γ′的体积分数成正比。然而，γ′的体积分数过高会导致热加工性降低。铝的范围被宽泛地定义为约0.05％至约1.0％，更优选地，Al含量的下限为约0.1％，上限为约0.7％。
钛(Ti)加入Ni3(Al)以形成Ni3(AlTi)型γ′相，这增加了γ′相的体积分数，并且因而提高了合金的强度。γ′与基体之间的晶格失配也提高了γ′的增强效力。钛确实容易增加γ′的晶格间距。已知地，Ti增加和Al减少共同作用，通过增加晶格失配来增加强度，在本发明中，Ti和Al含量已经优化以最大化晶格失配。Ti的另一重要益处是其捆绑了N作为TiN存在。降低基体中的N含量提高了合金的热加工性能，而特别大量的Ti导致不需要的N3Ti型η相的析出，这降低了热加工性和延展性。钛的范围宽泛地为约0.5至约3％，优选地，所述Ti含量的下限约为0.6％，Ti含量的上限为大约2.8％。
铌(Nb)与Ni3(AlTi)反应以形成Ni3(AlTiNb)型γ′相，这增加了γ′相的体积分数，并且因而提高了强度。人们发现一种Nb，Ti，Al和C的特定组合导致形成γ′和γ″相，这非常显著地增加了强度。(Nb-7.75C)/(Al+Ti)的比率在约0.5至约9的范围内，以获得所需的高强度。进一步地，合金必须含有最小约1wt.％的γ″作为增强相。除了这种强化作用，Nb捆绑了成为NbC，从而降低基体中的C含量。Nb的碳化物形成能力高于Mo和Cr，因此，Mo和Cr保持在基体中以单质形式存在，这对于耐腐蚀性是必要的。进一步地，Mo和Cr的碳化物趋向于在晶界形成，而NbC形成在整个结构各处，消除/最小化Mo和Cr的碳化物可提高延展性。极高的Nb含量容易形成不想要的σ相和过量的NbC和γ″相，这对于加工性和延展性是有害的。铌的范围宽泛地为约2.1至约4.5％，优选地，所述Nb含量的下限约为2.2％，Nb含量的上限为大约4.3％。
铁(Fe)是构成本发明公开的合金中物质平衡的元素。在该体系中相当高的Fe含量趋向于降低热稳定性和耐腐蚀性。优选地，Fe不超过约35％，更优选为约32％。Fe含量的下限优选为约14％，更优选为约16％，更优选为约18％，甚至更优选为约20％。另外，合金可包含偶然量的Co、Mn、Si、Ca、Mg、Ta、S、P和W，优选最大量按重量百分比为5％。此后公开内容包括示例的合金进一步来说明本发明。
优选地，合金组成满足下列方程：
当上式所计算的值落在约0.5至约9的所需范围内，并根据本发明处理之后，可相信最小约1wt.％的γ″相，连同γ′相存在于合金基体中，以及存在总重量百分数为约10％至约30％的γ′+γ″相，其说明这样增强的屈服强度为超过大约125ksi。本发明的合金优选地包含约1至约10wt.％的γ″相。γ′+γ″的重量百分比的总和优选为约10％至约30％，更优选为约12％至约25％。
根据上述组成成分的合金被加工，经该合金挤压以形成管子，将挤压的管子退火，并将至少一个时效硬化步骤应用于经退火的管子。
表1显示了不同合金的化学组成评价。
表1
合金 Ni Fe Cr Mo Cu Mn Si Nb Ti Al C
1259 47.2 22.1 20.6 3.2 2.0 0.08 0.06 3.1 1.53 0.14 0.008
1260 47.2 22.1 20.5 3.2 2.0 0.08 0.08 3.1 1.55 0.15 0.009
1292 47.4 21.4 20.7 3.2 2.0 0.13 0.07 3.2 1.57 0.18 0.009
1293 47.2 21.6 20.6 3.2 2.0 0.16 0.06 3.1 1.57 0.19 0.010
1420 47.1 22.4 20.5 3.2 1.9 0.05 0.07 3.1 1.52 0.18 0.007
XX4058 53.3 15.1 20.5 3.2 2.1 0.07 0.09 4.0 1.52 0.11 0.012
具体地，这些合金都是最初根据如下的过程加工成管子。挤压步骤是在1149℃(2100°F)使合金形成为管子。从347mm(13.65in)外径(OD)的打孔坯挤压后，挤出物(外壳)在1038℃(1900°F)下退火1小时，然后用水淬火(WQ)，接着在704℃(1300°F)两步时效硬化处理8小时，接着随炉冷却(FC)到621℃(1150°F)处理8小时，再进行空气冷却(AC)。然后，将所得管子的微观结构、拉伸特性和冲击强度进行评估。如下所示表2中的比较例CE1中，材料没能通过清洁要求，而且冲击强度也不够。为了达到要求，尝试了通过升高退火温度[1066℃(1950°F)，1079℃(1975°F)和1093℃(2000°F)][表2，第2-4行]，还通过降低老化条件到690℃(1275°F)/8.5小时/FC至621℃(1150°F)/8.5小时/AC，但最后仍不能有干净的微结构，也不能提高冲击强度到40ft lbs的最小值或更优选的50ft lbs或更大值。一个不满意的微结构示例于图1，其示出了具有第二相沿其晶界的连续网络的微结构，该第二相网络形成了交叉线的连续网络。此外，图1显示了典型的晶粒，即晶粒具有典型的大部分微结构，其被第二相完全覆盖。
表2不能达到规格的合金加工
因此，为发现如何制造管子而使其具有干净的微结构和提高的冲击强度从而满足目前的工业要求，人们进行了研究。对于干净的微结构，该管子的时效硬化条件下的微观结构没有第二相沿其晶界的连续网络，虽然各个分离的晶粒可以沿其晶界具有第二相。优选地，如图1所描述，没有典型的晶粒被第二相完全覆盖。更优选地，微观结构满足镍基合金718的API规范4.2.2.3节中阐述的验收标准，在此通过引用并入其全部内容。为确定管子是否满足干净的微结构的特征，使用光学显微镜在100X或500X，根据金相样品横截面的通常标准，对样品进行检查。镍基合金718的API规范的附录A，在这也将该文献的全部内容引入本文作为参考，其包括可接受和不可接受的微结构的实例。一个符合要求的微结构的例子示于图2，图中示出微观结构没有第二相沿其晶界的连续网络，虽然独立分离的晶粒可以沿其晶界具有第二相。如图2所示，典型晶粒，即具有典型大部分微结构的晶粒，没有被第二相完全覆盖。
对于提高的冲击强度，管子处于时效硬化状态的冲击强度为零下75°F时至少40ftlbs，并且优选为零下75°F时至少50ft lbs。为确定冲击强度，根据ASTMA 370执行了夏比V形缺口冲击试验。使用的样品横向定向于晶粒流动的主要方向，除非尺寸或几何形状妨碍了横向样品的使用(材料的横截面小于3英寸)。当因为这些原因而不能使用横向样品时，使用纵向样品。将测试样品从侧面和末端至少1.25英寸的位置从中壁取出。
管子还优选地具有125ksi的室温下最小0.2％屈服强度(优选至少为140ksi，更优选至少160ksi)，在室温下延伸率为至少18％(优选为至少25％，更优选为至少30％)，以及在室温下最大洛氏硬度为42。
令人惊奇地发现，上述要求可以通过本发明的方法达到，该工艺包括以下步骤：挤压合金以形成管子，冷加工经挤压的管子(例如通过周期轧制，拉拔或辊轧成形)，退火经冷加工的管子以及将至少一个时效硬化步骤应用于经退火的管子。冷加工步骤可以包括，例如，至少约5％的管子横截面面积减小，至少约30％的管子横截面面积减小，或至少约50％的管子横截面面积减小。
还令人惊奇地发现，上述要求可以通过本发明的另一种方法达到，该工艺包括以下步骤：一定温度下挤压合金；将经挤压的管子退火；以及将至少一个时效硬化步骤应用于经退火的管子。对于较低的温度，据信大约2050°F或更低的温度就可能是足够的了。
用于本发明的合金退火和时效硬化条件优选如下。退火在约1750°F至约2050°F(约954℃至约1121℃)的温度范围内完成。老化最好通过两步法完成。高的温度是在约1275°F至约1400°F(约690℃至约760℃)的范围内，低的温度是在约1050°F至约1250°F(约565℃至约677℃)的范围内。单个温度老化在任一温度范围内也是可以的，但是其显著延长了老化时间，并且会得到略微较低的强度和/或延展性，以及通常地使热处理的成本增加。
尽管空气中熔化是令人满意的，本发明中的合金制备优选使用VIM或VIM+VAR熔化操作，该做法确保了铸锭的干净。下一步，本发明的管子的制造工艺包括将所制备的合金挤压以形成管子，随后将经挤压的管子冷加工，以及将经冷加工的管子退火。退火优选包括第一固溶退火，在约1750°F(约954℃)至约2050°F(约1121℃)加热，时间为约0.5至约4.5小时，优选大约1小时，随后用水淬火或空气冷却。然后可将产品老化，优选通过加热到至少约1275°F(约691℃)的温度并在该温度下保持约6至约10小时的时间为以析出γ′和γ″相，可选地，通过第二时效热处理，在约1050°F(约565℃)到约1250°F(约677℃)，保持在该温度进行约4小时至约12小时的二次老化步骤，优选的时间为约8小时。材料老化后，空气冷却至环境温度以获得所需的微结构并最大强化γ′和γ″。以这种方式处理后，所需的微结构包括基体以及γ′和最少为1％的γ″。广泛地说，γ′+γ″的总重量百分比为约10至约30之间，优选为约12至约25之间。
如上所述，为了在零下75°F开发干净的微结构和提高的冲击强度，一种冷加工步骤(例如通过周期轧制，拉拔或辊轧成形)插入所述挤压(挤压步骤和冷加工步骤之间具有或不具有退火)之后以及最终退火和老化之前。令人惊奇的是，冷加工步骤导致了干净的微结构和较高的符合目标的冲击强度。这一实现没有降低延展性。人们发现，在位于或低于重结晶温度形变[约1093℃(约2000°F)，但优选为约室温]，接着退火，两者的结合实质上不引起老化期间晶界析出。这些工艺在下文中参照以下实施例进行描述：
实施例1
根据实施例1，制造的管子可以具有室温下至少125ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少50ft lbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度，并且通过干净的微结构要求。
该过程如下进行：不改变前述实验的挤压条件，即，在1149℃(2100°F)挤压367mm(13.65in.)直径的打孔坯，将从热HW1260挤压出的三个壳体冷拉6.5％、6.5％和7％，然后是常规退火1038℃(1900°F)/1小时/WQ和在704℃(1300°F)老化/8小时/FC到621℃(1150°F)/8小时/AC。完成了的管子的试验见表3，以及微结构中的一个“干净的”微结构见图2。
表3符合规范的合金其加工过程中间插入了冷加工步骤
实施例2
根据实施例2，制造的管子可以具有室温下至少140ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少40ft lbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度，并且通过干净的微结构要求。
该过程如下进行：为确定不同程度的冷加工满足规格要求的影响，热件(XX4058)，通过VIM+VAR熔化，热加工成10.65″OD打孔坯用于在1149℃(2100°F)挤压成两个壳体[133mm(5.25in)OD*15.88mm(0.625in)壁]。两个壳体然后在1066℃(1950°F)/30min/WQ下连续退火。然后将第一壳体通过两步周期冷轧35％至89mm(3.5in)OD*11.51mm(0.453in)壁，中间夹插采用如上所述条件的连续退火。中间的合金采用冷轧26％至114mm(4.5in)OD*13.72mm(0.540in)壁。第二壳体在单一步骤中周期冷轧52％至89mm(3.5in)OD*11.51mm(0.453in)壁。从每个周期冷轧的管子切取一小段用作试验。来自每个加工路线的测试段在1038℃(1900°F)/1小时/AC进行退火，以及在704℃(1300°F)/8小时/FC到621℃(1150°F)/8小时/AC进行老化。所得的拉伸性能列于表4。
表4符合规范的合金其加工过程中间插入了冷加工步骤
实施例3
根据实施例3，制造的管子可以具有室温下至少160ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少40ft lbs的冲击强度和最大为47的洛氏硬度，并且通过干净的微结构要求。
在对两个周期轧制管件XX4058提升延展性的尝试中，退火温度降至较低温度(1825°F)/1小时/AC，并且两步老化中的第一步稍微提高了温度到(1325°F)/8小时/FC，而第二步的温度保持在(1150°F)/8小时/AC。该退火加上老化的结果列于表5中，确实，在保持符合目的要求的冲击强度和干净的微结构的同时，表现出了提高的延展性。
表5符合规范的合金其加工过程中间插入了冷加工步骤
实施例4
为说明本工艺可应用于生产大直径、厚壁的管用作完井硬件，VIM+VAR的热件HW1420被浇注成610mm(24″)铸锭，然后在1121℃(2050°F)热加工成470mm(18.5in)荒管并在1038℃(1900°F)挤压成318mm(12.5in)OD*54mm(2.125in)壁的管。选择了1900°F的较低挤压温度希望较低温度能够有效地替换已有的室温冷加工(形变)。然后将经过挤压的管在1038℃(1900°F)/1小时/WQ条件下退火，再在704℃(1300°F)/8小时/FC到621℃(1150°F)/8小时/AC条件下老化。结果示于表6中。结果显示提高的冲击强度和干净的微结构符合了目的要求。对于挤压的温度，相信约2050°F或更低的温度就足够了，优选的温度为约1850°F至约2050°F。
表6符合规范的合金其加工过程有低温挤压步骤
本发明对特定实施例进行了详细的说明，然而，对于本领域技术人员而言，根据本发明的细节，通过公开内容的启示，可以发展而做出诸多修改和变化。在此所述的优选实施例只是说明性的，而不意图限制本发明的范围在于所给出的权利要求的全部范围及其任何全部等价物。

Claims (29)

1.一种高强度耐腐蚀管子，按重量百分比包括：35至55％的Ni，12至25％的Cr，0.5至5％的Mo，最高3％的Cu，2.1至4.5％的Nb，0.5至3％的Ti，0.05至1.0％的Al，0.005至0.04％的C，余量Fe及附带的杂质和脱氧剂，其中所述管子的组成成分满足等式：
至9
其中所述管子在冷加工后处于时效硬化状态具有不含第二相沿其晶界的连续网络的微结构；所述管子在室温下具有125ksi的最小0.2％屈服强度；在零下75°F具有至少40ftlbs的冲击强度。
2.如权利要求1所述的管子，其中所述冲击强度为至少50ftlbs。
3.如权利要求1所述的管子，其中所述管子在所述时效硬化状态下具有室温下至少18％的延伸率。
4.如权利要求1所述的管子，其中所述管子在所述时效硬化状态下具有室温下至少25％的延伸率。
5.如权利要求1所述的管子，其中所述管子在所述时效硬化状态下具有室温下至少30％的延伸率。
6.如权利要求1所述的管子，其中所述管子在所述时效硬化状态下具有在室温下最大为47的洛氏硬度。
7.如权利要求1所述的管子，所述管子具有室温下至少125ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少50ftlbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度。
8.如权利要求1所述的管子，所述管子具有室温下至少140ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少40ftlbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度。
9.如权利要求1所述的管子，所述管子具有室温下至少160ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少40ftlbs的冲击强度和最大为47的洛氏硬度。
10.一种高强度耐腐蚀管子，按重量百分比包括：35至55％的Ni，12至25％的Cr，0.5至5％的Mo，最高3％的Cu，2.1至4.5％的Nb，0.5至3％的Ti，0.05至1.0％的Al，0.005至0.04％的C，余量Fe及附带的杂质和脱氧剂，其中所述管子的组成成分满足等式：
至9
其中所述管子在冷加工后处于时效硬化状态具有125ksi的最小0.2％屈服强度，在零下75°F具有至少50ftlbs的冲击强度。
11.如权利要求10所述的管子，其中所述管子处于所述时效硬化状态具有不含第二相沿其晶界的连续网络的微结构。
12.如权利要求10所述的管子，其中所述管子在所述时效硬化状态下具有室温下至少18％的延伸率。
13.如权利要求10所述的管子，其中所述管子在所述时效硬化状态下具有在室温下最大为47的洛氏硬度。
14.如权利要求10所述的管子，其中所述管子具有室温下至少125ksi的0.2％屈服强度，室温下至少18％的延伸率，至少50ftlbs的冲击强度和最大为42的洛氏硬度。
15.一种高强度耐腐蚀管子的制造工艺，包括以下按顺序进行的步骤：
将合金挤压以形成管子，所述合金按重量百分比包括：35-55％的Ni，12至25％的Cr，0.5至5％的Mo，最高3％的Cu，2.1至4.5％的Nb，0.5至3％的Ti，0.05至1.0％的Al，0.005至0.04％的C，余量Fe及附带的杂质和脱氧剂，其中所述管子的组成成分满足等式：
至9
冷加工所述经挤压的管子；
在冷加工后退火所述经冷加工的管子；以及
将至少一个时效硬化步骤应用于所述经退火的管子。
16.如权利要求15所述的工艺，其中所述冷加工步骤为周期轧制、拉拔或辊轧成形。
17.如权利要求15所述的工艺，其中所述冷加工步骤为至少5％的所述管子的横截面面积减小。
18.如权利要求15所述的工艺，其中所述冷加工步骤为至少30％的所述管子的横截面面积减小。
19.如权利要求15所述的工艺，其中所述冷加工步骤为至少50％的所述管子的横截面面积减小。
20.如权利要求15所述的工艺，其中所述退火步骤在1750°F至2050°F进行。
21.如权利要求15所述的工艺，包括第一时效硬化步骤和第二时效硬化步骤。
22.如权利要求21所述的工艺，其中所述第一时效硬化步骤在1275°F至1400°F进行，所述第二时效硬化步骤在1050°F至1250°F进行。
23.如权利要求22所述的工艺，其中所述退火步骤之后进行快速的空气或水中淬火，在所述第一时效步骤之后随炉冷却至第二时效的温度，然后进行空气冷却。
24.一种高强度耐腐蚀管子的制造工艺，包括以下按顺序进行的步骤：
将合金挤压以形成管子，所述合金按重量百分比包括：35-55％的Ni，12至25％的Cr，0.5至5％的Mo，最高3％的Cu，2.1至4.5％的Nb，0.5至3％的Ti，0.05至1.0％的Al，0.005至0.04％的C，余量Fe及附带的杂质和脱氧剂，其中所述管子的组成成分满足等式：
至9
其中所述挤压步骤在2050°F或更低的温度下进行；
将所述经挤压的管子退火；以及
将至少一个时效硬化步骤应用于所述经退火的管子。
25.如权利要求24所述的工艺，其中所述挤压步骤在1850°F至2050°F进行。
26.如权利要求24所述的工艺，其中所述退火步骤在1750°F至2050°F进行。
27.如权利要求24所述的工艺，包括第一时效硬化步骤和第二时效硬化步骤。
28.如权利要求27所述的工艺，其中所述第一时效硬化步骤在1275°F至1400°F进行，所述第二时效硬化步骤在1050°F至1250°F进行。
29.如权利要求27所述的工艺，其中所述退火步骤之后进行快速的空气或水中淬火，在所述第一时效硬化步骤之后随炉冷却至第二时效硬化步骤的温度，然后进行空气冷却。
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