CN107980069A - 耐腐蚀钢、用于生产所述钢的方法及其用途 - Google Patents

耐腐蚀钢、用于生产所述钢的方法及其用途 Download PDF

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Abstract

本发明涉及具有至少758MPa的耐腐蚀钢，其按重量％计包含：0.005≤C<0.03，14≤Cr≤17，2.3≤Mo≤3.5，3.2≤Ni≤4.5，Si≤0.6，0.5≤Cu≤1.5，0.4≤Mn≤1.3，0.35≤V≤0.6，3.2×C≤Nb≤0.1，W≤1.5，0.5≤Co≤1.5，0.02≤N≤0.05，Ti≤0.05，P≤0.03，S≤0.005，Al≤0.05，所述耐腐蚀钢的化学组成的余量由Fe和不可避免的杂质构成。本发明还涉及这样的钢的制造方法以获得淬火且回火的半成品。

Description

耐腐蚀钢、用于生产所述钢的方法及其用途
本发明涉及具有至少758MPa(110 ksi)且优选至少862MPa(125ksi)的屈服强度的不锈钢，其比标准马氏体不锈钢具有更好的耐硫化物应力开裂腐蚀性和耐高温腐蚀性。本发明的钢用于管生产和衬里生产中，更出色地用于套管生产的底部(bottom)中。
通常来说，如美国石油协会(API规范5CT第九版，2012年1月1日和API规范5CRA第一版，2010年8月1日)限定的含有13％Cr的钢被用于要求耐腐蚀性的井。然而，在过去的年份中对于一些预先□盐井(pre□salt well)要求了改进的腐蚀性能，并且通过与在上面提到的标准中限定的前一个13％Cr相比具有改进的耐腐蚀性的双相材料获得了响应。
当谈及具有改进的耐腐蚀性的钢号时，申请WO2006117926提供用于油井的不锈钢管，其通过在含有CO2、Cl等的苛刻腐蚀环境下展现出优异的耐CO2腐蚀性。其展现出优异的扩张特性并且能以有利的成本生产。该申请涉及用于扩张特性优异的油井的不锈钢管，其具有以下化学组成：C：0.05％或更少，Si：0.50％或更少，Mn：0.10至1.50％，P：0.03％或更少，S：0.005％或更少，Cr：10.5至17.0％，Ni：0.5至7.0％，Mo：3.0％或更少，Al：0.05％或更少，V：0.20％或更少，N:0.15％或更少，O：0.008％或更少，和任选的各自特定含量的Nb、Cu、Ti、Zr、Ca、B和W中的一种或多种，并且余量为Fe和不可避免的杂质，并且其具有在其中回火马氏体相为主要相和以大于20％的量含有奥氏体相的组织。这样的钢产生令人关注的机械性质但是在热的条件下难以生产以获得具有改进的耐腐蚀性的钢。仍然能改进这种钢的耐腐蚀性。
然后是申请EP2224030，其为具有优异可钎焊性的铁素体不锈钢并且包括(按照质量百分数)0.03％或更少的C、0.05％或更少的N、0.015％或更多的C+N、0.02至1.5％的Si、0.02至2％的Mn、10至22％的Cr、0.03至1％的Nb和0.5％或更少的Al，并且还包括含量满足以下式(1)和(2)的Ti，和由Fe和不可避免的杂质组成的剩余量。Ti–3N≤0.03(1)和10(Ti–3N)+Al≤0.5(2)(这里在式(1)和(2)中的原子符号表示各自元素的含量(质量％)，并且在原子符号之前的数值是常数。)。这样的发明用于冷却器、油冷却器、用于汽车和各种类型工厂中的热交换设备、用于自动化尿素SCR(选择催化还原)系统中的尿素水溶液罐、自动化燃料传送系统部件等。由铁素体不锈钢提供的机械性质和所提供的耐腐蚀性与生产管的要求不匹配。
还已知申请WO2012117546，这个发明的目的是提供即使在具有超过0.03atm的硫化氢分压的苛刻腐蚀性环境中也显示出高性能的马氏体不锈钢。该不锈钢是由低C、高Cr合金钢构成的油井管，其具有862MPa级别(grade)并且具有高耐腐蚀性，特征在于含有(按照质量％)0.005-0.05％的C、12-16％的Cr、至多1.0％的Si、至多2.0％的Mn、3.5-7.5％的Ni、1.5-3.5％的Mo、0.01-0.05％的V、至多0.02％的N和0.01-0.06％的Ta，且满足关系(1)，和包含Fe和偶存杂质的剩余量。25-25[％Ni]+5[％Cr]+25[％Mo]≥0(1)。这样的钢产生令人关注的机械性质但是在热的条件下难以生产以获得具有改进的耐腐蚀性的钢。然而，仍然能改进耐腐蚀性。
根据本发明的钢旨在采用具有改进的耐腐蚀性和改进的断裂韧性抗性同时在热的条件下易于生产的钢来解决上面提到的问题。
这样做，根据本发明的钢的目的为具有至少758MPa屈服强度的钢，其按重量％计包含：
0.005≤C<0.03
14≤Cr≤17
2.3≤Mo≤3.5
3.2≤Ni≤4.5
Si≤0.6
0.5≤Cu≤1.5
0.4≤Mn≤1.3
0.35≤V≤0.6
3.2×C≤Nb≤0.1
W≤1.5
0.5≤Co≤1.5
0.02≤N≤0.05
Ti≤0.05
P≤0.03
S≤0.005
Al≤0.05
所述钢的化学组成的余量由Fe和不可避免的杂质构成。
单独或组合考虑，本发明还可展现出以下所列的特性。
在优选实施方案中，根据本发明的钢按重量％计包含：15.5≤Cr≤16.5。
在另一个优选实施方案中，根据本发明的钢按重量％计包含：0.8≤Cu≤1.2。
优选地，根据本发明的钢具有包含30％-50％铁素体的显微组织。
优选地，根据本发明的钢具有包含5％-15％奥氏体的显微组织。
优选地，根据本发明的钢具有包含35％-65％马氏体的显微组织。
在另一个优选实施方案中，根据本发明的钢具有有按体积分数计小于0.5％金属间化合物的显微组织。
在另一个优选实施方案中，根据本发明的钢具有没有金属间化合物的显微组织。
在替代实施方案中，根据本发明的钢具有至少862MPa(125ksi)的屈服强度。
在优选实施方案中，根据本发明的钢具有在-10℃下至少68J的断裂韧性抗性。
本发明另外的目的是钢管的制造方法，其中：
-提供具有根据本发明的组成的钢，
-然后通过公知的热成形工艺(例如锻造、轧制、挤压)在1150℃和1260℃之间的温度下热成形该钢以获得管，在至少一个步骤中最终组合这些工艺，
-然后，将该管加热直至在920℃和1050℃之间的温度AT，并且在5和30分钟之间的时间期间保持在该温度AT下，随后冷却至环境温度以获得淬火的管，
-然后，将该淬火的管加热直至在500℃和700℃之间的温度TT，并且在5和60分钟之间的时间Tt期间保持在该温度TT下，随后冷却至环境温度以获得淬火且回火的管。
在优选实施方案中，使用水完成至少一次冷却至环境温度。
在优选实施方案中，回火时间Tt在10和40分钟之间。
理想地，采用根据本发明的方法生产的根据本发明的钢用于获得用于以下至少一者的无缝钢管：油和天然气的钻井、生产、提取和/或运输。
并且，在本发明的框架内，以下将进一步详述化学组成元素、优选显微组织特征和生产工艺参数的影响。
按重量百分数表示化学组成范围。
碳
必须包含在0.005％和0.03％之间的碳含量，其中包括0.005的下限而排除0.03的上限。如果碳含量小于0.005％，则脱碳过程变得太长且困难同时消极影响工业生产率。如果碳含量大于或等于0.03％，因为碳是奥氏体形成元素，所以在消耗马氏体的情况下将存在过多的奥氏体含量，因为奥氏体相屈服强度低于马氏体相屈服强度，这将导致软钢，其具有的屈服强度几乎不会达到110ksi(758MPa)且甚至几乎更不会达到125ksi(862MPa)目标。
铬
必须包含在14％和17％之间的Cr含量，其中包括下限和上限。如果Cr含量小于14％，则耐腐蚀性将小于预期，其实，Cr通过增加保护性氧化皮(scale)的耐腐蚀性来改进腐蚀性能。在存在高CO2分压的高温环境中Cr含量对腐蚀的影响更大。如果Cr含量大于17％，在消耗马氏体相的情况下将存在过多的铁素体含量。因为铁素体相屈服强度低于马氏体相屈服强度，这将导致软钢，其具有的屈服强度几乎不会达到110ksi(758MPa)且甚至几乎更不会达到125ksi(862MPa)目标。另外，大于17％的Cr含量使韧性和热加工性劣化。在优选实施方案中，Cr含量在15.5％和16.5％之间(包括界限)。
钼
必须包含在2.3％和3.5％之间的Mo含量，其中包括下限和上限。如果Mo含量小于2.3％，则耐腐蚀性将小于预期，其实，Mo通过增加保护性氧化皮的耐腐蚀性来改进腐蚀性能。Mo含量对腐蚀的影响高于对硫化物应力腐蚀开裂的影响。如果Mo含量大于3.5％，则其将有利于对韧性有害的金属间化合物的析出。优选地，在根据本发明的钢中不存在金属间化合物。
镍
镍是本发明中重要的元素。然而，如果镍的含量过高则在消耗马氏体的情况下镍使奥氏体稳定。在另一方面，如果镍的含量过低，在消耗马氏体的情况下铁素体相将过高。因为铁素体相和奥氏体相屈服强度低于马氏体屈服强度，所以这将导致软钢，其具有的屈服强度几乎不会达到110ksi(758MPa)且甚至几乎更不会达到125ksi(862MPa)目标。因此必须找出关于这种元素的平衡，对于在3.2和4.5％之间(包括界限)的Ni含量的获得了这样的平衡。
硅
Si是铁素体形成元素。因此，如果Si含量大于0.6％，则在消耗马氏体的情况下铁素体相将过高。因为铁素体是软的相，所以这将导致软钢，其具有的屈服强度几乎不会达到110ksi(758MPa)且甚至几乎更不会达到125ksi(862MPa)目标。因此Si含量必须小于或等于0.6％。
铜
铜含量必须在0.5％和1.5％之间(包括界限)。如果Cu含量小于0.5％，则耐腐蚀性将小于预期，其实，Cu改进耐腐蚀性。在存在高CO2分压的高温环境中Cu含量对腐蚀的影响更大。然而，如果铜含量大于1.5％，则消极地影响热加工性，其导致在热成形之后的表面缺陷。优选地，铜含量在0.8％和1.2％之间(包括界限)。
锰
Mn含量必须在0.4％和1.3％之间(包括界限)。如果锰的含量过高则在消耗马氏体的情况下Mn使奥氏体稳定。在另一方面，如果锰的含量过低，则在消耗马氏体的情况下铁素体相将过高。因为铁素体相和奥氏体相屈服强度低于马氏体屈服强度，所以这将导致软钢，其具有的屈服强度几乎不会达到110ksi(758MPa)且甚至几乎更不会达到125ksi(862MPa)目标。另外，Mn大于1.3％，耐腐蚀性小于预期。因此必须找出关于这种元素的平衡，对于在0.4和1.3％之间(包括界限)的Mn含量获得了这样的平衡。
钒
钒是本发明的重要元素。V含量必须在0.35％和0.6％之间(包括界限)。根据本发明，V形成碳氮化物(V(C,N))，其在颗粒间和颗粒内并且具有小于500nm且优选从30至200nm的尺寸。这样的析出物有助于增加屈服强度和改进晶界结合(cohesion)。V析出物对屈服强度的贡献平衡了由软的铁素体的存在所致的强度损失。另外，已证实V以0.35％至0.6％的量存在防止金属间化合物析出，那些金属间化合物对韧性有害。V小于0.35％，它的分布不足以达到110ksi(758MPa)或甚至125ksi(862MPa)目标的屈服强度。大于0.6％，除无用的合金化成本增加之外还存在饱和效应。
铌
Nb含量必须如此：3.2×C≤Nb≤0.1％，其中C和Nb为重量百分比。添加Nb以便防止碳稳定奥氏体。其实，碳化铌(NbC)捕获C，C将不充当奥氏体稳定剂。需要3.2×％C的最小Nb含量来提供这样的C捕获效应。大于0.1％，韧性受到显著地影响并且迅速降低。
钨
W含量必须小于或等于1.5％。如果W含量大于1.5％，则在消耗马氏体相的情况下将存在过多的铁素体含量，因为铁素体相屈服强度低于马氏体相屈服强度，这将导致软钢，其具有的屈服强度几乎不会达到110ksi(758MPa)且甚至几乎更不会达到125ksi(862MPa)目标。此外，W的存在有利于对韧性有害的金属间化合物的析出。
钴
Co含量必须在0.5％和1.5％之间，其中包括界限。小于0.5％，难以达到110ksi(758MPa)的目标，因为Co具有强化效应。125ksi(862MPa)目标甚至更难达到。另外，Co小于0.5％，在存在高CO2分压的高温环境中耐腐蚀性降低至不令人满意的水平。此外，已证实Co大于0.5％防止金属间化合物析出，这些金属间化合物对韧性有害。Co大于1.5％，除无用的合金化成本增加之外还预期存在饱和效应。
氮
氮含量必须在0.02％和0.05％之间，其中包括界限。氮改进耐腐蚀性。氮小于0.02％，对耐腐蚀性影响不足。大于0.05％，奥氏体含量增加；其实，在消耗马氏体的情况下氮稳定奥氏体。在消耗马氏体的情况下高奥氏体含量将导致小于110ksi(758MPa)的级别，因为马氏体屈服强度低于奥氏体屈服强度。
残余元素
余量由Fe和由钢生产和铸造工艺中产生的不可避免的杂质组成。主要杂质元素的含量限制为以下对于钛、磷、硫和铝所限定的：
Ti≤0.05％
P≤0.03％
S≤0.005％
Al≤0.05％
其他元素例如Ca和REM(稀土矿物)也可作为不可避免的杂质存在。
杂质元素含量的总和小于0.1％。
工艺条件
本发明要求保护的方法包括以下列出的下列连续的步骤。在此最佳实施方案中，制备钢管。
根据本领域技术人员已知的方法获得了具有本发明要求保护的组成的钢。然后在1150℃和1260℃之间的温度下加热钢，使得在所有点处所达到的温度都有利于钢在热成形过程中将经历的高速率变形。需要该温度范围在铁素体-奥氏体范围内。优选最大温度低于1230℃以避免过量铁素体相，其可有利于热成形缺陷。小于1150℃，热成形过程中的铁素体含量过低，这消极地影响钢的热延性。然后在至少一个步骤中热成形半成品，则我们获得具有所需尺寸的管。
然后将该管奥氏体化即加热直至温度AT，其中显微组织为铁素体-奥氏体。奥氏体化温度AT优选在920℃和1050℃之间；如果AT小于920℃，则金属间化合物未溶解并且当它们的量大于0.5％(按体积分数计)时消极地影响材料的韧性。大于1050℃，奥氏体和铁素体晶粒不期望地长大并导致较粗大的最终组织，其消极地影响韧性。
然后将由根据本发明的钢制成的管保持在奥氏体化温度AT下持续至少5分钟的奥氏体化时间At，目的是在该管的所有点处，所达到的温度至少等于奥氏体化温度。应确保整个管的温度是均匀的。奥氏体化时间At应不大于30分钟，因为大于这样的持续时间，奥氏体和铁素体晶粒不期望地长大并导致较粗大的最终组织。这会对韧性有害。
然后，将由根据本发明的钢制成的管冷却至环境温度，优选使用水淬火。以此方式，获得淬火的由钢制成的管，其含有按面积百分比计30至50％铁素体、5至15％的残余奥氏体和35至65％的马氏体。
然后，优选使淬火的根据本发明的钢制成的管回火即在500℃和700℃之间、优选在500℃和650℃之间的回火温度TT下加热。在5和60分钟之间的回火时间Tt期间完成这样的回火。优选回火时间在10和40分钟之间。这导致淬火且回火的钢管。
最后，使用水或空气冷却将根据本发明的淬火且回火的钢管冷却至环境温度。
显微组织特征
铁素体
在最终管中，根据本发明的钢中的铁素体含量必须在30％和50％之间，其包括界限。铁素体小于30％，消极地影响热加工性。其实，在高温下，即大于900℃，热轧过程中铁素体和奥氏体两者共同存在。因为铁素体显著软于奥氏体，所以铁素体将最先变形。铁素体含量越低，应变局部化越高，并且因此微裂纹出现可能性越高。铁素体大于50％，马氏体含量不是足够高得允许达到110ksi(758MPa)级别。达到125ksi(862MPa)级别甚至更难。
奥氏体
在最终管中，根据本发明的钢中的奥氏体含量必须在5％和15％之间，其包括界限。采用根据本发明的钢，发现了奥氏体存在对在存在高CO2分压的高温环境中的腐蚀的积极影响。小于5％，这样的积极影响消失。大于15％，马氏体含量不是足够高得允许达到110ksi(758MPa)级别。达到125ksi(862MPa)级别甚至更难。
马氏体
在最终管中，根据本发明的钢中的马氏体含量必须在35％和65％之间，其不包括下限和上限。发现了当与铁素体和奥氏体对比时，马氏体在耐腐蚀性方面是最差的相，然而需要它的强度达到至少110ksi(758MPa)级别。
小于35％，未达到110ksi(758MPa)级别，因为马氏体产生强度。马氏体大于65％，由于与这样的高马氏体相含量有关的低铁素体含量，消极地影响热加工性。此外，将消极地影响在存在高CO2分压的高温环境中的腐蚀。
在优选实施方案中，在最终冷却之后，根据本发明的淬火且回火的钢管呈现具有小于0.5％(按体积分数计)金属间化合物的显微组织，理想地，不存在金属间化合物，因为它们对根据本发明的钢的韧性有害。
在优选实施方案中，根据本发明的钢具有改进的韧性，即以焦耳表示的在-10℃下至少68J的韧性值。
在优选实施方案中，根据本发明的钢是耐腐蚀钢，其呈现小于0.13mm/年的腐蚀速率。在实施例部分详述该测试。
在甚至更优选的实施方案中，根据本发明的钢是耐腐蚀钢，其呈现优异的耐硫化物应力腐蚀开裂性。在实施例部分详述该测试。
基于下列非限制性实施例以下将对本发明进行说明：
制备了钢，并且它们的组成呈现在下表1中(按重量百分比表示)。
钢I1至I5的组成是根据本发明的。
为了对比，组成R1至R12是用于制造参比物的钢，且不是根据本发明的。
表1：实施例的化学组成
带下划线的值与本发明不一致
在1150℃和1260℃之间的温度下加热以热成形之后，采用对于无缝钢管材公知的制造方法完成上游工艺(从熔化至热成形)。例如，需要通过常用的熔融操作来熔化具有以上成分组成的熔融钢。所包括的常见方法例如为连续铸造方法、锭铸造-初轧方法(ingotcasting-blooming method)。接下来，加热这些材料，并且然后通过曼内斯曼-自动轧管法或曼内斯曼-连轧管法(其为公知的制造方法)通过热加工制成管材，将具有以上成分组成的无缝钢管材制成所需尺寸。
表1的组成经历了能够采用在以下表2中所总结的制备工艺：
AT(℃)：奥氏体化温度(按℃计)
At：奥氏体化时间(按分钟计)
TT：回火温度(按℃计)
Tt：回火时间(按分钟计)
冷却方法代表其中进行冷却的介质，并且表3中的“金属间化合物”列公开了钢显微组织中是否存在大于0.5％(按体积分数计)的金属间化合物。
表2：锻造和轧制之后实施例的工艺条件
根据本发明的钢I1至I5和参比物R1至R12经历了在表2中总结的工艺条件。在从回火温度最终冷却后，这导致淬火且回火的钢管呈现表3中详述的显微组织。
表3：实施例的显微组织特征
“无”意味着不存在金属间化合物并且“有”意味着它们的含量大于
0.5％
在最终冷却(回火后冷却)后，根据本发明的淬火且回火的钢管具有在表3中详述的显微组织。施加至表1化学组成的表2的工艺还导致如在以下表4中总结的机械行为、耐腐蚀性和韧性，其中：
YS(按MPa和ksi计)为在如标准ASTM A370和ASTM E8所限定的拉伸测试中获得的屈服强度。
UTS(按MPa和ksi计)为在如标准ASTM A370和ASTM E8所限定的拉伸测试中获得的拉伸强度。
KCV-10℃为使用如标准ASTM A370和ASTM E23所限定的V型缺口测试棒在-10℃下的断裂韧性，其应优选大于68J。
腐蚀速率是质量损失测试的结果。通过将测试件浸入含有20质量％的NaCl水溶液的测试溶液中14天来进行这种腐蚀测试。液体温度为230℃，且具有100atm.CO2气体气氛压力。
在浸入之前和之后测量测试件的质量。计算的腐蚀速率来自在以上提到的条件下浸入之前和之后的质量减少。腐蚀速率应优选小于0.13mm/年。
耐SSC性是根据标准NACE TM0177-2005方法A评价的耐硫化物应力腐蚀开裂性。SSC测试包括将载荷下的测试试样浸入pH调节至4的水溶液中(在20质量％NaCl测试溶液中添加有醋酸和醋酸钠)。溶液温度为24℃，H2S处于0.1atm，CO2处于0.9atm。测试持续时间为720小时，并且施加的应力为屈服强度的90％。测试后，观察测试试样的裂纹。成功的测试意味着在720小时之后试样上没有裂纹且没有失效。这在表4中视为“通过”。
空白的单元格意味着未测量对应的值。
表4：实施例的机械性质、韧性和耐腐蚀性
应想起的是，根据本发明的钢具有至少758MPa(110ksi)的屈服强度。
优选地，根据本发明的钢具有在-10℃下至少68J的断裂韧性抗性。
当谈及耐腐蚀性时，优选地根据本发明的钢呈现0.13mm/年的最大腐蚀速率。甚至更优选地，它通过SSC测试而没有裂纹。
钢组成I1至I5是根据本发明的。这五种钢经历了表2的优选工艺条件以获得表3中优选的显微组织特征。因此，钢I1至I5获得的机械性质、断裂韧性抗性和耐腐蚀性在目标范围内，即大于758MPa的屈服强度和优选在-10℃下至少68J的断裂韧性抗性，小于0.13mm/年的腐蚀速率和成功的SSC测试而没有裂纹。
所有屈服强度值大于758MPa(110ksi)，并且I3至I5甚至达到大于862MPa(125ksi)。
参比钢R1不是根据本发明的，因为Cr、Mo、Ni、Cu、V、Co和N含量在本发明的范围之外。因此，虽然其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，但是屈服强度与758MPa的最小目标相比非常低。
参比钢R2不是根据本发明的，因为Ni、Cu、Mn、V、Nb、Co和Al含量在本发明的范围之外。因此，虽然其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，但是残余奥氏体含量大于5-15％的优选范围。另外这种材料的优选的耐腐蚀性响应由于0.25mm/年的腐蚀速率并且未通过SSC测试而不令人满意。
参比钢R3不是根据本发明的，因为Nb含量大于允许的最大值0.1％。因此，断裂韧性响应受到显著影响，在-10℃下的值为49J，其远小于最小68J的优选值。另外，显微组织特征即铁素体、残余奥氏体和马氏体含量在目标范围之外。
参比钢R4不是根据本发明的，因为Nb含量小于允许的最小值3.2×C，其中C按重量％计。因此，C捕获效应没有效果并且没有达到758MPa的最小屈服强度。
参比钢R5不是根据本发明的，因为Cu和Co含量在本发明的范围之外。因此，虽然其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，但是铁素体、奥氏体和马氏体含量在优选范围之外。此外，没有达到758MPa的最小屈服强度。
参比钢R6不是根据本发明的，因为Ni、Cu、V、Nb、W、Co和Al含量在本发明的范围之外。因此，虽然其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，但是在这种钢中不存在残余奥氏体。另外，已经鉴定了金属间化合物，然而优选避免它们的存在。此外，这种材料的优选的耐腐蚀性响应由于0.56mm/年的腐蚀速率和未通过SSC测试而不令人满意。另外韧性抗性为19J远小于预期。
参比钢R7不是根据本发明的，因为Ni、Cu、Nb、W、Co和Al含量在本发明的范围之外。因此，虽然其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，但是已经鉴定了金属间化合物，并且当与优选目标行为相比时，耐腐蚀性和断裂韧性抗性不令人满意。其实，这种材料的优选的耐腐蚀性响应由于0.54mm/年的腐蚀速率和8J的断裂韧性抗性而不令人满意。
参比钢R8不是根据本发明的，因为Ni、Cu、V、Nb、W和Co含量在本发明的范围之外。因此，经历了在表2中详述的优选生产流程参数，所获得的显微组织完全不同于优选的显微组织。所获得的屈服强度远离758MPa的目标。
参比钢R9不是根据本发明的，因为Mo、Ni、Cu、Nb和Co含量在本发明的范围之外。因此，虽然其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，但是已经鉴定了金属间化合物，并且当与优选目标行为相比时，耐腐蚀性和断裂韧性抗性不令人满意。其实，这种材料的优选的耐腐蚀性响应由于0.47mm/年的腐蚀速率并且未通过SSC测试而不令人满意。此外，断裂韧性抗性等于在-10℃下62J，其小于在-10℃下68J的优选最小值。
参比钢R10不是根据本发明的，因为Ni、Cu、V、Nb和N含量在本发明的范围之外。因此，经历了在表2中详述的优选生产流程参数，所达到的屈服强度远小于758MPa的目标。
参比钢R11不是根据本发明的，因为C、Ni、Mn、W、N和Ti含量在本发明的范围之外。一旦其经历了在表2中详述的优选生产流程参数，就未达到758MPa的最小屈服强度。
参比钢R12不是根据本发明的，因为Ni、Mn、V、Nb和Co含量在本发明的范围之外。因此，经历了在表2中详述的优选生产流程参数，所获得的显微组织非常不同于不具有残余奥氏体、具有过量马氏体和不足量铁素体的优选显微组织。此外，断裂韧性抗性低至在-10℃下45J，其小于在-10℃下68J的优选最小值。腐蚀速率为0.39mm/年也太高。
本发明要求权利保护的钢组成将有利地用于无缝管的制造以生产管道和生产衬里，更出色地用于套管生产的底部中。这样的管将优选耐硫化物应力开裂腐蚀和高温介质。

Claims (14)

1.钢，其具有至少758Mpa的屈服强度，按重量％计包含：
0.005≤C<0.03
14≤Cr≤17
2.3≤Mo≤3.5
3.2≤Ni≤4.5
Si≤0.6
0.5≤Cu≤1.5
0.4≤Mn≤1.3
0.35≤V≤0.6
3.2×C≤Nb≤0.1
W≤1.5
0.5≤Co≤1.5
0.02≤N≤0.05
Ti≤0.05
P≤0.03
S≤0.005
Al≤0.05
所述钢的化学组成的余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2.根据权利要求1所述的钢，其中按重量％计：15.5≤Cr≤16.5。
3.根据权利要求1或2所述的钢，其中按重量％计：0.8≤Cu≤1.2。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的钢，其具有包含在30％和50％之间的铁素体的显微组织。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的钢，其具有包含在5％和15％之间的奥氏体的显微组织。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的钢，其具有包含在35％和65％之间的马氏体的显微组织。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的钢，其具有有按体积分数计小于0.5％金属间化合物的显微组织。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的钢，其具有没有金属间化合物的显微组织。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的钢，其具有至少862MPa(125ksi)的屈服强度。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的钢，其具有在-10℃下至少68J的断裂韧性抗性。
11.钢管的制造方法，其中：
-提供具有根据权利要求1至3中任一项所述的组成的钢，
-然后通过公知的热成形工艺例如锻造、轧制、挤压在1150℃和1260℃之间的温度下热成形该钢以获得管，在至少一个步骤中最终组合这些工艺，
-然后，将该管加热直至在920℃和1050℃之间的温度AT，并且在5和30分钟之间的时间期间保持在该温度AT下，随后冷却至环境温度以获得淬火的管，
-然后，将该淬火的管加热直至在500℃和700℃之间的温度TT，并且在5和60分钟之间的时间Tt期间保持在该温度TT下，随后冷却至环境温度以获得淬火且回火的管。
12.根据权利要求11的钢的制造方法，其中使用水完成至少一次冷却至环境温度。
13.根据权利要求11或12的钢的制造方法，其中回火时间Tt在10和40分钟之间。
14.根据权利要求1至10中任一项所述或根据制造方法11至13中任一项制备的钢的用途，获得用于以下至少一者的无缝钢管：油和天然气的钻井、生产、提取和/或运输。
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