CN114318129A - 一种890MPa级易焊接无缝钢管及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种890MPa级易焊接无缝钢管，其除了Fe及不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.1‑0.22％，Si：0.15‑0.55％，Mn：0.5‑1.5％，Cr：1‑1.5％，Mo：0.8‑1.5％，V：0.13‑0.19％，Ti：0.015‑0.05％，Al：0.01‑0.05％，Ca：0.0005‑0.005％；并且不含有W、Ni和Nb元素。此外，本发明还公开了上述890MPa级易焊接无缝钢管的制造方法，包括步骤：(1)冶炼和连铸(2)穿孔、连轧和定径(3)对定径后的管子进行在线快速冷却：控制冷却前温度≥Ar3+120℃，对管子的外壁和内壁分别进行冷却，控制外壁冷速为25‑40℃/s，内壁冷速为10‑20℃/s，控制冷却后温度为550‑650℃(4)空冷，控制冷速为0.5‑2℃/s，直至冷却至室温(5)调质热处理(6)热定径矫直。
Description
技术领域
本发明涉及一种钢管及其制造方法，尤其涉及一种易焊接无缝钢管及其制造方法。
背景技术
目前，为了满足工程机械制造领域对大承重、轻量化、安全可靠性的需求，工程机械及结构用钢件逐渐向高强度方向发展。
结构用钢件均以焊接方式进行连接，为保证安全可靠性，需保证焊接热影响区具备与结构用钢件相当的强韧性水平。此外为保证结构用钢件焊接组装的效率，必须采用较大线能量的焊接工艺，可焊性要求更高。
然而，结构用钢件的强度与焊后热影响区强韧性、结构用件的可焊性均为矛盾体。如何在提高结构用钢件强度的同时，保证焊接后的强韧性水平以及可焊性是一项亟需解决的技术问题。对于此类高强无缝管均采用较高的W、Ni、Mo并配合Nb和V元素，并且需要经过离线调质处理，合金成本和工序成本较高。
公开号为CN105586529A，公开日为2016年5月18日，名称为“一种890MPa级高强度钢、钢管及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种890MPa级高强度钢，其化学元素质量百分配比为：C：0.12-0.18％，Si：0.1-0.4％，Mn：0.8-1.4％，Cr：0.5-0.9％，Mo：0.20-0.60％，W：0.01-0.08％，Ni：0.50-1.30％，Nb：0.01-0.06％，V：0.03-0.12％，Al：0.01-0.05％，Ca：0.0005-0.005％，还满足关系式：5<Ni/(C*Mo)≤50。该专利还公开了一种钢管，其采用上述的890MPa级高强度钢制得。本发明还公开了一种钢管的制造方法，其包括步骤：炼钢并铸造为圆坯；圆坯加热；高压水除鳞；轧管；调质热处理；高压水除鳞；热矫直。上述高强度钢成分中通过Ni+W协同配合来改善表面质量，通过离线热处理达到性能目标。
公开号为CN102747300A，公开日为2012年10月24日，名称为“一种高强高韧性结构用无缝钢管及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种高强高韧性结构用无缝钢管及其制造方法。所述制造方法包括钢水冶炼、连铸、轧管机组轧制步骤，钢水冶炼步骤得到目标钢水，且目标钢水的成分按重量百分比计由C：0.14～0.18％、Si：0.20～0.50％、Mn：0.90～1.30％、P≤0.020％、S≤0.010％、Cr：0.20～1.00％、Mo：0.20～0.80％、Ni：0.90～1.50％、V：0.02～0.10％、Nb≤0.05％、Al：0.015～0.050％、Cu≤0.35％、N≤0.020％、Ti≤0.05％以及余量的铁和不可避免的杂质组成；所述制造方法还包括调质热处理步骤，即在所述轧管机组轧制步骤后对钢管顺序进行淬火和回火处理，其中，淬火温度为920～960℃，回火温度为610～660℃。上述无缝钢管成分中含有较高的Ni元素，并通过离线调质处理以达到性能，其合金成本和工序成本较高。
公开号为CN105002425A，公开日为2015年10月28日，名称为“超高强度超高韧性石油套管用钢、石油套管及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种超高强度超高韧性石油套管用钢，其微观组织为回火索氏体，其化学元素质量百分比含量为：C：0.1-0.22％，Si：0.1-0.4％，Mn：0.5-1.5％，Cr：1-1.5％，Mo：1-1.5％，Nb：0.01-0.04％，V：0.2-0.3％，Al：0.01-0.05％，Ca：0.0005-0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。相应地，该发明还公开了采用该超高强度超高韧性石油套管用钢制得的石油套管。上述公开的钢中含有较高含量的Mo元素，且通过离线调质实现，其虽具有良好强韧性，但不具备可焊接特征。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种890MPa级易焊接无缝钢管，该890MPa级易焊接无缝钢管通过合理的C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Ti成分设计，钢中不含W和Ni和Nb贵重元素，其合金成本较低，具有良好的经济性。该890MPa级易焊接无缝钢管不仅具有较高强度，还具有良好的低温韧性及焊接性能，可以满足工程机械制造用户对高强度焊接结构用无缝钢管的需求。
为了实现上述目的，本发明提供了一种890MPa级易焊接无缝钢管，其除了Fe及不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.1-0.22％，
Si：0.15-0.55％，
Mn：0.5-1.5％，
Cr：1-1.5％，
Mo：0.8-1.5％，
V：0.13-0.19％，
Ti：0.015-0.05％，
Al：0.01-0.05％，
Ca：0.0005-0.005％；
并且不含有W、Ni和Nb元素。
进一步地，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，其各化学元素质量百分比为：
C：0.1-0.22％，
Si：0.15-0.55％，
Mn：0.5-1.5％，
Cr：1-1.5％，
Mo：0.8-1.5％，
V：0.13-0.19％，
Ti：0.015-0.05％，
Al：0.01-0.05％，
Ca：0.0005-0.005％；
余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在上述技术方案中，本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管在化学成分设计中，采用C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Ti的成分设计，其钢的化学成分中不含W、Ni和Nb贵重元素，合金成本较低。此外，需要说明的是，本发明所述钢中不含Nb元素，还可以有效改善轧制后横纵向的组织差异，进而改善横纵向低温冲击韧性差异。
在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，钢的化学成分中含有一定量的Ti元素，Ti能够在较高温度下析出Ti的碳氮化物，可优先钉扎高温下奥氏体晶界，进而细化最终热处理的组织，同时其可以防止焊接过程中热影响区组织的粗化，改善焊接性能。
在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，C是保证强度和淬透性的基本元素。同时C含量会影响碳当量及焊接性能，如果钢中C元素含量低于0.1％，则钢的淬透性较差且强度不能满足要求，而若钢中C元素含量超过0.22％时，C元素含量过高，则会导致钢的焊接性能较差，同时使其塑韧性变差。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将C元素的质量百分比控制在0.1-0.22％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，C的质量百分比可以控制在0.14-0.19％之间。
Si：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Si在钢中作为重要的脱氧剂，Si元素可以固溶于铁素体以提高钢的屈服强度。但需要注意的是，当钢中Si元素的含量不宜过高，钢中Si元素含量太高，高于0.55％时，会使钢材的加工性能和韧性恶化；而若钢中Si元素含量过低，低于0.15％时，则会让钢材变的容易氧化。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Si元素的质量百分比控制在0.15-0.55％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Si的质量百分比可以控制在0.15-0.35％之间。
Mn：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Mn元素为脱氧脱硫剂，其对钢的淬透性和强韧性水平有较大影响。当钢中Mn元素含量在0.5％以上时，可以产生较好效果，但过多的Mn会使钢的淬透性过高，降低钢焊接热影响区的韧性，而且会导致连续铸造时产生中心偏析，恶化母材的冲击韧性。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Mn元素的质量百分比控制在0.5-1.5％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Mn的质量百分比可以控制在0.8-1.2％之间。
Cr：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Cr元素可以增加钢的强度和淬透性，且Cr元素与Mo元素配合效果更佳。但需要注意的是，钢中Cr含量过高，会明显提升碳当量，导致焊接开裂敏感性增大，降低焊接热影响区的韧性。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Cr元素的质量百分比控制在1-1.5％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Cr的质量百分比可以控制在1.2-1.4％之间。
Mo：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Mo是本发明的主要添加元素之一，其可以提高钢的淬透性，Mo与Cr复合作用，提升淬透性效果更佳。此外，Mo元素还具有较好的析出强化和固溶强化效果，Mo与微合金元素有较好的交互作用，可以有效细化析出相，增加析出相的稳定性和体积分数，改善焊接热影响区强韧性。但需要注意的是，Mo元素价格昂贵，钢中添加过高含量的Mo不仅会导致碳当量过高，还会使合金成本升高。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Mo元素的质量百分比控制在0.8-1.5％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Mo的质量百分比可以控制在0.9-1.3％之间。
V：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，V元素能够细化钢中晶粒，其参与形成的碳化物，能够大幅提高钢的强度。然而，当钢中V元素的添加量达到一定程度时，其增强效果并不明显，并且V是比较昂贵的合金元素，不宜过量添加。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将V元素的质量百分比控制在0.13-0.19％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，V的质量百分比可以控制在0.15-0.17％之间。
Ti：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Ti是强碳氮化物形成元素，其可以显著细化高温状态奥氏体晶粒。在钢材进行快速冷却过程中，钢中Ti的碳氮化物能够作为形核点促进细化快冷组织，进而细化最终调质态组织，同时防止焊接过程中热影响区的组织粗化。此外，钢中添加适量的Ti元素对钢材的强度也具有一定贡献，其可以弥补因钢中C元素含量降低而引起的钢材强度的下降。但需要注意的是，钢中Ti元素含量不宜过高，若钢中Ti元素的含量高于0.05％时，易形成粗大的TiN，从而降低材料韧性；而若钢中Ti元素含量太低时，则Ti元素又不能有效起到细化效果。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Ti元素的质量百分比控制在0.015-0.05％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Ti元素的质量百分比可以控制在0.015-0.035％之间。
Al：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Al是较好的脱氧元素，但钢中加入过多的Al容易造成氧化铝夹杂，要尽量提高酸溶铝占全铝的比重，在真空脱气后再适量喂Al丝。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Al元素的质量百分比控制在0.01-0.05％之间。
Ca：在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，Ca可以净化钢液，促使MnS球化，提高材料的冲击韧性。但需要注意的是，钢中Ca元素含量不宜过高，当钢中Ca元素含量过高时，易形成粗大的非金属夹杂物，对钢的性能产生影响。因此，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，将Ca元素的质量百分比控制在0.0005-0.005％之间。
此外，需要说明的是，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，钢中还存在一些不可避免的杂质元素。其中P元素和S元素均为无缝钢管中的杂质元素，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的无缝钢管，应尽可能降低无缝钢管中杂质元素的含量。
进一步地，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
C：0.14-0.19％，
Si：0.15-0.35％，
Mn：0.8-1.2％，
Cr：1.2-1.4％，
Mo：0.9-1.3％，
V：0.15-0.17％，
Ti：0.015-0.035％。
进一步地，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，其微观组织为细小均匀的回火索氏体，基体晶界中分布有细小弥散的碳化物。
进一步地，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，其中回火索氏体的晶粒度为10-11.5级。
进一步地，在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管中，其性能满足下述各项的至少其中之一：
其屈服强度≥890MPa，抗拉强度≥920MPa，延伸率≥14％；
-40℃下的纵向冲击功≥100J，-40℃下的横向冲击功≥100J，且-40℃下的横向冲击功与纵向冲击功的差异＜10J；
焊接热影响区的抗拉强度≥920MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J。
相应地，本发明的另一目的在于提供上述890MPa级易焊接无缝钢管的制造方法，该制造方法工艺操作简单且生产成本低，采用该制造方法制得的890MPa级易焊接无缝钢管不仅具有优异的力学性能，还具有良好的低温韧性及焊接性能。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的890MPa级易焊接无缝钢管的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和连铸；
(2)穿孔、连轧和定径；
(3)对定径后的管子进行在线快速冷却：控制冷却前温度≥Ar3+120℃，对管子的外壁和内壁分别进行冷却，控制外壁冷速为25-40℃/s，内壁冷速为10-20℃/s，控制冷却后温度为550-650℃；
(4)空冷，控制冷速为0.5-2℃/s，直至冷却至室温；
(5)调质热处理；
(6)热定径矫直。
在本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管的制造方法中，配合利用轧管后的在线快速冷却处理技术，有效的细化了轧态组织，进而改善细化了调质热处理后组织，从而保证了良好的强韧搭配，实现在保证无缝钢管性能的同时，进一步地降低生产成本。
在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，为了进一步细化轧制组织，从而利用组织遗传特性，细化最终调质热处理组织，通过采用定径后的快速冷却技术，以有效利用轧管余热。
需要说明的是，定径过程中的热变形会使得钢管管体存在较多的位错，采用快速冷却技术快冷冷却至一定温度后能够有效保留这些位错，而这些位错可以成为相变和析出相的形核点。此外，快冷过程还可以增大相变过冷度，从而增大相变驱动力。上述这两方面可以导致轧态组织明显细化。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(1)中，连铸过程中控制钢水过热度低于30℃，并且/或者控制连铸拉速为1.8-2.2m/min。
在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(1)的冶炼过程中，可以采用废钢+高炉铁水的配料方案，铁水比例为50-60％，钢水可以经过电炉冶炼，通过炉外精炼、真空脱气和氩气搅拌后，经过Ca处理进行夹杂物变性，从而降低O和H元素含量。在步骤(1)的连铸过程中，控制钢水过热度低于30℃，控制连铸拉速为1.8-2.2m/min，可以降低有效成分偏析。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将连铸圆坯在1240-1300℃的环形炉内均热，均热时间3-6小时；然后进行穿孔，穿孔温度为1180-1240℃；穿孔后进行连轧，连轧温度为1000℃-1100℃；然后进行定径，定径温度为950℃-1050℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，控制重新奥氏体化温度为900-930℃，保温30-60min后淬火冷却，然后在560-630℃范围内回火，保温时间为50-80min。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，热定径矫直温度为510-580℃。
本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管通过合理的C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Ti成分设计，钢中不含W和Ni和Nb贵重元素，其合金成本较低，具有良好的经济性。该890MPa级易焊接无缝钢管不仅具有较高强度，还具有良好的低温韧性及焊接性能，可以满足工程机械制造用户对高强度焊接结构用无缝钢管的需求。
相应地，本发明所述的制造方法通过对工艺条件的控制，配合利用轧管后的在线快速冷却处理技术，可以改善最终热处理组织。该制造方法可以在保证材料性能的同时，降低生产成本，获得良好的强韧性搭配。
附图说明
图1为实施例1的890MPa级易焊接无缝钢管的金相组织图。
图2为实施例1的890MPa级易焊接无缝钢管的微观扫描组织图。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例和说明书附图对本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6和对比例1-5
本发明所述实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管和对比例1-4的无缝钢管均采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和连铸：连铸过程中控制钢水过热度低于30℃，并且/或者控制连铸拉速为1.8-2.2m/min。
(2)穿孔、连轧和定径：将连铸圆坯在1240-1300℃的环形炉内均热，均热时间3-6小时；然后进行穿孔，穿孔温度为1180-1240℃；穿孔后进行连轧，连轧温度为1000℃-1100℃；然后进行定径，定径温度为950℃-1050℃。
(3)对定径后的管子进行在线快速冷却：冷却前温度≥Ar3+120℃，对管子的外壁和内壁分别进行冷却，控制外壁冷速为50-80℃/s，内壁冷速为20-40℃/s；当管子温度处于Ar3-270℃～Ar3-250℃的范围内时，对管子整体进行空气冷却，控制冷速为0.5-2℃/s，直至冷却至室温。
(4)空冷，控制冷速为0.5-2℃/s，直至冷却至室温。
(5)调质热处理：控制重新奥氏体化温度为900-930℃，保温30-60min后淬火冷却，然后在560-630℃范围内回火，保温时间为50-80min。
(6)热定径矫直：热定径矫直温度为510-580℃。
需要说明的是，本发明所述实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管的化学元素成分和相关工艺设计均满足本发明设计规范要求。而对比例1-4的无缝钢管虽然也采用上述工艺步骤制得，但其化学元素成分存在不符合本发明设计的参数。
此外，需要注意的是，对比例5的无缝钢管采用上述“冶炼和连铸；穿孔、连轧和定径；空冷；调质热处理和热定径矫直”这些步骤制得，但其并未采用定径后快速冷却处理。
表1列出了实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管和对比例1-5的无缝钢管中各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和除P、S以外其他的不可避免的杂质)
表2-1和表2-2列出了实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管和对比例1-5无缝钢管的制造方法在上述工艺步骤中的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
将得到的成品实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管和对比例1-5无缝钢管分别取样，并进行各项性能测试，所得的测试结果列于表3中。
表3列出了实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管和对比例1-5无缝钢管的性能测试结果。
表3.
由表3可以看出，相较于对比例1-5的无缝钢管，本发明所述实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管的力学性能明显更优。其中，实施例1的无缝钢管在生产过程中的步骤(2)中，控制的穿孔温度为1170℃，略低于本发明优选的穿孔温度范围，其最终制得的成品无缝钢管综合性能明显略次于实施例2-6.
继续参阅表3可知，实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管屈服强度均≥890MPa，抗拉强度均≥920MPa，延伸率均≥14％。相应地，实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管在-40℃下的纵向冲击功均≥100J，-40℃下的横向冲击功均≥100J，且-40℃下的横向冲击功与纵向冲击功的差异＜10J。此外，实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管的焊接热影响区的抗拉强度均≥920MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性均≥95J。由此可见，本发明所述的实施例1-6的890MPa级易焊接无缝钢管实现了在具有良好经济性以及优异力学性能的同时，还具有良好的低温冲击韧性及焊接性能，其可以有效满足工程机械制造用户对高强度焊接结构用无缝钢管的需求。
此外，结合表1和表3可以看出，在对比例1的化学成分设计中除了Cr含量不满足本案以外，Ti元素的含量不满足本发明技术方案要求，Ti含量过高，会形成大量的碳化物，导致钢的冲击韧性降低。
在对比例2的化学成分设计中，钢中Cr元素含量过低，导致钢种淬透性不足，淬火组织中存在贝氏体组织，导致冲击韧性低。
在对比例3的化学成分设计中除了Cr含量不满足本案以外，钢中C元素含量不满足本发明技术方案要求，C元素的含量偏高，会导致无缝钢管的强度偏高，使其低温冲击韧性严重恶化。
在对比例4的化学成分设计中除了Cr含量不满足本案以外，钢中Mo含量不满足本发明技术方案要求，Mo元素含量偏低，不仅会导致淬透性变差，强度降低，还会恶化钢的低温冲击韧性。
而在对比例5中，Cr含量不满足本案，此外其在制造工艺中，未采用定径后快速冷却处理，导致对比例5中无缝钢管的低温冲击韧性较低。
图1为实施例1的890MPa级易焊接无缝钢管的金相组织图。
图2为实施例1的890MPa级易焊接无缝钢管的金相组织图。
结合图1和图2可以看出，实施例1的890MPa级易焊接无缝钢管中的微观组织为细小均匀的回火索氏体，其基体晶界中分布有细小弥散的碳化物。此外，经过测定，实施例1的890MPa级易焊接无缝钢管的回火索氏体的晶粒度为10-11.5级。
综上所述可以看出，本发明所述的890MPa级易焊接无缝钢管通过合理的C-Si-Mn-Cr-Mo-V-Ti成分设计，钢中不含W和Ni和Nb贵重元素，具有良好的经济性，合金成本较低。同时，该890MPa级易焊接无缝钢管不仅具有较高强度，还具有良好的低温韧性及焊接性能，可以满足工程机械制造用户对高强度焊接结构用无缝钢管的需求。
相应地，本发明所述的制造方法通过对工艺条件的控制，配合利用轧管后的在线快速冷却处理技术，可以改善最终热处理组织，在保证材料性能的同时，降低生产成本，获得良好的强韧性搭配。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。
Claims (11)
1.一种890MPa级易焊接无缝钢管，其特征在于，其除了Fe及不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.1-0.22％，
Si：0.15-0.55％，
Mn：0.5-1.5％，
Cr：1-1.5％，
Mo：0.8-1.5％，
V：0.13-0.19％，
Ti：0.015-0.05％，
Al：0.01-0.05％，
Ca：0.0005-0.005％；
并且不含有W、Ni和Nb元素。
2.如权利要求1所述的890MPa级易焊接无缝钢管，其特征在于，其各化学元素质量百分比为：
C：0.1-0.22％，
Si：0.15-0.55％，
Mn：0.5-1.5％，
Cr：1-1.5％，
Mo：0.8-1.5％，
V：0.13-0.19％，
Ti：0.015-0.05％，
Al：0.01-0.05％，
Ca：0.0005-0.005％；
余量为Fe和其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的890MPa级易焊接无缝钢管，其特征在于，其各化学元素质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：
C：0.14-0.19％，
Si：0.15-0.35％，
Mn：0.8-1.2％，
Cr：1.2-1.4％，
Mo：0.9-1.3％，
V：0.15-0.17％，
Ti：0.015-0.035％。
4.如权利要求1或2所述的890MPa级易焊接无缝钢管，其特征在于，其微观组织为细小均匀的回火索氏体，基体晶界中分布有细小弥散的碳化物。
5.如权利要求4所述的890MPa级易焊接无缝钢管，其特征在于，其中回火索氏体的晶粒度为10-11.5级。
6.如权利要求1或2所述的890MPa级易焊接无缝钢管，其特征在于，其性能满足下述各项的至少其中之一：
其屈服强度≥890MPa，抗拉强度≥920MPa，延伸率≥14％；
-40℃下的纵向冲击功≥100J，-40℃下的横向冲击功≥100J，且-40℃下的横向冲击功与纵向冲击功的差异＜10J；
焊接热影响区的抗拉强度≥920MPa，焊接热影响区-40℃下的冲击韧性≥95J。
7.一种如权利要求1-6中任意一项所述的890MPa级易焊接无缝钢管的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼和连铸；
(2)穿孔、连轧和定径；
(3)对定径后的管子进行在线快速冷却：控制冷却前温度≥Ar3+120℃，对管子的外壁和内壁分别进行冷却，控制外壁冷速为25-40℃/s，内壁冷速为10-20℃/s，控制冷却后温度为550-650℃；
(4)空冷，控制冷速为0.5-2℃/s，直至冷却至室温；
(5)调质热处理；
(6)热定径矫直。
8.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在步骤(1)中，连铸过程中控制钢水过热度低于30℃，并且/或者控制连铸拉速为1.8-2.2m/min。
9.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，将连铸圆坯在1240-1300℃的环形炉内均热，均热时间3-6小时；然后进行穿孔，穿孔温度为1180-1240℃；穿孔后进行连轧，连轧温度为1000℃-1100℃；然后进行定径，定径温度为950℃-1050℃。
10.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，控制重新奥氏体化温度为900-930℃，保温30-60min后淬火冷却，然后在560-630℃范围内回火，保温时间为50-80min。
11.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在步骤(6)中，热定径矫直温度为510-580℃。
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