NO157371B - Fremgangsmaate til fremstilling av roer. - Google Patents
Fremgangsmaate til fremstilling av roer. Download PDFInfo
- Publication number
- NO157371B NO157371B NO821498A NO821498A NO157371B NO 157371 B NO157371 B NO 157371B NO 821498 A NO821498 A NO 821498A NO 821498 A NO821498 A NO 821498A NO 157371 B NO157371 B NO 157371B
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- range
- temperature
- pipe
- heat treatment
- yield strength
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 54
- 230000008569 process Effects 0.000 claims abstract description 35
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 24
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 24
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 19
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 claims abstract description 18
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 15
- 230000007547 defect Effects 0.000 claims abstract description 10
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 37
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 11
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 claims description 10
- 230000001976 improved effect Effects 0.000 claims description 8
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 3
- 238000007670 refining Methods 0.000 claims description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 2
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 claims 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 claims 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims 1
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 6
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 5
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 abstract description 3
- 229930195733 hydrocarbon Natural products 0.000 abstract description 3
- 150000002430 hydrocarbons Chemical class 0.000 abstract description 3
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 abstract 1
- XZPVPNZTYPUODG-UHFFFAOYSA-M sodium;chloride;dihydrate Chemical compound O.O.[Na+].[Cl-] XZPVPNZTYPUODG-UHFFFAOYSA-M 0.000 abstract 1
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 11
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 9
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 7
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 6
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 5
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 4
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000010891 electric arc Methods 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 3
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 3
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 3
- 208000010392 Bone Fractures Diseases 0.000 description 2
- 206010017076 Fracture Diseases 0.000 description 2
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 2
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 2
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 2
- 239000007921 spray Substances 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 229910001350 4130 steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 208000013201 Stress fracture Diseases 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000033228 biological regulation Effects 0.000 description 1
- 238000010622 cold drawing Methods 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000001143 conditioned effect Effects 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 230000007812 deficiency Effects 0.000 description 1
- 230000008030 elimination Effects 0.000 description 1
- 238000003379 elimination reaction Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- 230000001788 irregular Effects 0.000 description 1
- 238000009533 lab test Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 239000003129 oil well Substances 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003208 petroleum Substances 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000010561 standard procedure Methods 0.000 description 1
- 238000007655 standard test method Methods 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)
- Compounds Of Unknown Constitution (AREA)
- Fats And Perfumes (AREA)
- Processing And Handling Of Plastics And Other Materials For Molding In General (AREA)
- Shaping Of Tube Ends By Bending Or Straightening (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Pens And Brushes (AREA)
- Extrusion Moulding Of Plastics Or The Like (AREA)
Description
Oppfinnelsen vedrører en fremgangsmåte for fremstilling av høykvalitetsrør for dype olje- og gassbrønner. Slike rør, vanligvis kjent som "Oil Country Tubular Goods" (OCTG), brukes i brønner med en dybde på 4572 - 10668 m og kan være utsatt for høye trykk, store temperaturområder og/eller korrosive omgivelser, innbefattende hydrogensylfid, karbondioksyd og saltholdig vann sammen med hydrokarboner som bestanddeler.
I de senere år er det blitt utført arbeide for å utvikle Brønnrør med høyere styrke og bedre motstand mot feil under alvorlige belastninger og korrosive omgivelser. Dette arbeide blir nødvendiggjort på grunn av behovet for rørele-
menter som er egnet for bruk i dype brønner i området 4 572 - 10668 m, hvor trykk og temperaturer kan overskride 1054 kg/cm<2>
og 120°C. I tillegg kan rørene være utsatt for høykorrosive atmosfærer som inneholder store mengder hydrogensulfid (f^S), karbondioksyd (C021» saltholdig vann og/eller lignende hydrokarboner. Rør som er utsatt for disse betingelser kan svikte i løpet av timer på, grunn av sulfidspenningsrissdann-
else.
Sulfidspenningsrissdannelsesegenskapene for stål-
rør kan påvirkes av mange faktorer, innbefattende stålets kjemiske sammensetning, egenskapen og mengdene av legerings-elementer, mikrostrukturen for stål, den mekaniske behand-
ling av stålet og egenskapen til varmebehandlingen som blir benyttet.
I de senere år er mange forsøk blitt gjort på å overvinne sulfidspenningsbristdannelsesproblemet i karbon-
stål, men før foreliggende oppfinnelse har det ikke fremkom-
met noen fullt ut tilfredsstillende løsning.
De følgende patenter illustrerer den gjeldende teknikkens stand.
En fremgangsmåte for fremstilling a<y> sømløse rør
ved bruk av den såkalte "Pilger"-prosess etterfulgt av gjen-oppvarming til smitemperatur (fortrinnsvis i nærheten av 1150°Ci og deretter sluttbehandling i et verk for rørvalsing
over dor, rørglatteverk og kalibreringsyerk er vist i US patent nr. 1971829.
US patentene nr. 1993842, 2275801 og 2361318 beskriver foringsrør hvor sammenfallingsmotstanden økes ved å utsette foringsrøret for kold radiell kompresjon opp til 2 % eller noe større.
US patent nr. 2184624 beskriver en varmebehandling over det øvre kritiske punkt etterfulgt av langsom kjøling før koldtrekking for å forbedre maskineringskvaliteten til et rør.
US patent nr. 2293938 foreslår en kombinasjon av koldbearbeidelse av et varmvalset rør i området på 5 - 10 % etterfulgt av en varmebehandling under det nedre kritiske punkt for å øke sammenfallingsmotstanden og opprettholde duktiliteten.
En annen metode for forbedring av egenskapene, såsom sammenfallingsmotstanden, er vist i US patent nr. 2402383, som beskriver kalibreringen av et foringsrør utformet ca. 3 - 10 % over størrelsen mens ;det befinner seg ved en temperatur noe under den nedre kritiske temperatur i området 343°C - 538°C.
US patent nr. 2825669 forsøker å overvinne sulfid-spenningskorrosjonssprekkdannelsen i en sammensetning med lavt karboninnhold (mindre enn 0,20C) ved tilsetting av krom og aluminium og varmebehandling i området som ligger mellom Ac-^ og Ac-j etterfulgt av en austenitiserende varmebehandling og en glødning. US patent nr. 2825669 beskriver også at hvis karboninnholdet er for høyt (f. eks. over 0,20C), blir motstanden mot spenningskorrosjonssprekkdannelse redusert.
En annen tilnærming til spenningskorrosjonsproble-met i lavkarbonholdig stål (0,10 - 0,25CL ved varmebehandling er beskreyet i US patent nr. 2895861. I dette patent blir stålet austenitisert i ca. en time etterfulgt av luft-kjøling. Deretter blir stålet anløpt over Ac^-punktet i ca. en time.
US patent nr. 3655465 Beskriver en totrinns varmebehandling for oljebrønnforingsrør innbefattende en inter-kritigk varmebehandling for å tilveiebringe ikke mer enn 50 % av et austenitisk dekomposisjonsprodukt ved kjøling. Deretter blir produktet anløpt under det nedre kritiske punkt.
US' patent nr. 3992231 viser ytterligere en tilnærming til problemet med å overvinne sulfidspenningsbristdannelse i SAE 4lXX-stål. "Ved denne prosess blir stålet austenitisert, bråkjølt og deretter anløpt^spenningsbehandlet ved en temperatur under overføringstemperaturen ved bråkjøling av den indre flate til det oppvarmede rør.
US patent nr. 4 032368 beskriver en prosess for reduksjon av tiden og energien som kreves for utøvelse av en interkritisk glødning for hypoeutektisk stål.
I US patent nr. 4040872 er det beskrevet en metode for å styrke et hypoeutektisk stål. Dette omfatter hurtig oppvarming av stålet i det austenitiske område (732 - 1093°C), bråkjøling av dette og så utøve i det vesentlige en kold be-arbeidelse under den nedre kritiske temperatur.
Til slutt er det i US patent nr. 4226645 foreslått et brønnforingsrør med forbedret hydrogensulfidspenningsbrist-dannelsesmotstand. Dette patent beskriver et rør som er utformet av et aluminiumtettet stål som inneholder regulerte mengder av molybden, vanadium og krom, som er varmebehandlet yed austenitisering i området fra 843°C - 927°C, bråkjøling og så anløping ved 648°C - 760°C for å tilveiebringe en maksimal hårdhet på 35 Rockwell C.
Spesifikasjoner for dypbrønnsrør er blitt fremlagt av "American Petroleum Institute" og forskjellige brukere. Slike spesifikasjoner beskriver rørkvaliteter med konvensjonelle flytegrenser på f. eks. 5624, 6327, 6678,5, 7733, 8787,5 i og 9842 kg/cm 2• En typisk kjemisk sammensetning for modifisert 41XX-stål for en 6327 kg/cm 2 kvalitet,som kan benyttes ved gjennomføring av oppfinnelsen er angitt i tabell I:
Stål er fullstendig tettet og har en kornstørrelse
på ASTM 5 eller finere. Spesifikasjonen sørger for en innside-utside-bråkjøling etterfulgt av en austenitisk be-handling for å resultere i et minst 90 prosentig martensitt i den bråkjølte tilstand. Etter anløping blir slutthårdhe-
ten spesifisert i området 18 - 25 Rockwell C. Eventuelle flateeffekter, såsom inneslutninger, overlappinger, sømmer, dråper eller blærehull, må fjernes ved sliping eller maskiner-ing for å gi en minimum veggtykkelse på minst 87,5 % av den nominelle veggtykkelse.
Foreliggende oppfinnelse skriver seg fra søke-
rens forsøk på å tilveiebringe et rør med forbedret motstand mot sulfidspenningsbristdannelse, med høy seighet, høy sam-menbrudds tyr ke og som vil imøtekomme eller overskride ovenfor nevnte spesifikasjoner for en minimum konvensjonell flytegrense på 6327 kg/cm 2 såvel som andre kvaliteter på lignende rør, slik som de som har minimum konvensjonelle flytegrenser på
5624, 6678,5, 7733, 8787,5 og 9842 kg/cm<2>.
Et modifisert AIST 4130-stål med den sammenset-
ning som er vist i tabell IT er foretrukket for gjennomføring av oppfinnelsen.
Ut ifra ovenstående er det i samsvar med oppfinnelsen tilveiebragt en fremgangsmåte for fremstilling av høy-kvalitetsrør av den art som flBmgår av det etterfølgende selv-stendige krav. Ytterligere trekk ved oppfinnelsen fremgår av de uselvstendige krav.
Stålet som benyttes ved foreliggende prosess er fortrinnsvis raffinert i en elektrisk bueovn ved bruk av en dobbelt slaggprosess og kontinuerlig støping til grovemner eller finemner. Stålet er fremstilt fortrinnsvis rørformet ved å dore opp og ekstrudere grovemnet eller finemnet for dannelse av et tykkvegget ekstrudert rør hvis tverrsnittsflate, som angitt,
er i området 10 - 50% over størrelsen for det ferdige rør. Etter ekstruderingstrinnet og den interkritiske varmebehandling ved hvilken kornstørrelsen til materialet raffineres, har det tykkveggede ekstruderte rør ytre defekter som fjernes derfra, fortrinnsvis ved kontursliping, hvoretter det kalibreres ved i det vesentlige koldbearbeidelse. Den andre interkritiske varmebehandling blir så tilveiebragt, slik det vil bli forklart mer detaljert nedenfor, etterfulgt av ferdigbehandling av røret som således er dannet ved bråkjøling og anløpsbehandling. Fortrinnsvis er bråkjølingen av innside- utsidetypen, særlig hvor tykkveggede foringsrør er involvert.
Det ferdige rør ifølge foreliggende oppfinnelse er i praksis defektfritt, lett inspiserbart og kjennetegnet ved forbedret hullingsdiameter. Det har en nøyaktig regulert konvensjonell flytegrense med et tilsvarende smalt område av hårdhet. Mikrostrukturen er kjennetegnet ved et fint korn som er i det vesentlige anløpt martensitt, mens egenskapene er kjennetegnet ved en forbedret motstand mot sulfidspenningsbristdannelse, høy seighet og høy sammenbruddsstyrke. Materialene som kan benyttes for fremstilling av rør med de foranstående egenskaper er mer spesielt beskrevet i "Nace Standard MR-01-75", publisert av "the National Association of Corrosion Engineers", 1980.
Som vist i tabellene I og II foran har søkeren benyttet relativt smale områder av kjemisk sammensetning for høy-kvalitetsrørene for kritiske oljelandanvendelser. Denne sammensetning er valgt slik for å minimalisere legeringssegregering mens det gir utmerket herdbarhet og seighet. For å oppnå en høy grad av renhet, er det foretrukket å raffinere stålsammensetningen i en elektrisk bueovn ved bruk av en dobbelt slaggteknikk.
En slik prosess er i stand til å frembringe nøyaktig regulerte varmemengder innenfor de ønskede kjemiske områder.
Selv om raffineringsteknikken er hensiktsmessig i
å oppnå renhet, er det foretrukket å støpe det ferdige pro-
dukt ved en kontinuerlig støpeprosess i steden for en blokk-støpeprosess, da de sterkere regulerte kjølehastigheter som er forbundet med kontinuerlig støping hemmer segregering i grovemnet eller finemnet.
Det er blitt anført ovenfor at en fin kornstruktur
er ønskelig i det ferdige rør. Dette kan lettere bli oppnådd hvis det ved hvert trinn i prosessen tas i betraktning den effekt det spesielle prosesstrinn har på kornstørrelsen og andre egenskaper. Da søkeren benytter en ekstruderingspro-
sess for å preparere det ekstruderte skall, er oppdorings-
trinnet det første punkt ved hvilket raffineringen av den støpte kornstruktur kan begynne og en maksimal konsentrisitet av innsiden og utsiden av de ferdige rørvegger kan bevirkes.
For å forbedre konsentrisiteten, foretrekkes å maskinere grovemnene eller finemnene for å tilveiebringe envvirkélig sylindrisk ytre flate som er fri for glødeskall og så bore en konsentrisk indre diameter. Ved tilveiebringelsen av en konsentrisk innside og utside, kan grovemnene eller finemnene hvis ønsket bli smidd for å ekspandere den indre diameter før ekstrudering. Alternativt kan grovemnet eller finemnet bli stukesmidd, boret eller kjerneboret i stedet for oppdoret. Slik smiing gir en første raffinering av den støpte kornstruktur.
Søkeren tilveiebringer rørformen, fortrinnsvis en ekstrudering eller lignende prosess, selv om en rotasjonsopp-doring eller sveiseprosess også kan benyttes. Under varm-formingsprosessene gjennomføres betydelig smiing eller bear-beidelse med en tilsvarende raffinering av kornstrukturen ved ødeleggelse av den opprinnelig støpte kornstruktur. Ekstru-deringsprosessen har imidlertid en særlig fordel ved foreliggende oppfinnelse. Overflatedefekter som kan være til stede i støpegrovemnet eller finemnet eller, som kan innføres under behandlingen, vil fremkomme som langstrakt aksialplasserte
i
defekter på flaten til det ekstruderte skall. På. grunn av at defektene er plassert aksielt i stedet for skruelinjeformet på overflaten til det ekstruderte skall (slik det vil opptre
ved en roterende oppdoringsprosessl, kan de lettere fjernes
i ved rundsliping.
Etter ekstruderingen gjennomføres en interkritisk varmebehandling etterfulgt av defektfjerning. For stålsammen-setninger som inneholder ca. 0,30 % C, er den nedre kritiske
temperatur (Ac^I ca. 746°C, mens den øvre kritiske temperatur ) (Ac3l er ca« 815 C. Under Ac^-punktet omfatter sammensetningen perlitt og ferritt, mens det mellom Ac^- og Ac^-punktene i sammensetningen vil være austenitt og ferritt. Over Ac^-punktet er sammensetningen helt austenitisk. Innenfor det
interkritiske område vil forholdet mellom ferritt og auste-
5 nitt avhenge av temperaturen under likevektsbetingelser:
nær 815°C (for et stål som inneholder 0,30 % C) er sammensetningen tilnærmet helt austenitisk med bare små mengder ferritt. På den annen side ved 746°C vil sammensetningen inneholde ferritt som hovedkomponent. Således vil temperaturen ved hvilken den interkritiske varmebehandling gjennom-føres bestemme forholdet mellom ferritt og austenitt. På den annen side er tiden for varmebehandling ikke vesentlig så lenge det tillates tilstrekkelig tid for det ekstruderte skall til å oppnå en jevn temperatur for å nærme seg likevektsbetingelser. Interkritisk varmebehandlingstid i området 15 minutter til en time anses for riktig for et ekstrudert skall med en veggtykkelse i området 1,27 - 2,54 cm.
Søkeren har funnet at den interkritiske varmebehandling bør gjennomføres ved et punkt fortrinnsvis like under Ac-j-punktet, dvs. ved ca. 801°C, for stål med et karboninnhold på ca. Q,30 %. Ved denne temperatur vil kornstrukturen ha en tendens til å rekrystallisere som relativt små korn. Etter en interkritisk varmebehandling kan kjøling gjennomføres på hvilket som helst egnet måte, da kjølingen ikke er kritisk.
Ifølge et ytterligere trekk ved oppfinnelsen blir det ekstruderte skall som først er ekstrudert til å være 10 - 4 0 % oyer sin størrelse, koldbearbeidet til den ønskede størrelse. Denne koldbearbeidelse kan gjennomføres ved Pilger-valsing, valsing, senkesmiing eller trekking, selv om koldbearbeidelse over en dor er foretrukket. Hvor den etter-følgende koldbearbeidelse er i overkant av 10 %, vil en vesentlig grad av kornstørrelseraffinering etter varmebehandling kunne opptre, fortrinnsvis ligger koldbearbeidelsen under dette trinn av prosessen i størrelsesorden 20 %, slik at en vesentlig grad av kornstørrelseraffinering kan gjennom-føres. Dette resulterer i øket seighet og forbedret sulfid-spenningsbristdannelsesmotstand, egenskaper som er vesentlige ved brønnrør for dype brønner og høye trykk.
Koldbearbeidelsen til riktig størrelse etter fjerning av overflatedefekter ved sliping gir en annen forbedret effekt. Spesielt hvor koldbearbeidelsen gjennomføres over en dor, har prosessen tendens til å stryke ut eller glatte ut den konturslipte flate for å redusere gjennomsnittsdybden til slipeområdet. Hvor koldbearbeidelse til ca. 20 % gjennomfø-res, vil opprinnelig slipte områder så dypt som 30 % av veggtykkelsen kunne reduseres til mindre enn 5 % av den nominelle veggtykkelse. Dette har en ekstra fordel i at det ut fra en bruddmekanismeanalyse oppnås at seighetskravet for produktet reduseres når defektdybden reduseres.
Det skal bemerkes at hvor en dor er inntatt i kold-bearbeidelsesprosessen, vil overflateuregelmessigheter på den; indre flate av røret ha en tendens til å bli glattet ut såvel som de på den ytre flate. I tillegg vil koldbearbeidelsen over en dorprosess tillate en nærmere kontroll av innside-og utsidediametrene for rørene og rundheten til rørene. Disse egenskaper er innbyrdes forbundet og forbedrer kvaliteten for rørene i flere henseender.
for det første vil reduksjonen i <y>eggtykkelsesva-riasjon som skriver seg fra elimineringen av reduksjon av k<p>nturslipeområder øke sammenbruddsstyrken for rørene. For det andre vil en forbedret regulering av veggtykkelsen, rundheten og konsentrisiteten (som skriver seg fra redusert defektdybdel tillate at rørene kan fremstilles nærmere tole-ransegrensene for innside'- og utsidediametrene og derved øke hullingsdiameteren for rørene. APl-hull±ng er definert som: Nominell OD - 2t - størrelsestoleranse, hvor OD = ytre diameter ©g-t = veggtykkelse.
Etter koldbearbeidelsen til dimensjoneringstrinnet, som fortrinnsvis gjennomføres ved koldbearbeidelse over en dor, følger en andre interkritisk varmebehandling, hvor det dimensjonerte rør igjen bringes til en temperatur mellom Ac^ og Ac^• Ved dette tidspunkt er kornstrukturen blitt vesentlig ødelagt på grunn av koldbearbeidelsen og inneholder tøy-ninger generelt langs slipplanene for hvert korn. Under den interkritiske varmebehandling vil en rekrystallisasjon opptre fra et øket antall kjernesteder som dannes av koldbearbeid-elsesprosessen og derved ytterligere raffinerer strukturen. På grunn av den relativt lave interkritiske temperatur, vil kornveksten bli hemmet. Tiden for varmebehandlingen er ikke kritisk, forutsatt at tilstrekkelig tid benyttes for fullstendig rekrystallisasjon. For rør med veggtykkelse i området fra 1,27 - 2,54 cm vil tider i området 5 minutter til en time ved den ønskede temperatur være hensiktsmessig.
Som anført ovenfor blir bråkjøling og anløpings-trinn gjennomført som sluttbehandlingstrinn. Fortrinnsvis blir det interkritisk varmebehandlede rør temperaturutjevnet ved en temperatur i størrelsesorden 898 - 926°C for den mini-mumstid som kreves for å sikre en fullstendig austenitisering. Dette på sin side minimaliserer kornveksten. Hvor veggtykkelsen for røret er mer enn 1,27 cm, er det foretrukket å benytte en innside-utside-<y>annbråkjøling for å sikre at det oppnås en i det vesentlige fullstendig overføring av austenitt til martensitt. Fortrinnsvis vil temperaturen for røret etter bråkjøling holdes på et maksimum av 93°C.
Etter bråkjøling blir røret varmebehandlet til en anløpt martensittstruktur ved en temperatur under Ac^ for å tilveiebringe den krevede konvensjonelle flytegrense og hårdhet. For konvensjonelle flytegrenser mellom 5624 og 9842 kg/cm 2 vil anløpstemperaturen generelt ligge i området fra 593 - 732°C.
Som det vil være klart for fagmannen, kan det være hensiktsmessig å rette røret ved en eller flere punkter i prosessen. En retting kan gjennomføres ved prosesser, såsom den velkjente rotasjonsrettingsprosess.
for nærmere å beskrive egenskapene til foreliggende oppfinnelse, er det gitt de følgende eksempler. Det skal imidlertid forstås at disse Bare utgjør eksempler og således ikke utgjør noen Begrensning av oppfinnelsen. I de følgende eksempler og i beskrivelsen er materialmengde uttrykt som vektdeler hvis ikke annet er angitt.
Eksempler 1 og 2
( Charge 63910 og 73355)
Foringsrør Ble fremstilt i området mellom 6327 og 7381,5 kg/cm <2>konvensjonell flytegrense med en minimum konvensjonell flytegrensekvalitet på 6327 kg/cm<2> ved bruk av to spesielle fremstillingsprosesser:
1) Ekstrudering, bråkjøling og anløpingsvarmebehandling.
2) Ekstrudering (normalisering), interkritisk varmebehandling - trekking over dor - interkritisk varmebehandling, bråkjøling og anløpingsvarmebehandling.
Den første av disse prosesser svarer til en stand-ardmetode for fremstilling av denne kvalitet av foringsrør, hvor et varmformet rør blir varmebehandlet til riktig styrke-kvalitet. Den andre prosess innbefatter søkerens interkritiske varmebehandling og koldbearbeidihgstfiiinene.: som er beskrevet her, men er ellers identisk som beskrevet nedenfor. Rørprøver fra hver av disse prosesser ble prøvet i henhold til NACE TM-01-77 standard testmetoden for karakterisering ay deres motstand mot feil på grunn ay sulfidspenningsbristdannelse .
Charger med kjemisk innhold som vist på tabell
III ble fremstilt i en elektrisk bueovn ved bruk ay en dobbelt slaggprosess og kontinuerlig støping til 31,67 cm modifi-serte firkantgrovemner for oppdoring og ekstrudering.
Grovemnene ble doret opp og deretter ekstrudert til en diameter på 19,8 cm i to tilfeller. Først for å vur-dere effektiviteten for martensittomdanning ved bråkjøling, ble foringsrøret ekstrudert for en nominell ytre diameter på 19,37 cm med en veggtykkelse på 1,27 og 3,048 cm. Disse for-ingsrør ble austenitisert i ca. 45 minutter ved 913°C og deretter bråkjølt med vann på innsiden og utsiden til 93°C maksimum. Foringsrørene ble anløpt ved ca. 676°C og 704°C i ca. en time for dannelsen av kvaliteten for konvensjonell flytegrense, som er vist i tabell IV. De anløpte foringsrør ble kjølt med en vannsprut. Tabell IV viser også resultatene av sulfidspenningsbristdannelsesprøver som ble utført på disse rør...
Deretter ble rørene ekstrudert med 19,37 cm ytre
diameter og 1,808 cm veggtykkelse fra grovemner fra de samme to charger som tidligere var benyttet. De ekstruderte skall ble utsatt for en interkritisk varmebehandling på 801°C i ca. 20 minutter med langsom kjøling gjennom overføringsområdet, etterfulgt av rundsliping av riper på den ytre diameter etc. De ekstruderte og kondisjonerte skall ble trukket over en dor for dannelse av et rør med ytre diameter på 17,78 cm med en veggtykkelse på 1,59 cm. Slik trekking utgjorde en reduksjon i flaten på ca. 20 %. Deretter ble en andre interkritisk varmebehandling gjennomført ved 801°C i 20 minutter og langsomt avkjølt gjennom overføringsområdet.
Disse foringsrør ble austenitisert i ca. 45 minutter ved 912°C og deretter bråkjølt med vann på innsiden og utsiden til maksimalt 93°C. De austenitiserte og bråkjølte foringsrør ble anløpt ved ca. 696°C i 45 minutter og kjølt med en vannsprut.
Den konvensjonelle flytegrense som ble oppnådd er bestemt av temperaturen som ble benyttet i anløpingstrinnet etterfulgt av bråkjølingen, og forholdet mellom temperatur og konvensjonell flytegrense er anført i tabellform nedenfor.
Tabell V viser resultatene av rørene 35 og 41 fra denne prøvebehandlingskjøring. Disse rør ble valgt fordi røret 41 hadde mottatt en 926°C normaliseringsbehandling like før den første interkritiske varmebehandling, mens røret 35 ikke fikk noen normaliseringsbehandling.
En sammenligning av sulfidspenningsbristdannelses-restultatene for rørene fremstilt av den konvensjonelle og den nye metode med alle andre betingelser styrt så nær identisk som mulig kan bli gjort ved bruk av de data som er vist i tabelllene TV og V. Tabell IV for den vanlige prosess viser en terkselspenning (ingen feil i 720 timers eksponerings-tid! for de to charger og veggtykkelser ved en utøvet spenning på 5624 og 5975 kg/cm 2. Tabell V viser en klar forbedring i terskelspenningen til 5975 ■<- 6327 kg/cm 2. I begge tabeller er det anført en uregelmessig feil ved 5272 kg/cm 2. Da tiden for feil vanligvis blir mindre ved høyere belastninger, vil en undersøkelse av den totale datatendens indikere at en eksperimentell feil er sannsynlig for disse to prøver. I denne akselererte laBoratorieprøve er en vanlig godtatt passeringsterkselspenning 75 % av spesifisert minimum konvensjonell flytegrense eller 4745 kg/cm 2for denne kvalitet. Selv om Begge prosesser vil bli betraktet som å passere disse krav, vil økningen i terkslespenning for den nye prosess bli betraktet vesentlig, da en gjennomføring av prøver ved 6327 kg/cm 2 utøvet spenning ikke er vanlig. Ingen vesentlig forskjell er notert mellom rør 41 fra den nye prosess beskrevet her, og rør 3 5 som fikk et ekstra normaliseringstrinn før den første interkritiske varmebehandling. Forbedringen i motstand mot sulfidspenningsbristdannelsen som er vist av dataen i tabellene IV og V synes å være resultatet av den interkritiske varmebehandling og koldbearbeidelsestrinnet som ble benyttet. Tilsvarende forbedring vil kunne ventes for den nye prosess overfor vanlige prosesser for kommensurabelt høyere styrkekvaliteter som benyttes i mindre alvorlige an-yendelsestilfeller (f. eks. høyere temperatur eller lavere hydrogensulf idkonsentras jon)..
Claims (12)
1.
Fremgangsmåte for fremstilling av høykvalitetsrør med a) minimum konvensjonelle flytegrenser i område fra 5624 - 9842 kg/cm<2>, og b) forbedret sulfidspenningsbristdannelses-motstand, hvor det tilveiebringes et tettet stål, som omfatter i vektmengde 0,20 - 0,35$ karbon, 0,35 - 0,90$ mangan, 0,80 - 1 , 5056 krom, 0,15 - 0,7556 molybden, 0, 25% maksimalt av nikkel, 0,3556 maksimalt av kopper, 0 , 0456 maksimalt av fosfor, 0 , 0456 maksimalt av svovel, 0 , 3556 maksimalt av silisium og balansen Jern, unntatt normale stål fremsti 11ingsurenheter, karakterisert ved at stålet formes til rørform av et finemne eller ekstruderingsemne, hvor tverrsnittsarealet for rørformen ligger i området 10 - 4056 større enn tverrsnittsarealet for det ferdige rør, at rørformen utsettes for en første interkritisk varmebehandling ved en temperatur i området mellom ÅC1 og AC3 og raffineringen av kornstrukturen, fjerning av overflatedefekter, ferdigpressing av den varmebehandlede rørform ved koldbearbeidelse til endelige rørdimensjoner, at det ferdigpressede rør utsettes for en andre interkritisk varmebehandling ved en temperatur i området mellom AC1 og AC3 for rekrystallisering og raffinering av kornstrukturen, og at det ferdige rør utsettes for austenitisering, bråkjøling og anløping for å skape en hovedsakelig anløpt martensitisk struktur med en minimum konvensjonell flytegrense i området fra"5624 - 9842 kg/cm<2>.
2.
Fremgangsmåte ifølge krav 1,karakterisert ved at den første interkritiske varmebehandling gjennom-føres ved å holde den slipte rørform ved nevnte temperatur i området mellom AC1- og AC3-temperaturene i en periode mellom 15 min. og en time.
3.
Fremgangsmåte ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at den<1> andre interkritiske varmebehandling gjennomføres ved å holde det ferdigpressede rør ved nevnte
i
temperatur i området mellom AC1- og AC3-temperaturene i en periode mellom 15 min. og en time.
4.
Fremgangsmåte ifølge krav 2 eller 3, karakter is e r t v e d at bråkjølingen omfatter en innside-utside-vannbråkjøling fra en temperatur i austenitiseringsomcådet på 898°C - 926"C til en temperatur i området fra 37,7 - 93°C.
i
5.
Fremgangsmåte ifølge krav 2 eller 3, karakter is e r t ved at det ferdigpressede rør etter bråkjøling anløpes ved en temperatur i området fra 676°C - 732°C for dannelsen av en konvensjonell flytegrensekvalitet mellom 5624 og 6678 kg/cm<2>.
Fremgangsmåte ifølge,krav 2 eller 3, karakterisert ved at det i ferdigpressede rør etter bråkjølIngen anløpes ved en temperatur i området 676°C - 718°C for å tilveiebringe en konvensjonell f lytegrensekvalitet på 6327-7281 kg/cm<2>.
i
7.
Fremgangsmåte ifølge' krav 2 eller 3, karakterisert ved at det ferdigpressede rør anløpes ved en
i
temperatur i området 662° C - 704° C for dannelsen av en konvensjonell flytegrensekvalitet på 6678 - 7733 kg/cm<2>.
i
8.
Fremgangsmåte ifølge krav 2 eller 3, karakterisert ved at Idet ferdigpressede rør anløpes ved en temperatur i området 648°C - 690°C for dannelsen av en konvensjonell flytegrensekvalitet mellom 7733 og 8787 kg/cm<2>.
9.
Fremgangsmåte ifølge krav 2 eller 3, karakterisert ved at det ferdigpressede rør anløpes ved en temperatur i området fra 621°C - 676°C for dannelsen av en konvensjonell flytegrensekvalitet mellom 8787 og 9842 kg/cm<2>.
10.
Fremgangsmåte Ifølge krav 2 eller 3, karakterisert ved at det ferdigpressede rør anløpes ved en temperatur i området fra 593° C - 648° C for dannelsen av en konvensjonell f ly tegrensekval itet mellom 9842 og 10896 kg/cm<2>.
11.
Fremgangsmåte ifølge ett eller flere av de foranstående krav, karakterisert ved at den første interkritiske varmebehandling er ved en temperatur i området mellom 746°C og 815°C i en periode på 15 min. til en time og at den andre interkritiske varmebehandling for rekrystallisasjon og raffinering av kornstrukturen også er i området fra 746°C til 815°C i en periode mellom 15 min. og en time.
12.
Fremgangsmåte ifølge ett eller flere av kravene 1-3, eller 5-11,karakterisert ved at røret austen-itiseres ved en temperatur i området fra 898° C - 926° C i en time også bråkjøles til en temperatur i området mellom 37,7°C og 93°C.
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| US06/261,919 US4354882A (en) | 1981-05-08 | 1981-05-08 | High performance tubulars for critical oil country applications and process for their preparation |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO821498L NO821498L (no) | 1982-11-09 |
| NO157371B true NO157371B (no) | 1987-11-30 |
| NO157371C NO157371C (no) | 1988-03-09 |
Family
ID=22995457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO821498A NO157371C (no) | 1981-05-08 | 1982-05-06 | Fremgangsmaate til fremstilling av roer. |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4354882A (no) |
| EP (1) | EP0064730B1 (no) |
| JP (1) | JPS57207113A (no) |
| KR (1) | KR860002139B1 (no) |
| AT (1) | ATE18439T1 (no) |
| AU (1) | AU539144B2 (no) |
| BR (1) | BR8202630A (no) |
| CA (1) | CA1197761A (no) |
| DE (1) | DE3269575D1 (no) |
| ES (1) | ES8306187A1 (no) |
| NO (1) | NO157371C (no) |
| SU (1) | SU1342426A3 (no) |
| ZA (1) | ZA823134B (no) |
Families Citing this family (39)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4394189A (en) * | 1981-05-08 | 1983-07-19 | Lone Star Steel Company | High performance tubulars for critical oil country applications and improved process for their preparation |
| FR2525503B1 (no) * | 1982-04-22 | 1984-07-13 | Ugine Aciers | |
| SE452028B (sv) * | 1982-04-30 | 1987-11-09 | Skf Steel Eng Ab | Anvendning av ror framstellda av kolstal eller laglegerat stal i sur, svavelvetehaltig miljo |
| SE451602B (sv) * | 1982-08-18 | 1987-10-19 | Skf Steel Eng Ab | Anvendning av stang framstelld av kolstal eller laglegerat stal i sur, svavelvetehaltig miljo |
| US4578113A (en) * | 1983-05-19 | 1986-03-25 | Union Carbide Corporation | High strength steel |
| US4461657A (en) * | 1983-05-19 | 1984-07-24 | Union Carbide Corporation | High strength steel and gas storage cylinder manufactured thereof |
| DE3415590A1 (de) * | 1984-04-24 | 1985-10-31 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verwendung eines stahls in schwefelwasserstoffhaltigen medien |
| JPH0613745B2 (ja) * | 1984-12-01 | 1994-02-23 | 愛知製鋼株式会社 | 高靭性低合金鋼の製造方法 |
| DE3445371A1 (de) * | 1984-12-10 | 1986-06-12 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum herstellen von rohren fuer die erdoel- und erdgasindustrie und von bohrgestaengeeinheiten |
| JPS6254021A (ja) * | 1985-05-23 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度継目無鋼管の製造方法 |
| US4992239A (en) * | 1988-12-29 | 1991-02-12 | National Forge Company | Khare steel |
| DE4019118C1 (no) * | 1990-06-12 | 1991-04-18 | Mannesmann Ag, 4000 Duesseldorf, De | |
| FR2679924B1 (fr) * | 1991-07-30 | 1993-12-10 | Ascometal | Procede de fabrication d'un tube en acier a paroi mince, acier pour la realisation de ce tube et tube pour cadre de cycle obtenu. |
| US5702543A (en) * | 1992-12-21 | 1997-12-30 | Palumbo; Gino | Thermomechanical processing of metallic materials |
| US6012744A (en) * | 1998-05-01 | 2000-01-11 | Grant Prideco, Inc. | Heavy weight drill pipe |
| GB0005740D0 (en) | 2000-03-10 | 2000-05-03 | Downhole Products Plc | Centraliser |
| JP4019772B2 (ja) * | 2002-04-18 | 2007-12-12 | 住友金属工業株式会社 | 継目無管の製造方法 |
| US20050087269A1 (en) * | 2003-10-22 | 2005-04-28 | Merwin Matthew J. | Method for producing line pipe |
| CN101506392B (zh) * | 2006-06-29 | 2011-01-26 | 特纳瑞斯连接股份公司 | 用于液压缸的在低温下具有增强各向同性刚度的无缝精密钢管及其制造工序 |
| EA013145B1 (ru) * | 2007-03-30 | 2010-02-26 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | Трубы нефтяного сортамента для развальцовки в скважине и способ их производства |
| EP2325435B2 (en) | 2009-11-24 | 2020-09-30 | Tenaris Connections B.V. | Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures |
| 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 |
| CN102719752B (zh) * | 2011-03-29 | 2015-03-11 | 鞍钢股份有限公司 | 一种耐硫化氢应力腐蚀性能优良的无缝钢管及其制造方法 |
| 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 |
| BR112015016765A2 (pt) | 2013-01-11 | 2017-07-11 | Tenaris Connections Ltd | conexão de tubos de perfuração, tubo de perfuração correspondente e método para montar tubos de perfuração |
| 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 |
| 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 |
| 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 |
| CN113278890A (zh) | 2013-06-25 | 2021-08-20 | 特纳瑞斯连接有限公司 | 高铬耐热钢 |
| CN104109806B (zh) * | 2014-07-08 | 2016-04-06 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种高压气瓶用钢板及其制备方法 |
| KR102120616B1 (ko) * | 2015-09-17 | 2020-06-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고압 수소 가스 중의 내수소 취화 특성이 우수한 수소용 강 구조물 및 그 제조 방법 |
| DE102016105342A1 (de) * | 2016-03-22 | 2017-09-28 | Benteler Steel/Tube Gmbh | OCTG-Rohrsystem sowie Verfahren zur Herstellung eines OCTG-Rohres |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
| US10434554B2 (en) | 2017-01-17 | 2019-10-08 | Forum Us, Inc. | Method of manufacturing a coiled tubing string |
| MX2019009741A (es) | 2017-02-14 | 2019-10-15 | United States Steel Corp | Proceso de conformado compresivo para mejorar la resistencia al colapso en productos tubulares metalicos. |
| CN114406177A (zh) * | 2021-12-27 | 2022-04-29 | 中航卓越锻造（无锡）有限公司 | 高强高韧型低合金钢阀体锻件的制造工艺 |
| CN115747624A (zh) * | 2022-11-28 | 2023-03-07 | 河南中原特钢装备制造有限公司 | 一种高强高韧长寿命合金结构钢的制造方法 |
Family Cites Families (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA604069A (en) * | 1960-08-23 | G. Bastien Paul | Process for improving stress corrosion cracking resistance of alloyed steel | |
| GB629131A (en) * | 1947-05-05 | 1949-09-13 | Samuel James Everett | Improvements relating to the production of elongated metal tubular parts |
| US2825669A (en) * | 1954-07-13 | 1958-03-04 | Pompey Acieries | Process for producing low alloy steel for oil well tubing and tubing thereof |
| GB791884A (en) * | 1954-07-13 | 1958-03-12 | Pompey Acieries | Improvements in or relating to low alloy steels and articles thereof |
| US2895861A (en) * | 1957-05-28 | 1959-07-21 | Creusot Forges Ateliers | Process for improving stress corrosion cracking resistance of alloyed steel in hydrogen sulphide atmosphere |
| US3655465A (en) * | 1969-03-10 | 1972-04-11 | Int Nickel Co | Heat treatment for alloys particularly steels to be used in sour well service |
| US3992231A (en) * | 1975-05-01 | 1976-11-16 | Amax Inc. | Temper-stressed oil well casing |
| CA1103065A (en) * | 1976-12-20 | 1981-06-16 | George M. Waid | Well casing steel |
| GB2051126B (en) * | 1977-08-04 | 1983-03-16 | Otis Eng Corp | Low alloy steel |
| JPS54119324A (en) * | 1978-03-08 | 1979-09-17 | Kawasaki Steel Co | Production of steel pipe for oil well |
| US4226645A (en) * | 1979-01-08 | 1980-10-07 | Republic Steel Corp. | Steel well casing and method of production |
-
1981
- 1981-05-08 US US06/261,919 patent/US4354882A/en not_active Expired - Fee Related
-
1982
- 1982-05-06 DE DE8282103951T patent/DE3269575D1/de not_active Expired
- 1982-05-06 JP JP57074692A patent/JPS57207113A/ja active Granted
- 1982-05-06 AU AU83456/82A patent/AU539144B2/en not_active Ceased
- 1982-05-06 ES ES511959A patent/ES8306187A1/es not_active Expired
- 1982-05-06 CA CA000402426A patent/CA1197761A/en not_active Expired
- 1982-05-06 NO NO821498A patent/NO157371C/no unknown
- 1982-05-06 BR BR8202630A patent/BR8202630A/pt unknown
- 1982-05-06 AT AT82103951T patent/ATE18439T1/de not_active IP Right Cessation
- 1982-05-06 KR KR8201975A patent/KR860002139B1/ko active
- 1982-05-06 EP EP82103951A patent/EP0064730B1/en not_active Expired
- 1982-05-06 ZA ZA823134A patent/ZA823134B/xx unknown
- 1982-05-07 SU SU823443207A patent/SU1342426A3/ru active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| KR830010207A (ko) | 1983-12-26 |
| NO821498L (no) | 1982-11-09 |
| KR860002139B1 (ko) | 1986-12-11 |
| NO157371C (no) | 1988-03-09 |
| AU539144B2 (en) | 1984-09-13 |
| JPH0335362B2 (no) | 1991-05-28 |
| ES511959A0 (es) | 1983-05-01 |
| US4354882A (en) | 1982-10-19 |
| BR8202630A (pt) | 1983-04-19 |
| SU1342426A3 (ru) | 1987-09-30 |
| EP0064730A2 (en) | 1982-11-17 |
| EP0064730A3 (en) | 1983-02-02 |
| EP0064730B1 (en) | 1986-03-05 |
| ES8306187A1 (es) | 1983-05-01 |
| ZA823134B (en) | 1983-03-30 |
| ATE18439T1 (de) | 1986-03-15 |
| JPS57207113A (en) | 1982-12-18 |
| DE3269575D1 (en) | 1986-04-10 |
| AU8345682A (en) | 1982-11-11 |
| CA1197761A (en) | 1985-12-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO157371B (no) | Fremgangsmaate til fremstilling av roer. | |
| US9340847B2 (en) | Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same | |
| CA2794360C (en) | Seamless steel pipe for line pipe and method for manufacturing the same | |
| EP2530172B1 (en) | Production method for seamless steel pipe used in line pipe, and seamless steel pipe used in line pipe | |
| EP2468904B1 (en) | Method for manufacturing thick-walled seamless steel pipe | |
| MXPA97008775A (en) | Process to produce steel pipe without seams of great strength having excellent resistance to the fissure by tensions by sulf | |
| JP6112267B1 (ja) | 継目無鋼管及びその製造方法 | |
| JP2000313919A (ja) | 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼材の製造方法 | |
| JPH04231414A (ja) | 高耐食性油井管の製造法 | |
| CN101921963A (zh) | Jlg105钢级石油钻杆及其生产工艺 | |
| CN111002000B (zh) | 一种提高谐波减速器柔轮晶粒度的加工方法 | |
| US4394189A (en) | High performance tubulars for critical oil country applications and improved process for their preparation | |
| CN107988548A (zh) | 一种适应低温祼露环境的x80管线钢板及其生产方法 | |
| JP2018035381A (ja) | ステンレス鋼管の製造方法 | |
| Adigamov et al. | Development of rolling procedures for pipes of K55 strength class at the laboratorial mill | |
| EP3330398B1 (en) | Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same | |
| JPH09241746A (ja) | 高強度二相ステンレス鋼管の製造方法 | |
| JPH06184636A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH0545651B2 (no) | ||
| JP2000119749A (ja) | 機械構造用Ｃｒ−Ｍｏ系継目無鋼管の製造方法 | |
| JPS6075523A (ja) | 高強度油井管用継目無鋼管の製造方法 | |
| US4453986A (en) | Tubular high strength low alloy steel for oil and gas wells | |
| JPH07242944A (ja) | 優れた低温靭性を有する耐サワー高強度鋼板の製造方法 | |
| JPS5920423A (ja) | 低温靭性の優れた８０ｋｇｆ／ｍｍ２級継目無鋼管の製造方法 | |
| JP2705284B2 (ja) | 高強度継目無鋼管の製造方法 |