NO340772B1 - Tykt sømløst stålrør for ledningsrør og fremgangsmåte for fremstilling av dette. - Google Patents

Description

Den foreliggende oppfinnelse vedrører et tykkvegget sømløst stålrør for ledningsrør som har utmerket fasthet, seighet og sveisbarhet, og en fremgangsmåte for fremstilling av dette. Det tykkveggede sømløse stålrør betyr et sømløst stålrør som har en veggtykkelse på 25 mm eller mer. Det sømløse stålrør ifølge den foreliggende oppfinnelse er et høyfast tykkvegget sømløst stålrør med høy seighet for ledningsrør som har en fasthet som ikke er mindre enn X70, slik dette er regulert i API (American Petroleum Institute, Amerikanske Petroleums Institutt) standarden, det vil si en fasthet som for X70 (flytegrense på 482 MPa eller mer), X80 (flytegrense på 551 MPa eller mer), X90 (flytegrense på 620 MPa eller mer), X100 (flytegrense på 689 MPa eller mer) og X120 (flytegrense på 827 MPa eller mer), som er særlig egnet til bruk som undersjøiske forbindelsesledninger.

I de senere år har petroleums- og gassressurser i oljefelt som er lokalisert på land eller i grunne havområder gått tørre, og utbygging av offshore oljefelt på dyphavsområder har blitt økende aktivert. I dyphavs oljefelt er det et behov for transport av råolje eller gass fra et hull i en oljebrønn eller gassbrønn som er satt på havbunnen til en plattform på havet ved hjelp av en forbindelsesledning eller et stigerør.

En indre del av et rør som utgjør forbindelsesledningen som er lagt i det dype havet må tåle et høyt innvendig fluidtrykk i tillegg til et dyp-stratumtrykk, og utsettes også for gjentatte påkjenninger av havbølger og påvirkes av sjøvanns-trykket i det dype havet på tidspunktet for nedstenging. Et tykkvegget stålrør med høy fasthet og seighet er derfor ønskelig som det rør som brukes for dette formål.

Et slikt sømløst stålrør med høy fasthet og seighet har blitt fremstilt ved hulling av et finemne som er oppvarmet til en høy temperatur ved hjelp av et rør-valseverk, forming til en rørform av produktet ved valsing og trekking, og deretter gjennomføring av varmebehandling. I de senere år har imidlertid forenkling av fremstillingsprosessen ved anvendelse av varmebehandling i produksjonslinjen blitt undersøkt sett ut fra hensynet til energibesparelse og prosessbesparelse. Særlig har man viet oppmerksomhet til virksom bruk av den varme som innehas av materialet etter at det er varm bearbeidet, og en prosess for gjennomføring av bråkjøling uten avkjøling til romtemperatur én gang på forhånd har blitt innført. I henhold til denne metode kan det oppnås betydelig energibesparelse og økt effek- tivitet i framstillingsprosessen, hvilket muliggjør en betydelig reduksjon i produk-sjonskostnad.

Et stålrør som er fremstilt i in-line varmebehandlingsprosessen ved utføring av bråkjøling direkte etter ferdigvalsing har ikke blitt utsatt for omvandling og omvendt omvandling, siden det i motsetning til før, ikke blir varmet opp på nytt etter én gang avkjøling til romtemperatur og valsing. Kornene er derfor tilbøyelige til å bli grovere og det er ikke enkelt å sørge for seigheten og korrosjonsbestandigheten. Enkelte teknikker er foreslått for å danne fine korn i et ferdigvalset stålrør og sørge for seigheten eller korrosjonsbestandigheten selv om kornene ikke er så fine.

For eksempel det følgende patentdokument 1 (japansk ikke gransket patentpublikasjon 2001-240913) offentliggjør en teknikk for dannelse av fine korn ved justering av ledetiden for å la den gå inn i glødeovnen etter ferdigvalsing. Det føl-gende patentdokument 2 (japansk ikke gransket patentpublikasjon 2000-104117) offentliggjør en teknikk for justering av den kjemiske sammensetning, særlig innholdet av Ti og S, for å tilveiebringe en tilfredsstillende ytelse selv med en relativt stor kornstørrelse. Patentdokument JP 2000-178645 beskriver en fremstillingsprosess for stålmaterialer med en forbedret seighet. Patentsøknad WO 2004/031420 A1 beskriver et sømløst stålrør med en mikrostruktur av bainitt og/eller martensitt. Patentdokument JP 08-104922 beskriver en fremstillingsprosess for et stålrør med god sveisbarhet.

Den teknikk som offentliggjøres i patentdokument 1 kan imidlertid ikke res-pondere på fremstilling av et tykkvegget stålrør med høy fasthet for offshore oljefelt i dypet, hvilket har blitt økende etterspurt i de senere år. For eksempel krever det tykkveggede stålrør en høy ferdigvalsingstemperatur, og det krever svært lang tid for å sørge for en tilsiktet glødeovnstemperatur, og dette reduserer alvorlig pro-duksjonseffektiviteten. Den fremgangsmåte som er beskrevet i patentdokument 2 er også knapt anvendbar på tykkveggede materialer. Siden avkjølingshastigheten i varmebehandlingen i produksjonslinjen er redusert i tilfelle av tykkveggede materialer, blir seigheten dårligere selv om stål av den sammensetning som er offent-liggjort i patentdokument 2 anvendes.

[Patentdokument 1] japansk ikke gransket patentpublikasjon 2001-240913.

[Patentdokument 2] japansk ikke gransket patentpublikasjon 2000-104117.

For å løse de ovennevnte problemer er det hensikten med den foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe et sømløst stålrør for ledningsrør som har høy fasthet og stabil seighet, særlig i et stålrør med en tykk vegg og også en fremgangsmåte for fremstilling av dette.

Midler for løsning av problemene

1. Fundamental undersøkelse og funn

Faktorer som styrer seigheten i et tykkvegget sømløst stålrør ble først ana-lysert. Som et resultat av dette ble den følgende informasjon funnet. (1) Avkjølingsbetingelser i og etter størkning av smeltet stål har sterk innflytelse på seigheten. Siden en lavere avkjølingshastighet forårsaker reduksjon i seighet, må kjølingen utføres ved ikke mindre enn en spesifikk avkjølings-hastighet. (2) En emnevalsingsprosess for oppvarming av en ingot til et høy-temperaturområde for varmbearbeiding har ikke en god innflytelse på seigheten. (3) Den ovennevnte reduksjon i seighet forårsakes av utskillingsformen av Ti-karbonitrid på grunn av avkjølingshastighetene i og etter størkning. For å hindre denne reduksjon i seighet, er det viktig å finutskille Ti-karbonitridet. (4) Utskillingsstyrking forringer balansen mellom fasthet og seighet i tilfelle av materialer med varmebehandling i produksjonslinjen. Selv om det er ufor-delaktig for å oppnå en høy fasthet, er det ønskelig å benytte omvandlingsstyrking og faststoff-løsningsstyrking, uten å benytte utskillingsstyrking, for å oppnå en høy seighet. (5) Det er nødvendig å hindre dannelse av en restaustenitt og en lav-temperaturomvandlet martensitt for å fremskaffe en homogen metallmikrostruktur. (6) Angående den kjemiske sammensetning, er det ønskelig å redusere innholdet av Si, P og S, og å styre innholdet av Nb og V, for ikke å overstige de spesifikke øvre grenser, og også å inkludere en korrekt mengde av Ti, i tillegg til en korrekt mengde av i det minste ett element valgt fra Ca, Mg og REM. Seigheten til tykkveggede materialer vil følgelig bli betydelig forbedret. (7) De funn som er beskrevet i (1) til (6) ovenfor ble oppnådd på anta-gelsen av varmebehandling i produksjonslinjen. Hvis det imidlertid anvendes på et stålrør som utsettes for en varmebehandling utenfor produksjonslinjen, kan en økt seighet oppnås. De ovennevnte funn kan derfor også brukes til å fremstille et høy-fast materiale ved en varmebehandling utenfor produksjonslinjen.

2. Grunnleggende test og resultater

Siden en varmebehandling i produksjonslinjen ikke har en prosess med dannelse av fine korn ved "omvandling-omvendt omvandling", ulikt en varmebehandling utenfor produksjonslinjen, er en finkorning i seg selv påkrevd på slut-ten av valsingen, for å sørge for seigheten.

Det sies generelt at selv om kornene slik de er størknet er grove, blir kornene fine ved fornyet oppvarming for å utføre emnevalsing. Optimering av emnevalsingsprosessen i in-line varmebehandling av materialer ble derfor undersøkt ved laboratorieeksperimenter. Som et resultat av dette ble det funnet at, når emnevalsing ikke utføres, er kornene tilbøyelige til å bli fine i materialet som er varmebehandlet in-line, hvilket forbedrer seigheten. Det ble nemlig funnet at den konven-sjonelle generelle kunnskapen ikke alltid er korrekt.

For å forstå dette uventede resultat ble en simuleringstest videre utført under laboratorieeksperimenter. I prosessen som inkluderer emnevalsingsprosessen, ble en støpt ingot varmet opp til 1250°C og varm bearbeidet for å danne en blokk, som deretter videre ble oppvarmet til 1250°C for å utføre varmbearbeiding og vannkjøling, hvorved hullingsprosessen og prosessen med varmebehandling i produksjonslinjen ble simulert.

I prosessen som ikke inkluderte emnevalsingsprosessen, ble en blokk av den samme størrelse som den blokk som ble dannet med den ovenstående varmbearbeiding skåret fra den støpte ingot ved maskinering, og denne blokk ble oppvarmet til 1250°C for å gjennomføre varmvalsing og vannkjøling, hvorved hullingsprosessen og prosessen med varmebehandling i produksjonslinjen ble simulert.

Som følge av de to simuleringstestene, var størrelsen av korn, som ikke ble utsatt for emnevalsing, overveldende fin, og seigheten ble forbedret.

Det tilsvarende forsøket til de to simuleringstestene som ble utført med virkelig utstyr, ikke ved laboratorieeksperimenter, resulterte i det faktum at kornene som ikke ble utsatt for emnevalsing, ikke ble finere enn forventet.

Oppfinnerne undersøkte derfor hvorfor kornstørrelsen som ikke ble utsatt for emnevalsing var svært forskjellig fra den som ble utsatt for emnevalsing for de to simuleringstester under laboratorieeksperimenter.

Som et resultat av dette fant de at mesteparten av det tilsatte Ti ble utskilt som Ti-karbonitrid i emnevalsingssimuleringsprosessen under laboratorieeksperimenter, og at antallet av utskilte korn ble redusert med kornveksten av Ti-karbonitridet under oppvarming og varmbearbeiding i emnevalsingssimuleringsprosessen. Reduseringen av antallet utskilte korn forringet evnen til å holde fast kornveksten i grunnfasen, hvilket resulterte i at grovkorningen ikke ble undertrykket under den etterfølgende oppvarming av blokken for simulering av hulling.

I simuleringstesten uten emnevalsingsprosessen under laboratorieeksperimenter, ble det derimot funnet at Ti-karbonitridet ble fint utskilt under oppvarmingen i hullingsprosessen, fordi ingen karonitridutskilling ble generert inne i ingoten, og Ti-karbonitridet holdt fast kornveksten i basisfasen, hvor det ble dannet bemerkelsesverdig fine korn.

Årsaken til at kornene som ikke ble utsatt for emnevalsing under simuleringstestene, i virkelig utstyr ikke ble finere enn forventet, ble funnet å være at Ti-karbonitridet allerede var utskilt under støpingen, fordi avkjølingshastigheten under støpingen ikke var høy nok til å oppløse Ti i fast tilstand.

Ti-karbonitridet som ble utskilt under støpingen er tilbøyelig til å bli grovere med et redusert antall av utskilte korn, siden utskillingen forårsakes ved en høy temperatur. Evnen til å holde fast kornene i grunnfasen er derfor redusert. På den annen side, hvis det sørges for en tilstrekkelig mengde av oppløst Ti under stø-pingen med minimert utskilling av Ti-karbonitrid, blir Ti-karbonitridet fint utskilt med et økt antall av utskilte korn under oppvarmingen av finemnet i den etterfølgende rørfremstillingsprosess, fordi utskillingen skjedde ved en lav temperatur. Hvis antallet av utskilte korn er stort, blir effekten av å holde fast krystallkornene i grunnfasen økt, for å undertrykke grovkorningen av grunnfasen. Det er følgelig ekstremt viktig å korrekt styre avkjølingshastigheten under støping.

Hvis avkjølingshastigheten etter størkning er lav, utskilles Ti-karbonitridet i et høytemperaturområde under avkjøling. Denne utskilling i et austenittområde med relativt lav dislokasjon forårsaker imidlertid få kimdannelsessteder, hvilket fører til en grovdispergert tilstand. Så snart den er grovutskilt, kan Ti-karbonitridet ikke bli findispergert, siden den knapt er oppløst i en fast fase.

Hvis avkjølingshastigheten etter størkning settes til en hastighet som forårsaker at det ikke skjer noen utskilling av Ti-karbonitridet, har den støpte ingot ingen Ti-karbonitrid, men Ti i en oppløst tilstand. Ti-karbonitridet utskilles ved en relativt lav temperatur under den etterfølgende oppvarming for varmbearbeiding. Siden, under oppvarming, Ti-karbonitridet utskilles ved en lav temperatur i en bai-nittstruktur med høy dislokasjon, utskilles Ti-karbonitridet ved at den blir findispergert med mange kimdannelsessteder. Det ble også funnet at en svært høy oppvarmingshastighet gjørfinutskilling vanskelig på grunn av utskilling i et høy-temperaturområde.

Det er også virksomt for den tilstrekkelige finutskilling av Ti-karbonitrid å utføre isotermisk behandling i et korrekt temperaturområde under oppvarming. Så snart Ti-karbonitridet er fint utskilt, blir den knapt grovere, og selv om det utføres emnevalsing, kan effekten av å undertrykke grovkorningen oppvises. Imidlertid, siden en svak grovkorning av Ti-karbonitrid bevirkes i emnevalsingen, bør den oppløste Ti i løsning fortrinnsvis være tilstede mer enn i tilfelle med gjennomføring uten emnevalsing.

Siden utskillingsstyrking ved hjelp av V eller Nb gjør det enklere å oppnå høy fasthet, har utskillingsstyrkingen ofte blitt anvendt på stålprodukter som krever sveisbarhet i tillegg til høy fasthet. Det er imidlertid bedre, så mye som mulig, å ikke bruke utskillingsstyrking, siden den forårsaker en alvorlig forringelse av seighet i et tykkvegget «in-line» varmebehandlet materiale. Særlig forringer Nb seigheten betydelig i det in-line varmebehandlede materialet. Dersom Nb er inkludert, er det derfor nødvendig å sette en streng øvre grense. Med hensyn til V er det også nødvendig å utføre et legeringsdesign for å sørge for fastheten basert på omvandlingsstyrking og faststoff-løsningsstyrking ved å begrense den øvre grensen for V-innholdet, selv om det ikke er så strengt som for Nb.

Videre, i tilfelle av det tykkveggede materiale, er det vanskelig å fremskaffe en homogen metallstruktur ved bråkjølingsbehandling under det første trinn av varmebehandlingen, og seigheten er tilbøyelig til å bli dårligere. Siden avkjølings-hastigheten reduseres i det tykkveggede materiale, er det vanskelig å fremskaffe en homogent omvandlet struktur. Det vil si, at selv om den suksessivt omvandles til martensitt eller bainitt under avkjøling, kondenseres C til ikke-omvandlet auste-nitt hvis diffusjonen av C i noen grad er mulig med en lav avkjølingshastighet, og denne delen forandres til martensitt eller bainitt med et høyt C-innhold eller til restaustenitt med et høyt C-innhold etter sluttomvandlingen. Det er følgelig ønskelig å utføre tvungen avkjøling til en temperatur som er så lav som mulig, ved en avkjø-lingshastighet som er så stor som mulig.

Det er imidlertid grenser for å øke avkjølingshastigheten i tilfelle av tykkveggede stålrør. Det ble derfor gjort undersøkelser for å utvikle en teknikk som er i stand til å danne en homogen struktur ved en avkjølingshastighet som kan oppnås selv i de tykkveggede materialer. Oppfinnerne fant følgelig at minimering av innholdet av karbonelementet som skal kondenseres, og også undertrykking av innholdet av Si, kan føre til redusering av kondensasjonen av C i den annen fase.

I de ovenstående funn, ble grunnleggende ideer for designen av legeringen og fremstillingsprosessen klarlagt som følger for å fullføre den foreliggende oppfinnelse. I den følgende beskrivelse representerer"%" "masse%", med mindre an-net er spesifisert. C-innholdet er begrenset til ikke mer enn 0,08%. De øvre grenser for Si-innholdet er satt til ikke mer enn 0,15%, og foretrukket til ikke mer enn 0,10%. Ti-innholdet må styres i et smalt område fra 0,004 til 0,010%, som er passende for utskilling som fin Ti-karbonitrid, uten utskilling i størkningen, under den etterføl-gende finemneoppvarming. Videre, en tilsetting av Nb blir ikke utført i tilfelle av en varmebehandling i produksjonslinjen, siden det forårsaker fasthetsspredning i tillegg til forringelse av seigheten, og den øvre grense som en urenhet er fortrinnsvis satt til ikke mer enn 0,005%. Siden V også forringer seigheten, blir den ikke tilsatt, eller bør styres til ikke mer enn 0,08%, hvis det inkluderes.

Andre elementer justeres ut fra hensyn til balanse mellom høy fasthet og tilfredsstillende seighet. For P og S som har negativ påvirkning på seigheten, blir de tillatte øvre grenseverdier satt i henhold til dette. Mn, Cr, Ni, Mo og Cu bør selektivt justeres i henhold til den tilsiktede fasthet, under betraktning av seigheten og sveisbarheten. Al tilsettes for deoksidasjon. Det er også virksomt å selektivt tilsette i det minste det ene av Ca, Mg og REM for å sørge for støpekarakteristika eller for å forbedre seigheten. Videre må innholdet av N styres i et smalt område for å skille ut stabil Ti-karbonitrid.

For framstillingsprosessen er det viktig å oppnå en størknet ingot hvor det sørges for oppløst Ti samtidig som utskilling av Ti-karbonitridet undertrykkes. De foreliggende oppfinnere fant at Ti-karbonitrid ikke blir utskilt umiddelbar etter størkning hvis innholdet av C, Ti og N er satt til de ovenstående områder. Imidlertid, siden en grovkornet Ti-karbonitrid utskilles hvis den etterfølgende avkjølings-hastighet er lav, må avkjølingen etter størkning utføres ved en spesifisert hastighet eller større.

Angående støpemetoden, er en kontinuerlig støping til etfinemne med et sirkulært tverrsnitt (heretter referert til som "et rundt finemne") ideell, men en prosess med kontinuerlig støping til en firkantet form eller støping som en ingot, og deretter emnevalsing til det runde finemne kan benyttes. I dette tilfelle er det viktig å videre nøye styre avkjølingshastigheten etter støping, for å sørge for en tilstrekkelig mengde av oppløst Ti samtidig som man undertrykket utskilling av grovkornet TiN.

Det runde finemne oppvarmes på ny til en varmbearbeidbar temperatur og hulling, trekking og formgivende valsing blir utført med dette. Hvis det oppløste Ti er til stede i tilstrekkelig grad, blir Ti-karbonitridet utskilt under fornyet oppvarming. Siden utskillingstemperaturen er relativt lav, blir bemerkelsesverdig fin Ti-karbonitrid utskilt, sammenlignet med utskillingen under avkjøling etter størkning. Siden antallet av korn av den finutskilte Ti-karbonitrid er stort, kan kornmigrasjon under oppvarming eller holding avfinemnet undertrykkes, for å hindre grovkorningen. En hurtig oppvarming forårsaker at det ikke skjer noen fin utskilling ved lav temperatur, slik at effekten av å hindre grovkorningen ikke kan oppnås. En varsom oppvarming eller en holding i et midtre trinn er derfor påkrevd for å fremme en utskilling av finkornet Ti-karbonitrid.

Å oppnå en homogen struktur er nødvendig for å sørge for seigheten i varmebehandlingen etter rørfremstilling. Det er derfor viktig å bruke stål med en justert kjemisk sammensetning og tilstrekkelig å avkjøle det ved en tvunget avkjø-lingssluttemperatur som er satt så lav som mulig. Disse ideer resulterer i å forbedre seigheten, fordi det hindres i å generere en omvandlingsstyrket struktur med delvis konsentrert C eller restaustenitt.

Den foreliggende oppfinnelse i henhold til de ovennevnte grunnleggende ideer involverer de følgende sømløse stålrør for ledningsrør (1) og de følgende fremgangsmåter for fremstilling av et sømløst stålrør for ledningsrør (2) til (4).

(1) Sømløst stålrør for ledningsrør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med høy fasthet og økt seighet, som har en kjemisk sammensetning, som masse%, som består av C: 0,03 til 0,08%, Si: ikke mer enn 0,15%, Mn: 0,3 til 2,5%, Al: 0,001 til 0,10%, Cr: 0,02 til 1,0%, Ni: 0,02 til 1,0%, Mo: 0,02 til 1,2%, Ti: 0,004

til 0,010%, N:0,002 til 0,008% og totalt 0,0002 til 0,005% totalt av minst én valgt fra Ca, Mg og REM, eventuelt inkludert V: 0 til 0,08%, Nb: 0 til 0,05%, B: 0,0003 til 0,01% eller Cu: 0 til 1,0%,og resten Fe og urenheter, der P og S blant urenheter er henholdsvis ikke mer enn 0,05% og ikke mer enn 0,005%.

(2) En fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for lednings-rør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med høy fasthet og økt seighet,karakterisert vedat den omfatter de følgende trinn (a) til (e): (a) Dannelse av et finemne med et rundt tverrsnitt ved kontinuerlig støping av smeltet stål som har den kjemiske sammensetning i henhold til (1) ovenfor. (b) Avkjøling av finemnet til romtemperatur ved ikke mindre enn 6°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C. (c) Oppvarming av finemnet til temperaturen mellom 1100 og 1280°C ved ikke mer enn 15°C/min som en gjennomsnittlig oppvarmingshastighet mellom 550 og 900°C, deretter hulling og valsing, for å danne et sømløst rør. (d) Tvungen avkjøling av det sømløse røret til en temperatur som ikke er høyere enn 100°C ved ikke mindre enn 8°C/sek som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 800 og 500°C, umiddelbart etter rør-fremstilling, eller etter isotermisk behandling ved temperaturen mellom 850 og 1000°C umiddelbart i rekkefølge med rørfremstilling, eller etter oppvarming til temperaturen mellom 850 og 1000°C etter avkjøling én gang i rekkefølge med rørfremstilling. (e) Anløping av det sømløse røret ved temperaturen mellom 500 og 700°C. (3) En fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for lednings-rør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med en høy fasthet og økt seighet,karakterisert vedat den omfatter de følgende trinn (a) til (f): (a) Dannelse av et grovemne eller en slab med et firkantet tverrsnitt ved kontinuerlig støping av smeltet stål som har den kjemiske sammensetning i henhold til (1) ovenfor. (b) Avkjøling av grovemnet eller slabben til romtemperatur ved ik-ke mindre enn 8°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C. (c) Oppvarming av grovemnet eller slabben til en temperatur mellom 1100 og 1280°C ved ikke mer enn 15°C/min som en gjennomsnittlig oppvarmingshastighet mellom 550 og 900°C, for å danne et finemne med et rundt tverrsnitt ved smiing og/eller valsing, og deretter avkjøling til romtemperaturen. (d) Oppvarming av finemnet til temperaturen mellom 1100 og

1280°C, deretter hulling og valsing, for å danne et sømløst rør.

(e) Tvungen avkjøling av det sømløse røret til en temperatur som ikke er høyere enn 100°C ved ikke mindre enn 8°C/sek som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 800 og 500°C, umiddelbart etter rør-fremstilling, eller etter isotermisk behandling ved temperaturen mellom 850 og 1000°C umiddelbart i rekkefølge med rørfremstilling, eller etter oppvarming til temperaturen mellom 850 og 1000°C etter avkjøling én gang i rek-kefølge med rørfremstilling. (f) Anløping av det sømløse røret ved temperaturen mellom 500 og 700°C. (4) En fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for lednings-rør, med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med en høy fasthet og økt seighet,karakterisert vedat den omfatter de følgende trinn (a) til (e): (a) Dannelse av et finemne med et rundt tverrsnitt ved kontinuerlig støping av et smeltet stål som har den kjemiske sammensetning i henhold til (1) ovenfor. (b) Avkjøling av finemnet til romtemperaturen ved ikke mindre enn 6°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C. (c) Isotermisk behandling av finemnet under ikke mindre enn 15 minutter ved temperaturen mellom 550 og 1000°C, og oppvarming til temperaturen mellom 1100 og 1280°C, deretter hulling og valsing, for å danne et sømløst rør. (d) Tvungen avkjøling av det sømløse røret til en temperatur som ikke er høyere enn 100°C ved ikke mindre enn 8°C/sek som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 800 og 500°C, umiddelbart etter rørfrem-stilling, eller etter isotermisk behandling ved temperaturen mellom 850 og 1000°C umiddelbart i rekkefølge med rørfremstilling, eller etter oppvarming til temperaturen mellom 850 og 1000°C etter avkjøling én gang i rekkefølge med rørfremstilling. (e) Anløping av det sømløse røret ved temperaturen mellom 500 og 700°C. (5) En fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for lednings-rør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med en høy fasthet og økt seighet,karakterisert vedat den omfatter de følgende trinn (a) til (f): (a) Dannelse av et grovemne eller en slab med et firkantet tverrsnitt ved kontinuerlig støping av et smeltet stål som har den kjemiske sammensetning i henhold til (1) ovenfor. (b) Avkjøling av grovemnet eller slabben til romtemperatur ved ik-ke mindre enn 8°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C. (c) Isotermisk behandling av grovemnet eller slabben under ikke mindre enn 15 minutter ved temperaturen mellom 550 og 1000°C, og oppvarming til temperaturen mellom 1100 og 1280°C, deretter smiing og/eller valsing for å danne et finemne med et rundt tverrsnitt, og deretter avkjøling til romtemperaturen. (d) Oppvarming av finemnet til temperaturen fra 1100 til 1280°C, deretter hulling og valsing, for å danne et sømløst rør. (e) Tvungen avkjøling av det sømløse røret til en temperatur som ikke er høyere enn 100°C ved ikke mindre enn 8°C/sek som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 800 og 500°C, umiddelbart etter rør-fremstilling, eller etter isotermisk behandling ved temperaturen mellom 850 og 1000°C umiddelbart i rekkefølge med rørfremstilling, eller etter oppvarming til temperaturen mellom 850 og 1000°C etter avkjøling én gang i rekkefølge med rørfremstilling. (f) Anløping av det sømløse røret ved temperaturen mellom 500 og 700°C.

Best modus for utførelse av oppfinnelsen

1. Kjemisk sammensetning av stålrør ifølge den foreliggende oppfinnelse

Grunnen til å avgrense de kjemiske sammensetninger i stålrøret ifølge den foreliggende oppfinnelse vil bli beskrevet som følger. Som beskrevet ovenfor,"%" som viser innholdet (eller konsentrasjonen) av en kjemisk sammensetning be-

tyr "masse%".

C: 0,03 til 0,08%

C er et viktig element for å sørge for fastheten i stål. Et innhold som ikke er mindre enn 0,03% er nødvendig for å forbedre herdbarheten og fastheten i et tykkvegget materiale. Siden et innhold som overstiger 0,08% forårsaker forringelse av seigheten, settes innholdet av C til 0,03 til 0,08%.

Si: 0,15% eller mindre

Si har en effekt som en oksygenfjerner i stålproduksjon, men det er bedre å tilsette så lite som mulig. Fordi det alvorlig forringer seigheten, særlig i et tykkvegget materiale. Hvis innholdet av Si overstiger 0,15%, blir seigheten i det tykkveggede materiale betydelig forringet. Innholdet settes derfor til 0,15% eller mindre hvis det tilsettes som oksygenfjerneren. Et innhold på 0,15% eller mindre mulig-gjør ytterligere forbedringer i seighet. Innholdet blir mest ønskelig styrt til mindre enn 0,10%. Selv om det er vanskelig i ekstrem grad å redusere Si som urenhet sett ut fra hensynet til stålfremstillingsprosessen, kan ekstremt tilfredsstillende seighet oppnås hvis innholdet begrenses til mindre enn 0,05%.

Mn: 0,3 til 2,5%

Mn må inkluderes i en relativt stor mengde, siden det forbedrer herdbarheten og derfor styrker midten selv i et tykkvegget materiale, og forbedrer også seigheten. Et innhold på mindre enn 0,3% kan ikke tilveiebringe disse effekter, og et innhold som overstiger 2,5% forårsaker forringelse av HlC-bestandighetskarakteristikken, Mn-innholdet settes derfor til 0,3 til 2,5%.

Al: 0,001 til 0,10%

Al tilsettes som en oksygenfjerner ved stålfremstilling. For å oppnå denne

effekt må det tilsettes slik at det har et innhold som ikke er mindre enn 0,001%. På den annen side, hvis innholdet av Al overstiger 0,10%, samler inneslutningene seg i klynger, hvilket reduserer seigheten, og overflatedefekter blir hyppig generert under bearbeidingen av rørendene slik at de får skrå flate. Innholdet av Al settes derfor til 0,001 til 0,10%. Sett ut fra hensynet til å hindre overflatedefektene, er det

ønskelig å tilveiebringe en øvre grense, og den øvre grense settes fortrinnsvis til 0,03% og mer fortrukket til 0,02%. Siden en høy deoksidasjonseffekt ved tilsettingen av Si ikke kan forventes i stålrøret ifølge den foreliggende oppfinnelse, settes den nedre grense for Al-innholdet fortrinnsvis til 0,010% for tilstrekkelig deoksidasjon.

Cr: 0,02 til 1,0%

Cr er et element som forbedrer herdbarheten og fastheten til stål i et tykkvegget materiale. Effekten blir betydelig når 0,02% eller mer av Cr inkluderes. Imidlertid, siden et for stort innhold av dette forårsaker en forringelse av seigheten, begrenses innholdet til 1,0% eller mindre.

Ni: 0,02 til 1,0%

Ni er et element som forbedrer herdbarheten og fastheten til stål i et tykkvegget materiale. Effekten blir betydelig når 0,02% eller mer av Ni inkluderes. Imidlertid, siden Ni er et kostbart element, og effekten mettes hvis det blir inkludert i for stor grad, settes den øvre grense av dette til 1,0%.

Mo: 0,02 til 1,2%

Mo er et element som forbedrer fastheten til stål ved omvandlingsstyrking og faststoff-løsningstyrking. Effekten blir betydelig når 0,02% eller mer Mo inkluderes. Imidlertid, siden en for stor tilsetting av dette forårsaker forringelse av seigheten, settes den øvre grense til 1,2%.

Ti: 0,004 til 0,010%

Innholdet av Ti må styres i et smalt område fra 0,004% til 0,010%, hvilket er passende til utskilling som fin Ti-karbonitrid uten utskilling i størkningen, under den etterfølgende oppvarming av finemnet. Hvis innholdet er mindre enn 0,004%, kan et tilstrekkelig antall av utskilte korn av Ti-karbonitridet ikke garanteres, og hvis det overstiger 0,010%, blir Ti-karbonitridet grovt utskilt i avkjølingen etter størkning. Et korrekt innhold av Ti er derfor 0,004 til 0,010%.

N: 0,002 til 0,008%

N må inkluderes i et innhold på 0,002% eller mer for å sørge forfindisper-gert Ti-karbonitrid. Siden et innhold som overstiger 0,008% resulterer i utskilling av grovkornet Ti-karbonitrid i størkningen, må innholdet styres i et smalt område fra 0,002 til 0,008%.

V: 0 til 0,08%

V er et element hvis innhold skal bestemmes i avhengighet av balansen mellom fasthet og seighet. Hvis det kan sørges for tilstrekkelig fasthet ved hjelp av andre legeringselementer, kan økt seighet oppnås uten tilsetting av dette. Når det tilsettes som et fasthetsforbedrende element, blir innholdet fortrinnsvis satt til 0,02% eller mer. Siden seigheten blir alvorlig forringet hvis innholdet overstiger 0,08%, settes den øvre grense av innholdet til 0,08%, hvis det tilsettes.

Nb: 0 til 0,05%

Nb er bemerkelsesverdig virksom for undertrykking av grovkorningen under oppvarming for bråkjøling i tilfelle av en varmebehandling utenfor produksjonslinjen. For å fremskaffe denne effekt, er det ønskelig at Nb inkluderes i et innhold på 0,005% eller mer. Imidlertid, hvis innholdet av Nb overstiger 0,05%, blir en grovkornet karbonitrid utskilt for å forringe seigheten. Den øvre grense settes derfor til 0,05%.

I tilfelle av en varmebehandling i produksjonslinjen, er det i bunn og grunn bedre ikke å tilsette Nb, siden Nb-karbonitridet blir inhomogent utskilt, hvilket øker fasthetsspredning så vel som at det forringer seigheten. Når innholdet overstiger 0,005%, blirfasthetsspredningen betydelig og problematisk for fremstillingen. Derfor, ved anvending av varmebehandlingen i produksjonslinjen, bør den tillatelige øvre grense settes til 0,005%.

Cu: Otil 1,0%

Cu behøver ikke å tilsettes. Det kan imidlertid tilsettes, hvis forbedring i

H IC-bestandighetskarakteristikken (hydrogen-fremkalt sprekkdannelsesbestandig-hetskarakteristikk) er tiltenkt, siden det har en virkning med å forbedre HIC-bestandighetskarakteristikken. Minimumsinnholdet som forbedrer HlC-karakteri-stikken er 0,02%. Siden effekten mettes selv med et innhold som overstiger 1,0%, kan innholdet settes til 0,02 til 1,0%, hvis det tilsettes.

Ca, Mg og REM: Totalt 0,0002 til 0,005% av minst én valgt derfra.

Disse elementer tilsettes for det formål å forbedre seigheten og korrosjonsbestandigheten ved formstyring av inneslutninger og for det formål å undertrykke munnstykketilstopping ved støping for å forbedre støpekarakteristikken. For å fremskaffe slike effekter, er det nødvendig med et totalt innhold på 0,0002% eller mer av minst én valgt derfra. Hvis totalt innhold overstiger 0,005% av minst én valgt derfra, ikke bare mettes effektene, men inneslutningene danner også lett klynger, hvilket i noe grad forringer seigheten og HlC-bestandighetskarakteristikken. Derfor, når ett av disse elementer tilsettes, settes hvert innhold til 0,0002 til 0,005%, og når to eller flere valgt derfra tilsettes, settes det totale innhold til 0,0002 til 0,005%. REM betyr 17 elementer som inkluderer lantanideelementene, Y og Sc.

B: 0,0003 til 0,1%

B behøves ikke å tilsettes. Imidlertid, siden tilsetting av dette fører til forbedring i herdbarhet selv om det er et spor, er tilsettingen virksom når ytterligere høy fasthet er nødvendig. For å oppnå denne effekt er et innhold på 0,0003% eller mer ønskelig. Imidlertid, siden en for stor tilsetting av dette forårsaker forringelse av seigheten, settes innholdet av B til 0,01% eller mindre, hvis det tilsettes.

Stålrøret for ledningsrør ifølge den foreliggende oppfinnelse består av den ovenstående kjemiske sammensetning, og resten er Fe og urenheter. De øvre grenser for innhold av P og C blant urenhetene bør styres som følger:

P: Ikke mer enn 0,05%.

P er et urenhetselement som forringer seigheten, og innholdet er fortrinnsvis så lite som mulig. Siden et innhold som overstiger 0,05% forårsaker betydelig forringelse av seigheten, settes den tillatelige øvre grense til 0,05%. Innholdet av P er fortrinnsvis 0,02% eller mindre, og, ytterligere foretrukket, 0,01% eller mindre.

S: Ikke mer enn 0,005%

S er også et urenhetselement som forringer seigheten, og innholdet er fortrinnsvis så lite som mulig. Siden et innhold som overstiger 0,005% forårsaker betydelig forringelse av seigheten, settes den tillatelige øvre grense til 0,005%. Innholdet av S er fortrinnsvis 0,003% eller mindre, og, ytterligere foretrukket, 0,001% eller mindre.

2. Fremgangsmåte for fremstilling

Passende fremstillingsbetingelser for fremgangsmåten for fremstilling av den foreliggende oppfinnelse vil bli beskrevet som følger.

(1) Støping og avkjøling etter størkning

Stål raffineres i en basisk oksygenovn eller lignende, for å ha den ovenstående sammensetning, fulgt ved støping og størkning for å frembringe et grovemne. På dette tidspunkt er det viktig å fremskaffe en størknet ingot hvor utskilling av Ti-karbonitridet er undertrykket. Hvis innholdet av C, Ti og N er begrenset som beskrevet ovenfor, blir Ti-karbonitridet i hovedsak ikke utskilt under størkning. Imidlertid, hvis den etterfølgende avkjølingshastighet er lav, utskilles et grovkornet Ti-karbonitrid, avkjølingen må derfor gjennomføres ved ikke mindre enn en spesifisert avkjølingshastighet.

En kontinuerlig støping til en rund finemneform er ideell for fremstillingsprosessen, en prosess for kontinuerlig støping til en firkantet form eller støping som en ingot og deretter emnevalsing til det runde finemne kan imidlertid gjen-nomføres. I dette tilfelle er det videre viktig å nøye styre avkjølingshastigheten etter størkning, for å undertrykke utskillingen av det grovkornede TiN.

Det er påkrevd at en avkjølingshastighet i et temperaturområde fra 1400 til 1000°C, hvor Ti-karbonitridet er tilbøyelig til å genereres etter størkning, ikke er mindre enn 6°C/min i tilfellet med støping til det runde finemne, og at den ikke er mindre enn 8°C/min i tilfellet med utføring av emnevalsingen. Den gjennomsnittlige avkjølingshastighet blir mer foretrukket satt til å være ikke mindre enn 8°C/min i tilfellet med støping til det runde finemne, og til ikke å være mindre enn 10°C/min i tilfellet med utføring av emnevalsingen. I hvert tilfelle tilveiebringes ingen øvre grense, siden den større gjennomsnittlige avkjølingshastighet er mer ønskelig.

Avkjølingshastigheten for grovemnet varierer i avhengighet av partier av grovemnet. I tilfelle av kontinuerlig støping til den sirkulære form, blir avkjølings-hastigheten styrt på et sted som er fjerntliggende fra et senter med en avstand som er 1/2 av radien. I tilfelle av kontinuerlig støping til en firkantet form, blir avkjø-lingshastigheten styrt ved en midtre posisjon mellom tyngdepunktet og overflaten på en linje som passerer tyngdepunktet for firkanten i parallell med dens langsider. Temperaturen kan måles ved innfesting av et termoelement, eller, isteden, med numerisk simulering som korrigeres med temperaturhistorien til overflaten.

(2) Bearbeiding av et finemne eller en ingot

Det runde finemne oppvarmes på ny til en varmbearbeidbar temperatur, og hulling, trekking og formgivende valsing utføres med dette. Grovemnet eller slabben som er støpt til et firkantet tverrsnitt oppvarmes på ny og gjøres deretter til et rundt finemne med smiing eller/og valsing, og hulling, trekking og formgivende valsing blir deretter utført med dette.

Det er påkrevd at en temperatur for fornyet oppvarming er 1100°C eller høyere, siden bestandighet mot varm deformasjon økes ved en temperatur som er lavere enn 1100°C, hvilket øker feil. Den øvre grense for denne settes til 1280°C, siden en temperatur som overstiger 1280°C fører til en altfor stor økning i opp-varmingsbrensel-råenheten, og en reduksjon i utbytte ved økt tap av glødeskall, hvilket uøkonomisk avkortet levetiden til oppvarmingsovnen, og lignende. Siden en lavere oppvarmingstemperatur frembringer finere korn og øker seigheten, er en foretrukket oppvarmingstemperatur 1200°C eller lavere.

Når det oppløste Ti er tilstrekkelig til stede, blir Ti-karbonitridet utskilt under fornyet oppvarming, utskillingen skjer imidlertid ved en relativt lav temperatur, ulikt utskillingen under avkjølingen etter størkning. Den utskilte Ti-karbonitrid er derfor mye mer finkornet enn den som kommer under avkjøling etter størkning. Et økt antall av finkornet Ti-karbonitrid dannes, og dette undertrykker kornmigrasjonen under oppvarming av finemnet, for å forhindre grovkorningen. Imidlertid, siden hurtig oppvarming deaktiverer utskilling i svært liten grad ved en lav temperatur, kan effekten av å hindre grovkorning ikke oppnås. Det er virksomt for å fremme utskilling i svært liten grad ved en lav temperatur under den fornyede oppvarming at den gjennomsnittlige oppvarmingshastighet bør være 15°C/min eller mindre ved en temperatur mellom 550 og 900°C, eller at den isotermiske behandling bør gjennomføres i 15 minutter eller mer ved en temperatur mellom 550 og 1000°C.

Hullingen, trekkingen og den formgivende valsing kan gjennomføres ved fremstillingsbetingelsene for et generelt sømløst stålrør.

3. Varmebehandling etter rørfremstilling

I varmebehandlingen etter rørfremstilling, er det nødvendig å fremskaffe en homogen struktur, for å sørge for seighet. Bråkjølingsbehandlingen er basert på varmebehandling i produksjonslinjen med gjennomføring av bråkjøling, uten avkjø-ling én gang til romtemperatur, i rekkefølge med varmvalsing. Imidlertid, hvis den fornyede oppvarming og bråkjølingen utføres etter avkjøling, dannes det finere korn, hvilket forbedrer seigheten. Når bråkjølingen gjennomføres i rekkefølge med isotermisk behandling i en isotermisk ovn etter avsluttingen av varmbearbeiding, kan det oppnås et stålrør med minimert fasthetsspredning.

Høy fasthet og høy seighet kan lettere oppnås i et tykkvegget materiale hvis avkjølingshastigheten i bråkjølingen er satt høyere. Når avkjølingshastigheten kommer nærere en teoretisk begrenset avkjølingshastighet, kan det oppnås høye-re fasthet og høyere seighet. Den nødvendige gjennomsnittlige avkjølings-hastighet er 8°C/sek eller mer ved en temperatur mellom 800 og 500°C, mer foretrukket 10°C/sek eller mer, og mest foretrukket ikke mindre enn 15°C/sek.

Avkjølingssluttemperaturen er også viktig for å sørge for førsteklasses seighet, i tillegg til avkjølingshastigheten. Det er viktig å bruke et stål med en justert kjemisk sammensetning og avkjøle det med tvang til en sluttemperatur som ikke er høyere enn 100°C. Den tvungne avkjøling utføres kontinuerlig, fortrinnsvis til 80°C eller lavere, mer foretrukket til 50°C eller lavere, og mest foretrukket til 30°C eller lavere. I henhold til dette kan dannelsen av omvandlingsstyrket struktur hvor C er delvis konsentrert eller restaustenitt forhindres, og seigheten blir derfor betydelig forbedret.

Etter bråkjølingen utføres anløping ved en temperatur mellom 500 og 700°C. Anløpingen utføres for å justere fastheten og for å forbedre seigheten. Holdetiden ved anløpingstemperaturen kan bestemmes korrekt i henhold til veggtykkelsen eller lignende for stålrøret, og settes generelt til ca 10 til 120 minutter.

Eksempel

Stål som har de kjemiske sammensetninger som er vist i tabell 1 ble smeltet i en konverter. To fremgangsmåter for fremstilling av et rundt finemne ble tatt i bruk: den ene er en fremgangsmåte for støping til en kontinuerlig form med et rundt tverrsnitt, og den andre er en fremgangsmåte for fremstilling for støping til en firkantet form og deretter emnevalsing. Fremstillingsbetingelsene i støpingen til den runde, kontinuerlige støpeform er vist i tabellene 2 og 3. Størkningsprosessen er representert som "RCC". Prosessen for støping til den firkantede form er representert som "BLCC", og fremstillingsbetingelsene for denne er vist i tabellene 4 og 5.

Runde finemner ble oppvarmet under oppvarmingsbetingelsene for rørfrem-stilling som er vist i tabellene 2 til 5, og hule rør ble produsert ved bruk av et rør-valseverk med matevalse. De hule rør ble ferdigvalset ved bruk av et dorvalseverk og en størrelsesgiver, hvorved stålrør som har veggtykkelse fra 30 mm til 50 mm ble fremskaffet. Deretter ble disse rør avkjølt i bråkjølingsbetingelsene som er beskrevet i tabellene 2 til 5. Det vil si at, etter rørfremstilling, en hvilken som helst av de følgende tre prosesser ble tatt i bruk: den første er umiddelbar avkjøling; den annen er umiddelbar mating til en glødeovn for isotermisk behandling og deretter bråkjøling; og den siste er avkjøling én gang til romtemperatur og fornyet oppvarming og deretter avkjøling igjen. Deretter ble anløping utført under de betingelser som er beskrevet i tabellene 2 til 5, for å fremskaffe de ferdige produkter.

Et strekkprøvestykke nr. 12 i henhold til JIS (japansk industristandard) for strekkprøve ble fremstilt fra hvert av de resulterende stålrør, for å måle strekkfast-het (tensile strength, TS) og flytegrense (yield strength, YS). Strekkprøven ble ut-ført i henhold til JIS Z 2241. Som et slagprøvestykke, ble et prøvestykke på 10 mm x 10 mm, 2 mm med V-skår fremstilt fra lengderetningen i det tykkveggede senter i henhold til prøvestykke nr. 4 ifølge JIS Z 2202, og det ble utsatt for prøven.

I prøve nr. 1 i tabell 2, er to eksempler på undernumre 1 og 2 beskrevet. Stål A, oppfinnelsen, brukes i 1-1 og 1-2, og fremstillingsbetingelsen for 1-1 er innenfor det område som er avgrenset av den foreliggende oppfinnelse, hvor økt seighet oppnås. På den annen side, fremstillingsbetingelsen for 1-2 avviker fra den framstillingsprosess som er bestemt av den foreliggende oppfinnelse med en svært høy oppvarmingshastighet for rørfremstilling, hvor økt seighet ikke kan opp nås. Hver av testene nr. 2 til 24 har også undernummer 1 og 2, og den samme stålgrad brukes i det samme testnummer. Fremstillingsbetingelsen for hvert undernummer 1 er innenfor det område som er avgrenset av den foreliggende oppfinnelse, hvor økt seighet kan oppnås. På den annen side, fremstillingsbetingelsen for hvert undernummer 2 avviker fra fremstillingsprosessen som er bestemt av den foreliggende oppfinnelse, hvor økt seighet ikke kan oppnås.

I tabellene 4 og 5 brukes den samme stålgrad også i ett testnummer, og hvert undernummer 1 korresponderer til fremstillingsprosessen innenfor det område som er avgrenset av den foreliggende oppfinnelse, hvor økt seighet oppnås. På den annen side, siden hvert undernummer 2 avviker fra den fremstillingsprosess som er bestemt av den foreliggende oppfinnelse, hvor økt seighet ikke oppnås.

Testnummer 25 til 30 er eksempler på sammenlignende stål som avviker fra det område av sammensetning av legeringen som er avgrenset av den foreliggende oppfinnelse. Hvert av stålene har utilstrekkelig seighet, og har utilstrekkelig ytelse som et ledningsrør som krever økt tykkelse og høy seighet.

I henhold til den foreliggende oppfinnelse, ved begrensning av den kjemiske sammensetning av et sømløst stålrør og fremgangsmåten for fremstilling av dette, kan det fremstilles et sømløst stålrør, til og med et tykkvegget stålrør, for lednings-rør med utmerket seighet, samtidig som det har høy fasthet, så som flytegrense i henhold til klasse X70 (flytegrense som ikke er mindre enn 482 MPa), klasse X80 (flytegrense som ikke er mindre enn 551 MPa), klasse X90 (flytegrense som ikke er mindre enn 620 MPa), klasse X100 (flytegrense som ikke er mindre enn 689 MPa) og klasse X120 (flytegrense som ikke er mindre enn 827 MPa). Det sømløse stålrør ifølge den foreliggende oppfinnelse er et stålrør som kan legges under strenge forhold dypt i havet, særlig til bruk som en undersjøisk forbindelsesledning. Den foreliggende oppfinnelse gir således et stort bidrag til stabil forsyning av energi.

Claims (3)

1. Sømløst stålrør for ledningsrør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med høy fasthet og økt seighet, hvilket har en kjemisk sammensetning, i masse%, som består av C: 0,03 til 0,08%, Si: ikke mer enn 0,15%, Mn: 0,3 til 2,5%, Al: 0,001 til 0,10%, Cr: 0,02 til 1,0%, Ni: 0,02 til 1,0%, Mo: 0,02 til 1,2%, Ti: 0,004 til 0,010%, N: 0,002 til 0,008% og totalt 0,0002 til 0,005% av minst én valgt fra Ca, Mg og REM, og resten Fe og urenheter, eventuelt inkludert V: 0 til 0,08%, Nb: 0 til 0,05%, B: 0,0003 til 0,01% og/eller Cu: 0 til 1,0%, og at P og S blant urenheter er henholdsvis ikke mer enn 0,05% og ikke mer enn 0,005%.

2. Fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for ledningsrør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med høy fasthet og økt seighet,karakterisert vedat den omfatter de følgende trinn (a) til (e): (a) dannelse av én av I eller II ved kontinuerlig støping av smeltet stål som har den kjemiske sammensetningen i henhold til krav 1, der I er et finemne med et rundt tverrsnitt og II er et grovemne eller en slab med et firkantet tverrsnitt, (b) avkjøling av I eller II til romtemperatur; i tilfellet I ved ikke mindre enn 6°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C, og i tilfellet II ved ikke mindre enn 8°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C, (c) oppvarming av I eller II til temperaturen mellom 1100 og 1280°C ved ikke mer enn 15°C/min som en gjennomsnittlig oppvarmingshastighet mellom 550 og 900°C, deretter i tilfellet I hulling og valsing, for å danne et sømløst rør; og i tilfellet II avkjøling til romtemperatur, for å danne et finemne med et rundt tverrsnitt ved smiing og/eller valsing, og deretter oppvarming av finemnet til temperaturen mellom 1100 og 1280°C, deretter hulling og valsing, for å danne et sømløst rør, (d) i begge tilfeller I og II tvungen avkjøling av det sømløse røret til en temperatur som ikke er høyere enn 100°C ved ikke mindre enn 8°C/sek som en midlere avkjølingshastighet mellom 800 og 500°C, umiddelbart etter rørfremstilling, eller etter isotermisk behandling ved temperaturen mellom 850 og 1000°C umiddelbart i rekkefølge med rørfremstilling, eller etter oppvarming til temperaturen mellom 850 og 1000°C etter avkjøling én gang i rekkefølge med rørfremstilling, (e) i begge tilfeller I og II anløping av det sømløse røret ved temperaturen mellom 500 og 700°C.

3. Fremgangsmåte for fremstilling av sømløst stålrør for ledningsrør med en veggtykkelse på 25 mm eller mer, med høy fasthet og økt seighet,karakterisert vedat den omfatter de følgende trinn (a) til (e): (a) dannelse av én av I eller II ved kontinuerlig støping av et smeltet stål som har den kjemiske sammensetning som angitt i krav 1; der I er et finemne med et rundt tverrsnitt og II er et grovemne eller en slab med et firkantet tverrsnitt, (b) avkjøling av I eller II til romtemperaturen; i tilfellet I ved ikke mindre enn 6°C/min som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C, og i tilfellet II ved ikke mindre enn 8°C/min som en midlere avkjølingshastighet mellom 1400 og 1000°C, (c) isotermisk behandling av I eller II under ikke mindre enn 15 minutter ved temperaturen mellom 550 og 1000°C, og oppvarming til temperaturen mellom 1100 og 1280°C, deretter i tilfellet I hulling og valsing, for å danne et sømløst rør; i tilfellet II smiing og/eller valsing for å danne et finemne med et rundt tverrsnitt, og deretter avkjøling til romtemperaturen, etterfulgt av oppvarming av finemnet til temperaturen fra 1100 til 1280°C, deretter hulling og valsing, for å danne et søm-løst rør, (d) i begge tilfeller I og II, tvungen avkjøling av det sømløse røret til en temperatur som ikke er høyere enn 100°C ved ikke mindre enn 8°C/sek som en gjennomsnittlig avkjølingshastighet mellom 800 og 500°C, umiddelbart etter rør-fremstilling, eller etter isotermisk behandling ved temperaturen mellom 850 og 1000°C umiddelbart i rekkefølge med rørfremstilling, eller etter oppvarming til temperaturen mellom 850 og 1000°C etter avkjøling én gang i rekkefølge med rør-fremstilling, (e) i begge tilfeller I og II, anløping av det sømløse røret ved temperaturen mellom 500 og 700°C.