NO342666B1

NO342666B1 - Heltrukket stålrør for bruk som et lederør og fremgangsmåte for produksjon derav

Info

Publication number: NO342666B1
Application number: NO20055581A
Authority: NO
Inventors: Marco Mario Tivelli; Alfonso Izquierdo Garcia; Dionino Colleluori; Guiseppe Cumino
Original assignee: Dalmine Spa; Tubos De Acero De Mexico Sa
Priority date: 2003-04-25
Filing date: 2005-11-25
Publication date: 2018-06-25
Also published as: EP1627931A1; NO20055581L; AU2003225402A1; US20070089813A1; CN1788103A; WO2004097059A1; AU2003225402A8; EA200501668A1; NO20055581D0; CN100545291C; US8002910B2; BR0318308B1; BR0318308A; AU2003225402B2; DK1627931T3; EP1627931B1; EA008812B1

Abstract

Foreliggende oppfinnelse vedrører stålrør med høy mekanisk motstand ved rom temperatur og opp til 130°C, god seighet og god korrosjonsbestandighet i metallbasen så vel som god motstand mot sprekkdannelse i de varmepåvirkede sonene (HAZ) straks røret er sveist sammen, og mer spesifikt til sømløse stålrør av store dimensjoner med høy mekanisk motstand, god seighet og god korrosjonsbestandighet, kalt bærelineledningsrør. Fordelene med foreliggende oppfinnelse med hensyn til kjente løsninger ligger i å frembringe en kjemisk komposisjon for stål som benyttes for å fremstille sømløse stålrør av store dimensjoner med høy mekanisk motstand, god seighet, og god spalting for frem stilling av dette produktet. Disse fordelene oppnås ved å benytte en komposisjon som hovedsakelig utgjøres av Fe og en spesifikk kjemisk komposisjon.

Description

Foreliggende oppfinnelse vedrører stål med god mekanisk styrke, god seighet og som er korrosjonsbestandig, mer spesifikk til sømløse stålrør av store dimensjoner med god mekanisk styrke, god seighet for å motvirke sprekker i metallfundamentet så vel som i den varmepåvirkede sonen, og korrosjonsbestandig, såkalt ledningsrør, av bærelinekonstruksjon, som skal benyttes som ledningsrør for fluider ved høye temperaturer, foretrukket opp til 130ºC, og høye trykk, foretrukket opp til 680 atm, og en fremgangsmåte for fremstilling av nevnte rør.

I utvinningen av dypvannsoljereserver blir fluidrør kalt ledningsrør av bæreliknende konstruksjon (catenary configuration) benyttet, som er vanlig kjent i oljeindustrien som Steel Catenary Risers. Disse ledningsrørene plasseres ved den øvre delen av undervannsstrukturen, det vil si mellom vannoverflaten og det første punktet hvori strukturen berører sjøbunnen og i kun deler av det fullstendige ledningssystemet. Dette kanaliseringssystemet er hovedsakelig bygget opp av ledningsrør, som virker til å transportere fluid fra havbunnen til havoverflaten. For tiden er disse rørene laget av stål og er hovedsakelig sammenføyd ved hjelp av sveising.

Der er flere mulige konfigurasjoner for disse ledningsrørene, hvor en er den asymmetriske bærelinekonstruksjonen av ledningsrør. Navnet kommer av kurven som beskriver ledningssystemet som er festet ved begge ender (havbunnen og havoverflaten) og er kalt en bærelinekurve.

Et ledningsrørsystem så som det som er beskrevet ovenfor er utsatt for bølgebevegelse til bølgene og havstrømmene. Derfor er motstanden mot utmatning svært viktig i denne type rør, som gjør fenomenet med sveiste forbindelser av rørene til en kritisk en. Derfor er begrensede dimensjonstoleranser, mekaniske egenskaper av jevn motstand og høy tendens til å motstå sprekker i metallfundamentet så vel som i den varmepåvirkede sonen viktige karakteristikker av denne type rør.

Samtidig er det nødvendig for produktet å være svært korrosjonsbestandig på grunn av at fluid som sirkulerer i ledningsrøret kan inneholde H2S.

En annen viktig faktor som må tas hensyn til er at fluid som transporteres i ledningsrøret er svært varm, som gjør det nødvendig for rørene som utgjør systemet å opprettholde deres egenskaper ved høyere temperaturer.

Videre, mediumet hvori rørene noen ganger må benyttes medfører at bruksegenskapene må opprettholdes selv ved svært lave temperaturer. Mange av utsetningene er lokalisert ved breddegrader med svært lave temperaturer, som gjør det nødvendig for røret å opprettholde sine mekaniske egenskaper selv med disse temperaturene.

På grunn av de forannevnte konseptene og på grunn av utvining av reserver ved større dyp har oljeindustrien funnet det nødvendig å benytte legering av stål som muliggjør å oppnå bedre egenskaper enn de som er benyttet tidligere.

En vanlig praksis benyttet for å øke motstanden til et stålprodukt er å tilføre legeringselementer så som C og Mn, for å utføre termisk herdebehandling og forsterkning og til å tilføre elementer som genererer herding via utherding så som Nb og V. Imidlertid krever ikke bare denne type stålprodukter så som ledningsrør høy motstandsdyktighet og seighet, men også andre egenskaper så som høy korrosjonsbestandighet, og høy motstand mot sprekker i metallfundamentet så vel som i de varmepåvirkede sonene straks røret har blitt sveist.

Det er et velkjent faktum at forbedring av noen av egenskapene til stål betyr reduksjon i andre egenskaper, som gjør det utfordrende å oppnå frembringelse av et material som frembringer en akseptabel balanse blant de ulike egenskapene.

Ledningene er rør som, tilsvarende ledningsrør, transporterer en væske, en gass eller begge. Nevnte rør er fremstilt under normer, standarder, spesifikasjoner og koder som sikrer fremstillingen av ledningsrørene i de fleste tilfeller. I tillegg er disse rørene karakterisert og differensiert fra hoveddelen av standard ledningsrør med graden av kjemisk sammensetning, graden av begrensede mekaniske egenskaper (elastisitet, strekkmotstand og deres forhold), lav hardhet, høy seighet, dimensjonstoleranser som er begrenset av den indre diameteren og kriterier for hyppig inspeksjon.

Konstruksjon og fremstilling av stål benyttet i rør av store dimensjoner frembringer problemer som ikke finnes i fremstilling av rør av mindre dimensjoner, så som oppnåelse av korrekt herding, en homogen blanding av en egenskap gjennom veggtykkelsen og en homogen tykkelse gjennom røret og en redusert eksentrisitet.

Et videre annet mer kompleks problem med fremstillingen av rør av store dimensjoner som oppfyller er den korrekte balanse og egenskaper som kreves for dens anvendelse som ledningsrør.

Som bakgrunnsteknikk vises til US 4721536 A, US 4814141 A, EP 0658632 A1 og WO 0070107 A1.

Innen teknikken, for fremstilling av rør som benyttes som ledningsrør, kan det refereres til dokument EP 1182 268 til Miyata Yukio & Al, som omtaler en stållegering som benyttes til fremstilling av lede eller ledningsrør. I dette dokumentet er effektene av de følgende elementer omtalt: C, Mo, Mn, N, Al, Ti, Ni, Si, V, B og Nb. Nevnte dokument indikerer at hvor innholdet av karbon er større enn 0,06%, blir stål tilbøyelig til sprekkdannelse og spalting under herdeprosessen.

Dette er ikke nødvendigvis gyldig, siden selv i rør av store dimensjoner og ved å opprettholde resten av den kjemiske komposisjonen med det samme, ble ingen sprekkdannelse observert opp til karboninnhold på 0,13%.

Ved forsøk på å reprodusere det som omtales til Miyate & Al kan det videre konkluderes med at et materiale med en maksimal mengde av karbon på 0,06% ikke kunne benyttes til fremstilling av ledningsrør av store dimensjoner siden C er hovedelementet som fremhever herdeegenskapen til materialet og det vil vise seg svært kostbart å oppnå de høye motstandene som kreves ved tilføyelse av andre typer elementer, så som molybdenum som også fremhever, gitt et bestemt innhold, tap av seighet i metallfundamentet så vel som i de varmepåvirkede sonene og Mn som fremhever problemer med seigring, som vi skal se mer detaljert senere. Dersom innholdet av karbon er svært lavt, blir herdemulighetene til stålene påvirket betydelig og derfra vil en tykk hetrogen nålstruktur i strukturen i halvverdilaget til røret bli produsert, som reduserer herdeegenskapene til materialet så vel som å frembringe en inkonsistens i fordelingen av motstand i halvverdiskiktet til røret.

Videre er det i Miyata & Al sitt dokument vist at innholdet Mn forbedrer seigheten til materialet, i basismaterialet så vel som i den sveiste, varmepåvirkede sonen. Denne stadfestelsen er også ukorrekt siden Mn er et element som øker herdeegenskapen til stålet, og som således fremmer dannelse av martensitt, så vel som å fremme iboende MA, som er et tap av seighet. Mn fremmer høy sentral seigring i stålstengene hvorfra røret fremstilles, til noe mer tilstedeværelse av P. Mn er elementet med den nest høyeste indeksen av seigring, og fremmer dannelse av MnS bestanddeler, og til og med når stål behandles med Ca, på grunn av problemet med sentral seigring av Mn over 1,35%, hvor nevnte bestanddeler ikke blir eliminert.

Med innhold av over 1,35% Mn, observeres en betydelig negativ påvirkning i tilbøyelighet for hydrogenpåvirket strekkdannelse kjent som HIC. Derfor er Mn elementet med den nest største påvirkningen på formelen CE (karbon ekvivalent, formel 11W) som verdien av innholdet av slutt CE øker med. Høyt innhold av CE tyder på sveiseproblemer med materiale i henhold til hardheten. På den andre side er det kjent at additativer av opptil 0,1% av V muliggjør for å oppnå en tilstrekkelig motstand for denne graden av rør med store dimensjoner, selv om det er umulig og også oppnå på samme tid høy seighet.

En kjent måte hvori nevnte rør fremstilles er ved behandlingen av ”pilger mill” laminering. Dersom det er korrekt at ved hjelp av denne prosessen kan rør av store dimensjoner oppnås, er det også sant at god kvalitet på overflatebehandlingen av røret ikke oppnås. Dette på grunn av at røret som behandles ved ”pilger mill” lamineringen oppnår en bølget og ujevn ytre overflate. Disse faktorene er skadelige siden de kan svekke sammenbruddsmotstanden som røret må inneha.

På den andre side er belegging av rør som ikke har en jevn ytre overflate komplisert, og inspeksjon for defekter med ultralyd blir også unøyaktige.

Stål som kan benyttes for å fremstille rør for ledningssystemer med bærelinekonstruksjon, store dimensjoner, høy strekkmotstand og lav herdeevne, og som samsvarer med kravene for seighet mot sprekkdannelse og motstand mot spredning av sprekkdannelse i de varmepåvirkede sonene (HAZ), og motstand mot korrosjon, nødvendig for disse typer applikasjoner, er ennå ikke blitt oppfunnet siden uten kvaliteten til store dimensjoner, den enkle kjemiske sammensetningen og varmebehandlingen tillater ikke å oppnå karakteristikkene som er nødvendig for denne type produkt.

Det forutgående som er blitt analysert indikerer at problemet ikke enda har blitt fullstendig løst, og at det er nødvendig å analysere andre parametre og mulig løsninger for å oppnå en fullstendig forståelse.

Hovedformålet med denne oppfinnelsen er å frembringe en kjemisk sammensetning for stål som skal benyttes ved fremstilling sømløse stålrør og en prosess for fremstilling som fører til et produkt med høy mekanisk motstand ved romtemperatur opp til 130ºC, høy seighet, lav herdbarhet, korrosjonsbestandig i medium som inneholder H2S og høye verdier av fasthet uttrykt ved motstand mot frembringelse av sprekker i HAZ utviklet av CTODtesten (Crack Tip Opening Displacement).

Et videre annet formål er å muliggjøre et produkt som innehar en akseptabel balanse av de ovenfor nevnte kvaliteter og som samsvarer med kravene som er et ledningsrør for å transportere fluider under høytrykk, det vil si over 680 atm, må ha.

Et videre annet formål er å muliggjøre et produkt som innehar en god grad av motstand mot høye temperaturer.

Et fjerde formål er å frembringe en varmebehandling som er et sømløst rør skal utsettes for som fremmer oppnåelse av nødvendige mekaniske egenskaper og korrosjonsbestandighet.

Andre formål og fordeler med foreliggende oppfinnelse vil bli tydelig etter den følgende beskrivelsen og via eksemplene vist i foreliggende beskrivelse, som er av illustrerende men ikke begrensende karakter.

En foretrukket utførelse av et sømløst stålrør er angitt i det selvstendige krav 1, men alternative utførelser er angitt i respektive uselvstendige krav. En foretrukket fremgangsmåte for fremstilling av et slikt sømløst stålrør er angitt i det selvstendige krav 8.

Spesifikt består foreliggende oppfinnelse av, i et av sine aspekter, mekanisk stål som er svært motstandsdyktig mot temperaturer fra romtemperaturer til 130ºC med god seighet og lav herdbarhet, som også er svært korrosjonsbestandig og motstandsdyktig mot sprekkdannelse i HAZ straks røret er sveist til et annet rør som benyttes i fremstilling av stålrør som samsvarer med undervannsledningsrørsystemer.

Et annet aspekt med denne oppfinnelsen er en fremgangsmåte for fremstilling av denne type rør. Med hensyn til fremgangsmåten blir den første legering fremstilt med ønsket kjemisk sammensetning. Dette stålet bør inneholde prosentdeler i vekt av de følgende elementer i mengdene beskrevet: C 0,06 til 0,13; Mn 1,00 til 1,30; Si 0,35 max.; P 0,015 max.; S 0,003 max.; Mo 0,10 til 0,20; Cr 0,10 til 0,30; V 0,050 til 0,10; Nb 0,020 til 0,035; Ni 0,30 til 0,45; Al 0,015 til 0,040; Ti 0,020 max.; Cu 0,2 max. Og N 0,010 max..

For å garantere en tilfredsstillende herdbarhet til materialet og god sveisbarhet må de forannevnte elementer tilfredsstille de følgende formål:

Stål oppnådd på denne måten størknes i emner eller barer som deretter blir perforert og laminert inntil en rørform. Hovedrøret blir deretter justert til sluttdimensjonene.

For fullstendig å oppfylle formålene i forhold til foreliggende oppfinnelse, bortsett fra de allerede definerte kjemiske formålene, har det blitt bestemt at dimensjonen til veggene til rørene må etableres i områder på ≥ 30 mm.

Deretter blir stålrøret utsatt for termisk herding og temperaturbehandling for å gi det en mikrostruktur og sluttegenskaper.

Figur 1 viser strekkstryken målt i MPa og overgangstemperaturen (FATT), målt i ºC, av ulike forskjellige stål konstruert av oppfinneren, benyttet ved fremstillingen av ledningsrør. Den kjemiske komposisjonen av ”BASE” legeringene, ”A”, ”B”, ”C”, ”D”, ”E” og ”F” kan ses i tabell 1.

Figur 2 viser effekten av ulike temperaturer på austenittisering og temperering og tilføyelsen eller ikke av Ti, på strekkstyrken og overgangstemperaturen (FATT), målt i ºC, for ulike legeringer. Den kjemiske komposisjonen av de ulike legeringer som blir analysert kan ses i tabell 2.

Figur 3 er en referanse for en bedre forståelse av figur 2, hvor de ulike temperaturene av austenittisering (Aust) og temperering (Temp) benyttet for hvert stål med eller uten tilføyelse av Ti kan ses.

Således at stål identifisert i figur 2 med nummer 1 innehav 0,001% Ti og har blitt austenittisert ved 920ºC og temperert ved 630ºC. Dette stålet innehar den kjemiske komposisjonen A, initiert i tabell 2.

Stål 17 (med kjemisk komposisjon E) innehar en større mengde av Ti (0,015%) og har blitt varmebehandlet under det samme forhold som det tidligere nevnte stål. Videre har legeringene A, B, C, D, E, F og G også blitt behandlet med annen austenittiserings- og tempereringstemperaturer, som indikert i figur 3.

Oppfinneren har oppdaget at kombinasjonen av elementer så som Nb-V-Mo-Ni-Cr blant annet, i forhåndsbestemte mengder, fører til oppnåelse av en utmerket kombinasjon av spenningsmotstand, seighet, herdbarhet, høye nivåer av CTOD og god motstand mot hydrogenpåvirket sprekkdannelse (HIC) i en metallbase, så vel som å føre til oppnåelse av høye nivåer av CTOD i den varmepåvirkede sonen (HAZ) til den sveiste skjøten.

Videre har oppfinneren oppdaget at denne kjemiske komposisjonen muliggjør for eliminering av problemene som oppstår ved fremstilling av ledningsrør med store dimensjoner med de ovenfor beskrevne karakteristikker.

Ulike eksperimenter har blitt utført for å avdekke den beste kjemiske komposisjonen av stål som vil oppfylle de ovenfor nevnte krav. En av disse besto av fremstilling av stykker av stor dimensjon med ulike legeringsadditativer og deretter å måle forholdet mellom flytegrense-/ultimat strekkfasthet til hver av dem.

Resultatet av disse eksperimentene kan ses i figur 1. Som et startpunkt blir det benyttet en ”BASE” legering med den kjemiske sammensetningen vist i tabell 1 med navnet ”BASE”. Det ble bevist at disse egenskapene kunne bli forbedret ved tilføyelse Mo og Ni til legeringen (stål A).

Det neste trinn var å redusere innholdet av C til 0,061% (stål B), og det ble observert at der var tap på begge verdier som ble evaluert. Igjen startet vi med stål A og V ble eliminert fra komposisjonen (stål C). I dette tilfellet forbedres overgangstemperaturen noe, men den ultimate strekkfastheten til materialet oppnådde ikke minimumskravene.

Det neste trinnet var å eksperimentere med tilføyelsen Cr. Cr ble tilføyd til stål A (som resulterer i stål D), så vel som til stål C (som resulterer i stål E). Begge stålene viste forbedringer i spenningsmotstand så vel som overgangstemperatur, selv om stål B bedre møtte standardkravene.

Det ble således konkludert at den beste kombinasjonen av motstand/overgangstemperatur ble oppnådd med den kjemiske komposisjonen til legering D.

Ved etterfølgende hendelser har oppfinneren utført andre serier av eksperimenter for å teste tre viktige faktorer som kan påvirke egenskapene til materialet benyttet for ledningsrøret: innholdet av Ti i legeringen, effekten av størrelsen på austenittkornet og tempereringstemperaturen under den termiske behandlingen av stålet.

Oppfinneren oppdaget at økning av størrelse i dimensjonen til austenittkornet fra 12 mikrons til 20 mikrons frembrakte en økning i motstand til stålet, men på samme tid, forverret faktoren til overgangstemperaturen. På samme tid ble det oppdaget at tilføyelsen av Ti til legeringen negativt påvirket overgangstemperaturen.

På den andre side oppdaget oppfinneren at variasjon i tempereringstemperaturen av stål ved omtrent 30ºC produserte ingen betydelig effekt på de mekaniske egenskaper på materialet, i tilfellet med legering som ikke inneholdt Ti. Imidlertid i en legering med et innhold av Ti av opptil 0,015%, ble det funnet en senkning i motstanden når tempereringstemperaturen ble økt fra 630ºC til 660ºC.

I figur 2 er resultatene av testene vist. Fire ulike støp ble laget med stål uten Ti, hvis kjemiske komposisjon er beskrevet i tabell 2 med bokstaven A, B, C og D. Deretter ble tre tilleggsstøp laget med kjemiske komposisjoner tilsvarende til de tidligere, men med tilføyelse av Ti. Den kjemiske komposisjonen av støpene er beskrevet i tabell 2 med bokstavene E, F og G.

Det ble observert at, med tillegget av Ti til stålene A, B, C og D, uten å ta hensyn til austenittiseringen og tempereringstemperaturene som de ble utsatt for, der var negative resultater i overgangstemperaturen, som vist i egenskapene til stål E, F og G som inneholder Ti. I den samme figuren kan det ses at stål uten Ti har en lavere overgangstemperatur enn stålene som har fått tilføyd Ti.

I etterfølgende område av kjemiske komposisjoner som ble funnet å være optimale og som ble benyttet i foreliggende oppfinnelse.

C:0,06 til 0,13

Karbon er det mest økonomiske elementet og det med størst påvirkning på den mekaniske motstanden til stål, således at prosentdelen av dens innhold ikke kan være for lavt. For å oppnå en flytegrense 448,2≥Mpa (65≥ksi), er nødvendig at innholdet av karbon er over 0,06% for rør av store dimensjoner.

I tillegg er C hovedelementet som fremmer herdbarheten til materialet. Dersom prosentandelen av C er for lav blir herdbarheten til stålet påvirket betydelig og således tendensen til dannelse av en grov nålstruktur i halvverdiskiktet til røret som vil være karakteristisk. Dette fenomenet vil føre til en mindre enn ønskelig motstand til materialet så vel som resultere i tap av seighet.

Innholdet av C må ikke være over 0,13% for å unngå stor grad av høy produktivitet og lav termisk herding i sveisingen i skjøten mellom et rør og et neste, og for å unngå at testverdiene til CTOD (utført i samsvar med ASTM norm E 1290) i metallbasen overgår 0,8 mm med opptil -40ºC og for å unngå at de overgår 0,5 mm ved opptil 0ºC i HAZ. Derfor må mengden C være mellom 0,06 og 0,13%.

Mn: 1,00 til 1,30

Mn er et element som øker herdbarheten til stålet, og som fremmer dannelse av martensitt så vel som å fremme det iboende MA, som er tap av seighet. Mn fremmer en høy sentral segregering i stålbaren hvorfra røret lamineres. Mn er også det elementet med den nest høyeste graden av segregering, som fremmer dannelse av MnS innleiring og til og med når stål behandles med Ca, og på grunn av problemet med sentral segregering på grunn av mengden av Mn over 1,35%, blir ikke nevnte innleiringer eliminert.

På den andre side med mengder av Mn over 1,35%, ses en betydelig negativ påvirkning i tilbøyeligheten til hydrogen påvirket sprekkdannelse (HIC), på grunn av den tidligere beskrevne dannelsen av MnS.

Mn er det nest mest viktige elementet som påvirker formelen til CE (karbon ekvivalent, formel IIW) hvorved endeverdien CE økes.

Et minimum av 1,0% av Mn må være sikret og en kombinasjon ved C i områdene tidligere nevnt, vil garantere den nødvendige herdbarheten til materialet for å oppnå motstandskravene.

Derfor må det optimale innholdet Mn være i området av 1,00 til 1,35 og, mer spesifikt, bør være i området av 1,05 til 1,30%.

Si:0,35 Max.

Silisium er nødvendig i prosessen med stålfremstilling som en desoksidant og også for å bedre spenningsmotstand i materialet. Dette elementet, tilsvarende som mangan, fremmer segregeringen av P til grensene av kornet: derfor har det vist seg skadelig og må holdes ved det lavest mulige nivå, foretrukket under 0,35% i vekt.

P: 0,015 Max.

Fosfor er et uunngåelig element i metallisk last, og en mengde over 0,015% produserer segregering på grensene til kornet, som senker motstanden mot HIC. Det er viktig å holde nivåene under 0,015% for å unngå problemer med seighet så vel som hydrogen påvirket sprekkdannelse.

S: 0,003 Max.

Svovel, i mengder over 0,003%, fremmer sammen med høye konsentrater av Mn dannelse av langstrakte MnS innleiringstyper. Denne type svovel er tapsdannende for motstanden mot korrosjon til materialet ved tilstedeværelsene av H2S.

Mo: 0,1 til 0,2

Molybden muliggjør for en økning i tempereringstemperaturen og motvirker også segregering av fragmentdannende elementer på grensene til austenittkornet. Dette elementet er også nødvendig for forbedring av tempereringen til materialet. Det ble oppdaget at optimal minimal mengde bør være 0,1%. Et maksimum på 0,2% blir etablert som en øvre verdi siden over denne mengden ses en reduksjon i seighet til rørlegemet så vel som i den varmepåvirkede sonen til sveisen.

Cr: 0,10 til 0,30

Krom frembringer herding via fast løsning og øker herdeegenskapen til materialet, som således øker dets spenningsmotstand. Cr er et element som også øynes i den kjemiske sammensetningen. Det er derfor nødvendig å ha en minimumsmengde av 0,10%, men parallelt kan overskytende forårsake problemer med tap. Det er derfor anbefalt å holde maksimum mengde ved 0,30%.

V: 0,050 til 0,10

Dette elementet utherdes i en fastløsning som karbider og øker således materialets spenningsmotstand, derfor bør minimumsmengde være 0,050%. Dersom mengden av dette elementet overgår 0,10% (og til og med dersom den overgår 0,08%) kan strekkstyrken til sveisen påvirkes på grunn av et overskudd av karbider eller karbonnitrider i støpen. Mengden bør derfor være mellom 0,050 og 0,10%.

Nb: 0,020 til 0,035

Dette elementet, tilsvarende V, utherdes i en fastløsning i form av karbider eller nitrider som således øker materialets motstand. Disse karbidene eller nitridene hindrer også betydelig vekst av kornet. En overskuddsmengde av dette elementet har ingen fordeler og kan egentlig forårsake utherding av forbindelser som kan vise seg skadelige for seigheten. Dette er hvorfor mengden av Nb bør være mellom 0,020 og 0,035.

Ni: 0,30 til 0,45

Nikkel er et element som øker seigheten til basematerialet og sveisingen, selv om betydelige tilføyelser ender opp med å vanne ut den effekten. Optimalt område for rør av store dimensjoner bør derfor være 0,30 til 0,45%. Det har vist seg at optimal mengde av Ni er 0,40%.

Cu: 0,2 Max.

For å oppnå en god sveisbarhet til materialet og for å unngå tilstedeværelse av defekter som kan skade kvaliteten på skjøten, bør mengden Cu holdes under 0,2%.

Al: 0,015 til 0,040

Likeledes som Si virker aluminium som en deoksidant i stålfremstillingsprosessen. Det også raffinerer kornene til materialet som således muliggjør høyere seighetsverdier. På den andre side kan et høyt Al innhold generere alumina innleiringer, som således reduserer seigheten til materialet. Derfor bør mengden aluminium begrenses til mellom 0,015 til 0,040%.

Ti: 0,020 Max.

Ti er et element som benyttes for deoksidering og for å raffinere kornene. Mengder større enn 0,020% og tilstedeværelse av elementer så som N og C kan danne sammensetninger så som karbonnitrider eller nitrider av Ti som er reduserende for overgangstemperaturen.

Som vist i figur 2 blir det vist at for å unngå en markert reduksjon i overgangstemperaturen til røret, bør mengden Ti ikke være større enn 0,02%.

N: 0,010 Max.

Mengden N bør holdes under 100 ppm for å oppnå stål med en utherdingsmengde som ikke reduserer seigheten til materialet.

Tilføyelse av elementer så som Mo, Ni og Cr muliggjør for utvikling etter temperering av en lavere bainitt mikrostruktur, polygonal ferritt med små områder av martensitt høy i C med oppfanget austenitt (MA bestanddel) oppløst i matrisen.

For å garantere en egnet hardhetsevne til materialet og god sveisbarhet, bør elementene beskrevet nedenfor opprettholde forholdet vist her:

Det ble også funnet at størrelsen på optimal austenitt punktstørrelse er fra 9 til 10 i samsvar med ASTM.

Oppfinneren oppdaget at den kjemiske sammensetningen beskrevet førte til oppnåelse av en adekvat balanse av mekaniske egenskaper og korrosjonsbestandighet, noe som muliggjør ledningsrøret å møte funksjonskravene.

Siden en forbedring av bestemte egenskaper i stål påfører et tap på andre, var det nødvendig å konstruere et material som på samme tid muliggjør for overensstemmelse med høy spenningsmotstand, god seighet, høye CTODverdier og høy korrosjonsbestandighet i metallbasen og høy motstand mot utvikling av sprekkdannelse i soner påvirket av varme (HAZ).

Foretrukket bør det sømløse stålrøret av stor dimensjon inneholde den detaljerte kjemiske sammensetningen for å ha den følgende balanse av karakteristiske verdier:

Flytegrense (YS) ved romtemperatur ≥ 448,2 MPa (65 Ksi)

Flytegrense (YS) ved 130ºC ≥ 448,2 MPa (65 Ksi)

Ultimat strekkstyrke (UTS) ved romtemperatur ≥ 531,0 MPa (77 Ksi)

Ultimat strekkstyrke (UTS) ved 130°C ≥ 531,0 MPa (77 Ksi)

Forlengelse av 2” ≥20% minimum

Forholdet YS/UTS ≤0,89 maksimum

Energi absorbert målt ved en temperatur av -10°C ≥ 100 Joule minimum

Skjærområde (-10°C) = 100%

Hardhet ≤ 240 HV10 maksimum

CTOD i metallbasen (testet ved en temperatur av opptil -40ºC) ≥ 0,8 mm minimum CTOD ved varmepåvirket sone (HAZ) (testet ved en temperatur på opptil 0°C) ≥0,50 mm minimum

Korrosjonstest HIC, i samsvar med NACE TM0284, med oppløsning A:CTR 1,5% max.; CLR 5,0% max..

Et annet aspekt med den foreliggende oppfinnelsen er det å omtale varmebehandling egnet for bruk på et rør av stor dimensjon med den kjemiske komposisjonen indikert ovenfor, for å oppnå de mekaniske egenskapene og korrosjonsbestandigheten som er nødvendig.

Fremstillingsprosessen og spesifikt parametrene med varmebehandling sammen med den kjemiske komposisjon beskrevet er blitt utviklet av oppfinneren for å oppnå et egnet forhold av mekaniske egenskaper og korrosjonsbestandighet, for på samme tid å oppnå høy mekanisk motstand til materialet ved 130°C.

De følgende trinnene utgjør prosessen for fremstilling av produktet: først blir en legering med den indikerte kjemiske sammensetningen fremstilt. Dette stålet, som allerede nevnt, bør inneholde en vektprosent av de følgende elementer i mengdene beskrevet: C 0,06 til 0,13; Mn 1,00 til 1,30; Si 0,35 max.; P 0,015 max.; S 0,003 max.; Mo 0,10 til 0,20; Cr 0,10 til 0,30; V 0,050 til 0,10; Nb 0,020 til 0,035; Ni 0,30 til 0,45; Al 0,015 til 0,040; Ti 0,020 max.; Cu 0,2 max. Og N 0,010 max..

I tillegg må mengden av disse elementene være slik at de møter de følgende forhold:

Stålet formes til faste stenger som oppnås ved bue eller vertikalsammenhengende støping. Deretter utføres perforering av stangen og dens ytre laminering utføres som slutter med produktet i sine sluttdimensjoner.

For å oppnå god eksentrisitet, tilfredsstillende kvalitet på overflaten til utsideveggen til røret og gode dimensjonstoleranser, bør den foretrukne lamineringsprosessen utføres ved fastspindel.

Straks røret er tilpasset utsettes det for varmebehandling. Under denne behandlingen blir røret først varmet i en austenittovn til en temperatur over Ac3. Oppfinneren har funnet at for den kjemiske komposisjonen beskrevet ovenfor er en austenittemperatur mellom 900°C og 930°C nødvendig. Dette området har vist seg å være tilstrekkelig høyt nok til å oppnå den korrekte oppløsingen av karbider i matrisen og på samme tid ikke så høyt at det fremmer betydelig vekst av kornet, som senere kan være reduserende for overgangstemperaturen til røret.

På den andre side kan høye austenittemperaturer over 930°C forårsake delvis oppløsning av utherdinger til Nb (C, N) som er effektive i dannelse av betydelig vekst av størrelsen til kornet og redusere det for overgangstemperaturen til røret.

Straks røret kommer ut av austenittovnen blir det umiddelbart utsatt for ytre og indre temperering i et kar hvor tempereringsmiddelet er vann. Tempereringen bør utføres i et kar som muliggjør rotasjon av røret mens det er nedsenket i vann, for foretrukket å oppnå en homogen struktur gjennom hele legemet til røret. På samme tid muliggjør en automatisk innretning av røret med hensyn til injeksjonsmunnstykke av vann også forbedret samsvar med de planlagte formål.

Det neste trinnet er tempereringsbehandlingen av røret, en prosess som sikrer sluttmikrostrukturen. Nevnte mikrostruktur vil gi produktet dets mekaniske og korrosjonskarakteristikker.

Det har vist seg at varmebehandlingen sammen med den kjemiske komposisjonen omtalt ovenfor trenger en matrise av foredlet bainitt med et lavt C innhold med små områder, dersom de fremdeles er tilstedeværende, av godt oppløste MA innleiringer, hvor dette er fordelaktig for å oppnå egenskapene som stål for ledningsrør krever. Oppfinneren har funnet at i kontrast er tilstedeværelse av MA bestanddeler i et stort antall og av utfellinger i matrisen og grenseområdene til kornene reduserende for overgangstemperaturen.

En høy tempereringstemperatur er effektiv for å øke seigheten til materialet siden det løsgjør en betydelig mengde restkrefter og tilføyer noen bestanddeler i løsningen.

For derfor å oppnå flytegrensen som kreves for dette materialet etter temperering er det nødvendig å opprettholde fraksjonen av polygonal ferritt lav, foretrukket under 30%, og hovedsakelig å fremme tilstedeværelse av underordnet bainitt. I samsvar med det ovenfor nevnte og for å oppnå den nødvendige balansen i egenskapene til stålet bør tempereringstemperaturen være mellom 630°C og 690°C.

Det er kjent at avhengig av den kjemiske komposisjonen som stål innehar, kan parametrene for den termiske behandlingen og fundamentalt austenitt og tempereringstemperaturer bli bestemt. Følgelig har oppfinneren funnet et forhold som gjør det mulig å bestemme optimal tempereringstemperatur, avhengig av den kjemiske komposisjonen til stålet. Denne temperaturen oppnås i samsvar med det følgende forhold:

Ttemp(°C) = [ - 273 1000 / (1,17 – 0,2 C – 0,3 Mo – 0,4 V) ] / - 5

Det følgende er en beskrivelse av den beste metoden for å utføre oppfinnelsen. Den metalliske massen prepareres i samsvar med konseptene beskrevet og støpes i en elektrisk bueovn. Under smeltetrinnet av massen ved opptil 1550°C, skjer en avfosforisering av stålet, deretter blir det avslagget og nytt slagg dannes for å redusere svovelinnholdet noe. Til slutt blir det dekaburert til de ønskede nivåer og flytende stål tømmes over i formen.

Under støpetrinnet tilføres aluminium for å reoksidere stålet og også en estimert mengde av ferrolegeringer tilføres inntil de når 80% av sluttkomposisjonen. Deretter utføres en desvoletisering; støpet justeres i komposisjon så vel som temperatur; og stålet sendes til vakuum degassingsstasjon hvor reduksjon av gaser (H, N, O og S) utføres; og tilslutt ender behandlingen med tilføyelse av CaSi for å gjøre innleiringene flytende.

Når støpematerialet er preparert i en komposisjon og temperatur sendes det til den sammenhengende støpemaskinen eller ingot-støpingen hvor omformingen fra flytende stål til faste stenger av ønsket diameter utføres. Produktet som oppnås ved fullførelse av denne prosessen er metallblokker, barer eller stenger som har den kjemiske sammensetningen som beskrevet ovenfor.

Det neste trinnet er gjenoppvarming av stålstengene til temperatur nødvendig for perforering og senere laminering. Hovedrøret som således oppnås blir deretter justert til de ønskede sluttdimensjonene.

Deretter utsettes stålrøret for herding og tempereringsvarmebehandling i samsvar med parametrene beskrevet detaljert ovenfor.

Eksempler

De følgende eksempler på utførelse av foreliggende oppfinnelse er i tabellform. Tabell 3 presenterer ulike kjemiske komposisjoner hvorpå testene benyttet for å befeste denne oppfinnelsen ble basert. Tabell 4 etablerer effekten av denne komposisjonen, med varmebehandlingene indikert, på de mekaniske og antikorrosjonsegenskapene til produktet. For eksempel ledningsrøret identifisert med nummer 1 har den kjemiske komposisjonen som beskrevet i tabell 3, det vil si: C, 0,09; Mn, 1,16; Si, 0,28; P, 0,01; S, 0,0012; Mo, 0,133; Cr, 0,20; V, 0,061; Nb, 0,025; Ni, 0,35; Al, 0,021; Ti, 0,013; N, 0051; Mo Cr Ni = 0,68 og (Mo Cr V) / 5 (Ni Cu) / 15 = 0,10.

Ved et gitt tidspunkt blir det samme materialet utsatt for en varmebehandling som indikert i kolonnene ”T.Aust.” i forhold til ”T.Temp.” i tabell 4, det vil si en austenittemperatur:

T.Aust. = 900°C og en tempereringstemperatur: T.Temp. = 650°C. Dette samme røret har egenskapene indikert i de følgende kolonnene for det samme stålnummer som i tabell 4, det vil si en tykkelse på 35 mm, en flytegrense (YS) av 517,1 MPa (75 ksi), en ultimat strekkfasthet (UTS) av 613,6. MPa (89 ksi), et forhold mellom flytegrensen og den ultimate strekkstyrke (YS/UTS) på 0,84, en flytegrense målt ved 130°C på 475,7 MPa (69 ksi), en ultimat strekkfasthet målt ved 130°C på 565,4 MPa (82 ksi), et forhold mellom flytegrensen og den ultimate strekkfastheten målt ved 130°C på 0,84, en motstand mot sprekkdannelse målt ved CTODtest ved -10°C på 1,37 mm, et mål på absorbert energi målt ved Charpytest ved -10°C på 440 Joule, et duktilt/sprøtt område av 100%, en hardhet av 215 HV10 og en korrosjonsbestandighet målt ved HICtest i samsvar med NACE TM0284, med oppløsning A av norm NACE TM01771,5% med maksimum for CTR og 5,0% er maksimum for CLR.

Oppfinnelsen har blitt tilstrekkelig beskrevet slik at hvem som helst med kunnskap innenfor feltet kan reprodusere og frembringe resultatene omtalt i foreliggende oppfinnelse. Imidlertid er en fagmann i samsvar med foreliggende oppfinnelse i stand til å utføre modifikasjoner ikke beskrevet i foreliggende søknad, men for anvendelse av disse modifikasjonene i et bestemt material eller tilhørende fremstillingsprosess er omfanget som kreves i de følgende krav nødvendig, og nevnte material og prosess skal forstås og være innenfor rammen av oppfinnelsen.

1 2 ur urfigfig tiis ti v vis ne nele

åle stå

stav av on on isj

sisj pos

po

kom

kom k

is kis

jem m

je . K . K l1 l2el

Tab

Tabel

5 e

ls

ne

fin

opp

de

gen

ig

el

for

av

n

jo

sis

po

kom

isk

em

kj

på

er

pl

ksem

. E

l3

bel

Ta

5

Claims

P A T E N T K R A V. 1. Sømløst stålrør med høy mekanisk motstand, god grad av seighet, god motstand mot sprekkdannelse i metallbasen og den varmepåvirkede sonen (HAZ) og god korrosjonsbestandighet, k a r a k t e r i s e r t v e d at materialet hvorfra det fremstilles utgjøres av Fe, uunngåelige urenheter og den følgende kjemiske sammensetning uttrykt i vekt-% av tilleggselementer: C 0,06 til 0,13 Mn 1,00 til 1,30 Si 0,35 Max. P 0,015 Max. S 0,003 Max. Mo 0,1 til 0,2 Cr 0,10 til 0,30 V 0,050 til 0,10 Nb 0,020 til 0,035 Ni 0,30 til 0,45 Al 0,015 til 0,040 Ti 0,020 Max. N 0,010 Max. Cu 0,2 Max. av det følgende forhold blant legeringselementene:

og av vegger av stor dimensjon ≥ 30 mm.
2. Sømløst stålrør i samsvar med krav 1, k a r a k t e r i s e r t v e d et titaniuminnhold av ikke mer enn 0,002% i vekt.
3. Sømløst stålrør i samsvar med krav 1 og 2, k a r a k t e r i s e r t v e d en motstand mot sprekkdannelse, hvori en CTODtest ved en temperatur på -40°C gir en forskyvning ≥ 0,8 mm i metallbasen og en CTODtest ved en temperatur på 0°C gir en forskyvning ≥ 0,5 mm i den varmepåvirkede sonen.
4. Sømløst stålrør i samsvar med krav 1, 2 og 3, k a r a k t e r i s e r t v e d at motstand mot korrosjon målt ved HICtest i samsvar med norm NACE TM0284 med oppløsning A er 1,5% max. for CTR og 5,0% max. for CLR.
5. Sømløst stålrør i samsvar med de foregående krav, k a r a k t e r i s e r t v e d at det har vegger av stor dimensjon ≥ 40 mm.
6. Sømløst stålrør i samsvar med et av de foregående krav 1-5, k a r a k t e r i s e r t v e d at det innehar de følgende egenskaper: YSTrom≥ 448,2 MPa (65 Ksi) YS130°C≥ 448,2 MPa (65 Ksi) UTSTrom≥ 531,0 MPa (77 Ksi) UTS130°C≥ 531,0 MPa (77 Ksi) Energi absorbert var evaluert ved en temperatur av opptil -10°C ≥ 100 Joules, hardhet ≤ 240 HV10 maksimum.
7. Sømløst stålrør i samsvar med et av de foregående kravene 1-6, k a r a k t e r i s e r t v e d at det innehar de følgende egenskaper: YSTrom˃ 448,2 MPa (65 Ksi) YS130°C≥ 448,2 MPa (65 Ksi) UTSTrom≥ 531,0 MPa (77 Ksi) UTS130°C≥ 531,0 MPa (77 Ksi) YS/UTS ≤ 0,89 Forlengelse ≥ 20% Energi absorbert var evaluert ved en temperatur på opptil -20° ≥ 380 Joules, skjærområde ved -10°C = 100%, hardhet ≤ 220 HV10.
8. Fremgangsmåte for fremstilling av sømløst stålrør med høy mekanisk motstand, god seighet, god motstand mot sprekkdannelse i metallbasen og i HAZ og god korrosjonsbestandighet, omfattende trinnene: 1. å fremstille stålet som har en kjemisk sammensetning i samsvar med krav 1, 2. å oppnå et fast, sylindrisk stykke, 3. å perforere nevnte stykke, 4. å laminere nevnte stålstykke, 5. å utsette det laminerte røret for varmebehandling bestående av austenittisering til en temperatur på mellom 900°C og 930°C, etterfulgt av indre-ytre herding i vann og deretter varmebehandling for temperering ved en temperatur på mellom 630°C og 690°C som definert av den følgende likning: Ttemp(°C) = [ - 273 1000 / (1,17 – 0,2 C – 0,3 Mo – 0,4 V) ] / - 5