NO321325B1 - Fremgangsmate for a fremstille somlose stalror med hoy styrke og med utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand - Google Patents

Description

TEKNISK OMRÅDE

Den fremlagte oppfinnelse angår en fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke og utmerket korrosjonsmotstand, spesielt sulfid-spenningsoppsprekkingsmotstand. Mer nøyaktig angår oppfinnelsen en fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke, god robusthet og utmerket korrosjonsmotstand, spesielt sulfid-spenningsoppsprekkingsmotstand, som er kjennetegnet ved en kombinasjon av en spesifisert kjemisk sammensetning av råmaterialer (stålbarre) (emne) og spesifisert varmemekanisk behandling av materialet. Fremgangsmåten er også kjennetegnet ved å utføres i en kontinuerlig linje som omfatter et trinn med rørfremstilling og varmebehandling av denne.

BAKGRUNNSTEKNIKK

I en stålproduksjonsfabrikk som krever enorme fasiliteter, har forenkling av prosessen som benytter såkalt «på linje-prosessering» blitt utforsket for å spare energi og forkorte prosessen. «På linje-prosesseringen» betyr å utføre arbeid slik som valsing og varmebehandling i en kontinuerlig fremstillingslinje. I på linje-prosesseringen er en fremgangsmåte hvori et varmearbeidet produkt er umiddelbart bråkjølet for å utnytte dets varme i arbeidet, kalt «direkte bråkjøling». På den annen side, en fremgangsmåte hvori det varmearbeidede produktet er så avkjølet, og så utsatt for varmebehandling i en separat linje, er kalt «fra linje-prosessering», og bråkjøling som er utført i fra linje-prosesseringen er kalt «gjenvarming og brå-kjøling».

I den senere tid, innen feltet for stålplatefremstilling ved varmevalsing, er fra linje-prosesseringen redusert og de fleste av platene er produsert i på linje-prosesseringen. Ved fremstilling av sømløse stålrør, er imidlertid varmebehand-lingene slik som bråkjøling og temperering av produktene fremdeles for det meste utført i fra linje-prosesseringen, på grunn av at det anses at kvalitet og sikkerhet av produktet er mer viktig. Det er unødvendig å si at det er nødvendig at fra linje-prosesseringen innbefatter herdingsfasiliteter (en oppvarmingsovn og et bråkjø-lingsutstyr) og en tempereringsovn i en separat linje fra rørfremstillingslinjen.

I den konvensjonelle rørfremstillingsprosessen, er sømløse stålrør produsert i en påfølgende varmearbeidende prosess som omfatter trinnene av gjennomtrengning av en ståtbarre ved en gjennomtrenger, utstrekking og valsing ved en pluggpresse eller en filmpresse, og form-ferdigstillelse ved en sorterer eller en tynner. Noen ganger er én pressmaskin benyttet for gjennomtrengning. Vanligvis er røret fremstilt i en arbeidslinjeformer gjenoppvarmet, bråavkjølt og så temperert i en iinje adskilt fra rørfremstillingslinjen. På denne måten er de sømløse stålrøre-ne tilveiebrakt med tilstrekkelige egenskaper slik som styrke, robusthet og sulfid-spenningsoppsprekkingsmotstanden er tilført til kunder. Sulfidspennings-oppsprekking er en sprekk som kommer frem i stål med høy styrke eksponert til et miljø som inneholder sulfid, spesielt hydrogensulfid (H2S). «Sulfid-spenningsopp-sprekking» er referert til som «SSC» heretter.

Hvis det ovenfor nevnte vanlige bråavkjølingstrinnet er erstattet av den direkte bråavkjølingen, er forenkling av fremstillingsfasilitetene og reduksjon av produksjonen oppnådd. Som nevnt ovenfor, «direkte bråavkjøling» betyr behandlingen, hvori produktet, etter varmearbeiding, straks er blitt avkjølt. I detalj, betyr det en fremgangsmåte for å oppnå en herdet metallstruktur, som består av martensitt eller barnitt ved direkte bråavkjøling fra austenitt-tilstand ved en temperatur høye-re enn Ar3-overgangspunktet, i den varmearbeidende linjen.

For eksempel, i publikasjonen til japansk patentsøknad (referert til som PJPA heretter) nr. 58-224116,60-75523 og 6-172859, omtaler stålrørfremstil-lingsprosesser, som innbefatter det direkte bråavkjølingstrinnet slik som forsterket avkjøling, straks etter varmearbeiding. Imidlertid har rørene som er produsert i den direkte bråavkjølingsprosessen grov komstørrelse i sin mikrostruktur og lavere seighet og korrosjonsmotstand (SSC-motstand) i sammenligningen med rørene som er produsert i den konvensjonelle fra linje-gjenoppvarming og bråavkjø-lingsprosess.

Som nevnt ovenfor har den direkte bråavkjølingen en tendens til å gjøre

kornstørrelsen av produktet grov i sammenligning med konvensjonell gjenoppvarming og bråavkjøling. Man har trodd at den direkte bråavkjølingsmetoden ikke var passende for fremstilling av et sømløst stålrør med høy styrke og høy korrosjonsmotstand, fordi røret med grov komstørrelse er dårligere i seighet og SSC-mostand, som er ansett som de viktigste egenskapene til sømløse stålrør.

Som en metode for å foredle (forfine) krystallkornene, har en metode blitt foreslått hvori kornforfmingen er utført ved en kombinasjon av kjølings- og gjenoppvarming for to faseoverføringer, dvs. overføring fra austenitt til ferritt og rever-serende omforming fra ferritt til austenitt. For eksempel, en fremgangsmåte hvori kjølings- og gjenoppvarmingstrinnene er tilført mellomliggende growalsing og ferdigvalsing er omtalt i PJPA nr. 56-3626. Andre metoder hvori avkjølings- og gjenoppvarmingstrinnene er satt sammen etter avsluttet valsing er omtalt i henholdsvis PJPA nr. 58-91123, 58-104120,63-11621 og 04-358023. Videre omtaler PJPA nr. 58-117832 en metode hvor to kjølings- og gjenoppvarmingstrinn er satt inn i prosessen, en er under valseprosessen og den andre er etter valsing.

Ifølge hver metode nevnt ovenfor, er det mulig å forfine kornene til stålpro-duktene som er direkte bråavkjølt. Hver metode innbefatter imidlertid de følgende problemene.

© Forfiningen av kornene er fremdeles utilstrekkelig for et krav for høyere korrosjonsmotstandsnivå.

© Energiforbruk for å gjenoppvarme produktene, som engang har blitt av-kjølt til et temperaturområde for igangsetting og komplettering av overføringen, til et temperaturområde hvori den reverserte omformingen er utført, er meget stor.

<D Siden de ovennevnte metoder krever heller kompliserte og kostbare fasiliteter, er kostnadsreduksjonen for konstruksjon og operasjon ikke så stor i sammenligning med fra linje-varmebehandlingen.

For å forfine kornene ytterligere og forbedre hardhetsevnen til stålet, er noen metoder hvori et stålprodukt er direkte bråavkjølt og temperert, etter komforfining ved varmearbeide ved ikke-rekrystalliseringsområde og rekrystallisering, vist i PJPA nr. 62-139815, nr. 63-223125 og 64-55335.

I fremgangsmåten til den ovennevnte nr. 62-139815, er styrken og seigheten av produktet forbedret ved å holde stålet i et temperaturområde nær den avsluttende valsetemperaturen, for rekrystallisering av austenittkorn og oppretthol-delse av oppløst produkt B (boron). Denne mekanismen er basert på et forhold mellom herdeevnen til stålet og oppførselen av B under prosessen, fra avslutning av varmevalsingen til bråavkjøling. Metoden til nevnte nr. 63-223125 forbedrer styrken og seigheten av produktet ved enhetlig fin kornstruktur av nr. 8 eller mer av JlS-kornstørrelsenummer. I denne metoden, for å få den nevnte kornstruktur, er produktet helt varmevalset i ikke-rekrystalliseringstemperaturområde, hurtig oppvarmet til en temperatur for bløtlegging for en kort tid, uten kjøling under AR3-overgangspunktet, direkte bråavkjølt og temperert.

Den ovennevnte komforfining ved direkte bråavkjøling foregår ved en pro-duksjonsteknologi av platen med lavt karbonstål i hvilken rekrystalliseringen og komveksten skjer relativt lett. Hvis disse metodene er anvendt for en prosess for fremstilling av høystyrke-korrosjonsmotstandig stålrør for oljebrønnbruk, er det vanskelig å oppnå den samme effekten som platen, siden de sømløse stålrørene for oljebrønnbruk er laget av middels karbonstål. Selv om valsing ved et stort arbeidsforhold er heller lett for stålplaten, spesielt for lavkarbonstål i ikke-rekrystallisert tilstand i et sammenlignbar lavtemperaturområde, er den samme valsingen ekstremt vanskelig for stålrør, spesielt for middels karbonstål, som er utarbeidet i en komplisert valseprosess. Med andre ord er det ikke lett å anvende fremstil-lingsprosessen for stålplater for prosessen for å produsere stålrør. Mer detaljert forårsaker valsing ved et stort arbeidsforhold (hastighet) i ikke-rekrystallisasjons-temperaturområde under 1000°C i den generelle rørvalsemetoden, slik som pluggpressemetoden eller spindelpressemetoden, problemer med overkapasitet for pressen eller vanskelighet med å trekke av spindelstangen fra røret etter valsing. Følgelig er noen motforanstaltninger gjort for disse problemene.

Oppfinnelser for rekrystallisering under eller etter valsetrinnet i den direkte bråavkjølingsprosessen for sømløs stålrørfremstilling er omtalt i PJPA nr. 61-238917, 05-255749, 05-255750 og 05-271772.

Oppfinnelsen i den ovennevnte nr. 61-238917 er kjennetegnet ved styring av rekrystalliseringsforholdet før bråavkjøling til mer enn 90% og ved å anvende et stål med en spesifisert kjemisk sammensetning med nøyaktig definering av var-meforholdet etter varmevalsing. Imidlertid angir ikke nr. 61-238917 noe angående valseforholdet av sømløse stålrør for årsaker at en forbedring av seighet, ved å forandre valseforholdet, ikke er praktisk. Hvis varmebehandlingen omtalt i nr. 61-238917 kun er anvendt for den generelle rørvalseprosessen, slik som pluggpresse- eller spindelpresseprosessen, er ønskelig enhetlig fin kornstruktur ikke alltid oppnådd. Videre vil varmebehandlingen sannsynligvis fremskynde kornvekst og generere grove korn.

PJPA nr. 5-255749 og 5-255750 omtaler metoder for direkte bråavkjøling i hvilke et hult skall av spesifisert kjemisk sammensetning er tvangsavkjøtt til 1100-900°C på veien ti! valsen og så valset med en reduksjon av tykkelse i området på 15% eller mer til et rørskall med en tilsiktet ytre diametertykkelse. Deretter er røret ferdigvalset etter gjenoppvarming ved 900-1000°C, og så direkte bråavkjølt. Austenittkornstørrelsen til røret som til slutt er produsert i denne fremgangsmåten, er 8,9 av ASTM-kornstørrelsenummer på det meste, fordi kornet har vokst ved gjenoppvarmingen før avsluttende valsing, selv om meget fin kornstruktur oppnås under varmevalsingstrinnet. I tillegg, i metoden beskrevet ovenfor, oppstår unor-mal komstørrelse hyppig på grunn av den relativt lave reduksjonen av avsluttende valsing slik at røret ikke alltid har enhetlig fin kornstruktur. Som nevnt ovenfor, er prosessen som omfatter gjenoppvarmingstrinnet på veien mot varmevalsing, ikke alltid gunstig for å gjøre korn fine og enhetlige. Gjenoppvarmingstemperaturen kan være i et område hvor kornveksten ikke skjer. I dette tilfelle blir imidlertid strukturen av røret langstrakte korn eller blandet kornstruktur, fordi valsing etter gjenoppvarmingen ble utført i ikke-rekrystalliseringsområdet. Spesielt forringer den langstrakte kornstrukturen herdeevnen av stålet og øker anisotropi av mekaniske egenskaper. Følgelig er det vanskelig å benytte det sømløse stålrøret produsert i denne metoden, idet stålrøret må ha spesielt god korrosjonsmotstand.

I PJPA nr. 5-271772 omtales en fremgangsmåte for fremstilling av et stålrør som har mer enn 90% martensitt-struktur, hvori røret laget av et emne av spesifisert kjemisk sammensetning ved primær valsing, er gjenoppvarmet til 900-1000°C, og er så ferdigvalset etterfulgt av direkte bråavkjøling. Nr. 5-271772 angir imidlertid ingenting angående arbeidsforholdene til stålrøret. For denne metoden kan ikke alltid en enhetlig fin kornstruktur oppnås, siden fremgangsmåten er kjennetegnet ved gjenoppvarmingen av røret, da løpet for varmevalsing er det samme som fremgangsmåtene i foregående nr. 5-255749 og 5-255750. Rørets austenitt-kornstørretse som oppnås i denne fremgangsmåten, er til slutt maksimalt 7,3 av ASTM-kornstørrelsenummer.

Metoder for direkte bråavkjøling av stålrør, i hvilke kornene er forfinet, før bråavkjøling, ved en kombinasjon av kjemisk sammensetning av materiale og et spesifisert arrangement av valseverk, er omtalt i PJPA nr. 5-184711,6-172854 og 6-172858.1 disse metodene er et hult skall formet til et ferdig produkt ved to eller flere diagonalt hellende valseverk (skråvalseverk) anordnet i tandem (etter hverandre). Deformasjonstilstanden ved valsing i skråvalseverket, inneholder en mengde av skjærspenningskomponenter. | disse metoder, er det hule skallet valset ved en lavere temperatur enn vanlig i hvert verk eller i det første verket, og temperaturen av røret er øket ved arbeidsvarme. Røret er påfølgende valset i skråvalseverket og ferdigvalset til de endelige produktene. Noen ganger er røret gjenoppvarmet før den avsluttende valsingen, dvs. etter den siste valsingen i skråvalseverket. Under valsingsforholdene av temperatur og reduksjonsforhold spesifisert i disse patentskriftene, mottar røret kraftig deformasjon, selv om valsingen utføres i skråvalseverket, og det produserte røret har ofte defekter (overflatedefekter). Dessuten er austenitt-komstørrelsen til røret produsert ved denne fremgangsmåten, 10,7 av ASTM-kornstørrelsenummer på det meste, fordi reduksjonsforholdet i den ferdige valsingen er for lite.

Senere forbedring av SSC-motstand av sømløse stålrør, spesielt rør for oljebrønner, har blitt et viktig mål, da utvinningen av høykorrosiv råolje som inneholder mye sulfid, har blitt aktiv. Teknologien for å forbedre SSC-motstand er fremgangsmåter for å forfine kornstrukturen til røret i en prosess omfattende en eller flere gjenoppvarmings-bråavkjølingssykluser omtalt i f.eks. PJPA nr. 6-220536, 60-43424, 60-52520, 60-46318, 60-86208, 60-46317 og 60-86209.

Den ovennevnte nr. 6-220536 omtaler en fremgangsmåte hvor et stålrør med en spesifisert kjemisk sammensetning er gjenoppvarmet og bråavkjølt igjen etter direkte bråavkjøling. Det er imidlertid ingen beskrivelse i nr. 6-220536 angående arbeidsforholdet av stålrørene, spesielt den ferdige valsetilstanden like før direkte bråavkjøling. Hvis et stålrør er utsatt for direkte bråavkjøling etter ferdigvalsing i den vanlige valsemetoden for sømløse stålrør ved pluggverk eller spindelverk, blir ikke alltid mikrostrukturen til det produserte røret ultrafint med enhetlig kornstruktur fordi abnormal kornvekst skjer hyppig ved gjenoppvarming og bråav-kjølingsbehandling, etter direkte bråavkjøling. Røret som således produseres kan ha dårligere korrosjonsmotstand.

I ovennevnte PJPA nr. 60-43424 og 60-52520 omtales fremgangsmåter hvor stål er gjenoppvarmet og så bråavkjølt etter direkte bråavkjøling. I denne fremgangsmåten er stål med spesifisert kjemisk sammensetning varmevalset med ikke mindre enn 20% reduksjon av tykkelse, ved en temperatur på 1000°C eller mindre, like før direkte bråavkjøling. Selv om disse metoder er kjennetegnet ved avsluttende valsing ved lavere temperaturområde, slik som 1100°C eller mindre, er verdiene for reduksjonen av tykkelse ved valsing omkring 40% på det meste, som indikert i eksempler. Imidlertid har stål valset kun ved omkring 40% reduksjon aldri tilfredsstillende forfinet austenittkorn, etter direkte bråavkjøling, hvilket blir de initielle kornene i gjenoppvarming og bråavkjølingstrinnene. Følgelig bør gjenoppvarmings- og bråavkjølingssyklusene repeteres mange ganger for å oppnå meget fine korn i stålet.

PJPA nr. 60-46318 og 60-86208 omtaler en fremgangsmåte for gjenoppvarming og bråavkjøling av rørene, hvori et stål med en spesifisert kjemisk sammensetning, utsettes for den primære varmevalsingen i austenittfaseområdet og utsettes for den sekundære varmevalsingen, etter å ha blitt holdt varm eller gjenoppvarmet, for å undertrykke initieringen av overføringen til ferrittfase og så er det valsede stålet direkte bråavkjølt. I denne metoden, på grunn av at overføring-en er undertrykket mellom de primære og sekundære valsetrinnene, kan austenittkornene, etter direkte bråavkjøling, hvilke blir de initielle kornene i gjenoppvarmings- og bråavkjølingstrinnene, ikke forfines tilstrekkelig. Derfor bør gjenoppvarmings- og bråavkjølingssyklusene repeteres mange ganger, for å oppnå ønsket fin kornstruktur. Siden valseforholdene, spesielt de sekundære valsetilstandene før direkte bråavkjøling ikke er beskrevet i det hele tatt i både 60-46318 eller 60-86208, må det antas at den sekundære valsingen (avsluttende valsing) er utført under de vanlige forholdene for generell sømløs stålrørproduksjon og så er røret direkte bråavkjølt. I stålrøret som således produseres, skjer ofte abnormal kornvekst, i motsetning til hva som ventes ved repeteringen av gjenoppvarmings-bråavkjølingssyklusen, derfor får stålrøret dårlig korrosjonsmotstand fordi strukturen av stålet ikke alltid er meget fin med enhetlig komstørrelse.

PJPA nr. 60-46317 og 60-86209 omtaler fremgangsmåter for gjenoppvarming og bråavkjøling av rør, hvori et stål med en spesifisert kjemisk sammensetning er primært varmevalset i austenittfaseområdet, og overført til ferrittfase, deretter gjenoppvarmet til austenittfaseområdet igjen, og så sekundært varmevalset og direkte bråavkjølt. Austenittkornene til stålet, etter direkte bråavkjøling, hvilket vil bli initielle kom i gjenoppvarmings- og bråavkjølingsprosedyren, blir fine i denne metoden, fordi stålet overføres mellom den primære varmevalsingen og den sekundære varmevalsingen. Det er imidlertid ikke foretrukket, med hensyn til energi-forbruksøkning, å avkjøle røret til temperaturområdet av ferrittfase og så gjenoppvarme til området for austenittfase. Dessuten krever metoden stort utstyr som resulterer i en kraftig hevning av produksjonskostnader. I tillegg er det ingen beskrivelse angående valseforholdet, spesielt den sekundære varmevalsingstilstanden, før direkte bråavkjøling, i både 60-46317 og 60-86209. Som nevnt ovenfor, når den sekundære valsingen (avsluttende valsing) er utført under vanlige forhold for generell sømløs stålrørfremstilling og røret er direkte bråavkjølt, oppstår den abnormale komveksten i motsetning i gjenoppvarmings- og bråavkjølingsprosedyren, derfor blir rørene ofte svake i korrosjonsmotstand, fordi strukturen av stålet ikke alltid er meget fine enhetlige korn.

Mange studier har blitt gjort vedrørende forholdet mellom metallografi av stål og SSC, for å forbedre SSC-motstanden til stålet. Noen av metodene for å forbedre SSC-motstand til metallografi er som følger: © Spesifisering av den kjemiske sammensetningen til stålet, ® spesifisering av metallstrukturen, ® forbedring av varmebehandlingsteknikken, og ® kombinasjon av de ovennevnte metoder.

Først, for fremgangsmåtene for å spesifisere kjemisk sammensetning, viser PJPA nr. 62-253720 en metode for spesifisering av Si-, Mn-, P- og Mo-innholdet og bruddstyrken av stålet, nr. 63-274717 viseren metode for å velge høykar-bonstål, nr. 62-149813 og nr. 63-238242 viser metoder for tilføring av Zr til stål. Siden W (tungsten) er et element av den samme gruppen i periodetabellen og er Eik med Mo i kjemiske egenskaper, har W blitt tilført sammen med Mo som et legeringselement. For eksempel omtaler PJPA nr. 60-52520 en fremgangsmåte hvor stål som inneholder 0,05-0,80% av Mo + (1/2) W er direkte bråavkjølt og temperert, for å forbedre SSC-motstanden ved undertrykking av urenhetsseigring (utskillelse). Alle disse metoder beskrevet i disse PJPA'er er imidlertid basert på vanlig direkte bråavkjøling, og derfor er det vanskelig å undertrykke SSC til høystyrkestål som har blitt utsatt for den konvensjonelle direkte bråavkjølingsmetoden, selv om den kjemiske sammensetning av stålet er spesifisert, som nevnt ovenfor.

For forbedringen av metallstruktur, er det i høy grad kjent at strukturen, som hovedsakelig består av temperert martensitt, er utmerket i SSC-motstand av stålet og dens fine kornstruktur er ønskelig. I tillegg er en metode for å forme bai-nittstruktur og en metode for å forme langstrakt kornstruktur omtalt i PJPA nr. 63-93822 og 62-30849. Videre, som en vannbehandlingsteknikk for å oppnå fin kornstruktur, er andre metoder som benytter hurtig oppvarming ved induksjons-oppvarmingsutstyr etc. omtalt i PJPA nr. 54-117311 eller 61-9519. Disse metoder benytter imidlertid den konvensjonelle gjenoppvarmings- og bråavkjølingsteknolo-gien. Derfor, selv om deres effekt i å forbedre SSC-motstanden av stålet, erkjen-nes, kan metodene ikke tilfredsstille de industrielle kravene for å produsere høy-kvalitets-sømløse stålrør ved høyere produktivitet, ved den direkte bråavkjø-lingsteknologien som benytter økonomiske fasiliteter.

OMTALE AV OPPFINNELSEN

Vedrørende den konvensjonelle fremstillingsmetoden for sømløse stålrør, er et emnerør, dvs. et hult skall som har blitt laget av et stålemne ved hjelp av et stålvalseverk (gjennomtrengningsverk), forlenget og ekspandert med et pluggverk eller spindel og ferdigvalset med en sorterer eller tynner til røret. Prosessen opptil dette trinnet er kalt «rørfremstillingsprosessen». Det fremstilte sømløse stålrøret er fraktet, etter varmebehandling (vanligvis bråavkjøling og temperering for høy-styrke stålrør), som tilveiebringer røret med påkrevde mekaniske egenskaper og korrosjonsmotstand.

Det er en teknologisk trend å utføre den ovennevnte varmebehandlingsprosedyre i linjen til rørfremstillingsprosessen for å oppnå en økonomisk prosess og fasiliteter. Den direkte bråavkjølingsprosessen er typisk. Imidlertid, som nevnte ovenfor, er det mange problemer i den direkte bråavkjølingsprosessen for sømlø-se stålrør som har blitt foreslått til nå; og ved å benytte disse prosesser er det vanskelig å produsere stålrør med egenskaper lik eller bedre enn de til rørene som er behandlet i «fra linje-gjenoppvarmings- og bråavkjølingsprosedyren».

Det primære målet med den fremlagte oppfinnelsen er å tilveiebringe en prosess for å produsere et sømløst stålrør med egenskaper bedre enn de til rør

produsert i den konvensjonelle «fra linje-gjenoppvarmings- og bråavkjølingsprose-dyren»; og prosessen er rasjonell og økonomisk, det samme som den konvensjonelle direkte bråavkjølingsprosessen, hvori det fremstilte røret er varmebehandlet i en rekkelinje direkte forbundet med rørfremstillingslinjen.

Mer detaljert er målet med den fremlagte oppfinnelse å tilveiebringe en prosess for masseprodusering av C110-grad (kvalitet) eller over sømløse stålrør med utmerket SSC-motstand på en lønnsom måte.

C110-kvalitet betyr en kvalitet for høystyrke sømløse stålrør med 77-88 kgf/mm<2> i flytstyrke. Dette er en standardkvalitet benyttet blant fremstillere av ol-jebrønnrørvarer som en kvalitet over C90-kvalitet av API (American Petroleum Institute) med hensyn til høystyrke korrosjonsmotstand for sømløse stålrør. Videre har noen kvaliteter høyere enn C110, slik som C125-kvalitet (flytstyrke 88-98 kgf/mm<2>) og C140-kvalitet (flytstyrke 98-109 kfg/mm<2>) blitt forespurt. Denne oppfinnelsen angår produksjonen av alle disse kvaliteter av høystyrke sømløse stål-rør.

Målet for SSC-motstand er at oppsprekkingsiniterings-terskelspenningen (<rth) til stålrøret i NACE TM 0177-bad (nevnt senere i detalj) er 80% eller mer av den spesifiserte minimums flytstyrken til hver kvalitet.

Prosessen til denne oppfinnelsen er å oppnå de ovennevnte mål som er følgende: (i det følgende, «%» av legeringselementinnhold betyr «vekt%»).

Målene med foreliggende oppfinnelse oppnås ved en fremgangsmåte som omfatter trinnene med varmegjennomtrengning og varmevalsing for å produsere et sømløst stålrør med høys styrke, som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand, som er kjennetegnet ved å benytte emnet til en lav stållegering som inneholder (i vekt%), 0,15-0,50% av C, 0,1-1,5% av Cr, 0,1-1,5% av Mo, 0,005-0,50% av Al, 0,005-0,50% av Ti og 0,003-0,50% av Nb, og som omfatter de følgende trinn (1) til (5):

(1) varmevalsing med 40% eller mer av tverrsnittsreduksjonsforhold,

(2) avslutning av varmevalsingen i et temperaturområde på 800-1100°C, (3) innføring av det fremstilte stålrøret umiddelbart i et komplementært oppvarmingsapparat etter avslutningsvalsingen, og komplementær oppvarming ved temperaturen og tiden som tilfredsstiller den følgende formel (a), hvor T (°C) er en temperatur på ikke lavere enn 850°C, og t er tiden (timer), (4) bråavkjøling av stålrøret umiddelbart etter det tas ut av det komplementære oppvarmingsapparatet, og (5) temperering av stålrøret ved en temperatur ikke høyere enn Ac-r overgangspunktet som den siste varmebehandlingen.

Prosessen til denne oppfinnelsen er kjennetegnet ved utvelgelsen av opti-male områder av kjemisk sammensetning av stålemne, valseforhold og oppvar-mingsbehandlingsforhold og kombinasjon av disse områder. I denne prosessen er røret fremstilt ved varmevalsing satt inn i det komplementære oppvarmingsapparatet umiddelbart etter ferdig valsing uten virkelig avkjøling. Det komplementære oppvarmingsapparatet er utstyrt i rørfremstillingsltnjen og stålrøret, tatt ut av appa-ratet, er bråavkjølt for å herde umiddelbart. Følgelig er denne metoden vesentlig forskjellig fra konvensjonelle «fra linje-gjenoppvarmings- og bråavkjølingsmeto-der». På den annen side, siden det komplementære oppvarmingstrinnet er mellom rørfremstillingsprosessen og oppvarmingsbehandlings- (herdings-) prosessen, er denne metoden også forskjellig fra konvensjonell «direkte avkjølingsmetode». For å klargjøre differansen i prosessen av disse metoder, vil varmebehandlingen av prosessen til denne oppfinnelsen refereres til som «i linje-varmebehandling» heretter, og bråavkjølingsbehandlingen i denne i linje-varmebehandlingen vil kal-les «i linje-bråavkjøling».

Minst en mellomliggende varmebehandling som består av bråavkjøling eller bråavkjøling og temperering kan innsettes mellom trinn (4) og (5). Gjenvarmings-temperaturen for bråavkjølingen i den mellomliggende varmebehandlingen bør være i området fra Ac3-punkt og 'Ac3-punkt + 100°C\

Et eksempel på foretrukket kjemisk sammensetning av stålemnet for prosessen til denne oppfinnelsen er som følger:

og innholdene av Ti, Zr og N er definert ved den følgende formel (b).

Ti (%) - (48/14) x (N(%) - (14/91) x Zr(%)} >0 --- (b)

Spesielt er det ønskelig at mengden av V er fra 0,05 til 0,5%. Videre er det ønskelig for ytterligere å forbedre SSC-motstand at Si-innholdet og/eller Mn-innholdet at emnet ikke er mer enn 0,1 %.

P og S er urenheter og innholdet av disse urenheter bør for det beste resul-tat være så lavt som mulig. Det er mer ønskelig at mengden av P og S er undertrykket til ikke mer enn 0,005% og 0,0007%.

KORT BESKRIVELSE AV TEGNINGENE

Fig. 1 er et flytdiagram som viser trinn fra emneoppvarming til «i linje-bråavkjøling» i den sømløse stålrørproduserende prosessen til denne oppfinnelsen. Fig. 2 er et delvis seksjonssideriss som viser gjennomtrengeren med overkryssende anordnede konustype-formingsvalser. Fig. 3 er en tabell som viser kjemiske sammensetninger av stålene som benyttes i eksemplet. Fig. 4 er en tabell som viser oppsprekkings-initieringsterskelspenningene for SSC-motstand av rørene produsert i prosessen til denne oppfinnelsen. Fig. 5 og fig. 6 er tabeller som viser forholdene for arbeid og oppvarmings-behandling i prosessen til eksemplet. Fig. 7 og fig. 8 er tabeller som viser resultater av testene ifølge forholdene i fig. 5 og fig. 6.

BESTE TILSTAND FOR A UTFØRE OPPFINNELSEN

I. Kjemisk sammensetning av materiale (emne):

Emnet er laget av et lavlegeringsstål som inneholder som vesentlige lege-ringseelementer, C; 0,15 til 0,50%, Cr; 0,1 til 1,5%, Mo; 0,1 til 1,5%, Al; 0,005 til 0,50%, Ti; 0,005 til 0,50% og Nb; 0,003 til 0,50%. For det første, funksjonen og de tekniske årsakene for å definere innholdet av hvert vesentlig legeringselement vil bli beskrevet.

C:

C er nødvendig for å øke styrken og forbedre herdingsevnen av stålet. Hvis mengden av C er mindre enn 0,15%, blir herdbarheten av stålet utilstrekkelig og den høye styrken av stålet kan ikke oppnås. På den annen side, hvis C-innholdet overskrider 0,50%, har bråavkjølingsoppsprekking og forsinket brudd en tendens til å oppstå, og fremstilling av sømløse stålrør blir vanskelig. Derfor er C-innholdet definert til et område fra 0,15 til 0,5. Foretrukket område for C-innhotd er 0,20 til 0,50%, og det mest foretrukne området er 0,20 til 0,35%.

Cr:

Cr øker styrken av stålet som resultatet av forbedring av herdbarheten og forbedrer også SSC-motstanden. Mindre enn 0,1% Cr kan ikke produsere disse virkninger på stålet. På den annen side, mer enn 1,5% Cr resulterer i minskning av hardhet (seighet) og SSC-motstand av stålet. Følgelig er Cr-innholdet definert til et område fra 0,1 til 1,5%. Foretrukket område er fra 0,3 til 1,2%.

Mo:

Mo øker styrken av stålet også på grunn av forbedring av herdbarheten. Dette element øker motstanden mot anløpsbløtgjøring av stål og forbedrer også SSC-motstand. Disse effekter er ikke oppnådd tilstrekkelig med mindre enn 0,1% Mo-innhold. På den annen side, hvis Mo-innholdet overskrider 1,5%, saturerer i tillegg virkningene av Mo og SSC-motstand er forringet fordi det overflødige av Mo utfeller nållignende fine karbidpartikler som har en stor spenningskonsentrasjons-koeffisient og blir oppsprekkingsinitierende punkter til SSC. Følgelig er et fornuftig Mo-innhold i området fra 0,1 til 1,5%. Foretrukket område av Mo-innhold er fra 0,20 til 1,0%, og mer foretrukket 0,3 til 0,8%.

Al:

Al er et element som er påkrevet for deoksideringsmiddel av stål. Hvis Al-innholdet er mindre enn 0,005%, kan deoksidasjonseffekten ikke oppnås; hvis A1-innholdet overskrider 0,5%, øker inklusjoner av stål, seighet minsker og defekter på gjengede partier av stålrøret har en tendens til å oppstå hyppig. Derfor er et passende Al-innhold i området 0,005 til 0,5%.

Ti:

Ti er holdt i mengder nok til å feste N, en av urenhetene som TiN. Som resultatet av å fastholde N, i tilfelle av B-inneholdende stål, for eksempel, eksisterer B som oppløst produkt i stålet uten å formen BN og bidrar til å forbedre herdbarheten av stålet effektivt. Oppløst Ti i stål, dvs. Ti i overskuddsmengder for å forme TiN, har en tendens til å forlenge ikke-krystalliseringsområdet av stålet opptil høy-ere temperatursone og hjelper til med å akkumulere en del av deformasjonsspenning ved høyere temperaturer. Stål med fine rekrystalliseringskom er i stand til å oppnås når sammenlignbart lav komplementær oppvarmingstemperatur er valgt og stålet er holdt for en tidsperiode, som tilfredsstiller formelen (a) nevnt tidligere. Siden det oppløste Ti utskilles fint under temperering etter i linje-bråavkjøling og forbedrer motstanden mot anløpsbløtgjøring, gjør Ti såvel som Mo (Mo og W i tilfellet av W-tillegg) det mulig å temperere stålet ved en høyere temperatur. Hvis Ti-innholdet er mindre enn 0,005%, er effekten nevnt ovenfor liten. På den annen side, hvis Ti-innholdet overskrider 0,50% er seigheten av stålet forringet.

Nb:

Nb-karbonitrid, som oppløses i stålet under oppvarming ved høy temperatur før gjennomtrengning, utskilles i liten grad i trinnene for valsing, komplementær oppvarming, og i linje-bråavkjøling fordi utskillingshastigheten av Nb-karbonitrid er meget liten. Imidlertid utskilles små mengder av Nb-karbonitrid som fine partikler ved det komplementære oppvarmingstrinnet. Siden antallet av partiklene ikke er så lite, hemmer partiklene grovgjøring av kornene til stålet og forhindrer den abnormale kornveksten ved i linje-bråavkjølingstrinnet. Det meste av det oppløste Nb utskilles som fine partikler av karbonitridet som forbedrer motstanden mot anløps-bløtgjøring av stålet og denne effekten resulterer i forbedring av SSC-motstand.

Siden det oppløste Nb har en virkning til å forlenge temperaturområdet hvori deformasjonsspenningen er akkumulert, er Nb et uunnværlig legeringselement for å oppnå den fine rekrystalliserings-komstrukturen. Effekten er større enn den til Ti.

Når Nb-innhotdet er mindre enn 0,003%, kan forskjellige effekter som nevnt ovenfor ikke oppnås, og når innholdet er mer enn 0,50%, forringes seigheten av stålet. Følgelig er et tilstrekkelig Nb-innholdsområde 0,003 til 0,50%, og foretrukket område er 0,005 til 0,50%.

Kombinert tilsetning av Ti og Nb:

En av egenskapene til emnet for prosessen til denne oppfinnelsen er at det er et middels karbonstål som inneholder Nb og Ti sammen.

Hvis den komplementære oppvarmingsprosedyren, under forholdene definert i formel (a), er anvendt for røret som har blitt laget av emnet som inneholder Ti og Nb og har blitt valset med høyt reduksjonsforhold, omfatter røret før direkte bråavkjøling rekrystallisert kornstruktur som inneholder mange fine partikler av Nb-Ti-karbonitrid og en passende mengde av oppløst Nb og Ti.

Når Nb-Tt-karbonitridet blir grovpartikler ved koagulering, eller det meste av de oppløste Nb og Ti er utskilt som Nb-Ti-karbonitrid, selv om stålet er bråavkjølt etter den komplementære oppvarmingsprosedyren, kan ikke strukturen med enhetlige meget fine korn og effekten av forbedringen av motstanden mot anløps-bløtgjøring oppnås. På den annen side, har stålrøret, som omfatter rekrystallisert kornstruktur som inneholder passende mengde av oppløst Nb og Ti, med sikkerhet den enhetlige meget fine kornstrukturen, fordi abnormal kornvekst er undertrykt ved utskillelsen av fine partikler med en effekt som hemmer korngrensebevegelse.

Oppløsningen Nb og Ti utskilles i fine partikler av karbonitrid under temperering, og bemerkelsesverdig øker motstanden mot anløpsbløtgjøring. Siden øk-ningen av motstanden mot anløpsbløtgjøring gjør det mulig for bråavkjølt stål til å tempereres ved en høy temperatur, er mer innvendig spenning frigjort fra dette tempererte stål enn konvensjonelle stål av det samme styrkenivå, og i tillegg, sfæ-rofiserer karbid i dette stålet mye mer. Derfor er korrosjonsmotstanden, spesielt SSC-motstand, mye forbedret. De ovennevnte effekter for enhetliggjøring og forti-ning av kornstrukturen kan oppnås kun i tilfelle stålet inneholder både Nb og Ti i meget små mengder.

Selv om Nb eller Ti er holdt i stålet, i tilfeller uten den komplementære oppvarmingen før bråavkjøling, overføres stålet fra ikke-rekrystallisert struktur ved bråavkjøling. Stålet, som har en struktur overført fra ikke-krystallisert austenitt-tilstand, innehar ikke utmerket SSC-motstand. Fin austenitt kornstruktur kan oppnås kun ved den komplementære oppvarmingsprosedyren ved lavt temperaturområde, hvori stålet har akkumulert deformasjonsspenning, er rekrystallisert. Stålet bråavkjølt deretter har en overført fin struktur som innehar en utmerket SSC-motstand. Det følgende er beskrivelse vedrørende andre legeringselementer som kan oppnås valgfritt og urenheter i emnet som skal benyttes i prosessen av denne oppfinnelsen.

Si:

Si er et element som uunngåelig er holdt i stålet og bidrar til deoksidasjon av stålet. Siden elementet øker motstand mot anløpsbløtgjøring av stålet og derved forbedrer SSC-motstanden, kan det positivt tilføres i en mengde på ikke mindre enn 0,1%. Imidlertid, siden 1,5% av Si forringer seigheten og SSC-motstanden av stålet uforutsatt, bør Si-innholdet ikke være mer enn 1,5%.

Hvis Si-innholdet er mindre enn 0,1%, er komgrenseskjørhet forhindret og SSC-motstand er forbedret bemerkelsesverdig. Derfor, hvis forbedring av SSC-motstand er spesielt påkrevet, bør Si ikke bestemt tilføres og dens innhold bør holdes under opptil 0,1 %, mer foretrukket opptil 0,05%.

Mn:

Mn er også et element som uunngåelig er holdt i stål og bidrar til deoksidasjon og desulfurisasjon av stål. Det kan med sikkerhet tilføres for å oppnå disse effekter, fortrinnsvis ikke mindre enn 0,1%. Hvis innholdet av Mn overstiger mer enn 1,5% er imidlertid seigheten og SSC-motstanden av stålet forringet. Derfor bør innholdet undertrykkes opptil 1,5%, fortrinnsvis opptil 1,0%.

Når deoksidasjonen av Al og desulfuirsasjonen av den senere nevnte Ca er fullstendig oppnådd, er innholdet av Mn som en urenhet fortrinnsvis ikke mer enn 0,1%, og jo mindre dess bedre. På i linje-bråavkjølingen, når Mn-innholdet er un-dertrukket til mindre enn 0,1%, er korngrenseutskillelse av Mn som forringer SSC-motstanden på grunn av skjørhet av korngrensen, minsket. Det er fremdeles mer ønskelig at Mn-innholdet er undertrykket ikke mer enn 0,05%.

Senking av Mn- og Si-innhold:

Når et stålrør utsettes for i linje-varmebehandlingen i prosessen til denne oppfinnelsen, er SSC-motstanden av stålet forbedret bemerkelsesverdig ved hjelp av styring av hvert innhold av Mn og Si inntil mindre enn 0,1%. Grunnen for denne forbedringen har ikke fullstendig vært belyst, men det følgende antas: I den konvensjonelle gjenoppvarmings-bråavkjølingsprosessen, utskilles Mn og Si rundt korngrensene under sammenlignbar avkjøling med lav hastighet til romtemperatur etter rørfremstillingsprosessen, selv om Si- og Mn-innholdene er redusert til mindre enn 0,1%. Korngrenseutskillelse av Mn og Si forsvinner ikke i vanlig oppholdstid av oppvarming før bråavkjøling, fordi for mye tid er nødvendig for diffusjon av det utskilte Mn og Si. I linje-varmebehandlingen, siden stålrøret er komplementært oppvarmet etter rørfremstillingstrinnet, og så er direkte bråavkjølt, er røret hurtig avkjølt og passerer, i korttid, gjennom temperaturområdet, hvori Mn- og Si-utskillelsen skjer. Følgelig er utfelling av Mn og Si rundt korngrensene nærmest forhindret.

Den ovennevnte reduksjonen av enten Si- eller Mn-innholdet viser bemerkelsesverdig effekt i forbedring av SSC-motstand. Selv om det er effektivt å undertrykke enten Si eller Mn til mindre enn 0,1%, blir effekten større hvis begge elementer er redusert til mindre enn 0,1%.

P:

P er et element som uunngåelig er i stål. Siden P er ugunstig for seighet og SSC-motstand av stålet på grunn av utskillelse rundt korngrensene, bør dens innhold undertrykkes ikke mer enn 0,05%, fortrinnsvis ikke mer enn 0,025%. For å forbedre SSC-motstanden spesielt, er det ønskelig at innholdet undertrykkes til mer enn 0,002%.

S:

Da en tilfeldig urenhet såvel som P, former mer enn 0,01% S inklusjoner med stor størrelse som er skadelig for seighet og SSC-motstand av stålet. Derfor bør S styres i et område på 0,01 % eller mindre. Spesielt for formålet med en betydelig forbedring i SSC-motstand av stålet, er det ønskelig å undertrykke S-innholdet til ikke mer enn 0,0007%.

Senking av innholdet av P og S:

En i linje-varmebehandlingsprosedyre er tilveiebrakt i prosessen til denne metoden ifølge oppfinnelsen. I denne prosessen, hvis den øvre grensen av innholdet av urenheter P og/eller S er styrt lavere, kan en utmerket SSC-motstand av stålrøret oppnås som vist i eksemplet beskrevet senere. Utmerket SSC-motstand er nemlig oppnådd når innholdet av P er begrenset til ikke mer enn 0,005%. Hvis innholdet ikke er mer enn 0,002%, blir forbedringen utmerket. Utmerket SSC-motstand er oppnådd også når S-innholdet er undertrykt til 0,0007% eller mindre og effekten blir større når innholdet av S ikke er mer enn 0,0003%. Det er betrak-tet at årsaken til hvorfor SSC-motstanden forbedres bemerkelsesverdig ved reduksjon av P- og S-innholdene, spesielt når i linje-behandlingen er anvendt, er basert på et lignende prinsipp for reduksjon av Mn- og Si-innholdene som beskrevet ovenfor.

I den konvensjonelle gjenoppvarmings- og bråavkjølingsmetoden etter valsing, skjer korngrenseutskillelse av P og utfelling av MnS i stålet under avkjølingen til romtemperatur. Det utskilte P eller det utfelte MnS kan ikke tilstrekkelig spre seg eller løses opp stålmatriksen i det konvensjonelle gjenoppvarmingstrinnet for bråavkjøling. Selv om P- og S-innholdet er redusert til mindre enn henholdsvis 0,005% eller 0,0007%, opprettholdes utskillelsen eller utfellingen. På den annen side er det vanskelig å ha utskillelsen eller utfellingen i tilfellet med i linje-varmebehandlingen, hvori røret er komplementært oppvarmet og direkte bråav-kjølt, fordi røret passerer hurtig ved bråavkjøling gjennom temperaturområdet hvori utskillelsen og utfellingen skjer lett. Med andre ord, mengdene av fast opp-løsning av P og MnS øker. Følgelig er det mulig av utskillelsen eller utfellingen neppe skjer hvis P- eller S-innholdet er undertrykket i ikke mer enn henholdsvis 0,005% eller 0,0007%.

Siden effekten med å redusere P eller S til et ekstremt lavt nivå ikke avhengig av hverandre, er reduksjonen av det ene eller andre element effektiv. Det er imidlertid ønskelig at begge elementer er styrt samtidig under de ovennevnte øvre grenser. Ved å redusere både P og S, er SSC-motstanden til stålet ekstremt forbedret.

Ni:

Ni har en virkning til å forbedre seighet av stålet, men er et ugunstig element for SSC-motstand. Derfor bør dens innhold begrenses opptil 0,1 % selv om det er tilført. Det tilsiktede tillegget av Ni er ikke nødvendig.

W:

W er ikke et uunnværlig legeringselement. Tillegget av W øker imidlertid styrken av stålet på grunn av forbedringen av seighetsevnen, og øker motstanden mot anløpsbløtgjøring og forbedrer SSC-motstanden. Derfor er det ønskelig å benytte W sammen med Mo for å forbedre anløpsbløtgjøirngsmotstanden, ved å holde det tidligere nevnte innholdet av Mo innen området hvor SSC-motstanden ikke skades. For å forbedre SSC-motstanden til stålrør med høy styrke slik som f.eks. C125-kvalitet eller høyere, er det uunngåelig å ta i bruk en høytemperatur-temperering på over 600°C. Hvis en senkning av styrken til stålet ved høy tempe-raturtemperering har til hensikt å kompenseres med kun en Mo-innholdsøkning, er SSC-motstanden forringet ved utfellingen av store nållignende Mo-karbid på grunn av den overflødige mengden av Mo. W har den samme effekten som Mo på an-løpsbløtgjøringsmotstanden, og har en fordel ved av stor karbid er vanskelig å forme på grunn av lav diffusjonshastighet basert på tung atomvekt på omkring to ganger Mo. Derfor gjør tilsetningen av W for å erstatte en del av Mo det mulig å oppnå at stålsammensetningen kan tempereres ved høy temperatur uten tillegg av en overflødig mengde av Mo. Det vil si at stålet som inneholder W sammen med ikke mer enn 1,5% Mo, er i stand til å tempereres ved høy temperatur og derved kan ha et høyere nivå av SSC-motstand.

I tilfelle med en tilføring av W, bør området av W være 0,1-2%, fortrinnsvis mindre enn 1,0%, fordi virkningen av en W-tilføring er utilstrekkelig med mindre enn 0,1%, og når innholdet overskrider 2,0%, er virkningen mettet og pågående utskillelse induserer forringelse av SSC-motstanden til stålet.

Grunnen til at den høye temperaturtempereringen er ønskelig er som føl-ger: hvis stål som er blitt temperert ved forskjellige temperaturer har den samme styrke, har stålet temperert ved den høyere temperaturen den beste SSC-motstanden på grunn av minsket innvendig restspenning og fremskyndet sfærodi-sering av cementitt.

V:

V er også ikke et uunngåelig legeringselement, men f.eks. er det et nyttig element spesielt for sømløst rør med høy styrke av C140-kvalttet eller over, dvs. rør som har ikke mindre enn omkring 98 kgf/mm<2> flytstyrke. V utfeller fine partikler av karbid i stålet under temperering, og øker motstanden mot anløpsbløtgjøring. Selv om Nb-inneholdende stål har nok motstand mot anløpsbløtgjøring uten V-tilsetning, forbedres motstanden bemerkelsesverdig ved tilsetning av V sammen med Nb. Derfor kan stålet som inneholder Nb og V tempereres ved en høyere temperatur over 600°C, som er ønskelig for forbedring av SSC-motstanden tii nevnte stålrør med meget høy styrke. Ikke mindre enn 0,1 % V er ønskelig for å sikre den ovennevnte effekt av V. Det bør imidlertid ikke være mer enn 0,5% fordi seighet av stålet forringes når V-innholdet overstiger 0,5%.

Zr:

Zr-tilsetning er effektiv for å øke flytpunktforiengelse i strekktest av stål, og derved forbedres SSC-motstand til stålet. Siden Zr er et kostbart legeringselement, er dets tilsetning ikke alltid nødvendig. Zr-tilsetningen er imidlertid foretrukket for ytterligere forbedring av SSC-motstanden. Dens innhold bør begrenses opptil 0,5%, fordi inklusjoner øker og seigheten forringes når innholdet overskrider 0,5%.

B:

En liten mengde av B forbedrer herdbarhetsevnen og SSC-motstanden til spesielt stålmateriale med stor tykkelse. I stålet for prosessen til denne oppfinnelsen, er B også ikke et uunngåelig legeringselement, men kan tilføres etter behov. Når B er tilført for forbedring, er det bedre at innholdet av B ikke er mindre enn 0,0001% fordi effekten av tilsetningen ikke kommer klart synbart frem under 0,0001%. På den annen side, siden seigheten og SSC-motstanden er forringet med mer enn 0,01 %, bør dens innhold være opptil 0,01 %.

Ca:

Ca kombineres med S for å forme sulfid og forbedrer former av inklusjoner, i stålet, og derved forbedrer SSC-motstand. Det bør avgjøres riktig om man skal tilføre Ca eller ikke, på grunn av utstrekning av virkningen varierer med S-innholdet og korrosjonsmotstanden av stålet forringes noen ganger ved dens tilsetning hvis deoksidasjonen av stålet er utilstrekkelig. Når Ca er tilført, er det ønskelig at innholdsområdet kontrolleres til 0,0001-0,01%. Hvis innholdet er mindre enn 0,0001%, er virkningen ikke bemerkelsesverdig. På den annen side forårsaker overflødige mengder av Ca ikke bare overflatedefekter i røret, men forringet også seigheten og korrosjonsmotstanden av stålet. Derfor er den øvre grensen av Ca-innhold 0,01%.

N (nitrogen):

Siden N er uunngåelig holdt i stålet og forringer seigheten og SSC-motstand i stålet, bør den styres til ikke mer enn 0,01%. Selv om N-innholdet ikke er i stand til å være 0, jo mindre jo bedre.

Siden slektskapet (likheten) av N med Ti i stålet er ekstremt stor, bør det be traktes at begge N- og Ti-innholdene tilfredsstiller den følgende formel for å gjøre effekten av tilsetningen av Ti bestemt.

Den nevnte formel blir den følgende (b) for stålet som inneholder Zr.

O (oksygen):

O eksisterer uunngåelig i stål som en urenhet og forringer seigheten og SSC-motstanden av stålet. Innholdet bør begrenses til ikke mer enn 0,01% som er det samme som N, og jo mindre jo bedre.

ii. Rørfremstilling og varmebehandling

Med referanse til fig. 1, er hvert trinn til prosessen i denne oppfinnelsen for-klart heretter.

(A) Oppvarming av emne:

Fig. 1 er et flytdiagram som viser et eksempel på prosessen til denne oppfinnelsen for å produsere sømløse stålrør fra emneoppvarming til i linjebråavkjø-ling. Oppvarmingstemperatur av emnet i oppvarmingsovnen 1 bør være i et område for å tillate varmegjennomtrengntng med en gjennomtrenger 2 anordnet like til ovnen 1. Siden en optimat emneoppvarmingstemperatur er forskjellig ved sammensetningen av stålet, bør temperaturen bestemmes med hensyn til seigbarhet og styrke av stålet ved høyere temperaturer. Det generelle området for emneopp-varmingstemperaturen er 1100-1300°C. Oppvarmingsmetoden kan være av enhver konvensjonell type slik som gassoppvarming og induksjonsoppvarming. For å virkeliggjøre en emneoppvarming med høy effektivitet, er det foretrukket at emnet har en integral multippel lengde av lengden til emnet som skal tilføres gjennomtrengeren og også at emnet er skåret av til gjennomtrengningslengden, ved kutteutstyr installert ved oppvarmingsovnen 1, før gjennomtrengning.

Fremstillingshistorie for emnet, som er ladet inn i ovnen, er ikke viktig. Hvert emne, slik som et emne laget ved growalsing eller kontinuerlig støping med en rundformet form, kan benyttes. For å spare energi anbefales det at emnet, som er blitt fremstilt ved growalsing eller kontinuerlig støping, er ladet inn i ovnen før av-kjøling til romtemperatur.

(B) Gjennomtrengning:

Gjennomtrengning er trinnet for fremstilling av råpipe (hult skall) ved å lage

et hull gjennom emnet ved en opphøyd temperatur. Det er mange gjennomtreng-ningsmetoder slik som skråvalse-gjennomtrengning, pressgjennomtrengning, og enhver av disse metoder kan benyttes i prosessen til denne oppfinnelsen.

Fig. 2 viser et delvis tverrsnittssideriss av en overkryssende type gjennomtrenger med konusformede valser som anbefales å benyttes for prosessen til denne oppfinnelsen. I denne gjennomtrengeren, er konustypevalsene anordnet på de øvre og nedre sider av passeringslinje 21, stik at senterlinjene til valsene kan krysse over. Emnet 22 er drevet i retningen av pilen og gjennomtrengt av en plugg 24 båret på en spindel 23. Således lages et hult skall 25. Overkryssende vinkel som skal nevnes senere, er vinkelen (6) mellom senterlinjen L til valsen og det horisontale planet innbefattende passeringslinjen.

Årsaken til hvorfor gjennomtrengeren vist i fig. 2 er anbefalt for prosessen til denne oppfinnelsen er som følger: For å gjøre reduksjonsforholdet større i de på-følgende trinnene, dvs. forlenging og avslutningsvalsetrinn, er det fordelaktig at emnet har blitt gjennomtrengt til et ekspandert og tynnvegget hult skall. En stor presskraft over kapasiteten til den konvensjonelle presse er påkrevet noen ganger for å valse et tykkvegget hult skall ved høy reduksjon. Når gjennomtrengeren av

den overkryssende typen med konusformede valser er påført, er veggtykkelsen av det hule skallet i stand til å bli tynnere enn det til det hule skallet som er gjennomtrengt av den vanlige gjennomtrengeren med tønneformede valser; og det blir mulig at et tungt arbeide på mer enn 40% av kombinert reduksjon av forlenging og ferdigvalsing er utført enkelt. I dette gjennomtrengningstrinnet er det fordelaktig at den overkryssende vinkelen (0) er i området av 5 til 35 grader. Hvis vinkelen er mindre enn 5 grader, er det vanskelig å oppnå et påkrevd tynnvegget hult skall. På den annen side, hvis vinkelen er større enn 35 grader, blir gjennomtrengningspro-sedyren ustabil fordi tilstoppingen av bunnenden av det hule skallet, dvs. det gjennomtrengte røret, ikke kan passere gjennom gjennomtrengeren.

Siden overflatedefekter til hult skall har en tendens til å induseres under gjennomtrengning ettersom emnetemperaturen blir lav, er det foretrukket å opp-varme emnet før gjennomtrengning ved et supplementært oppvarmingsapparat, f.eks. et induksjons-oppvarmingsapparat installert før gjennomtrengeren 2.

(C) Varmevalsing (forlengingsvalsing og ferdigvalsing):

Varmevalsingen består av to trinn, dvs. «foriengelsesvalsings»-trinn, hvori

det gjennomtrengte hule skallet er valset og forlenget, og «avslutningsvalsings»-trinn, hvori det langstrakte røret er ytterligere valset for det endelige sømløse røret som har en påkrevd form og størrelse. I prosessen vist i fig. 1 som et eksempel, er foriengelsesvalsen spindelvalsen 3, og avslutningsvalseverket er sortereren 4. Betegnelsen «reduksjonsforhold av varmevalsing» i denne beskrivelsen, betyr det totale reduksjonsforholdet i «forlengelsesvalsing», og «ferdigvalsing». Arbeids-temperaturen for varmevalsingen er lavere enn den for gjennomtrengningen. Føl-gelig er varmevalsingen et viktig trinn som dominerer virkningene av den termo-mekanisme behandlingen.

I prosessen til denne oppfinnelsen, er reduksjonsforholdet for varmevalsing begrenset til ikke mindre enn 40% i tverrsnittsreduksjon av rørveggen og avslutningstemperaturen (temperaturen av røret umiddelbart etter ferdigvalsing) er begrenset innen området av 800-1100°C, fortrinnsvis innen 800-1050°C.

Hvis reduksjonsforholdet for varmevalsingen er mindre enn 40%, kan effekten av komforfintng ikke oppnås fordi rekrystallisering ikke går jevnt fremover, selv om den komplementære oppvarmingen er anvendt og videre, skjer abnormal komvekst noen ganger.

Den øvre grensen for reduksjonsforholdet kan ikke generelt bestemmes fordi den avhenger av emnesammensetningen og valsekapasiteten. Det er imidlertid foretrukket at forholdet er begrenset opptil 80% fordi overflatedefekter har en tendens til å induseres når forholdet er for stort. Hvis avslutningstemperaturen overskrider 1100°C, vokser kornene og den påkrevde fine kornstrukturen kan ikke oppnås. Vanligvis gjør den lavere avslutningstemperaturen de rekrystalliserte kornene finere, imidlertid, når temperaturen er for lav, blir valsing ved over 40% reduksjon vanskelig på grunn av økende deformasjonsmotstand for det hule skallet og energiforbruk for den komplementære oppvarmingen som anvendes etter den avsluttende valsingen blir for stor. Derfor er den nedre grensen av avslutningstemperaturen begrenset til 800°C.

I prosessen til denne oppfinnelsen, er gjenoppvarming under varmevalsingen, dvs. oppvarmingen mellom forlengelsesvalsing og ferdigvalsing ikke anvendt. Siden gjenoppvarmingen ikke kun er et overflødig trinn, men den frigjør også deformasjonsspenningen lagret i forlengelsestrinnet i stålet, er det upassen-de for det formål med denne oppfinnelsen, å lagre en stor deformasjonsspenning i stålet etter ferdigvalsingen. Det er ønskelig at ferdigvalsingen utføres før spen-ningen, som har blitt introdusert ved forlengingen, er frigjort. For formålet ovenfor, er det anbefalt å benytte et kompakt apparat hvor foriengelsesvalselverket og ferdigvalseverket er anordnet nær hverandre, selv om vanligvis begge verkene er anordnet separat med en betydelig avstand. Som vist i fig. 1, er forlengelsesval-sen (verket) (spindelvalse 3) og avslutningsvalseverket (sorterer 4) anordnet nær hverandre slik at toppen av et rør som valses kan fastgjøres i den første stående valsen til neste verk (sorterer 4) ved den bakre enden av røret fremdeles er i den tidligere valsen (spindelvalse 3). Det er foretrukket å benytte en uttrekkssorterer for ferdigvalseverket.

(D) Komplementær oppvarming:

Den komplementære oppvarmingen er et trinn hvori røret, etter ferdig valsing, er oppvarmet komplementært. Det komplementære oppvarmingssystemet 5 vist i fig. 1 kan være et utstyr av enhver type hvor temperaturen er i stand til å kontrolleres nøyaktig. Vanlig forbrennings-oppvarmingsovn, elektrisk oppvarmingsovn eller induksjons-oppvarmingsovn kan benyttes. Imidlertid er utstyr slik som et vanlig varmeisolasjonsdeksel, i hvilket verken oppvarming eller temperaturstyring kan utføres, ikke passende.

Det komplementære oppvarmingstrinnet er den største egenskapen til prosessen ifølge denne oppfinnelsen. Trinnet er påført for formålet av å forfine kornstrukturen til stålrøret før bråavkjøling ved rekrystallisasjon, såvel som innføring av et stort antall av spredte fine utfel li ngsparti kler, som undertrykker den abnormale kornveksten ved å forhindre korngrensebevegelse. Stålrøret, som således re-krystalliseres og bråavkjøles, har deretter fin og enhetlig kornstruktur som er den samme som for røret utsatt for den konvensjonelle av linjeoppvarmingsbråavkjø-lingen på det verste.

I tilfelle av en prosess hvori røret er gjenoppvarmet under varmevalsing (mellom forlengelsesvalsing og avslutningsvalsing) er en annen gjenoppvarming

ved heller høyere temperatur nødvendig etter ferdigvalsing og kornforfiningseffek-ten til rekrystallisasjonen avtar. I motsetning til den nevnte prosessen, når kornfor-finingseffekten ved rekrystallisasjon maksimum i prosessen til denne oppfinnelsen ved påføring av den komplementære oppvarmingen umiddelbart før bråavkjøling. I tillegg gjør den komplementære oppvarmingen det lett å styre bråavkjølingstempe-raturen nøyaktig og å undertrykke anisotropi av mekaniske egenskaper til røret.

Rekrystalliseringen og forfiningen av kornene oppnås ved kombinasjonen av den komplementære oppvarmingen og høyreduksjonsforholdet av varmevalsingen. I motsetning til den vanlige prosessen som omfatter gjenoppvarmingstrinnet under varmevalsingen, er stålet ikke bearbeidet etter den komplementære oppvarmingen i prosessen til denne oppfinnelsen. Følgelig kan temperaturen av den komplementære oppvarmingen velges i det laveste rekrystallieringstempera-turområde. Selv om stålrøret er fullstendig gjennombløtet ved temperaturen for lang tid, er det ingen mulighet for uønsket kornvekst. Den fine rekrystalliserte kornstrukturen kan oppnås ved kun en komplementær oppvarming.

Den komplementære oppvarmingstemperaturen T (°C) ved tiden (t) (time) bør tilfredsstille den foregående formel (a), dvs. verdien av (T+273)x(21+log t) bør være i området av 23500-26000. Hvis verdien er lavere enn 23500, avsluttes ikke rekrystalliseringen fullstendig. På den annen side, hvis verdien overskrider 26000, kan effekten av å øke motstanden mot anløpsbløtgjøring ikke oppnås i neste tem-pereringstrinn etter bråavkjøling fordi karbonitrat av Nb og Ti koagulerer til store partikler eller det meste av oppløst Ti og Nb i stålet utfelles som karbonitrid. 1 dette tilfelle, kan meget fin og enhetlig kornstruktur ikke oppnås, og følgelig blir forbedring av korrosjonsmotstand (SSC-motstand) dårlig.

Verken temperaturen (T) eller tiden (t) er påkrevet å være en konstant verdi under den komplementære oppvarmingen. For så vidt som forholdet for formel (a) er tilfredsstilt, tillates det at T er forandret trinnvis eller kontinuerlig og t kan styres i henhold til den således forandrede T. Mer nøyaktig tillates det at den komplementære oppvarmingen utføres ved en temperatur T (°C) for en tid t (time) slik at verdien av fn2 kan styres innen området av 23500-26000, hvori fn2 =

(T+273)x(21+log t). Utførelser av oppvarmingen er som følger

(1) Verdien av fn2 er styrt innen 23500-26000 ved en valgfri konstant temperatur T (°C) for tid t (time). (2) Forutsatt at bløtgjøringstider er ti, t2, t^... og tn ved hver temperatur Ti, T2, T3,..., og Tn i en komplementær oppvarming, bløtgjøirngstiden t2, t3,..., og tn ved temperatur T2, T3,.... og T„ er omgjort til t2i, t3i og tm ved temperaturen Ti. Deretter er verdien av fn2 styrt innen 23500-26000 ved å anta at røret er oppvarmet ved temperaturen Ti for en tid «ti+ t2i<+> t3i,... og tni».

Som nevnt ovenfor, er temperaturen og tiden til den komplementære oppvarmingen bestemt ved ligningen (a), idet temperaturen (T) ikke skal velges til å være lavere enn 850°C. Hvis temperaturen er lavere enn 850°C, skjer overføring til ferritt. Siden komene vokser for grove hvis temperaturen overskrider 1100°C, er det ønskelig at temperaturen ikke er høyere enn 1100°C. Et passende tidsområde av den komplementære oppvarmingen er omkring 10 sekunder til 30 minutter.

Når den komplementære oppvarmingen er innført mellom den avsluttende valsing og bråavkjøiingsbehandlingen, oppnås gunstige sekundæreffekter som følger. En av disse effekter er at bråavkjølingstemperaturen kan styres riktig. Annen effekt er at temperaturdifferansen mellom posisjoner i lengde og omkretsret-ninger i et rør, og mellom en mengde rør, kan minimaliseres. Ved denne homoge-ne oppvarmingen, minsker variasjonen av egenskaper ved posisjoner i et stålrør og spredninger av egenskaper i stålrøret til en høy grad, og sikkerheten av produktet økes.

(E) I linje-bråavkjøling:

Det er også en hovedegenskap for prosessen til denne oppfinnelsen at den

ovennevnte komplementære oppvarmingen og påfølgende bråavkjøling er utført sammen i en rørfremstillingslinje. Som tidligere nevnt, er denne behandlingen kalt «i linje-bråavkjøling», i denne beskrivelsen, siden den er meget forskjellig fra «direkte bråavkjøling», hvori røret er bråavkjølt straks etter den ferdige valsingen.

Det er påkrevet for i linje-bråavkjølingen at bråavkjølingstemperaturen ikke er lavere enn Ar3-overgangspunktet fordi stålet bør avkjøles hurtig fra austenitt-tilstanden. I prosessen til denne oppfinnelsen er røret oppvarmet ved en temperatur ikke lavere enn 850°C ved den nevnte komplementære oppvarmingen. Siden Ar3-overgangspunktet til stålet for prosessen, med den tidligere nevnte sammensetningen, ikke er høyere enn 850°C, er bråavkjølingstemperaturen over Ar3-punktet sikret når stålrøret er bråavkjølt straks etter det kommer ut fra det komplementære oppvarmingsutstyret. Bråavkjøling er utført ved å benytte et kjøleutstyr 6, som er anordnet like etter det komplementære oppvarmingsutstyret som vist i fig. 1.

Avkjølingshastigheten til bråavkjøling ved i linje-bråavkjøling er ikke begrenset spesielt. Kjølehastigheten kan velges hensiktsmessig i henhold til kjemiske sammensetninger av stålene, slik at den påkrevde lave temperaturovergangsstrukturen kan oppnås i hele veggtykkelsen av stålrøret. Jo større avkjølingshatig-heten er, jo mer er SSC-motstanden av produktet forbedret og således er bråav-kjøling ved hjelp av vann foretrukket.

(F) Siste temperering:

Når det bråavkjølte stålrøret, med den lave temperaturovergangsstrukturen

med fine enhetlige kom, er temperert ved en temperatur ikke høyere enn Aci-punktet, gis stålrøret påkrevde egenskaper (styrke, seighet og korrosjonsmotstand). Det vil si et sømløst stålrør med høy styrke, som har den ønskede utmerkede SSC-motstanden, kan oppnås etter denne tempereringsbehandlingen. Den siste behandlingen i prosessen til denne oppfinnelsen er tempereringen uavheng-ig av tilstedeværelsen av en mellomvarmebehandling beskrevet senere.

Tempereringen bør utføres ved tilstrekkelig bløtgjøring fordi det er en viktig behandling som dominerer egenskapene til produktet. Når temperaturspredningen ved temperering er styrt innen ± 10°C, fortrinnsvis ± 5°C, er spredningen av styrke (strekkstyrke og flytstyrke) av røret i stand tit å undertrykkes innen ± 5 kgf/mm<2>. Lavere grense av tempereringstemperaturen behøver ikke å bestemmes spesielt, men når tempereringen er utført ved høyere temperaturer er egenskapene til det sømløse stålrøret, spesielt SSC-motstanden, mer forbedret, fordi innvendig strekkspenning og trykkspenning i lavtemperatur-overgangsstrukturen generert ved bråavkjøling, er frigjort eller eliminert og karbid er sfærodisert. Følgelig er den anbefalte tempereringstemperaturen ikke lavere enn 550°C, fortrinnsvis ikke lavere enn 650°C for C140-kvalitet. (G) Mellomliggende bråavkjøling mellom i linje-bråavkjøling og den siste tempereringen: I prosessen til denne oppfinnelsen, siden kornstrukturen til stålrøret like før bråavkjøling er forfinet ved rekrystallisering i den komplementære oppvarmingen etter den ferdige valsingen, kan sømløse stålrør, med tilstrekkelige egenskaper for praktisk bruk, oppnås ved å velge kun tempereringen (den siste tempereringen) etter i linje-bråavkjølingen. Med andre ord, siden stålrøret, som har blitt utsatt for i linje-bråavkjølingen og kun éngangstemperering har høy styrke, høy seighet og utmerket korrosjonsmotstand, kan det benyttes tilfredsstillende uten noen annen varmebehandling i et krevende korrosivt miljø.

Avhengig av omstendighetene, er noen ganger ytterligere høy kvalitet av seighet og korrosjonsmotstand påkrevet. I dette tilfelle er det påkrevet at kornstrukturen må være en med mye finere enhet. Denne meget fine enhetlige kornstrukturen kan oppnås ved å anvende en eller flere ganger av «mellomvarmebehandling» mellom i linje-bråavkjølingen og den siste tempereringen. Mellomvarmebehandlingen består av en bråavkjøling (mellombråavkjøling) eller kombinasjon av bråavkjølingen og en temperering (mellomtemperering). Følgelig innbefatter mellomvarmebehandlingen forskjellige utførelser. Prosesser av varmebehandlingen fra i linje-bråavkjølingen til den siste tempereringen er illustrert som f.eks.

følger. Ved å indikere i linje-bråavkjølingen, mellombråavkjølingen, den siste tem-

pereringen og mellomtempereringen som henholdsvis IQ, MQ, FT og MT, er det de følgende 7 typiske prosesser av varmebehandling.

® IQ FT

© IQ -> MQ -» FT

® IQ -» MT MQ -+ FT

© IQ -> MQ MQ FT

IQ MQ MT MQ FT

® IQ MT MQ MQ FT

® IQ MT -> MQ ->• MT -» MQ FT

Når vilkåret for formelen (a) er tilfredsstilt i det komplementære oppvarmingstrinnet, er utmerket seighet og korrosjonsmotstand av stålet oppnådd fordi karbonitridet av Nb og Ti ikke koagulerer til grove partikler ved temperering, grov-gjøring og abnormal vekst av korn i stålet er undertrykket, og dessuten, er effekten av å øke motstanden av anløpsbløtgjøring opprettholdt.

I mellombråavkjølingstrinnet, er det foretrukket at det i tinje-bråavkjølte stål-røret er bråavkjølt etter gjenoppvarming ved temperaturområdet fra Ac3-overgangspunktet til «Ac3-overgangspunktet + 100°C».

I det sømløse stålrøret som er i linje-bråavkjølt ifølge denne oppfinnelsen,

er mange fine karbonitridpartikler av Nb- og Ti-utfellinger og riktig mengde av opp-løst Nb og Ti tilbakeholdt. Når røret er gjenoppvarmet og mellombråoppvarmet, er den abnormale komveksten undertrykket og den meget fine enhetlige kornstrukturen er oppnådd fordi korngrensebevegelse er forhindret. Kornstrukturen blir finere ved å repetere denne mellombråavkjølingsbehandlingen og under dette forhold forbedres seigheten og korrosjonsmotstanden av stålet. Hvis oppvarmingstemperaturen for mellombråavkjøling er lavere enn Aca-overgangspunktet, er bråavkjø-lingen ineffektiv fordi stålet ikke oppnår full austenitt-tilstand. På den annen side, hvis oppvarmingstemperaturen overskrider «Ac3-overgangspunktet + 100°C», har det sømløse stålrøret ikke de nødvendige egenskapene på grunn av for grov kornstruktur.

Oppvarmingshastigheten ved gjenoppvarming for mellombråavkjøling bør fordelaktig være stor, og det er derfor ønskelig å benytte gjenoppvarmingsutstyr slik som den elektromagnetiske induksjonsvarmeren. Avkjølingshastigheten til mellombråavkjølingen er ønskelig stor, det samme som den til i linje-bråavkjøling. Når to eller flere mellombråavkjølinger er anvendt, er det ønskelig at gjenoppvarmingstemperaturen til den etterfølgende er lavere enn den til den foregående for å forbedre seigheten og korrosjonsmotstanden.

Mellomtempereringen er hovedsakelig anvendt for å forhindre forsinket oppsprekking som er kalt «årstidsoppsprekking». Frigjøring av hydrogen oppløst i stålet er forfremmet ved denne tempereringen og det forsinkede brudd er i stand til å forhindres. Følgelig er det ønskelig å anvende mellomtempereringen for å forhindre det forsinkede bruddet etter bråavkjøling, spesielt når ventetiden for neste bråavkjølingstrinn er antatt å overskride 5 timer.

Den øvre grensen av mellomtempereringstemperaturen bør ikke være høy-ere enn Aci overgangspunktet for de nødvendige egenskapene av sømløs stålrør. For å bestemt oppnå den meget fine enhetlige kornstrukturen med den etterføl-gende gjenoppvarmingen og bråavkjølingsbehandlingen, er det ønskelig at mellomtempereringstemperaturen ikke er høyere enn 700°C. Den nedre grensen for mellomtempereringstemperaturen kan f.eks. være 500°C, som er nok til å forhindre det forsinkede brudd.

Virkningen av denne oppfinnelsen vil forklares mer konkret i det følgende eksempel.

EKSEMPEL

Stål «a» til «s» med sammensetninger vist i fig. 3, ble smeltet i en vakuum-induksjonsovn og støpt til blokker på hver 150 kg. Stålene «a» til «o» i fig. 3 er stålene tilpasset for råmateriale for prosessen til denne oppfinnelsen (referert til som «stålene til denne oppfinnelsen» heretter, og stålene «p» til «s» er sammenlignbare stål hvor inneholdene av legeringselementer er utenfor områdene definert i denne oppfinnelsen.

Stålplater med 12 mm tykkelse, 80 mm bred og 600 mm lang, ble laget av disse stålblokkene ved varmearbeiding. Varmearbeidingen var en varmesmiing som simulerte gjennomtrengningen i prosessen for fremstilling av sømløse stålrør. Både foriengelsesvalsingen ved et spindelverk og avslutningsvalsing med et sorte-rerverk ble simulert ved valsing i et platevalseverk.

Tverrsnittsreduksjonsforholdet av røret, som er generelt benyttet som deformasjonsforholdet for stålrør, er omtrent den samme som deformasjonsforholdet representert ved reduksjonen av tykkelse i platevalsing. Derfor kan egenskaper av plateprøvene beregnet i dette eksemplet, anses å være egenskapene av røret produsert i den praktiske fremstillingslinjen.

Fig. 4 viser differanser av SSC-motstand avhengig av kjemiske sammensetninger av stålene. Varmearbeidingen og varmebehandlingsprosessen var prosessen av denne oppfinnelsen omfattende den «komplementære oppvarming» og «i linje-bråavkjøling». Forholdene var som følger:

1. Oppvarmingstemperaturen før smiing (som simulerer gjennomtrengningen) —1200°C. 2. Reduksjonsforholdet for smiing (som simulerer gjennomtrengningen) — 40%. 3. Reduksjonsforhold for varmevalsing (som simulerer forlengingen og avslutningsvalsingen) — 80%.

4. Avslutningstemperatur av avslutningsvalsingen — 800°C.

5. Temperatur av den komplementære oppvarmingen — 900°C.

6. Tid for den komplementære oppvarmingen — 5 minutter.

7. Temperatur av i linje-bråavkjølingen (uten mellomoppvarmingsbehand-lingen -- 870°C.

Stålplater med forskjellig styrke for evaluering av SSC-motstanden ble pre-parert ved å forandre tempereringstemperaturen og platene ettertemperert ble evaluert ved den konstante lastmetoden til NACE TM0177 METHOD-A. Den adopterte lastspenning var 80% av den virkelige flytstyrke, og SSC-motstanden ble evaluert med den maksimale flytstyrken uten brudd.

Det er åpenbart fra fig. 4 at terskelstyrken til SSC-motstand av enhver prø-ve i test nr. 1-15, som benytter stålene til denne oppfinnelsen, var høyere enn den til enhver av test nr. 16-19 som benytter de sammenlignbare stålene, dvs. SSC-motstanden har blitt forbedret. Spesielt er forbedringen av SSC-motstand av stålene som inneholder W eller V (stål «e», «n», «f» og «o») større sammenlignet med den til stålet (stål «a») uten disse elementer. Effekten av W eller V er synlig. Prøvene laget av stål «g» til «m» med lavt nivåinnhold av Si, Mn, P og S (test nr.

7-13) viste en utmerket SSC-motstand. Blant dem har prøven tii test nr. 13 laget stål «m», i hvilken alle innholdene av Si, Mn, P og S ble begrenset til ekstremt lavt nivå, den mest utmerkede SSC-motstanden. Det er klart fra disse testresultater at SSC-motstanden kan forbedres bemerkelsesverdig ved å styre Si-, Mn-, P- og S-innholdene til lavt nivå.

Fig. 7 og 8 viser egenskaper av prøvene som er laget av stålene vist i fig. 3 under forskjellige forhold av arbeid og varmebehandling som vist i fig. 5 og 6. Prø-ver av tester nr. 1-16,25-29,35 og 36, som benytter stålene «a» og «b», ble justert til C125-kvaliteten og andre prøver som benytter andre stål ble justert til C140-kvaliteten. Sc-verdiene ble beregnet ved NACE TM0177 METHOD-B (tre-punkts bøyemetode) og SSC-motstanden ble evaluert ved inspeksjon av strekkgenere-ring i testen ifølge METHOD-A (konstant lasttest) i hvilken spenning på 80% av den spesifiserte minimums-flytstyrken ble lastet på prøven.

Den abnormale kornveksten ble detektert som følger: et tverrsnitt av prøven ble skannet langs 1000 nm lengde ved å benytte en konvensjonell lineær analyse-rer og den gjennomsnittlige skjærlengden av kornene ble målt ved å telle mellom-seksjonspunkter av den skannede lineære linjen og korngrensene. På den annen side, ble en avkuttet lengde av det største kornet målt i femriss-felt i et mikrokul-turfotograf på 200 ganger (7 cm x 10 cm) ved en tilfeldig posisjon på den samme prøven. Prøvene, i hvilke forholdet av avkuttet lengde av det største komet til den gjennomsnittlige avkuttede lengden er 3 eller mer, ble klassifisert i gruppen av abnormal komvekst, mens prøvene med nevnte forhold av ikke mer enn 3 bie klassifisert i gruppen av ikke-abnormal kornvekst.

I tilfelle med C125-kvalitet, som benytter stål «a» og «b», har prøvene til testnr. 35 og 36, som ble fremstilt i en prosess tilsvarende den konvensjonelle prosessen med gjenoppvarming og bråavkjøling etter valsing, ikke tilfredsstillende SSC-motstand. I motsetning har prøvene til test nr. 1-6, fremstilt i en prosess sva-rende til prosessen til denne oppfinnelsen, utmerket SSC-motstand og seighet som ikke hadde blitt oppnådd i den konvensjonelle prosessen.

I tilfelle med sammenligningseksempler, test nr. 25-29, var bearbeidings-og/eller varmebehandlingsforholdene utenfor de til denne oppfinnelsen. Enhver prøve av disse testnumrene har ikke tilstrekkelig SSC-motstand. Den abnormale komveksten ble funnet i noen prøver og seighet og Sc-verdier er lave. Videre var det noen prøver med meget lav styrke slik som prøven til test nr. 29.

Deretter er egenskapene til prøver av stål «e», «n», «f», «I» og «o» som ble justert til CHO-kvaliteten som følger: Test nr. 37-42 er eksempler produsert i den konvensjonelle prosessen omfattende trinnene med gjenoppvarming og bråavkjøling etter valsing. Disse prøver har gode egenskaper i Sc-verdi og seighet, men alle disse brøt sammen i den konstante lasttesten til METHOD-B.

Prøver av test nr. 30-34 har sammenlignbare eksempler som ble produsert under forhold med bearbeiding og varmebehandling utenfor de som definert i denne oppfinnelsen. Alle disse prøvene hadde ikke tilfredsstillende SSC-motstand. Abnormal kornvekst ble funnet i noen prøver, og seighet og Sc-verdi er dårlig. Det var et eksempel på meget lav styrke slik som prøven til test nr. 34. Imidlertid ble den utmerkede SSC-motstanden som ikke har blitt oppnådd i den konvensjonelle prosessen oppnådd i prøvene produsert i prosessen til denne oppfinnelsen vist som test nr. 7-24.

I eksemplene utsatt for mellomvarmebehandlingen etter linje-bråavkjøl-ingen, under forholdene til denne oppfinnelsen, ble det funnet at Sc-verdi og seighet ble forbedret ved forfiningen av kornstrukturen, selv om det ikke kunne finnes så store forskjeller i testresultater av METHOD-A til C125-kvalitetsprøvene (test nr. 2,3,5 og 6) eller C140-kvalitetsprøvene (test nr. 8,9,11,12,14,15,17,18, 20, 21, 23 og 24).

INDUSTRIELL ANVENDBARHET

Prosessen for å produsere et sømløst stålrør, ifølge denne oppfinnelsen, er prosessen hvori rørfremstillingen og varmebehandlingen av denne er utført i en produksjonslinje. Følgelig er virkningen av prosessen forkortning og energisparing mye større sammenlignet med den konvensjonelle prosessen omfattende av linje-oppvarmings- og bråavkjølingstrinnene.

Videre er egenskapene av det sømløse stålrøret produsert i denne prosessen lik eller overlegen de til røret som er fremstilt i den konvensjonelle gjenoppvarmings-, bråavkjølings- og temperertngsprosessen. Ved dette punktet er prosessen til denne oppfinnelsen overlegen i forhold til den vanlige direkte bråavkjø-lingsprosessen.

Ifølge denne oppfinnelsen er det mulig å produsere sømløse stålrør som ikke kun svarer til C110-kvalitet, men også til C125-kvalitet eller over, med høy styrke og utmerket SSC-motstand, til lav kostnad. Denne oppfinnelsen bidrar til en stabil energitilførsel ved å minske kostnaden av oljebrønnutvikling, spesielt ved å fremme utviklingen av meget dype oljebrønner som har vært vanskelig å utvikle.

Claims (6)

1. Fremgangsmåte som omfatter trinnene med varmegjennomtrengning og varmevalsing for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke, som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand, karakterisert ved å benytte emnet til en lav stållegering som inneholder (i vekt%), 0,15-0,50% av C, 0,1-1,5% av Cr, 0,1-1,5% av Mo, 0,005-0,50% av Al, 0,005-0,50% av Ti og 0,003-0,50% av Nb, og som omfatter de følgende trinn (1) til (5): (1) varmevalsing med 40% eller mer av tverrsnittsreduksjonsforhold, (2) avslutning av varmevalsingen i et temperaturområde på 800-1100°C, (3) innføring av det fremstilte stålrøret umiddelbart i et komplementært oppvarmingsapparat etter avslutningsvalsingen, og komplementær oppvarming ved temperaturen og tiden som tilfredsstiller den følgende formel (a), hvor T (°C) er en temperatur på ikke lavere enn 850°C, og t er tiden (timer), (4) bråavkjøling av stålrøret umiddelbart etter det tas ut av det komplementære oppvarmingsapparatet, og (5) temperering av stålrøret ved en temperatur ikke høyere enn Ac-i-overgangspunktet som den siste varmebehandlingen.

2. Fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke, som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand ifølge krav 1, karakterisert ved at den videre omfatter en av et flertall av mellomopp-varmtngsbehandlinger som består av bråavkjøling eller kombinasjon av bråavkjøl-ing og temperering, mellom den ovennevnte bråavkjølingen (4) og den siste varmebehandlingen (5).

3. Fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke, som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand ifølge krav 1 eller 2, karakterisert ved at emnet består vesentlig av (i vekt%), 0,15-0,50% av C, opptil 1,5% Si, opptil 1,5% Mn, 0,1-1,5% av Cr, 0,1-1,5% av Mo, 0,005-0,50% av Al, 0,005-0,50% av Ti, 0,003-0,50% av Nb, opptil 0,010% av N, opptil 0,01% av O, opptil 0,05% av P, opptil 0,01 % av S, opptil 0,1 % av Ni, opptil 0,5% av V, opptil 0,5% av Zr, opptil 0,01% av B, opptil 0,01% av Ca, opptil 2,0% av W, og balansen av Fe og tilfeldige urenheter, og hver mengde av Ti, Zr og N er definert ved den følgende formel (b)

4. Fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke, som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand ifølge krav 3, karakterisert ved at innholdet av V i stålemnet er i området på 0,05-0,5 vekt%.

5. Fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand ifølge krav 3 eller 4, karakterisert ved at den anvender stålemnet i hvilket Si-innhold eller Mn-innhold ikke er mer enn henholdsvis 0,1 vekt%, eller både Si-innhold og Mn-innhold ikke er mer enn 0,1 vekt%.

6. Fremgangsmåte for å produsere et sømløst stålrør med høy styrke, som har utmerket sulfidspennings-oppsprekkingsmotstand ifølge krav 3,4 eller 5, karakterisert ved at stålemnet i hvilket P er en urenhet, ikke er mer enn 0,005 vekt%, eller S som en urenhet, ikke er mer enn 0,0007 vekt%, eller P som en urenhet, ikke er mer enn 0,005 vekt% og S som en urenhet ikke er mer enn 0,0007 vekt%.