RU2664347C2 - Высококачественный материал для гибких длинномерных труб и способ его изготовления - Google Patents
Высококачественный материал для гибких длинномерных труб и способ его изготовления Download PDFInfo
- Publication number
- RU2664347C2 RU2664347C2 RU2014109873A RU2014109873A RU2664347C2 RU 2664347 C2 RU2664347 C2 RU 2664347C2 RU 2014109873 A RU2014109873 A RU 2014109873A RU 2014109873 A RU2014109873 A RU 2014109873A RU 2664347 C2 RU2664347 C2 RU 2664347C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- weight
- welds
- inch
- pipe
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 32
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 46
- 239000000463 material Substances 0.000 title abstract description 26
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 168
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 168
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 77
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 50
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 45
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 44
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 43
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 42
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 42
- 239000010953 base metal Substances 0.000 claims abstract description 36
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 19
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 18
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 18
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims abstract description 16
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims abstract description 16
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims abstract description 12
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 44
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 43
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 37
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 33
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 30
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 28
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 28
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 27
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 26
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 23
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 23
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 22
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 21
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 21
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 20
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 20
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 15
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 15
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 14
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 13
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 13
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 12
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 claims description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 56
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 10
- 238000009826 distribution Methods 0.000 abstract description 6
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 37
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 25
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 24
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 21
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 18
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 14
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 12
- 230000008569 process Effects 0.000 description 12
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 11
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 11
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 10
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 239000000047 product Substances 0.000 description 9
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 9
- 238000010561 standard procedure Methods 0.000 description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 8
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 8
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 7
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 7
- 239000010421 standard material Substances 0.000 description 7
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 6
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 5
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- -1 boron carbides Chemical class 0.000 description 5
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 5
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 5
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 5
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 5
- 229910020012 Nb—Ti Inorganic materials 0.000 description 4
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 4
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 4
- 238000009661 fatigue test Methods 0.000 description 4
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 4
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 4
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 4
- 230000002378 acidificating effect Effects 0.000 description 3
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 3
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 3
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 3
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 3
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 3
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 3
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 3
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 3
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 2
- WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N antimony atom Chemical compound [Sb] WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 2
- RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N arsenic atom Chemical compound [As] RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 2
- JCXGWMGPZLAOME-UHFFFAOYSA-N bismuth atom Chemical compound [Bi] JCXGWMGPZLAOME-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 210000004027 cell Anatomy 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 2
- 238000012994 industrial processing Methods 0.000 description 2
- 238000009776 industrial production Methods 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000954 Medium-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000742 Microalloyed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 239000010962 carbon steel Substances 0.000 description 1
- 210000001175 cerebrospinal fluid Anatomy 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 239000000498 cooling water Substances 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000007710 freezing Methods 0.000 description 1
- 230000008014 freezing Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- 238000002955 isolation Methods 0.000 description 1
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000004807 localization Effects 0.000 description 1
- 238000003754 machining Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000003672 processing method Methods 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000013589 supplement Substances 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
- C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/22—Martempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
- C21D9/085—Cooling or quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
- C21D9/14—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes wear-resistant or pressure-resistant pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
- C21D9/505—Cooling thereof
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16L33/00—Arrangements for connecting hoses to rigid members; Rigid hose connectors, i.e. single members engaging both hoses
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
- B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
- B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
- B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12333—Helical or with helical component
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения высокой прочности гибкую стальную трубу изготавливают из нескольких сваренных полос, имеющую области основного металла, сварные швы и их зоны термического влияния, имеющую предел текучести, превышающий 80 тыс. фунтов/дюйм, и выполненную из стали, содержащей железо и следующие компоненты, вес. %: углерод 0,17-0,35, марганец 0,30-2,00, кремний 0,10-0,30, алюминий 0,010-0,040, сера до 0,010, фосфор до 0,015, причем сталь имеет конечную микроструктуру, содержащую смесь отпущенного мартенсита и бейнита, при этом конечная микроструктура гибкой трубы во всех областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния более чем на 90% по объему состоит из отпущенного мартенсита, является однородной и имеет равномерное распределение мелкозернистых карбидов. 2 н. и 20 з.п. ф-лы, 18 ил., 7 табл.
Description
Область техники, к которой относится изобретение
Изобретение относится к материалам для труб, в частности к материалам для гибких длинномерных труб.
Уровень техники
В последние годы для работ под высоким давлением и работ, требующих обеспечения высокой досягаемости, стали чаще использовать гибкие трубы. В связи с этим возникает необходимость производства гибких труб с повышенной прочностью на растяжение для того, чтобы они могли выдерживать i) осевые нагрузки, действующие на подвешенные или поднимаемые колонны и ii) повышенное давление, возникающее во время работы.
При стандартной процедуре производства гибких труб в качестве сырьевого материала используют горячекатаную полосовую сталь с механическими свойствами, достигаемыми за счет измельчения микроструктуры во время прокатки. Указанное измельчение достигается при использовании различных микролегирующих добавок (титан, азот, ванадий) в сочетании с выбором соответствующих условий горячей прокатки. Целью является обеспечение контроля перекристаллизации материала и роста зерен для достижения ультрамелкой микроструктуры. Выбор материала ограничивается использованием легирующих элементов в твердом растворе и дисперсионным твердением, поскольку измельчение является единственным механизмом, который позволяет одновременно достичь высокой прочности и вязкости.
Указанный сырьевой материал определенный для каждого поставщика, в связи с чем могут требоваться различные механические свойства горячекатаной стали для изготовления гибких труб с различными механическими свойствами. Однако по мере увеличения показателей механических свойств стоимость производства, и следовательно, стоимость сырьевого материала возрастает. Известно, что процесс сварки полос друг с другом, используемый во время сборки «длинной полосы», которая может быть сформована/сварена с использованием контактной сварки (ERW) в гибкую трубу, изнашивает область стыка. Соответственно, гибкая труба с повышенными показателями обычно имеет относительно низкие характеристики в области швов свариваемых полос. Такое снижение вызвано разрушением при сварке мелкозернистой структуры, полученной во время горячей прокатки, и отсутствием простого способа термической обработки после сварки, позволяющего восстановить прочность на разрыв и вязкость. Вообще восстановить прочность на разрыв можно, но при этом в данной области будет снижена вязкость и, соответственно, усталостная прочность. Известная промышленная технология позволяет получить гибкие трубы с высокой прочностью, но имеющие при этом высокую стоимость и низкие характеристики швов свариваемых полос относительно параметров корпуса трубы.
Одним из вариантов для производства гибких труб является термическая обработка всего корпуса трубы. Этот способ обработки используется для материала, сформированного в трубу в так называемом «сыром» состоянии, потому что его характеристики еще не определены условиями термической обработки. В данном случае основными переменными факторами, влияющими на свойства конечного продукта, являются химический состав стали и условия термической обработки. Соответственно, благодаря определенному составу стали, материала шва и термической обработки можно получить гибкую трубу, имеющую одинаковые свойства по всей длине, и устранить слабые места в месте стыка полос, что является критичным для стандартной гибкой трубы с высокой прочностью. Эта общая концепция была описана ранее, но до сих пор ее не удавалось успешно реализовать при производстве гибких труб с высокой прочностью (то есть с пределом текучести в диапазоне от 80 до 140 тыс. фунтов/дюйм2). Причина этого явления заключается в том, что термическая обработка с линейно увеличивающейся скоростью (необходимой для получения высокой производительности) в общем случае приводит к необходимости использования сложных систем большего размера. Данный процесс можно упростить при условии выбора подходящих условий термической обработки и химического состава.
При выборе химического состава, подходящего для промышленной системы термической обработки нормальных размеров, необходимо учитывать наличие некоторых переменных факторов, влияющих на характеристики гибкой трубы, в том числе, помимо прочего: а) осевые механические свойства, b) однородность микроструктуры и свойств, с) вязкость, d) сопротивление усталости, е) сопротивление воздействию кислых сред.
Раскрытие изобретения
Ниже описан химический состав, предназначенный для производства гибких труб, прошедших термическую обработку и имеющих характеристики, превосходящие существующие требования для гибких труб, установленные в стандарте API 5ST (максимальное содержание углерода: 0,16%, максимальное содержание марганца: 1,2% (СТ70-90) максимальное содержание марганца: 1,65 (СТ100-110), максимальное содержание фосфора: 0,02% (СТ70-90) максимальное содержание фосфора: 0,025 (СТ100-СТ110), максимальное содержание серы: 0,005, максимальное содержание кремния: 0,5).
В настоящем документе раскрыты варианты изобретения для гибких стальных труб и способы их изготовления. По вариантам труба имеет предел текучести выше 80 тыс.фунтов/дюйм2. В состав трубы может входить 0,16-0,35% углерода по весу, 0,30-2,00% марганца по весу, 0,10-0,35% кремния по весу, до 0,005% серы по весу и до 0,018% фосфора по весу, оставшаяся часть представляет собой железо и неустранимые примеси. Также в конечной микроструктуре трубы может присутствовать смесь отпущенного мартенсита и бейнита, причем конечная микроструктура гибкой трубы более чем на 90% по объему состоит из отпущенного мартенсита, также микроструктура является однородной по всему корпусу трубы, по линейному шву контактной сварки и на стыковых соединениях полос.
Раскрытые в настоящем документе гибкие стальные трубы сформованы из нескольких сваренных полос, причем труба может содержать области основного металла, сварные швы и зоны термического влияния и иметь предел текучести выше 80 тыс. фунтов/дюйм2, в состав трубы входит железо и 0,17-0,35% углерода по весу, 0,30-2,00% марганца по весу, 0,10-0,30% кремния по весу, 0,010-0,040% алюминия по весу, до 0,010% серы по весу и до 0,015% фосфора по весу, при этом конечная микроструктура содержит смесь отпущенного мартенсита и бейнита, и указанная конечная микроструктура гибкой трубы более чем на 90% по объему состоит из отпущенного мартенсита в области основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния, причем конечная микроструктура по всей области основного металла, сварных швов и в зонах термического влияния является равномерной, и имеет равномерное распределение мелкозернистых карбидов по всей области основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния.
По варианту в состав дополнительно входит до 1,0% хрома по весу, до 0,5% молибдена по весу, до 0,0030% бора по весу, до 0,030% титана по весу, до 0,50% меди по весу, до 0,50% никеля по весу, до 0,1% ниобия по весу, до 0,15% ванадия по весу, до 0,0050% кислорода по весу и до 0,05% кальция по весу.
По другому варианту в состав может входить от 0,17 до 0,30% углерода по весу, от 0,30 до 1,60% марганца по весу, от 0,10 до 0,20% кремния по весу, до 0,7% хрома по весу, до 0,5% молибдена по весу, от 0,0005 до 0,0025% бора по весу, от 0,010 до 0,025% титана по весу, от 0,25 до 0,35% меди по весу, от 0,20 до 0,35% никеля по весу, до 0,04% ниобия по весу, до 0,10% ванадия по весу, до 0,0015% кислорода по весу, до 0,03% кальция по весу, до 0,003% серы по весу и до 0,010% фосфора по весу.
По варианту труба может иметь минимальный предел текучести 125 тыс. фунтов/дюйм2. По варианту труба может иметь минимальный предел текучести 140 тыс. фунтов/дюйм2. По варианту труба может иметь минимальный предел текучести в диапазоне от 125 тыс. фунтов/дюйм2 до 140 тыс. фунтов/дюйм2.
По варианту конечная микроструктура может состоять по крайней мере на 95% по объему из отпущенного мартенсита в области основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния. По варианту труба может иметь конечную крупность зерна менее 20 мкм в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния. По варианту труба может иметь конечную крупность зерна менее 15 мкм в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния.
По варианту сварные швы могут представлять собой угловые швы. По варианту усталостная прочность на угловых швах может быть не менее (примерно) 80% от показателя для областей основного металла. По варианту твердость сварного шва в процентах, включая зону термического влияния, может быть равна 110% или меньше, чем твердость основного металла.
Также в настоящем документе раскрыт способ формования гибких стальных труб, в котором используют полосы, состоящие из железа и 0,17-0,35% углерода по весу, 0,30-2,00% марганца по весу, 0,10-0,30% кремния по весу, 0,010-0,040% алюминия по весу, до 0,010% серы по весу, до 0,015% фосфора по весу, и сваривают полосы друг с другом для формирования трубы из сваренных полос, причем труба состоит из областей основного металла, сварных швов и соответствующих зон термического влияния, а также проводят аустенизацию трубы в диапазоне 900-1000°C, закаливают трубу для создания конечной закаленной микроструктуры мартенсита и бейнита, при этом закаленная микроструктура содержит по меньшей мере 90% мартенсита в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния; и отпускают закаленную трубу при температуре в диапазоне 550-720°C, причем отпуск закаленной трубы позволяет получить предел текучести более чем примерно 80 тыс. фунтов/дюйм2, а микроструктура по всей области основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния является однородной и имеет равномерное распределение мелкозернистых карбидов.
По варианту сварка полос может представлять собой угловую сварку. По варианту формование труб может содержать создание линейного стыка. По варианту в способе дополнительно наматывают закаленную трубу на бухту. По варианту аустенизация позволяет сформировать крупность зерен менее 20 мкм в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния.
По варианту в состав может также входить до 1,0% хрома по весу, до 0,5% молибдена по весу, до 0,0030% бора по весу, до 0,030% титана по весу, до 0,50% меди по весу, до 0,50% никеля по весу, до 0,1% ниобия по весу, до 0,15% ванадия по весу, до 0,0050% кислорода по весу и до 0,05% кальция по весу.
По варианту в состав может также входить от 0,17 до 0,30% углерода по весу, от 0,30 до 1,60% марганца по весу, от 0,10 до 0,20% кремния по весу, до 0,7% хрома по весу, до 0,5% молибдена по весу, от 0,0005 до 0,0025% бора по весу, от 0,010 до 0,025% титана по весу, от 0,25 до 0,35% меди по весу, от 0,20 до 0,35% никеля по весу, до 0,04% ниобия по весу, до 0,10% ванадия по весу, до 0,00015% кислорода по весу, до 0,03% кальция по весу, до 0,003% серы по весу и до 0,010% фосфора по весу.
По варианту закаленная труба может иметь предел текучести, больший или равный 125 тыс. фунтов/дюйм2. По варианту закаленная труба может иметь минимальный предел текучести в 140 тыс. фунтов/дюйм2. По варианту закаленная труба может иметь минимальный предел текучести от 125 до 140 тыс. фунтов/дюйм2.
Краткое описание чертежей
На фиг. 1А-В показаны графики ССТ, соответствующие стали STD2 (А) и STD3 (В).
На фиг. 2А-В показаны графики ССТ, соответствующие стали BTi2 (А) и CrMoBTi3 (В).
На фиг. 3 показан график скорости охлаждения на внутренней поверхности трубы в виде функции зависимости от толщины стенки (WT) для гибкой трубы, закаленной с помощью струй воды с наружной стороны.
На фиг. 4 показан график прочности на разрыв стали BTi2 в виде функции зависимости от максимальной температуры отпуска (Тмакс.).
При моделировании с помощью комплекса Gleeble® были использованы амплитудные циклы отпуска: прочность на разрыв той же марки стали в виде функции зависимости от времени выдержки при 720°C (циклы изотермического отпуска) показана на графике справа.
На фиг. 5А-В показан неотпущенный мартенсит, появляющийся на центральной ликвационной полосе рядом с линейным швом контактной сварки после отжига зоны шва (PWHT). На фиг. 5А-В представлены характеристики стандартной гибкой трубы класса 90.
На фиг. 6А-В показано локализованное повреждение на центральной ликвационной полосе, образующееся при испытаниях гибкого трубопровода класса 110 на усталость.
На фиг. 7А-В показано локализованное повреждение на центральной ликвационной полосе, образующееся при испытаниях гибкого трубопровода класса 100 на усталость при высоком внутреннем давлении (9500 фунтов/дюйм2).
На фиг. 8А-В показаны микроструктуры основного металла, соответствующие стандартной гибкой трубе (А) и гибкой трубе, полученной в соответствии с настоящим изобретением (В). В обоих случаях гибкий трубопровод имеет прочность на разрыв, соответствующую классу 110 (предел текучести от 110 тыс.фунтов/дюйм2 до 120 тыс.фунтов/дюйм2).
На фиг. 9А-В показаны микроструктуры линейного шва контактной сварки, соответствующие стандартной гибкой трубе (А) и гибкой трубе, полученной в соответствии с настоящим изобретением (В). В обоих случаях гибкий трубопровод имеет прочность на разрыв, соответствующую классу 110 (предел текучести от 110 тыс.фунтов/дюйм до 120 тыс.фунтов/дюйм2).
На фиг. 10А-В показаны микроструктуры зоны термического влияния (HAZ) шва контактной сварки для стандартной гибкой трубы (А) и гибкой трубы, полученной в соответствии с настоящим изобретением (В). В обоих случаях гибкий трубопровод имеет прочность на разрыв, соответствующую классу 110 (предел текучести от 110 тыс.фунтов/дюйм2 до 120 тыс.фунтов/дюйм2).
На фиг. 11А-В показаны микроструктуры зоны термического влияния (HAZ) углового шва для стандартной гибкой трубы (А) и гибкой трубы, полученной в соответствии с настоящим изобретением (В). В обоих случаях гибкий трубопровод имеет прочность на разрыв, соответствующую классу 110 (предел текучести от 110 тыс.фунтов/дюйм2 до 120 тыс.фунтов/дюйм2).
На фиг. 12 показана трещина, образующаяся во время эксплуатации в зоне сплавления углового шва (проходящая из внутренней стороны трубы). Трещина проходит в сторону крупных реек верхнего бейнита.
На фиг. 13 показаны изменения твердости (твердость основного металла =100%) на стандартных угловых швах, получаемых с помощью стандартной обработки и обработки в соответствии с настоящим изобретением. Зона сплавления (FZ) расположена в области ≈+/-5 мм от центра шва.
На фиг. 14А-В показаны микроструктуры, соответствующие пересечению углового шва и линейного шва контактной сварки для стандартной гибкой трубы (А) и гибкой трубы, изготовленной в соответствии с настоящим изобретением (В). В обоих случаях гибкий трубопровод имеет прочность на разрыв, соответствующую классу 110 (предел текучести от 110 тыс.фунтов/дюйм2 до 120 тыс.фунтов/дюйм2).
На фиг. 15 показано схематическое изображение оборудования для испытаний на усталость.
На фиг. 16 показаны значения усталостной долговечности для образцов углового шва (BW) относительно значений усталостной долговечности для образцов основного материала (ВМ). Результаты представлены в виде средних значений при различных условиях испытаний и для различных классов гибких труб (80, 90 и 110 для стандартных труб и 80, 90, 110, 125 и 140 для гибких труб, изготовленных в соответствии с настоящим изобретением).
На фиг. 17 показано увеличение усталостной долговечности в гибких трубах с химическим составом и условиями обработки, соответствующими настоящему изобретению. Увеличение определяется за счет сравнения с усталостной долговечностью, полученной для стандартного гибкого трубопровода того же класса, который был испытан при аналогичных условиях. Результаты усреднены для каждого класса при различных условиях испытания. Что касается классов 125 и 140, которые не являются стандартными, усталостная долговечность сравнивалась со сталью STD3 класса 110.
На фиг. 18А-В показано кольцо полукруглого профиля после испытания материала класса 80 в соответствии с NACE TM0177 (90% от нормативного минимального значения предела текучести, метод А, 1 бар, H2S). А: стандартная процедура, В: процедура, соответствующая настоящему изобретению.
Осуществление изобретения
Сырьевой материал для гибкого трубопровода производится в цеху в виде горячекатаных полос. Для обеспечения высокой прочности и высокой вязкости в измельченной микроструктуре используют контролируемую прокатку. Полосы разрезают в продольном направлении по ширине, необходимой для производства труб, после чего выполняют соединение ее концов встык в рамках процесса соединения (например, плазменная дуговая сварка или сварка трением с перемешиванием) для получения более длинных полос. После этого полосам придают форму трубы с помощью контактной сварки. Помимо прочего характеристики конечного продукта оцениваются с точки зрения: а) осевых механических свойств, b) однородности микроструктуры и свойств, с) вязкости, d) сопротивления усталости, е) сопротивления воздействию кислых сред. С помощью стандартной процедуры обработки можно получить механические свойства гибкого трубопровода, сочетающие в себе свойства горячекатаной полосы с учетом изменений, внесенных при сварке и прокатке трубы. Получаемые таким образом свойства ограничиваются характеристиками гибкой трубы, указанными выше. Причина этого заключается в том, что процесс сварки, используемый для соединения полос, изменяет мелкозернистую микроструктуру после прокатки таким образом, что даже при использовании термической обработки после сварки конечные свойства ухудшаются. Пониженная усталостная долговечность и низкая устойчивость к кислым средам связаны с неоднородностью микроструктуры и наличием хрупких составляющих рядом со швами. Предполагается, что новая процедура должна, по крайней мере, включать в себя термическую обработку всего корпуса трубы. Данная процедура описывалась ранее в общих чертах, но никогда не рассматривалась конкретно. В настоящем документе описаны химические составы и характеристики сырьевого материала, а также подходящие методы сварки и условия термической обработки, что позволяет получить закаленное и отпущенное изделие с высокими характеристиками корпуса трубы и соединительных швов между полосами. Данный материал разработан для гибкого трубопровода, поскольку он не только имеет относительно низкую стоимость, но и позволяет получить в предпочтительном варианте максимальную усталостную долговечность при определенных условиях, создаваемых при использовании гибкого трубопровода (низкоцикличная усталость при изгибе с одновременным созданием осевой нагрузки и внутреннего давления).
Настоящее изобретение относится к высокопрочному гибкому трубопроводу (минимальный предел текучести в пределах от 80 тыс.фунтов/дюйм2 до 140 тыс.фунтов/дюйм2), имеющему повышенную низкоцикличную усталость по сравнению со стандартными изделиями, определенными в спецификации API 5 ST. Кроме того, настоящее изобретение позволяет снизить сульфидное растрескивание под напряжением (SSC). Данное сочетание свойств достигается за счет соответствующего выбора химического состава стали и условий обработки. Промышленная обработка отличается от стандартной процедуры, включающей в себя термическую обработку всего корпуса трубы (FBHT), как описано в заявке США № US 2012/0186686 А1. Данная процедура FBHT выполняется после создания гибкой трубы с помощью контактной сварки (ERW) и включает в себя по крайней мере один цикл аустенизации, закалки и отпуска. Упомянутый выше вариант воплощения относится в большей степени к химическим составам стали и параметрам обработки для производства закаленного и отпущенного гибкого трубопровода с упомянутыми выше свойствами. Несмотря на достижение определенных механических свойств за счет термической обработки основного материала с заданным составом являются общеизвестными, в конкретном варианте использования гибкого трубопровода используется сырьевой материал с конкретным химическим составом для минимизации негативного влияния отдельных переменных факторов, например, зон ликвации, на конкретные свойства настоящего варианта воплощения.
Одним из наиболее важных свойств гибкой трубы является повышенное сопротивление низкоцикличной усталости. Это связано с тем, что при стандартных работах гибкие трубы часто сматываются и разматываются, создавая циклические пластические деформации, которые могут привести к возникновению дефектов. В предпочтительном варианте при низкоцикличной усталости деформация локализуется в более мягких областях материала и имеет микроскопические размеры. При наличии хрупких составляющих в или рядом с данными областями концентрации деформаций трещины могут легко образовываться и увеличиваться в размерах. Следовательно, снижение усталостной долговечности связано с неоднородными микроструктурами (с более мягкими областями, в которых локализуется деформация) и наличием хрупких составляющих (что приводит к образованию и (или) распространению трещин). Все такие микроструктурные особенности возникают в зоне термического влияния (HAZ)шва. Другие типы микроструктуры корпуса трубы также имеют вышеупомянутые характеристики. Это связано с тем, что они состоят из смеси компонентов высокой и низкой твердости, например, из феррита, перлита и бейнита. В данном случае деформация локализуется в более мягком феррите, в районе границы с бейнитом, в котором образуются и увеличиваются в размерах трещины. В настоящий момент данный тип микроструктуры имеют гибкие трубы с высокой прочностью.
Во избежание локализации деформаций при низкоцикличной усталости микроструктура должна быть не просто однородной на всем корпусе трубы и на соединениях, она должна быть однородной в микроскопических масштабах. Что касается низкоуглеродистых сталей, идеальной является микроструктура, состоящая из отпущенного мартенсита, который имеет ферритовую основу с однородным и мелкозернистым распределением карбидов. Таким образом, необходимо выбрать химический состав и создать условия обработки, описанные в настоящем документе, чтобы за счет FBHT получить однородную микроструктуру (в корпусе трубы, на угловом шве и линейном шве контактной сварки), состоящую по крайней мере на 90% из отпущенного мартенсита, предпочтительно, чтобы данный показатель превышал 95%.
Кроме того, отпущенный мартенсит лучше подходит для производства сверх высокопрочных материалов, чем для микроструктур стандартной гибкой трубы (включая феррит, перлит и бейнит), для которых нужны очень дорогостоящие легирующие добавки, позволяющие достичь предела текучести, превышающего (примерно) 125 тыс.фунтов/дюйм2.
По сравнению со структурами, содержащими бейнит, отпущенный мартенсит также обладает другими преимуществами, обусловленными повышенным сопротивлением SSC.
Химический состав стали определяется как наиболее подходящий для производства термически обработанного гибкого трубопровода с помощью FBHT и может быть описан в виде концентрации углерода (% С по весу), марганца (% Mn по весу), кремния (% Si по весу), хрома (% Cr по весу), молибдена (% Мо по весу), а также концентраций таких микролегирующих элементов, как бор (% В по весу), титан (% Ti по весу), алюминий (% Al по весу), ниобий (% Nb по весу) и ванадий (% V по весу). Также верхние пределы могут относиться к таким неустранимым примесям, как сера (% S по весу), фосфор (% Р по весу) и кислород (% О по весу).
Конечная структура, состоящая из отпущенного мартенсита, имеет химический состав стали, соответствующий настоящему изобретению, который значительно отличается от составов гибких труб, известных из уровня техники, более высоким содержанием углерода (например, по сравнению со значением, указанным в спецификации API 5ST, в которой максимально допустимое содержание углерода для гибкого трубопровода равно 0,16%), что позволяет получить желательную микроструктуру при помощи FBHT, включающей в себя по крайней мере один цикл аустенизации, закалки и отпуска.
Термины «примерно», «около» и «практически», используемые в настоящем документе предназначены для обозначения величин, близких к указанному значению, которые позволяют обеспечить выполнение необходимой функции или достичь желательного результата. Например, термины «примерно», «около» и «практически» могут относиться к величинам, находящимся в пределах 10%, в пределах 5%, в пределах 1%, в пределах 0,1% и в пределах 0,01% от указанного значения.
Углерод представляет собой элемент, добавление которого значительно увеличивает прочность стали за счет увеличения прокаливаемости и выделения карбидов во время термической обработки. Если содержание углерода опускается ниже 0,17%, прокаливаемость не может быть гарантирована, поэтому во время термической обработки могут образовываться крупные фракции бейнита. Появление бейнита затрудняет достижение предела текучести более 80 тыс.фунтов/дюйм2 при желательном уровне усталостной долговечности и сопротивления SSC. Процедура изготовления гибкого трубопровода, известная из уровня техники, не подходит для термической обработки поскольку максимально допустимое содержание углерода в соответствии со спецификацией API5ST равно 0,16%. Стандартные микроструктуры гибкого трубопровода имеют крупные фракции бейнита, которые ухудшают вязкость, усталостную долговечность и сопротивление SSC в материалах с более высоким классом, т.е. в гибких трубопроводах с минимальным пределом текучести выше 110 тыс.фунтов/дюйм2.
С другой стороны, сталь с содержанием углерода более 0,35% имеет низкую свариваемость, что делает ее чувствительной к наличию хрупких составляющих и образованию трещин во время сварки и термической обработки после сварки. Кроме того, более высокое содержание углерода может привести к появлению значительного количества остаточного аустенита после закалки, который превращается в хрупкие составляющие после отпуска. Данные хрупкие составляющие снижают усталостную долговечность и сопротивление SSC. Следовательно, содержание углерода в стали изменяется в диапазоне от (примерно) 0,17% до (примерно) 0,35%, предпочтительно от (примерно) 0,17% до (примерно) 0,30%.
Добавка марганца улучшает прокаливаемость и прочность. Также марганец способствует раскислению и контролю содержания серы во время производства стали. Если содержание марганца ниже (примерно) 0,30%, то достичь желательного уровня прочности станет сложнее. Однако по мере увеличения содержания марганца могут образовываться большие зоны ликвации. В зонах ликвации марганца вероятно образование хрупких составляющих во время термической обработки, что ухудшает вязкость и снижает долговечность. Кроме того, данные зоны ликвации увеличивают чувствительность материала к сульфидному растрескиванию под напряжением (SSC). Соответственно, содержание марганца в стали изменяется в диапазоне от 0,30% до 2,0%, предпочтительно от 0,30% до 1,60%, и более предпочтительно от 0,30% до 0,80% в случае, когда имеет место повышенное сопротивление SSC.
Кремний представляет собой элемент, добавление которого приводит к раскислению во время производства стали и повышению прочности стали. В некоторых вариантах воплощения вязкость может снизиться, когда содержание кремния превышает (примерно) 0,30%. Кроме того, могут образовываться большие зоны ликвации. Следовательно, содержание кремния в стали изменяется в диапазоне от (примерно) 0,10% до 0,30%, предпочтительно от (примерно) 0,10% до (примерно) 0,20%.
Добавление хрома увеличивает прокаливаемость и стойкость стали к отпуску. Хром можно использовать для частичного замещения марганца в стали для достижения высокой прочности без образования больших зон ликвации, которые снижают усталостную долговечность и сопротивление SSC. Однако хром является более дорогостоящей добавкой, что усложняет производство гибкого трубопровода из-за нагрузок, возникающих при горячей формовке. Следовательно, в некоторых вариантах воплощения содержание хрома ограничивается (примерно) 1,0%, предпочтительно (примерно) 0,7%.
Молибден представляет собой элемент, добавление которого эффективно увеличивает прочность стали, а также способствует замедлению разупрочнения во время отпуска. Стойкость к отпуску позволяет получить высокопрочную сталь со сниженным содержанием марганца, увеличенной усталостной долговечностью и сопротивлением SSC. Добавки молибдена также могут снизить ликвацию фосфора до границ зерен, что улучшит сопротивление межзеренному излому. Однако этот сплав железа является дорогостоящим, что делает желательным снижение максимального содержания молибдена в стали. Следовательно, в определенных вариантах воплощения максимальное содержание молибдена составляет около 0,5%.
Бор представляет собой элемент, добавление которого очень эффективно с точки зрения увеличения прокаливаемости стали. Например, бор может увеличивать прокаливаемость за счет исключения вероятности образования феррита во время закалки. В некоторых вариантах воплощения бор используется для достижения высокой прокаливаемости (т.е. для закаленной структуры, содержащей по крайней мере 90% мартенсита) стали со сниженным содержанием марганца для улучшения усталостной долговечности и сопротивления SSC. При содержании бора менее (примерно) 0,0005% по весу в стали, соответствующей настоящему изобретению, может стать затруднительным достижение желательной прокаливаемости стали. Однако при слишком высоком содержании бора на границах зерен могут образовываться большие фракции карбидов бора, что негативно влияет на вязкость. Соответственно, в данном варианте воплощения концентрация бора ниже (примерно) 0,0030%, в другом варианте воплощения содержание бора от (примерно) 0,0005% до 0,0025%.
Титан представляет собой элемент, добавление которого эффективно с точки зрения увеличения эффективности действия бора в стали, за счет фиксации примесей азота в виде нитридов азота (TiN) и торможения образования нитридов бора. Если содержание титана слишком мало, то в некоторых вариантах воплощения может быть затруднительным достижение желательного влияния бора на прокаливаемость стали. С другой стороны, если содержание титана превышает 0,03% по весу, могут образовываться крупные фракции нитридов титана и карбидов (TiN и Т1С), что негативно повлияет на пластичность и вязкость. Соответственно, в определенных вариантах воплощения концентрация титана может быть ограничена (примерно) 0,030%. В других вариантах воплощения концентрация титана может находиться в диапазоне от (примерно) 0,010% до (примерно) 0,025%.
С учетом того, что производство гибкого трубопровода с низкими механическими свойствами является предпочтительным за счет низкой стойкости к отпуску, добавки бора и титана повышают прокаливаемость без увеличения стойкости к отпуску. Соответственно, это позволит производить трубы с пределом текучести, равным 80 тыс.фунтов/дюйм2, без значительного увеличения времени выдержки во время отпуска, и значительно увеличить производительность. Поскольку одним из ограничений, касающихся производства гибкого трубопровода с помощью линии термической обработки, является длина линии, позволяющая достичь адекватной выдержки материала во время отпуска, использование бора и титана сильно повлияет на производство гибкого трубопровода с низким пределом текучести.
Медь представляет собой элемент, добавление которого в определенных вариантах при производстве стали не является обязательным. Однако при некоторых вариантах использования гибкого трубопровода медь может понадобиться для повышения сопротивления атмосферной коррозии. Таким образом, по варианту содержание меди в стали может быть ограничено (примерно) 0,50%. В других вариантах воплощения концентрация меди может изменяться в диапазоне от (примерно) 0,25% до (примерно) 0,35%.
Никель представляет собой элемент, добавление которого увеличивает прочность и вязкость стали. При наличии меди в составе стали во избежание дефектов, возникающих при горячей прокатке, известных как горячеломкость, можно использовать никель. Однако никель является очень дорогостоящим и в определенных вариантах воплощения содержание никеля в стали ограничивается (примерно) 0,50%. В других вариантах воплощения концентрация никеля может изменяться в диапазоне от (примерно) 0,20% до (примерно) 0,35%.
Ниобий представляет собой элемент, добавление которого в сталь может уменьшить размер аустенитного зерна стали во время повторного нагрева в аустенитном участке и увеличить соответствующим образом прочность и вязкость. Ниобий также может выделяться во время отпуска, увеличивая прочность за счет закалки в слое дисперсных частиц. В одном варианте воплощения содержание ниобия в стали может изменяться в диапазоне от (примерно) 0% до (примерно) 0,10%, предпочтительно от (примерно) 0% до (примерно) 0,04%.
Ванадий представляет собой элемент, добавление которого может использоваться для увеличения прочности стали за счет выделения карбидов во время отпуска. Однако если содержание ванадия в стали превышает (примерно) 0,15%, может образовываться большая фракция частиц карбида ванадия, что снизит вязкость стали. Следовательно, в определенных вариантах воплощения содержание ванадия в стали ограничивается (примерно) 0,15%, предпочтительно (примерно) 0,10%.
Алюминий представляет собой элемент, добавление которого обеспечивает раскисление во время производства стали и позволяет уменьшить крупность зерен стали. В одном варианте воплощения при содержании алюминия в стали менее (примерно) 0,010%, сталь может быть чувствительна к окислению, из-за высоких уровней примесей. В других вариантах воплощения при содержании алюминия в стали более (примерно) 0,040%, могут образовываться большие фракции примесей, снижающие вязкость стали. Следовательно, содержание алюминия в стали может изменяться в диапазоне от (примерно) 0,010% до (примерно) 0,040%.
Сера представляет собой элемент, добавление которого приводит к снижению вязкости и обрабатываемости стали. Соответственно, в некоторых вариантах воплощения содержание серы в стали ограничивается максимумом, (примерно) равным 0,010%, предпочтительно (примерно) равным 0,003%.
Фосфор представляет собой элемент, добавление которого приводит к снижению вязкости стали. Соответственно, содержание фосфора в стали ограничивается максимумом, равным (примерно) 0,015%, предпочтительно равным (примерно) 0,010%.
Кислород может представлять собой примесь в стали, которая присутствует, в основном, в виде оксидов. В одном варианте воплощения стали по мере увеличения содержания кислорода ухудшаются ударные свойства стали. Соответственно, в определенных вариантах воплощения стали предпочтительным является относительно низкое содержание кислорода, меньшее или равное (примерно) 0,0050% по весу; предпочтительно меньшее или равное (примерно) 0,0015% по весу.
Кальций представляет собой элемент, добавление которого в стали может увеличивать вязкость за счет изменения формы сульфидных включений. В одном варианте воплощения в состав стали может содержать кальций и серу в соотношении не менее Ca/S>1,5. В других вариантах воплощения стали высокое содержание кальция является ненужным, при этом сталь может иметь максимальное содержание кальция равное (примерно) 0,05%, предпочтительно равное (примерно) 0,03%.
Содержание нежелательных примесей, включая, но не ограничиваясь азотом, свинцом, оловом, мышьяком, сурьмой, висмутом и т.д., предпочтительно должно оставаться минимально возможным. Однако свойства (например, прочность, вязкость) стали, зависящие от состава стали, как указано в настоящем документе, могут незначительно изменяться при содержании примесей в выбранных пределах. В одном варианте воплощения содержание азота в стали может быть ниже (примерно) 0,010%, предпочтительное меньше или равно (примерно) 0,008%. В другом варианте воплощения содержание свинца в стали может быть ниже или равно (примерно) 0,005%. В еще одном варианте воплощения содержание олова в стали может быть меньше или равно (примерно) 0,02%. В еще одном варианте воплощения содержание мышьяка в стали может быть меньше или равно (примерно) 0,012%. В другом варианте воплощения содержание сурьмы в стали может быть меньше или равно (примерно) 0,008%. В еще одном варианте воплощения содержание висмута в стали может быть меньше или равно (примерно) 0,003%.
Выбор конкретного химического состава стали в соответствии с настоящим изобретением будет зависеть от характеристик конечного продукта и ограничений промышленного оборудования (например, в линиях индукционной термической обработки сложно получить большое время выдержки во время отпуска). По возможности добавку марганца можно будет снизить, поскольку он снижает усталостную долговечность и сопротивление SSC за счет образования большой зоны ликвации. Для замещения марганца будет использован хром и в меньшей степени молибден, при этом термическая обработка всего корпуса останется максимально простой. Оба элемента увеличивают стабильность карбидов и сопротивление разупрочнению, что могло бы привести к увеличению времени выдержки во время отпуска. Таким образом, данные элементы являются предпочтительными с точки зрения более прочных изделий (например, изделий класса 110 и выше), для которых предпочтительно обеспечить стойкость к отпуску, и нежелательными для изделий с более низким классом (класс 80), для которых понадобится использовать длинные и непрактичные промышленные линии термической обработки.
В случае стали более низкого класса (класс 80) предпочтительно использовать микролегированные добавки бора и титана и обеспечить соответствующее содержание углерода. Данные элементы позволят получить хорошую прокаливаемость без использования большого количества добавок марганца. Кроме того, бор и титан не увеличивают стойкость к отпуску. Таким образом, для получения необходимого уровня прочности можно использовать простую и короткую процедуру отпуска.
В следующих разделах описана процедура промышленной обработки, соответствующая настоящему изобретению, при этом особое внимание будет уделено условиям термической обработки всего корпуса (FBHT).
Сырьевой материал для гибкого трубопровода производится в стальном цехе в виде горячекатаных полос с толщиной стенки, которая может изменяться от (примерно) 0,08 дюймов до (примерно) 0,30 дюймов. Для уменьшения размера зерна микроструктуры после прокатки поставщики стали могут использовать контролируемую прокатку. Однако измельчение микроструктуры полос после проката не является важным, поскольку в настоящем документе микроструктура и механические свойства определяются, в основном, при конечной FBHT. Подобная гибкость процесса горячей прокатки позволяет снизить стоимость сырьевых материалов и использовать химический состав стали, который нельзя получить при сложных процедурах горячей прокатки (в общем случае, для низкоуглеродистой микролегированной стали может быть использована контролируемая прокатка).
Для производства труб полосы стали разрезают в продольном направлении по ширине. Затем трубы соединяют встык с помощью сварки (например, плазменной дуговой сварки или сварки трением с перемешиванием) для увеличения длины полос, что позволит получить необходимую длину труб. Данным сваренным полосам придают форму трубы, например, с помощью контактной сварки. Наружный диаметр стандартных гибких труб находится в диапазоне от 1 дюйма до 5 дюймов. Длина трубы равна (примерно) 15000 футам, однако длина может изменяться в диапазоне от (примерно) 10000 футов до (примерно) 40000 футов.
После формования трубы используют термическую обработку всего корпуса (FBHT). Целью данной термической обработки является производство однородной конечной микроструктуры, состоящей по крайней мере из 90% отпущенного мартенсита, остальная часть представляет собой бейнит. Данная микроструктура, имеющая однородное распределение карбидов и крупность зерен менее 20 мкм, предпочтительно менее 15 мкм, гарантирует хорошее сочетание прочности, пластичности, вязкости и низкоцикличной усталостной долговечности. Кроме того, как было сказано выше, за счет соответствующего выбора химического состава стали данный тип микроструктуры подходит для увеличения сопротивления сульфидному растрескиванию под напряжением (SSC) по сравнению со стандартными структурами, включающими в себя феррит, перлит и крупные фракции верхнего бейнита.
FBHT содержит по меньшей мере один цикл (Q) аустенизации и закалки (Q), после которого выполняется отпуск (Т). Аустенизацию выполняют при температурах в диапазоне между 900°C и 1000°C. На данном этапе необходимо выбрать общую длительность устойчивого состояния после превышения температуры равновесия Ае3, чтобы обеспечить общее растворение карбидов железа без чрезмерного увеличения размера аустенитных зерен. Целевая крупность зерен ниже 20 мкм, предпочтительно ниже 15 мкм. Закалка должна выполняться при контролируемой минимальной скорости охлаждения для достижения конечной микроструктуры после закалки, включающей в себя по крайней мере 90% мартенсита во всем объеме трубы.
Отпуск выполняется при температурах от 550°C до 720°C. Термическая обработка при температуре выше 720°C может привести к частичному превращению мартенсита в аустенит с высоким содержанием углерода. Образования данного компонента необходимо избегать, поскольку он имеет тенденцию к превращению в хрупкие составляющие, что может привести к снижению вязкости и усталостной долговечности. С другой стороны, при выполнении отпуска при температуре ниже 550°C процесс восстановления нарушенной структуры после закалки не будет полным. Соответственно, вязкость может повторно снизиться. Необходимо выполнить цикл отпуска при температурах в указанном выше диапазоне, что позволит получить необходимые механические свойства. Минимальный предел текучести может изменяться в диапазоне от 80 тыс.фунтов/дюйм2 до 140 тыс.фунтов/дюйм2. Необходимо выбрать соответствующую длительность устойчивого состояния при данной температуре, чтобы обеспечить однородное распределение карбида в области основного металла трубы и области шва (линейного шва контактной сварки и стыка между полосами). В некоторых случаях для получения оптимального сочетания прочности и вязкости может быть выполнено более одного цикла аустенизации, закалки и отпуска. После FBHT труба может проходить процедуры классификации по размеру зерен, что гарантирует соблюдение указанных допусков для размеров, снятия напряжения и намотки на бухту.
Примеры:
Пример А: Выбор химического состава для улучшения прокаливаемости
Как было сказано выше, микроструктура, соответствующая настоящему изобретению, по крайней мере на 90% состоит из отпущенного мартенсита и имеет равномерное распределение мелкозернистого карбида, остальная часть представляет собой бейнит. Данная микроструктура позволяет производить гибкие трубы с необходимым сочетанием высокой прочности, увеличенной низкоциклической усталостной долговечности и повышенным сопротивлением SSC.
Отпущенный мартенсит можно получить за счет, по крайней мере, одного цикла термической обработки, содержащего закалку и отпуск, выполняемого после формования трубы с помощью контактной сварки. Термическая обработка может повторяться два или более раз, если нужно дополнительно снизить размер зерен для повышения сопротивления SSC. Это связано с тем, что последующие циклы аустенизации и закалки снижают не только размер бывшего аустенитного зерна, но и размеры блоков и групп мартенсита.
Для получения целевой микроструктуры с хорошей прокаливаемостью необходимо, чтобы в конце закалки образовалось по крайней мере 90% мартенсита. Выбор соответствующего химического состава является важным для достижения данного объемного содержания мартенсита. Выбор подходящего состава стали основывался на результатах экспериментов, выполняемых с помощью термомеханического симулятора Gleeble® 3500. После этого для подтверждения результатов лабораторных исследований были проведены промышленные испытания.
В таблице А1 указаны некоторые химические составы стали, проанализированные в лаборатории. Для всех указанных химических составов были проведены дилатометрические испытания с помощью комплекса Gleeble®, что позволило построить графики превращения при непрерывном охлаждении (ССТ). Графики ССТ были использованы вместе с результатами металлографического анализа образцов, полученных с помощью моделирования, для определения минимальной скорости охлаждения, которая позволяет получить содержание мартенсита более 90%. Данная критическая скорость охлаждения, в основном, зависящая от химического состава стали, будет обозначена как CR90,
Таблица А1 | ||||||||
Экспериментально полученные химические составы стали. Концентрации элементов приведены в процентах по весу (% по весу). | ||||||||
Сталь | С | Mn | Si | Cr | Mo | Ni | Cu | Прочее |
STD1 | 0,13 | 0,80 | 0,35 | 0,52 | - | 0,15 | 0,28 | Ti |
STD2 | 0,14 | 0,80 | 0,33 | 0,55 | 0,10 | 0,17 | 0,27 | Nb-Ti |
STD3 | 0,14 | 0,80 | 0,34 | 0,57 | 0,32 | 0,22 | 0,28 | Nb-Ti |
CMn1 | 0,17 | 2,00 | 0,20 | - | - | - | - | - |
CMn2 | 0,25 | 1,60 | 0,20 | - | - | - | - | - |
ВТ11 | 0,17 | 1,60 | 0,20 | - | - | - | - | B-Ti |
BTi2 | 0,25 | 1,30 | 0,20 | - | - | - | - | B-Ti |
CrMo1 | 0,17 | 1,00 | 0,25 | 1,00 | 0,50 | - | - | - |
CrMo2 | 0,25 | 0,60 | 0,20 | 1,00 | 0,50 | - | - | - |
CrMoBTi1 | 0,17 | 0,60 | 0,20 | 1,00 | 0,50 | - | - | B-Ti |
CrMoBTi2 | 0,24 | 0,40 | 0,15 | 1,00 | 0,25 | - | - | B-Ti |
CrMoBTi3 | 0,24 | 0,40 | 0,15 | 1,00 | 0,50 | - | - | B-Ti |
CrMoBTi4 | 0,26 | 0,60 | 0,15 | 0,50 | 0,25 | B-Ti |
Примеры полученных графиков ССТ приведены на фиг. 1-2. Во всех случаях для достижения низкой крупности аустенитных зерен (AGS) в 10-20 мкм аустенизация выполнялась при температуре 900-950°C. Типы стали STD1, STD2 и STD3 имеют химический состав, соответствующий указаниям спецификации API 5ST, но не соответствующий настоящему изобретению из-за низкого показателя добавки углерода (таблица А1). Критическая скорость охлаждения CR90 превышает 100°C/с в случае STD1 и STD2 и 50°C/с - для STD3.
На фиг. 1 А-В показаны графики ССТ, соответствующие типам стали STD2 (А) и STD3 (В). Жирным указаны критические условия охлаждения для получения конечной микроструктуры, состоящей примерно на 90% из мартенсита, при этом остальная часть представляет собой бейнит. На фиг. 2А-В показаны графики ССТ, соответствующие типам стали BTi2 и CrMoBTi3. Жирным указаны критические условия охлаждения для получения конечной микроструктуры, состоящей примерно на 90% из мартенсита, при этом остальная часть представляет собой бейнит. Первый тип стали представляет собой сталь С-Mn, микролегированную с помощью B-Ti (см. таблицу Al). CrMoBTi2 представляет собой среднеуглеродистую сталь с добавками хрома и молибдена, также микролегированную с помощью B-Ti. Измеренные значения критической скорости охлаждения (соответствующие кривым охлаждения, которые выделены жирным на графиках ССТ) равны 25°C/с и 15°C/с для типов стали BTi2 и CrMoBTi3 соответственно.
На фиг. 3 показана средняя скорость охлаждения для труб, прошедших обработку с помощью промышленных закалочных головках (подача струй охлаждающей воды на наружную сторону трубы). Значения указаны в виде функции зависимости от толщины стенки трубы (WT). Заштрихованная область на графике соответствует диапазону значений толщины стенки, возникающему при использовании гибких труб. Следует понимать, что при выборе химического состава стали для получения содержания отпущенного мартенсита более 90%, критическая скорость охлаждения сплава должна быть равна или меньше 30°C/с. В противном случае, содержание бейнита превысит 10%, в результате стенка трубы будет больше (WT=0,3 дюйма) в указанных выше системах.
Сталь типа STD1, STD2 и STD3 имеет критические скорости охлаждения выше 30°C/с, поэтому они не соответствуют настоящему изобретению. С другой стороны, прокаливаемость подходит для стали типа BTi2 и CrMoBTi3. Увеличение прокаливаемости обусловлено увеличенным содержанием углерода и добавкой B-Ti.
В таблице А2 показаны значения критической скорости охлаждения, измеренные для типов стали из таблицы А1. Типы стали STD1, STD2 и STD3 имеют используемые в настоящее время химические составы для гибких труб классов 80, 90 и 110 и соответствуют требованиям спецификации API 5ST. Однако даже более высоколегированная сталь STD3 имеет критическую скорость охлаждения, позволяющую получить содержание отпущенного мартенсита в трубах выше 90% с нужной толщиной WT стенки. Следует понимать, что стандартные материалы не подходят для получения целевой микроструктуры, соответствующей настоящему изобретению, в связи с чем необходимо увеличить прокаливаемость стали. Основным элементом, влияющим на прокаливаемость низколегированной стали, является углерод. Таким образом, для получения критической скорости охлаждения, не превышающей 30°C/с, в данном случае пришлось увеличить содержание углерода, которое превышает максимальное значение, указанное в спецификации API 5ST (0,16% по весу). В данном варианте воплощения содержание углерода находится в диапазоне от 0,17% до 0,35% (максимальный уровень был выбран таким образом, чтобы гарантировать высокую свариваемость и вязкость). Как было сказано выше, содержание других элементов было изменено таким образом, чтобы CR90 была не менее 30°C/с.
Таблица А2 | ||||||||
Критические значения скорости охлаждения для того, чтобы содержание мартенсита превышало 90% (CR90), соответствующие проанализированным типам стали. Значения получены с помощью диламетрических испытаний при использовании комплекса Gleeble® и металлографического анализа. | ||||||||
Сталь | C (% по весу) |
Mn (% по весу) | Si (% по весу) | Cr (% по весу) | Mo (% по весу) | Прочие | CR90 (°C/с) | Достигнута нужная прокаливаемость? |
STD1 | 0,13 | 0,80 | 0,35 | 0,52 | 0,13 | Ni,Cu,Ti | >100 | Нет |
STD2 | 0,14 | 0,80 | 0,33 | 0,55 | 0,10 | Ni,Cu, Nb-Ti | >100 | Нет |
STD3 | 0,14 | 0,80 | 0,34 | 0,57 | 0,32 | Ni,Cu,Nb-Ti | 50 | Нет |
CMn1 | 0,17 | 2,00 | 0,10 | - | - | - | 30 | Да |
CMn2 | 0,25 | 1,60 | 0,20 | - | - | - | 30 | Да |
BTi1 | 0,17 | 1,60 | 0,20 | - | - | B-Ti | 30 | Да |
BT12 | 0,25 | 1,30 | 0,20 | - | - | B-Ti | 25 | Да |
CrMo1 | 0,17 | 1,00 | 0,25 | 1,00 | 0,50 | - | 25 | Да |
CrMo2 | 0,25 | 0,60 | 0,20 | 1,00 | 0,50 | - | 23 | Да |
CrMoBTi1 | 0,17 | 0,60 | 0,20 | 1,00 | 0,50 | B-Ti | 25 | Да |
CrMoBTi2 | 0,24 | 0,40 | 0,15 | 1,00 | 0,25 | B-Ti | 25 | Да |
CrMoBTi3 | 0,24 | 0,40 | 0,15 | 1,00 | 0,50 | B-Ti | 15 | Да |
CrMoBTi4 | 0,26 | 0,60 | 0,16 | 0,50 | 0,25 | B-Ti | 30 | Да |
Ниже приведены указания по выбору соответствующего химического состава стали, которые были получены после анализа экспериментальных данных, представленных в таблице А2.
Сталь С-Mn: прокаливаемость, в основном, зависит от добавок углерода и марганца. Для достижения необходимой прокаливаемости можно использовать (примерно) 2% марганца, когда содержание углерода близко к нижнему пределу (сталь CMn1). Однако марганец представляет собой элемент, который создает зоны сильной ликвации, что может привести к снижению усталостной долговечности. Соответственно, величина добавки марганца снижается при увеличении содержания углерода. Например, при концентрации углерода около 0,25%, для достижения необходимой прокаливаемости достаточно использовать 1,6% марганца (сталь CMn2).
Сталь B-Ti: данные сплавы представляю собой простую углеродистую сталь, микролегированную с помощью бора и титана. За счет увеличения прокаливаемости, вызванного наличием бора, можно дополнительно снизить содержание марганца. При значении содержания углерода, близком к нижнему пределу, для достижения необходимой прокаливаемости достаточно использовать около 1,6% марганца. При концентрации углерода около 0,25%, для достижения необходимой прокаливаемости достаточно использовать 1,3% марганца (сталь BTi2).
Сталь Cr-Мо: данный тип стали содержит добавки хрома и молибдена, которые позволяют увеличить стойкость к отпуску, что делает его подходящим для получения сверхвысокопрочных классов стали. Кроме того, хром и молибден представляют собой элементы, увеличивающие прокаливаемость; что позволяет дополнительно снизить величину добавки марганца. Однако хром и молибден являются дорогостоящими добавками и снижают обрабатываемость стали в горячем состоянии, их максимальное содержание ограничивается значениями 1% и 0,5% соответственно. В одном примере при значении содержания углерода, близком к нижнему пределу, для достижения CR90 (CrMo1) можно использовать около 1% марганца. Если сталь также микролегирована с помощью B-Ti можно дополнительно уменьшить содержание марганца до 0,6% (CrMoBTi1).
Пример В: Выбор химического состава для различных классов гибких труб
Для анализа отпуска стали представленные в таблице А1 значения были использованы при моделировании промышленной термической обработки с помощью комплекса Gleeble®. Моделирование заключалось в аустенизации при 900-950°C, закалке при 30°C/с и отпуске. Что касается типов стали STD1, STD2 и STD3, для получения содержания мартенсита не менее 90% во время закалки была использована более высокая скорость охлаждения. Для типов STD1 и STD2 была использована скорость закалки около 150°C/с, а сталь STD3 охлаждалась со скоростью 50°C/с. Подобных повышенных значений скорости охлаждения можно достичь в небольших образцах при использовании комплекса Gleeble® и наружном водяном охлаждении. После закалки образцы были отпущены с помощью двух типов циклов:
- амплитудный цикл: нагрев со скоростью 50°C/с до максимальной температуры (Tmax), которая может находиться в диапазоне от 550°C до 720°C. Охлаждение производится со скоростью около 1,5°C/с до комнатной температуры. Данные циклы были предназначены для моделирования реальных условий отпуска в индукционных печах, которые отличатся высокой скоростью нагрева, отсутствием времени выдержки при максимальной температуре и использованием воздушного охлаждения.
- Изотермический цикл: нагрев со скоростью 50°C/с до 710°C, выдержка при температуре в течение некоторого времени, от 1 минуты до 1 часа, и охлаждение со скоростью около 1,5°C/с. Данный цикл был использован для моделирования отпуска в промышленных линиях с несколькими индукторами для выдержки или с туннельной печью.
Во всех случаях температура отпуска находится в диапазоне от 550°C до 720°C. Температуры выше 720°C не рассматривались, поскольку в этом случае происходит нежелательная повторная аустенизации. С другой стороны, при выполнении отпуска при температуре ниже 550°C невозможно полностью выполнить восстановление дислоцированной структуры, а в материале появляются хрупкие составляющие, которые могут снизить усталостную долговечность.
Амплитудные циклы отпуска являются предпочтительными за счет снижения длины линии и повышения производительности. Таким образом, возможность получения заданного качества с конкретным химическим составом стали была, в основном, определена по кривой отпуска, позволяющей использовать данный тип циклов. Если после амплитудного отпуска при 720°C прочность остается высокой для используемого класса стали, можно выполнить выдержку при максимальной температуре. Однако при увеличении длительности выдержки, может понадобиться более крупная, дорогостоящая и менее производительная промышленная линия.
На фиг. 4 (вставка слева) показана кривая отпуска для стали BTi2. Прочность на разрыв показана в виде функции зависимости от максимальной температуры отпуска. При моделировании были использованы амплитудные термические циклы. На фигуре видно, что сталь классов 90-125 может быть получена за счет изменения максимальной пиковой температуры примерно с 710°C до 575°C соответственно. При таком химическом составе невозможно получить предел текучести 140 тыс.фунтов/дюйм без снижения температуры отпуска ниже 550°C. Что касается классов стали с меньшим пределом текучести, для получения класса 80 необходимо выполнить выдержку при 710°C в течение 3 минут (вставка в правой части с фиг. 4).
Таблица В1 была составлена на основе результатов, полученных с помощью моделирования на комплексе Gleeble®. В данной таблице для каждого проанализированного типа стали указана возможность производства стали различных классов с минимальным пределом текучести от 80 тыс.фунтов/дюйм2 до 140 тыс.фунтов/дюйм2. Например, для BTi2 с помощью амплитудных циклов отпуска можно получить сталь классов 90-125. Однако для стали класса 80 можно выполнить 2-хминутную выдержку при температуре 720°C, в связи с чем в соответствующей ячейке стоит слово «выдержка».
Таблица В1 | |||||
Возможность промышленного производства стали классов 80-140 с помощью проанализированных химических составов стали. Если в ячейке указано слово «выдержка», это означает, что необходимо выполнить выдержку при температуре 720°C в течение 1 минуты для получения указанного класса стали. | |||||
Сталь | Класс 80 | Класс 90 | Класс 110 | Класс 125 | Класс 140 |
Предел текучести (тыс.фунтов/дюйм2) | |||||
80-90 | 90-100 | 110-125 | 125-140 | 140-155 | |
STD1 | Да | Да | Нет | Нет | Нет |
STD2 | Да | Да | Да | Нет | Нет |
STD3 | Выдержка | Выдержка | Да | Да | Нет |
CMn1 | Выдержка | Да | Да | Да | Нет |
CMn2 | Выдержка | Выдержка | Да | Да | Нет |
BTi1 | Да | Да | Да | Нет | Нет |
BTi2 | Выдержка | Да | Да | Да | Нет |
CrMo1 | Выдержка | Выдержка | Да | Да | Да |
CrMo2 | Выдержка | Выдержка | Выдержка | Да | Да |
CrMoBTi1 | Выдержка | Выдержка | Да | Да | Да |
CrMoBTi2 | Выдержка | Выдержка | Да | Да | Да |
CrMoBTi3 | Выдержка | Выдержка | Выдержка | Да | Да |
CrMoBTi4 | Выдержка | Выдержка | Да | Да | Да |
По полученным результатам становится ясно, что для получения стали более высокого класса необходимо использовать добавки углерода и хрома с молибденом. В частности, из-за низкого содержания углерода с помощью стандартных химических составов, соответствующих требованиям спецификации API5ST, невозможно получить сталь класса 140. С другой стороны, для получения стали класса 80 с бедным химическим составом и низким содержанием углерода лучше всего не использовать добавки хрома и молибдена. В данном случае для получения хорошей прокаливаемости можно использовать микролегирующие добавки B-Ti (например, химический состав BTi1 является подходящей альтернативой).
Необходимо отметить, что для производства мартенситных структур в стандартных типах стали (STD1, STD2 и STD3) в лаборатории пришлось использовать более высокую скорость закалки, чем может быть достигнуто в стане. Соответственно, если ограничить скорость охлаждения значениями, достижимыми в промышленных условиях, при использовании стандартной стали и процедуры FBHT нельзя будет получить ни одну из марок гибких труб.
Пример С: Выбор химического состава для снижения негативного влияния ликвации, происходящей во время затвердевания
Во время затвердевания стали легирующие элементы имеют тенденцию оставаться растворенными в жидкости за счет повышенной способности к растворению по сравнению с твердыми частицами (например, ферритом и аустенитом). После затвердевания насыщенные раствором области образуют две зоны неоднородных химических составов: зона микроликвации и зона макроликвации.
Микроликвация возникает в результате замерзания жидкости, насыщенной раствором, в междендритном пространстве. Подобное явление не является основной проблемой, поскольку влияние микроликвации может быть устранено во время последующей горячей обработки. С другой стороны, макроликвация представляет собой неоднородность химического состава большего масштаба в литой заготовке. Ее невозможно полностью устранить за счет выдержки при высокой температуре и (или) горячей обработки. С точки зрения настоящего изобретения интерес представляет ситуация, в которой происходит литье неразрезной плиты, что приводит к образованию центральной ликвационной полосы.
Необходимо избегать образования центральной ликвационной полосы, поскольку:
- в результате сварочных работ (при создании углового шва и шва контактной сварки, см. пример с фиг. 5А-В) в данной области могут образовываться хрупкие составляющие в виде неотпущенного мартенсита. Такие нежелательные компоненты можно устранить во время последующей термической обработки всего корпуса. Однако при изгибании, выполняемом между сваркой и термической обработки, может произойти пластическая деформация, являющаяся дефектом промышленного производства.
- после FBHT оставшаяся часть центральной ликвационной полосе представляет собой область обогащенная растворами замещения (например, марганец, кремний, молибден) с более высокой плотностью крупнозернистых карбидов по сравнению с остальной частью материала. Данная область является чувствительной к образованию трещин во время низкоцикличной усталости, что видно на фиг. 6-7. Также на фигурах видны полосы ликвации, которые связаны с низким сопротивлением SSC.
Несмотря на то, что избежать макроликвации нельзя, ее негативное влияние на вязкость, усталостную долговечность и сопротивление SSC можно снизить при помощи выбора соответствующего химического состава стали.
На основе результатов измерений EDX (энергодисперсионное рентгеновское излучение), соответствующих широкому диапазону химических составов стали, для центральной ликвационной полосе были получены коэффициенты насыщения для различных легирующих элементов. Результаты представлены в таблице С1. Коэффициенты насыщения (EF) представляют собой соотношения между концентрацией каждого элемента на центральной полосе и средним значением в матрице. Данные значения, в основном, зависят от коэффициента термодинамического разделения между жидкостью и твердыми веществами; а также от диффузионных способностей во время затвердевания.
Таблица С1 | |
Коэффициенты насыщения (EF) для центральной ликвационной полосы, соответствующие различным замещающим легирующим элементам. | |
Элемент | EF |
Mn | 1,6 |
Si | 3,2 |
Cr | 1,2 |
Мо | 2,1 |
Ni | 1,3 |
Cu | 3,4 |
Из таблицы С1 явно видно, что некоторые элементы имеют сильную тенденцию к ликвации во время затвердевания, например, кремний и медь. С другой стороны, хром и никель имеют низкие коэффициенты насыщения. Никель является дорогостоящей добавкой, однако, если нужно увеличить прокаливаемость и (или) стойкость к отпуску без образования больших зон ликвации, можно использовать хром.
Коэффициенты насыщения позволяют определить степень увеличении концентрации, которую можно ожидать от каждого элемента на центральной ликвационной полосе. Однако не все эти элементы имеют одинаковое влияние на тенденцию материала к образованию хрупких составляющих во время сварки или термической обработки. Очевидно, что чем выше увеличение прокаливаемости, тем выше тенденция к образованию хрупких составляющих во время обработки. Важно отметить, что элементы с высокими коэффициентами диффузии, например, углерод и бор, могут расслаиваться во время затвердевания и становиться однородными во время горячей прокатки. Таким образом, они не склонны образовывать хрупкие составляющие, локализованные на полосе ликвации.
Проанализировав графики ССТ (пример А), можно сделать вывод о том, что марганец приводит к сильнейшему увеличению прокаливаемости. Это не зависит от углерода и бора, которых нет в больших зонах ликвации после горячей прокатки. С другой стороны, кремний и медь, которые имеют сильную тенденцию к ликвации, не играют особого влияния на прокаливаемость. Из-за высокого коэффициента насыщения и сильного влияния на прокаливаемость содержание марганца должно быть максимально снижено при попытке устранить негативное влияние на макроликвацию с помощью снижения низкоцикличной усталости.
Обычно в сталь добавляют большое количество марганца из-за его влияния на прокаливаемость. В соответствии с настоящим изобретением прокаливаемость, в основном, достигается за счет более высокого добавления углерода, за счет чего можно снизить концентрацию марганца. Дополнительное снижение содержания марганца достигается за счет добавок бора и (или) хрома. В таблице С2 приведены примеры, в которых критическая скорость охлаждения (CR90) для различных типов стали взята из графиков ССТ (данные предыдущего примера А). Для достижения прокаливаемости стали с содержанием углерода около 0,25% количество марганца может быть снижено с 1,6% до 1,3% за счет добавления бора и до 0,4% за счет использования Cr-Мо.
Таблица С2 | |||||||
Критическая скорость охлаждения для обеспечения содержания мартенсита более 90% (CR90), измеренного для анализируемого типа стали. Значения были определены с помощью дилатометрических испытаний и металлографического анализа с использованием комплекса Gleeble®. | |||||||
Сталь | С (по весу) | Mn (% по весу) | Si (% по весу) | Cr (% по весу) | Мо (% по весу) | Прочее | CR90 (°C/с) |
CMn1 | 0,17 | 2,00 | 0,20 | - | - | - | 30 |
CMn2 | 0,25 | 1,60 | 0,20 | - | - | - | 30 |
BTi1 | 0,17 | 1,60 | 0,20 | - | - | B-Ti | 30 |
BTi2 | 0,25 | 1,30 | 0,20 | - | - | B-Ti | 25 |
CrMo1 | 0,17 | 1,00 | 0,25 | 1,00 | 0,50 | - | 25 |
CrMo2 | 0,25 | 0,60 | 0,20 | 1,00 | 0,50 | - | 23 |
CrMoBTi1 | 0,17 | 0,60 | 0,20 | 1,00 | 0,50 | B-Ti | 25 |
CrMoBTi2 | 0,24 | 0,40 | 0,15 | 1,00 | 0,25 | B-Ti | 25 |
CrMoBTi3 | 0,24 | 0,40 | 0,15 | 1,00 | 0,50 | B-Ti | 15 |
CrMoBTi4 | 0,26 | 0,60 | 0,16 | 0,50 | 0,25 | B-Ti | 30 |
Пример D: Однородность микроструктуры
Как было сказано выше, усталостная долговечность гибкого трубопровода сильно зависит от таких микроскопических особенностей, как микроструктурная неоднородность. Сочетание мягких и твердых структурных составляющих позволяет локализовать пластическую деформацию, которая является основной причиной образования и распространения трещин. В данном разделе будут сравниваться микроструктура гибкого трубопровода, полученная с помощью стандартного способа производства с использованием химических составов, соответствующих требованиям спецификации API 5ST, и микроструктура, полученная с использованием химических составов и условий обработки, соответствующих настоящему документу.
В качестве стандартного материала был использован стандартный гибкий трубопровод из стали класса 110 (с пределом текучести от 110 тыс. фунтов/дюйм2 до 120 тыс.фунтов/дюйм2) с химическим составом под названием STD2 из таблицы А1, который соответствует спецификации API 5 ST. Данный стандартный материал сравнивался с гибкими трубопроводами того же класса, произведенными с помощью химического состава BTi2 с использованием FBHT.
При данном сравнении были учтены различные участки труб:
- основной металл (ВМ): микроструктура гибкого трубопровода, расположенная отдельно от линейного шва контактной сварки и углового шва, при этом под словом «отдельно» понимается, что она не входит в зону термического влияния (HAZ), образующейся при сварке любого типа и возможно используемой термической обработке после сварки (PWHT).
- угловой шов (BW): микроструктурная область, соответствующая месту соединения полос, которая может быть получена с помощью плазменной дуговой сварки (PAW), сварки трением с перемешиванием (FSW) или любой другой технологии сварки. В данной области также есть соответствующая зона термического влияния, образующаяся во время сварки и PWHT.
- линейный шов контактной сварки: микроструктура, образующаяся с помощью продольной контактной сварки во время формования труб и локализованной PWHT, которая в общем случае представляет собой отжиг зоны шва. Как и в предыдущих случаях, данная область также включает в себя соответствующую зону термического влияния.
На фиг. 8А-В изображена микроструктура основного металла, соответствующая стандартной гибкой трубе (А), и микроструктура, полученная в соответствии с настоящим изобретением (В). В первом случае видна ферритовая основа с мелкозернистым распределением карбидов. Данная матрица и мелкозернистая структура образуются в результате контролируемой горячей прокатки. Микроструктура, полученная в соответствии с настоящим изобретением (фиг. 8В), в основном, состоит из отпущенного мартенсита. В данном случае объемное содержание бейнита ниже 5%. Структура отпущенного мартенсита также имеет мелкозернистое распределение карбидов железа в ферритной основе. Основная разница между стандартной и новой структурами относится к морфологии ферритных зерен и субзерен и к концентрации дислокации. Однако с точки зрения измельчения и однородности обе структуры похожи.
На фиг. 9А-В показаны снимки, полученные с помощью сканирующего электронного микроскопа, соответствующие линейным швам контактной сварки. Видно, что в стандартной структуре появляется две структурных составляющих: мягкие ферритные зерна и твердые блоки, состоящие из смеси троостита, мартенсита и небольшого количества остаточного аустенита. В данной структуре пластичная деформация локализована в феррите, а трещины могут образовываться и распространяться в соседних хрупких составляющих (в неотпущенном мартенсите и высокоуглеродистом остаточном аустените). С другой стороны, микроструктура линейного шва контактной сварки, полученная с помощью химического состава и условий обработки, указанных в настоящем документе, является однородной и очень похожей на соответствующую структуру основного металла.
На фиг. 10А-В представлены микроструктуры, соответствующие зоне HAZ при контактной сварке. В стандартном материале видны признаки наличия остатков центральной ликвационной полосы, которая частично превращается в неотпущенный мартенсит после отжига зоны шва. Также видны хрупкие составляющие, локализованные вдоль линейного шва контактной сварки, при этом во время обработки может происходить образование и распространение трещин. Риск появления дефекта возрастает по сравнению с предыдущим случаем из-за большего размера упомянутых выше составляющих. С другой стороны, в гибком трубопроводе, прошедшем закалку и отпуск, структура рядом с линейным швом контактной сварки является однородной, при этом остатки центральной ликвационной полосы не наблюдаются.
На фиг. 11А-В представлено несколько снимков, полученных с помощью сканирующего электронного микроскопа, которые соответствуют зоне HAZ углового шва как в стандартной гибкой трубе, так и в трубе, изготовленной в соответствии с настоящим изобретением. У стандартных материалов микроструктура данной зоны очень сильно отличается от микроструктуры основного металла (ВМ). Она, в основном, состоит из верхнего бейнита и имеет большую крупность зерен (50 микрон, а не менее 15 микрон для ВМ). Данный тип крупнозернистой структуры не подходит для низкоцикличной усталости из-за легкого распространения трещин вдоль реек бейнита. На фиг 12 представлен пример усталостных трещин, проходящих в области крупнозернистого бейнита в угловом шве. Это вторичные трещины, расположенные рядом с областью основного дефекта, появляющегося во время обработки стандартного гибкого трубопровода класса 110.
С другой стороны, микроструктура углового шва в настоящем изобретении также очень похожа на микроструктуру, соответствующую основному металлу. При этом зерна верхнего бейнита не видны. Необходимо заметить, что некоторое количество бейнита может образоваться после термической обработки всего корпуса, но за счет выбора подходящих условий обработки и химического состава соответствующее объемное содержание данной составляющей будет ниже 10%. В этом заключается основная причина достижения хорошей прокаливаемости изделий с химическими составами, описанными в настоящем документе. Кроме того, из-за верхнего предела температуры аустенизации конечная крупность зерен мала (менее 20 микрон) по сравнению с большими бейнитными рейками, что позволяет полностью исключить распространение трещин.
Другие примеры микроструктурной однородности, достигаемые за счет сочетания химического состава стали и условий обработки, соответствующих настоящему изобретению, представлены на фиг. 13-14. На фиг. 13 показано стандартное изменение твердости в области углового шва для гибких труб, произведенных стандартным образом, по сравнению с трубами, полученными с помощью нового химического состава и процедуры производства. Очевидно, что при использовании данного изобретения изменение твердости значительно снижается. Как следствие, тенденция материала собирать деформации в локализованных местах (в данном случае в зоне HAZ углового шва) также снижается, а также повышается усталостная долговечность.
На фиг. 14А-В показаны некоторые микроструктуры, соответствующие пересечению углового шва и линейного шва контактной сварки. Очевидно, что при использовании стандартной процедуры достигается большая микроструктурная неоднородность. Данная неоднородность успешно устраняется за счет химического состава и условий обработки, соответствующих настоящему изобретению.
Пример Е: испытания гибкой трубы на усталость
В лаборатории была проведена серия испытаний, направленных на сравнение характеристик гибкого трубопровода, полученного в соответствии с настоящим изобретением, с характеристиками стандартных изделий. Образцы гибкой трубы были проверены на установке испытания долговечности, который схематически показан на фиг. 15. Данная установка может имитировать деформации изгиба во время намотки и размотки, создавая при этом внутреннее давление. Таким образом, данные испытания позволяют ранжировать материалы по низкоцикличной долговечности, близкой к реальным условиям эксплуатации.
Во время испытания долговечность образцов (трубы длиной 5 или 6 футов) фиксируются с одного конца, при этом к противоположному концу прилагается противодействующая сила, создаваемая гидравлическим приводом. Циклы деформации, создаваемые во время испытаний, за счет изгибания образцов вокруг изогнутого дорна постоянного радиуса, после чего происходит выпрямление в обратную сторону. К концам образца привариваются металлические заглушки, соединенные с гидравлическим насосом, что позволяет периодически выполнять наполнение образца водой при постоянном внутреннем давлении до его разрыва. Испытание завершается при обнаружении падения внутреннего давления из-за распространения трещин по стенке.
Испытания проводились на гибких трубопроводах с различными химическими составами и классами, как показано в таблице Е1. Геометрическая форма трубы во всех случаях одинакова (OD 2", WT 0,19"). STD1, STD2 и STD3 представляют собой типы стали, соответствующие предельным значениям, указанным в спецификации API 5ST, и изготовленные в соответствии со стандартной процедурой. BTi1, BTi2 и CrMoBTi4 представляют собой химические составы, выбранные и выполненные в соответствии с настоящим изобретением. Необходимо отметить, что сталь CrMoBTi4 была использована для производства двух нестандартных классов с минимальными пределами текучести 125 тыс.фунтов/дюйм2 и 140 тыс.фунтов/дюйм2 (самое высокое значение, описанное в спецификации API 5ST, имеет SMYS, равное 110 тыс.фунтов/дюйм2). Испытания проводились с секциями труб с или без углового шва (во всех случаях в образцах был продольный линейный шов контактной сварки). Суровость условий испытаний, в основном, зависела от двух параметров: радиуса изгиба и внутреннего давления. В данном случае радиус изгиба был равен 48 дюймам, что соответствует пластичной деформации около 2%. Значения внутреннего давления были приняты равными 1600 фунтов/дюйм2 и 13500 фунтов/дюйм2, что позволяет получить кольцевые напряжения в диапазоне от (приблизительно) 10% до 60% от минимального предела текучести для данных классов.
Таблица Е1 | |||||||
Химические составы стали и классы гибких труб, проанализированных во время данного испытания. | |||||||
Сталь | C (% no весу) | Mn (% по весу) | Si (% по весу) | Cr (% по весу) | Мо (% по весу) | Прочие | Класс |
STD1 | 0,13 | 0,80 | 0,35 | 0,52 | - | Ni, Cu, Ti | 80 |
STD2 | 0,14 | 0,80 | 0,33 | 0,55 | 0,10 | Ni.Cu,Nb-Ti | 90 |
STD3 | 0,14 | 0,80 | 0,34 | 0,57 | 0,32 | Ni,Cu,Nb-Ti | 110 |
BTi1 | 0,17 | 1,60 | 0,20 | - | - | B-Ti | 80 |
BTi2 | 0,25 | 1,30 | 0,20 | - | - | B-Ti | 90,110 |
CrMoBTi4 | 0,26 | 0,60 | 0,16 | 0,50 | 0,25 | B-Ti | 125,140 |
На фиг. 16 представлены некоторые результаты, касающиеся сравнения усталостной долговечности, полученной в образцах с или без углового шва (BW). Указанные на фигуре значения представляют собой средние значения, полученные при испытании стандартных и нестандартных классов гибких труб. При использовании стандартного материала наблюдается заметное снижение усталостной долговечности в случае наличия углового шва в образцах. С другой стороны, гибкие трубы, изготовленные в соответствии с настоящим изобретением, не имеют значительных изменений усталостной долговечности при выполнении испытаний на образцах с BW. Это является следствием однородности структуры, которая практически не имеет различий в механических свойствах для основного металла, линейного шва контактной сварки и углового шва.
На фиг. 17 показано увеличение усталостной долговечности гибкой трубы, достигаемое за счет химических составов стали и условий обработки, соответствующих настоящему изобретению. Классы 80, 90 и 110 сравнивались с эквивалентными трубами, изготовленными с помощью стандартной процедуры. Что касается классов 125 и 140, не являющихся стандартными, они сравнивались с типом стали STD3 класса 110, который был испытан при аналогичных условиях (геометрическая форма трубы, радиус изгиба и внутреннее давление). Результаты, представленные на фигурах, соответствуют средним значениям для каждого класса, «усы» погрешностей представляют собой распределения, полученные при использовании различных значений внутреннего давления.
На фиг. 17 видно, что ожидаемое увеличение усталостной долговечности достигается при использовании химических составов и условий обработки, соответствующих настоящему изобретению. Например, для класса 110 было получено увеличение, равное (примерно) 100% от усталостной долговечности. Это связано с тем, что в стандартом гибком трубопроводе долговечность ограничена значением для углового шва (общее слабое место с точки зрения низкоцикличной усталости, что связано с микроструктурной неоднородностью и наличием хрупких составляющих). В гибких трубах, изготовленных в соответствии с настоящим изобретением, на угловом шве нет значительного снижения усталостной долговечности, что сильно увеличивает общие характеристики трубы. Что касается нестандартных классов, большое увеличение усталостной долговечности вызвано тем, что они сравнивались со стандартным классом 110, испытанным при аналогичных условиях обработки. Однако при аналогичных значениях давления создаваемые кольцевые напряжения были близки к минимальному пределу текучести классов с меньшими номерами, а суровость условий испытания для класса 110 выше, чем для классов 125 и 140. Данные результаты говорят о том, что за счет использования стали с большим номером класса (который невозможно достичь при стандартном способе) при аналогичных условиях обработки усталостная долговечность значительно возрастает.
Пример F: Сопротивление сульфидному растрескиванию под напряжением
Водородная хрупкость материала в среде, содержащей Нз8, относится к комбинированному действию коррозионных сред, наличию отложений (например, осадков и дислокации), что может привести к локальному увеличению концентрации водорода, а также образованию хрупких областей, в которых также могут легко распространяться трещины. Потенциальным источником критических областей повышенной хрупкости в стандартных материалах для гибкого трубопровода является ликвация элементов замещения, например, марганца, в сырьевом материале. Области с различной концентрацией образуются при других термических циклах, выполняемых во время создания углового шва, PWHT, контактной сварки и отжига зоны шва, они могут привести к локальному образованию хрупких составляющих. В частности, когда материал имеет отожженные зоны швы после контактной сварки, корпус трубы быстро отдает тепло от зоны шва. При достаточно высокой ликвации могут образовываться удлиненные области повышенной твердости, в которых может находиться мартенсит, что является следствием условий охлаждения. Данные области остаются в трубе, образуя простые пути для распространения трещин. То, что данный процесс используется в конце производства, позволяет свести к минимуму области с повышенной твердостью. К другим значительным различиям можно отнести: а) отсутствие в новом продукте дислокации, образующихся во время холодного формования труб, b) меньшее количество карбидов в новом продукте и их изоляция по сравнению со стандартными длинными областями хрупких карбидов перлита/бейнита. В результате этого гибкие трубы, изготавливаемые с помощью химических составов и условий обработки, соответствующих изобретению, имеют повышенную устойчивость к растрескиванию в средах, содержащих H2S.
Таблица F1 | |||||||
Химические составы стали и классы гибких труб, проанализированных во время данного испытания. | |||||||
Сталь | С (% по весу) | Mn (% по весу) | Si (% по весу) | Cr (% по весу) | Мо (% по весу) | Прочее | Класс |
STD1 | 0,13 | 0,80 | 0,35 | 0,52 | N1,Cu,Ti | 80 | |
ВТ11 | 0,17 | 1,60 | 0,20 | - | - | B-Ti | 80 |
Для выполнения первого анализа на сопротивление образованию трещин при SSC, образцы гибкой трубы класса 80 были получены с помощью: i) стандартного процесса и ii) нового химического состава - процессы были оценены с помощью способа С (кольцо полукруглого профиля), NACE TM0177. Химические составы стали указаны в таблице F1. Оба материала (по 3 образца для каждого случая) были протестированы с помощью выполнения шва контактной сварки в центре кольца полукруглого профиля при следующих условиях:
нагрузка: 90% от 80 тыс.фунтов/дюйм2, процедура А, 1 бар, H2S, длительность испытания: 720 часов.
При испытании стандартной гибкой трубы все 3 образца не прошли испытания. Напротив, 3 образца, соответствующие новому химическому составу и процедуре, прошли испытания (фиг. 5А-В и изображения колец полукруглого профиля). Несмотря на то, что испытания проводились с целью оценки устойчивости различных классов к охрупчиванию, а также влияния углового шва, данный первый результат показал явное усовершенствование по сравнению со стандартными условиями, свойственными для большинства однородных микроструктур основного металла и линейного шва контактной сварки при использовании новой процедуры производства.
Как показано на фиг. 18А-В, кольцо полукруглого профиля, полученное с помощью стандартной процедуры, имеет большее количество трещин в середине по сравнению с кольцом полукруглого профиля, полученным с помощью вариантов раскрытого процесса, которое не треснуло.
В некоторых вариантах воплощения добавки B-Ti и Cr-Мо могут снизить максимальное содержание марганца. В некоторых вариантах воплощения классы выше 110 сложно получить с помощью стандартного способа.
Отличительные особенности, материалы, характеристики или группы, указанные для различных вариантов должны рассматриваться как применимые в любому другому подходящему варианту, описанному в настоящем документе. Все отличительные особенности, рассмотренные в настоящем описании (включая формулу изобретения, реферат и сопроводительные чертежи) и (или) все раскрытые этапы или процессы, могут быть объединены в виде различных комбинаций, за исключением комбинаций, по крайней мере, в которых часть отличительных особенностей и (или) этапов является взаимоисключаемыми. Объем защиты не ограничивается подробным описанием последующих вариантов воплощения. Защита распространяется на все новые отличительные особенности или их комбинации, раскрытые в настоящем описании (включая формулу изобретения, реферат и сопроводительные чертежи) или на все новые этапы способа или процесса, раскрытого в настоящем документе, или их комбинации.
Несмотря на то, что выше были рассмотрены конкретные варианты, они представлены в настоящем документе исключительно в качестве примера и не должны рассматриваться как ограничения объема защиты. Кроме того, в способах, составах и устройствах, описанные в настоящем документе, могут быть выполнены различные опускания, замены и изменения. Специалистам в настоящей области техники следует понимать, что в некоторых вариантах некоторые показанные и (или) раскрытые этапы, указанные в процессах, могут отличаться от изображенных на фигурах. В зависимости от вариантов некоторые описанные выше этапы могу быть исключены или добавлены. Кроме того, отличительные особенности и атрибуты конкретных вариантов, раскрытые выше, могут быть объединены в различных формах, чтобы образовывать дополнительные варианты, которые будут являются частью сущности настоящего изобретения.
Несмотря на то, что в настоящем документе представлены конкретные варианты, примеры и варианты использования, специалисты в данной области техники должны понимать, что настоящее раскрытие выходит за пределы конкретных раскрытых вариантов и содержит альтернативные варианты реализации и (или) использования, а также очевидные комбинации изменений и эквивалентов, в том числе варианты, которые не обладают всеми отличительными особенностями и преимуществами, указанными в настоящем документе.
Claims (36)
1. Гибкая стальная труба, изготовленная из нескольких сваренных полос, содержащая области основного металла, сварные швы и их зоны термического влияния, имеющая предел текучести, превышающий 80 тыс. фунтов/дюйм2, и выполненная из стали, содержащей железо и следующие компоненты, вес. %:
причем стальная труба имеет конечную микроструктуру, содержащую смесь отпущенного мартенсита и бейнита;
при этом конечная микроструктура гибкой трубы во всех областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния более чем на 90% по объему состоит из отпущенного мартенсита, является однородной и имеет равномерное распределение мелкозернистых карбидов.
2. Гибкая стальная труба по п. 1, в которой состав стали дополнительно содержит, вес. %:
3. Гибкая стальная труба по п. 2, в которой состав стали содержит, вес. %:
4. Гибкая стальная труба по п. 1, имеющая минимальный предел текучести, равный 125 тыс. фунтов/дюйм2.
5. Гибкая стальная труба по п. 1, имеющая минимальный предел текучести, равный 140 тыс. фунтов/дюйм2.
6. Гибкая стальная труба по п. 1, имеющая минимальный предел текучести в диапазоне от 125 тыс. фунтов/дюйм2 до 140 тыс. фунтов/дюйм2.
7. Гибкая стальная труба по п. 1, в которой конечная микроструктура в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния состоит из отпущенного мартенсита по крайней мере на 95% по объему.
8. Гибкая стальная труба по п. 1, имеющая микроструктуру с размером зерна менее 20 мкм в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния.
9. Гибкая стальная труба по п. 8, имеющая микроструктуру с размером зерна менее 15 мкм в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния.
10. Гибкая стальная труба по п. 1, в которой сварные швы выполнены в виде угловых швов.
11. Гибкая стальная труба по п. 10, в которой усталостная прочность на угловом шве составляет по крайней мере примерно 80% от значения усталостной прочности в области основного металла.
12. Гибкая стальная труба по п. 1, в которой твердость на сварном шве, включая зону его термического влияния, составляет 110% или меньше твердости основного металла.
13. Способ изготовления гибкой стальной трубы, в котором получают полосы из стали, содержащей железо и следующие компоненты, вес. %:
сваривают полосы друг с другом;
формируют из сваренных полос трубу, содержащую области основного металла, сварные швы и зоны их термического влияния;
подвергают трубу аустенизации при температуре в диапазоне 900-1000°С;
закаливают трубу путем охлаждения со скоростью, обеспечивающей получение закаленной микроструктуры, содержащей по меньшей мере 90% мартенсита, остальное бейнит, в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния;
отпускают закаленную трубу при температуре в диапазоне 550-720°С, с обеспечением конечной микроструктуры, содержащей по меньшей мере 90% отпущенного мартенсита, остальное бейнит, и предела текучести выше 80 тыс. фунтов/дюйм2;
причем микроструктура во всех областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния является однородной и содержит равномерное распределение мелкозернистых карбидов.
14. Способ по п. 13, в котором осуществляют угловую сварку полос с созданием углового шва.
15. Способ по п. 13, в котором при формировании трубы из сваренных полос осуществляют контактную сварку с образованием линейного шва на стыке.
16. Способ по п. 13, в котором после выполнения отпуска производят намотку трубы на бухту.
17. Способ по п. 13, в котором аустенизацию, закалку и отпуск осуществляют с получением конечной микроструктуры с размером зерна менее 20 мкм в областях основного металла, на сварных швах и в зонах термического влияния.
18. Способ по п. 13, в котором состав стали дополнительно содержит, вес. %:
19. Способ по п. 18, в котором состав стали содержит, вес. %:
20. Способ по п. 13, в котором аустенизацию, закалку и отпуск трубы осуществляют с обеспечением предела текучести, превышающего или равного 125 тыс. фунтов/дюйм2.
21. Способ по п. 13, в котором аустенизацию, закалку и отпуск трубы осуществляют с обеспечением минимального предела текучести, равного 140 тыс. фунтов/дюйм2.
22. Способ по п. 13, в котором аустенизацию, закалку и отпуск трубы осуществляют с обеспечением минимального предела текучести в диапазоне от 125 до 140 тыс. фунтов/дюйм2.
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US201361783701P | 2013-03-14 | 2013-03-14 | |
US61/783,701 | 2013-03-14 | ||
US14/190,886 | 2014-02-26 | ||
US14/190,886 US9803256B2 (en) | 2013-03-14 | 2014-02-26 | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
Related Child Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2018127869A Division RU2798180C2 (ru) | 2013-03-14 | 2014-03-14 | Высококачественный материал для гибких длинномерных труб и способ его изготовления |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2014109873A RU2014109873A (ru) | 2015-09-20 |
RU2664347C2 true RU2664347C2 (ru) | 2018-08-16 |
Family
ID=50276976
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2014109873A RU2664347C2 (ru) | 2013-03-14 | 2014-03-14 | Высококачественный материал для гибких длинномерных труб и способ его изготовления |
Country Status (10)
Country | Link |
---|---|
US (6) | US9803256B2 (ru) |
EP (2) | EP3845672A1 (ru) |
JP (1) | JP6431675B2 (ru) |
CN (1) | CN104046918B (ru) |
BR (1) | BR102014006157B8 (ru) |
CA (1) | CA2845471C (ru) |
DK (1) | DK2778239T3 (ru) |
MX (1) | MX360596B (ru) |
PL (1) | PL2778239T3 (ru) |
RU (1) | RU2664347C2 (ru) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2701667C1 (ru) * | 2018-12-11 | 2019-10-01 | Хинда Кечуанг (Тангшан) Петролеум Екуипмент Ко., Лтд. | Процесс гомогенизации колтюбинговой трубы |
RU2785760C1 (ru) * | 2019-06-12 | 2022-12-12 | Арселормиттал | Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали |
Families Citing this family (34)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2325435B2 (en) | 2009-11-24 | 2020-09-30 | Tenaris Connections B.V. | Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures |
US9163296B2 (en) | 2011-01-25 | 2015-10-20 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment |
IT1403689B1 (it) | 2011-02-07 | 2013-10-31 | Dalmine Spa | Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri. |
US9340847B2 (en) | 2012-04-10 | 2016-05-17 | Tenaris Connections Limited | Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same |
GB2525337B (en) | 2013-01-11 | 2016-06-22 | Tenaris Connections Ltd | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
US9803256B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-10-31 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
EP2789700A1 (en) | 2013-04-08 | 2014-10-15 | DALMINE S.p.A. | Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
EP2789701A1 (en) | 2013-04-08 | 2014-10-15 | DALMINE S.p.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
WO2014207656A1 (en) | 2013-06-25 | 2014-12-31 | Tenaris Connections Ltd. | High-chromium heat-resistant steel |
EP2960346A1 (en) * | 2014-06-24 | 2015-12-30 | B & J Rocket Sales AG | A tire rasp blade |
WO2016000444A1 (zh) * | 2014-06-30 | 2016-01-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种超高强度超高韧性石油套管及其制造方法 |
CN104451427B (zh) * | 2014-12-11 | 2016-08-24 | 宝鸡石油钢管有限责任公司 | 一种无焊接缺陷连续油管及制造方法 |
US9745640B2 (en) | 2015-03-17 | 2017-08-29 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Quenching tank system and method of use |
US20160281188A1 (en) * | 2015-03-27 | 2016-09-29 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Heat treated coiled tubing |
US20160305192A1 (en) * | 2015-04-14 | 2016-10-20 | Tenaris Connections Limited | Ultra-fine grained steels having corrosion-fatigue resistance |
JP5909014B1 (ja) * | 2015-06-08 | 2016-04-26 | オリジン電気株式会社 | 接合部材の製造方法及び接合部材製造装置 |
CN105177453B (zh) * | 2015-09-25 | 2017-07-21 | 宝鸡石油钢管有限责任公司 | 一种高强度高性能连续管及其制造方法 |
JP7129974B2 (ja) * | 2016-07-14 | 2022-09-02 | タタ、スティール、ネダーランド、チューブス、ベスローテン、フェンノートシャップ | 鋼管のインライン製造方法 |
US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
US10434554B2 (en) | 2017-01-17 | 2019-10-08 | Forum Us, Inc. | Method of manufacturing a coiled tubing string |
JP6384635B1 (ja) | 2017-01-25 | 2018-09-05 | Jfeスチール株式会社 | コイルドチュービング用熱延鋼板 |
CN110225987B (zh) | 2017-01-25 | 2021-06-22 | 杰富意钢铁株式会社 | 连续管用电阻焊钢管及其制造方法 |
US11177763B2 (en) * | 2017-06-14 | 2021-11-16 | Thomas E. RUSSELL | Metallurgical steel post design for solar farm foundations and increased guardrail durability |
US11255778B2 (en) | 2018-01-18 | 2022-02-22 | Jfe Steel Corporation | Spectroscopic analysis apparatus, spectroscopic analysis method, steel strip production method, and steel strip quality assurance method |
JP6569745B2 (ja) | 2018-01-29 | 2019-09-04 | Jfeスチール株式会社 | コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法 |
WO2019171624A1 (ja) * | 2018-03-09 | 2019-09-12 | 日新製鋼株式会社 | 鋼管および鋼管の製造方法 |
DE102018132860A1 (de) | 2018-12-19 | 2020-06-25 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen |
DE102018132901A1 (de) | 2018-12-19 | 2020-06-25 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen |
DE102018132908A1 (de) | 2018-12-19 | 2020-06-25 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen |
DE102018132816A1 (de) | 2018-12-19 | 2020-06-25 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten Warmbanderzeugnissen |
US20220162723A1 (en) * | 2019-03-27 | 2022-05-26 | Osaka University | Surface-modifying method for steel material and steel structure |
PL3719148T3 (pl) * | 2019-04-05 | 2023-05-08 | Ssab Technology Ab | Wyrób stalowy o wysokiej twardości i sposób jego wytwarzania |
CN115433870B (zh) * | 2021-06-02 | 2023-08-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本调质型连续油管用钢、热轧钢带、钢管及其制造方法 |
CN113789432B (zh) * | 2021-09-16 | 2023-01-24 | 昆明理工大学 | 一种改善sa508-4钢焊接组织局部硬化的方法 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000204442A (ja) * | 1999-01-14 | 2000-07-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 電縫溶接部靱性に優れた高強度電縫鋼管 |
RU2235628C1 (ru) * | 2003-01-27 | 2004-09-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В.П. Вологдина" | Способ изготовления сварных изделий из низкоуглеродистых, нелегированных и малолегированных сталей |
WO2006078768A1 (en) * | 2005-01-19 | 2006-07-27 | Global Tubing, Llc | Hot reduced coil tubing and a method for forming same |
RU2429093C2 (ru) * | 2007-03-02 | 2011-09-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА СВАРКОЙ СОПРОТИВЛЕНИЕМ ЭЛЕКТРОСВАРНОЙ СТАЛЬНОЙ ТРУБЫ И ЭЛЕКТРОСВАРНОЙ СТАЛЬНОЙ ТРУБЫ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ Si ИЛИ ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ Cr |
RU2450080C2 (ru) * | 2007-12-20 | 2012-05-10 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Экономнолегированная, коррозионно-стойкая аустенитная нержавеющая сталь |
RU2459883C2 (ru) * | 2007-10-30 | 2012-08-27 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | Стальная труба с высокой расширяемостью и способ ее изготовления |
Family Cites Families (384)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US1162731A (en) | 1913-05-23 | 1915-11-30 | Frank T Walsh | Vacuum reducing-valve. |
GB498472A (en) | 1937-07-05 | 1939-01-05 | William Reuben Webster | Improvements in or relating to a method of and apparatus for heat treating metal strip, wire or flexible tubing |
FR1149513A (fr) | 1955-07-25 | 1957-12-27 | Joint élastique pour tuyaux | |
US3316395A (en) | 1963-05-23 | 1967-04-25 | Credit Corp Comp | Credit risk computer |
US3366392A (en) | 1964-09-16 | 1968-01-30 | Budd Co | Piston seal |
US3325174A (en) | 1964-11-16 | 1967-06-13 | Woodward Iron Company | Pipe joint packing |
US3315396A (en) | 1965-04-30 | 1967-04-25 | Marshall S Hacker | Pocket telephone attachment |
US3413166A (en) | 1965-10-15 | 1968-11-26 | Atomic Energy Commission Usa | Fine grained steel and process for preparation thereof |
FR1489013A (fr) | 1965-11-05 | 1967-07-21 | Vallourec | Joint d'assemblage pour tubes métalliques |
US3316396A (en) | 1965-11-15 | 1967-04-25 | E W Gilson | Attachable signal light for drinking glass |
US3362731A (en) | 1965-11-22 | 1968-01-09 | Autoclave Eng Inc | High pressure fitting |
US3512789A (en) | 1967-03-31 | 1970-05-19 | Charles L Tanner | Cryogenic face seal |
US3592491A (en) | 1968-04-10 | 1971-07-13 | Hepworth Iron Co Ltd | Pipe couplings |
NO126755B (ru) | 1968-05-28 | 1973-03-19 | Raufoss Ammunisjonsfabrikker | |
US3575430A (en) | 1969-01-10 | 1971-04-20 | Certain Teed Prod Corp | Pipe joint packing ring having means limiting assembly movement |
US3655465A (en) | 1969-03-10 | 1972-04-11 | Int Nickel Co | Heat treatment for alloys particularly steels to be used in sour well service |
US3572777A (en) | 1969-05-05 | 1971-03-30 | Armco Steel Corp | Multiple seal, double shoulder joint for tubular products |
US3599931A (en) | 1969-09-11 | 1971-08-17 | G P E Controls Inc | Internal safety shutoff and operating valve |
DE2111568A1 (de) | 1971-03-10 | 1972-09-28 | Georg Seiler | Zug- und Schubsicherung fuer Schraubmuffen-Verbindungen von Rohren |
DE2131318C3 (de) | 1971-06-24 | 1973-12-06 | Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum | Verfahren zum Herstellen eines Beweh rungs Stabstahles für Spannbeton |
FR2173460A5 (ru) | 1972-02-25 | 1973-10-05 | Vallourec | |
FR2190238A5 (ru) | 1972-06-16 | 1974-01-25 | Vallourec | |
FR2190237A5 (ru) | 1972-06-16 | 1974-01-25 | Vallourec | |
GB1473389A (en) | 1973-05-09 | 1977-05-11 | Dexploitation Des Brevets Ocla | Pipe couplings |
US3893919A (en) | 1973-10-31 | 1975-07-08 | Josam Mfg Co | Adjustable top drain and seal |
US3918726A (en) | 1974-01-28 | 1975-11-11 | Jack M Kramer | Flexible seal ring |
US4163290A (en) | 1974-02-08 | 1979-07-31 | Optical Data System | Holographic verification system with indexed memory |
US3891224A (en) | 1974-03-20 | 1975-06-24 | Lok Corp A | Joint assembly for vertically aligned sectionalized manhole structures incorporating D-shaped gaskets |
US4147368A (en) | 1974-04-05 | 1979-04-03 | Humes Limited | Pipe seal |
US4014568A (en) | 1974-04-19 | 1977-03-29 | Ciba-Geigy Corporation | Pipe joint |
US3915697A (en) | 1975-01-31 | 1975-10-28 | Centro Speriment Metallurg | Bainitic steel resistant to hydrogen embrittlement |
JPS522825A (en) * | 1975-06-24 | 1977-01-10 | Nippon Steel Corp | Method of manufacturing high tensile seam welded steel tube |
US3986731A (en) | 1975-09-22 | 1976-10-19 | Amp Incorporated | Repair coupling |
NO140752C (no) | 1977-08-29 | 1979-11-07 | Rieber & Son As | Kombinert forme- og tetningselement til bruk i en muffeende i termoplastroer |
GB2023668B (en) | 1978-04-28 | 1982-10-13 | Neturen Co Ltd | Steel for cold plastic working |
US4231555A (en) | 1978-06-12 | 1980-11-04 | Horikiri Spring Manufacturing Co., Ltd. | Bar-shaped torsion spring |
US4219204A (en) | 1978-11-30 | 1980-08-26 | Utex Industries, Inc. | Anti-extrusion seals and packings |
EP0021349B1 (en) | 1979-06-29 | 1985-04-17 | Nippon Steel Corporation | High tensile steel and process for producing the same |
FR2468823A1 (fr) | 1979-10-30 | 1981-05-08 | Vallourec | Joint pour tubes destine a l'industrie petroliere |
JPS5680367A (en) | 1979-12-06 | 1981-07-01 | Nippon Steel Corp | Restraining method of cracking in b-containing steel continuous casting ingot |
US4305059A (en) | 1980-01-03 | 1981-12-08 | Benton William M | Modular funds transfer system |
US4310163A (en) | 1980-01-10 | 1982-01-12 | Utex Industries, Inc. | Anti-extrusion seals and packings |
CA1148193A (en) | 1980-01-11 | 1983-06-14 | Kornelis N. Zijlstra | Coupling for interconnecting pipe sections and pipe section for well drilling operations |
US5348350A (en) | 1980-01-19 | 1994-09-20 | Ipsco Enterprises Inc. | Pipe coupling |
US4384737A (en) | 1980-04-25 | 1983-05-24 | Republic Steel Corporation | Threaded joint for well casing and tubing |
NO801521L (no) | 1980-05-22 | 1981-11-23 | Rieber & Son As | Armert tetningsring. |
US4345739A (en) | 1980-08-07 | 1982-08-24 | Barton Valve Company | Flanged sealing ring |
US4366971A (en) | 1980-09-17 | 1983-01-04 | Allegheny Ludlum Steel Corporation | Corrosion resistant tube assembly |
US4376528A (en) | 1980-11-14 | 1983-03-15 | Kawasaki Steel Corporation | Steel pipe hardening apparatus |
US4445265A (en) | 1980-12-12 | 1984-05-01 | Smith International, Inc. | Shrink grip drill pipe fabrication method |
US4354882A (en) | 1981-05-08 | 1982-10-19 | Lone Star Steel Company | High performance tubulars for critical oil country applications and process for their preparation |
JPS5819439A (ja) | 1981-07-28 | 1983-02-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低温靭性のすぐれた高強度鋼管の製造方法 |
JPS6057519B2 (ja) | 1981-08-20 | 1985-12-16 | 住友金属工業株式会社 | 耐焼付性に優れた油井管継手およびその製造方法 |
US4406561A (en) | 1981-09-02 | 1983-09-27 | Nss Industries | Sucker rod assembly |
US4426095A (en) | 1981-09-28 | 1984-01-17 | Concrete Pipe & Products Corp. | Flexible seal |
JPS58187684A (ja) | 1982-04-27 | 1983-11-01 | 新日本製鐵株式会社 | 油井用鋼管継手 |
JPS58188532A (ja) | 1982-04-28 | 1983-11-04 | Nhk Spring Co Ltd | 中空スタビライザの製造方法 |
US4706997A (en) | 1982-05-19 | 1987-11-17 | Carstensen Kenneth J | Coupling for tubing or casing and method of assembly |
US4473471A (en) | 1982-09-13 | 1984-09-25 | Purolator Inc. | Filter sealing gasket with reinforcement ring |
US4508375A (en) | 1982-09-20 | 1985-04-02 | Lone Star Steel Company | Tubular connection |
US4491725A (en) | 1982-09-29 | 1985-01-01 | Pritchard Lawrence E | Medical insurance verification and processing system |
US4527815A (en) | 1982-10-21 | 1985-07-09 | Mobil Oil Corporation | Use of electroless nickel coating to prevent galling of threaded tubular joints |
DE3466571D1 (en) | 1983-01-17 | 1987-11-05 | Hydril Co | Tubular joint with trapped mid-joint metal to metal seal |
US4570982A (en) | 1983-01-17 | 1986-02-18 | Hydril Company | Tubular joint with trapped mid-joint metal-to-metal seal |
US4662659A (en) | 1983-01-17 | 1987-05-05 | Hydril Company | Tubular joint with trapped mid-joint metal-to-metal seal having unequal tapers |
DK162684A (da) | 1983-03-22 | 1984-11-02 | Friedrichsfeld Gmbh | Roerdel eller fitting |
DE3310226C2 (de) | 1983-03-22 | 1985-08-22 | Friedrichsfeld Gmbh, Steinzeug- Und Kunststoffwerke, 6800 Mannheim | Rohrteil oder Fitting |
US4475839A (en) | 1983-04-07 | 1984-10-09 | Park-Ohio Industries, Inc. | Sucker rod fitting |
DE3322134A1 (de) | 1983-06-20 | 1984-12-20 | WOCO Franz-Josef Wolf & Co, 6483 Bad Soden-Salmünster | Zylindrischer dichtungsring |
JPS6024353A (ja) | 1983-07-20 | 1985-02-07 | Japan Steel Works Ltd:The | 12%Cr系耐熱鋼 |
JPS6025719A (ja) | 1983-07-23 | 1985-02-08 | Matsushita Electric Works Ltd | サンドイツチ成形法 |
US4591195A (en) | 1983-07-26 | 1986-05-27 | J. B. N. Morris | Pipe joint |
US4506432A (en) | 1983-10-03 | 1985-03-26 | Hughes Tool Company | Method of connecting joints of drill pipe |
JPS6086209A (ja) | 1983-10-14 | 1985-05-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法 |
US4601491A (en) | 1983-10-19 | 1986-07-22 | Vetco Offshore, Inc. | Pipe connector |
JPS60116796A (ja) | 1983-11-30 | 1985-06-24 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高合金鋼製油井管用ネジ継手 |
JPS60174822A (ja) | 1984-02-18 | 1985-09-09 | Kawasaki Steel Corp | 厚肉高強度継目無鋼管の製造方法 |
JPS60215719A (ja) | 1984-04-07 | 1985-10-29 | Nippon Steel Corp | 二輪車フロントフオ−ク用電縫鋼管の製造方法 |
US4602807A (en) | 1984-05-04 | 1986-07-29 | Rudy Bowers | Rod coupling for oil well sucker rods and the like |
JPS616488A (ja) | 1984-06-20 | 1986-01-13 | 日本鋼管株式会社 | 油井管用ネジ継手 |
US4688832A (en) | 1984-08-13 | 1987-08-25 | Hydril Company | Well pipe joint |
US4592558A (en) | 1984-10-17 | 1986-06-03 | Hydril Company | Spring ring and hat ring seal |
IT1180102B (it) | 1984-10-22 | 1987-09-23 | Tako Spa | Procedimento per la fabbricazione di guarnizioni di tenuta rinforzate e prodotto ottenuto col procedimento |
JPS61130462A (ja) | 1984-11-28 | 1986-06-18 | Tech Res & Dev Inst Of Japan Def Agency | 降伏応力110kgf/mm↑2以上の耐応力腐蝕割れ性のすぐれた高靭性超高張力鋼 |
DE3445371A1 (de) | 1984-12-10 | 1986-06-12 | Mannesmann AG, 4000 Düsseldorf | Verfahren zum herstellen von rohren fuer die erdoel- und erdgasindustrie und von bohrgestaengeeinheiten |
US4629218A (en) | 1985-01-29 | 1986-12-16 | Quality Tubing, Incorporated | Oilfield coil tubing |
US4762344A (en) | 1985-01-30 | 1988-08-09 | Lee E. Perkins | Well casing connection |
US4988127A (en) | 1985-04-24 | 1991-01-29 | Cartensen Kenneth J | Threaded tubing and casing joint |
JPS61270355A (ja) | 1985-05-24 | 1986-11-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 |
ATE47428T1 (de) | 1985-06-10 | 1989-11-15 | Hoesch Ag | Verfahren und verwendung eines stahles zur herstellung von stahlrohren mit erhoehter sauergasbestaendigkeit. |
US4758025A (en) | 1985-06-18 | 1988-07-19 | Mobil Oil Corporation | Use of electroless metal coating to prevent galling of threaded tubular joints |
US4674756A (en) | 1986-04-28 | 1987-06-23 | Draft Systems, Inc. | Structurally supported elastomer sealing element |
JPS634047A (ja) | 1986-06-20 | 1988-01-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物割れ性に優れた高張力油井用鋼 |
JPS634046A (ja) | 1986-06-20 | 1988-01-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物割れ性に優れた高張力油井用鋼 |
IT1199343B (it) | 1986-12-23 | 1988-12-30 | Dalmine Spa | Giunto perfezionato per tubi di rivestimento di pozzi |
US5191911A (en) | 1987-03-18 | 1993-03-09 | Quality Tubing, Inc. | Continuous length of coilable tubing |
JPS63230847A (ja) | 1987-03-20 | 1988-09-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた油井管用低合金鋼 |
JPS63230851A (ja) | 1987-03-20 | 1988-09-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた油井管用低合金鋼 |
US4844517A (en) | 1987-06-02 | 1989-07-04 | Sierracin Corporation | Tube coupling |
US4812182A (en) | 1987-07-31 | 1989-03-14 | Hongsheng Fang | Air-cooling low-carbon bainitic steel |
US4955645A (en) | 1987-09-16 | 1990-09-11 | Tuboscope, Inc. | Gauging device and method for coupling threaded, tubular articles and a coupling assembly |
US4867489A (en) | 1987-09-21 | 1989-09-19 | Parker Hannifin Corporation | Tube fitting |
US4856828A (en) | 1987-12-08 | 1989-08-15 | Tuboscope Inc. | Coupling assembly for tubular articles |
JPH01199088A (ja) | 1988-02-03 | 1989-08-10 | Nippon Steel Corp | 耐隙間腐食性に優れた高合金油井管用継手 |
JPH01242761A (ja) | 1988-03-23 | 1989-09-27 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比の超高張力鋼およびその製造方法 |
JPH01259125A (ja) | 1988-04-11 | 1989-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた高強度油井管の製造方法 |
JPH01259124A (ja) | 1988-04-11 | 1989-10-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた高強度油井管の製造方法 |
DE3815455C2 (de) | 1988-05-06 | 1994-10-20 | Freudenberg Carl Fa | Aufblasbare Dichtung |
JPH01283322A (ja) | 1988-05-10 | 1989-11-14 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐食性に優れた高強度油井管の製造方法 |
IT1224745B (it) | 1988-10-03 | 1990-10-18 | Dalmine Spa | Giunto a tenuta ermetica metallica per tubi |
FR2645562B1 (fr) | 1989-04-10 | 1992-11-27 | Lorraine Laminage | Procede de fabrication d'une armature pour le renforcement des structures en beton et armature obtenue selon ce procede |
CA1314864C (en) | 1989-04-14 | 1993-03-23 | Computalog Gearhart Ltd. | Compressive seal and pressure control arrangements for downhole tools |
JPH036329A (ja) | 1989-05-31 | 1991-01-11 | Kawasaki Steel Corp | 鋼管の焼き入れ方法 |
CA1322773C (en) | 1989-07-28 | 1993-10-05 | Erich F. Klementich | Threaded tubular connection |
US6070912A (en) | 1989-08-01 | 2000-06-06 | Reflange, Inc. | Dual seal and connection |
DE4002494A1 (de) | 1990-01-29 | 1991-08-08 | Airbus Gmbh | Rohrverschraubung |
JP2834276B2 (ja) | 1990-05-15 | 1998-12-09 | 新日本製鐵株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼の製造法 |
JPH04107214A (ja) | 1990-08-29 | 1992-04-08 | Nippon Steel Corp | 空気焼入れ性シームレス鋼管のインライン軟化処理法 |
US5538566A (en) | 1990-10-24 | 1996-07-23 | Consolidated Metal Products, Inc. | Warm forming high strength steel parts |
US5137310A (en) | 1990-11-27 | 1992-08-11 | Vallourec Industries | Assembly arrangement using frustoconical screwthreads for tubes |
JP2567150B2 (ja) | 1990-12-06 | 1996-12-25 | 新日本製鐵株式会社 | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 |
JPH04231414A (ja) | 1990-12-27 | 1992-08-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高耐食性油井管の製造法 |
US5143381A (en) | 1991-05-01 | 1992-09-01 | Pipe Gasket & Supply Co., Inc. | Pipe joint seal |
US5521707A (en) | 1991-08-21 | 1996-05-28 | Apeiron, Inc. | Laser scanning method and apparatus for rapid precision measurement of thread form |
US5180008A (en) | 1991-12-18 | 1993-01-19 | Fmc Corporation | Wellhead seal for wide temperature and pressure ranges |
US5328158A (en) | 1992-03-03 | 1994-07-12 | Southwestern Pipe, Inc. | Apparatus for continuous heat treating advancing continuously formed pipe in a restricted space |
JP2682332B2 (ja) | 1992-04-08 | 1997-11-26 | 住友金属工業株式会社 | 高強度耐食性鋼管の製造方法 |
DK168834B1 (da) | 1992-06-03 | 1994-06-20 | Man B & W Diesel Gmbh | Tætningsorgan |
JPH0681078A (ja) | 1992-07-09 | 1994-03-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 低降伏比高強度鋼材およびその製造方法 |
JP2814882B2 (ja) | 1992-07-27 | 1998-10-27 | 住友金属工業株式会社 | 高強度高延性電縫鋼管の製造方法 |
IT1263251B (it) | 1992-10-27 | 1996-08-05 | Sviluppo Materiali Spa | Procedimento per la produzione di manufatti in acciaio inossidabile super-duplex. |
JPH06172859A (ja) | 1992-12-04 | 1994-06-21 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
JPH06220536A (ja) | 1993-01-22 | 1994-08-09 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
US5454883A (en) | 1993-02-02 | 1995-10-03 | Nippon Steel Corporation | High toughness low yield ratio, high fatigue strength steel plate and process of producing same |
US5355961A (en) | 1993-04-02 | 1994-10-18 | Abb Vetco Gray Inc. | Metal and elastomer casing hanger seal |
NO941302L (no) | 1993-04-14 | 1994-10-17 | Fmc Corp | Pakning for rör med stor diameter |
US5505512A (en) | 1993-04-21 | 1996-04-09 | Martindale; Gerald A. | Dual composition bed liner |
US5505502A (en) | 1993-06-09 | 1996-04-09 | Shell Oil Company | Multiple-seal underwater pipe-riser connector |
US5454605A (en) | 1993-06-15 | 1995-10-03 | Hydril Company | Tool joint connection with interlocking wedge threads |
JP3290247B2 (ja) | 1993-06-18 | 2002-06-10 | 日本鋼管株式会社 | 耐食性に優れた高張力高靭性曲がり管の製造方法 |
EP0658632A4 (en) | 1993-07-06 | 1995-11-29 | Nippon Steel Corp | STEEL WITH HIGH CORROSION RESISTANCE AND STEEL WITH HIGH CORROSION RESISTANCE AND WORKABILITY. |
JPH0741856A (ja) | 1993-07-28 | 1995-02-10 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
JPH07139666A (ja) | 1993-11-16 | 1995-05-30 | Kawasaki Steel Corp | 油井管用ネジ継手 |
US5456405A (en) * | 1993-12-03 | 1995-10-10 | Quality Tubing Inc. | Dual bias weld for continuous coiled tubing |
JPH07197125A (ja) | 1994-01-10 | 1995-08-01 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
JPH07266837A (ja) | 1994-03-29 | 1995-10-17 | Horikiri Bane Seisakusho:Kk | 中空スタビライザの製造法 |
IT1267243B1 (it) | 1994-05-30 | 1997-01-28 | Danieli Off Mecc | Procedimento di colata continua per acciai peritettici |
US5515707A (en) | 1994-07-15 | 1996-05-14 | Precision Tube Technology, Inc. | Method of increasing the fatigue life and/or reducing stress concentration cracking of coiled metal tubing |
DE4446806C1 (de) | 1994-12-09 | 1996-05-30 | Mannesmann Ag | Gasdichte Rohrverbindung |
GB2297094B (en) | 1995-01-20 | 1998-09-23 | British Steel Plc | Improvements in and relating to Carbide-Free Bainitic Steels |
EP0815377B1 (en) | 1995-03-23 | 2002-12-18 | Hydril Company | Threaded pipe connection |
WO1996036742A1 (fr) | 1995-05-15 | 1996-11-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres |
JP3755163B2 (ja) | 1995-05-15 | 2006-03-15 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法 |
FI101498B (fi) | 1995-05-16 | 1998-06-30 | Uponor Innovation Ab | Muhviliitos muoviputkia varten |
IT1275287B (it) | 1995-05-31 | 1997-08-05 | Dalmine Spa | Acciaio inossidabile supermartensitico avente elevata resistenza meccanica ed alla corrosione e relativi manufatti |
ES2159662T3 (es) | 1995-07-06 | 2001-10-16 | Benteler Werke Ag | Tubos para la fabricacion de estabilizadores y fabricacion de estabilizadores a partir de dichos tubos. |
JPH0967624A (ja) | 1995-08-25 | 1997-03-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐sscc性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法 |
JP3853428B2 (ja) | 1995-08-25 | 2006-12-06 | Jfeスチール株式会社 | 鋼管の絞り圧延方法および設備 |
US5720503A (en) | 1995-11-08 | 1998-02-24 | Single Buoy Moorings Inc. | Sealing sytem--anti collapse device |
JPH09201688A (ja) | 1996-01-22 | 1997-08-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 溶接部の強度に優れた溶接鋼管の製造方法 |
JPH09235617A (ja) | 1996-02-29 | 1997-09-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 継目無鋼管の製造方法 |
JP3303977B2 (ja) | 1996-04-26 | 2002-07-22 | 松下電器産業株式会社 | 情報記録装置 |
US5810401A (en) | 1996-05-07 | 1998-09-22 | Frank's Casing Crew And Rental Tools, Inc. | Threaded tool joint with dual mating shoulders |
US5879030A (en) | 1996-09-04 | 1999-03-09 | Wyman-Gordon Company | Flow line coupling |
JPH10176239A (ja) | 1996-10-17 | 1998-06-30 | Kobe Steel Ltd | 高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板及びその製造方法 |
JPH10140250A (ja) | 1996-11-12 | 1998-05-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高靭性エアーバッグ用鋼管の製造方法 |
DE59704264D1 (de) | 1997-01-15 | 2001-09-13 | Mannesmann Ag | Verfahren zur herstellung nahtloser leitungsrohre mit stabiler streckgrenze bei erhöhten einsatztemperaturen |
CA2231985C (en) | 1997-03-26 | 2004-05-25 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Welded high-strength steel structures and methods of manufacturing the same |
JPH10280037A (ja) | 1997-04-08 | 1998-10-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高耐食性継目無し鋼管の製造方法 |
BR9804879A (pt) | 1997-04-30 | 1999-08-24 | Kawasaki Steel Co | Produto de a-o de alta ductilidade alta resist-ncia e processo para a sua produ-Æo |
ES2209001T3 (es) | 1997-05-12 | 2004-06-16 | Firma Muhr Und Bender | Estabilizador. |
US5993570A (en) | 1997-06-20 | 1999-11-30 | American Cast Iron Pipe Company | Linepipe and structural steel produced by high speed continuous casting |
DK0916883T3 (da) | 1997-05-30 | 2006-10-30 | Sumitomo Metal Ind | Skrueforbindelse til oliefeltrör |
DE19725434C2 (de) | 1997-06-16 | 1999-08-19 | Schloemann Siemag Ag | Verfahren zum Walzen von Warmbreitband in einer CSP-Anlage |
JP3348397B2 (ja) | 1997-07-17 | 2002-11-20 | 本田技研工業株式会社 | 車両の旋回制御機構の検査方法 |
JPH1150148A (ja) | 1997-08-06 | 1999-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法 |
EP0995809B1 (en) | 1997-09-29 | 2004-02-04 | Sumitomo Metal Industries Limited | Steel for oil well pipes with high wet carbon dioxide gas corrosion resistance and high seawater corrosion resistance, and seamless oil well pipe |
JP3898814B2 (ja) | 1997-11-04 | 2007-03-28 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性に優れた高強度鋼用の連続鋳造鋳片およびその製造法、および低温靱性に優れた高強度鋼 |
KR100245031B1 (ko) | 1997-12-27 | 2000-03-02 | 허영준 | 비조질강을 이용한 자동차용 스테빌라이저 바의 제조방법 |
JP3344308B2 (ja) | 1998-02-09 | 2002-11-11 | 住友金属工業株式会社 | 超高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造法 |
JP4203143B2 (ja) | 1998-02-13 | 2008-12-24 | 新日本製鐵株式会社 | 耐炭酸ガス腐食性に優れた耐食鋼及び耐食油井管 |
US6044539A (en) | 1998-04-02 | 2000-04-04 | S & B Technical Products, Inc. | Pipe gasket and method of installation |
US6056324A (en) | 1998-05-12 | 2000-05-02 | Dril-Quip, Inc. | Threaded connector |
EP1027944B1 (en) | 1998-07-21 | 2006-11-22 | Shinagawa Refractories Co., Ltd. | Molding powder for continuous casting of thin slabs and continuous casting method |
DE19834151C1 (de) | 1998-07-29 | 2000-04-13 | Neheim Goeke & Co Metall | Ventil für Warmwasseranlagen |
JP2000063940A (ja) | 1998-08-12 | 2000-02-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼の製造方法 |
UA66876C2 (ru) | 1998-09-07 | 2004-06-15 | Валлурек Маннесманн Ойл Енд Гес Франс | Резьбовое соединение двух мателлических труб с пазом, выполненным в резьбе |
UA71575C2 (ru) | 1998-09-07 | 2004-12-15 | Валлурек Маннесманн Ойл Енд Гес Франс | Резьбовое соединение двух металлических труб с большим моментом завинчивания |
JP3562353B2 (ja) | 1998-12-09 | 2004-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法 |
US6299705B1 (en) | 1998-09-25 | 2001-10-09 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | High-strength heat-resistant steel and process for producing high-strength heat-resistant steel |
FR2784446B1 (fr) | 1998-10-13 | 2000-12-08 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Assemblage filete integral de deux tubes metalliques |
JP3800836B2 (ja) | 1998-12-15 | 2006-07-26 | 住友金属工業株式会社 | 強度と靱性に優れた鋼材の製造方法 |
JP4331300B2 (ja) | 1999-02-15 | 2009-09-16 | 日本発條株式会社 | 中空スタビライザの製造方法 |
IT1309704B1 (it) | 1999-02-19 | 2002-01-30 | Eni Spa | Giunzione integrale di due tubazioni |
JP2000248337A (ja) | 1999-03-02 | 2000-09-12 | Kansai Electric Power Co Inc:The | ボイラ用高Crフェライト系耐熱鋼の耐水蒸気酸化特性改善方法および耐水蒸気酸化特性に優れたボイラ用高Crフェライト系耐熱鋼 |
US6173968B1 (en) | 1999-04-27 | 2001-01-16 | Trw Inc. | Sealing ring assembly |
JP3680628B2 (ja) | 1999-04-28 | 2005-08-10 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法 |
CZ293084B6 (cs) | 1999-05-17 | 2004-02-18 | Jinpo Plus A. S. | Ocele pro žárupevné a vysokopevné tvářené součásti, obzvláště trubky, plechy a výkovky |
JP3083517B1 (ja) | 1999-06-28 | 2000-09-04 | 東尾メック株式会社 | 管継手 |
JP3514182B2 (ja) | 1999-08-31 | 2004-03-31 | 住友金属工業株式会社 | 高温強度と靱性に優れた低Crフェライト系耐熱鋼およびその製造方法 |
CN1178015C (zh) | 1999-09-16 | 2004-12-01 | 西德尔卡有限公司 | 高安定性及稳定性的螺纹接头 |
AR020495A1 (es) | 1999-09-21 | 2002-05-15 | Siderca Sa Ind & Com | Union roscada de alta resistencia al sobretorque y compresion |
JP4367588B2 (ja) | 1999-10-28 | 2009-11-18 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた鋼管 |
US6764108B2 (en) | 1999-12-03 | 2004-07-20 | Siderca S.A.I.C. | Assembly of hollow torque transmitting sucker rods |
US6991267B2 (en) | 1999-12-03 | 2006-01-31 | Siderca S.A.I.C. | Assembly of hollow torque transmitting sucker rods and sealing nipple with improved seal and fluid flow |
JP3545980B2 (ja) | 1999-12-06 | 2004-07-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐遅れ破壊特性の優れた自動車用超高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
JP3543708B2 (ja) | 1999-12-15 | 2004-07-21 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼材およびそれを用いた油井用鋼管の製造方法 |
US6540848B2 (en) | 2000-02-02 | 2003-04-01 | Kawasaki Steel Corporation | High strength, high toughness, seamless steel pipe for line pipe |
JP3506088B2 (ja) | 2000-02-03 | 2004-03-15 | 住友金属工業株式会社 | 耐疲労特性に優れたコイルドチュービング用マルテンサイト系ステンレス鋼とそれからの製造法 |
US6866725B2 (en) | 2000-02-28 | 2005-03-15 | Nippon Steel Corporation | Steel pipe excellent in formability and method of producing the same |
JP4379550B2 (ja) | 2000-03-24 | 2009-12-09 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材 |
JP3518515B2 (ja) | 2000-03-30 | 2004-04-12 | 住友金属工業株式会社 | 低・中Cr系耐熱鋼 |
FR2807095B1 (fr) | 2000-03-31 | 2002-08-30 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Element filete tubulaire delarde pour joint filete tubulaire resistant a la fatigue et joint filete tubulaire resultant |
DE10019567A1 (de) | 2000-04-20 | 2001-10-31 | Busak & Shamban Gmbh & Co | Dichtung |
US6447025B1 (en) | 2000-05-12 | 2002-09-10 | Grant Prideco, L.P. | Oilfield tubular connection |
IT1317649B1 (it) | 2000-05-19 | 2003-07-15 | Dalmine Spa | Acciaio inox martensitico e tubi senza saldatura con esso prodotti |
WO2001094655A1 (fr) | 2000-06-07 | 2001-12-13 | Nippon Steel Corporation | Tuyau d'acier a haute aptitude au formage et son procede de fabrication |
BR0111528A (pt) | 2000-06-07 | 2003-07-22 | Sumitomo Metal Ind | Junta com roscas de perfil cÈnico |
IT1318179B1 (it) | 2000-07-17 | 2003-07-23 | Dalmine Spa | Giunzione filettata integrale per tubi. |
IT1318753B1 (it) | 2000-08-09 | 2003-09-10 | Dalmine Spa | Giunzione filettata integrale a profilo continuo pr tubi |
US6558484B1 (en) | 2001-04-23 | 2003-05-06 | Hiroshi Onoe | High strength screw |
US6478344B2 (en) | 2000-09-15 | 2002-11-12 | Abb Vetco Gray Inc. | Threaded connector |
JP3959667B2 (ja) | 2000-09-20 | 2007-08-15 | エヌケーケーシームレス鋼管株式会社 | 高強度鋼管の製造方法 |
US7108063B2 (en) | 2000-09-25 | 2006-09-19 | Carstensen Kenneth J | Connectable rod system for driving downhole pumps for oil field installations |
US6857668B2 (en) | 2000-10-04 | 2005-02-22 | Grant Prideco, L.P. | Replaceable corrosion seal for threaded connections |
US6811189B1 (en) | 2000-10-04 | 2004-11-02 | Grant Prideco, L.P. | Corrosion seal for threaded connections |
JP3524487B2 (ja) | 2000-10-25 | 2004-05-10 | レッキス工業株式会社 | 薄肉管継手 |
IT1319028B1 (it) | 2000-10-26 | 2003-09-19 | Dalmine Spa | Giunzione filettata per tubi di tipo manicottato |
CN1100159C (zh) | 2000-10-30 | 2003-01-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗二氧化碳及海水腐蚀油套管用低合金钢 |
US6494499B1 (en) | 2000-10-31 | 2002-12-17 | The Technologies Alliance, Inc. | Threaded connector for pipe |
US6384388B1 (en) | 2000-11-17 | 2002-05-07 | Meritor Suspension Systems Company | Method of enhancing the bending process of a stabilizer bar |
US7349867B2 (en) | 2000-12-22 | 2008-03-25 | Invenda Corporation | Tracking transactions by using addresses in a communications network |
EP1377772A4 (en) | 2001-01-20 | 2004-10-13 | Grant Prideco Lp | INTERCHANGEABLE ANTI-CORROSION SEAL FOR THREADED CONNECTION |
EP1359235A4 (en) | 2001-02-07 | 2005-01-12 | Jfe Steel Corp | THIN STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME |
FR2820806B1 (fr) | 2001-02-09 | 2004-02-20 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Joint filete tubulaire avec face de filet bombee convexe |
ATE382103T1 (de) | 2001-03-07 | 2008-01-15 | Nippon Steel Corp | Elektrogeschweisstes stahlrohr für hohlstabilisator |
AR027650A1 (es) | 2001-03-13 | 2003-04-09 | Siderca Sa Ind & Com | Acero al carbono de baja aleacion para la fabricacion de tuberias para exploracion y produccion de petroleo y/o gas natural, con mejorada resistencia a lacorrosion, procedimiento para fabricar tubos sin costura y tubos sin costura obtenidos |
EP1375683B1 (en) | 2001-03-29 | 2012-02-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High strength steel tube for air bag and method for production thereof |
US6527056B2 (en) | 2001-04-02 | 2003-03-04 | Ctes, L.C. | Variable OD coiled tubing strings |
US20020153671A1 (en) | 2001-04-18 | 2002-10-24 | Construction Polymers Company | Tunnel gasket for elevated working pressure |
US6550822B2 (en) | 2001-04-25 | 2003-04-22 | G. B. Tubulars, Inc. | Threaded coupling with water exclusion seal system |
EP1386098B1 (de) | 2001-05-11 | 2010-06-02 | MSA Auer GmbH | Ringdichtung, insbesondere für steckanschlüsse |
US7618503B2 (en) | 2001-06-29 | 2009-11-17 | Mccrink Edward J | Method for improving the performance of seam-welded joints using post-weld heat treatment |
JP2003096534A (ja) | 2001-07-19 | 2003-04-03 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高強度耐熱鋼、高強度耐熱鋼の製造方法、及び高強度耐熱管部材の製造方法 |
US6581940B2 (en) | 2001-07-30 | 2003-06-24 | S&B Technical Products, Inc. | Concrete manhole connector gasket |
JP2003041341A (ja) | 2001-08-02 | 2003-02-13 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高靱性を有する鋼材およびそれを用いた鋼管の製造方法 |
US6755447B2 (en) | 2001-08-24 | 2004-06-29 | The Technologies Alliance, Inc. | Production riser connector |
CN1151305C (zh) | 2001-08-28 | 2004-05-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗二氧化碳腐蚀的低合金钢及油套管 |
EP1288316B1 (en) | 2001-08-29 | 2009-02-25 | JFE Steel Corporation | Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe |
US6669789B1 (en) | 2001-08-31 | 2003-12-30 | Nucor Corporation | Method for producing titanium-bearing microalloyed high-strength low-alloy steel |
NO315284B1 (no) | 2001-10-19 | 2003-08-11 | Inocean As | Stigerör for forbindelse mellom et fartöy og et punkt på havbunnen |
EP1310385B1 (en) | 2001-11-08 | 2006-03-29 | Sumitomo Rubber Industries Ltd. | Pneumatic radial tire |
FR2833335B1 (fr) | 2001-12-07 | 2007-05-18 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Joint filete tubulaire superieur contenant au moins un element filete avec levre d'extremite |
US6709534B2 (en) | 2001-12-14 | 2004-03-23 | Mmfx Technologies Corporation | Nano-composite martensitic steels |
UA51138A (ru) | 2002-01-15 | 2002-11-15 | Приазовський Державний Технічний Університет | Способ термообработки стали |
US6682101B2 (en) | 2002-03-06 | 2004-01-27 | Beverly Watts Ramos | Wedgethread pipe connection |
AU2003233396B2 (en) | 2002-03-13 | 2007-05-24 | Thomas Skold | Water-based delivery systems |
ATE405684T1 (de) | 2002-03-29 | 2008-09-15 | Sumitomo Metal Ind | Niedrig legierter stahl |
GB0208098D0 (en) | 2002-04-09 | 2002-05-22 | Gloway Internat Inc | Pipe repair system and device |
ITRM20020234A1 (it) | 2002-04-30 | 2003-10-30 | Tenaris Connections Bv | Giunzione filettata per tubi. |
GB2388169A (en) | 2002-05-01 | 2003-11-05 | 2H Offshore Engineering Ltd | Pipe joint |
US6666274B2 (en) | 2002-05-15 | 2003-12-23 | Sunstone Corporation | Tubing containing electrical wiring insert |
ITRM20020274A1 (it) | 2002-05-16 | 2003-11-17 | Tenaris Connections Bv | Giunzione filettata per tubi. |
JP2004011009A (ja) | 2002-06-11 | 2004-01-15 | Nippon Steel Corp | 中空スタビライザー用電縫溶接鋼管 |
US6669285B1 (en) | 2002-07-02 | 2003-12-30 | Eric Park | Headrest mounted video display |
US6883804B2 (en) | 2002-07-11 | 2005-04-26 | Parker-Hannifin Corporation | Seal ring having secondary sealing lips |
FR2844023B1 (fr) | 2002-08-29 | 2005-05-06 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Joint filete tubulaire etanche vis-a-vis du milieu exterieur |
ITRM20020445A1 (it) | 2002-09-06 | 2004-03-07 | Tenaris Connections Bv | Giunzione filettata per tubi. |
CN1229511C (zh) | 2002-09-30 | 2005-11-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗二氧化碳和硫化氢腐蚀用低合金钢 |
JP2004176172A (ja) | 2002-10-01 | 2004-06-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた高強度継目無鋼管およびその製造方法 |
ITRM20020512A1 (it) | 2002-10-10 | 2004-04-11 | Tenaris Connections Bv | Tubo filettato con trattamento superficiale. |
US20050012278A1 (en) | 2002-11-07 | 2005-01-20 | Delange Richard W. | Metal sleeve seal for threaded connections |
FR2848282B1 (fr) | 2002-12-09 | 2006-12-29 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Procede de realisation d'un joint filete tubulaire etanche vis-a-vis de l'exterieur |
US7074286B2 (en) | 2002-12-18 | 2006-07-11 | Ut-Battelle, Llc | Wrought Cr—W—V bainitic/ferritic steel compositions |
CA2414822A1 (en) | 2002-12-18 | 2004-06-18 | Ipsco Inc. | Hydrogen-induced cracking and sulphide stress cracking resistant steel alloy |
US6817633B2 (en) | 2002-12-20 | 2004-11-16 | Lone Star Steel Company | Tubular members and threaded connections for casing drilling and method |
US7010950B2 (en) | 2003-01-17 | 2006-03-14 | Visteon Global Technologies, Inc. | Suspension component having localized material strengthening |
ITRM20030065A1 (it) | 2003-02-13 | 2004-08-14 | Tenaris Connections Bv | Giunzione filettata per tubi. |
CN100545291C (zh) | 2003-04-25 | 2009-09-30 | 墨西哥钢管股份有限公司 | 用作导管的无缝钢管和获得所述钢管的方法 |
FR2855587B1 (fr) | 2003-05-30 | 2006-12-29 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Joint filete tubulaire a serrage axial progressif des filets |
UA82694C2 (ru) | 2003-06-06 | 2008-05-12 | Sumitomo Metal Ind | Резьбовое соединение для стальных труб |
US7431347B2 (en) | 2003-09-24 | 2008-10-07 | Siderca S.A.I.C. | Hollow sucker rod connection with second torque shoulder |
US20050076975A1 (en) | 2003-10-10 | 2005-04-14 | Tenaris Connections A.G. | Low carbon alloy steel tube having ultra high strength and excellent toughness at low temperature and method of manufacturing the same |
US20050087269A1 (en) | 2003-10-22 | 2005-04-28 | Merwin Matthew J. | Method for producing line pipe |
US20050093250A1 (en) | 2003-11-05 | 2005-05-05 | Santi Nestor J. | High-strength sealed connection for expandable tubulars |
AR047467A1 (es) | 2004-01-30 | 2006-01-18 | Sumitomo Metal Ind | Tubo de acero sin costura para pozos petroliferos y procedimiento para fabricarlo |
WO2005075877A1 (en) | 2004-02-02 | 2005-08-18 | Tenaris Connections Ag | Thread protector for tubular members |
JP2005221038A (ja) | 2004-02-06 | 2005-08-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 油井管用ネジ継手、及びその製造方法 |
JP4833835B2 (ja) | 2004-02-19 | 2011-12-07 | 新日本製鐵株式会社 | バウシンガー効果の発現が小さい鋼管およびその製造方法 |
ATE510031T1 (de) | 2004-03-24 | 2011-06-15 | Sumitomo Metal Ind | Verfahren zur herstellung von niedrig legiertem stahl mit hervorragender korrosionsbeständigkeit |
JP4140556B2 (ja) | 2004-06-14 | 2008-08-27 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼 |
JP4135691B2 (ja) | 2004-07-20 | 2008-08-20 | 住友金属工業株式会社 | 窒化物系介在物形態制御鋼 |
JP2006037147A (ja) | 2004-07-26 | 2006-02-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 油井管用鋼材 |
US20060021410A1 (en) | 2004-07-30 | 2006-02-02 | Sonats-Societe Des Nouvelles Applications Des Techniques De Surfaces | Shot, devices, and installations for ultrasonic peening, and parts treated thereby |
US20060169368A1 (en) | 2004-10-05 | 2006-08-03 | Tenaris Conncections A.G. (A Liechtenstein Corporation) | Low carbon alloy steel tube having ultra high strength and excellent toughness at low temperature and method of manufacturing the same |
US7310867B2 (en) | 2004-10-06 | 2007-12-25 | S&B Technical Products, Inc. | Snap in place gasket installation method |
US7566416B2 (en) | 2004-10-29 | 2009-07-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel pipe for an airbag inflator and a process for its manufacture |
US7214278B2 (en) | 2004-12-29 | 2007-05-08 | Mmfx Technologies Corporation | High-strength four-phase steel alloys |
JP2006210843A (ja) | 2005-01-31 | 2006-08-10 | Fujitsu Ltd | 可変キャパシタ及びその製造方法 |
ITRM20050069A1 (it) | 2005-02-17 | 2006-08-18 | Tenaris Connections Ag | Giunzione filettata per tubi provvista di tenuta. |
US20060214421A1 (en) | 2005-03-22 | 2006-09-28 | Intelliserv | Fatigue Resistant Rotary Shouldered Connection and Method |
JP2006265668A (ja) | 2005-03-25 | 2006-10-05 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 油井用継目無鋼管 |
JP4792778B2 (ja) | 2005-03-29 | 2011-10-12 | 住友金属工業株式会社 | ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法 |
US20060243355A1 (en) | 2005-04-29 | 2006-11-02 | Meritor Suspension System Company, U.S. | Stabilizer bar |
US7478842B2 (en) | 2005-05-18 | 2009-01-20 | Hydril Llc | Coupled connection with an externally supported pin nose seal |
US7182140B2 (en) | 2005-06-24 | 2007-02-27 | Xtreme Coil Drilling Corp. | Coiled tubing/top drive rig and method |
CA2613120A1 (en) | 2005-06-27 | 2007-01-04 | Swagelok Company | Tube fitting |
ES2366224T3 (es) | 2005-07-13 | 2011-10-18 | Beele Engineering B.V. | Sistema para sellar un espacio entre una pared interior de una abertura tubular y al menos un tubo o conducto recibido al menos parcialmente en la abertura. |
JP4635764B2 (ja) | 2005-07-25 | 2011-02-23 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管の製造方法 |
JP4945946B2 (ja) | 2005-07-26 | 2012-06-06 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管およびその製造方法 |
MXPA05008339A (es) | 2005-08-04 | 2007-02-05 | Tenaris Connections Ag | Acero de alta resistencia para tubos de acero soldables y sin costura. |
FR2889727B1 (fr) | 2005-08-09 | 2007-09-28 | Vallourec Mannesmann Oil Gas F | Joint filete tubulaire etanche aux liquides et aux gaz |
WO2007023806A1 (ja) | 2005-08-22 | 2007-03-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ラインパイプ用継目無鋼管およびその製造方法 |
EP1767659A1 (fr) | 2005-09-21 | 2007-03-28 | ARCELOR France | Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée |
AR057940A1 (es) | 2005-11-30 | 2007-12-26 | Tenaris Connections Ag | Conexiones roscadas con recubrimientos de alta y baja friccion |
JP4997753B2 (ja) | 2005-12-16 | 2012-08-08 | タカタ株式会社 | 乗員拘束装置 |
AR058961A1 (es) | 2006-01-10 | 2008-03-05 | Siderca Sa Ind & Com | Conexion para varilla de bombeo con mayor resistencia a l afatiga obtenida aplicando interferencia diametral para reducir la interferencia axial |
US7744708B2 (en) | 2006-03-14 | 2010-06-29 | Tenaris Connections Limited | Methods of producing high-strength metal tubular bars possessing improved cold formability |
JP4751224B2 (ja) | 2006-03-28 | 2011-08-17 | 新日本製鐵株式会社 | 靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管およびその製造方法 |
US20070246219A1 (en) | 2006-04-19 | 2007-10-25 | Mannella Eugene J | Seal for a fluid assembly |
US8027667B2 (en) | 2006-06-29 | 2011-09-27 | Mobilesphere Holdings LLC | System and method for wireless coupon transactions |
CN101506392B (zh) | 2006-06-29 | 2011-01-26 | 特纳瑞斯连接股份公司 | 用于液压缸的在低温下具有增强各向同性刚度的无缝精密钢管及其制造工序 |
WO2008007737A1 (fr) | 2006-07-13 | 2008-01-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Tuyau coudé et son procédé de fabrication |
US8322754B2 (en) | 2006-12-01 | 2012-12-04 | Tenaris Connections Limited | Nanocomposite coatings for threaded connections |
FR2913746B1 (fr) | 2007-03-14 | 2011-06-24 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas | Joint filete tubulaire etanche pour sollicitations de pression interieure et exterieure |
US20080226396A1 (en) | 2007-03-15 | 2008-09-18 | Tubos De Acero De Mexico S.A. | Seamless steel tube for use as a steel catenary riser in the touch down zone |
CN101514433A (zh) | 2007-03-16 | 2009-08-26 | 株式会社神户制钢所 | 低温冲击特性优异的汽车用高强度电阻焊钢管及其制造方法 |
BRPI0802627B1 (pt) | 2007-03-30 | 2017-07-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Low level steel |
MX2007004600A (es) | 2007-04-17 | 2008-12-01 | Tubos De Acero De Mexico S A | Un tubo sin costura para la aplicación como secciones verticales de work-over. |
DE102007023306A1 (de) | 2007-05-16 | 2008-11-20 | Benteler Stahl/Rohr Gmbh | Verwendung einer Stahllegierung für Mantelrohre zur Perforation von Bohrlochverrohrungen sowie Mantelrohr |
AR061224A1 (es) | 2007-06-05 | 2008-08-13 | Tenaris Connections Ag | Una union roscada de alta resistencia, preferentemente para tubos con recubrimiento interno. |
EP2006589B1 (en) | 2007-06-22 | 2011-08-31 | Tenaris Connections Aktiengesellschaft | Threaded joint with energizable seal |
EP2009340B1 (en) | 2007-06-27 | 2010-12-08 | Tenaris Connections Aktiengesellschaft | Threaded joint with pressurizable seal |
US7862667B2 (en) | 2007-07-06 | 2011-01-04 | Tenaris Connections Limited | Steels for sour service environments |
EP2017507B1 (en) | 2007-07-16 | 2016-06-01 | Tenaris Connections Limited | Threaded joint with resilient seal ring |
DE602007008890D1 (de) | 2007-08-24 | 2010-10-14 | Tenaris Connections Ag | Verfahren zur Erhöhung der Ermüdungsbeständigkeit einer Schraubverbindung |
DE602007013892D1 (de) | 2007-08-24 | 2011-05-26 | Tenaris Connections Ag | Gewindeverbindungsstück mit hoher Radiallast und unterschiedlich behandelten Oberflächen |
JP2009138174A (ja) | 2007-11-14 | 2009-06-25 | Agri Bioindustry:Kk | 高分子化合物の製造方法 |
US8328960B2 (en) | 2007-11-19 | 2012-12-11 | Tenaris Connections Limited | High strength bainitic steel for OCTG applications |
CN104482334A (zh) | 2007-12-04 | 2015-04-01 | 新日铁住金株式会社 | 管螺纹接头 |
JP5353256B2 (ja) | 2008-01-21 | 2013-11-27 | Jfeスチール株式会社 | 中空部材およびその製造方法 |
DE602008001552D1 (de) | 2008-02-29 | 2010-07-29 | Tenaris Connections Ag | Gewindeverbindungsstück mit verbesserten elastischen Dichtungsringen |
CN102056752B (zh) | 2008-06-04 | 2013-11-13 | Ntn株式会社 | 驱动轮用轴承装置 |
US8261841B2 (en) | 2009-02-17 | 2012-09-11 | Exxonmobil Research And Engineering Company | Coated oil and gas well production devices |
CA2686301C (en) | 2008-11-25 | 2017-02-28 | Maverick Tube, Llc | Compact strip or thin slab processing of boron/titanium steels |
JP4475440B1 (ja) | 2008-11-26 | 2010-06-09 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管およびその製造方法 |
CN101413089B (zh) | 2008-12-04 | 2010-11-03 | 天津钢管集团股份有限公司 | 低co2环境用高强度低铬抗腐蚀石油专用管 |
CA2749409C (en) * | 2009-01-30 | 2015-08-11 | Jfe Steel Corporation | Thick high-tensile-strength hot-rolled steel sheet having excellent low-temperature toughness and manufacturing method thereof |
CN102301015B (zh) | 2009-01-30 | 2013-11-06 | 杰富意钢铁株式会社 | 耐hic性优良的厚壁高强度热轧钢板及其制造方法 |
CN101480671B (zh) | 2009-02-13 | 2010-12-29 | 西安兰方实业有限公司 | 空调器用双层铜焊钢管生产工艺 |
US20140021244A1 (en) | 2009-03-30 | 2014-01-23 | Global Tubing Llc | Method of Manufacturing Coil Tubing Using Friction Stir Welding |
EP2243920A1 (en) | 2009-04-22 | 2010-10-27 | Tenaris Connections Aktiengesellschaft | Threaded joint for tubes, pipes and the like |
JP5573325B2 (ja) | 2009-04-23 | 2014-08-20 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼管の連続熱処理方法 |
US20100319814A1 (en) | 2009-06-17 | 2010-12-23 | Teresa Estela Perez | Bainitic steels with boron |
JP5728836B2 (ja) | 2009-06-24 | 2015-06-03 | Jfeスチール株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法 |
CN101613829B (zh) | 2009-07-17 | 2011-09-28 | 天津钢管集团股份有限公司 | 150ksi钢级高强韧油气井井下作业用钢管及其生产方法 |
US9541224B2 (en) | 2009-08-17 | 2017-01-10 | Global Tubing, Llc | Method of manufacturing coiled tubing using multi-pass friction stir welding |
EP2325435B2 (en) | 2009-11-24 | 2020-09-30 | Tenaris Connections B.V. | Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures |
WO2011093117A1 (ja) | 2010-01-27 | 2011-08-04 | 住友金属工業株式会社 | ラインパイプ用継目無鋼管の製造方法及びラインパイプ用継目無鋼管 |
WO2011114896A1 (ja) | 2010-03-18 | 2011-09-22 | 住友金属工業株式会社 | スチームインジェクション用継目無鋼管及びその製造方法 |
EP2372208B1 (en) | 2010-03-25 | 2013-05-29 | Tenaris Connections Limited | Threaded joint with elastomeric seal flange |
EP2372211B1 (en) | 2010-03-26 | 2015-06-03 | Tenaris Connections Ltd. | Thin-walled pipe joint and method to couple a first pipe to a second pipe |
CN102906292B (zh) | 2010-06-02 | 2016-01-13 | 新日铁住金株式会社 | 管线管用无缝钢管及其制造方法 |
CN101898295B (zh) | 2010-08-12 | 2011-12-07 | 中国石油天然气集团公司 | 一种高强度高塑韧性连续管制造方法 |
US9163296B2 (en) | 2011-01-25 | 2015-10-20 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment |
IT1403688B1 (it) | 2011-02-07 | 2013-10-31 | Dalmine Spa | Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri. |
IT1403689B1 (it) | 2011-02-07 | 2013-10-31 | Dalmine Spa | Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri. |
US8636856B2 (en) * | 2011-02-18 | 2014-01-28 | Siderca S.A.I.C. | High strength steel having good toughness |
US8414715B2 (en) * | 2011-02-18 | 2013-04-09 | Siderca S.A.I.C. | Method of making ultra high strength steel having good toughness |
JP6047947B2 (ja) | 2011-06-30 | 2016-12-21 | Jfeスチール株式会社 | 耐サワー性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管およびその製造方法 |
EP2729590B1 (en) | 2011-07-10 | 2015-10-28 | Tata Steel IJmuiden BV | Hot-rolled high-strength steel strip with improved haz-softening resistance and method of producing said steel |
JP2013129879A (ja) | 2011-12-22 | 2013-07-04 | Jfe Steel Corp | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 |
US9340847B2 (en) * | 2012-04-10 | 2016-05-17 | Tenaris Connections Limited | Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same |
GB2525337B (en) | 2013-01-11 | 2016-06-22 | Tenaris Connections Ltd | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
US9187811B2 (en) | 2013-03-11 | 2015-11-17 | Tenaris Connections Limited | Low-carbon chromium steel having reduced vanadium and high corrosion resistance, and methods of manufacturing |
US9803256B2 (en) * | 2013-03-14 | 2017-10-31 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
EP2789701A1 (en) | 2013-04-08 | 2014-10-15 | DALMINE S.p.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
EP2789700A1 (en) | 2013-04-08 | 2014-10-15 | DALMINE S.p.A. | Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
WO2014207656A1 (en) | 2013-06-25 | 2014-12-31 | Tenaris Connections Ltd. | High-chromium heat-resistant steel |
US9745640B2 (en) | 2015-03-17 | 2017-08-29 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Quenching tank system and method of use |
US20160281188A1 (en) | 2015-03-27 | 2016-09-29 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Heat treated coiled tubing |
US20160305192A1 (en) | 2015-04-14 | 2016-10-20 | Tenaris Connections Limited | Ultra-fine grained steels having corrosion-fatigue resistance |
US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
CN109609747B (zh) * | 2018-12-11 | 2022-01-25 | 信达科创(唐山)石油设备有限公司 | 一种连续油管的均质处理工艺 |
-
2014
- 2014-02-26 US US14/190,886 patent/US9803256B2/en active Active
- 2014-03-11 CA CA2845471A patent/CA2845471C/en active Active
- 2014-03-12 EP EP20190344.0A patent/EP3845672A1/en active Pending
- 2014-03-12 PL PL14159174T patent/PL2778239T3/pl unknown
- 2014-03-12 EP EP14159174.3A patent/EP2778239B1/en active Active
- 2014-03-12 DK DK14159174.3T patent/DK2778239T3/da active
- 2014-03-13 JP JP2014050371A patent/JP6431675B2/ja active Active
- 2014-03-14 MX MX2014003224A patent/MX360596B/es active IP Right Grant
- 2014-03-14 CN CN201410096621.4A patent/CN104046918B/zh active Active
- 2014-03-14 RU RU2014109873A patent/RU2664347C2/ru active
- 2014-03-14 BR BR102014006157A patent/BR102014006157B8/pt active IP Right Grant
-
2017
- 2017-07-31 US US15/665,054 patent/US10378074B2/en active Active
- 2017-10-19 US US15/788,534 patent/US20180051353A1/en not_active Abandoned
-
2018
- 2018-04-02 US US15/943,528 patent/US10378075B2/en active Active
-
2019
- 2019-08-12 US US16/538,326 patent/US11377704B2/en active Active
- 2019-08-12 US US16/538,407 patent/US20190360064A1/en not_active Abandoned
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2000204442A (ja) * | 1999-01-14 | 2000-07-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 電縫溶接部靱性に優れた高強度電縫鋼管 |
RU2235628C1 (ru) * | 2003-01-27 | 2004-09-10 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В.П. Вологдина" | Способ изготовления сварных изделий из низкоуглеродистых, нелегированных и малолегированных сталей |
WO2006078768A1 (en) * | 2005-01-19 | 2006-07-27 | Global Tubing, Llc | Hot reduced coil tubing and a method for forming same |
RU2429093C2 (ru) * | 2007-03-02 | 2011-09-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА СВАРКОЙ СОПРОТИВЛЕНИЕМ ЭЛЕКТРОСВАРНОЙ СТАЛЬНОЙ ТРУБЫ И ЭЛЕКТРОСВАРНОЙ СТАЛЬНОЙ ТРУБЫ С ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ Si ИЛИ ВЫСОКИМ СОДЕРЖАНИЕМ Cr |
RU2459883C2 (ru) * | 2007-10-30 | 2012-08-27 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | Стальная труба с высокой расширяемостью и способ ее изготовления |
RU2450080C2 (ru) * | 2007-12-20 | 2012-05-10 | ЭйТиАй ПРОПЕРТИЗ, ИНК. | Экономнолегированная, коррозионно-стойкая аустенитная нержавеющая сталь |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2701667C1 (ru) * | 2018-12-11 | 2019-10-01 | Хинда Кечуанг (Тангшан) Петролеум Екуипмент Ко., Лтд. | Процесс гомогенизации колтюбинговой трубы |
RU2785760C1 (ru) * | 2019-06-12 | 2022-12-12 | Арселормиттал | Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали |
RU2786281C1 (ru) * | 2022-02-10 | 2022-12-19 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Способ производства стального проката для изготовления гибких труб для колтюбинга (варианты) |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP3845672A1 (en) | 2021-07-07 |
CA2845471A1 (en) | 2014-09-14 |
US11377704B2 (en) | 2022-07-05 |
PL2778239T3 (pl) | 2021-04-19 |
DK2778239T3 (da) | 2020-11-16 |
US20190360063A1 (en) | 2019-11-28 |
RU2018127869A (ru) | 2019-03-13 |
EP2778239A1 (en) | 2014-09-17 |
US20180223384A1 (en) | 2018-08-09 |
US10378075B2 (en) | 2019-08-13 |
RU2018127869A3 (ru) | 2022-01-21 |
BR102014006157A2 (pt) | 2016-01-26 |
JP2014208888A (ja) | 2014-11-06 |
CN104046918B (zh) | 2017-10-24 |
CA2845471C (en) | 2021-07-06 |
MX360596B (es) | 2018-11-09 |
EP2778239B1 (en) | 2020-08-12 |
US20190360064A1 (en) | 2019-11-28 |
US20140272448A1 (en) | 2014-09-18 |
RU2014109873A (ru) | 2015-09-20 |
BR102014006157B8 (pt) | 2021-12-14 |
MX2014003224A (es) | 2014-12-09 |
CN104046918A (zh) | 2014-09-17 |
US10378074B2 (en) | 2019-08-13 |
US9803256B2 (en) | 2017-10-31 |
BR102014006157B1 (pt) | 2020-03-17 |
JP6431675B2 (ja) | 2018-11-28 |
US20170335421A1 (en) | 2017-11-23 |
US20180051353A1 (en) | 2018-02-22 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2664347C2 (ru) | Высококачественный материал для гибких длинномерных труб и способ его изготовления | |
JP6344538B1 (ja) | 鋼管及び鋼板 | |
KR101511617B1 (ko) | 높은 압축 강도를 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법 | |
KR101699818B1 (ko) | 높은 압축 강도 및 인성을 갖는 라인파이프용 용접 강관 | |
KR101511614B1 (ko) | 높은 압축 강도 및 내사우어성을 갖는 라인파이프용 용접 강관의 제조 방법 | |
JP6226062B2 (ja) | 耐歪時効特性及び耐hic特性に優れた高変形能ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびに溶接鋼管 | |
RU2677554C1 (ru) | Толстолистовая сталь для конструкционных труб или трубок, способ производства толстолистовой стали для конструкционных труб или трубок и конструкционные трубы или трубки | |
RU2458996C1 (ru) | Способ получения толстолистовой стали и стальных труб для ультравысокопрочного трубопровода | |
MX2007004600A (es) | Un tubo sin costura para la aplicación como secciones verticales de work-over. | |
EP3604584A1 (en) | High-strength steel plate for sour resistant line pipe, method for manufacturing same, and high-strength steel pipe using high-strength steel plate for sour resistant line pipe | |
JP2012241266A (ja) | 高圧縮強度耐サワーラインパイプ用鋼管及びその製造方法 | |
JP6241434B2 (ja) | ラインパイプ用鋼板、ラインパイプ用鋼管、およびその製造方法 | |
JP4325503B2 (ja) | 疲労特性に優れた鋼材およびその製造方法 | |
RU2798180C2 (ru) | Высококачественный материал для гибких длинномерных труб и способ его изготовления | |
JP4765283B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼管円周溶接継手の製造方法 | |
JP6819835B1 (ja) | ラインパイプ用鋼材およびその製造方法ならびにラインパイプおよびその製造方法 |