高抗拉强度和高韧性钢的制作方法

本发明涉及合金钢，其具有至少862mpa(125ksi)的屈服强度并且表现出优异的硬度和韧性行为，特别是在可能经受冻胀和融沉循环，即在零下温度的严格条件下。尤其是，本发明的钢能够用于油气井、陆上或海上应用以及机械应用的如液压缸的配件，特别是在出现恶劣的环境条件和低至-60℃的使用温度的情况下。因此，本发明的钢尤其适合于零下的寒带应用。本发明还涉及包含所述钢的无缝钢管和所述无缝钢管的制造方法。寒带地区油气田的开发鼓励人们探索由钢制成的配件，所述钢在低温下具有良好且稳定的机械性能，并具有令人满意的韧性行为，特别是在达到-60℃或甚至达到-80℃的零下使用温度下能够发生高施加应变的情况下。对于这种应用，已进行了多种尝试来开发在低至-60℃温度下表现出良好的机械性能，诸如高屈服强度(ys)和极限抗拉强度(uts)，以及良好的冲击韧性的钢，以便制造各种产品，诸如可以在钻井现场方便地使用的无缝钢管。标准api5ct提供了壁厚达到38.1mm(1.5”)的钢管的详细规格。对于更厚的壁厚(例如，达到76.2mm(3”))则没有标准要求。然而，上述严格的条件要求制造比常规使用的钢更高等级的具有更高的屈服强度和极限抗拉强度的钢，其在零下的温度(诸如低至-60℃或-80℃的温度)下也表现出优异的延展性或韧性，并适合于大的壁厚。而对于焊接管或板的生产，通过将热机械轧制与稍微改变的化学组成和热处理相结合，能够获得目标为达到690mpa等级或甚至更高等级的钢种的性能，无缝钢管所需性能必须使用受控的轧制工艺，然后与良好调节的化学分析相结合，进行调质处理来获得。淬火处理允许在无缝钢管的显微组织中形成马氏体相，以改善其强度。在保持用于上述应用的热加工无缝钢管的足够延展性的同时，所要求的强度提高还要求开发新的合金概念。尤其是，利用常规的合金概念或常规工艺难以在低的使用温度下获得足够高的延展性或韧性，特别是对于屈服强度高于690mpa的钢。通常，提高强度的已知方法是基于沉淀硬化的工艺，通过利用常规的合金化概念和/或利用微合金化概念来增加碳含量或碳当量。一般而言，也使用微合金化元素，诸如钛、铌和钒来提高强度。在高温下，钛在液相中作为非常粗的氮化钛而部分沉淀。铌在较低温度下形成铌(c、n)沉淀物。随着温度的进一步降低，钒与碳和氮一起以碳氮化物的形式积累，且在vc颗粒的情况下，其导致材料脆化。尽管如此，这些微合金化元素的过于粗大的沉淀物经常妨碍延展性。因此，通常限制这些合金化元素的浓度。另外，必须考虑用于形成沉淀物所需的碳和氮的浓度，使得整个化学组成的限定复杂化。因此，那些众所周知的概念可导致钢的延展性或韧性恶化。为了克服这些上述缺点，适当地研究了新合金化概念，其基于添加适合于通过固溶硬化与微合金化技术结合来提高强度的元素。然而，用所述钢获得的无缝钢管在非常低的使用温度下，特别是在零下的温度下，没有表现出稳定的机械性能和令人满意的延展性或韧性行为，这使得它们在寒带的应用困难和乏味。实际上，这些无缝钢管的硬度随其壁厚而显著降低，这暗示它们的显微组织，特别是在淬火步骤中发生的马氏体转变是不均匀的，特别是在中间壁位置。这意味着硬度随无缝钢管的厚度而变化，这将严重妨碍其在严格条件下在海上应用中的使用。另外，根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，用上述钢获得的无缝钢管的韧性值在零下的温度下显著下降，这也阻碍了它们在寒带应用中的潜在用途。例如，根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，具有约40至50mm壁厚的这种钢的韧性值在0℃和-40℃之间降低了几乎43％，这意味着用这种钢获得的无缝钢管的韧性行为在零下的温度下不稳定。因此，的确需要提供适合于寒带应用的钢，该钢在零下的使用温度下表现出良好且稳定的机械性能以及优异的韧性行为。此外，本发明的目的之一是提供允许制造无缝钢管的钢，其能够用于产生零下使用温度情况下的海上应用、生产线工艺管和机械应用。尤其是，本发明的目的之一是提供在低至-60℃的使用温度下，在整个壁厚(横向)上具有高屈服和极限抗拉强度、优异的冲击性能的钢，其能够改善无缝钢管的硬度性能。更特别地是，本发明的目的之一是提供具有比p110或q125等级钢产品(分别对应于至少758和862mpa的屈服强度)更高的屈服强度的等级钢产品，其在低温下具有良好且均匀的机械性能以及高的韧性，允许其在寒带地区使用。甚至更具体地，本发明旨在提供在零下的使用温度下具有高抗拉强度和高韧性性能的无缝钢管用钢。因此，本发明涉及具有包含以下组分的化学组成的无缝钢管用钢(以下元素以重量百分比计)：c：0.27至0.30wt％，si：0.20至0.35wt％，mn：0.80至0.90wt％，cr：1.30至1.45wt％，mo：0.65至0.75wt％，ni：0.15至0.25wt％，cu：最大0.25wt％，al：0.015至0.035wt％，ti：0.024至0.038wt％，n：最大0.012wt％，v：最大0.05wt％，b：0.001至0.0025wt％，nb：0.02至0.03wt％，其中所述钢的余量为铁和来自工业生产过程中的不可避免的杂质，并且具有至少862mpa的屈服强度(ys)和极限抗拉强度(uts)，其中屈服强度(ys)与极限抗拉强度(uts)之比低于0.93。本发明的钢表现出低的屈服强度与极限抗拉强度之比以及至少862mpa的屈服强度，这意味着这种钢还具有至少为927mpa，优选至少为1000mpa的极限抗拉强度。因此，这种钢产生了具有高应变能力的无缝钢管。换句话说，这种钢能够改善无缝钢管的应变能力。此外，本发明的钢在零下的使用温度下表现出优异的韧性行为，例如，根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，对于125ksi的钢种，在-40℃下在纵向上的韧性值至少为120焦耳，在-60℃下为约100焦耳，并且在-40℃下在横向上的韧性值至少为100焦耳，在-60℃下为约80焦耳。更特别的是，根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，在横向上韧性值在0℃和-40℃之间是稳定的，这意味着在零下的温度下韧性行为是稳定的。此外，这种钢产生了在其整个厚度上表现出均匀硬度的无缝钢管。实际上，本发明的钢呈现出基本均匀的显微组织，即，其中马氏体相的量相对于整个显微组织至少为95％，优选为99％，这确保了基于这种钢的无缝钢管的机械性能的均匀性。这意味着本发明的钢具有比p110或q125等级钢产品更高的屈服强度，至少为125ksi(862mpa)，优选至少为930mpa(135ksi)，并且在低温下具有高极限抗拉强度和高韧性行为。这也意味着本发明的钢能够改善无缝钢管的硬度和淬透性。因此，本发明的钢尤其适合于零下的寒带应用。结果，本发明的钢能够产生在零下的温度下具有高屈服强度和抗拉强度、高应变能力、高且均匀(即贯穿其整个长度和壁厚)的硬度，并且表现出高且稳定的韧性性能的无缝钢管。尤其是，根据本发明的钢有利地用于获得无缝钢管，该无缝钢管优选具有大于12.5mm，更优选大于20mm，甚至更优选为38mm至78mm范围的壁厚。因此，该钢能够用于获得具有高壁厚的无缝钢管，无论在外壁、内壁还是在中间壁处，其机械性能都是稳定的。这意味着机械性能不取决于壁的厚度，这是在严格条件下施加高应变情况下的优点。本发明的另一个目的涉及生产无缝钢管的方法，该方法至少包含以下连续步骤：(i)提供具有以上限定的化学组成的钢，(ii)通过热成型工艺在1100℃至1300℃范围的温度下对钢进行热成型以获得管，然后(iii)将管加热到高于或等于890℃的奥氏体化温度(at)，并在包含于5和30分钟之间的时间内将所述管保持在奥氏体化温度(at)，接着-将管冷却到至多100℃的温度以获得淬火管，以及-将所述淬火管加热并保持在从580℃至720℃范围的回火温度(tt)，并在回火时间内将其保持在回火温度(tt)，然后将其冷却到至多20℃的温度，以获得调质管，(iv)测量屈服强度与极限抗拉强度之比，并控制所述比低于0.93。根据本发明的方法能够得到具有主要由马氏体组成的基本上均匀的显微组织的无缝钢管，优选马氏体的量相对于整个显微组织至少为95％，优选相对于整个显微组织为99％。铁素体、贝氏体和马氏体的总和为100％。如从本发明的方法能够看到的，屈服强度与极限抗拉强度之比是一个控制参数，它将与本发明的钢的化学组成一起确保在零下的温度下的机械性能的稳定性，特别是在无缝钢管的整个壁厚上的硬度均匀性、高抗拉强度值和高韧性。换句话说，屈服强度与极限抗拉强度之比和化学组成将确保钢所需要的性能。本发明还涉及由上述限定的钢制成的无缝钢管。如前所述，该无缝钢管尤其适合于寒带应用，并且可以用于油气的配件和/或机械部件，优选用于寒带地区的海上应用。无缝钢管呈现的优点是在零下的温度下在其整个长度和壁厚上具有良好且稳定的机械性能(这是基本均匀的显微组织的特点)和高韧性。本发明的另一主题针对包含至少如前所述的无缝钢管的油气配件和/或机械部件。通过阅读下面的描述和实施例，本发明的其他主题和特征、方面和优点将会更加清楚地显现出来。在下文中，除非另有说明，否则数值范围的极限包括在该范围内，尤其是在“在...之间”和“...至...范围”的表述中。而且，在本说明书中使用的“至少一个”的表达等同于“一个或多个”的表达。根据本发明，钢的屈服强度与极限抗拉强度之比低于0.93，这意味着排除了值0.93。在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢的屈服强度与极限抗拉强度之比低于0.9，优选低于0.88。优选根据本发明的钢的屈服强度与极限抗拉强度之比为0.84至0.93的范围，不包括值0.93。更优选根据本发明的钢的屈服强度与极限抗拉强度之比为0.84至0.91，甚至更优选为0.85至0.90。在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢具有至少为900mpa，优选至少为930mpa的屈服强度(ys)。优选钢的屈服强度在862mpa至1200mpa的范围内，更优选在900mpa至1100mpa的范围内，甚至更优选在930mpa至1100mpa的范围内。在一个优选的实施方案中，根据本发明的钢具有至少为950mpa，优选至少为1000mpa，更优选至少为1035mpa的极限抗拉强度(uts)。这意味着这种钢适合于制造适于承受高应变能力的无缝钢管。根据一个优选的实施方案，根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，根据本发明的钢在横向上在-40℃下具有至少为以下的韧性值：屈服强度(ksi)夏氏试验能量(j)125-135(包括)100135(不包括)-15580特别是，根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，根据本发明的钢在横向上在-60℃下具有至少为以下的韧性值：屈服强度(ksi)夏氏试验能量(j)125-135(包括)80135(不包括)-15564这意味着本发明的钢在零下的温度下表现出改善的韧性。这意味着所述钢在零下的温度下显然具有延展性行为。优选根据本发明的钢具有满足以下镍、铬和锰含量之间的关系的化学组成：σ(ni、cr、mn)≥2.2这意味着本发明的钢有利地满足astma255标准的指标di。甚至更优选根据本发明的钢具有满足以下镍、铬、锰和硅含量之间的关系的化学组成：σ(ni、cr、mn、si)≥2.4根据一个优选的实施方案，根据本发明的钢具有的显微组织包含基于整个显微组织至少95％的马氏体，优选基于整个显微组织99％的马氏体。铁素体、贝氏体和马氏体的总和为100％。同样，在本发明的框架内，下面将进一步详细描述化学组成元素、优选的显微组织特征和生产工艺参数的影响。应当注意，化学组成范围以重量百分比表示，并且包括上限和下限。钢的化学组成的元素碳：0.27％至0.30％碳是强奥氏体形成剂，其显著提高了根据本发明的钢的屈服强度和硬度。低于0.27％时，屈服强度和抗拉强度显著降低，并且存在使屈服强度低于预期的风险。高于0.30％时，对诸如可焊性、延展性和韧性等性能造成负面影响。硅：0.20％至0.35％硅是使钢液脱氧的元素。至少0.20％的含量能够产生这样的效果。在本发明中，硅还以高于0.20％的水平提高强度和伸长率。高于0.35％时，根据本发明的钢的韧性受到负面影响，其降低。为了避免这种有害影响，si含量在0.20和0.35％之间。优选地，基于钢的化学组成的总重量，硅含量为0.22至0.30wt％的范围。锰：0.80％至0.90％锰是改善钢的可锻性和硬度的元素，并且有助于淬火钢的适应性(aptitude)。此外，该元素还是强奥氏体形成剂，其提高了钢的强度。因此，其含量的最小值应为0.80％。高于0.90％时，可焊性和韧性可能受到负面影响。此外，高于0.90％时，奥氏体相预期增加，因减少了马氏体相的量，这可导致显微组织不均匀而妨碍机械性能的稳定性。优选地，基于钢的化学组成的总重量，锰含量为0.80至0.85wt％的范围，优选为0.80至0.83wt％的范围。铝：0.015％至0.035％铝是一种强大的钢脱氧剂，其存在还增强了钢的脱硫。为了具有该效果，以至少0.015％的量添加铝。然而，超过0.035％时，上述效果饱和。另外，倾向于形成粗且对延展性有害的al氮化物。由于这些原因，al含量应在0.015和0.035％之间。优选地，基于钢的化学组成的总重量，铝含量为0.017至0.030wt％的范围，优选为0.020至0.028wt％的范围。铜：最大0.25％铜是用于固溶硬化的元素，但是已知该元素通常对韧性和可焊性有害。铜的存在会具有妨碍钢的韧性的倾向。由于该原因，cu的量应限制在最大0.25。优选地，基于钢的化学组成的总重量，铜含量为0.1至0.25wt％的范围，优选为0.1至0.2wt％的范围。铬：从1.30％至1.45％在根据本发明的钢中铬的存在产生铬沉淀物，其特别是提高了屈服强度。由于该原因，为了显著提高屈服强度，需要最小cr含量为1.30％。高于1.45％时，沉淀密度对根据本发明的钢的韧性产生负面影响。优选地，基于钢的化学组成的总重量，铬含量为1.30至1.40wt％的范围，优选为1.35至1.40wt％的范围。镍：0.15％至0.25％在本发明的钢中镍，对于固溶硬化是非常重要的元素。ni提高了屈服强度和抗拉强度。与铜的存在相结合，其改善了韧性性能。由于该原因，其最小含量为0.15％。高于0.25％时，根据本发明的钢的表面品质受到由热轧工艺引起的负面影响。优选地，基于钢的化学组成的总重量，镍含量为0.15至0.20wt％的范围。钼：0.65％至0.75％钼提高了屈服强度和抗拉强度两者，并支持整个管的长度和厚度上基材的机械性能、显微组织和韧性的均匀性。低于0.65％时，上述效果不够有效。高于0.75％时，钢的韧性行为会受到负面影响。优选地，基于钢的化学组成的总重量，钼含量为0.65至0.70wt％的范围。铌：0.020％至0.030％铌的存在会导致碳化物和/或氮化物析出，从而由于晶界钉扎效应导致微细的晶粒尺寸显微组织并带来改善的抗拉强度。为了所有这些效果，在本发明的钢中需要最少0.020％的nb。高于0.030％时，需要严格控制氮含量，以避免nbc的脆性行为。另外，高于0.030％时，根据本发明的钢的韧性行为预期降低。优选地，基于钢的化学组成的总重量，铌含量为0.020至0.025wt％的范围。硼：0.001％至0.0025％硼的存在增强了无缝钢管的淬透性。低于0.0025％时，其支持整个管的长度和厚度上基材的机械性能、显微组织和韧性的均匀性。低于0.001％时，正面的效果消失。优选地，基于钢的化学组成的总重量，硼含量包含在0.001和0.0025wt％之间，更优选在0.001和0.0018wt％之间。钒：≤0.05％高于0.05％时，钒沉淀物在低温和/或转变温度向更高温度转变下增加了使韧性值分散的风险。因此，高于0.05％的钒含量会对韧性性能产生负面影响。优选钒含量严格低于0.02wt％。钛：0.024％至0.038％ti的存在导致碳化物和/或氮化物沉淀。tin优先于bn产生。因此，b主要为原子形式，从而提高了淬透性性能。高于0.038％时，tin和tic降低韧性行为。低于0.024％时，上述影响不够有效。优选地，基于钢的化学组成的总重量，钛含量为从0.028至0.038wt％。氮≤0.012％高于0.012％时，预期出现大尺寸氮化物沉淀，由于在较高范围内改变转变温度，因此这些沉淀会对韧性行为产生负面影响。优选地，基于钢的化学组成的总重量，氮含量为0.001至0.010wt％的范围。剩余元素余量由铁和来自钢生产和铸造过程中的不可避免的杂质构成。主要杂质元素的含量限制如下(限定磷、硫和氢)：p≤0.015％，优选p≤0.012％，更优选p≤0.010％，s≤0.003％，优选s≤0.002％h≤0.003％其他元素诸如ca和rem(稀土矿物)也能够作为不可避免的杂质存在。不可避免的杂质元素含量的总和低于0.1％。化学组成根据一个优选的实施方案，该化学组成包括：c：0.27至0.30wt％，si：0.20至0.35wt％，mn：0.80至0.90wt％，cr：1.30至1.45wt％，mo：0.65至0.75wt％，ni：0.15至0.25wt％，cu：0.10至0.25wt％al：0.015至0.035wt％，ti：0.024至0.038wt％，n：0.001至0.012wt％，v：0.001至0.050wt％b：0.001至0.0025wt％，nb：0.02至0.03wt％，其中所述钢的余量是铁和来自工业生产过程的不可避免的杂质。根据该实施方案，基于化学组成的总重量，不可避免的杂质选自：p≤0.015wt％，优选p≤0.012wt％，更优选p≤0.010wt％，s≤0.003wt％，优选s≤0.002wt％。在一个更优选的实施方案中，化学组成包括：c：0.27至0.30wt％，si：0.22至0.30wt％，mn：0.80至0.85wt％，cr：1.30至1.40wt％，mo：0.65至0.70wt％，ni：0.15至0.20wt％，cu：0.10至0.20wt％，al：0.017至0.030wt％，ti：0.028至0.038wt％，n：0.001至0.010wt％，v：0.001至0.020wt％b：0.0010至0.0018wt％，nb：0.020至0.025wt％，其中所述钢的余量是铁和来自工业生产过程的不可避免的杂质。根据该实施方案，不可避免的杂质选自上述元素。生产方法如前所述，本发明的方法至少包含以下连续步骤：(i)提供具有以上公开的化学组成的钢，(ii)其中通过热成型工艺，在1100℃至1300℃范围的温度下将钢热成型以获得管的步骤，然后(iii)其中将管加热到高于或等于890℃的奥氏体化温度(at)并在包含于5和30分钟之间的时间内保持在奥氏体化温度(at)的步骤，接着(iv)其中：-将管冷却到至多100℃的温度以获得淬火管，以及-然后将所述淬火管加热并保持在580℃至720℃范围的回火温度(tt)，并在回火时间内保持在回火温度(tt)，然后冷却到至多20℃的温度，以获得调质管的步骤，(v)其中屈服强度与极限抗拉强度之比的测量值低于0.93的步骤。根据该方法，生产出了无缝钢管。本发明的方法具有产生能够实现屈服强度与极限抗拉强度之比低于0.93的显微组织的优点。实际上，如果钢的屈服强度与极限抗拉强度之比超过0.93，则低温下机械性能和韧性的稳定性将受到妨碍。优选根据本发明的方法包含下面列出的以下连续步骤。具有前面公开的化学组成的钢是根据本领域中已知的铸造方法获得的。然后将钢在1100℃和1300℃之间的温度加热，以便在所有点达到的温度都有利于钢在热成型过程中将经历的高变形速率。该温度范围需要在奥氏体范围内。优选最高温度低于1300℃。然后在至少一个步骤中，采用全球通用的热成形工艺，例如锻造、皮尔格法、连续芯棒(contimandrel)、优质精加工工艺将铸锭或坯料热成型为具有所需尺寸的管。最小变形率应至少为2.8。然后将管奥氏体化，即加热到显微组织为奥氏体的温度(at)。奥氏体化温度(at)高于ac3，优选高于890℃，更优选为910℃。然后，将由根据本发明的钢制成的管在奥氏体化温度(at)下保持至少5分钟的奥氏体化时间(at)，目的是在管的所有点达到的温度至少等于奥氏体化温度，以确保整个管的温度均匀。奥氏体化时间(at)不应超过30分钟，因为高于此持续时间，奥氏体晶粒会成长得不希望的大，并导致较粗的最终组织。这将对韧性有害。优选奥氏体化时间(at)为5至15分钟的范围。然后，将由根据本发明的钢制成的管冷却到至多100℃的温度，优选利用水淬。换句话说，将管冷却到不超过100℃的温度，优选冷却到20℃的温度。然后，优选对由根据本发明的钢制成的淬火管进行回火，即，加热并保持在包含于580℃和720℃之间，特别是600℃和680℃之间的回火温度(tt)。这种回火在回火时间(tt)内进行，该回火时间可以包含在10和60分钟之间，特别是在15分钟内。最后，使用空气冷却将根据本发明的管冷却到至多20℃的温度，优选为20℃，以获得调质管。以这种方式，获得了由钢制成的调质管，其在面积上含有相对于整个显微组织至少95％的马氏体，优选99％。铁素体、贝氏体和马氏体的总和为100％。尤其是，本发明的方法优选至少包含以下连续步骤：(i)提供具有前面公开的化学组成的钢，(ii)其中通过热成型工艺将钢在1100℃至1300℃范围的温度下热成型以获得管的步骤，然后(iii)其中将管加热到高于或等于890℃的奥氏体化温度(at)并且在包含于5和30分钟之间的时间内保持在奥氏体化温度(at)的步骤，接着(iv)其中：-将管冷却到100℃或更低的温度以获得淬火管，然后-将所述淬火管加热并保持在580℃至720℃范围的回火温度(tt)，并在回火时间内保持在回火温度(tt)，然后冷却到至多20°的温度，以获得调质管的步骤，(v)其中屈服强度与极限抗拉强度之比的测量值低于0.93的步骤。根据本发明的方法的步骤(v)，进行屈服强度与极限抗拉强度之比的测量，以证实结果低于0.93。显微组织特征马氏体根据本发明的钢中的马氏体含量取决于淬火操作中的冷却速度以及化学组成。马氏体含量至少为95％，优选为99％。余量至100％是铁素体和贝氏体。铁素体在一个优选的实施方案中，在最终冷却之后，根据本发明的调质钢管呈现出具有小于1％体积分数的铁素体的显微组织。根据本发明，理想地，在钢中不存在铁素体，因为其会对屈服强度(ys)和极限抗拉强度(uts)产生负面影响。此外，铁素体的存在还可能妨碍整个壁厚的机械性能，特别是硬度的均匀性。贝氏体根据本发明的钢中的贝氏体含量取决于淬火操作中的冷却速度以及化学组成。其含量限制为最大1％。余量至100％是铁素体和马氏体。机械部件如前所述，本发明涉及一种包含前面所限定的钢的无缝钢管。优选无缝钢管由所述钢制成。在一个优选的实施方案中，本发明针对一种无缝钢管，其包含前面所限定的钢，优选由所述钢制成。根据一个优选的实施方案，无缝钢管的壁厚大于12.5mm，优选大于20mm，更优选为38mm(小于1.5英寸)至78mm(大于3英寸)的范围。优选无缝钢管的外径为80mm至660mm的范围。如前所述，本发明还涉及一种包含前面所限定的钢的油气配件和/或机械部件。钢的用途本发明还针对使用前面所公开的钢来生产无缝钢管。尤其是，本发明涉及所述钢为了改善无缝钢管的淬透性的用途。根据本发明，产品的淬透性定义为产品在淬火时硬化的能力，并且与横截面上的硬度的深度和分布有关。根据本发明，利用末端淬火测试来测量淬透性。本发明还针对前面所公开的钢在制造油气配件和/或机械部件中的用途。特别是，本发明针对前面所公开的钢在制造油气配件中的用途。作为本发明的举例说明，给出以下实施例。实施例i.(根据本发明的)钢-a上游工艺，即从熔化到热成型，是用众所周知的无缝钢管的制造方法完成的。例如，希望通过常用的熔化方法来熔化以下成分组成的钢液。涉及的常见方法是连续铸造或铸锭铸造工艺。表1例示出了根据本发明的钢的化学组成(所示的量以重量百分比计算，所述组成的余量由铁构成)。表1钢-a的化学组成接下来，将这些材料在1100℃和1300℃之间的温度下加热，然后通过利用锻造、自动轧管法或皮尔格轧管法的热加工，即众所周知的制造方法制成成为所需尺寸的上述成分组成的管。然后，表1中所述的组成经历了一种生产过程，该过程可汇总在以下表2中，具有下面所公开的步骤特征：-将管加热到910℃的奥氏体化温度(at)，并在此温度下保持10分钟(at：奥氏体化时间)，然后-用水将管冷却到100℃或更低的温度以获得淬火管，然后将所述淬火管加热并在回火温度(tt)下保持15分钟，然后冷却到20℃或更低的温度，以获得调质管，-在回火步骤之后控制屈服强度(ys)与极限抗拉强度(uts)之比。已经进行了上述方法以获得两个无缝钢管(a-1.1和a-1.2)，每个无缝钢管的壁厚为38.1mm(对应于1.5英寸)，两个无缝钢管(a-2.1和a-2.2)每个的壁厚为76.2mm(对应于3英寸)。上面方法的参数汇总于以下表2中：表2热轧后实例的工艺条件表2中公开的工艺参数与本发明一致。这导致了调质钢管在从回火温度最终冷却之后呈现出包含至少99％马氏体(基于显微组织)的显微组织。此外，所获得的调质钢管的外径为304.8mm。1.机械性能1.1.淬火无缝钢管的硬度对由表1中所公开的组成(钢组成a)获得的调质无缝钢管(试样a-1.1；壁厚对应于38.1mm)的四个象限(q1、q2、q3和q4)测量基于洛氏标度(hrc)的硬度。每个象限代表90°的角度方向。对于每个象限，对无缝钢管的外壁、内壁和中间壁测量了三次硬度。结果汇总于表3中：表3硬度(洛氏标度hrc)图1例示出了在表3中汇总的、作为位置函数的每个象限的硬度值，其中已经确定了管壁，即外壁、内壁和中间壁的硬度测量值。这些结果显示，整个无缝钢管的硬度是均匀的。1.2.屈服强度(ys)和抗拉强度(uts)的确定1.2.1.壁厚：38.1mm(1.5英寸)从无缝钢管a-1.1(壁厚：38.1mm)和无缝钢管a-1.2(壁厚：38.1mm)取了一组两个试样，一个位于无缝钢管的每一端。对于每个试样，对两个象限(纵向上的0°和180°)评价了屈服强度(ys，以mpa为单位)、极限抗拉强度(uts，以mpa为单位)、断裂伸长率(a％)和缩减面积(min％)。机械性能的结果汇总于表4中：表4机械性能(ys、uts、a(％)和缩减面积)整个试样表现出屈服强度与极限抗拉强度之比低于0.93。从这些结果能够看到，每个试样都具有高屈服强度和抗拉强度、高断裂伸长率以及断裂前至少60％的缩减面积。因此，这意味着由本发明的钢制成的试样能够承受高应变变形。1.2.2.壁厚：76.2mm(3英寸)从无缝钢管a-2.1(壁厚：76.2mm)和无缝钢管a-2.2(壁厚：76.2mm)取了一组两个试样，一个位于无缝钢管的每一端。对于每个试样，已对两个象限(纵向上的0°和180°)评价了屈服强度(ys，以mpa为单位)、极限抗拉强度(uts，以mpa为单位)、断裂伸长率(a％)和缩减面积(min％)。机械性能的结果汇总于表5中：表5机械性能(ys、uts、a(％)和缩减面积)整个试样表现出屈服强度与极限抗拉强度之比低于0.93。从这些结果能够看到，每个试样都具有高屈服强度和抗拉强度、高断裂伸长率和断裂前约60％的缩减面积。因此，这意味着由本发明的钢制成的试样能够承受高应变变形。2.冲击能量结果(壁厚：38.1mm)对于每个前述壁厚为38.1mm的试样评价了其在低温下的韧性。2.2.横向对于每个试样，根据在-20℃下对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，在横向上确定了以焦耳(kcv)为单位的冲击能量值。对于每个试样，这些参数确定了三次。确定冲击能量值的平均值(ave)。结果汇总于表6中：表6低温下的韧性(横向)2.3.夏氏转变值随温度的变化从无缝钢管a-1.1(壁厚：38.1mm)取了一个试样，以对夏氏试验的尺寸和形状进行标准化。还在横向上评价了该试样在从0℃至-60℃的范围内随温度而变化的以焦耳(kcv)为单位的冲击能量值。在每个温度下该参数确定了三次。结果汇总于表7中：表7夏氏转变值图2基于表7中公开的值例示出了横向上夏氏转变曲线(焦耳)随温度的变化，并且代表了具有38.1mm(1.5英寸)壁厚的根据本发明的无缝钢管。表7中公开的结果清楚地显示，该钢在零下的温度下具有延展性行为。特别是，试样在-60℃下表现出大于90焦耳的高冲击能量值以及稳定的行为。3.冲击能量结果(壁厚：76.2mm)对于前面公开的试样a-2.1.a、a-2.1.b和a-2.2.a评价了低温下的韧性。为了该评价的目的，还从无缝钢管a-2(试样a-2.2.c)取了另外的试样。测量是在横向上进行的。对于每个前述试样，根据在-20℃下进行的对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，在横向上确定了以焦耳(kcv)为单位的冲击能量值。对于每个试样，该参数确定了三次。确定冲击能量值的平均值(ave)。结果汇总于表8中：表8低温下的韧性(横向)从这些结果能够看到，获得了在-20℃下的高冲击能量值(高于100焦耳)，这意味着每个试样在零下的温度下都具有韧性行为。3.3.夏氏转变值随温度的变化还在横向上评价了试样a-2.2.c在从0℃至-60℃的范围内随温度而变化的以焦耳(kcv)为单位的冲击能量值。在每个温度下该参数确定了三次。结果汇总于表9中：表9夏氏转变值图3基于表9中公开的值例示出了横向上的夏氏转变曲线(焦耳)随温度的变化，并且代表了具有76.2mm(3英寸)壁厚的根据本发明的无缝钢管。从这些结果能够看到，在-60℃下获得了高冲击能量值(平均至少约80焦耳)，这意味着每个试样在零下的温度下都具有韧性行为。此外，本发明的钢在零下的使用温度下表现出优异的韧性行为，例如根据对于150ksi等级钢的全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，在-40℃下纵向的韧性值至少为130焦耳，在-60℃下纵向的韧性值至少为约100焦耳，在-40℃下横向的韧性值至少为100焦耳，在-60℃下横向的韧性值为约80焦耳。结果，无论壁厚对应于38.1mm还是76.2mm，根据本发明的试样在零下的温度下都具有韧性和延展性行为。5.冲击能量结果(壁厚：50.8mm)进行了前述方法以从表1中公开的化学组成(根据本发明的钢-a)获得壁厚为50.8mm(对应于2英寸)的无缝钢管(a-3)。以上方法的参数汇总于以下表10中：表10方法的工艺参数钢管n°at(℃)at(min)tt(℃)tt(min)壁厚(mm)aa-391010’6501550.8对于该试样，评价了以焦耳(kcv)为单位的冲击能量值在0℃至-60℃的范围内随温度的变化。图4例示了该试样在横向上的夏氏转变曲线(焦耳)。从这些结果能够看到，在-60℃下获得了高冲击能量值(至少约90焦耳)，这例示了在零下的温度下测试试样的韧性行为。ii.钢b(比较钢)表11例示出了比较钢的化学组成(所示的量以重量百分比计算，所述组成的余量由铁构成)。表11钢-b的化学组成针对钢-b实施的上游工艺和生产工艺与针对钢-a所述的相同。实行了所实施的方法以获得壁厚为76.2mm(对应于3英寸)的无缝钢管(b-1)。以上方法的参数汇总于以下表12中：表12热轧后实例的工艺条件钢管n°at(℃)at(min)tt(℃)tt(min)壁厚(mm)bb-191010’6501576.21.机械性能1.1.屈服强度和极限抗拉强度从无缝钢管b-1取了一组三个试样。对于每个试样，在纵向上评价了屈服强度(ys，以mpa为单位)、极限抗拉强度(uts，以mpa为单位)和断裂伸长率(a％)。尤其是，在试样b-1.2和b-1.3的外壁以及试样b-1.5的内壁上对这些性能进行了评价。有关机械性能的结果汇于表13中：表13机械性能(ys、ut和a(％))试样ys(mpa)uts(mpa)a(％)b-1.2970104618.7b-1.3987106217.8b-1.5972104916.32.冲击能量结果根据对于全尺寸样品(10×10mm)的夏氏冲击试验astme23-a型，从无缝钢管b-1取了一组三个试样。通过确定在0℃下横向的冲击能量值来评价每个试样的韧性。对于每个试样，冲击能量值确定了三次。结果如下：表140℃下的冲击能量值对于试样b-1.8，对试样的外壁、内壁和中间壁确定了测量值。表150℃下的冲击能量值b-1.8kcv1(j)kcv2(j)kcv3(j)外壁131130138中间壁121126112内壁1371461523.夏氏转变值随温度的变化对于b-1.6试样，在横向上评价了在20℃至-40℃范围内以焦耳(kcv)为单位的冲击能量值随温度的变化。在每个温度下该参数确定了三次。结果汇总于表16中：表16夏氏转变值图5例示出了该试样在横向上的夏氏转变曲线(焦耳)。根据这些结果能够看到，冲击能量值在20℃下高于110焦耳，但在零下的温度下(特别是在-40℃下)显著下降。实际上，在-40℃下的冲击能量为约75焦耳。因此，在非常低的温度下，测试试样的韧性显著降低。iv.根据本发明的钢d表17例示出了根据本发明的钢的化学组成(所示的量以重量百分比计算，所述组成的余量由铁构成)。表17钢-d的化学组成针对钢-d实施的上游工艺和生产工艺与针对钢-a所述的相同。尤其是，实行了所实施的方法以获得壁厚为38.1mm(对应于1.5英寸)的无缝钢管(d-1)。以上方法的参数汇总于以下表18中：表18热轧后实例的工艺条件钢管n°at(℃)at(min)tt(℃)tt(min)壁厚(mm)dd-191010’6501538.1该方法产生了调质钢管，该钢管在从回火温度最终冷却之后，呈现出包含99％马氏体的显微组织，余量为铁素体和贝氏体。此外，所获得的调质钢管的外径为374.65mm。1.屈服强度(ys)和抗拉强度(uts)的确定从无缝钢管d-1取了一个试样。在纵向上评价了屈服强度(ys，以mpa为单位)、极限抗拉强度(uts，以mpa为单位)和断裂伸长率(a，以％为单位)。关于机械性能的结果汇总于表19中：表19机械性能(ys、ut和a(％))试样ys(mpa)uts(mpa)ys/uts之比a(％)d-1.199611340.8817.62.根据末端淬透性试验的淬透性对由表17中公开的组成获得的试样的(基于洛氏标度的)淬透性根据末端淬透性试验进行了研究。2.1.程序根据末端淬透性试验(astma255)的要求对试样的形状和尺寸进行了标准化。在910℃的奥氏体化温度(at)下奥氏体化，并在该温度下保持10分钟(at:奥氏体化时间)后进行末端淬透性试验。这些试验通过如下进行：利用水淬对试样的一端进行淬火，从淬火端以1.5mm(约十六分之一英寸)的增量测量试样的硬度，然后绘制硬度测量值与距淬火端的距离的关系曲线。随着距淬火端的距离增加，硬度迅速下降，这表明淬透性(硬度)低。因此，末端淬透性试验曲线越靠近水平线，淬透性(硬度)越大。通常，距硬度变得小于洛氏50hrc的水淬端的距离在本文中称为末端淬透深度(jomonydepth)。2.2.结果图6例示出了(基于洛氏标度的硬度)末端淬透性试验曲线，其中绘制了硬度测量值与距水淬端的距离的关系曲线。该图的结果显示，直至距试样淬火端40mm的距离，末端淬透性试验曲线保持平坦，大约为50hrc。这些结果表明，硬度在整个测试试样的长度上保持稳定，显示出高淬透性。据估计，对于用水淬火的40mm壁厚的管，这种淬火性能够获得完全为马氏体的组织(99.9％)。换句话说，对于用本发明的钢制成的试样，通过其末端淬透性试验曲线进一步证实了纯马氏体组织的产生。3.与比较钢的淬透性对比3.1.钢组成表20例示出了比较钢的化学组成(所示的量以重量百分比计算，所述组成的余量由铁构成)。表20钢f的化学组成3.2.程序根据末端淬透性试验的要求对由钢组成f得到的试样进行了标准化。在910℃的奥氏体化温度(at)下奥氏体化，并在该温度下保持10分钟(at：奥氏体化时间)后进行末端淬透性试验。3.3.结果图7例示出了来自钢组成f的试样的(基于洛氏标度的硬度)末端淬透性试验曲线，其中绘制了硬度测量值与距水淬端的距离的关系曲线。该图的结果显示，该试样的末端淬透性试验曲线不平坦，并且随着距淬火端的距离增加而显著下降。尤其是，从钢组成f获得的试样的曲线在显著下倾之前具有约15mm的转折点。这些结果清楚地显示，硬度在整个测试试样的长度上不是稳定的。这些结果也证实了所进行的淬火不能产生完全为马氏体的组织。实际上，在距淬火端40mm距离处，该试样的组织由小于90％的马氏体组成。尤其是，这意味着对于用水淬火的40mm壁厚的管(无论是用外部淬火还是外部与内部淬火测量)，这种淬火性将不能获得完全为马氏体的组织(99.9％)，而是获得了具有小于90％马氏体的组织。当前第1页12