一种具有优异变形能力的UOE焊管及其制造方法

摘要

本发明公开了一种UOE焊管，其除了Fe以外还含有质量百分含量如下的下述化学元素：C：0.03～0.08％、Si：0.1～0.4％、Mn：1.2～1.7％、Ni：0.31～0.60％、Cr：0.11～0.35％、Nb：0.02～0.08％、Ti：0.005～0.035％、Ca：0.001～0.004％、Al：0.010～0.045％。此外，本发明还公开了上述的UOE焊管的制造方法，其包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热；(3)轧制；(4)空冷+DQ冷却；(5)制管：钢板依次经过C成型、U成型、O成型得到开缝钢管，然后对焊缝进行焊接和扩径；其中控制O成型压缩率为0.18～0.22％，控制扩径率为0.8％～1.2％，控制焊接热输入满足：1.7t≤H≤2.2t，式中H代入焊接线能量在单位为KJ/cm下的数值，t代入钢管壁厚在单位为mm下的数值。本发明所述UOE焊管具有高强度、高韧性以及良好的变形能力。

说明书

技术领域

本发明涉及一种材料及其制造方法，尤其涉及一种焊管及其制造方法。

背景技术

海洋油气资源十分丰富，在开采海洋油气资源的过程中，海底管道是承担海洋油气输送的重要方式，与陆上管道不同，海底恶劣施工及服役环境对管线管提出了更严格的要求。

海底管道施工通常采用J型或S型方式进行铺设，在承受较大自重的前提下还需要承担大的塑性变形。海底管道在服役过程中需要承受大的海水外挤压，需要更大厚径比(t/D)且椭圆度等要求更高的钢管以提高压溃性能，同时跨越沟壑、克服流体运动等苛刻环境。因此对海底管道而言除了要求具有高强度、高韧性外，还需采用厚壁管道提升结构稳定性，同时要求具有高的塑性变形能力，以确保海底管道服役安全。

在国际上，欧洲钢管、俄罗斯VSW、日本JFE等企业均已有多年的海底管线管产品开发历史，其开发研究除了在成分设计、轧制工艺控制以及显微组织控制等方面进行优化设计外，关键是通过装备能力来提升钢的强度和韧性。例如，迪林根拥有500mm以上的特厚连铸坯，其为厚规格管线钢板的制造奠定了高内质、大压下比的基础，能有效提升钢的强度和韧性，并向欧洲钢管等企业提供原材料钢板，制造的焊管厚至41mm。又例如：日本JFE公司采用在线热处理装置，应用HOP工艺改善钢板厚度方向上的组织均匀性，有利于改善厚规格管线钢的韧性并获得均匀的力学性能，同时还可以改善钢管的椭圆度。

然而，海底管道具有壁厚大、口径小的特性，在制管成型、铺设过程中需要经历大的塑性变形，显著降低其应变能力。由于海底管道具有大壁厚的特性，需要采用大的焊接热输入焊接工艺，以满足焊接熔深要求。因此，如何保证较高的变形能力及焊接韧性是海底管道用钢开发的两大挑战。

双相组织控制是提升钢的变形能力的主要途径，通过软硬相的结合可以得到拱顶型应力应变曲线，具有较好的加工硬化率，从而有效提升钢的均匀变形能力。其中具有代表性的工艺方向有：中国企业采用的迟豫+控冷工艺得到的铁素体+下贝氏体双相组织以及日本JFE采用的在线热处理HOP工艺得到的MA组元+贝氏体双相组织。这两种组织类型均能够得到高的均匀延伸率，但由于双相界面的存在，会显著降低钢的低温冲击韧性，降低钢的焊接热影响区韧性。

目前，国内外海底管道用钢主要侧重于高强度、高韧性研究，而关于海底管道用钢高变形性能的研究较少。

公开号为CN102953018A，公开日为2013年3月6日，名称为“高强度管线用钢、钢管及其制造方法”的中国专利文献公开了一种X70级应变设计管线钢及钢管的制造方法，通过采用低C铌Mo合金化成分设计，并添加适量B，结合控制轧制和两阶段冷却工艺，得到50～75％铁素体+贝氏体双相的显微组织，经采UOE工艺以及0.1～0.5％压缩率、0.05～0.15％扩径率进行钢管试制。该方法制造的钢管具有高的均匀延伸率、低的屈强比，可满足陆地应变设计管道需求。

公开号为CN103556054A，公开日为2014年2月5日，名称为“一种高强度中口径厚壁海底管线管及其制造方法”的中国专利文献公开了一种高强度中口径、高强度、高韧性、高均匀延伸率的海底管线管及其制造方法，其采用低碳Nb、Ti微合金化的成分设计结合TMCP工艺制成管线钢板，随后经JCO成型、多丝埋弧焊工艺，制造的焊管具有高强度高韧性的力学特征。该专利主要侧重制管工艺技术，仅提及了原材料钢板的成分设计，主要采用较高Mn、Cr合金化的成分设计方法，此外未涉及相关工艺设计。

公开号为CN102046825A，公开日为2011年5月4日，名称为“抗震性能及焊接热影响部低温韧性优异的高强度UOE钢管”的中国专利文献公开了一种具有良好变形能力的抗震用纵向屈服强度480MPa级的UOE焊管制造方法，其利用低C、低Nb微合金化成分设计思想，可以得到80％以上的贝氏体组织设计的低屈强比管线钢，并制成30～56英寸口径、20～28mm壁厚的UOE焊管，该UOE焊管具有0.85及以下的低屈强比、≥40J的-40℃的低温韧性，可以有效应用于地震带或冻土区域的管道铺设。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种具有优异变形能力的UOE焊管，该UOE焊管采用低C微合金化成分设计，可以获得优异的变形能力和综合性能。该UOE焊管不仅具有高强度和高韧性的特性，还具有优异的变形能力，其可以适用于海底天然气输送管道建设，也可用于其它高抗变形能力的结构件建造，具有良好的推广前景和使用价值。

为了实现上述目的，本发明提出了一种具有优异变形能力的UOE焊管，其除了Fe以外还含有质量百分含量如下的下述化学元素：

C：0.03～0.08％、Si：0.1～0.4％、Mn：1.2～1.7％、Ni：0.31～0.60％、Cr：0.11～0.35％、Nb：0.02～0.08％、Ti：0.005～0.035％、Ca：0.001～0.004％、Al：0.010～0.045％。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其化学元素质量百分配比为：C：0.03～0.08％、Si：0.1～0.4％、Mn：1.2～1.7％、Ni：0.31～0.60％、Cr：0.11～0.35％、Nb：0.02～0.08％、Ti：0.005～0.035％、Ca：0.001～0.004％，Al：0.010～0.045％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；其中还满足0.8％≤Ni+3Cr≤1.3％，式中Ni和Cr分别表示其各自对应化学元素的质量百分比。

在本发明所述的UOE焊管中，本发明的技术方案是以晶粒细化、析出强化、相变控制等材料理论为基础，采用了较低的C含量、高Mn、Ni/Cr合金化以及Nb、Ti微合金化的化学元素成分设计。在本发明所述的UOE焊管中，各化学元素的设计原理具体如下所述：

C：在本发明所述的UOE焊管中，C最基本的强化元素。C溶解在钢中可以形成间隙固溶体，起固溶强化的作用。此外，C元素还可以与强碳化物形成元素形成碳化物析出，起到沉淀强化的作用，可提到硬相的硬度。但是，需要注意的是，钢中C元素含量过高，会对钢的延性、韧性和焊接性能不利；而若钢中C元素含量太低，则又会降低钢的强度。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将C的质量百分比控制在0.03～0.08％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，C元素的质量百分比可以控制在0.035～0.065％之间。

Si：在本发明所述的UOE焊管中，Si元素既是固溶强化元素，同时也是钢中的脱氧元素。但是需要注意的是，钢中Si元素含量过高不仅会恶化钢材的焊接性能，还会不利于轧制过程中热轧去除氧化铁皮。基于此，综合考虑到Si对钢的有益效果以及不利影响，在本发明所述的UOE焊管中将Si的质量百分比控制在0.1～0.4％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Si元素的质量百分比可以控制在0.15～0.25％之间。

Mn：在本发明所述的UOE焊管中，Mn元素可以通过固溶强化提高钢的强度，Mn是钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。此外，Mn还是扩大γ相区的元素，其可以降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可以有效提高钢的韧性。但是，需要注意的是，Mn是易偏析元素，当钢中Mn元素含量较高时，在浇铸过程中Mn易在板厚中心偏析，轧制完成后生成硬相的马氏体组织，降低材料的低温韧性和抗动态撕裂性能。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Mn的质量百分比控制在1.2～1.7％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Mn元素的质量百分比可以控制在1.4～1.6％之间。

Ni：在本发明所述的UOE焊管中，Ni同样可以通过固溶强化作用提高钢的强度，相应地，Ni通过降低层错能有利于改善钢的韧性。Ni是扩大奥氏体区的元素，其可以降低临界转变温度，降低钢中各元素的扩散速率，提高钢的淬透性。但需要注意的是，钢中Ni元素含量过低，则不能有效发挥Ni元素的有益作用；而若钢中Ni元素含量过高，则会损害钢的焊接性能。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Ni的质量百分比控制在0.31～0.60％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Ni元素的质量百分比可以控制在0.35～0.45％之间。

Cr：在本发明所述的UOE焊管中，Cr是提高钢的淬硬性和淬透性的重要元素。Cr元素可以有效提高钢的强度，并可以起到相变控制和改善厚度方向上的组织性能均匀性。但是，需要注意的是，若高含量的铬和锰同时加入钢中，则会导致低熔点Cr-Mn复合氧化物形成，在热加工过程中形成表面裂纹，同时会严重恶化材料的焊接性能。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Cr的质量百分比控制在0.11～0.35％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Cr元素的质量百分比可以控制在0.15～0.25％之间。

此外，需要说明的是，在控制钢中单一元素含量的同时，为保证第二相组织的硬度，在本发明所述的UOE焊管中同时还控制Ni元素和Cr元素的质量百分比满足0.8％≤Ni+3Cr≤1.3％，式中Ni和Cr分别表示其各自对应化学元素的质量百分比。

Nb：在本发明所述的UOE焊管中，Nb是低碳微合金钢中的重要元素之一，在热轧过程中，固溶的Nb元素可以应变诱导析出形成Nb(C,N)粒子，钉扎晶界抑制形变奥氏体的长大，经控制轧制和控制冷却可以使形变奥氏体相变为具有高位错密度的细小的产物；在相变后，可以以第二相粒子NbC在基体内弥散析出，从而起到析出强化作用。但是，需要说明的是，若钢中Nb元素含量太低，则弥散析出效果不明显，起不到细化晶粒和强化基体作用；而若钢中Nb元素含量过高，则会抑制再结晶过程，同样无法起到晶粒细化作用。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Nb的质量百分比控制在0.02～0.08％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Nb元素的质量百分比可以控制在0.04～0.06％之间。

Ti：在本发明所述的UOE焊管中，Ti是一种强烈的碳氮化物形成元素，可以抑制氮和其它微合金元素结合，发挥碳化物的析出强化作用。此外，需要说明的是，Ti元素的未溶的碳氮化物在钢加热时可以阻止奥氏体晶粒的长大。在焊接过程中，钢中的TiN粒子能显著阻止热影响区晶粒长大，从而改善钢板的焊接性能，改善焊接热影响区的冲击韧性。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Ti的质量百分比控制在0.005～0.035％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Ti元素的质量百分比可以控制在0.008～0.02％之间。

Ca：在本发明所述的UOE焊管中，Ca元素主要用于通过Ca处理控制硫化物的形态，改善钢板的各向异性，提高钢板的低温韧性。但需要注意的是，若钢中Ca元素含量太低，则会起不到硫化物球化作用；而若钢中Ca元素含量过高，则容易过剩成为新的夹杂物，影响钢的性能。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Ca的质量百分比控制在0.001～0.004％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Ca元素的质量百分比可以控制在0.001～0.0025％之间。

Al：在本发明所述的UOE焊管中，Al元素主要是为了脱氧而加入钢中的元素，钢中添加适量的Al元素有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。基于此，在本发明所述的UOE焊管中将Al的质量百分比控制在0.010～0.045％之间。

在一些优选的实施方式中，为了得到更好的实施效果，Al元素的质量百分比可以控制在0.015～0.035％之间。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其碳当量CE

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其碳当量CE

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其还含有下述各化学元素的至少其中之一：

0＜Mo≤0.13％；

0＜Cu≤0.19％；

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其Cu元素质量百分含量满足：Cu：0.05～0.15％。

上述技术方案中，钢中添加适量的上述的Mo、Cu元素均可以进一步提高本发明所述的UOE焊管的性能。但需要注意的是，上述元素的加入会增加材料的成本，综合考虑到性能与成本控制，在本发明所述的技术方案中，可以优选地添加上述元素的至少其中之一。

更进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其各化学元素的质量百分比满足下列各项的至少其中之一：

C：0.035～0.065％；

Si：0.15～0.25％；

Mn：1.4～1.6％；

Ni：0.35～0.45％；

Cr：0.15～0.25％；

Nb：0.04～0.06％；

Ti：0.008～0.02％；

Ca：0.001～0.0025％；

Al：0.015～0.035％。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，在其他不可避免的杂质中：P≤0.015％，S≤0.002％，N≤0.006％，O≤0.005％，B≤0.0003％。

上述方案中，在本发明所述的UOE焊管中，P、S、N、O和B元素均为杂质元素。其中，P和S在钢中的元素含量越低越好，通过控制超低的S(S≤0.002％)及Ca处理对硫化物进行夹杂物形态控制，同时控制钢中P元素质量百分比为P≤0.015％，可有效保证本发明所述UOE焊管具有良好的低温冲击韧性。

在本发明所述UOE焊管中，适当的N含量可以通过形成高熔点的TiN粒子，起到抑制再加热过程中板坯晶粒粗化的作用，改善钢的强韧性。但当钢中N元素含量过高时，时效后高浓度的自由N原子会钉扎位错，使得钢的屈服强度明显提高，同时有损钢的韧性。因此在本发明所述UOE焊管中，将N元素的质量百分比控制为N≤0.006％。

相应地，对于低合金纯净钢冶炼，在冶炼终点均需要进行脱氧处理，以减少浇铸过程中产生的气泡以及氧化物夹杂，改善钢的内质，提高成品钢板的低温冲击韧性和抗动态撕裂性能。若钢中O元素含量高于0.005％时，钢中夹杂物、气孔等内质缺陷会显著增多。因此在本发明所述UOE焊管中，将O元素的质量百分比控制为O≤0.005％。

在本发明所述UOE焊管中，杂质元素B是强淬透性元素，其可以抑制铁素体相变，促进低温组织转变，不利于铁素体的比例控制，若钢中的B元素含量大于3ppm时，则铁素体比例偏低，同时显著提升第二相硬度，会导致韧性显著下降。因此在本发明所述UOE焊管中，控制杂质元素B的质量百分比为B≤0.0003％。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其微观组织为铁素体+贝氏体，其中贝氏体的相硬度为350HV0.02～550HV0.02。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其中铁素体的相比例为45～80％。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其外径为508～762mm；并且/或者壁厚为28.5～40mm。

进一步地，在本发明所述的UOE焊管中，其性能满足下述各项的至少其中之一：

(a)横向拉伸性能：屈服强度Rt0.5为485～605MPa，抗拉强度Rm≥570MPa，延伸率A50.8≥15％；

(b)纵向拉伸性能：屈服强度Rt0.5为485～585MPa，抗拉强度Rm≥570MPa，延伸率A50.8≥25％，均匀延伸率Agt％≥7％，屈强比≤0.85；

(c)-20℃下的管体冲击功：AKv≥150J；

(d)-20℃下的焊缝及热影响区冲击功：Akv≥50J；

(e)-10℃下的全壁厚DWTT性能SA％≥85％。

上述技术方案中，本发明所述的UOE焊管在纵向方向上具有较高的均匀延伸率，其纵向方向上均匀延伸率Agt％≥7％，有效保证了本发明UOE焊管具有优异的变形性能。

相应地，本发明的另一目的在于提供上述的UOE焊管的制造方法，采用该制造方法制得的UOE焊管性能优异，不仅具有较高的强度和较高的韧性，还具有良好变形性，制得的UOE焊管可根据我国海底管道应用及发展趋势和实际需求，有效适用于海底油气输送。

为了实现上述目的，本发明提出了上述的UOE焊管的制造方法，其包括步骤：

(1)冶炼和铸造；

(2)加热；

(3)轧制；

(4)空冷+DQ冷却；

(5)制管：钢板依次经过C成型、U成型、O成型得到开缝钢管，然后对焊缝进行焊接和扩径；其中控制O成型压缩率为0.18～0.22％，控制扩径率为0.8％～1.2％，控制焊接热输入满足：1.7t≤H≤2.2t，式中H代入焊接线能量在单位为KJ/cm下的数值，t代入钢管壁厚在单位为mm下的数值。

在本发明所述的技术方案中，通过对工艺条件尤其是制板工艺和制管工艺的优化控制，有效保证了采用本发明所述的制造方法所制得的UOE焊管的性能，钢板经C、U、O成型及预焊、内焊、外焊、扩径等工序，可制造具有高强度、高韧性及良好变形能力的UOE直缝焊管，制得焊管可有效适用于海底油气输送。

在上述技术方案中，在本发明所述UOE焊管的制造方法中，采用了UOE制管工艺，可以获得更优的管型质量和残余应力分布，有利于后续施工和焊接。此外，在UOE制管工艺中还采用大压缩率、大扩径率进行成型，采用低焊接热输入进行焊接，从而可以有效实现优异的力学性能、变形能力和管型精度综合匹配。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，控制板坯加热温度为1070～1170℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制粗轧终轧温度为950～1050℃，中间坯厚度为3t～7t，t表示钢管壁厚，控制精轧终轧温度为730～820℃。

进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制DQ冷却的开冷温度为640～690℃，DQ冷却的终冷温度为100～350℃，DQ冷却的冷却速率为25～45℃/s。

本发明所述的一种具有优异变形能力的UOE焊管及其制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：

(1)本发明所述的UOE焊管采用低C微合金化成分设计和相关微观组织的设计，控制得到的UOE焊管具有铁素体+贝氏体双相组织，铁素体的相比例为45～80％，贝氏体的相硬度为350HV0.02～550HV0.02，以保证获得优异的变形能力和综合性能。

(2)本发明所述的UOE焊管的制造方法中，在制板工艺过程中，在TMCP冷却工艺控制上，采用弱冷(空冷)+强冷(DQ)工艺，可以获得所需的相变组织类型，同时起到改善板型的作用。

(3)本发明所述的UOE焊管的制造方法采用C、U、O、E等成型工艺进行成型，并采用大压缩率、大扩径率进行成型，采用低热输入进行焊接，实现优异的力学性能、变形能力和管型精度综合匹配。

综上所述可以看出，本发明所述的UOE焊管通过采用合理的化学成分设计，结合控制制板工艺，可以得到45～80％铁素体+贝氏体双相组织的UOE焊管钢，并经过优化的UOE制管工艺得到UOE焊管。该UOE焊管在横向方向上的屈服强度R

此外，需要说明的是，本发明所述的UOE焊管化学成分和工艺设计合理，成分简单，工艺窗口宽松，具有较强的可制造性。该UOE焊管可以适用于海底天然气输送管道建设，也可用于其它高抗变形能力的结构件建造，具有良好的推广前景和应用价值。

附图说明

图1为实施例2的UOE焊管的典型显微组织图。

具体实施方式

下面将结合说明书附图以及具体的实施例对本发明所述的UOE焊管及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例1-8

实施例1-8具有优异变形能力的UOE焊管均采用以下步骤制得：

(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造：经冶炼-LF+RH炉外精炼-连铸等工序后，得到300～400mm厚度规格的连铸板坯；

(2)加热：控制板坯加热温度为1070～1170℃；

(3)轧制：控制粗轧终轧温度为950～1050℃，中间坯厚度为3t～7t，t表示钢管壁厚，控制精轧终轧温度为730～820℃；

(4)空冷+DQ冷却：控制DQ冷却的开冷温度为640～690℃，控制DQ冷却的终冷温度为100～350℃，控制DQ冷却的冷却速率为25～45℃/s；

(5)制管：钢板依次经过C成型、U成型、O成型得到开缝钢管，然后对焊缝进行焊接和扩径；其中控制O成型压缩率为0.18～0.22％，控制扩径率为0.8％～1.2％，控制焊接热输入满足：1.7t≤H≤2.2t，式中H代入焊接线能量在单位为KJ/cm下的数值，t代入钢管壁厚在单位为mm下的数值。

需要说明的是，在本发明所述UOE焊管制造方法的步骤(5)中，钢管成型焊接制管工艺可以如下：

1.引弧板焊接：在钢板四个角部焊接引弧钢板，主要用于焊接时引弧作用。焊接开始和结束时，焊接电流不稳定容易产生焊接缺陷，因此通过采用引弧板，确保钢管部分的焊接过程稳定，保证焊接质量。

2.铣边、坡口尺寸：采用30°内外坡口尺寸设计，结合合理的焊接工艺和焊接速度，在保证较低的焊接热输入条件下，既有利于保证焊接稳定性，又能提高焊接质量。

3.C成型：又称弯边成型，在弯边成型机上，将钢板的边部通过弯边装置弯曲成所需的形状，确保O成型过程中板边的直边段最小。

4.U成型：在U成型机上，将预弯边的钢板经一次压制成“U”型，在实际生产中，根据具体需要进行适当调整。

5.O成型：在O成型机上，将U成型后的钢板经一次压制成“O”型，期间需保证管体和模具充分润滑。控制O成型压缩率为0.18～0.22％，其中，O成型压缩率＝(π×(预焊后外径-壁厚)-铣边后宽度)/铣边后宽度×100％。

6.钢管高压水冲洗和烘干：对成型后焊接开缝钢管的内外表面进行高压水冲洗，从而去除氧化铁皮、油脂、灰尘等污染；冲洗完成后需要立即进烘干炉进行烘干处理，控制烘干温度为100℃～300℃，防止再次锈蚀污染，确保后续焊接质量。

7.预焊：对O成型后的开缝钢管，使其对边精确对其定位，并采用CO

8.控制焊接热输入满足：1.7t≤H≤2.2t，式中，H代入焊接线能量在单位为KJ/cm下的数值，t代入钢管壁厚在单位为mm下的数值。

具体的工艺参数，在满足上述关系前提下，需在如下范围内选择：

内焊工艺范围：采用四丝埋弧焊工艺，第1丝电流为直流反接，第2、3、4丝为交流，焊丝直径为4mm。第1丝电流为1120～1220A，电压为28～40V；第2～4丝电流为650～900A、电压为32～42V。控制焊接速度均为1.1～1.5m/min。内焊焊剂均需在250～450℃范围内进行烘干，控制烘干时间大于等于2小时。

外焊工艺范围：采用四丝埋弧焊工艺，第1丝电流为直流反接，第2、3、4丝为交流，焊丝直径为4mm。第1丝电流为1120～1220A，电压为28～40V；第2～4丝电流为650～900A、电压为33～43V。控制焊接速度均为1.1～1.5m/min。内焊焊剂均需在250～450℃范围内进行烘干，控制烘干时间大于等于2小时。

9.焊缝超声探伤：采用超声探伤方法，检测焊后裂纹、分层、未焊透等焊缝缺陷。

10.焊缝X射线探伤：采用X射线探伤方法，检测焊后气泡、夹杂等点状焊缝缺陷。

11.扩径：对钢管全长进行扩径，以满足钢管的最终管型要求，提高钢管的尺寸精度，并改善钢管的内应力均匀分布状态。扩径率范围为0.8％～1.2％，其中，扩径率＝(扩径后钢管外径-扩建前钢管外径)/扩径前钢管外径×100％。

12.焊缝超声探伤：采用超声探伤方法，检测扩径后裂纹、分层、未焊透等焊缝缺陷。

13.焊缝X射线检查：采用X射线探伤方法，检测扩径后气泡、夹杂等点状焊缝缺陷。

14.倒棱：对钢管两端进行平头、倒棱处理，为施工现场对焊带来便利。

15.管端分层超声探伤：对倒棱后的钢管端部进行超声探伤检验，防止分层缺陷。

16.管端磁粉探伤：对倒棱后的钢管端部进行磁粉探伤检验，防止分层缺陷。

17.上保护环：对管端进行保护，确保钢管现场施工过程中的对焊质量。

表1列出了实施例1-8的UOE焊管各化学元素的质量百分配比。

表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S、O、N以及B以外的其他不可避免

杂质)

表2-1以及表2-2列出了实施例1-8的UOE焊管的具体工艺参数。

表2-1.

表2-2.

注：H代入焊接线能量在单位为KJ/cm下的数值，t代入钢管壁厚在单位为mm下的数值

需要说明的是，上述表2-2不仅列出了本发明实施例1-8的UOE焊管在制造工艺步骤(5)中的工艺参数，还列出了各实施例制得的焊管规格。在步骤(5)的制管工艺中，需要控制焊接热输入满足：1.7t≤H≤2.2t。如表2-2所示，实施例1-8的UOE焊管焊接热输入均满足上述要求。

此外，本发明所述制造方法步骤(3)中，需要控制中间坯厚度为3t～7t。结合表2-1和表2-2可知，实施例1-8的UOE焊管在步骤(3)中得到的中间坯厚均控制在各自3t～7t之间。

将制得的实施例1-8的UOE焊管进行各项性能测试，所得的测试结果列于表3中。

表3列出了实施例1-8的UOE焊管的力学性能测试结果。

表3.

由表3可以看出，在横向方向上，本发明实施例1-8的UOE焊管屈服强度R

图1为实施例2的UOE焊管的典型显微组织图。

如图1所示，本发明实施例2的UOE焊管的微观组织为铁素体+贝氏体，通过常规的统计分析和测试计算可以得到，微观组织中贝氏体的相硬度在350HV0.02～550HV0.02之间，铁素体的相比例为45～80％。

综上所述可以看出，本发明所述的UOE焊管通过采用合理的化学成分设计，结合控制制板工艺，可以得到45～80％铁素体+贝氏体双相组织的UOE焊管钢，并经过优化的UOE制管工艺得到UOE焊管。该UOE焊管不仅具有高强度和高韧性的特性，还具有优异的变形能力，其可以适用于海底天然气输送管道建设，也可用于其它高抗变形能力的结构件建造。

需要说明的是，本发明所述的UOE焊管化学成分和工艺设计合理，成分简单，工艺窗口宽松，具有较强的可制造性。对于海底长输管道建设而言，本发明UOE焊管能够适应一定海底沉降、海沟跨越及洋流运动的使用环境，适合搞安全裕度管道建设需求，具有良好的推广前景和应用价值。

此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。