用于連續管應用的高性能材料及其生產方法通過引用對任何優先權申請的結合任何和所有的申請，其在隨本申請遞交的申請資料表中表明是被要求外國或本國優先權要求，在37CFR1.57規定下通過引用結合于此。相關申請本申請涉及申請人的共同未決申請，該未決申請題為“COILEDTUBEWITHVARYINGMECHANICALPROPERTIESFORSUPERIORPERFORMANCEANDMETHODSTOPRODUCETHESAMEBYACONTINUOUSHEATTREATMENT（具有優越性能的可變機械性能的連續管及通過連續熱處理生產該連續管的方法）”，于2011年9月9日提出申請，序列號為13/229517，并在2012年7月26日公開，公開號為US2012/0186686A1，該未決申請通過引用整個地結合于此。

背景技術：
近年來，連續管（coiledtubing）廣泛運用于要求高壓和延伸到達操作（extendedreachoperations）的應用中。結果，需要生產具有提高的拉伸性能的連續管，以經受：i）在懸掛或共用（pooling）長柱上的軸向負載，和ii）在操作過程中施加的升高的壓力。連續管的標準生產將熱軋條帶用作原材料，其具有在軋制過程中通過微結構細化（microstructuralrefinement）而獲得的機械性能。該細化通過采用不同的微合金添加劑（Ti、N、V）和合適地選擇熱軋處理條件而獲得。其目的在于控制材料再結晶和晶粒生長，以獲得超精細的微結構。該材料受限于固溶體合金元素的使用和沉淀硬化，因為細化是同時允許高強度和韌性的唯一機制。該原材料對每個供應者來說是指定的，并在熱軋條帶中可能要求不同的機械性能，以生產具有不同機械性能的連續管。隨著性能的提高，生產成本進而原材料成本也增加。已知的是，在“長條帶”的組裝過程中使用的條帶到條帶焊接過程會使得連接區域劣化，其中該“長條帶”將被ERW成型/焊接為連續管。此后，具有改進性能的連續管在條帶焊接區域傾向于具有相對較低的性能。該劣化由這樣的事實引起，即焊接過程破壞了在熱軋過程中引入的細化，且沒有簡單的焊后熱處理能夠再生拉伸和韌性性能。通常，拉伸得以恢復，而韌性及其相關的疲勞壽命在該區域中劣化。當今的工業路線可以生產高強度的連續管，但只在提高的成本下，且條帶焊接接頭相對于管體具有較差的性能。用于生產連續管的一種選擇是通過整體的熱處理。該處理運用于已經形成為管的處于所謂的“未處理（green）”狀態的材料上，因為其性能還需要通過熱處理條件來定義。在這種情形下，影響最終產品性能的主要變量是鋼化學成分和熱處理條件。此后，通過合適地組合鋼成分與焊接材料和熱處理，可以生產在長度上具有均勻性能的連續管，而排除了條帶到條帶連接的薄弱環節，這樣的條帶到條帶連接在高強度的現有連續管上是關鍵的。這個一般概念已經在以前描述，但是從未成功地應用于高強度連續管（屈服強度在從80到140ksi的范圍中）的生產。其理由是，在（獲得高生產率所需的）升高的線速度下，熱處理通常導致需要復雜和延伸的設施。如果選擇專用的化學成分和處理條件，可以簡化該過程。選擇與合理尺寸的工業熱處理設施兼容的化學成分要求理解影響測量到的連續管性能的許多變量，例如：a）軸向機械性能；b）微結構的均勻性和性能；c）韌性；d）耐疲勞性；e）耐酸性，等等。

技術實現要素：
下面描述設計用于生產熱處理連續管的化學成分，其大部分在API5ST標準設定的連續管當前限定之外。（Max.C:0.16%,Max.Mn:1.2%(CT70-90)Max.Mn:1.65(CT100-110),Max.P:0.02%(CT70-90)Max.P:0.025(CT100-CT110),Max.S:0.005,Si.Max:0.5）。本發明的實施方式涉及鋼連續管（coiledsteeltube）及其生產方法。在一些實施方式中，該管可以具有大于大約80ksi的屈服強度。該管的成分可以包括0.16-0.35重量%的碳、0.30-2.00重量%的錳、0.10-0.35重量%的硅、多至0.005重量%的硫、多至0.018重量%的磷，余量為鐵和不可避免的雜質。該管還包括最終微結構，該最終微結構包括回火馬氏體和貝氏體的混合物，其中連續管的最終微結構包括多于90體積%的回火馬氏體，其中該微結構在管體、ERW線和條帶端對端連接中是均質的。這里公開的是由多個焊接條帶形成的鋼連續管，其中該管可以包括基礎金屬區域、焊接連接及其熱影響區，并可以具有大于大約80ksi的屈服強度，包括鐵和0.17-0.35重量%的碳、0.30-2.00重量%的錳、0.10-0.30重量%的硅、0.010-0.040重量%的鋁、多至0.010重量%的硫和多至0.015重量%的磷的成分，和最終微結構，該最終微結構包括回火馬氏體和貝氏體的混合物，其中連續管的最終微結構在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中包括多于90體積%的回火馬氏體，其中該最終微結構在所有基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中是均質的，和其中該最終微結構在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中包括精細碳化物的均勻分布。在一些實施方式中，該成分還包括多至1.0重量%的鉻、多至0.5重量%的鉬、多至0.0030重量%的硼、多至0.030重量%的鈦、多至0.50重量%的銅、多至0.50重量%的鎳、多至0.1重量%的鈮、多至0.15重量%的釩、多至0.0050重量%的氧，和多至0.05重量%的鈣。在一些實施方式中，該成分包括：0.17到0.30重量%的碳、0.30到1.60重量%的錳、0.10到0.20重量%的硅、多至0.7重量%的鉻、多至0.5重量%的鉬、0.0005到0.0025重量%的硼、0.010到0.025重量%的鈦、0.25到0.35重量%的銅、0.20到0.35重量%的鎳、多至0.04重量%的鈮、多至0.10重量%的釩、多至0.0015重量%的氧、多至0.03重量%的鈣、多至0.003重量%的硫，和多至0.010重量%的磷。在一些實施方式中，該管可以具有125ksi的最小屈服強度。在一些實施方式中，該管可以具有140ksi的最小屈服強度。在一些實施方式中，該管可以具有在125ksi到140ksi之間的最小屈服強度。在一些實施方式中，該最終微結構在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中可以包括至少95體積%的回火馬氏體。在一些實施方式中，該管在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中可以具有20μm以下的最終晶粒尺寸。在一些實施方式中，該管在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中可以具有15μm以下的最終晶粒尺寸。在一些實施方式中，所述焊接連接可以包括斜焊（biasweld）。在一些實施方式中，在斜焊處的疲勞壽命可以是基礎金屬區域的至少大約80%。在一些實施方式中，焊接連接包括其熱影響區的百分比硬度可以是基礎金屬硬度的110%或更小。這里還公開了形成鋼連續管的方法，其包括：提供條帶，該條帶具有包括鐵和0.17-0.35重量%的碳、0.30-2.00重量%的錳、0.10-0.30重量%的硅、0.010-0.040重量%的鋁、多至0.010重量%的硫，和多至0.015重量%的磷的成分；和將所述條帶焊接在一起，由焊接條帶形成管，其中該管包括基礎金屬區域、連接焊接和它們的熱影響區；在900-1000℃之間奧氏體化該管；淬火該管以形成馬氏體和貝氏體的最終淬火態微結構（asquenchedmicrostructure），其中該淬火態微結構在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中包括至少90%的馬氏體，和在550-720℃之間對該淬火的管進行回火，其中對淬火的管進行回火產生大于大約80ksi的屈服強度，其中在所有基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中的微結構是均質的，和其中該微結構在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中包括精細碳化物的均勻分布。在一些實施方式中，焊接所述條帶可以包括斜焊。在一些實施方式中，形成該管可以包括形成線連接（linejoint）。在一些實施方式中，該方法還可以包括在卷軸上卷繞回火的管。在一些實施方式中，奧氏體化可以在基礎金屬區域、焊接連接和熱影響區中形成小于20μm的晶粒尺寸。在一些實施方式中，該成分還可以包括：多至1.0重量%的鉻、多至0.5重量%的鉬、多至0.0030重量%的硼、多至0.030重量%的鈦、多至0.50重量%的銅、多至0.50重量%的鎳、多至0.1重量%的鈮、多至0.15重量%的釩、多至0.0050重量%的氧，和多至0.05重量%的鈣。在一些實施方式中，該成分可以包括：0.17到0.30重量%的碳、0.30到1.60重量%的錳、0.10到0.20重量%的硅、多至0.7重量%的鉻、多至0.5重量%的鉬、0.0005到0.0025重量%的硼、0.010到0.025重量%的鈦、0.25到0.35重量%的銅、0.20到0.35重量%的鎳、多至0.04重量%的鈮、多至0.10重量%的釩、多至0.00015重量%的氧、多至0.03重量%的鈣、多至0.003重量%的硫，和多至0.010重量%的磷。在一些實施方式中，該回火的管可以具有大于或等于125ksi的屈服強度。在一些實施方式中，該回火的管可以具有140ksi的最小屈服強度。在一些實施方式中，該回火的管可以具有在125ksi到140ksi之間的最小屈服強度。附圖說明圖1A-B示例了對應于STD2（A）和STD3(B)鋼的CCT圖。圖2A-B示例了對應于BTi2(A)和CrMoBTi3(B)鋼的CCT圖。圖3示例了在內管表面的冷卻速率，其是壁厚（WT）的函數，用于在噴水下從外部淬火的連續管。圖4示例了BTi2鋼的拉伸性能，其是最大回火溫度（Tmax）的函數。峰狀回火循環用于這些仿真。（右側）720℃處，作為保持時間的函數的相同鋼的拉伸性能（等溫回火循環）。圖5A-B示例了在焊縫退火（seamannealing）（PWHT）后，出現在靠近ERW線的中心偏析帶處的未回火的馬氏體。圖5A-B對應于常規的連續管等級90（Grade90）。圖6A-B示例了在等級110連續管的疲勞測試過程中產生的在中心偏析帶處的局部損壞。圖7A-B示例了等級100連續管在具有高的內部壓力（9500psi）下的疲勞測試過程中產生的在中心偏析帶處的局部損壞。圖8A-B示例了基礎金屬微結構，其對應于標準連續管（A）和通過本發明的實施方式制造的連續管（B）。在兩種情形下，連續管都具有對應于等級110的拉伸性能（從110Ksi到120Ksi的屈服強度）。圖9A-B示例了ERW線微結構，其對應于標準連續管（A）和通過本發明的實施方式制造的連續管（B）。在兩種情形下，連續管拉伸性能都對應于等級110（從110Ksi到120Ksi的屈服強度）。圖10A-B示例了對應于ERW的HAZ的微結構，用于標準連續管（A）和通過本發明的實施方式制造的連續管（B）。在兩種情形下，連續管拉伸性能都對應于等級110（從110Ksi到120Ksi的屈服強度）。圖11A-B示例了對應于斜焊的HAZ的微結構，用于標準連續管（A）和通過本發明的實施方式制造的連續管（B）。在兩種情形下，連續管拉伸性能都對應于等級110（從110Ksi到120Ksi的屈服強度）。圖12示例了使用過程中在斜焊的融合區中形成的裂紋（從內管面生長）。該裂紋處于大的上貝氏體條的方向上。圖13示例了通過現有過程和根據本發明的實施方式的過程獲得的典型斜焊上的硬度的變化（基礎金屬硬度=100%）。融合區（FZ，fusionzone）近似地位于在距焊接中心≈+/-5mm之間的區域中。圖14A-B示例了微結構，其對應于在斜焊和ERW線之間的交叉處，用于標準連續管（A）和通過本發明的實施方式制造的連續管（B）。在兩種情形下，連續管拉伸性能都對應于等級110（從110Ksi到120Ksi的屈服強度）。圖15示例了疲勞測試機的示意圖。圖16示例了為BW樣品測量的疲勞壽命，相對于對應于BM樣品的那些。結果是在不同測試條件和連續管等級下的平均值（對于現有管是80、90和110，對于根據本發明生產的連續管是80、90、110、125和140）。圖17示例了根據本發明的化學成分和處理條件的實施方式生產的連續管疲勞壽命的改進。該改進取決于與類似條件下相同等級的現有連續管測量得到的疲勞壽命的比較。結果在不同測試條件下對每個等級進行平均。在非標準的等級125和140的情形下，疲勞壽命比較是針對等級110中的STD3進行的。圖18A-B示例了在根據NACETM0177(90%SMYS,方案A,1barH2S)測試材料等級80之后的C環樣品。A：現有過程；B：本發明公開的實施方式。具體實施方式在鋼廠生產出作為熱軋條帶的連續管原材料。控制的軋制用于通過微結構細化保證高強度和良好的韌性。條帶縱向切割到用于管的生產的寬度，然后通過連接過程（例如等離子弧焊或攪拌摩擦焊）端對端地接合，以形成更長的條帶。此后，采用ERW過程形成管。最終的產品性能根據下述測量：a）軸向機械性能，b）微結構和性能的均勻性，c）韌性，d）耐疲勞性，e）耐酸性，等等。采用現有的處理路線，連續管機械性能通過熱軋條帶性能和在焊接操作和管形成過程中引入的改變的組合而獲得。這樣獲得的性能在連續管性能如上所列那樣測量時受到限制。理由是用于連接條帶的焊接過程這樣改變了細化的軋制的微結構，即使采用了焊后熱處理，最終的性能仍然受損。減少的疲勞壽命和差的耐酸性能與微結構中的不均勻性和焊接上脆弱的組分相關。已經提議，新的路線至少應包括整體熱處理。該路線已經被概括地描述，但是從未具體化。本發明描述了化學成分和原材料特性，其與合適的焊接過程以及熱處理條件結合，將產生經淬火和回火的產品，該產品在管體和條帶連接焊接中都具有高的性能。該材料設計用于連續管，這樣的選擇不僅是因為相對成本，而且優選地是為了最大化應用于連續管操作的特殊條件下的疲勞壽命（在同時發生軸向負載和內部壓力下彎曲的低周疲勞）。本發明涉及高強度連續管（最小屈服強度從80ksi到140ksi），其與通過API5ST限定的標準產品相比具有增加的低周疲勞壽命。此外，抗硫化物應力開裂（SSC，SulfideStressCracking）性也在本發明中提高。性能的這種出色組合通過鋼化學成分和處理條件的合適選擇而獲得。工業過程不同于整體熱處理（FBHT，FullBodyHeatTreatment）應用中的標準路線，該過程在美國申請US2012/0186686A1中公開。該FBHT是在連續管通過ERW（ElectricalResistanceWelding，電阻焊接）形成之后進行的，并包括至少一個周期的奧氏體化、淬火和回火。上述公開更特別地涉及鋼化學成分和處理參數，以生產具有上述性能的淬火和回火的連續管。盡管通過對具有給定成分的基礎材料進行熱處理產生某些機械性能是一般知識的一部分，但是用于連續管的特殊應用采用具有特殊化學成分的原材料，以最小化特殊變量的有害作用，例如在本發明的特殊性能上的偏析模式（segregationpattern）。對于連續管最重要的一個性能是提高的耐低周疲勞性。這是因為在標準的現場操作過程中，連續管頻繁地卷起和展開，引入周期的塑性變形，這最終將產生破壞。在低周疲勞過程中，在較軟的材料區域中，變形偏向于位于微觀尺度處。當脆化組分（brittleconstituents）出現在這些應變集中區域處或其附近時，裂紋可以容易地成核并擴展。因此，疲勞壽命的減少與不均勻的微結構（具有較軟的區域，其中局部變形）和脆化組分（其成核和/或擴展裂紋）相關。所有這些微結構特征出現在焊接的熱影響區（HAZ，HeatAffectedZone）。具有一些類型的管體微結構，其也具有上述特征。這是因為它們包括硬的和軟的組分的混合物，例如鐵素體、珠光體和貝氏體。在這種情形下，應變局限于較軟的鐵素體中，靠近貝氏體的邊界，其中裂紋成核并擴展。高強度的連續管現在具有這類微結構。為了避免在低周疲勞過程中應變局部化，微結構必須不僅在整個管體和連接上都均勻，而且是在微觀尺度下如此。對于低碳鋼，包括回火的馬氏體的微結構是理想的，其基本上是鐵素體基質，具有均勻和精細的碳化物分布。其后，本發明描述的化學成分選擇和處理條件的目的在于通過FBHT實現均勻的微結構（在管體、斜焊和ERW線中），其包括至少90%的回火馬氏體，優選地多于95%的回火馬氏體。此外，回火馬氏體更適合于產生比標準連續管微結構（包括鐵素體、珠光體和貝氏體）高的超高強度等級，為此，需要十分昂貴的合金添加劑，以達到高于大約125Ksi的屈服強度。當與含有貝氏體的結構比較時，回火馬氏體的其他重要好處在于其改進的抗SSC性。鋼化學成分已經定義為最適合于采用FBHT生產熱處理連續管，并可以描述為碳(重量%C),錳(重量%Mn),硅(重量%Si),鉻(重量%Cr),鉬(重量%Mo)和微合金元素，例如硼(重量%B),鈦(重量%Ti),鋁(重量%Al),鈮(重量%Nb)和釩(重量%V)的含量。另外，上限可能在于不可避免的雜質上，例如硫(重量%S),磷(重量%P)和氧(重量%O)。為了生產包括回火馬氏體的最終結構，本發明的鋼化學成分主要不同于連續管的現有技術，因為其具有較高的碳含量（例如參見API5ST，其中連續管允許的最大碳含量是0.16%），這允許通過包括至少一個周期的奧氏體化、淬火和回火的FBHT來獲得想要的微結構。這里使用的術語“幾乎”、“大約”和“基本上”表示接近所述量的量，但仍然執行想要的功能或實現想要的結果。例如，術語“幾乎”、“大約”和“基本上”可以指在所述量的小于10%內、小于5%內、小于1%內、小于0.1%內和小于0.01%內。碳是這樣的元素，通過在熱處理過程中提高可淬硬性和促進碳化物沉淀，其不昂貴的添加增加了鋼的強度。如果碳減少到0.17%以下，可淬硬性不能夠保證，在熱處理過程中可能形成大的貝氏體片段。貝氏體的外形使其難以達到具有想要的疲勞壽命和抗SSC性的80ksi以上的屈服強度。當前的連續管路線不適于熱處理，因為API5ST所允許的最大碳含量是0.16%。現有的連續管的微結構呈現大的貝氏體片段，其在更高強度等級削弱了韌性、疲勞壽命和抗SSC性，也即連續管具有在110Ksi以上的最小屈服強度。另一方面，具有大于0.35%的碳的鋼將具有差的可焊性，在焊接和焊接后熱處理操作中容易出現脆化組分和裂紋。此外，較高的碳含量可能導致淬火后大量保留的奧氏體，其隨著回火而轉變為脆化組分。這些脆化組分削弱了疲勞壽命和抗SSC性。因此，鋼成分的C含量在從大約0.17%到大約0.35%的范圍內變化，優選地是從大約0.17%到大約0.30%。錳的添加提高了可淬硬性和強度。Mn也有助于在制鋼過程中去氧和硫控制。如果Mn含量小于大約0.30%，其可能難以獲得想要的強度水平。然而，當Mn含量增加時，可以形成大的偏析模式。在熱處理過程中，Mn偏析區域將傾向于形成脆化組分，這將削弱韌性并減少疲勞壽命。此外，這些偏析區域增加了材料對硫化物應力開裂（SSC）的敏感性。相應地，在采用改進的抗SSC性的應用中，鋼成分的Mn含量在從0.30%到2.0%的范圍內變化，優選地從0.30%到1.60%，更優選地從0.30%到0.80%。硅是這樣的元素，其的添加在制鋼過程中具有脫氧作用，還增加了鋼的強度。在一些實施方式中，如果Si超出大約0.30%，韌性可能下降。此外，可能形成大的偏析模式。因此，鋼成分的Si含量在大約0.10%到0.30%之間的范圍內變化，優選地在大約0.10%到大約0.20%的范圍內。鉻的添加增加了鋼的可淬硬性和回火穩定性。Cr可以用于部分地替換鋼成分中的Mn，以實現高的強度而不產生大的偏析模式，該偏析模式將削弱疲勞壽命和抗SSC性。然而，Cr是昂貴的添加劑，且因為其對熱成形負載的作用，使得連續管更難以生產。因此，在一些實施方式中，Cr限制到大約1.0%，優選地到大約0.7%。鉬是這樣的元素，其的添加對于增加鋼的強度是有效的，還有助于在回火過程中延遲軟化。對回火穩定性允許在減少Mn含量下生產高強度的鋼，增加了疲勞壽命和抗SSC性。Mo添加劑還可以減小磷到晶粒邊界的偏析，改進了抗晶粒間破裂性。然而，該鐵合金是昂貴的，使其需要減小鋼成分內的最大Mo含量。因此，在某些實施方式中，最大的Mo是大約0.5%。硼是這樣的元素，其的添加對于改進鋼的可淬硬性非常有效。例如，通過抑制鐵素體在淬火過程中形成，B可以提高可淬硬性。在一些實施方式中，B用于實現鋼中良好的可淬硬性（也即作為包括至少90%馬氏體的淬火結構），通過Mn含量的減少提高疲勞壽命和抗SSC性。如果B含量小于大約0.0005重量%，在這些實施方式中可能難以獲得鋼想要的可淬硬性。然而，如果B含量過高，粗的碳化硼可能形成在晶粒邊界處，負面地影響韌性。相應地，在一個實施方式中，在該成分中，B的含量低于大約0.0030%，在另一個實施方式中，B的含量從大約0.0005%到0.0025%。鈦是這樣的元素，通過將氮雜質固定為氮化鈦（TiN）并抑制氮化硼的形成，其的添加對于提高鋼中B的作用是有效的。如果Ti含量太低，在一些實施方式中可能難以獲得硼對于鋼的可淬硬性的想要的作用。另一方面，如果Ti含量高于0.03重量%，粗的氮化鈦和碳化物（TiN和TiC）可能形成，負面地影響延展性和韌性。相應地，在某些實施方式中，Ti的含量可以限制到大約0.030%。在其他實施方式中，Ti的含量可以在從大約0.010%到大約0.025%的范圍內。考慮到低機械性能的連續管的生產受益于低回火穩定性，B和Ti添加劑改進了可淬硬性而不增加回火穩定性。其后，其允許80ksi等級的生產而在回火過程中沒有顯著大的均熱時間，從而提高了生產率。由于連續管生產在熱處理線中的一個限制是線的長度，以在回火過程中對材料進行充分的均熱，B和Ti的使用特別地涉及低屈服強度連續管的生產。銅在鋼成分的某些實施方式中不是必需的元素。然而，在一些連續管應用中，Cu可能需要用于改進耐大氣腐蝕性。這樣，在某些實施方式中，鋼成分的Cu含量可以限制于或小于大約0.50%。在其他實施方式中，Cu含量在從大約0.25%到大約0.35%的范圍內。鎳是這樣的元素，其的添加增加了鋼的強度和韌性。如果Cu添加到鋼成分中，Ni可以用于避免已知為熱脆性（hotshortness）的熱軋缺陷。然而，Ni非常昂貴，在某些實施方式中，鋼成分的Ni含量限制于或小于或等于大約0.50%。在其他實施方式中，Ni的含量可以在從大約0.20%到大約0.35%的范圍內。鈮是這樣的元素，其到鋼成分的添加可以在對奧氏體區域再加熱的過程中細化鋼的奧氏體晶粒尺寸。Nb還可以在回火過程中沉淀，通過顆粒彌散硬化而增加鋼的強度。在一個實施方式中，鋼成分的Nb含量可以在大約0%到大約0.10%之間的范圍內變化，有效地在大約0%到大約0.04%的范圍內。釩是這樣的元素，通過在回火過程中碳化物的沉淀，其的添加可以用于提高鋼的強度。然而如果鋼成分的V含量大于大約0.15%，可能形成大體積的碳化釩晶粒，伴隨著鋼韌性的減小。由此，在某些實施方式中，鋼的V含量限制于大約0.15%，優選地大約0.10%。鋁是這樣的元素，其到鋼成分的添加在制鋼過程中具有脫氧作用，并進一步細化鋼的晶粒尺寸。在一個實施方式中，如果鋼成分的Al含量小于大約0.010%，鋼可能易受氧化影響，展現出高水平的夾雜物。在其他實施方式中，如果鋼成分的Al含量大于大約0.040%，可能形成粗的沉淀物，這將削弱鋼的韌性。因此，鋼成分的Al含量可以在大約0.010%到大約0.040%的范圍內變化。硫是這樣的元素，其引起鋼的韌性和可加工性下降。相應地，在一些實施方式中，鋼成分的S含量限制于最大大約0.010%，優選地大約0.003%。磷是這樣的元素，其引起鋼韌性的下降。相應地，鋼成分的P含量限制于最大大約0.015%，優選地大約0.010%。氧可以是在鋼成分內的雜質，其主要以氧化物的形式出現。在鋼成分的實施方式中，當O含量增加時，鋼的沖擊性能被削弱。相應地，在鋼成分的某些實施方式中，想要相對低的O含量，小于或等于大約0.0050重量%，優選地小于或等于大約0.0015重量%。鈣是這樣的元素，其到鋼成分的添加通過改變硫化夾雜物的形狀而改進韌性。在一個實施方式中，鋼成分可以包括Ca/S>1.5的Ca對S的最小含量比。在鋼成分的其他實施方式中，過多的Ca是不必要的，鋼成分可以包括最大大約0.05%的Ca含量，優選地大約0.03%。不可避免的雜質，包括但是不限于N、Pb、Sn、As、Sb、Bi等，其含量優選地保持為盡可能地低。然而，假如這些雜質保持在選擇的水平之下，根據本發明的鋼成分的實施方式形成的鋼的性能（例如強度、韌性）可以基本上不削弱。在一個實施方式中，鋼成分的N含量可以小于大約0.010%，優選地小于或等于0.008%。在另一個實施方式中，鋼成分的Pb含量可以小于或等于大約0.005%。在其他實施方式中，鋼成分的Sn含量可以小于或等于大約0.02%。在其他實施方式中，鋼成分的As含量可以小于或等于大約0.012%。在另一個實施方式中，鋼成分的Sb含量可以小于或等于大約0.008%。在其他實施方式中，鋼成分的Bi含量可以小于而等于大約0.003%。本發明的特定鋼化學成分的選擇將根據最終產品規格和工業設施約束（例如在感應熱處理線中，難以在回火過程中獲得大的均熱時間）。可能時，Mn的添加將減少，因為其通過形成大的偏析模式而削弱疲勞壽命和抗SSC性。Cr和較小含量的Mo將用于取代Mn，整體熱處理將保持為盡可能的簡單。這兩種元素都增加了碳化物穩定性和耐軟化性，其將導致回火過程中大的均熱時間。其后，這些元素優選地用于更高的強度等級（例如等級110和更高），其中想要回火穩定性，并在較低的等級（等級80）中避免，其中需要長的和不切實際的工業熱處理線。在較低等級（等級80）的情形下，優選地是B和Ti微合金添加劑與合適的C含量組合。這些元素允許獲得良好的可淬硬性而不使用高的Mn添加劑。而且，B和Ti不增加回火穩定性。其后，簡單和短的回火處理可以用于實現想要的強度水平。對應于本發明的工業處理方法在下面的段落中描述，其集中于整體熱處理（FBHT）條件。用于連續管的原材料在鋼廠生產為具有可以從大約0.08英寸到大約0.30英寸變化的壁厚的熱軋條帶。控制的軋制可以由鋼供應者用于細化軋態微結構（asrolledmicrostructure）。然而，軋態條帶的重要的微結構細化是不需要的，因為在本發明中，微結構和機械性能主要通過最終的FBHT限定。在熱軋處理中的該靈活性有助于減少原材料成本，允許采用鋼化學成分，所述鋼化學成分在可以使用復雜的熱軋過程時不能使用（通常，控制的軋制可以僅用于低碳微合金鋼中）。鋼條帶縱向切割為用于管生產的寬度。其后，條帶通過焊接過程端對端地連接（例如等離子弧焊或攪拌摩擦焊），以形成更長的條帶，允許獲得管的長度。這些焊接的條帶例如通過ERW過程形成為管。典型的連續管外徑在1英寸和5英寸之間。管長度為大約15000英尺，但是長度可以在大約10000英尺到大約40000英尺之間。在形成管后，采用整體熱處理（FBHT）。熱處理的目的在于生產均勻的最終微結構，其包括至少90%的回火馬氏體，其余為貝氏體。該微結構，其具有均勻的碳化物分布和在20μm以下、優選地15μm以下的晶粒尺寸，保證了強度、延展性、韌性和低周疲勞壽命的良好組合。而且，如前所述，通過合適地選擇鋼化學成分，與現有結構相比，其中包括鐵素體、珠光體和大體積百分率的上貝氏體，該類微結構適合于改進抗硫化物應力開裂（SSC）性。FBHT包括跟隨有回火處理（T）的至少一個奧氏體化和淬火循環（Q）。奧氏體化在900℃和1000℃之間的溫度下進行。在該階段中，在平衡溫度Ae3以上的總的持續時間應當選擇為保證鐵碳化物完全分解而沒有多余的奧氏體晶粒生長。目標晶粒尺寸在20μm以下，優選地在15μm以下。必須進行淬火，控制最小冷卻速率，以獲得最終的淬火態微結構，其在整個管中包括至少90%的馬氏體。回火在550℃和720℃之間的溫度下進行。在720℃之上的熱處理可以導致部分馬氏體轉變為高碳奧氏體。該組分必須避免，因為其傾向于轉變為脆化組分，這可能削弱韌性和疲勞壽命。另一方面，如果回火在550℃以下進行，位錯的淬火態結構的恢復過程沒有完成。其后，韌性可能再次大大地減小。回火循環必須選擇在上述溫度范圍內，以獲得想要的機械性能。最小的屈服強度可以從80ksi變化為140ksi。在溫度下的合適的持續時間必須選擇為保證在基礎管和焊接區域中（ERW線和條帶到條帶連接）均勻的碳化物分布。在一些情形下，為了提高強度和韌性的組合，可能需要進行多于一次的奧氏體化、淬火和回火循環。在FBHT之后，管可以經受定尺寸過程，以保證指定的尺寸容差、應力釋放，并卷繞成卷。例子：例子A：改進可淬硬性的化學成分選擇如前所述，本發明的微結構包括至少90%的回火馬氏體，其中精細碳化物均勻分布，其余為貝氏體。該微結構允許生產連續管，該連續管具有高強度、延伸的低周疲勞壽命和改進的抗SSC性的想要的組合。回火馬氏體通過至少一個淬火和回火熱處理獲得，該熱處理在管通過ERW形成之后進行。如果需要額外的細化以改進抗SSC性，熱處理可以重復兩次或更多次。這是因為隨后的奧氏體化和淬火循環減小的不僅僅是先前的奧氏體晶粒尺寸，還有馬氏體塊和馬氏體束的尺寸。為獲得具有良好可淬硬性的目標微結構，至少90%的馬氏體必須在淬火過程的末尾形成。充分的化學成分選擇對于獲得這樣的馬氏體的體積百分率是至關重要的。合適的鋼成分的選擇基于試驗結果，所述試驗在熱機械模擬器3500中進行。隨后進行工業測試，以確認實驗室發現。在實驗室中分析的一些鋼化學成分列在表A1中。對于所有這些化學成分，都在中進行了膨脹測試（dilatometrictests），以構建連續冷卻轉換（CCT，ContinuousCoolingTransformation）圖。這些CCT圖，結合對從模擬器獲得的樣品的金相分析，用于確定最小冷卻速率，以獲得多于90%的馬氏體。該臨界冷卻速率，其主要依賴于鋼化學成分，將稱為CR90。鋼CMnSiCrMoNiCu其他STD10.130.800.350.52-0.150.28TiSTD20.140.800.330.550.100.170.27Nb-TiSTD30.140.800.340.570.320.220.28Nb-TiCMn10.172.000.20-----CMn20.251.600.20-----BTi10.171.600.20----B-TiBTi20.251.300.20----B-TiCrMo10.171.000.251.000.50---CrMo20.250.600.201.000.50---CrMoBTi10.170.600.201.000.50--B-TiCrMoBTi20.240.400.151.000.25--B-TiCrMoBTi30.240.400.151.000.50--B-TiCrMoBTi40.260.600.150.500.25B-Ti表A1：實驗研究的鋼的化學成分。元素含量表示為重量百分比（wt%）。獲得的CCT圖的例子呈現在圖1-2中。在所有情形下，奧氏體化在900-950℃下進行，以獲得10-20μm的精細奧氏體晶粒尺寸（AGS）。STD1、STD2和STD3鋼具有在API5ST規格內的化學成分，但是在本發明的范圍之外，因為它們具有低的碳添加（表A1）。在STD1和STD2的情形下，臨界冷卻CR90大于100℃/秒，對于STD3為大約50℃/秒。圖1A-B表示對應于STD2(A)和STD3(B)鋼的CCT圖。粗體表示產生最終微結構的臨界冷卻條件，該微結構包括大約90%的馬氏體，其余為貝氏體。圖2A-B表示對應于BTi2和CrMoBTi3鋼的CCT圖。粗體表示產生最終微結構的臨界冷卻條件，該微結構包括大約90%的馬氏體，其余為貝氏體。第一個是與B-Ti微合金的C-Mn鋼（參見表A1）。CrMoBTi2是具有Cr和Mo添加的中碳鋼，也與B-Ti微合金。測量的臨界冷卻速率（對應于CCT圖中粗體所示的冷卻曲線）對于BTi2和CrMoBTi3分別是25℃/s和15℃/s。在圖3中示出的是在工業淬火噴頭設備中處理的管的平均冷卻速率（噴射水，從外表面冷卻管）。值示出為管壁厚（WT，WallThickness）的函數。圖中陰影區域對應于連續管應用中典型的壁厚范圍。清楚的是，當選擇適用于獲得大于90%回火馬氏體的鋼化學成分時，合金的臨界冷卻速率應等于或小于30℃/s。另外，在上述設備中對更厚的管（WT=0.3英寸）淬火的過程中，將形成多于10%的貝氏體。STD1,STD2和STD3具有在30℃/s以上的臨界冷卻速率，其后這些鋼不適合于本發明。另一方面，可淬硬性在BTi2和CrMoBTi3鋼中是足夠的。可淬硬性的改進原因在于增加的碳含量和B-Ti添加。表A2中示出了對表A1的鋼測量得到的臨界冷卻速率。STD1,STD2和STD3是當前用于連續管等級80、90和110的化學成分，并滿足API5ST。然而，甚至更多的合金STD3具有臨界冷卻速率，以保證在具有相關范圍內的WT的管中多于90%的回火馬氏體。清楚的是，標準材料不足以產生本發明的目標微結構，且可淬硬性必須提高。在低合金鋼中，影響可淬硬性的最重要的元素是碳。其后，C提高到API5ST規定的最大值（0.16重量%）之上，使得臨界冷卻速率不高于30℃/s。在本發明中，碳添加在從0.17%到0.35%的范圍中（選擇最大水平以保證良好的可焊性和韌性）。如同剛剛提到的，該化學成分的其余部分必須調節到具有等于或小于30℃/s的CR90值。表A2：獲得高于多于90%的馬氏體的臨界冷卻速率（CR90），對所分析的鋼測量。值由膨脹測試和金相分析而確定。下面用于選擇足夠的鋼化學成分的原則從對表A2中的實驗結果的分析中獲得。C-Mn鋼：可淬硬性主要取決于碳和錳的添加劑。當C處于下限時，大約2%的Mn可以用于獲得想要的可淬硬性（CMn1鋼）。然而，Mn是產生強的偏析模式的元素，而偏析模式將減少疲勞壽命。其后，Mn添加劑在較高碳的配方中下降。例如，當碳含量為大約0.25%時，1.6%的Mn足以獲得可淬硬性（CMn2鋼）。B-Ti鋼：這些合金是與硼和鈦微合金的普通碳鋼。由于增加了與硼作用相關的可淬硬性，Mn可以進一步減少。對于在下限中的碳，大約1.6%的Mn可以用于獲得可淬硬性。當碳含量為大約0.25%時，1.3%的Mn足以獲得可淬硬性（BTi2鋼）。Cr-Mo鋼：這些鋼具有Cr和Mo添加劑，它們對于增加回火穩定性是有用的，這使得它們適合于超高強度等級。此外，Cr和Mo是改進可淬硬性的元素；所以Mn添加劑可以進一步減少。然而，Cr和Mo是昂貴的添加劑，其減小了鋼的熱加工性，它們的最大含量分別限制到1%和0.5%。在一個例子中，其中碳處于下限，大約1%的Mn可以用于實現CR90（CrMo1）。如果鋼也是與B-Ti的微合金，可以實現Mn進一步減少到0.6%(CrMoBTi1)。例子B：用于不同連續管等級的化學成分選擇為分析表A1呈現的鋼的回火行為，以進行了工業熱處理的仿真。這些仿真包括在900-950℃的奧氏體化，以30℃/秒的淬火和回火。在STD1、STD2和STD3鋼的特殊情形下，采用了更高的冷卻速率，以在淬火過程中獲得至少90%的馬氏體。對于STD1和STD2，采用大約150℃/s的淬火速率，而對于STD3，冷卻是在50℃/s。當提供外部水冷卻時，這些更高的冷卻速率可以在小樣品中在處獲得。在淬火之后，樣品采用兩類循環回火：-峰狀循環：以50℃/s加熱到最大溫度（Tmax），其在從550℃到720℃的范圍中。以大約1.5℃/s冷卻到室溫。這些循環旨在仿真在感應爐中實際的回火條件，其特征在于高的加熱速率，在最大溫度處沒有均熱時間，以及空氣冷卻。-等溫循環：以50℃/s加熱到710℃/s，在該溫度下均熱從1分鐘到1小時的時間，并以大約1.5℃/s冷卻。該循環用于仿真工業線中的回火，其中具有多個均熱電感器或隧道爐。在所有的情形下，回火溫度在從550℃/s到720℃/s的范圍中。高于720℃/s的溫度需要避免，因為沒有想要的再奧氏體化發生。另一方面，如果回火在550℃/s以下進行，位錯（dislocated）結構的恢復不完全，材料出現脆化組分，這將削弱疲勞壽命。峰狀回火循環優選用于減少線的長度并提高生產率。其后，獲得具有特定鋼化學成分的給定等級的可行性主要通過回火曲線確定，該回火曲線采用該類循環獲得。如果在720℃/s下進行峰狀回火之后，強度仍然對于該等級過高，可以在最大溫度下進行均熱。然而，隨著均熱時間增加，可能需要更大、更昂貴和更低生產率的工業線。在圖4中（左邊圖）呈現了對BTi2鋼測量的回火曲線。拉伸性能示出為最大回火溫度的函數。峰狀熱循環用于仿真中。從圖中可以看到，等級90到125可以通過從大約710℃到575℃地改變最大峰值溫度而分別獲得。不將回火溫度減小到550℃以下的話，該化學成分不可能達到140Ksi的屈服強度。關于較低的等級，710℃下3分鐘的均熱可以用于獲得等級80（圖4右側圖）。基從仿真獲得的結果，構建出表B1。對于每種分析的鋼，該表示出生產不同等級的可行性，其最小屈服強度的范圍從80Ksi到140Ksi。例如，在BTi2的情形下，采用峰狀回火循環達到等級90到125是可行的。但是720℃下2分鐘的均熱可以用于等級80的情形下，這是在相應的單元標記“均熱”的原因。表B1：采用分析的鋼化學成分工業生產等級80到140的可行性。當“均熱”出現在單元中時，這意味著720℃下多于1分鐘的均熱可以用于達到該等級。從獲得的結果可以清楚，為了獲得較高的等級，可以采用增加的碳和Cr-Mo添加劑。特別地，由于低的碳含量，等級140不能用標準化學成分實現，如在API5ST中所述那樣。另一方面，為達到等級80，具有低碳的貧化學成分（leanchemistry），沒有Cr或Mo添加劑是最佳的選擇。在這種情形下，B-Ti微合金添加劑可以用于保證好的可淬硬性（例如，像BTi1的化學成分是好的替代選擇）。重點要指出的是，為了用標準鋼（STD1、STD2、STD3）產生馬氏體結構，在實驗室中需要采用比在工廠中可實現的更高的淬火速率。其后，如果我們將冷卻速率限制到該工業上可獲得的冷卻速率，這些連續管等級都不能用現有的鋼采用FBHT處理路線獲得。例子C：減少固化過程中偏析負面作用的化學成分選擇在鋼固化過程中，合金元素傾向于在液體中保持稀釋，因為其相比于固體（δ鐵素體或奧氏體）具有更高的溶解度。隨著固化，富集溶質的區域形成兩類非均勻的化學成分模式：微觀偏析和宏觀偏析。微觀偏析由在枝晶間空間中富集溶質的液體凝固而造成。但是其不構成主要問題，因為微觀偏析的作用可以在隨后的熱加工過程中去除。另一方面，宏觀偏析是化學成分在較大規模的鑄造部分中的非均勻性。這不能夠通過在高溫下和/或熱加工中均熱而完全消除。在本發明所關注的情況中，其是連續的厚板鑄造，這會產生中線偏析帶。顯著的中心偏析帶必須避免，因為：-作為未回火馬氏體的脆化組分可能出現在該區域中，這是作為焊接操作的結果（斜焊和ERW，例如參見圖5A-B）。這些不想要的組分在隨后的整體熱處理中去除。然而，通過在焊接和熱處理操作之間彎曲，管可能塑性變形，在工業生產過程中產生破壞。-在FBHT之后，中心偏析帶的殘余部分是富集替代溶質（如Mn、Si、Mo）的區域，其具有比材料其余部分更高的粗碳化物密度。該區域在低周疲勞過程中易于使裂紋成核，如在圖6-7中觀察到的那樣。此外，顯著的偏析帶與差的抗SSC性相關。盡管不可能去除宏觀偏析，其對于韌性、疲勞壽命和抗SSC性的負面作用可以通過合適選擇鋼化學成分而減小。基于對對應于大范圍的鋼化學成分的樣品的EDX測量，在中心偏析帶中富集因子對不同合金元素進行了估計。結果在表C1中示出。富集因子（EF，enrichmentfactor）是在中心帶處每種元素含量和基體中對應于平均值的含量之間的比率。這些因子主要依賴于液體和固體之間的熱力學分配系數，和在固化過程中的擴散率。元素EFMn1.6Si3.2Cr1.2Mo2.1Ni1.3Cu3.4表C1：在中心偏析帶處的富集因子（EF），對應于不同的替代合金元素。表C1清楚地表示存在一些元素，其具有強的趨勢會在固化過程中偏析，如Si和Cu。另一方面，Cr和Ni具有低的富集因子。Ni是昂貴的添加劑，但是當需要在不產生強的偏析模式下需要獲得可淬硬性和/或回火穩定性時，可以采用Cr。富集因子給出了關于含量增加的信息，該含量可以為在中心偏析帶處的每個元素所期待。然而，關于在焊接或熱處理過程中形成脆化組分的材料趨勢，不是所有這些元素都具有相同的作用。可以觀察到，可淬硬性提高得越高，在處理過程中形成脆化組分的趨勢越強。重要的是，具有高擴散系數的元素，例如碳和硼，會在固化過程中偏析，但是在熱軋過程中均質化。其后，它們不會有助于在偏析帶處形成脆化組分。從對CCT圖（例子A）的分析可得出，錳產生最多的可淬硬性增長。這要除去碳和硼，它們在熱軋之后不呈現大的偏析模式。另一方面，Si和Cu，其具有偏析的強烈趨勢，對可淬硬性不起主要作用。由于其高的富集因子和對可淬硬性的大的作用，當試圖減少宏觀偏析的負面作用時，如同減少低周疲勞壽命那樣，Mn添加劑必須盡可能地減少。高Mn含量普通地添加到鋼成分中，因為其對可淬硬性的作用。在本發明中，可淬硬性主要通過較高的碳添加劑實現，所以Mn的含量通常可以減小。采用硼和/或鉻添加劑可實現錳的進一步減少。例子可以在表C2中看到，該表表示用于從CCT圖中獲得的不同的鋼成分的臨界冷卻速率（CR90）（數據從前面例子A中取得）。為了在大約0.25%的碳含量下實現鋼中的可淬硬性，當添加硼時，Mn可以從1.6%減少到1.3%，且如果附加地使用Cr-Mo，可進一步減少到0.4%。表2：獲得大于90%的馬氏體的臨界冷卻速率（CR90），為所分析的鋼測量。值由膨脹測試和金相分析而確定。例子D：微結構的均質化如前所述，連續管的疲勞壽命強烈地依賴于作為微結構異質性的微觀特征。軟、硬微組分的組合傾向于產生塑性應變局部化，其是裂紋成核和擴展的驅動力。在本部分比較了通過標準生產方法獲得的連續管微結構，該方法應用于在API5ST內的化學成分，和在本發明公開的范圍內對應于化學成分和處理條件的那些。基準材料所使用的是標準連續管等級110（從110Ksi到120Ksi的屈服強度），其具有表A1中名為STD2的化學成分，這是在API5ST規格內的。該標準材料與通過化學BTi2和采用FBHT生產得到的相同等級的連續管相比較。在該比較中，不同的管位置將被考慮：-基礎金屬（BM）：除去ERW線和斜焊的連續管微結構，當“除去”意味著不包括在該區域中時，在任何焊接操作和它們可能的焊接后熱處理（PWHT，Post-WeldHeatTreatment）過程中產生熱影響區（HAZ）。-斜焊（BW）：對應于條帶到條帶連接的微結構區域，其可以通過等離子弧焊（PAW，PlasmaArcWelding）、攪拌摩擦焊（FSW，FrictionStirWelding）或任何其他焊接技術進行。在該區域中還包括在焊接和PWHT過程中相應的熱影響區。-ERW線：在管形成及其局部化的PWHT過程中，由縱向ERW焊接導致的微結構，該局部化的PWHT過程通常是焊縫退火。如同前面的情形，該區域也包括相應的熱影響區。在圖8A-B中呈現了對應于標準連續管（A）和本發明（B）的基礎金屬微結構。在第一情形下，觀察到具有精細碳化物分布的鐵素體基質。該基質和精細結構由控制的熱軋過程導致。本發明的微結構（圖8B）主要包括回火馬氏體。貝氏體的體積百分率在本例中小于5%。回火馬氏體結構也是在鐵素體基質中碳化鐵的精細分布。現有結構和新結構之間的主要區別涉及鐵素體晶粒和子晶粒的形態，和位錯密度。然而，關于細化和均勻性，兩個結構非常類似。在圖9A-B中示出了對應于ERW線的掃描電子顯微圖。清楚的是，現有結構的兩個微組分出現：存在軟鐵素體晶粒和硬塊，其包括精細珠光體、馬氏體和一些殘留的奧氏體的混合物。在該類結構中，塑性應變在鐵素體中局部化，裂紋可以成核并在鄰近的脆化組分（未回火馬氏體和高碳殘留奧氏體）中擴展。另一方面，用本發明范圍內的化學成分和處理條件獲得的ERW線微結構是均質的，并非常類似于相應的基礎金屬結構。對應于ERW的HAZ的微結構出現在圖10A-B中。在標準材料中，清楚的是中心偏析帶的殘余部分的出現，其在焊縫退火之后部分地轉變為未回火馬氏體。再次，這些是脆化組分，其沿著ERW線局部化，并可以在使用過程中成核和擴展裂紋。破壞風險高于前面的例子，因為剛剛提到的組分具有更大的尺寸。另一方面，在淬火和回火過的連續管中，靠近ERW線的結構是均勻的，而看不到中心偏析帶的殘余部分。在圖11A-B中呈現了一些掃描電子顯微圖，其對應于現有連續管和本發明兩者的斜焊HAZ。現有材料中，微結構非常不同于在基礎金屬（BM）中的。其主要包括上貝氏體，且晶粒尺寸是大的（50微米，比較于BM的小于15微米）。該類粗結構對于低周疲勞是不足夠的，因為裂紋可以容易地沿著貝氏體條板擴展。圖12中示出了疲勞裂紋的例子，該疲勞裂紋在斜焊中橫跨粗貝氏體。這是靠近主要破壞的次級裂紋，該主要破壞發生在標準連續管等級110的使用過程中。另一方面，本發明中的斜焊微結構再次非常類似于對應于基礎金屬的微結構。沒有上貝氏體晶粒被觀察到。重要的是，一些貝氏體可能在整體熱處理之后出現，但是由于足夠的化學成分和處理條件的選擇，該組分的相應的體積百分率低于10%。這是本發明所述化學成分良好可淬硬性的主要理由。此外，由于奧氏體化溫度的上限，最終的晶粒尺寸是小的（小于20微米），然后會擴展裂紋的大的貝氏體條板得以完全避免。圖13-14呈現了通過本發明公開的鋼化學成分和處理條件的組合獲得的微結構的均勻性的其他例子。在圖13中示出了現有生產的連續管中橫跨斜焊的硬度的典型變化，比較于采用新化學成分和處理方法所獲得的。清楚的是，當使用本發明時，硬度變化大大地減小。結果，材料在局部區域（本例中斜焊的HAZ）累積應力的趨勢也得以減小，疲勞壽命得以提高。圖14A-B表示一些微結構，其對應于在斜焊和ERW線之間的交叉處。清楚的是，隨著現有路線獲得大的微結構異質性。這些異質性采用本發明公開的化學成分和處理條件而被成功消除。例子E：連續管疲勞測試為了比較根據本發明生產的連續管相對于標準產品的性能，一系列測試在實驗室中進行。連續管樣品在如圖15中示意性示出的疲勞機中測試。該機器能夠仿真卷起和展開操作過程中的彎曲變形，同時施加以內部壓力。因此，測試對于低周疲勞條件下的材料進行評級是有用的，其接近在實際現場操作過程中的那些經歷。在測試過程中，疲勞樣品（管件，5或6英尺長）夾在一端上，而交替力通過液壓作動器施加在相反端上。通過在固定半徑的彎曲心軸上彎曲樣品，將變形周期施加在測試樣品上，然后對抗筆直的支撐而將其拉直。鋼帽焊接在樣品的端部處并連接到液壓泵上，從而使得循環得以進行，樣品填充以處于恒定內部壓力下的水，直至發生破壞。當發生內部壓力丟失時，測試結束，因為裂紋發展通過壁厚。測試在具有不同化學成分和等級的連續管上進行，如表E1所示。管幾何在所有情形下都一樣（OD2”,重量0.19”）。STD1，STD2和STD3是在API5ST中所述限度內的鋼，接著進行標準路線的處理。BTi1、BTi2和CrMoBTi4是根據本發明選擇和處理的化學成分。重要的是，CrMoBTi4鋼用于生產兩個非標準的等級，具有125Ksi和140Ksi的最小屈服強度（API5ST中描述的最高等級具有110Ksi的SMYS）。測試在具有和不具有斜焊的管件上進行（在所有情形下，縱向ERW線包括在樣品中）。測試的嚴格性主要依賴于兩個參數：彎曲半徑和內部壓力。在本研究中，彎曲半徑是48英寸，其對應于大約2%的塑性應變。考慮在1600psi和13500psi之間的內部壓力，這產生在從大約10%到60%的等級最小屈服強度范圍中的箍應力（hoopstress）。表E1：在本研究中分析的化學成分和連續管等級。在圖16中呈現了一些關于比較的結果，該比較在具有和不具有斜焊（BW）的樣品中測量到的疲勞壽命之間進行。圖中所示的值對應于在測試現有的和非現有的連續管等級時獲得的平均值。在現有材料的情形下，當測試的樣品含有斜焊時，疲勞壽命有明顯的減小。另一方面，當測試在BW樣品上進行時，根據本發明生產的連續管不出現疲勞壽命的重要變化。這是管均勻性結構的結果，在基礎金屬、ERW線和斜焊之間的機械性能幾乎沒有區別。圖17示出了通過本發明公開的化學成分和處理條件獲得的連續管疲勞壽命的提高。對于等級80、90和110，比較針對通過現有方法生產的等效等級。在等級125和140的情形下，這是非標準的，疲勞壽命比較針對等級110中的STD3鋼進行，其在類似的條件下（管幾何、彎曲半徑和內部壓力）測試。圖中示出的結果對應于每個等級的平均值，誤差條表示在使用不同的內部壓力時獲得的差量。在圖17中，清楚的是，當采用根據本發明的化學成分和處理條件時，觀察到疲勞壽命的顯著改進。例如，在等級110中，疲勞壽命提高了大約100%。這是這樣的事實的結果，即在現有的連續管中，疲勞性能受限于斜焊（其通常是關于低周疲勞的弱點，引起其微結構的異質性和脆化組分）。在根據本發明生產的連續管中，在斜焊處沒有重要的疲勞壽命減少，這大大地提高了管的總性能。關于非標準等級，疲勞壽命中大的改進是由于這樣的事實，即比較是針對在類似處理條件下測試的現有110等級。然而，對于相同的內部壓力，施加的箍應力更加接近較低等級的最小屈服強度，而等級110的測試嚴格性比較于等級125和140提升了。這些結果表明，通過更高的等級（在現有方法中未實現），疲勞壽命對于相同的使用條件有了大大提高。例子F：抗硫化物應力開裂性在含有H2S的環境中關于氫脆化的材料性能涉及腐蝕環境、存在可能局部地增加氫的含量的阱（traps）（例如沉淀和位錯），以及存在脆化區域的組合作用，其中裂紋可以容易地擴展。在現有連續管材料中的關鍵的脆化區域的可能來源是原材料中的替代元素（例如Mn）的偏析模式。不同含量的區域傾向于以不同方式響應在斜焊、PWHT、ERW和焊縫退火過程中施加的熱循環，并可能導致脆化組分的局部形成。特別地，當材料在ERW處理之后焊縫退火，管體快速地從焊接區域提取熱。如果偏析足夠高，由于冷卻條件，伸長的高硬區域可能形成，其中可能出現馬氏體。這些區域將保持在管中，成為裂紋容易擴展的路徑。新的處理用作制造的最后階段的事實允許過度硬化區域最小化。其他相關差異是：a）在管冷成型過程中引入的位錯沒有出現在新產品中，b）在新產品中的碳化物比典型的珠光體/貝氏體長脆化碳化物更小并是隔離的。結果，根據本發明的化學成分和處理條件生產的連續管對含H2S的環境中的開裂具有改進的性能。表F1：在本研究中分析的鋼化學成分和連續管等級。為了對抗SSC開裂性進行第一分析，連續管等級80樣品通過這樣生產：i）標準的處理和ii）新的化學成分-處理采用NACETM0177的方法C(C環)進行評估。鋼化學成分在表F1中示出。兩種材料（在每種情形下由3個樣品）都在C環樣品的中心處對ERW焊縫縫進行測試，采用了如下條件：負載：80Ksi的90%，方案A，1barH2S，測試時間：720小時在標準連續管的情形下，所有3個樣品都失敗了。另一方面，對應于新的化學成分-處理的樣品通過了測試（圖5A-B，具有C環的圖片）。盡管進行更多的測試，以分析不同等級的耐脆化性，和斜焊的作用，本第一結果表明，比較于標準條件有了清楚的提高，這歸功于新處理方法情形下，基礎金屬和ERW線更均勻的微結構。如圖18A-B所示，通過現有過程形成的C環具有大的下到中間的裂紋，而通過本發明的過程的實施方式形成的C環沒有裂紋。在一些實施方式中，B-Ti和Cr-Mo添加劑可以減小最大Mn。在一些實施方式中，等級可以高于110，這不同于采用現有方法所獲得的。結合特定方面、實施方式或例子描述的特征、材料、特性或組應理解為可應用于這里描述的其他方面、實施方式或例子，除非與其不兼容。本發明公開的所有特征（包括后面的權利要求、摘要和附圖），和/或這樣公開的任何方法或過程的所有步驟，可以以任何組合結合，除非至少一些特征和/或步驟互相排斥。保護范圍不限于任何前面實施方式的細節。保護范圍延伸到本發明公開的特征的任何新穎的一個或任何新穎的組合（包括任何后面的權利要求、摘要和附圖），或者這樣公開的任何方法或過程的步驟的任何新穎的一個或任何新穎的組合。盡管已經描述了某些實施方式，這些實施方式已經只通過例子呈現，而不旨在限定保護范圍。事實上，這里所述的新穎方法和裝置可以以許多形式具體化。而且，可以對這里所述的方法、成分和裝置的形式作出不同的省略、替換和改變。本領域技術人員將理解的是，在一些實施方式中，在示例的和/或公開的過程中發生的實際步驟可以不同于在圖中所示的。根據實施方式，上面所述的某些步驟可以去除，其他的可以增加。而且，上面公開的具體實施方式的特征和屬性可以以不同方式組合，以形成其他實施方式。所有這些都落入本發明的范圍內。盡管本發明包括某些實施方式、例子和應用，本領域技術人員將理解的是，本發明將具體公開的實施方式延伸到其他替代的實施方式和/或使用和明顯的變形及其等同物，包括這樣的實施方式，其不具有這里陳述的所有特征和優點。相應地，本發明的范圍不旨在通過這里的優選實施方式的具體公開而限定，而可以通過這里呈現或者將來呈現的權利要求限定。