具有优良耐腐蚀性和可焊性的钢管的生产方法 本发明涉及一种具有优良耐腐蚀性和可焊性的钢管的生产方法。更具体地说，本发明涉及简便、低成本地生产一种钢管的方法，该钢管在含有温二氧化碳及少量湿硫化氢的环境中有高的耐腐蚀性并有优良的可焊性，例如，可用作石油/天然气开采和生产所用油井管及输运管线。
近年来石油和天然气的生产日益转变为包含温二氧化碳及硫化氢的类型。众所周知在这样的环境下，碳钢和低合金钢腐蚀严重。要输送这样的腐蚀性石油和天然气，通常都添加一种腐蚀抑制剂作为抵抗腐蚀的对策。然而，对于海上油井，添加及回收腐蚀抑制剂极为昂贵，并且由于海洋污染的问题使用腐蚀抑制剂变得越来越困难。由于上述原因，近来对于无须添加腐蚀抑制剂的耐腐蚀材料的需求变得更加迫切。
对于采用不锈钢作为用于含有大量二氧化碳的石油和天然气的耐腐蚀材料进行了考察。例如，如在J.Klein地″C0rrosion″，’84，211页中所述，以AISI420钢为代表的含有0.2％C及约12至13％Cr的马氏体不锈钢被广泛使用。但是，这种钢存在不能在高温下退火以获得油井管用钢所必须具备的高强度这一问题，因而其冲击韧性低。由于AISI420含有约0.2％C，其可焊性特别差。换言之，焊接热影响区的硬度显著提高，为避免焊接裂纹所进行的预热温度和焊后加热温度都特别高，且焊接热影响区的韧性特别低。
例如，如日本未审查专利公开63-134630号和63-238217号所述，以AISI420钢为代表的马氏体钢油井管过去通常以无缝钢管轧制法生产无缝钢管。但是无缝钢管存在生产产量及生产率特别低而成本特别高的问题，对于以无缝钢管生产法生产的马氏不锈钢管，在制管后必须将钢管进行淬火和回火等热处理，这也是无缝钢管高生产成本的原因之一。对于低碳马氏体不锈钢，其C或C和N的含量被尽可能地降低以改善耐腐蚀性或可焊性，钢管不易以无缝钢管轧制法生产。
相反，日本未审查专利公开4-191319号及4-191320号公开了一种由低碳马氏体不锈钢生产钢管的方法，而日本未审查专利公开4-99127和4-99128号公开了一种生产低碳马氏体不锈钢管的方法。另一方面，日本未审查专利公开5-263139号描述了一种生产含有12至14wt％Cr的电阻缝焊钢管作为油井管的方法，但是，这些方法要求在制管后进行诸如正火和回火等热处理，并存在生产成本高及钢管表面形成氧化皮等问题。
鉴于上述问题，本发明目的在于提供一种易行、低成本的钢管生产方法，该钢管在含二氧化碳的环境中有优良的耐腐蚀性并且还有优良的可焊性。
本发明的要点在于以下(1)到(7)点：
(1)一种生产具有优良耐腐性及优良可焊性的钢管的方法，其特征在于，扁钢坯含有以重量百分比计0.01％至少于1.2％的Si，0.02至3.0％的Mn，7.5至14.0％的Cr，0.005至0.5％的Al，将C降至不超过0.03％，N至不超过0.02％，P至不超过0.03％以及S至不超过0.01％，含有不超过4.0％的Cu、不超过4.0％的Ni、不超过2.0％的Co、不超过3.0％的Mo及不超过3.0％的W中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质，并存在由下式表示的至少为0的MC值，通过顺序执行以下①至③步骤成型为钢管：
MC值＝80＋420〖％C〗＋440〖％N〗＋30(〖％Ni〗＋〖％Cu〗＋〖％Co〗)＋15〖％Mn〗－12(〖％Si〗＋〖％Cr〗＋〖％Mo〗)－24〖％Nb〗－48(〖％V〗＋〖％Ti〗＋〖％Al〗)－6〖％W〗其中〖％X〗代表以重量百分比wt％表示的元素X的含量。
①该步骤为将扁钢坯加热至1050至1300℃的温度，在金相组织基本保持奥氏体单相的温度范围内终止热轧，制成板厚3.0mm至25.4mm的热卷材，在金相组织基本保持为奥氏体单相的温度范围内卷带制成该热卷材，以至少0.01℃/秒的冷却速度将该卷材冷却至至少500℃，从而制成金相组织基本由马氏体构成的钢材；
②该步骤为将上述卷材再加热至不低于550℃，但又不高于Ac1转变点的温度，保持至少15分钟，然后将卷材冷却至室温。
③该步骤为将热卷材切割至预定宽度，将其两边连续成型为圆筒状并以电阻焊将其缝接制成缝焊钢管。
(2)根据第(1)项的生产具有优良耐腐蚀性及优良可焊性的钢管的方法，其中扁钢坯含有以重量百分比计总共不超过1.0％的Nb、V和Ti中的至少一种作为附加成分。
(3)根据第(1)项或第(2)项的生产具有优良耐腐蚀性及优良可焊性的钢管的方法，其中钢坯C含量降低至不超过0.015％且N降低至不超过0.015％(以重量百分比计)，并且C和N的总量降至不超过0.02％。
(4)根据第(1)至(3)项中任一项的生产具有优良耐腐蚀性及优良可焊性的钢管的方法，其中扁钢坯含有以重量百分比计不超过0.05％的稀土元素和不超过0.03％的Ca之中至少一种。
(5)根据第(1)至(4)项中任一项的生产具有优良耐腐蚀性及优良可焊性的钢管的方法，其中钢管以电阻缝焊生产，且当缝焊区温度降至Ms点温度以下后，至少缝焊区及缝焊区两边2mm之内区域再加热至不低于550℃，但又不高于Ac1转变点的温度，然后冷却。
(6)根据第(1)至(4)项中任一项的生产具有优良耐腐蚀性和优良可焊性的钢管的方法，其中钢管以电阻缝焊生产，当缝焊区及缝焊区两边2mm之内区域的温度重新升至不低于(Ac3转变点+50℃)的温度后，将其快速冷却至低于Ms点的温度，并至少将缝焊区及缝焊区两边2mm之内区域再次再加热至不低于550℃且不高于Ac1转变点的温度，然后冷却。
(7)根据第(5)或(6)项的生产具有优良耐腐蚀性和优良可焊性的钢管的方法，其中，当至少缝焊区及缝焊区两边2mm之内区域再加热至不低于550℃且不高于Ac1转变点的温度并冷却时，钢管整体也再加热。
本发明解决有关马氏体不锈钢的各种问题，该类不锈钢以AISI420钢为代表，过去曾作为对于含有大量二氧化碳的石油及天然气的耐腐蚀材料进行过考察。尤其注重于使得保证管线及油井管所必须的高强度成为可能，以及抑制焊接热影响区硬度的提高，以及改善耐腐蚀性和可焊性。
为达到上述目的，本发明从耐腐蚀性和可焊性等方面出发控制钢的化学成分，并优选了钢板粗轧工艺及制管工艺的热加工条件以及热加工后的冷却条件。
后文将说明对于根据本发明的具备优良耐腐蚀和可焊性的钢管限制其生产条件的理由。首先，将说明限制每种化学成分的理由。未作特别说明时“％”代表“wt％”。
Si：
添加Si作为脱氧剂及强化元素对于含7.5至14.0％Cr的钢是有效的。但是，如果Si含量少于0.01％，脱氧作用不充分，如其超过1.2％，该作用达到饱和，并且冲击韧性和电阻缝焊可焊性下降。因此，Si含量限制为0.01％至低于1.2％的范围。另外，当所须的强度可通过与其它合金元素及生产条件相结合达到，就不必大量加入Si，Si加入量优选地降至不超过0.2％，即为脱氧所需的必要且充分的含量。
Mn：
Mn是含7.5至14.0％Cr的钢所必需的脱氧剂，且至少需加入0.02％Mn。Mn对于将金相组织转变为主要由马氏体构成的组织，也是一种有用的元素。如果Mn含量超过3.0％，其作用达到饱和，且过量的Mn造成炼钢的困难，因此，Mn含量上限限定为3.0％。
Cr：
为了保证作为本发明的目的的高腐蚀抗力和高强度，至少必须加入7.5％的Cr，但是如果Cr含量超过14.0％，为获得主要由马氏体构成的金相组织，必须加入大量合金元素。这样不仅提高了生产成本，并且造成热卷材热处理的困难。因此，Cr含量限制为7.5至14.0％。
Al：
必须加入至少0.005％的Al作为脱氧剂。但当Al以超过0.5％的含量加入时，形成粗大的氧化物型夹杂并造成应力腐蚀开裂抗力的下降。因此，Al含量上限定为0.5％。
C：
C与Cr形成碳化物，降低韧性及耐腐蚀性并显著提高焊接热影响区硬度。因此，C含量限制为不超过0.03％。
N：
N降低焊区韧性并使焊接热影响区硬度显著提高。因此，N含量限制为不超过0.02％。
另外，当必须降低焊接热影响区硬度及必须改善可焊性时，尤其是钢被成型为干线用管时，等等，C含量须限制为不超过0.015％且N含量为不超过0.015％，并且(C＋N)总含量优选地限制为不超过0.02％。
P：
大的P含量会降低韧性。因此P含量须降至不超过0.03％，并且P的含量以尽可能低为好。
S：
大量的S也降低热加工性、塑性及耐腐蚀性。因此，S含量优选为少于、必须限制为不多于0.01％。
Cu、Ni及Co：
当加入到含有7.5至14.0％Cr的钢中时，Cu、Ni及Co显著改善抗腐蚀性，并且它们对于形成主要由马氏体构成的金相组织也是必须的、有用的元素。但是，当Cu及Ni加入量超过4.0％，而Co量超过2.0％时，其作用达到饱和，并且这样的加入量不仅造成热卷材热处理的困难且使生产成本提高。另一方面，Cu、Ni及Co加入量的下限与其它合金元素的加入是相关的，必须进行选择以使MC值至少为0。
Mo和W：
当加入到含有7.5至14.0％Cr的钢中时，Mo和W对于提高在湿二氧化碳气体环境中的耐腐蚀性有效。一般当其加入量超过3.0％时其使用达到饱和，另外，由于必须加入大量其它合金元素如Cu、Ni、Co等以形成主要由马氏体构成的金相组织，热卷材的热处理变得困难。因此Mo和W的上限都定为3.0％。
在本发明中，由下式定义的、综合了各种元素含量的MC值必须至少为0：
MC值＝80＋420〖％C〗＋440〖％N〗＋30(〖％Ni〗＋〖％Cu〗＋〖％Co〗)＋15〖％Mn〗－12(〖％Si〗＋〖％Cr〗＋〖％Mo〗)－24〖％Nb〗－48(〖％V〗＋〖％Ti〗＋〖％Al〗)－6〖％W〗其中〖％X 〗代表以重量百分比wt％表示的元素X的含量。
当该MC值小于0时，难以获得其热轧条件及热处理条件可选择、基本由马氏体构成的金相组织，且强度及韧性等对于油井管及干线用管所必备的性能也下降。另外，当MC值小于0时，在热轧温度区域难以产生稳定的奥氏体组织，产生大的轧制划痕的可能性提高，生产率下降。因此，MC值应至少为0，当MC值至少为0时，可通过后文所述轧制条件，卷带条件及冷却条件的组合获得其金相组织基本由马氏体构成的钢。
上述元素是本发明钢的基本组分，但下述元素在需要时可加入以进一步改善钢的性能。
Nb、V和Ti：
当加入到含7.5至14.0％Cr的钢中时，Nb、V和Ti对于降低焊接热影响区硬度及改善耐腐蚀性有很大作用。但是，当其含量过高时，其作用达到饱和且母材韧性下降。因此，Nb、V和Ti中至少一种的总含量不得超过1.0％。特别是要求母材具备优良韧性时，Nb、V和Ti中至少一种的总含量优选为不超过0.5％。另一方面，为了充分降低焊接热影响区的硬度，Nb、V和Ti中至少一种的总含量优选为不少于0.1％。
稀土元素(REM)和Ca：
稀土元素和Ca对于改善热加工性及冲击韧性是有效元素。但是，当加入含量超过0.05％的稀土元素或含量超过0.03％的Ca时，这些元素的粗大非金属夹杂物形成，热加工性及耐腐蚀性下降。因此，稀土元素含量上限值为0.05％而Ca为0.03％。“稀土元素”一词在此代表原子序数57至71、89至103的元素及Y。
本发明方法所用钢可能包含Zr、B等，如来自废料的混合杂质及为了调整韧性及可加工性所加入者，但在这种情况下，上述MC值也必须至少为0。尽管本发明对于氧含量不作特别限制，氧含量优选为尽可能少，因为氧是形成氧化物型非金属夹杂物的杂质。
其次，将对本发明的生产步骤及其限制理由加以说明。
扁钢坯加热温度：
热轧中的热加工性必须通过均匀加热扁钢坯芯部来保证，但是，如果加热至超过1300℃的温度，由于氧化皮形成而造成的材料损失巨大，以致产量下降。另一方面，当加热温度低于1050℃时，热轧时变形抗力太大。因此，扁钢坯加热温度限定为1050至1300℃。
热轧：
热轧可采用普通热卷材轧制方法进行，从板材用于油井管或干线用管的实际应用出发，将板厚限定为至少3.0mm至不超过25.4mm。从后续缝焊的生产率方面出发，将板材形状限定为热卷材。
终轧温度及卷带温度：
当热轧后将热卷材卷带时，必须在金相组织基本保持为奥氏体单相的温度范围内终止热轧和卷带，以便在卷带后冷却过程中得到金相组织基本由马氏体构成的钢材。如果卷带前奥氏体部分或全部地转变成铁素体，钢材母材韧性就变差。如果卷带前奥氏体部分或全部地转变成马氏体，钢材强度提高，因而卷带就变得困难。偶然地存在热轧过程中铁素体转变为加工所促进的情况，因为这个原因，必须在即使是热加工时奥氏体单相组织也能得到保证的温度下终止热轧和卷带。当金相组织基本由奥氏体单相构成时，对于热轧终止温度和卷带温度没有其它限制。但是如果温度太低，即使组织为奥氏体单相组织，热轧变形抗力也会很高。因此，适宜的温度应定在热轧机及卷带机能力范围之内。
冷却条件：
热卷材在卷带后冷却时，必须以至少0.01℃/秒的冷却速度冷却至500℃或其以下温度。这是为了避免由奥氏体生成铁素体并将钢转变为冷却后基本由马氏体构成的金相组织。如果冷却速度低于0.01℃/秒，冷却时形成铁素体的可能性提高。另一方面，本发明钢中冷却至低于500℃的奥氏体不再发生铁素体转变，另外由于在低于500℃的温度下冷却速度对于马氏体转变影响很小，在低于500℃的温度下可采用任何冷却速度。
热卷材再加热：
为了在钢管制管后获得合适的强度及保证韧性，低于550℃的加热温度及少于15分钟的保温时间不宜采用，因为母材韧性不够。当加热温度超过Ac1转变点时，在后续冷却过程中形成新生马氏体，母材韧性及应力腐蚀抗力下降。如果至少15分钟的保温时间得到保证，更多的保温时间也不会造成什么问题，如果采用闭箱退火，保温时间为约2小时至约10小时。再加热气氛可以是大气气氛，但更为优选的是非氧化气氛或还原气氛，以便在不降低耐腐蚀性的情况下减少钢材表面氧化并提高钢管产量。例如，优选采用由5至15％氢，其余为氮或氩气组成的混合气体。
成型及电阻缝焊：
本发明的成型和缝焊可采用普通的电阻缝焊钢管生产工艺，缝焊钢管的生产通过将钢带卷切割成与油井管或干线用管所须外径相符的预定宽度，将这块钢带卷连续成形为圆筒形，并以电阻焊将钢带卷两边焊接。
本发明中，除上述生产步骤外，需要时可增加以缝焊法生产钢管、将缝焊区及焊缝两边2mm之内区域再加热至不低于550℃、不高于Ac1转变点的温度然后将钢管冷却等生产步骤。该附加步骤的目的在于降低缝焊时局部产生的硬化组织的硬度并改善缝焊区韧性。当进行再加热时，可通过使用焊后退火炉等在缝焊后立即仅将缝焊区近邻区域再加热，或者也可将钢管整体加热。
除上述生产步骤外，本发明还可能增加如下步骤：将缝焊区及缝焊区两边至少2mm之内区域再加热至不低于Ac3转变点+50℃的温度，将其快速冷却至低于Ms点的温度，再将至少缝焊区及焊缝两边2mm之内区域再加热至从550℃至Ac1转变点的温度，然后将其冷却。该附加步骤的目的在于降低缝焊时产生的不均匀性及进一步改善缝焊区韧性。当缝焊区及焊缝两边至少2mm之内区域被加热到不低于Ac3转变点+50℃时，最好在缝焊后采用焊后退火炉只对缝焊区附近区域实行快速再加热。钢管自然可以整体加热，但在这种情况下，钢管被整体硬化，因而热卷带时获得的材料性能丧失。再加热进行到Ac3转变点+50℃或其以上温度后，钢管必须快速冷却至Ms点以下温度。因为，如果在温度降至Ms点以下之前就进行再加热，即使再加热达到从550℃至Ac1转变点的温度也不能得到再加热的效果。特别是当采用焊后退火炉进行序列式连续操作时，快速冷却是基本要求。另一方面，当至少缝焊区及焊缝两边2mm之内区域再加热至550℃至Ac1转变点的温度时，采用焊后退火炉可在缝焊后仅将缝焊区近邻部位迅速加热，或者也可以将钢管整体加热。
在本发明中，具有选定成分的钢其热卷材的金相组织被转化为基本由回火马氏体构成的组织。如果热卷材组织保持为未回火马氏体，其强度太高，因而可加工性和韧性都特别差。相反地，钢材可加工性可通过在热卷材状态下对马氏体进行回火以使热卷材达到适当的强度来得到改善，并且缝焊钢管生产中的成型其生产率也可获得显著提高。
由于金属组织转变为回火马氏体，可轻易获得高强度，如至少551MPa的屈服强度。也可获得高强度及优良冲击韧性。
实施例
后文将解释本发明的实施例。
具有表1所示成分的钢经熔化，以普通热轧工艺在表2所列条件下生产板厚为11mm的热卷材。随后每个卷材都通过缝焊钢管生产线成型为外径273mm的缝焊钢管，其屈服强度至少为448N/mm2。热轧时扁钢坯加热温度为1230℃。对照例16对应于AISI420钢。对于每种钢管，制管后不进行管材热处理如淬火或正火。
表1 化学成分(wtz) MC值 C Si Mn P S Cr Al Ni Cu Co Mo W N 其它本发明例 1 0.010 0.35 0.66 0.013 0.002 12.18 0.07 2.15 - - - - 0.006 7.52 2 0.007 0.33 0.79 0.013 0.002 11.87 0.03 1.88 0.51 - - - 0.006 21.29 3 0.011 0.16 0.61 0.021 0.003 12.95 0.12 2.53 - - - - 0.007 9.67 4 0.008 0.17 0.58 0.010 0.003 12.03 0.04 2.04 - 0.31 - - 0.010 Ti0.15 11.44 5 0.010 0.10 1.55 0.010 0.002 13.25 0.04 1.33 1.55 0.48 - - 0.012 51.40 6 0.005 0.11 0.15 0.011 0.004 12.11 0.04 1.97 1.91 0.34 - - 0.008 65.91 7 0.008 0.12 0.49 0.010 0.002 9.03 0.06 2.02 0.75 0.52 1.53 - 0.008 61.89 8 0.007 0.12 0.48 0.005 0.002 8.54 0.03 1.17 0.77 0.88 - - 0.007 Nb0.21 V0.07 64.06 9 0.008 0.21 0.52 0.007 0.001 12.22 0.09 2.16 0.77 - 0.53 1.10 0.005 21.42 10 0.012 0.21 0.13 0.015 0.001 12.06 0.10 0.99 2.53 - 0.49 - 0.010 39.07 11 0.009 0.10 0.52 0.014 0.001 11.53 0.02 1.94 0.33 0.20 0.94 - 0.009 Nb0.11 Ti0.10 10.40 12 0.006 0.12 0.33 0.015 0.002 11.90 0.03 2.31 - - 0.61 0.33 0.008 Ca0.005 7.29 对照例 13 0.057 0.32 0.26 0.013 0.005 12.51 0.06 - - - - - 0.024 -38.44 14 0.011 0.33 0.48 0.011 0.004 11.99 0.22 - - - 0.52 - 0.011 Nb0.14 -71.34 15 0.011 0.28 0.22 0.009 0.004 4.55 0.05 1.56 0.58 - - 0.22 0.018 99.68 16 0.180 0.36 0.48 0.018 0.002 12.33 0.05 0.36 - - - - 0.015 25.52 17 0.016 0.30 0.41 0.015 0.004 12.24 0.05 2.30 0.55 - - - 0.008 29.01MC值＝80＋420[％C]＋440[％N]＋30([％Ni]＋[％Cu]＋[％Co])＋15[％Mn]－12([％Si]＋[％Cr]
＋[％Mo])－24[％Nb]－48([％V]＋[％Ti]＋[％Ae])－6[％W]
表2 终轧 温度 (℃) 卷带 温度 (℃) 冷至 500℃的 冷却速度 (℃/秒)热卷材再加热处理条件电阻缝焊后处理耐腐蚀性 焊接热形响区最大硬度 冲击韧性 母材 焊接热 形响区本发明例 1 850 780 0.03 650℃×4h 缝焊退火炉 670℃○○○○ 2 860 810 0.02 660℃×5h ″ 670℃○○○○ 3 850 780 0.1 640℃×2.5h ″ 660℃○○○○ 4 860 800 0.1 660℃×4h 整体 670℃○○○○ 5 850 790 0.05 680℃×4h 缝焊退火炉 690℃○○○○ 6 850 800 0.02 650℃×5h 无◎○○○ 7 850 800 0.02 640℃×5h 缝焊退火炉 670℃◎○○○ 8 850 800 0.02 620℃×4h ″ 700℃○○○○ 9 860 800 0.03 620℃×5h 缝焊区邻近区域加热至880℃，快速冷却后，仅缝焊区邻近区域加热至640℃○○○○ 10 900 850 0.1 680℃×2h 缝焊退火炉 700℃◎○○○ 11 880 830 0.03 650℃×2h ″ 670℃◎○○○ 12 900 850 0.02 640℃×3h 无○○○○对照例 13 850 780 0.05 640℃×3h 无××××× 14 880 820 0.005 620℃×4h 缝焊退火炉 660℃○○××× 15 800 760 0.2 650℃×4h ″ 670℃××○○× 16 880 820 0.03 650℃×3h ″ 700℃×××××××× 17 880 820 0.03 无 ″ 650℃○○××
其次，这些钢管手工焊接形成焊接接头，相应于干线用管安装时的现场环焊。焊接热输入量为17KJ/cm，从母材及焊接热影响区取JIS4号冲击试样(全尺寸)，进行冲击试验。焊接热影响区最大硬度以1kg载荷下的维氏硬度测定。另一方面，从每种钢管的母材取样，进行湿二氧化碳环境下的腐蚀试验。用于湿二氧化碳环境的每个试样厚3mm，宽15mm，长50mm，浸入高压釜中的5％NaCl水溶液内，在120℃的试验温度及40atms的二氧化碳压力下保持30天。通过试验前后重量变化来计算腐蚀速度。该腐蚀速度的单位是mm/y，通常认为如果某种材料在某种环境下的腐蚀速度为小于0.1mm/y，该材料就足够耐腐蚀，可以采用。
测试结果列于表2。在表2所示冲击试验结果中，符号○表示断口形貌转变温度不高于-30℃，符号×表示断口形貌转变温度为-30℃至0℃，符号××表示断口形貌转变温度高于0℃。表2中所示焊接热影响区最大硬度中，符号○表示最大硬度小于300，×表示其为300至小于450，而××表示其至少为450。在表2所示腐蚀试验结果中，符号◎表示腐蚀速度小于0.05mm/y，符号○表示其为0.05至小于0.10mm/y，符号×表示其为0.1至小于0.5mm/y，而符号××表示其至少为0.5mm/y。
从表2可清楚知道，在根据本发明的1号至12号实施例中，母材及焊接热影响区冲击韧性优良，焊接热影响区最大硬度低，材料表现出优良的耐腐蚀性和可焊性。换句话说，具有优良特性的钢管可以低生产成本、高生产率生产，而无须采用诸如淬火-回火或正火-回火等热处理。本发明钢管在二氧化碳环境中有优良耐腐蚀性的原因是因为它含有7.5至14.0％Cr，以及Cu或Ni，还有，因为本发明将C限制为不超过0.03％而N不超过0.02％。相反，对照例13至17号由于其不满足组成成分要求，或其生产条件不当，所有对照例的性能都较差。
如上所述，本发明可以低成本、高生产率生产耐腐蚀性及可焊性俱佳的钢管。