CN103080354A - 二相组织油井钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

该二相组织钢管的化学组成以质量%计含有C：0.07%～0.15%、Si：0.1%～0.5%、Mn：0.8%～1.9%、Nb：0.020%～0.10%，将P限制为0.05%以下、将S限制为0.01%以下、将Al限制为0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量，在定义Ceq=[C]+[Mn]/6时，通过该式求出的碳当量Ceq为0.25～0.40，满足[Nb]×[C]≥0.002，上述二相组织钢管的金属组织组成以面积率计包含80%～98%的铁素体、和合计2%～20%的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相，上述铁素体的平均粒径为1μm以上且低于8μm，上述马氏体、上述残留奥氏体、或上述混合相的平均粒径为0.1μm以上且2μm以下。

Description

二相组织油井钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及通过将成分组成最优化的热轧钢板成形为钢管，将该钢管加热至奥氏体和铁素体的二相共存的温度（二相域），然后进行淬火处理而控制了金属组织的扩管性优异的二相组织油井钢管和其制造方法。
本申请基于2010年7月13日在日本申请的特愿2010-159013号而主张优先权，并在此引用其内容。
背景技术
近年来，开发了将油井用钢管在井内扩管10%～30%而使用的技术，该技术大大有助于油井或气井的开发成本的降低。一般，若将钢管沿周向进行扩管，则由于鲍辛格效应而压溃强度降低。鲍辛格效应是指，在通过塑性变形施加塑性应变后，若沿与施加塑性应变的方向相反的方向施加应力，则与塑性变形前相比该方向的屈服应力降低的现象。
针对这样的问题，专利文献1和2中提出了扩管后的压溃特性优异的钢管。专利文献1中公开的钢管是将组织制成贝氏体或贝氏体铁素体，在扩管后，使固溶C错位地固定而提高压溃强度的钢管。此外，专利文献2中公开的钢管是将组织制成可抑制鲍辛格效应的体现的由铁素体和微细分散的马氏体构成的二相组织的钢管。
此外，若扩管率变高，则在扩管时钢管壁厚局部地减薄，根据情况有时局部发生龟裂。针对该问题，专利文献3中，提高加工硬化指数（n值）是有效的，因此，提出了将组织控制为软质相与硬质相的二相组织的钢管。
专利文献3中公开的钢管的金属组织中，软质相为铁素体、回火马氏体、回火贝氏体，硬质相为马氏体与奥氏体的混成物（Martensite-AusteniteConstituent：MA）。将钢管加热至二相域并进行空气冷却，将硬质相制成MA。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：国际公开第2004/001076号
专利文献2：国际公开第2005/080621号
专利文献3：国际公开第2009/014236号
发明内容
发明所要解决的问题
通过将钢管自身加热至铁素体及奥氏体的二相域温度，然后进行淬火处理（以后，称为二相域淬火处理。）而制造的二相组织油井钢管虽然n值变高，但具有屈服强度（Yield Stress：YS）降低的问题。YS是与压溃强度有关的重要因子，存在YS降低时压溃强度也降低的倾向。本发明提供通过二相域淬火处理而制造的、YS及n值这两个特性优异的二相组织油井钢管。
用于解决问题的方法
为了实现上述目的，本发明的各方案具有以下的构成。
（1）本发明的一方案所述的二相组织油井钢管：其化学组成以质量%计含有
C：0.07%～0.15%、
Si：0.1%～0.5%、
Mn：0.8%～1.9%、
Nb：0.020%～0.10%，
将P限制为0.05%以下、
将S限制为0.01%以下、
将Al限制为0.1%以下，
剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，通过（式1）求出的碳当量Ceq为0.25～0.40，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量时，满足[Nb]×[C]≥0.002，上述二相组织钢管的金属组织组成以面积率计包含80%～98%的铁素体、合计2%～20%的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相，上述铁素体的平均粒径为1μm以上且低于8μm，上述马氏体、上述残留奥氏体、或上述混合相的平均粒径为0.1μm以上且2μm以下。
Ceq=[C]+[Mn]/6           （式1）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
（2）上述（1）的二相组织油井钢管中，化学组成以质量%计进一步含有V：0.0001%～0.02%、Ti：0.005%～0.03%、Ca：0.001%～0.010%、N：0.001%～0.01%中的1种或2种以上，将[X]设为元素X的含量[质量%]时，满足[V]/[Nb]≤1/3，上述碳当量Ceq也可以定义为（式2）来代替上述（式1）。
Ceq=[C]+[Mn]/6+[V]/5···（式2）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
（3）上述（1）或（2）的二相组织油井钢管中，Nb含量为0.040%～0.10%，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量时，也可以满足[Nb]×[C]≥0.003。
（4）上述（1）或（2）的二相组织油井钢管中，板厚也可以为5mm～15mm。
（5）本发明的另一方案所述的二相组织油井钢管的制造方法，具有以下工序：使用下述钢材，在铁素体的平均粒径成为1μm以上且低于10μm的条件下进行热轧来制造热轧钢板的工序，所述钢材的化学组成以质量%计含有C：0.07%～0.15%、Si：0.1%～0.5%、Mn：0.8%～1.9%、Nb：0.020%～0.10%，将P限制为0.05%以下、将S限制为0.01%以下、将Al限制为0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，通过（式3）求出的碳当量Ceq为0.25～0.40，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量时，满足[Nb]×[C]≥0.002；由上述热轧钢板制造钢管的工序；将上述钢管加热至超过奥氏体相变的开始温度Ac1且低于奥氏体相变结束温度Ac3进行淬火处理的工序。
Ceq=[C]+[Mn]/6        （式3）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
（6）上述（5）所述的制造方法中，上述钢材的化学组成以质量%计进一步含有V：0.0001%～0.02%、Ti：0.005%～0.03%、Ca：0.001%～0.010%、N：0.001%～0.01%中的1种或2种以上，将[X]设为元素X的含量[质量%]时，满足[V]/[Nb]≤1/3，上述碳当量Ceq也可以定义为（式4）来代替上述（式3）。
Ceq=[C]+[Mn]/6+[V]/5        （式4）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
发明的效果
根据本发明，能够提供YS及n值这两个特性提高、扩管性优异的油井钢管，产业上的贡献极其显著。
附图说明
图1是表示钢管的YS与n值的关系的图。
具体实施方式
首先，对本实施方式所述的二相组织油井钢管的基础物性即n值与YS的关系进行说明。
由成分组成和金属组织不同的热轧钢板制造钢管A、D及G。将这些钢管加热至金属组织变成奥氏体及铁素体的二相域温度进行二相域淬火处理而制成二相组织油井钢管。在进行该二相域淬火处理时，通过将热处理条件在二相域温度范围内进行各种变化，从而使这些二相组织油井钢管的YS及n值发生变化。图1中表示钢管A、D及G的YS与n值的关系。由该图表示任一钢管均随着YS的增加而n值降低。此外表示，任一钢管中，其斜率的绝对值均成为5.5～5.6×10-4MPa-1。
本发明的课题是提高二相组织钢管的YS及n值这两个特性。图1中表示，与钢管G相比在钢管D中，YS及n值这两个特性提高，进而与钢管D相比在钢管A中，YS及n值这两个特性提高。因而，在本实施方式所述的二相组织油井钢管中，将YS与n值的直线关系存在于图1的通过斜线阴影化的区域中作为实现上述课题的判断基准。其将YS为380MPa时的n值设定为0.2以上。即，本实施方式所述的二相组织油井钢管以满足下述（式A）作为目标。
将表示当YS为380MPa时n值为0.2以上的下式
[n]≥0.20-5.55×10-4（[YS]-380）
进行变形，得到下述（式A）。
[n]≥-5.55×10-4[YS]+0.411        （式A）
这里，在作为加工硬化指数的n值的计算中，使用通过拉伸试验得到的应力-应变曲线。n值由将真应力-真应变曲线以双对数表示时的斜率求出。另外，求出n值的范围设定为以标称应变计为2%到均匀伸长的范围。
以下，对本实施方式所述的二相组织油井钢管的制造方法进行说明。
本实施方式所述的二相组织油井钢管通过以下的工序来制造。（1）使用后述的成分组成的钢材，在铁素体的平均粒径达到1μm以上且低于10μm的条件下进行热轧来制造热轧钢板的工序。（2）由该热轧钢板制造钢管的工序。（3）将该钢管加热至超过奥氏体相变的开始温度Ac1、且低于奥氏体相变结束温度Ac3进行淬火处理（二相域淬火处理）的工序。这样，使用后述的成分组成的钢材，通过上述工序进行制造，可以得到本实施方式所述的二相组织油井钢管。
在制造热轧钢板的工序中，有必要将热轧钢板的金属组织的铁素体的平均粒径设定为1μm以上且低于10μm。这是为了将二相域淬火处理后的二相组织油井钢管的铁素体平均粒径控制为上述的1μm以上且低于8μm。将热轧钢板的铁素体平均粒径设定为低于1μm实质上在制造上很难达成。热轧钢板的铁素体平均粒径为10μm以上时，无法将二相域淬火处理后的二相组织油井钢管的铁素体平均粒径设定为上述范围内。该热轧钢板的铁素体平均粒径更优选为1μm以上且低于8μm。另外，铁素体相的平均粒径根据JIS G 0552通过切断法而求出。
该热轧钢板的金属组织中，除了作为主相的铁素体以外，包含珠光体或贝氏体、作为析出物的碳化物或氮化物等。但是，该钢板由于在造管后，实施二相域淬火处理，所以该工序中仅铁素体的平均粒径成为重要的控制因子。为了将铁素体平均粒径设定为1μm以上且低于10μm，除了后述的Nb碳化物的析出以外，控制热轧的精轧中的累积压下率、和热轧的最终道次温度很重要。油井钢管用的热轧钢板优选最终板厚为5mm～15mm。这是由于，板厚低于5mm时钢管的压溃载荷降低，超过15mm时钢管扩管时的负荷变大。因此，油井钢管用的热轧钢板与一般的薄板材相比难以控制组织。因而，在上述的热轧中，优选在可能的范围内增大上述的压下率，将上述的轧制最终道次温度设定为900℃以下。
若板厚为5mm～15mm的热轧钢板的金属组织的铁素体平均粒径变成1μm以上且低于10μm，则该热轧方法没有特别限定。以下，示出热轧条件的一个例子。钢材的加热温度优选为1000℃～1300℃，更优选的范围为1150℃～1250℃。热轧的最终道次温度优选不易发生再结晶的温度（未再结晶温度区域），优选为750℃～900℃的范围。并且，优选将热轧的精轧中的累积压下率设定为30%以上，更优选设定为40%以上。此外，通过由钢板制造钢管的工序来制造电焊钢管时，热轧后，将热轧钢板进行水冷并卷取。该卷取温度优选为500℃～700℃。同样地，在制造UOE钢管时，在热轧后，将热轧钢板加速冷却，然后，放冷。
在由上述钢板制造钢管的工序中，制造成电焊钢管或UOE钢管等，但优选电焊钢管。优选电焊钢管的理由是由于具有生产率优异、壁厚比较均一、扩管性或压溃强度优异的特征。
电焊钢管是将热轧钢板辊成形为筒状，对缝部进行电焊而制造的。UOE钢管是将热轧后的厚钢板通过UOE工序进行C形压制、U形压制、O形压制而造管，对缝部进行埋弧焊而制造的。
在对上述钢管进行二相域淬火处理的工序中，在二相域、即超过Ac1点且低于Ac3点的温度范围内对上述钢管进行加热，然后，实施淬火处理。上述的Ac1及Ac3的值通过由二相域淬火处理前的钢管采取试验片进行测定、或在实验室中制造具有同样组成的钢材进行测定而得到。例如钢的加热时的相变温度可以通过以恒定速度对试验片进行加热并测定膨胀量的所谓Formastor试验来求出。通过由Formastor试验中得到的温度与膨胀量的关系求出弯曲的开始点及结束点的温度，可以决定奥氏体相变的开始温度Ac1及奥氏体相变结束温度Ac3。上述淬火的方法只要从水淬火、油淬火、液氮淬火等中根据钢管选择适合的方法即可。
以上，对本实施方式所述的二相组织油井钢管的制造方法进行说明。接着，对本实施方式所述的二相组织油井钢管进行记述。
本实施方式所述的二相组织油井钢管为了满足上述（式A），需要具备以下记载的金属组织和成分组成。（1）该金属组织以面积率计，包含80%～98%的铁素体、和合计2%～20%的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相，该铁素体的平均粒径为1μm以上且低于8μm，该马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的平均粒径为0.1μm以上且2μm以下。（2）该成分组成以质量%计，含有C：0.07%～0.15%、Si：0.1%～0.5%、Mn：0.8%～1.9%、Nb：0.020%～0.10%，将P限制为0.05%以下、将S限制为0.01%以下、将Al限制为0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量，定义了下述式1时
Ceq=[C]+[Mn]/6···（式1）
通过（式1）求出的碳当量Ceq为0.25～0.40，满足[Nb]×[C]≥0.002。
以下，对本实施方式所述的二相组织油井钢管的金属组织进行说明。
本实施方式所述的二相组织油井钢管的金属组织成为铁素体相和硬质第二相的二相组织。这里，在晶粒内部见到碳化物或硬质第二相那样的所谓的贝氏体铁素体不包括在这里的铁素体相中。此外，硬质第二相为马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相，一般是指通过Lepera蚀刻确认到的组织。对于该金属组织，在距离钢管的外表面为壁厚的1/4的部分采取试验片，进行研磨和蚀刻并通过光学显微镜进行观察。在利用光学显微镜的组织观察中，无法区别马氏体和残留奥氏体，但通过X射线衍射法可以测定残留奥氏体的生成量。上述的金属组织中，虽然很少量但是也包含珠光体或贝氏体、碳化物或氮化物等析出物。但是，与铁素体相及硬质第二相相比，其面积率低，所以对于上述的金属组织组成不进行考虑。
铁素体的面积率：80%～98%
铁素体是金属组织中的主相。将铁素体的面积率设定为80%～98%。低于80%时，硬质第二相、或珠光体或贝氏体的相对的比例增加，无法满足上述（式A）。即使超过98%，也无法满足上述（式A）。
铁素体的平均粒径：1μm以上且低于8μm
铁素体的平均粒径设定为1μm以上且低于8μm。低于1μm实质上在制造上很难实现。为8μm以上时，过于粗大而无助于YS与n值的提高，韧性也降低。为了最佳地体现出效果，铁素体的平均粒径优选为1μm以上且低于5μm。另外，铁素体相的平均粒径根据JIS G0552通过切断法求出。
马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的面积率：合计2%～20%
马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相为硬质第二相，通过在金属组织内微细地进行分散，从而在塑性变形时约束铁素体相的变形，提高YS和n值。马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的面积率合计设定为2%～20%。若合计低于2%，则无助于YS和n值的提高。若合计超过20%，则过于硬化，所以作为油井钢管强度-延性的平衡变得不佳。另外，作为硬质第二相的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的面积率通过图像处理求出。硬质第二相可以通过Lepera蚀刻与铁素体区别开。通过图像处理，求出硬质第二相的平均面积，换算成面积率。
马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的平均粒径：0.1μm以上且2μm 以下
马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的平均粒径设定为0.1μm以上且2μm以下。低于0.1μm在实质上在制造上很难实现。超过2μm时，过于粗大而无助于YS和n值的提高，并且，还成为破坏的起点。为了最佳地体现出效果，马氏体或残留奥氏体的平均粒径优选为0.1μm以上且1μm以下。另外，作为硬质第二相的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的平均粒径通过图像处理求出。硬质第二相可以通过Lepera蚀刻与铁素体区别开。通过图像处理，求出硬质第二相的平均面积和个数，以当量圆直径的形式算出平均粒径。
以下，对本实施方式所述的二相组织油井钢管的成分组成进行说明。
本实施方式中，使用添加Nb及C使微细的Nb碳化物析出的钢材。对该钢材进行热轧时，该Nb碳化物发挥钉扎效果而抑制热轧中的奥氏体的晶粒生长。并且，在热轧后的冷却时，该Nb碳化物也发挥钉扎效果，抑制由奥氏体晶界生成的铁素体的晶粒生长。因此，热轧钢板的金属组织变成微细的组织。若将由该钢板造管得到的钢管加热至二相域，则由铁素体晶界生成奥氏体。即，若通过添加Nb，将二相域淬火处理前的钢管的铁素体粒径控制为微细，则对二相域的加热中生成的奥氏体也能够在金属组织内微细地分散。其结果是，由于在二相域淬火处理后作为硬质第二相的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相在金属组织内微细地分散，所以二相组织油井钢管的YS及n值变高。此外，上述的Nb碳化物由于在铁素体晶粒内微细地分散，在塑性变形时抑制位错的活动，所以还具有提高二相组织油井钢管的YS和n值的效果。
以下，对上述二相组织油井钢管的基本成分进行说明。另外，含量的单位为质量%。
C：0.07%～0.15%
C是使钢的强度提高的元素，也有助于二相组织钢管的n值的提高。C量设定为0.07%～0.15%。低于0.07%时，难以使在将YS设为380MPa时的n值成为0.20以上。超过0.15%时，促进碳化物的生成，YS变高，n值降低。
Si：0.1%～0.5%
Si是脱氧元素。Si量设定为0.1%～0.5%。低于0.1%时，得不到脱氧效果。超过0.5%时，产生不均一的氧化皮，对表面形状造成不良影响。对于电焊钢管等，从对接部韧性的观点出发，为了最佳地体现出效果，Si量优选为0.2%～0.4%。
Mn：0.8%～1.9%
Mn是有助于淬火性，使强度提高的元素。Mn量设定为0.8%～1.9%。低于0.8%时，强度变得不足。超过1.9%时，促进偏析而以层状形成马氏体，n值降低。为了最佳地体现出效果，Mn量优选为1.0%～1.5%。
Nb：0.020%～0.10%
Nb是扩大未再结晶温度区域而将晶体粒径微细化，形成碳化物、氮化物，有助于强度的提高的元素。此外，Nb是有助于n值的提高的元素。Nb量设定为0.020%～0.10%。低于0.020%时，难以使在将YS设为380MPa时的n值成为0.20以上。超过0.10%时，YS变高，n值降低。为了最佳地体现出效果，Nb量优选为0.040%～0.10%。
[Nb]×[C]≥0.002
通过使Nb及C的添加量增加，硬质第二相在金属组织中微细地分散，能够同时提高二相组织钢管的YS和n值。将[X]设为以质量%表示的元素X的含量，[Nb]×[C]设定为0.002以上。低于0.002%时，难以使在将YS设为380MPa时的n值成为0.20以上。为了最佳地体现出效果，优选将[Nb]×[C]设定为0.003以上。
碳当量Ceq：0.25～0.40
Ceq是淬火性的指标。一般，Ceq通过将[X]设为以质量%表示的元素X的含量，以下式来定义。
Ceq=[C]+[Mn]/6+（[Ni]+[Cu]）/15+（[Cr]+[Mo]+[V]）/5
但是，由于上述二相组织油井钢管的基本成分中不含有Ni、Cu、Cr、Mo、V，所以由C和Mn的含量，将Ceq定义为下式（式1）。
Ceq=[C]+[Mn]/6      （式1）
上述（式1）中的碳当量Ceq必须为0.25～0.40。低于0.25时，难以确保硬质第二相、提高n值。超过0.40%时，强度变得过高，n值降低。
以下，对不可避免的杂质中特别需要减少的杂质进行说明。另外，以下的杂质的量的下限也可以为0%。含量的单位为质量%。
P：0.05%以下
P为杂质，若过量地含有则损害扩管性。P量限制为0.05%以下。P量的优选的上限为0.02%以下。
S：0.01%以下
S为杂质，若过量地含有则损害热加工性或扩管性。S量限制为0.01%以下。S量的优选的上限为0.005%以下。
Al：0.1%以下
Al为脱氧元素，但若添加量变多，则夹杂物增加而延性降低，损害扩管性。Al量限制为0.1%以下。Al量的优选的上限为0.03%以下。在作为脱氧剂使用Si或Ti的情况下没有必要添加Al，但为了降低钢液中的氧量，优选添加0.0005%以上的Al。
以下，对选择元素进行说明。选择元素的添加并非必须，选择元素的量也可以是0%。另外，含量的单位为质量%。
V：0.0001%～0.02%
V是形成碳化物、氮化物的选择元素，也可以为了强度的提高或组织的微细化而添加。但是，若添加V则n值降低。因而，V量优选设定为0.0001%～0.02%。低于0.0001%为成分分析中的检测限以下，该水平下的控制很难。超过0.02%时，n值降低。为了防止n值的降低，V量更优选为0.0001%～0.01%。
[V]/[Nb]≤1/3
在为了强度提高需要添加V的情况下，优选相对地提高Nb量。由此，能够抑制n值的降低。为了抑制n值的降低，优选将[V]/[Nb]设定为1/3以下。为了最佳地体现出效果，更优选将[V]/[Nb]设定为1/4以下。V为选择地含有的元素，在并非有意图地添加的情况下，[V]成为0。因此，[V]/[Nb]的下限值没有特别规定，也可以为0。
碳当量Ceq：0.25～0.40
在含有作为选择元素的V的情况下，代替上述碳当量Ceq的上述（式1），定义下述式2
Ceq=[C]+[Mn]/6+[V]/5         （式2）
在含有作为选择元素的V的情况下，上述（式2）中的碳当量Ceq优选为0.25～0.40。低于0.25时，难以确保硬质第二相、提高n值。超过0.40%时，强度变得过高，n值降低。
Ti：0.005%～0.030%
Ti是形成碳化物、氮化物、使强度提高和将组织微细化的选择元素。Ti量优选设定为0.005%～0.030%。低于0.005%时，没有强度的提高和组织的微细化的效果。超过0.030%时，形成粗大的碳化物或氮化物，无助于强度的提高或组织的微细化，使n值降低。为了最佳地体现出效果，更优选相应于N量为原子比以上的Ti量。
Ca：0.001%～0.010%
Ca是防止氧化物的粗大化、提高扩管特性的选择元素。Ca量优选设定为0.001%～0.010%。低于0.001%时，没有防止氧化物的粗大化的效果。超过0.010%时，有时生成粗大的Ca氧化物，扩管特性降低。为了最佳地体现出效果，Ca量更优选为0.001%～0.004%。
N：0.001%～0.01%
N是与Nb、Ti、V等形成氮化物的选择元素，抑制板坯再加热时的奥氏体晶粒的粗粒化，使母材的组织微细化，有助于YS及n值的提高。N量优选设定为0.001%～0.01%。低于0.001%时，没有提高YS和n值的效果。超过0.004%时，氮化物变得粗大，得不到析出强化或组织的微细化的效果。
实施例1
基于实施例对本发明进一步进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不超出本发明的主旨，实现本发明的目的，本发明可以采用各种条件。
使用具有表1所示的化学成分的板厚为9.5mm的热轧钢板，制造直径为197mm的电焊钢管。热轧钢板由加热温度为1200℃、热轧的最终道次温度为800℃、输出辊道中的水冷后的卷取温度为550℃的加工条件的热轧得到。将由该热轧钢板造管得到的电焊钢管加热至表2所示的温度，实施水淬火而控制为二相组织。
对于热轧钢板，以与轧制方向平行的方向的截面作为观察面采取试样，进行研磨和蚀刻，用光学显微镜观察金属组织。对于二相组织钢管，以距离外表面为壁厚的1/4的部位的周向的截面作为观察面采取试样，Lepera蚀刻后，用光学显微镜观察组织。采用所拍摄的组织照片，通过JIS G 0552的切断法求出铁素体相的平均粒径，并且，通过图像处理求出作为硬质第二相的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相的平均粒径。
以钢管的轴向作为长度方向采取平行部的直径为6mmφ的圆棒拉伸试验材料，依据JIS Z 2241实施拉伸试验，求出YS。将从2%到均匀伸长为止的范围的真应力-真应变曲线以双对数表示，由斜率求出n值。
将结果示于表2中。表2中还示出了由实测的YS采用下式（（式A）的右边）求得的判定基准n值。
-5.55×10-4[YS]+0.411
当实测的n值大于该判定基准n值时，可以判断YS和n值这两者的值增高。作为实施例的二相组织钢管的制造No.1～6中，实测的n值比判定基准n值高，兼顾了高n值及高YS。另一方面，作为比较例的制造No.7～13中，实测的n值变得比判定基准n值低。
No.7是[Nb]×[C]的值小、因而二相组织钢管的铁素体平均粒径和硬质第二相的平均粒径变大、n值降低的例子。No.8是由于[V]/[Nb]的值高、从而n值降低的例子。No.9是由于Nb的含量少、所以n值降低的例子。No.10是由于V的含量多并且二相组织钢管的铁素体平均粒径大、所以n值降低的例子。No.11是由于C和Mn的含量多、Ceq的值高、所以n值降低的例子。No.12是由于硬质第二相的面积率大、所以YS变大、不满足n值的例子。No.13是由于淬火的加热温度高、从组织成为奥氏体的温度区域开始进行淬火、所以没有生成硬质第二相的例子，n值降低。
Figure BDA00002722970100141
Figure BDA00002722970100151
产业上的可利用性
根据本发明，由于通过将成分组成最优化的热轧钢板成形为钢管，将该钢管加热至奥氏体和铁素体的二相共存的温度（二相域），然后，进行淬火处理来控制金属组织，所以能够得到同时提高了YS及n值这两个特性、扩管性优异的二相组织油井钢管，在产业上有用。

Claims (6)

1.一种二相组织钢管，其特征在于，该二相组织钢管的化学组成以质量%计含有
C：0.07%～0.15%、
Si：0.1%～0.5%、
Mn：0.8%～1.9%、
Nb：0.020%～0.10%，
将P限制为0.05%以下、
将S限制为0.01%以下、
将Al限制为0.1%以下，
剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，
通过式1求出的碳当量Ceq为0.25～0.40，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量时，
满足[Nb]×[C]≥0.002，
上述二相组织钢管的金属组织组成以面积率计包含80%～98%的铁素体、和合计2%～20%的马氏体、残留奥氏体、或它们的混合相，
上述铁素体的平均粒径为1μm以上且低于8μm，上述马氏体、上述残留奥氏体、或上述混合相的平均粒径为0.1μm以上且2μm以下，
Ceq=[C]+[Mn]/6              （式1）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
2.根据权利要求1所述的二相组织钢管，其特征在于，上述二相组织钢管的化学组成以质量%计进一步含有V：0.0001%～0.02%、Ti：0.005%～0.03%、Ca：0.001%～0.010%、N：0.001%～0.01%中的1种或2种以上，
将[X]设为元素X的以质量%计的含量时，
满足[V]/[Nb]≤1/3，
上述碳当量Ceq定义为式2来代替上述式1，
Ceq=[C]+[Mn]/6+[V]/5          （式2）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
3.根据权利要求1或2所述的二相组织钢管，其特征在于，上述二相组织钢管的化学组成的Nb含量为0.040%～0.10%，
将[X]设为以质量%表示的元素X的含量时，
满足[Nb]×[C]≥0.003。
4.根据权利要求1或2所述的二相组织钢管，其特征在于，上述二相组织钢管的板厚为5mm～15mm。
5.一种二相组织钢管的制造方法，其特征在于，具有以下工序：使用下述钢材，在铁素体的平均粒径成为1μm以上且低于10μm的条件下进行热轧来制造热轧钢板的工序，所述钢材的化学组成以质量%计含有C：0.07%～0.15%、Si：0.1%～0.5%、Mn：0.8%～1.9%、Nb：0.020%～0.10%，将P限制为0.05%以下、将S限制为0.01%以下、将Al限制为0.1%以下，剩余部分包含Fe及不可避免的杂质，通过式3求出的碳当量Ceq为0.25～0.40，将[X]设为以质量%表示的元素X的含量时，满足[Nb]×[C]≥0.002；
由上述热轧钢板制造钢管的工序；
将上述钢管加热至超过奥氏体相变的开始温度Ac1且低于奥氏体相变结束温度Ac3进行淬火处理的工序，
Ceq=[C]+[Mn]/6          （式3）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
6.根据权利要求7所述的二相组织钢管的制造方法，其特征在于，上述钢材的化学组成以质量%计进一步含有V：0.0001%～0.02%、Ti：0.005%～0.03%、Ca：0.001%～0.010%、N：0.001%～0.01%中的1种或2种以上，
将[X]设为元素X的以质量%计的含量时，
满足[V]/[Nb]≤1/3，
上述碳当量Ceq定义为式4来代替上述（式3），
Ceq=[C]+[Mn]/6+[V]/5       （式4）
其中，[X]表示以质量%表示的元素X的含量。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109890526A (zh) * 2016-10-18 2019-06-14 日本制铁株式会社 压溃强度预测方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014051119A1 (ja) * 2012-09-27 2014-04-03 新日鐵住金株式会社 電縫溶接鋼管
US20190292637A1 (en) * 2016-08-30 2019-09-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Oil well pipe for expandable tubular
US11508490B2 (en) 2020-03-11 2022-11-22 Henry Crichlow Managing volatiles in nuclear waste vitrification
CN112553519B (zh) * 2020-11-13 2021-12-10 柳州钢铁股份有限公司 低屈强比低成本高性能建筑结构用q420gj中厚钢板的制造方法
CN116732297B (zh) * 2023-08-16 2023-10-20 中北大学 一种含铌高强双相钢及其制备方法和应用

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1922337A (zh) * 2004-02-19 2007-02-28 新日本制铁株式会社 包申格效应的体现小的钢板或钢管及其制造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07150247A (ja) * 1993-11-30 1995-06-13 Nkk Corp 建築用高強度低降伏比鋼管の製造方法
JPH07188748A (ja) * 1993-12-27 1995-07-25 Nkk Corp 建築用高強度低降伏比鋼管の製造方法
US5755895A (en) * 1995-02-03 1998-05-26 Nippon Steel Corporation High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness
JP3375554B2 (ja) 1998-11-13 2003-02-10 川崎製鉄株式会社 強度一延性バランスに優れた鋼管
WO2004001076A1 (ja) 2002-06-19 2003-12-31 Nippon Steel Corporation 拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管とその製造方法
JP2005002385A (ja) * 2003-06-10 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法
WO2009014238A1 (ja) 2007-07-23 2009-01-29 Nippon Steel Corporation 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1922337A (zh) * 2004-02-19 2007-02-28 新日本制铁株式会社 包申格效应的体现小的钢板或钢管及其制造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109890526A (zh) * 2016-10-18 2019-06-14 日本制铁株式会社 压溃强度预测方法
CN109890526B (zh) * 2016-10-18 2020-07-07 日本制铁株式会社 压溃强度预测方法
US11017054B2 (en) 2016-10-18 2021-05-25 Nippon Steel Corporation Collapse strength prediction method

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