CN105917015B - 马氏体系含Cr钢和油井用钢管 - Google Patents

马氏体系含Cr钢和油井用钢管 Download PDF

Info

Publication number
CN105917015B
CN105917015B CN201480073387.1A CN201480073387A CN105917015B CN 105917015 B CN105917015 B CN 105917015B CN 201480073387 A CN201480073387 A CN 201480073387A CN 105917015 B CN105917015 B CN 105917015B
Authority
CN
China
Prior art keywords
martensitic
steel
alloy
less
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201480073387.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105917015A (zh
Inventor
大村朋彦
富尾悠索
高部秀树
饼月俊雄
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN105917015A publication Critical patent/CN105917015A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105917015B publication Critical patent/CN105917015B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • E—FIXED CONSTRUCTIONS
    • E21—EARTH OR ROCK DRILLING; MINING
    • E21B—EARTH OR ROCK DRILLING; OBTAINING OIL, GAS, WATER, SOLUBLE OR MELTABLE MATERIALS OR A SLURRY OF MINERALS FROM WELLS
    • E21B17/00—Drilling rods or pipes; Flexible drill strings; Kellies; Drill collars; Sucker rods; Cables; Casings; Tubings
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Geology (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Mining & Mineral Resources (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Environmental & Geological Engineering (AREA)
  • Fluid Mechanics (AREA)
  • General Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Geochemistry & Mineralogy (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

本发明提供一种具有优异的耐腐蚀性、耐SSC性和耐IGHIC性的马氏体系含Cr钢。本发明的马氏体系含Cr钢具有：化学组成，以质量％计含有Si：0.05～1.0％、Mn：0.1～1.0％、Cr：8～12％、V：0.01～1.0％、sol.Al：0.005～0.10％，余量由Fe和杂质组成，由“Cr‑16.6×C”定义的有效Cr量为8％以上，由“Mo+0.5×W”定义的Mo当量为0.03～2％；显微组织，原始奥氏体晶粒的粒度编号为8.0以上，含有以体积率计为0～5％的铁氧体和以体积率计为0～5％的奥氏体，余量由回火马氏体组成；和屈服强度，为379～低于551MPa，Mo和W的晶界偏析比为1.5以上。

Description

马氏体系含Cr钢和油井用钢管
技术领域
本发明涉及含Cr钢和钢管，更详细而言，涉及马氏体系含Cr钢和油井用钢管。
背景技术
本说明书中，“油井用钢管”是指例如JIS G 0203(2009)的编号3514的定义栏中记载的油井用钢管。具体而言，“油井用钢管”是指在油井或天然气井的挖掘、原油或天然气的采集等中使用的套管、管道、钻杆(drill pipe)的统称。
伴随腐蚀性低的井(油井和天然气井)的枯竭，腐蚀性高的井(以下，称为“高腐蚀性井”)的开发正在推进。高腐蚀性井大量含有腐蚀性物质。腐蚀性物质例如为硫化氢和二氧化碳等腐蚀性气体等。硫化氢会引起高强度的低合金钢的油井用钢管的硫化物应力开裂(Sulfide Stress Cracking，以下称为“SSC”。)。另一方面，二氧化碳会使钢的耐二氧化碳腐蚀性降低。因此，对于在高腐蚀性井中使用的油井用钢管，要求有高耐SSC性和高耐二氧化碳腐蚀性。
已知铬(Cr)对于提高钢的耐二氧化碳腐蚀性是有效的。因此，在大量含有二氧化碳的井中，可以根据二氧化碳的分压、温度，使用以API L80 13Cr钢(普通的13Cr钢)、超级13Cr钢等为代表的、含13％左右Cr的马氏体系不锈钢、二相不锈钢等。
然而，马氏体系不锈钢、二相不锈钢与低合金钢相比，在低分压(例如0.1气压以下)下便引起由硫化氢导致的SSC。因此，这些不锈钢不适合在含有大量硫化氢的环境(例如硫化氢的分压为1气压以上的环境)中使用。
日本特开2000-63994号公报(专利文献1)和日本特开平7-76722号公报(专利文献2)提出了耐二氧化碳腐蚀性和耐SSC性优异的钢。
专利文献1中，关于油井用含Cr钢管，记载了如下内容。油井用含Cr钢管以质量％计含有C：0.30％以下、Si：0.60％以下、Mn：0.30～1.50％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cr：3.0～9.0％、Al：0.005％以下、余量由Fe和不可避免的杂质组成。油井用含Cr钢管还具有80ksi级(551～655MPa)的屈服强度。
专利文献1中记载了：上述油井用含Cr钢管在二氧化碳分压1Mpa、温度100℃下的二氧化碳腐蚀试验中，腐蚀速度为0.100mm/年以下。专利文献1中还记载了：在依据NACE-TM0177-96method A的恒定载荷试验中，在试验溶液A(pH2.7)、附加应力551Mpa的条件下上述钢管未发生SSC。
专利文献2中，关于油井用钢管用马氏体系不锈钢的制造方法，记载了如下内容。准备如下以马氏体为主体的钢：以质量％计含有C：0.1～0.3％、Si：<1.0％、Mn：0.1～1.0％、Cr：11～14％、Ni：<0.5％。使该钢加热至Ac3点与Ac1点之间的温度后，冷却至Ms点以下。然后，使钢加热至Ac1点以下的温度，冷却至常温。该制造方法是在淬火与回火的中间进行两相域热处理。由该制造方法制造的钢具有50kgf/mm2(490Mpa、71.1ksi)以下的低屈服强度。
通常，碳钢和低合金钢的强度越低则抗硫化物开裂性越优异，认为马氏体系不锈钢也是同样的。以往的钢的热处理方法(实施正火和回火的方法)无法使钢的屈服强度(耐力)成为55～60kgf/mm2(539～588Mpa、78.2～85.3ksi)以下。与此相对，专利文献2中记载的包含两相域热处理的制造方法能得到低屈服强度。因此，专利文献2中记载了，由该制造方法得到的钢的耐SSC性和耐二氧化碳腐蚀性优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2000-63994号公报
专利文献2：日本特开平7-76722号公报
非专利文献
非专利文献1：櫛田隆弘，工藤赳夫，“水素拡散以及水素吸收挙動の観点からの鉄钢材料の水素脆化についての考察”，まてりあ，社团法人日本金属学会，1994年，第33卷，第7号，p.932-939
发明内容
发明要解决的问题
专利文献1的油井用含Cr钢管的屈服强度高。因此，有时耐SSC性低。该油井用含Cr钢中Cr含量也少。因此，有时耐二氧化碳腐蚀性不充分。
专利文献2的马氏体系不锈钢管含有高温回火的马氏体或再结晶铁氧体和碳含量高的马氏体。这些组织具有不同的强度。因此，有时耐二氧化碳腐蚀性低。
本发明的目的在于，提供具有优异的耐二氧化碳腐蚀性和优异的耐SSC性的马氏体系含Cr钢。
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成以质量％计含有：Si：0.05～1.00％、Mn：0.1～1.0％、Cr：8～12％、V：0.01～1.0％、sol.Al：0.005～0.10％、N：0.100％以下、Nb：0～1％、Ti：0～1％、Zr：0～1％、B：0～0.01％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、和稀土元素(REM)：0～0.50％，还含有选自由Mo：0～2％和以及W：0～4％组成的组中的1种或2种，余量由Fe和杂质组成。杂质中，C：0.10％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Ni：0.5％以下、以及O：0.01％以下。进而，由式(1)定义的有效Cr量为8％以上，由式(2)定义的Mo当量为0.03～2％。上述马氏体系含Cr钢的显微组织的原始奥氏体晶粒的粒度编号(ASTM E112)为8.0以上，含有以体积率计为0～5％的铁氧体和以体积率计为0～5％的奥氏体，余量由回火马氏体组成。上述马氏体系含Cr钢具有379～低于551MPa的屈服强度，在含有Mo和W中的任一者时，由所含有的元素在晶界的最大含量相对于在粒内的平均含量的比定义的晶界偏析比为1.5以上；在含有Mo和W时，由各元素在晶界的最大含量相对于在粒内的平均含量的比的平均定义的晶界偏析比为1.5以上。
有效Cr量＝Cr-16.6×C (1)
Mo当量＝Mo+0.5×W (2)
其中，式(1)和式(2)中的元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
本发明的马氏体系含Cr钢具有优异的耐二氧化碳腐蚀性和耐SSC性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
本发明人等对钢的耐二氧化碳腐蚀性和耐SSC性进行调查和研究，得到如下见解。
(A)钢中的固溶Cr对于提高钢的耐二氧化碳腐蚀性是有效的。对于含有C和13％以下Cr的钢(上述Cr钢、13Cr钢)，由式(1)定义的有效Cr量(％)成为在包含100℃左右的高温的二氧化碳的环境下的耐二氧化碳腐蚀性的指标。
有效Cr量＝Cr-16.6×C (1)
式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。
钢中的固溶Cr含量随着Cr碳化物(Cr23C6)的生成而减少。有效Cr量是指实际上对耐二氧化碳腐蚀性有效的Cr含量。
若由式(1)定义的有效Cr量为8.0％以上，则在100℃左右的高温的高腐蚀性井(油井和天然气井)中，得到优异的耐二氧化碳腐蚀性。
(B)以Cr钢和13Cr钢为代表的马氏体系不锈钢的耐SSC性低于碳钢和低合金钢。认为其理由如下。除Fe之外的Cr、Mn、Ni、Mo等固溶合金元素使钢的氢扩散系数D变小。氢扩散系数D(m2/s)为表示钢中的氢扩散的容易度的指标。若使氢扩散系数D变小，则在含有硫化氢的环境中，钢的吸收氢量增加，变得容易发生SSC。钢根据环境，含有与氢扩散系数D的倒数(1/D)成比例的氢量。该见解在非专利文献1中公开过。
也就是说，Cr、Mn、Ni和Mo等固溶合金元素的含量越高，钢中更容易吸收大量的氢，变得容易引起氢脆化。因此，含有8.0％以上的有效Cr量的钢的耐SSC性有可能变低。
(C)在含有8.0％以上的有效Cr量的马氏体系含Cr钢中，将Cr含量设为12％以下。进而，使阻碍抑制SSC产生的Mn、P、S和Ni的含量减少，将屈服强度设为低于80ksi(551MPa)。由此，能得到优异的耐SSC性。
(D)实质上将组织设为回火马氏体单相。由此，耐SSC性提高，进而，由于为均匀组织故强度变得容易调整。组织中存在铁氧体、残留奥氏体时，各个含量设为5体积％以下，优选极低。
(E)如上述(B)～(D)，Cr含量的调整、低强度化和组织的优化对于耐SSC性的提高是有效的。然而，使Cr含量和有效Cr量满足上述规定的钢在与高腐蚀性井同等的环境下利用时，依然会发生裂纹。对于该点调查的结果，本发明人等首次发现：上述钢中产生了在迄今为止的材料中未观察到的晶界裂纹型氢脆化。本说明书中，将该现象称为晶界氢致开裂(Intergranular Hydrogen Induced Cracking，IGHIC)。
IGHIC的特征为以下两点。(i)晶界裂纹扩展到超过1mm的长度。(ii)晶界裂纹即使在无附加应力下也会发生、扩展。
认为IGHIC的产生机理如下。(B)～(D)中规定的钢为低强度。因此，相对于氢压容易屈服。进而，(B)～(D)中规定的钢中，与低合金钢相比，Cr含量高。因此，氢扩散系数小，容易吸收更多的氢。并且，(B)～(D)中规定的钢中，以晶界析出的Cr碳化物(Cr23C6)作为起始点而增大氢裂纹的敏感性，P、S的晶界偏析导致晶界的强度降低。其结果，整体的氢裂纹的敏感性提高，容易发生IGHIC。
(F)为了抑制IGHIC的发生，如下是有效的：使钢的C含量为0.1％以下；以及使其微量含有选自由Mo和W组成的组中的1种或2种(以下也称为“Mo类”。)。认为若降低C含量，则成为IGHIC的起始点的晶界的Cr碳化物(Cr23C6)的生成量降低。认为若使其含有Mo类，则在回火中Mo类在晶界偏析，该偏析的Mo类抑制P的偏析。
(G)如上所述，若使其含有Mo类，则能抑制IGHIC的发生，耐SSC性提高。在Cr含量和有效Cr量满足上述规定的钢中，使C含量为0.1％以下时，由下述式(2)定义的Mo当量(％)成为耐IGHIC性和耐SSC性的指标。
Mo当量＝Mo+0.5×W (2)
式(2)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。
若由式(2)定义的Mo当量为0.03％以上，则能够抑制IGHIC的发生，并且能得到优异的耐SSC性。认为能得到优异的耐SSC性的原因在于，表面附近的IGHIC成为SSC的起始点。
Mo类使钢的氢扩散系数D变小。但是，由Mo类的含有带来的耐SSC性的提高效果胜于由氢扩散系数D的降低带来的耐SSC性的降低效果。因此，若Mo当量为0.03％以上，则能抑制IGHIC的发生，能得到优异的耐SSC性。
(H)还可以使其含有比Cr的碳化物生成能力强的元素(例如V)。在此情况下，能抑制IGHIC的发生。这种元素还具有：形成微细的碳化物的作用、提高抗回火软化的作用和提高Mo类的晶界偏析的作用。
(I)若使原始奥氏体粒径微细化，则能抑制IGHIC的发生。具体而言，若原始奥氏体晶粒的粒度编号(ASTM E112)为8.0以上，则能抑制IGHIC的发生。通过使原始奥氏体粒径微细化，能扩大晶界的面积，抑制氢的堆积。其结果，能抑制IGHIC的发生。
基于以上见解完成的本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成以质量％计含有：Si：0.05～1.00％、Mn：0.1～1.0％、Cr：8～12％、V：0.01～1.0％、sol.Al：0.005～0.10％、N：0.100％以下、Nb：0～1％、Ti：0～1％、Zr：0～1％、B：0～0.01％、Ca：0～0.01％、Mg：0～0.01％、以及稀土元素(REM)：0～0.50％，还含有选自由Mo：0～2％和W：0～4％组成的组中的1种或2种，余量由Fe和杂质组成。杂质中，C：0.10％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Ni：0.5％以下、以及O：0.01％以下。进而，由式(1)定义的有效Cr量为8％以上，由式(2)定义的Mo当量为0.03～2％。上述马氏体系含Cr钢的显微组织含有以体积率计为0～5％的铁氧体和以体积率计为0～5％的奥氏体，余量由回火马氏体组成，原始奥氏体晶粒的粒度编号(ASTM E112)为8.0以上。上述马氏体系含Cr钢具有379～低于551MPa的屈服强度，在含有Mo和W中的任一者时，由所含有的元素在晶界的最大含量相对于在粒内的平均含量的比定义的晶界偏析比为1.5以上；在含有Mo和W时，由各元素在晶界的最大含量相对于在粒内的平均含量的比的平均定义的晶界偏析比为1.5以上。
有效Cr量＝Cr-16.6×C (1)
Mo当量＝Mo+0.5×W (2)
其中，式(1)和式(2)中的元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
上述马氏体系含Cr钢的化学组成可以含有选自由Nb：0.01～1％、Ti：0.01～1％和Zr：0.01～1％组成的组中的1种或2种以上。
上述马氏体系含Cr钢的化学组成可以含有B：0.0003～0.01％。
上述马氏体系含Cr钢的化学组成可以含有选自由Ca：0.0001～0.01％、Mg：0.0001～0.01％和REM：0.0001～0.50％组成的组中的1种或2种以上。
本发明的油井用钢管是使用上述马氏体系含Cr钢制造而成的。
以下，针对本发明的马氏体系含Cr钢进行详细说明。各元素的含量的“％”是指“质量％”。
[化学组成]
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成含有如下元素。
Si：0.05～1.00％
硅(Si)使钢脱氧。若Si含量过低则无法得到该效果。另一方面，若Si含量过高则该效果饱和。因此，Si含量为0.05～1.00％。Si含量的优选下限为0.06％、进一步优选为0.08％、进一步优选为0.10％。Si含量的优选上限为0.80％、进一步优选为0.50％、进一步优选为0.35％。
Mn：0.1～1.0％
锰(Mn)提高钢的淬透性。若Mn含量过低则无法得到该效果。另一方面，若Mn含量过高则Mn与P和S等杂质元素一起在晶界偏析。在此情况下，耐SSC性和耐IGHIC性降低。因此，Mn含量为0.1～1.0％。Mn含量的优选下限为0.20％、进一步优选为0.25％、进一步优选为0.30％。Mn含量的优选上限为0.90％、进一步优选为0.70％、进一步优选为0.55％。
Cr：8～12％
铬(Cr)提高钢的耐二氧化碳腐蚀性。若Cr含量过低则无法得到该效果。另一方面，若Cr含量过高则氢扩散系数D显著降低，耐SSC性降低。因此，Cr含量为8～12％。Cr含量的优选下限为8.2％、更优选为8.5％、进一步优选为9.0％、进一步优选为9.1％。Cr含量的优选上限为11.5％、更优选为11％、进一步优选为10％。
上述马氏体系含Cr钢中，进而，由式(1)定义的有效Cr量为8.0％以上。
有效Cr量＝Cr-16.6×C(1)
式(1)中的元素符号代入对应的元素的含量(质量％)。
有效Cr量是指实质上对耐二氧化碳腐蚀性有效的Cr含量。若由式(1)定义的有效Cr量为8.0％以上，则在100℃左右的高温的高腐蚀性井(油井和天然气井)中能得到优异的耐二氧化碳腐蚀性。有效Cr量的优选下限为8.4％。
V：0.01～1.0％
钒(V)与碳结合而形成微细碳化物。由此，抑制Cr碳化物的生成，抑制IGHIC的发生。另一方面，若V含量过高则促进铁氧体的生成，使耐SSC性降低。因此，V含量为1.0％以下。V含量的优选下限为0.02％、进一步优选为0.03％。V含量的优选上限为0.5％、进一步优选为0.3％、进一步优选为0.1％。
sol.Al：0.005～0.10％
铝(Al)使钢脱氧。若Al含量过低则无法得到该效果。另一方面，若Al含量过高则该效果饱和。因此，Al含量为0.005～0.10％。Al含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.015％。Al含量的优选上限为0.08％、进一步优选为0.05％、进一步优选为0.03％。本说明书所谓的Al含量是指sol.Al(酸可溶Al)的含量。
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成还含有选自由Mo和W组成的组中的1种或2种。
Mo：0～2％，
W：0～4％
选自由钼(Mo)和钨(W)组成的组中的1种或2种(Mo类)以微量抑制IGHIC的发生。但是，若Mo类的含量过低则无法得到该效果。另一方面，若Mo类的含量过高则不仅该效果饱和，而且为了调整强度必须使回火温度较高。进而，原料成本提高。因此，Mo类的含量以由式(2)定义的Mo当量计为0.03～2％。因此，在假设仅含有任一者时，Mo含量为0～2％、W含量为0～4％。Mo当量的优选下限为0.05％、进一步优选为0.10％、进一步优选为0.20％。Mo当量的优选上限为1.5％、进一步优选为1.0％、进一步优选为0.8％、进一步优选为0.5％。
Mo当量＝Mo+0.5×W(2)
其中，式(2)中的元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
N：0.100％以下
氮(N)不可避免地被含有。N与C同样提高钢的淬透性，促进马氏体的生成。另一方面，若N含量过高则该效果饱和。若N含量过高则还使钢的热轧性降低。因此，N含量为0.1％以下。N含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.020％、进一步优选为0.030％。N含量的优选上限为0.090％、进一步优选为0.070％、进一步优选为0.050％、进一步优选为0.035％。
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成的余量由Fe和杂质组成。其中，杂质是指工业上制造钢时从作为原料的矿石、废料或者从制造环境等中混入的物质。
上述杂质中的C、P、S、Ni和O的含量如下。
C：0.10％以下
碳(C)为杂质。若C含量过高则会促进Cr碳化物的生成。Cr碳化物容易成为IGHIC发生的起始点。由于Cr碳化物的生成，钢中的有效Cr量降低，钢的耐碳酸腐蚀性降低。因此，C含量为0.10％以下。理想的是C含量较低。但是，从脱碳成本等的观点考虑，C含量的优选下限为0.001％、进一步优选为0.005％、进一步优选为0.01％、进一步优选为0.015％。C含量的优选上限为0.06％、进一步优选为0.05％、进一步优选为0.04％、进一步优选为0.03％。
P：0.03％以下
磷(P)为杂质。P在晶界偏析，使钢的耐SSC性和耐IGHIC性降低。因此，P含量为0.03％以下。优选P含量为0.025％以下、进一步优选为0.02％以下。P含量优选尽可能低。
S：0.01％以下
硫(S)为杂质。S也与P同样在晶界偏析，使钢的耐SSC性和耐IGHIC性降低。因此，S含量为0.01％以下。优选S含量为0.005％以下、进一步优选为0.003％以下。S含量优选尽可能低。
Ni：0.5％以下
镍(Ni)为杂质。Ni促进局部腐蚀，使钢的耐SSC性降低。因此，Ni含量为0.5％以下。优选Ni含量为0.35％以下、进一步优选为0.20％以下。Ni含量优选尽可能低。
O：0.01％以下
氧(O)为杂质。O形成粗大的氧化物而使钢的热轧性降低。因此，O含量为0.01％以下。优选O含量为0.007％以下、进一步优选为0.005％以下。O含量优选尽可能低。
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成可以进一步含有选自由Nb、Ti和Zr组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。
Nb：0～1％，
Ti：0～1％，
Zr：0～1％
铌(Nb)、钛(Ti)和锆(Zr)均为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素均与C和N结合而形成碳氮化物。这些碳氮化物使晶粒微细化，且抑制Cr碳化物的生成。因此，钢的耐SSC性和耐IGHIC性提高。然而，若这些元素的含量过高则上述效果饱和，进而促进铁氧体的生成。因此，Nb含量为0～1％，Ti含量为0～1％，Zr含量为0～1％。Nb含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.02％。Nb含量的优选上限为0.5％、进一步优选为0.1％。Ti含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.02％。Ti含量的优选上限为0.2％、进一步优选为0.1％。Zr含量的优选下限为0.01％、进一步优选为0.02％。Zr含量的优选上限为0.2％、进一步优选为0.1％。
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成还可以含有B来代替一部分Fe。
B：0～0.01％
硼(B)为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，B提高钢的淬透性，促进马氏体的生成。B还强化晶界，抑制IGHIC的发生。然而，若B含量过高则该效果饱和。因此，B含量为0～0.01％。B含量的优选下限为0.0003％、进一步优选为0.0005％。B含量的优选上限为0.007％、进一步优选为0.005％。
本发明的马氏体系含Cr钢的化学组成还可以含有选自由Ca、Mg和REM组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。
Ca：0～0.01％，
Mg：0～0.01％，
REM：0～0.50％
钙(Ca)、镁(Mg)和稀土元素(REM)均为任意元素，也可以不含有。在含有的情况下，这些元素与钢中的S结合而形成硫化物。由此，硫化物的形状得到改善，钢的耐SSC性提高。REM还与钢中的P结合而抑制晶界处的P偏析。因此，能抑制由P偏析导致的钢的耐SSC性降低。然而，若这些元素的含量过高则该效果饱和。因此，Ca含量为0～0.01％，Mg含量为0～0.01％，REM含量为0～0.50％。本说明书中，REM为Sc、Y和镧系元素的总计17个元素的统称。REM含量在钢中所含的REM为这些元素中的1种的情况下，是指该元素的含量。钢中所含的REM为2种以上的情况下，REM含量是指这些元素的总含量。
Ca含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0003％。Ca含量的优选上限为0.005％、进一步优选为0.003％。Mg含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0003％。Mg含量的优选上限为0.004％、进一步优选为0.003％。REM含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0003％。REM含量的优选上限为0.20％、进一步优选为0.10％。
[显微组织(相的体积分率)]
上述马氏体系含Cr钢中，回火马氏体为显微组织的主体。具体而言，显微组织含有以体积率计为0～5％的铁氧体、和以体积率计为0～5％的奥氏体，余量由回火马氏体组成。若铁氧体的体积率和奥氏体的体积率分别为5％以下，则能抑制钢强度的不均匀。铁氧体的体积率和奥氏体的体积率优选尽可能低。进一步优选的是，显微组织为回火马氏体单相。
显微组织中的铁氧体的体积率(％)按照如下方法测定。将马氏体系含Cr钢沿轧制方向切割。此时的切割面(截面)包含与轧制方向平行的轴和与压下方向平行的轴。采集包含该切割面的显微组织观察用样品。以切割面为观察面的方式，将样品埋入树脂而进行镜面研磨。研磨后，用苦味酸液对观察面进行蚀刻。利用光学显微镜(观察倍率500倍)对经过蚀刻的观察面的任意5个视野(视野面积＝150μm×200μm)进行观察。由此，可以确认有无回火马氏体、铁氧体和奥氏体。
利用依据JIS G0555(2003)的取点计数法对各视野的铁氧体的面积率(％)进行测定。将各视野的铁氧体的面积率的平均定义为铁氧体的体积率(％)。
奥氏体的体积率是通过X射线衍射法测定得到的。具体而言，从钢的任意位置采集样品。样品表面中的1个面(观察面)设为与钢的轧制方向平行的截面。在为钢管的情况下，将与管的长度方向平行、且与壁厚方向垂直的面设为观察面。样品的尺寸设为15mm×15mm×2mm。用1200号砂纸对样品的观察面进行研磨。然后，将样品浸渍于含有微量氢氟酸的常温过氧化氢中，去除观察面的加工硬化层。然后，实施X射线衍射。具体而言，对铁氧体(α相)的(200)面和(211)面、奥氏体(γ相)的(200)面、(220)面和(311)面的各个X射线强度进行测定。从而，算出各个面的积分强度。算出后，对α相的各个面与γ相的各个面的每个组合(总计6组)，使用式(3)算出体积率Vγ(％)。从而，将6组的体积率Vγ的平均值定义为奥氏体的体积率(％)。
Vγ＝100/(1+(Iα×Rγ)/(Iγ×Rα))(3)
其中，“Iα”、“Iγ”分别为α相、γ相的积分强度。“Rα”、“Rγ”分别为α相、γ相的比例因子(scale factor)，是根据物质的种类和面取向而由晶体学理论计算得到的值。
[显微组织(晶粒的尺寸)]
本发明的马氏体系含Cr钢的显微组织中，进而，原始奥氏体晶粒的粒度编号为8.0以上。通过原始奥氏体粒径的微细化，能抑制IGHIC的发生。粒度编号是通过基于ASTM E112的晶粒度试验测定得到的。
[Mo类的晶界偏析比]
上述马氏体系含Cr钢中，进而，Mo类的晶界偏析比为1.5以上。通过Mo类在晶界偏析，能够抑制IGHIC的发生。Mo类的晶界偏析比是指晶界处的Mo类的含量相对于晶粒内的Mo类的含量的比。Mo类的晶界偏析比按照如下方法测定。
使用从马氏体系含Cr钢采集的试验片，通过电解研磨法制作薄膜。此时，薄膜包含原始奥氏体晶界。对于该薄膜，在电子显微镜观察时通过EDS(能量色散型X射线分析，Energy dispersive X-ray spectrometry)对Mo类的各元素的含量进行测定。使用的光束的直径设为约0.5nm。在夹持原始奥氏体晶界的20nm直线上以0.5nm间隔进行Mo类的各元素含量的测定。直线设为与原始奥氏体晶界正交，且晶界通过直线的中央的直线。针对Mo类的各元素，求出含量(质量％)在粒内的平均值和在原始奥氏体晶界上的最大值。粒内的Mo类的各元素含量的平均值设为任意选择的3个晶粒含量值的平均值。各晶粒的Mo类的各元素含量的值是在距离晶界最远的位置测定的。晶界的Mo类的各元素含量的最大值设为在任意选择的3个晶界测定的最大值的平均值。各晶界的Mo类的各元素的最大值是通过横穿晶界的线分析得到的。Mo类为Mo或W中的任一者时，将其中一个元素在晶界的含量的最大值相对于在粒内的平均值的比作为晶界偏析比。另一方面，Mo类为Mo和W两者时，求出各元素在晶界的含量的最大值相对于在粒内的含量的平均值的比，将这些比的平均值作为晶界偏析比。晶界设为观察到的对比度不同的相邻的晶粒的边界。
[马氏体系含Cr钢的强度]
具有上述化学组成和显微组织的马氏体系含Cr钢的屈服强度为379～低于551MPa(55～80ksi)。本说明书中，屈服强度是指0.2％耐力。本发明的钢的屈服强度低于551MPa，因此上述钢具有优异的耐SSC性。进而，本发明的钢的屈服强度为379MPa以上，因此也可以作为油井用钢管使用。屈服强度的优选上限为530MPa、更优选为517MPa、进一步优选为482MPa。屈服强度的优选下限为400MPa、进一步优选为413MPa。上述马氏体系含Cr钢的洛氏硬度HRC优选为20以下、进一步优选为12以下。
[制造方法]
对上述马氏体系含Cr钢的制造方法的一例进行说明。马氏体系含Cr钢的制造方法具备：准备原材料的工序(准备工序)、将原材料热轧而制造钢材的工序(轧制工序)、和对钢材实施淬火和回火的工序(热处理工序)。以下，针对各工序进行详细说明。
[准备工序]
制造具有上述化学组成、且满足式(1)和式(2)的钢水。使用钢水制作原材料。具体而言，使用钢水通过连铸法制造铸坯(板坯、方坯(bloom)、中小型坯(billet))。也可以使用钢水通过铸锭法制造钢锭。也可以根据需要，将板坯、方坯或钢锭进行开坯轧制，来制造中小型坯。通过以上工序制造原材料(板坯、方坯、或中小型坯)。
[轧制工序]
加热所准备的原材料。优选的加热温度为1000～1300℃。加热温度的优选下限为1150℃。
将加热的原材料进行热轧而制造钢材。在钢材为板材时，例如使用包含一对辊组的轧机实施热轧。在钢材为油井用钢管时，例如通过曼内斯曼-芯棒式无缝管轧机(Mannesmann mandrel mill)法实施穿孔轧制和拉伸轧制，使用上述马氏体系含Cr钢制造无缝钢管(油井用钢管)。
[热处理工序]
对所制造的钢材实施淬火。若淬火温度过低则碳化物的固溶不足。进而，若淬火温度过低则Mo类难以均匀地固溶。在此情况下，晶界处的Mo类的偏析变得不充分。另一方面，若淬火温度过高则原始奥氏体晶粒粗大化。因此，优选的淬火温度为900～1000℃。对于淬火后的钢材，实施回火。若回火温度过高，则晶界处的Mo类的偏析变得不充分。优选的回火温度为660～710℃。通过淬火和回火，将钢材的屈服强度调整至379～低于551MPa。
由以上工序制造的马氏体系含Cr钢(钢材)的显微组织含有以体积率计为0～5％的铁氧体、和以体积率计为0～5％的奥氏体，余量由回火马氏体组成。即，回火马氏体为显微组织的主体。并且，原始奥氏体晶粒的粒度编号(ASTM E112)为8.0以上。此外，Mo类的晶界偏析比为1.5以上。因此，能得到优异的耐二氧化碳腐蚀性、耐SSC性和耐IGHIC性。
实施例
制造具有表1所示的化学组成的钢水。
[表1]
下划线是指不满足本发明的规定。
参照表1，钢A～Z和1的化学组成以及有效Cr量在本发明的范围内。另一方面，钢2～12的化学组成在本发明的范围之外。其中，钢11的Mo当量、钢12的有效Cr分别在本发明的范围之外。
将上述钢水各熔炼30～150kg，并通过铸锭法制造钢锭。由钢锭采集25～50mm厚度的块(原材料)。将块加热至1250℃。对加热后的原材料实施热轧，制造厚度15～25mm的板材(马氏体系含Cr钢)。
对板材实施淬火和回火。淬火温度和回火温度如表2所示。使淬火温度在850～1050℃之间变化。由此，使原始奥氏体粒径变化。淬火加热时的保持时间设为15分钟。使淬火后的回火温度在680～740℃之间变化。由此，使钢的强度变化。回火的保持时间设为30分钟。
[表2]
下划线是指不满足本发明的规定(关于二氧化碳腐蚀速度，是指大于0.30g/(m2h))
[显微组织观察试验、铁氧体和奥氏体的体积率测定试验]
使用淬火回火后的板材，通过上述方法，实施显微组织观察试验。其结果，各试验编号的显微组织中观察到铁氧体和马氏体，一部分还确认有奥氏体。通过上述方法，求出显微组织中的铁氧体的体积率(％)和奥氏体的体积率(％)。其结果，任意试验编号的板材的铁氧体和奥氏体的体积率均分别为5％以下。也测定了原始奥氏体晶粒的粒度编号(ASTME112)(表2中，记载为“原始γ粒的粒度编号”。)。
[Mo类的晶界偏析比]
进而，通过上述方法，求出Mo类的晶界偏析比。将求出的晶界偏析比示于表2。
[拉伸试验]
由淬火回火后的板材采集拉伸试验片。拉伸试验片设为平行部直径6mm、平行部长度40mm的圆棒拉伸试验片。该试验片的长度方向设为板材的轧制方向。使用该试验片，在常温下进行拉伸试验，求出屈服强度YS(ksi和MPa)和拉伸强度TS(ksi和MPa)。屈服强度YS设为0.2％耐力。将所得的屈服强度YS和拉伸强度TS示于表2。
[耐SSC性评价试验]
由各试验编号的淬火回火后的板材采集圆棒试验片。圆棒试验片的平行部直径为6.35mm、平行部长度为25.4mm。圆棒试验片的长度方向设为板材的轧制方向。
使用圆棒试验片，在硫化氢环境中实施拉伸试验。具体而言，拉伸型试验是依据NACE(美国国际腐蚀工程师协会(National Association of Corrosion Engineers))TM0177A法实施的。作为试验浴，使用了使1atm的硫化氢气体饱和的、常温(25℃)的、5％食盐+0.5％乙酸的水溶液。对浸渍于试验浴的圆棒试验片负荷了实际屈服强度的90％的应力。在负荷应力的状态下，在720小时以内断裂时，判断为耐SSC性低(表2中记为“NA”)。另一方面，未在720小时以内断裂时，判断为耐SSC性优异(表2中记为“E”)。
[耐IGHIC性评价试验]
将拉伸试验后的圆棒试验片以试验片的长度方向成为观察面的方式埋入树脂而进行镜面研磨。以50～500倍的倍率观察试验片的应力负荷部的中心面，确认有无晶界裂纹。有晶界裂纹时，判断为耐IGHIC性低(表2中记为“NA”)。另一方面，没有晶界裂纹时，判断为耐IGHIC性优异(表2中记为“E”)。
[耐二氧化碳腐蚀性评价试验]
由各试验编号的板材采集试验片(2mm×10mm×40mm)。将试验片在无应力下浸渍于试验浴720小时。试验浴使用了使30atm的二氧化碳饱和的100℃的5％食盐水溶液。测定了试验前后的试验片的重量。基于测得的重量的变化量，求出各试验片的腐蚀减量。基于腐蚀减量，求出各试验片的腐蚀速度(g/(m2·h))。腐蚀速度为0.30g/(m2·h)以下时，评价为能得到优异的耐二氧化碳腐蚀性。
[试验结果]
参照表2，试验编号1～30的化学组成在本发明的范围内。进而，有效Cr量和Mo当量也是合适的。因此，在这些试验编号的显微组织中，铁氧体和奥氏体的体积率分别为5％以下，余量的主要组织为回火马氏体。进而，屈服强度是合适的。进而，原始奥氏体晶粒的粒度编号为8.0以上。进而，Mo类的晶界偏析比也是合适的。因此，这些试验编号的马氏体系含Cr钢具有优异的耐SSC性、耐二氧化碳腐蚀性和耐IGHIC性。
试验编号31和32中，由于淬火温度过高，因此原始奥氏体晶粒粗大。因此，原始奥氏体晶粒的粒度编号低于8.0，耐IGHIC性低。但是，耐SSC性高。
试验编号33和34中，由于淬火温度过低，因此无法使Mo均匀地固溶，Mo的晶界偏析比不充分。因此，耐IGHIC性低。
试验编号35和36中，由于回火温度过高，因此Mo的晶界偏析比不充分。因此，耐IGHIC性低。
试验编号37中，C含量过高。因此，耐IGHIC性低。
试验编号38中，Mn含量过高。试验编号39中，P含量过高。试验编号40中，S含量过高。因此，试验编号38～40中，耐SSC性和耐IGHIC性低。
试验编号41中，Cr含量和有效Cr量过低。因此，耐二氧化碳腐蚀性低。但是，耐SSC性和耐IGHIC性高。
试验编号42和43中，除Mo类之外的化学组成在本发明的范围内，屈服强度也是合适的。但是，由于不含有Mo类，因此耐IGHIC性低。
试验编号44中，Cr含量过高。试验编号45中，Ni含量过高。因此，试验编号44和45中，耐SSC性和耐IGHIC性低。
试验编号46中，Mo当量过低。因此，耐IGHIC性低。但是，耐SSC性和耐二氧化碳腐蚀性高。
试验编号47中，有效Cr量过低。因此，耐二氧化碳腐蚀性低。但是，耐SSC性和耐IGHIC性高。
试验编号1～47的钢的拉伸强度TS最大为91ksi(627MPa)。
以上说明了本发明的实施方式。但上述实施方式不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明并不限定于上述实施方式，在不超出其主旨的范围内，可以将上述实施方式适宜变更来实施。

Claims (9)

1.一种马氏体系含Cr钢，其具有：
化学组成：以质量％计含有
Si：0.05～1.00％、
Mn：0.1～1.0％、
Cr：8～12％、
V：0.01～1.0％、
sol.Al：0.005～0.10％、
N：0.100％以下、
Nb：0～1％、
Ti：0～1％、
Zr：0～1％、
B：0～0.01％、
Ca：0～0.01％、
Mg：0～0.01％、和
稀土元素即REM：0～0.50％，还含有
选自由Mo：0～2％和W：0～4％组成的组中的1种或2种，余量由Fe和杂质组成，
所述杂质中，
C：0.10％以下、
P：0.03％以下、
S：0.01％以下、
Ni：0.5％以下、以及
O：0.01％以下，
由式(1)定义的有效Cr量为8％以上，
由式(2)定义的Mo当量为0.03～2％；
显微组织：原始奥氏体晶粒的粒度编号(ASTM E112)为8.0以上，
含有以体积率计为0～5％的铁氧体和以体积率计为0～5％的奥氏体，余量由回火马氏体组成；和
屈服强度：为379～低于551MPa，
在含有Mo和W中的任一者时，由所含有的元素在晶界的最大含量相对于在粒内的平均含量的比定义的晶界偏析比为1.5以上；在含有Mo和W时，由各元素在晶界的最大含量相对于在粒内的平均含量的比的平均定义的晶界偏析比为1.5以上，
有效Cr量＝Cr-16.6×C (1)
Mo当量＝Mo+0.5×W (2)
其中，式(1)和式(2)中的元素符号代入对应的元素含量(质量％)。
2.根据权利要求1所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Nb：0.01～1％、
Ti：0.01～1％、以及
Zr：0.01～1％组成的组中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有B：0.0003～0.01％。
4.根据权利要求2所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有B：0.0003～0.01％。
5.根据权利要求1所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、以及
REM：0.0001～0.50％组成的组中的1种或2种以上。
6.根据权利要求2所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、以及
REM：0.0001～0.50％组成的组中的1种或2种以上。
7.根据权利要求3所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、以及
REM：0.0001～0.50％组成的组中的1种或2种以上。
8.根据权利要求4所述的马氏体系含Cr钢，其中，
所述化学组成含有选自由
Ca：0.0001～0.01％、
Mg：0.0001～0.01％、以及
REM：0.0001～0.50％组成的组中的1种或2种以上。
9.一种油井用钢管，其是使用权利要求1～权利要求8中任一项所述的马氏体系含Cr钢制造而成的。
CN201480073387.1A 2014-01-17 2014-12-24 马氏体系含Cr钢和油井用钢管 Expired - Fee Related CN105917015B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-007201 2014-01-17
JP2014007201 2014-01-17
PCT/JP2014/006435 WO2015107608A1 (ja) 2014-01-17 2014-12-24 マルテンサイト系Ｃｒ含有鋼及び油井用鋼管

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105917015A CN105917015A (zh) 2016-08-31
CN105917015B true CN105917015B (zh) 2017-10-03

Family

ID=53542533

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480073387.1A Expired - Fee Related CN105917015B (zh) 2014-01-17 2014-12-24 马氏体系含Cr钢和油井用钢管

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10246765B2 (zh)
EP (1) EP3095886B1 (zh)
JP (1) JP5804232B1 (zh)
CN (1) CN105917015B (zh)
AR (1) AR099041A1 (zh)
BR (1) BR112016015486A2 (zh)
MX (1) MX2016009192A (zh)
RU (1) RU2647403C2 (zh)
WO (1) WO2015107608A1 (zh)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6303878B2 (ja) * 2014-07-02 2018-04-04 新日鐵住金株式会社 マルテンサイト系Ｃｒ含有鋼材
JP6524440B2 (ja) * 2015-07-13 2019-06-05 日本製鉄株式会社 マルテンサイト鋼材
JP6536343B2 (ja) * 2015-10-13 2019-07-03 日本製鉄株式会社 マルテンサイト鋼材
EP3530769B1 (en) * 2016-10-18 2020-12-23 JFE Steel Corporation Martensitic stainless steel sheet
CN107699804A (zh) * 2017-10-10 2018-02-16 武汉钢铁有限公司 降低1500MPa薄板热成形钢氢致滞后开裂的方法
CN110643895B (zh) * 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 一种马氏体不锈钢油套管及其制造方法
CN108866453B (zh) * 2018-07-19 2020-11-24 西京学院 一种马氏体耐热钢及其制备方法
CN109321927B (zh) * 2018-11-21 2020-10-27 天津市华油钢管有限公司 防腐马氏体螺旋埋弧焊管及其制备工艺
JP7295412B2 (ja) * 2019-07-09 2023-06-21 日本製鉄株式会社 金属材料の評価方法
KR20220097991A (ko) * 2019-12-19 2022-07-08 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 냉간 가공성이 우수한 고경도·고내식성 용도의 마르텐사이트계 스테인리스강 및 그 제조 방법
US20230128437A1 (en) * 2020-04-01 2023-04-27 Jfe Steel Corporation High-strength stainless steel seamless pipe for oil country tubular goods and method for manufacturing same

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1826202A (zh) * 2003-09-05 2006-08-30 住友金属工业株式会社 耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物
CN1914343A (zh) * 2004-01-30 2007-02-14 住友金属工业株式会社 耐硫化物应力裂纹性优异的油井用无缝钢管及其制造方法
CN101076612A (zh) * 2004-12-07 2007-11-21 住友金属工业株式会社 油井用马氏体系不锈钢管
CN101542002A (zh) * 2007-03-30 2009-09-23 住友金属工业株式会社 低合金钢、油井用无缝钢管和无缝钢管的制造方法
CN102365376A (zh) * 2009-03-30 2012-02-29 住友金属工业株式会社 无缝钢管的制造方法
CN102449181A (zh) * 2009-06-01 2012-05-09 杰富意钢铁株式会社 制动盘用钢板以及制动盘
CN102703829A (zh) * 2012-05-17 2012-10-03 昆明理工大学 一种耐Cl-点蚀的超级马氏体不锈钢及其热处理制度
CN103215513A (zh) * 2013-04-25 2013-07-24 宝山钢铁股份有限公司 一种抗腐蚀集输管线管及其制造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2905577A (en) * 1956-01-05 1959-09-22 Birmingham Small Arms Co Ltd Creep resistant chromium steel
JPS58181849A (ja) * 1982-04-14 1983-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高温用高クロム鋼
JPS61110753A (ja) * 1984-11-06 1986-05-29 Nippon Kokan Kk <Nkk> 高クロムマルテンサイト系耐熱鋼管
JPS6267113A (ja) * 1985-09-20 1987-03-26 Nippon Chiyuutankou Kk 耐クリ−プ破断特性に優れた耐熱鋼の製造法
JPH07109008B2 (ja) * 1987-05-26 1995-11-22 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼継目無管の製造方法
JPH01123028A (ja) * 1987-11-06 1989-05-16 Sumitomo Metal Ind Ltd ステンレス鋼継目無し管の製造方法
JPH0678571B2 (ja) * 1987-11-07 1994-10-05 住友金属工業株式会社 ステンレス鋼継目無し管の製造方法
JPH0625746A (ja) 1992-07-10 1994-02-01 Nippon Steel Corp 高Ｃｒ含有鋼油井管の製造方法
JPH06158231A (ja) * 1992-11-24 1994-06-07 Nippon Steel Corp 優れたクリープ強度と良好な靱性を備えた高Ｃｒ耐熱鋼の製造方法
JPH0776722A (ja) 1993-09-10 1995-03-20 Nippon Steel Corp 硫化物割れ抵抗性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
JP3752857B2 (ja) 1998-08-20 2006-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用Ｃｒ含有継目無鋼管
JP4298825B2 (ja) * 1998-11-04 2009-07-22 日立Ｇｅニュークリア・エナジー株式会社 高耐食性ステンレス鋼
JP4127447B2 (ja) * 1999-08-26 2008-07-30 日新製鋼株式会社 耐高温腐食性に優れた焼却炉体および焼却炉付帯設備
JP3534083B2 (ja) * 2000-04-13 2004-06-07 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼板とその製造方法
EP1644540A4 (en) * 2003-06-05 2006-08-16 Questek Innovations Llc HIGH-STRENGTH ANTICORROSION CONSTRUCTION STEELS REINFORCED BY NANO-PRECIPITATION
JP4635764B2 (ja) * 2005-07-25 2011-02-23 住友金属工業株式会社 継目無鋼管の製造方法
CN102144041B (zh) * 2008-09-04 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 油井管用马氏体系不锈钢无缝钢管及其制造方法
AR073884A1 (es) * 2008-10-30 2010-12-09 Sumitomo Metal Ind Tubo de acero inoxidable de alta resistencia excelente en resistencia a la fisuracion bajo tension por sulfuros y a la corrosion de gas de acido carbonico en alta temperatura.
JP5728836B2 (ja) * 2009-06-24 2015-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1826202A (zh) * 2003-09-05 2006-08-30 住友金属工业株式会社 耐应力腐蚀裂纹性优异的焊接结构物
CN1914343A (zh) * 2004-01-30 2007-02-14 住友金属工业株式会社 耐硫化物应力裂纹性优异的油井用无缝钢管及其制造方法
CN101076612A (zh) * 2004-12-07 2007-11-21 住友金属工业株式会社 油井用马氏体系不锈钢管
CN101542002A (zh) * 2007-03-30 2009-09-23 住友金属工业株式会社 低合金钢、油井用无缝钢管和无缝钢管的制造方法
CN102365376A (zh) * 2009-03-30 2012-02-29 住友金属工业株式会社 无缝钢管的制造方法
CN102449181A (zh) * 2009-06-01 2012-05-09 杰富意钢铁株式会社 制动盘用钢板以及制动盘
CN102703829A (zh) * 2012-05-17 2012-10-03 昆明理工大学 一种耐Cl-点蚀的超级马氏体不锈钢及其热处理制度
CN103215513A (zh) * 2013-04-25 2013-07-24 宝山钢铁股份有限公司 一种抗腐蚀集输管线管及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3095886A1 (en) 2016-11-23
US10246765B2 (en) 2019-04-02
WO2015107608A1 (ja) 2015-07-23
EP3095886B1 (en) 2020-04-08
RU2647403C2 (ru) 2018-03-15
BR112016015486A2 (pt) 2017-08-08
CN105917015A (zh) 2016-08-31
JP5804232B1 (ja) 2015-11-04
MX2016009192A (es) 2016-10-03
US20160326617A1 (en) 2016-11-10
EP3095886A4 (en) 2017-09-13
JPWO2015107608A1 (ja) 2017-03-23
RU2016133430A (ru) 2018-02-22
AR099041A1 (es) 2016-06-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105917015B (zh) 马氏体系含Cr钢和油井用钢管
EP2865775B1 (en) Steel for oil well pipe, oil well pipe, and method for producing same
CN102428201B (zh) 油井用不锈钢、油井用不锈钢管及油井用不锈钢的制造方法
US20180135154A1 (en) Low alloy steel for oil country tubular goods having excellent sulfide stress cracking resistance and manufacturing method therefor
CN107002201B (zh) 油井管用低合金钢和低合金钢油井管的制造方法
JPWO2018043570A1 (ja) 鋼材及び油井用鋼管
RU2698006C1 (ru) Стальной материал и стальная труба для нефтяных скважин
CN106574336A (zh) 低合金油井用钢管
JP6372070B2 (ja) フェライト・マルテンサイト二相鋼及び油井用鋼管
CN107075636A (zh) 低合金油井用钢管
CN108699656B (zh) 钢材和油井用钢管
JP6859921B2 (ja) ステンレス鋼材及びステンレス鋼管
JP2022160634A (ja) 鋼材
JP6801376B2 (ja) 高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法
JP6672620B2 (ja) 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP6524440B2 (ja) マルテンサイト鋼材
WO2023085141A1 (ja) マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管、及び、マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法
JP6536343B2 (ja) マルテンサイト鋼材
AU2012393719B9 (en) Low-alloy steel for oil well pipes which has excellent sulfide stress cracking resistance, and method for manufacturing low-alloy steel for oil well pipes
AU2013278437B9 (en) Steel for oil well pipe, and method for producing same

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20171003

Termination date: 20201224