EA012256B1 - Низколегированная сталь, бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента и способ изготовления бесшовной стальной трубы - Google Patents

Низколегированная сталь, бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента и способ изготовления бесшовной стальной трубы Download PDF

Info

Publication number
EA012256B1
EA012256B1 EA200870436A EA200870436A EA012256B1 EA 012256 B1 EA012256 B1 EA 012256B1 EA 200870436 A EA200870436 A EA 200870436A EA 200870436 A EA200870436 A EA 200870436A EA 012256 B1 EA012256 B1 EA 012256B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
steel
content
pipe
low
less
Prior art date
Application number
EA200870436A
Other languages
English (en)
Other versions
EA200870436A1 (ru
Inventor
Куниаки Томомацу
Томохико ОМУРА
Юдзи АРАИ
Тосихару Абе
Original Assignee
Сумитомо Метал Индастриз, Лтд.
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 Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. filed Critical Сумитомо Метал Индастриз, Лтд.
Publication of EA200870436A1 publication Critical patent/EA200870436A1/ru
Publication of EA012256B1 publication Critical patent/EA012256B1/ru

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D9/14—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes wear-resistant or pressure-resistant pipes
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)

Abstract

Низколегированная сталь, содержащая, мас.%: 0,10-0,20 С, 0,05-1,0 Si, 0,05-1,5 Mn, 1,0-2,0 Cr, 0,05-2,0 Мо, 0,10 или менее Al и 0,002-0,05 Ti, и с полученным по формуле (1) значением С0,65 или более, а остальное составляют Fe и примеси, причем среди этих примесей Р составляет 0,025% или менее, S - 0,010% или менее, N - 0,007% или менее и В - менее 0,0003%, и число на единицу площади выделений типа МС(М - элемент-металл), у которых размер зерна 1 мкм или более, составляет 0,1/ммили менее. Изобретение обеспечивает низколегированную сталь, обладающую прокаливаемостью и ударной вязкостью, а также улучшает сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением.где C, Mn, Cr, Mo и V в формуле (1) обозначают содержания в мас.% соответствующих элементов.

Description

Настоящее изобретение относится к низколегированной стали, и в частности к низколегированной стали, пригодной для использования в высококоррозионных глубоких нефтяных скважинах, содержащих сероводород под высоким давлением, к бесшовным стальным трубам нефтепромыслового сортамента и к способу изготовления бесшовной стальной трубы.
Уровень техники
Сталь, используемая в условиях высокотемпературных агрессивных сред, таких как нефтяные скважины, должна обладать улучшенными характеристиками по прочности, ударной вязкости и кислотостойкости. В более глубоких скважинах сталь должна обладать еще более высокой прочностью и еще лучшим сопротивлением коррозионному растрескиванию под напряжением.
В стальных изделиях с увеличением прочности материала увеличивается твердость, что, в свою очередь, повышает плотность дислокаций, так что возрастает содержание водорода в стальном изделии, делая его хрупким при напряжении. Поэтому упрочнение стального изделия обычно вызывает плохое сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. В частности, если стальной элемент изготовлен с требуемым пределом текучести в стальном изделии, у которого отношение «предел текучести/предел прочности на разрыв» (далее называемое «отношением предела текучести к пределу прочности») является низким, то предел прочности на разрыв и твердость имеют тенденцию повышаться, поэтому резко ухудшается сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Следовательно, при повышении прочности стального изделия повышение отношения предела текучести к пределу прочности является существенным для поддержания низкой твердости.
Высокое отношение предела текучести к пределу прочности у стали предпочтительно достигается посредством придания стальному изделию однородной отпущенной мартенситной структуры (мартенсита отпуска). Эффективно также уменьшение размера бывших аустенитных зерен.
Например, в патентных документах 1 и 2 раскрыто решение, направленное на улучшение сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением в бесшовных стальных трубах посредством подавления выделения карбида типа М23С6 на границах зерен путем корректировки баланса карбидообразующих элементов, таких как V, N6. Τι, Сг и Мо. В патентном документе 3 раскрыт способ улучшения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением путем уменьшения размера зерен. В патентном документе 4 раскрыто решение, направленное на улучшение ударной вязкости бесшовных стальных труб нефтепромыслового сортамента за счет использования специального химического состава, содержащего от 0,0003 до 0,005% В.
Патентный документ 1: .ΙΡ 3449311 В.
Патентный документ 2: .ΙΡ 2000-17389 А.
Патентный документ 3: .ΙΡ Н9-111343 А.
Патентный документ 4: \УО 2005/073421 А1.
Раскрытие изобретения Проблемы, решаемые изобретением
Во всех перечисленных выше документах описывается кислотостойкость низколегированной стали, используемой в сероводородных средах с давлением примерно 1 атм. Однако исследования, проведенные авторами изобретения, показали, что механизм кислотостойкости низколегированной стали в сероводородной среде с низкими давлениями в примерно 1 атм отличается от ее механизма в сероводородных средах с более высокими давлениями.
Авторы настоящего изобретения испытали сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением в различных видах низколегированной стали путем четырехточечного изгиба и получили следующие результаты. Низколегированная сталь, использовавшаяся в этих испытаниях, содержала, мас.%: Мп - 0,5-1,3%, Сг - 0,2-1,1% и Мо - 0-0,7%.
(1) Скорость коррозии возрастает при давлении сероводорода 2 атм или выше и становится особенно высокой при 5-10 атм, но уменьшается при давлении сероводорода 15 атм.
(2) В прошлом предполагалось, что сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением происходит в сероводороде при парциальном давлении около 1 атм. Однако настоящие исследования ясно показали, что оно имеет тенденцию происходить в сероводороде при парциальном давлении 2 атм или выше, и в частности при 5-10 атм. Напротив, когда парциальное давление сероводорода достигает 15 атм, сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением практически не происходит.
На основании этих результатов авторы настоящего изобретения выяснили, что в низколегированной стали, применяемой в сероводородной среде при 2 атм или выше, и в частности при 5-10 атм, скорость коррозии в сероводородных средах высокого давления можно уменьшить, повысив содержание хрома (Сг) до 1,0% или более.
В бесшовных стальных трубах нефтепромыслового сортамента, описанных в вышеуказанном патентном документе 4, добавляется бор (В) для улучшения прокаливаемости в целях повышения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Однако в тех случаях, когда бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента производятся путем поточной закалки, как описано в решении по патентному документу 4, превращение аустенитных зерен в мелкие зерна затруд
- 1 012256 нено. В этом случае, когда в сплаве с высоким содержанием Сг присутствует В, в этом сплаве выделяется карбид типа М2зС6, который укрупняется на границах бывших аустенитных зерен во время термообработки после закалки, и, следовательно, ухудшается сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Настоящее изобретение позволяет обеспечить как прокаливаемость, так и ударную вязкость в стали без добавления бора (В).
Термин «поточная закалка» относится к быстрой закалке (далее именуемой просто «поточная закалка») после дополнительного поточного нагрева бесшовной трубы, полученной, например, маннесмановским способом производства труб. Однако операции термообработки, такие как отпуск, отжиг и нормализация, выполняемые после закалки, могут при необходимости осуществляться внепоточно.
По сравнению с закалкой после повторного нагрева в отдельном процессе поточная закалка дает меньшие производственные затраты и выгодна с точки зрения достижения температуры закалки по сравнению с так называемой прямой закалкой, при которой трубу закаливают сразу после изготовления. Однако вышеуказанная поточная закалка имеет тенденцию укрупнять карбид типа М2зС6 на границах зерен в низколегированной стали. Этот крупный карбид на границах зерен становится более заметным в тех способах производстве стали, где сталь содержит бор (В).
Эти сведения были положены в основу настоящего изобретения. Соответственно, задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить низколегированную сталь с прокаливаемостью и ударной вязкостью, а также повышенным сопротивлением сульфидной коррозии под напряжением за счет повышения содержания хрома (Сг) и без использования добавки бора (В), обычно используемой в традиционном уровне техники, а также бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента с использованием такой низколегированной стали и способ изготовления бесшовной стальной трубы. Хотя целью настоящего изобретения является достижение в низколегированной стали предела текучести (ПТ) 654793 МПа (95-115 кы), этот признак не обязательно должен быть всегда удовлетворен.
Низколегированная сталь по настоящему изобретению также применима в средах с давлением 2 атм или выше, а также может применяться в сероводородной среде с давлением 5-10 атм, где наиболее вероятно возникновение сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением. Само собой разумеется, что эту сталь можно также применять в сероводородных средах с более низким или более высоким давлением.
Средства решения проблем
Настоящее изобретение решает упомянутые выше проблемы. В дальнейшем приведено описание низколегированной стали, как (А)-(С), бесшовных стальных труб нефтепромыслового сортамента, как (Ό), и способа изготовления бесшовной стальной трубы, как (Е).
(A) Низколегированная сталь, содержащая, мас.%: С - 0,10-0,20, 81 - 0,05-1,0, Мп - 0,05-1,5, Сг - 1,02,0, Мо - 0,05-2,0, А1 - 0,10 или менее и Τι - 0,002-0,05, и с полученным по следующей формуле (1) значением Сэкв в 0,65 или более, а остальное составляют Ее и примеси, причем среди этих примесей Р составляет 0,025% или менее, 8 - 0,010% или менее, N - 0,007% или менее и В - менее 0,0003%, и число на единицу площади выделений типа М23С6 (М - элемент-металл), у которых размер зерна 1 мкм или более, составляет 0,1/мм2 или менее.
Сэкв=С+(Мп/6)+(Ст+Мо+У)/5 (1) где С, Мп, Сг, Мо и V в формуле (1) обозначают содержание соответствующих элементов, мас.%.
(B) Низколегированная сталь согласно (А), содержащая либо один, либо оба из 0,03-0,2% V и 0,0020,04% N6.
(C) Низколегированная сталь согласно (А) или (В), содержащая по меньшей мере один элемент из 0,0003-0,005% Са, 0,0003-0,005% Мд и 0,0003-0,005% РЗМ.
(Ό) Бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента, отличающиеся использованием низколегированной стали, описанной в любом из (А)-(С).
(Е) Способ изготовления бесшовной стальной трубы, включающий в себя следующие стадии:
(а) прошивку в горячем состоянии стальной заготовки, обладающей химическим составом, описанным в любом из (А)-(С), и полученным по следующей формуле (1) значением Сэкв в 0,65 или более;
(б) удлинительную прокатку, с получением трубы при конечной температуре прокатки 800-1100°С;
(с) дополнительный поточный нагрев полученной стальной трубы в интервале температур от точки перехода Аг3 до 1000°С;
(6) закалку трубы от температуры точки перехода Аг3 или выше и затем (е) отпуск трубы при температуре точки перехода Ас1 или ниже.
СэкВ=С+(Мп/6)+(Сг+Мо+Х)/5 (1) где С, Мп, Сг, Мо и V в формуле (1) указывают содержание соответствующих элементов, мас.%.
Результат изобретения
Низколегированная сталь по настоящему изобретению улучшает сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением, а также обеспечивает прокаливаемость и ударную вязкость. Низколегированная сталь по настоящему изобретению эффективна при использовании в сероводородных средах с давлением 2 атм или более, а особенно в среде с давлением 5-10 атм, которая более всего способна вызывать сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением.
- 2 012256
Лучший вариант осуществления изобретения
Описанная выше низколегированная сталь по настоящему изобретению понижает скорость коррозии при сульфидном коррозионном растрескивании под напряжением за счет наличия повышенного содержания хрома (Сг), а также обеспечения прокаливаемости и ударной вязкости без добавки бора (В) и обеспечения улучшенного сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Далее будут описаны причины установления пределов содержания каждого компонента.
С: 0,10-0,20%.
Углерод (или С) - это элемент, повышающий прочность стали. Когда содержание С (углерода) составляет менее 0,1%, то требуется отпуск при низкой температуре, чтобы получить необходимую прочность. Такой отпуск снижает сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Это сниженное сопротивление можно компенсировать путем повышения температуры отпуска и улучшения стойкости к разупрочнению при отпуске, однако, при этом необходимо добавлять большое количество дорогостоящих элементов. Однако, когда содержание С превышает 0,20%, ухудшается отношение предела текучести к пределу прочности. При попытке достичь требуемой прочности с сохранением такого избыточного содержания С повышается твердость и снижается сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. В силу этих обстоятельств содержание С было установлено в интервале 0,10-0,20%. Нижний предел содержания С предпочтительно составляет 0,14%. Верхний предел содержания С предпочтительно составляет 0,18%.
δί: 0,05-1,0%.
Кремний (или δί) - это элемент, обладающий раскисляющим действием. Этот элемент также повышает прокаливаемость стали и улучшает прочность. Для достижения этого эффекта содержание δί должно быть 0,05% или выше. Однако, когда его содержание превышает 1,0%, снижается сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому содержание δί было установлено в интервале 0,05-1,0%. Нижний предел содержания δί предпочтительно составляет 0,1%. Верхний предел содержания δί предпочтительно составляет 0,6%.
Мп: 0,05-1,5%.
Марганец (или Мп) - это элемент, обладающий раскисляющим действием. Этот элемент также повышает прокаливаемость стали и улучшает прочность. Для достижения этого эффекта содержание Мп должно быть 0,05% или выше. Однако, когда его содержание превышает 1,5%, ухудшается сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому содержание Мп установлено в интервале 0,05-1,5%.
Сг: 1,0-2,0%.
Хром (или Сг) - это эффективный элемент для повышения прокаливаемости стали и улучшения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Для достижения этого эффекта содержание Сг должно быть 1,0% или выше. Наоборот, его содержание свыше 2,0% вызывает более низкое сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому содержание Сг было установлено в интервале 1,0-2,0%. Нижний предел содержания Сг предпочтительно составляет 1,1%, а более предпочтительно 1,2%. Верхний предел содержания Сг предпочтительно составляет 1,8%.
Мо: 0,05-2,0%.
Молибден (или Мо) - это эффективный элемент, который повышает прокаливаемость стали и обеспечивает высокую прочность. Этот элемент также обладает эффектом повышения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Для достижения этих эффектов содержание Мо должно быть 0,05% или выше. Однако, когда содержание Мо превышает 2,0%, на границах бывших зерен аустенита образуется крупный карбид и ухудшается сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому содержание Мо было установлено в интервале 0,05-2,0%. Предпочтительный интервал содержания Мо составляет 0,1-0,8%.
А1: 0,10% или менее.
Алюминий (или А1) - это элемент, обладающий раскисляющим действием. Этот элемент также эффективен для повышения ударной вязкости и обрабатываемость стали давлением. Однако, когда его содержание превышает 0,10%, становится заметным образование дефектов. Поэтому содержание А1 установлено на 0,10% или ниже. Содержание А1 может быть на уровне примеси, но предпочтительно составляет 0,005% или выше. Верхний предел содержания А1 предпочтительно составляет 0,05%. Содержание А1 в настоящем изобретении обозначает содержание растворимого в кислоте А1 (также называемого А1раств.).
Τί: 0,002-0,05%.
Титан (или Τί) - это эффективный элемент для связывания N в стали в виде нитрида и улучшения прокаливаемости стали. Для достижения этого эффекта содержание Τί должно быть 0,002% или выше. Однако, когда содержание Τί превышает 0,05%, образуется крупный нитрид и появляется тенденция к сульфидному растрескиванию под напряжением. Содержание Τί было установлено в интервале 0,0020,05%. Нижний предел предпочтительно составляет 0,005%, а верхний предел предпочтительно составляет 0,025%.
- 3 012256
Одна из низколегированных сталей по настоящему изобретению имеет химический состав, содержащий каждый описанный выше элемент, а остальное составляют Ее и примеси. Низколегированная сталь по настоящему изобретению, в дополнение к перечисленным выше элементам, может также содержать либо один, либо оба из 0,03-0,2% V и 0,002-0,04% N6 для того, чтобы образовывались мелкодисперсные выделения, такие как карбиды.
V: 0,03-0,2%.
Ванадий (V) - это элемент, который повышает прочность низколегированной стали за счет выделения в виде мелкодисперсных карбидов во время отпуска. Для получения этого эффекта предпочтительно содержание V в 0,03% или выше. Однако, когда содержание V превышает 0,2%, может снизиться ударная вязкость. Поэтому при добавлении V его содержание предпочтительно устанавливают в интервале 0,03-0,2%.
N6: 0,002-0,04%.
Ниобий (N6), который образует карбонитрид в высокотемпературных областях и препятствует укрупнению кристаллических зерен, является эффективным элементом для повышения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Для достижения этих эффектов содержание N6 предпочтительно составляет 0,002% или выше. Однако, наоборот, когда его содержание превышает 0,04%, карбонитрид чрезмерно укрупняется, что легко вызывает сульфидное растрескивание под напряжением. Поэтому содержание добавки N6 предпочтительно составляет 0,002-0,04%. Предпочтительный верхний предел составляет 0,02%.
Для улучшения сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением низколегированная сталь по настоящему изобретению, в дополнение к каждому из вышеперечисленных элементов, может также содержать по меньшей мере один элемент, выбранный из 0,0003-0,005% Са, 0,0003-0,005% Мд и 0,0003-0,005% РЗМ.
Са: 0,0003-0,005%.
Мд: 0,0003-0,005%.
РЗМ: 0,0003-0,005%.
Са, Мд и РЗМ, все вступают в реакцию с 8 в стали, образуя сульфид, который улучшает форму включений, повышая сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Для достижения этих эффектов можно добавить один или более элементов, выбранных из Са, Мд и РЗМ (редкоземельных металлов, таких как Се, Ьа, Υ и т.п.). Однако описанные выше эффекты становятся заметными, когда содержание каждого из этих элементов составляют 0,0003% или больше. С другой стороны, когда содержание любого из этих элементов превосходит 0,005%, возрастает количество включений в стали и ухудшается чистота стали, поэтому появляется тенденция к сульфидному растрескиванию под напряжением. По этой причине при добавлении этих элементов их соответствующие содержания должны предпочтительно составлять 0,0003-0,005%.
В низколегированной стали по настоящему изобретению Р, 8, N и В среди примесей должны быть ограничены в следующих интервалах.
Р: 0,025% или менее.
Фосфор (или Р) - это элемент, присутствующий в стали в качестве примеси. Этот элемент снижает ударную вязкость, а когда его содержание превышает 0,025%, становится более заметным снижение сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. По этой причине содержание Р установлено на 0,025% или менее, а более предпочтительно 0,015% или менее.
8: 0,010% или менее.
Сера (или 8) - это элемент, присутствующий в стали в качестве примеси. Когда содержание 8 превосходит 0,010%, становится заметным ухудшение сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому содержание 8 установлено на 0,010% или менее. Содержание 8 предпочтительно составляет 0,005% или менее.
N 0,007% или менее.
Азот (или N - это элемент, присутствующий в стали в качестве примеси. Он образует нитриды, связываясь с А1, Τι или N6. Когда N присутствует в больших количествах, происходит укрупнение АШ или ТЫ. Поэтому содержание N ограничено 0,007% или менее.
В: менее 0,0003%.
Бор (или В) - это элемент, присутствующий в стали в качестве примеси. Когда в сплаве имеется повышенное содержание Сг, то В вызывает укрупнение граничных карбидов типа М23С6, что снижает ударную вязкость и вызывает более низкое сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому содержание В ограничено до менее 0,0003%.
Сэкв: 0,65 или более.
Прокаливаемость может оказаться плохой даже в том случае, если сталь имеет описанный выше химический состав, поэтому химический состав низколегированной стали по настоящему изобретению должен быть скорректирован так, чтобы достичь значения Сэкв в 0,65 или более, выражаемого согласно следующей формуле (1):
Сэкв=С+(Ми/6)+(Сг+Мо+1У)/5 (1)
- 4 012256 где С, Мп, Сг, Мо и V в формуле (1) указывают содержание соответствующих элементов, мас.%.
Хотя С является эффективным элементом для повышения прокаливаемости, при увеличении содержания С повышается твердость и ухудшается отношение предела текучести к пределу прочности (ПТ/НН). Поэтому в настоящем изобретении в качестве обеспечивающего прокаливаемость показателя используется значение Сэкв, полученное из выражения (1) отношения для повышающих прокаливаемость элементов помимо С (Мп, Сг, Мо и V). В тех случаях, когда значение Сэкв, полученное из вышеприведенной формулы (1), составляет меньше 0,65, прокаливаемость будет недостаточной, особенно в толстостенных изделиях, а также ухудшится сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Поэтому Сэкв в настоящем изобретении установлено на 0,65 или более.
Так как выделения типа М23С6 с диаметром зерна 1 мкм или выше снижают ударную вязкость и кислотостойкость, в низколегированной стали по настоящему изобретению их число на единицу площади должно быть 0,1/мм2 или менее.
Низколегированная сталь по настоящему изобретению, имеющая, в основном, мартенситную отпущенную структуру (мартенсит отпуска), имеет высокое отношение предела текучести к пределу прочности и отличное сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением, хотя эта сталь имеет крупнозернистую структуру, так что число аустенитных кристаллических зерен, определенное по Японскому промышленному стандарту Л8 С 0551, составляет № 7 или меньше. Следовательно, использование стального слитка с описанным выше химическим составом в качестве исходного материала (сырья) дает большую степень свободы при выборе способов производства низколегированной стали. Способ производства низколегированной стали по настоящему изобретению описан на примере способа изготовления бесшовной стальной трубы.
Стальная труба может быть произведена путем прошивки и удлинительной прокатки, например маннесмановским способом производства на стане для прокатки бесшовных труб на оправке, и подана без охлаждения в оборудование для термообработки на последующей стадии в чистовом (отделочном) прокатном стане при поддержании температуры на уровне точки перехода Аг3 или выше, подвергнута закалке, а затем отпуску при 600-750°С. Эта стальная труба будет обладать высоким отношением предела текучести к пределу прочности, даже если выбран энергосберегающий поточный процесс производства/термообработки труб, а также будет иметь требуемую прочность и высокое сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением.
Стальную трубу можно производить посредством чистовой обработки в горячем состоянии, временного охлаждения до комнатной температуры, подогрева в закалочной печи и выдержки в интервале температур 900-1000°С, затем закалки в воде с последующим отпуском при 600-750°С. Этот процесс, т.е. внепоточный процесс производства труб, обеспечивает эффект формирования структуры мартенсита отпуска, а также эффект измельчения бывшего аустенитного зерна. Соответственно, стальная труба, произведенная в описанном выше процессе, имеет гораздо более высокое отношение предела текучести к пределу прочности, а, значит, может быть получена стальная труба с более высокой прочностью и высоким сопротивлением сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением.
Однако наиболее целесообразным является следующий способ производства. Причиной этого является то, что труба, поддерживаемая при высокой температуре от процесса изготовления трубы до процесса закаливания, легко удерживает такие элементы, как V и Мо, в состоянии твердого раствора, а высокотемпературный отпуск способствует улучшению сопротивления сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением, потому что эти элементы выделяются в виде мелкодисперсного карбида, который повышает прочность стальной трубы.
Способ производства бесшовной стальной трубы по настоящему изобретению отличается конечной температурой прокатки для удлинительной прокатки, а также тем, что после того, как завершена прокатка, выполняют термообработку. Далее будет описан каждый из этих признаков.
(1) Конечная температура прокатки для удлинительной прокатки.
Эта температура установлена на 800-1100°С. Когда эта температура ниже 800°С, то сопротивление деформации стальной трубы становится слишком высоким, создавая проблему абразивного износа инструмента. С другой стороны, когда эта температура выше 1100°С, то кристаллические зерна становятся слишком крупными и ухудшают сопротивление сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением. Кроме того, процесс прошивки перед удлинительной прокаткой может представлять собой традиционный способ, такой как, например, маннесмановский способ прошивки.
(2) Дополнительная термообработка.
После завершения удлинительной прокатки сталь загружают поточным методом, а именно загружают в дополнительную нагревательную печь, предусмотренную на непрерывной технологической линии производства стальных труб, и подвергают дополнительному нагреву в интервале температур от точки Аг3 до 1000°С. Целью этого дополнительного нагрева является уменьшение колебаний температуры в продольном направлении стальной трубы для того, чтобы сделать ее структуру однородной.
Когда температура дополнительного нагрева ниже, чем точка Аг3, начинается образование феррита и невозможно получить однородную закаленную структуру. С другой стороны, при температуре выше 1000°С ускоряется рост кристаллических зерен, что ухудшает сопротивление сульфидному коррозион
- 5 012256 ному растрескиванию под напряжением из-за более крупных зерен. Длительность дополнительного нагрева установлена на время, необходимое для придания равномерной температуры всей толщине стенки трубы. Это необходимое время может составлять примерно 5-10 мин. Кроме того, если конечная температура прокатки для удлинительной прокатки находится в интервале температур от точки Лг3 до 1000°С, то процесс дополнительного нагрева можно пропустить, но дополнительный нагрев предпочтителен, поскольку он уменьшает колебания температуры в продольном направлении и по толщине стенки трубы.
(3) Закалка и отпуск.
Описанные выше процессы служат для закалки стальной трубы в интервале температур от точки Аг3 до 1000°С. Закалку проводят при скорости охлаждения, достаточной для того, чтобы вся толщина стенки трубы приобрела мартенситную структуру. Обычно закалка может представлять собой охлаждение водой. Отпуск проводят при более низкой температуре, чем точка Ас1. Предпочтительно отпуск проводят при 600-700°С. Длительность отпуска различается в зависимости от толщины стенки трубы и может составлять примерно 20-60 мин.
Описанный выше процесс придает низколегированной стали отличные свойства и структуру мартенсита отпуска.
Примеры
Изготовили заготовку из низколегированной стали с химическим составом, показанным в таблице ниже, и сформовали ее в бесшовную стальную трубу с внешним диаметром 273,1 мм и толщиной стенки 16,5 мм маннесмановским способом прокатки бесшовных труб на оправке. Во время формовки температура этой стальной трубы была не ниже, чем точка Аг3. Трубу сразу загрузили в дополнительную нагревательную печь, выдержали при 950°С в течение 10 мин, затем закалили в воде, а затем подвергли термообработке отпуском, при котором предел текучести (ПТ) в продольном направлении стальной трубы был доведен до примерно 110 к§1 (килофунтов на кв. дюйм) согласно испытанию прочности на разрыв дугообразного образца по стандарту АР1.
Испытание на коррозию в сероводородной среде высокого давления в 10 атм проводили следующим способом. Стальную трубу сформовали в продольном направлении и подвергли описанной выше термообработке. Образец для испытания на коррозию по напряжением толщиной 2 мм, шириной 10 мм и длиной 75 мм был взят из каждого испытываемого материала. Посредством приложения напряжения определенной величины к испытываемому образцу при 4-точечном изгибе в соответствии со способом, предусмотренным в стандарте А8ТМ-О39, было приложено напряжение в 90% от описанного выше предела текучести. После того как испытываемый образец в этом состоянии поместили в автоклав вместе с измерительными инструментами, в автоклав залили 5% дегазированный солевой раствор, оставив часть паровой фазы. Газообразный сероводород нагнетали под давлением 10 атм и насыщали жидкую фазу этим газообразным сероводородом под высоким давлением путем перемешивания жидкой фазы. После герметизации автоклава его выдерживали при 25°С в течение 720 ч с одновременным перемешиванием жидкости, а затем сбрасывали давление для извлечения испытываемого образца.
После испытания испытываемый образец изучали невооруженным глазом на наличие сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением (СКР). В таблице символ х в столбце сопротивление СКР означает возникновение СКР, а символ о - отсутствие возникновения СКР.
Число на единицу площади выделений типа М23С6 (М - элемент-металл), у которых диаметр зерен составлял 1 мкм или более, измеряли следующим образом. Из произвольных положений на стальной трубе, произведенной посредством процесса изготовления трубы, закалки и отпуска, как было описано выше, взяли 10 образцов экстракционной реплики для наблюдения карбида (площадь одной реплики 3 мм2). Эти образцы наблюдали на каждой границе бывшего γ зерна под ПЭМ для определения размеров зерен пограничного карбида, которые были диаметром 1 мкм или более. По дифрактограмме карбида определяли, относятся ли эти зерна к типу М23С6 или нет. Если эти зерна были типа М23С6, то подсчитывали их число и делили на общую площадь полей наблюдения, получая их число на единицу площади.
В таблице символ о в столбце число М23С6 указывает, что число на единицу площади выделений типа М23С6 (М - элемент-металл), диаметр зерна которых был 1 мкм или более, составляло 0,1/мм2 или менее. Символ х указывает, что их число было больше чем 0,1/мм2.
Тот факт, была ли получена однородная мартенситная структура или нет, устанавливали следующим способом. Изготовили заготовку из низколегированной стали с химическим составом, показанным в таблице. Эту заготовку сформовали в бесшовную стальную трубу с внешним диаметром 273,1 мм и толщиной стенки 16,5 мм маннесмановским способом прокатки бесшовных труб на оправке. Во время этой формовки температура стальной трубы была не ниже точки Аг3, и эту стальную трубу сразу поместили в вспомогательную нагревательную печь, выдержали в течение 10 мин при 950°С, а затем закалили в воде, получив трубу в закаленном состоянии. Средняя скорость охлаждения от 800 до 500°С при закалке в воде была примерно 10°С/с в центральной части по толщине стенки в центре стальной трубы в продольном направлении. Твердость в центральной части по толщине стенки этой трубы в закаленном состоянии измеряли посредством испытания на твердость по Роквеллу. Закаленную структуру признавали удовлетворительной, если значение было выше, чем предсказанное значение твердости по шкале С Роквелла
- 6 012256 [(С%х58)+27], которое соответствует 90% доле мартенсита. Закаленная структура признавалась неудовлетворительной, если это значение было ниже, чем предсказанное значение твердости по шкале С Роквелла.
N0 Химический состав (мас.%, остальное * Ре и примеси) Сэкв ПТ (МПа) Закаленн ая стоуктуоа Число мгзс6 Сопроги вление СКР
с а Мп Сг Мо А1растъ л V Са в Р 8 N иъ
I 0,16 0,28 1,09 1,19 0,50 0,035 0,008 0,04 0,0013 - 0,012 0,0018 0,0053 0,69 771 Удо ыкпо ригель·· а О о
2 0,16 0,28 1,12 1,42 0,31 0,033 0,008 0,06 0,0025 - 0,013 0,0021 0,0062 0,70 754 Удсмгетатригелыш О о
3 0,17 0,28 1,11 1,40 0,30 0,036 0,011 0,04 0,0017 0,0002 0,012 0,0016 0,0050 - 0,70 753 Удмммтрортлыи о о
4 ОД 7 0,27 1,11 1,47 1,50 0,038 0,011 0,01 0,0016 0,0001 0,014 0,0018 0,0063 0,95 715 Увсьлгтрктеяьяа о о
5 0,17 0,29 0,60 1,41 0,69 0,037 0,004 0,0018 0,017 0,0016 0,0064 0,03 0,69 775 Удоьпотмр1палм|в о о
6 0,17 0,29 0,61 1,44 0,70 0,037 0,004 0,05 0,0018 - 0,017 0,0015 0,0069 0,05 0,71 790 Улплвтсоэдтеягна о о
7 0,16 0,28 1,18 1,01 0,30 0,033 0,008 0,06 0,0022 - 0,012 0,0021 0,0055 0,63* 761 Г1УП1111'ПР 111Ц1111411111II о X
8 0,16 0,28 1,12 0,01* 0,70 0,036 0,016 0,02 0,0014 0,012 0,0019 0,0050 0,49* 761 Н фжомггиргтльи о о X
9 ОД 6 0,29 1,21 0,30* 0,51 0,035 0,015 0,04 0,0014 0,0014 0,012 0,0018 0,0054 0,53* 757 Удоллодтельна X X
10 0,36* 0,19 0,62 0,99 0,70 0,037 0,011 0,02 0,0016 0,011 0,0020 0,0054 0,80 762 УЛ мйтвОрЛКПьп а о X
*Указывает число, выходящее за пределы предусмотренного изобретением интервала.
Как показано в таблице, в образцах №№ 1-6, удовлетворявших предусмотренным настоящим изобретением условиям, не происходило сульфидного коррозионного растрескивания под напряжением (СКР). В образцах №№ 7-10 происходило сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением (СКР), и предусмотренные настоящим изобретением условия не были удовлетворены.
Промышленная применимость
Низколегированная сталь по настоящему изобретению обладает улучшенным сопротивлением сульфидному коррозионному растрескиванию под напряжением, а также прокаливаемостью и ударной вязкостью. Низколегированная сталь по настоящему изобретению эффективна при использовании в сероводородных средах с давлением 2 атм или более, а особенно в среде с давлением 5-10 атм, которая более всего способна вызывать сульфидное коррозионное растрескивание под напряжением.

Claims (5)

ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Низколегированная сталь, содержащая, мас.%: С - 0,10-0,20, 81 - 0,05-1,0, Мп - 0,05-1,5, Сг - 1,02,0, Мо - 0,05-2,0, А1 - 0,10 или менее и Τι - 0,002-0,05, и с полученным по формуле (1) значением Сэкв в 0,65 или более, а остальное составляют Ее и примеси, причем среди этих примесей Р составляет 0,025% или менее, 8 - 0,010% или менее, N - 0,007% или менее и В - менее 0,0003%, и число на единицу площади выделений типа М23С6 (М - элемент-металл), у которых размер зерна 1 мкм или более, составляет 0,1/мм2 или менее.
Сэкв=С+(Мп/6)+(Сг+Мо+У)/5 формула (1) где С, Мп, Сг, Мо и V обозначают содержание соответствующих элементов в мас.%.
2. Низколегированная сталь по п.1, содержащая либо один, либо оба из 0,03-0,2% V и 0,002-0,04% N6.
3. Низколегированная сталь по п.1 или 2, содержащая по меньшей мере один элемент, выбранный из 0,0003-0,005% Са, 0,0003-0,005% Мд и 0,0003-0,005% РЗМ.
4. Бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента с использованием низколегированной стали по любому из пп.1-3.
5. Способ изготовления бесшовной стальной трубы, включающий в себя следующие стадии:
(a) прошивку в горячем состоянии стальной заготовки, обладающей химическим составом по любому из пп.1-3 и полученным по формуле (1) значением Сэкв в 0,65 или более;
(b) удлинительную прокатку с получением трубы при конечной температуре прокатки 800-1100°С;
(c) дополнительный поточный нагрев полученной стальной трубы в интервале температур от точки перехода Аг3 до 1000°С;
(б) закалку трубы от температуры точки перехода Аг3 или выше и затем (е) отпуск трубы при температуре точки перехода Ас1 или ниже.
СэкВ=С+(Мп/6)+(Сг+Мо+У)/5 формула (1) где С, Мп, Сг, Мо и V в формуле (1) обозначают содержание соответствующих элементов в мас.%.
EA200870436A 2007-03-30 2008-03-28 Низколегированная сталь, бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента и способ изготовления бесшовной стальной трубы EA012256B1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007092144 2007-03-30
PCT/JP2008/056113 WO2008123422A1 (ja) 2007-03-30 2008-03-28 低合金鋼、油井用継目無鋼管および継目無鋼管の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA200870436A1 EA200870436A1 (ru) 2009-02-27
EA012256B1 true EA012256B1 (ru) 2009-08-28

Family

ID=39830907

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA200870436A EA012256B1 (ru) 2007-03-30 2008-03-28 Низколегированная сталь, бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента и способ изготовления бесшовной стальной трубы

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20090047166A1 (ru)
EP (1) EP2133442B1 (ru)
JP (1) JP4305681B2 (ru)
CN (1) CN101542002B (ru)
AT (1) ATE543922T1 (ru)
AU (1) AU2008221597B8 (ru)
BR (1) BRPI0802627B1 (ru)
CA (1) CA2650208A1 (ru)
EA (1) EA012256B1 (ru)
MX (1) MX2008016193A (ru)
MY (1) MY145393A (ru)
UA (1) UA90947C2 (ru)
WO (1) WO2008123422A1 (ru)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9598746B2 (en) 2011-02-07 2017-03-21 Dalmine S.P.A. High strength steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance
US9657365B2 (en) 2013-04-08 2017-05-23 Dalmine S.P.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
US9970242B2 (en) 2013-01-11 2018-05-15 Tenaris Connections B.V. Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US10844669B2 (en) 2009-11-24 2020-11-24 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to internal and external pressures
US11105501B2 (en) 2013-06-25 2021-08-31 Tenaris Connections B.V. High-chromium heat-resistant steel
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US11833561B2 (en) 2017-01-17 2023-12-05 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string
US11952648B2 (en) 2011-01-25 2024-04-09 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method of forming and heat treating coiled tubing

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2008000300A1 (en) 2006-06-29 2008-01-03 Tenaris Connections Ag Seamless precision steel tubes with improved isotropic toughness at low temperature for hydraulic cylinders and process for obtaining the same
AR075976A1 (es) * 2009-03-30 2011-05-11 Sumitomo Metal Ind Metodo para la manufactura de tuberias sin costura
US20110253265A1 (en) 2010-04-15 2011-10-20 Nisshin Steel Co., Ltd. Quenched and tempered steel pipe with high fatigue life, and its manufacturing method
CN101899621B (zh) * 2010-07-20 2012-07-04 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 3Cr无缝钢管及其制造方法
IT1403688B1 (it) 2011-02-07 2013-10-31 Dalmine Spa Tubi in acciaio con pareti spesse con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensione da solfuri.
US8636856B2 (en) 2011-02-18 2014-01-28 Siderca S.A.I.C. High strength steel having good toughness
US8414715B2 (en) 2011-02-18 2013-04-09 Siderca S.A.I.C. Method of making ultra high strength steel having good toughness
WO2012115181A1 (ja) * 2011-02-24 2012-08-30 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板及びその溶鋼の溶製方法
CN102719752B (zh) * 2011-03-29 2015-03-11 鞍钢股份有限公司 一种耐硫化氢应力腐蚀性能优良的无缝钢管及其制造方法
AR088424A1 (es) 2011-08-22 2014-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero para pozo de petroleo con excelente resistencia a la corrosion bajo tension por presencia de sulfuros
WO2013133076A1 (ja) 2012-03-07 2013-09-12 新日鐵住金株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
US9340847B2 (en) 2012-04-10 2016-05-17 Tenaris Connections Limited Methods of manufacturing steel tubes for drilling rods with improved mechanical properties, and rods made by the same
IN2015DN00769A (ru) * 2012-09-19 2015-07-03 Jfe Steel Corp
US9187811B2 (en) 2013-03-11 2015-11-17 Tenaris Connections Limited Low-carbon chromium steel having reduced vanadium and high corrosion resistance, and methods of manufacturing
EP2789700A1 (en) 2013-04-08 2014-10-15 DALMINE S.p.A. Heavy wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
CN103469081A (zh) * 2013-09-10 2013-12-25 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含稀土bt90h钢级稠油热采井用套管及轧制方法
MX2016009192A (es) * 2014-01-17 2016-10-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero martensítico que contiene cromo y productos tubulares para la industria del petróleo.
CN103834868B (zh) * 2014-02-21 2017-01-25 内蒙古包钢钢联股份有限公司 高强度高韧性抗h2s/co2腐蚀油管的制备方法
CN109154053B (zh) 2016-05-20 2020-08-11 日本制铁株式会社 无缝钢管及其制造方法
CN106222575B (zh) * 2016-08-24 2017-12-22 宁波乾豪金属制品有限公司 一种耐腐蚀的铰链
CN106244934B (zh) * 2016-08-24 2017-12-22 宁波乾豪金属制品有限公司 一种铰链
CN107385350A (zh) * 2017-06-21 2017-11-24 内蒙古包钢钢联股份有限公司 含稀土海洋钻井平台桩腿用700MPa无缝钢管及其生产方法
CN107217201A (zh) * 2017-06-27 2017-09-29 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种含稀土海洋钻井平台桩腿用600MPa无缝钢管及其生产方法
AR118071A1 (es) * 2019-02-15 2021-09-15 Nippon Steel Corp Material de acero adecuado para uso en ambiente agrio
AR118070A1 (es) * 2019-02-15 2021-09-15 Nippon Steel Corp Material de acero adecuado para uso en ambiente agrio
BR112021026504A2 (pt) 2019-08-27 2022-03-03 Nippon Steel Corp Material de aço adequado para uso em ambiente ácido
MX2023005204A (es) 2020-11-11 2023-05-16 Nippon Steel Corp Material de acero adecuado para su uso en ambientes amargos.
WO2023157897A1 (ja) 2022-02-17 2023-08-24 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS616208A (ja) * 1984-06-21 1986-01-11 Nippon Steel Corp 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた低合金高張力鋼の製造方法
JPS6240345A (ja) * 1985-08-13 1987-02-21 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐遅れ破壊特性の優れた高張力油井用鋼管
JP2000017389A (ja) * 1998-06-29 2000-01-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54119324A (en) * 1978-03-08 1979-09-17 Kawasaki Steel Co Production of steel pipe for oil well
JPS6046317A (ja) * 1983-08-23 1985-03-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法
JPH0250915A (ja) * 1988-08-11 1990-02-20 Nippon Steel Corp 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法
JPH06172859A (ja) * 1992-12-04 1994-06-21 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
JPH07197125A (ja) * 1994-01-10 1995-08-01 Nkk Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法
DK0828007T3 (da) * 1995-05-15 2002-02-25 Sumitomo Metal Ind Fremgangsmåde til fremstilling af sømløst stålrør med høj styrke og fremragende sulfidspændingsrevnebestandighed
JP2003041341A (ja) * 2001-08-02 2003-02-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靱性を有する鋼材およびそれを用いた鋼管の製造方法
JP3858072B2 (ja) * 2001-11-28 2006-12-13 独立行政法人海洋研究開発機構 ドリルパイプおよびその製造方法
JP3969328B2 (ja) * 2003-03-26 2007-09-05 住友金属工業株式会社 非調質継目無鋼管
AR047467A1 (es) * 2004-01-30 2006-01-18 Sumitomo Metal Ind Tubo de acero sin costura para pozos petroliferos y procedimiento para fabricarlo
JP2006265668A (ja) * 2005-03-25 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 油井用継目無鋼管
CN1840731A (zh) * 2005-03-31 2006-10-04 住友金属工业株式会社 机械结构部件用无缝钢管的制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS616208A (ja) * 1984-06-21 1986-01-11 Nippon Steel Corp 硫化物応力腐食割れ抵抗性に優れた低合金高張力鋼の製造方法
JPS6240345A (ja) * 1985-08-13 1987-02-21 Nippon Kokan Kk <Nkk> 耐遅れ破壊特性の優れた高張力油井用鋼管
JP2000017389A (ja) * 1998-06-29 2000-01-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10844669B2 (en) 2009-11-24 2020-11-24 Tenaris Connections B.V. Threaded joint sealed to internal and external pressures
US11952648B2 (en) 2011-01-25 2024-04-09 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method of forming and heat treating coiled tubing
US9598746B2 (en) 2011-02-07 2017-03-21 Dalmine S.P.A. High strength steel pipes with excellent toughness at low temperature and sulfide stress corrosion cracking resistance
US9970242B2 (en) 2013-01-11 2018-05-15 Tenaris Connections B.V. Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
US10378075B2 (en) 2013-03-14 2019-08-13 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
US10378074B2 (en) 2013-03-14 2019-08-13 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
US11377704B2 (en) 2013-03-14 2022-07-05 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
US9657365B2 (en) 2013-04-08 2017-05-23 Dalmine S.P.A. High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes
US11105501B2 (en) 2013-06-25 2021-08-31 Tenaris Connections B.V. High-chromium heat-resistant steel
US11124852B2 (en) 2016-08-12 2021-09-21 Tenaris Coiled Tubes, Llc Method and system for manufacturing coiled tubing
US11833561B2 (en) 2017-01-17 2023-12-05 Forum Us, Inc. Method of manufacturing a coiled tubing string

Also Published As

Publication number Publication date
CA2650208A1 (en) 2008-10-16
EP2133442A1 (en) 2009-12-16
AU2008221597B2 (en) 2010-04-01
MY145393A (en) 2012-01-31
AU2008221597A1 (en) 2008-10-16
WO2008123422A1 (ja) 2008-10-16
EP2133442A4 (en) 2010-04-28
UA90947C2 (ru) 2010-06-10
MX2008016193A (es) 2009-04-15
EA200870436A1 (ru) 2009-02-27
ATE543922T1 (de) 2012-02-15
BRPI0802627B1 (pt) 2017-07-18
JPWO2008123422A1 (ja) 2010-07-15
US20090047166A1 (en) 2009-02-19
BRPI0802627A2 (pt) 2011-08-30
JP4305681B2 (ja) 2009-07-29
EP2133442B1 (en) 2012-02-01
AU2008221597B8 (en) 2010-04-22
CN101542002B (zh) 2016-03-30
CN101542002A (zh) 2009-09-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EA012256B1 (ru) Низколегированная сталь, бесшовные стальные трубы нефтепромыслового сортамента и способ изготовления бесшовной стальной трубы
US9708681B2 (en) High-strength seamless steel pipe for oil well use having excellent resistance to sulfide stress cracking
EP3385403B1 (en) High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods and method of manufacturing high-strength seamless stainless steel pipe
EP3395991B1 (en) High strength seamless stainless steel pipe for oil wells and manufacturing method therefor
EP2824198B1 (en) Method for producing seamless steel pipe having high-strength and excellent sulfide stress cracking resistance
JP4635764B2 (ja) 継目無鋼管の製造方法
EP3508603A1 (en) Steel and oil well steel pipe
RU2459884C1 (ru) Труба из высокопрочной нержавеющей стали с превосходной устойчивостью к растрескиванию под действием напряжений в сульфидсодержащей среде и устойчивостью к высокотемпературной газовой коррозии под действием диоксида углерода
JP6107437B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法
AU2014294080B2 (en) High-strength steel material for oil well and oil well pipes
RU2643735C1 (ru) Низколегированная стальная труба для нефтяной скважины
WO2018131340A1 (ja) 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
EA010037B1 (ru) Стальная бесшовная труба для нефтяных скважин с превосходным сопротивлением сульфидному растрескиванию под напряжением и способ ее производства
AU2017226127B2 (en) Steel material and oil-well steel pipe
EP3192890A1 (en) High strength seamless steel pipe for use in oil wells and manufacturing method thereof
JP2001271134A (ja) 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材
RU2690059C1 (ru) Стальной материал и стальная труба для нефтяных скважин
EP3192889B1 (en) High strength seamless steel pipe for use in oil wells and manufacturing method thereof
EP3330398B1 (en) Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same
JP6152929B1 (ja) 油井用低合金高強度継目無鋼管
WO2022009598A1 (ja) ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP2005023383A (ja) 冷間加工性および窒化特性に優れた鋼材およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Registration of transfer of a eurasian patent in accordance with the succession in title
TC4A Change in name of a patent proprietor in a eurasian patent
MM4A Lapse of a eurasian patent due to non-payment of renewal fees within the time limit in the following designated state(s)

Designated state(s): AZ KZ RU