EA025937B1 - Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства - Google Patents

Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства Download PDF

Info

Publication number
EA025937B1
EA025937B1 EA201492150A EA201492150A EA025937B1 EA 025937 B1 EA025937 B1 EA 025937B1 EA 201492150 A EA201492150 A EA 201492150A EA 201492150 A EA201492150 A EA 201492150A EA 025937 B1 EA025937 B1 EA 025937B1
Authority
EA
Eurasian Patent Office
Prior art keywords
steel
oilfield
chemical composition
carbides
detected
Prior art date
Application number
EA201492150A
Other languages
English (en)
Other versions
EA201492150A1 (ru
Inventor
Томохико Омура
Юдзи Араи
Каори КАВАНО
Акихиро Сакамото
Казуо Окамура
Кендзи ЯМАМОТО
Кейити Кондо
Кодзи Нагахаси
Масанао Сео
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
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 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Publication of EA201492150A1 publication Critical patent/EA201492150A1/ru
Publication of EA025937B1 publication Critical patent/EA025937B1/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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • 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
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/22—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
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Landscapes

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

Abstract

Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента включает, в качестве химической композиции, в массовых процентах, C, Si, Mn, Al, Mo, P, S, O, N и остаток, содержащий Fe и примеси, в которой полная ширина на половине максимума HW кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы, и содержание углерода, выраженное в массовых процентах в химической композиции, удовлетворяют HW×C≤0,38, содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в массовых процентах в химической композиции, удовлетворяют C×Mo≥0,6, количество карбидов MC, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм, а предел текучести составляет 758 МПа или более.

Description

Настоящее изобретение относится к стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способу ее производства. В особенности, настоящее изобретение относится к низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая используется для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, таких как обсадная колонна, насосно-компрессорная колонна и т.п. для нефтяной скважины и газовой скважины, и способу ее производства.
Заявка на данный патент притязает на приоритет по заявке на патент Японии № 2012-138650, поданной 20 июня 2012 г., содержимое которой включено в настоящее описание посредством ссылки.
Уровень техники
Для трубных изделий нефтепромыслового сортамента требуется высокое упрочнение для скважин с углублением, таких как нефтяные скважины и газовые скважины (далее совокупно просто называемые нефтяная скважина). Традиционно широко использовались трубные изделия нефтепромыслового сортамента класса 80 км с пределом текучести 80-95 кМ или 551-654 МПа либо 95 к§1 с пределом текучести 95-110 км или 654-758 МПа. Однако в последнее время начинают использоваться трубные изделия нефтепромыслового сортамента класса 110 км с пределом текучести 110-125 Κδί или 758-862 МПа.
Более того, большинство глубоких скважин, которые разрабатываются в последнее время, содержат сероводород, проявляющий коррозионную агрессивность. В связи с этим, трубным изделиям нефтепромыслового сортамента необходимо иметь не только высокую прочность, но и устойчивость к растрескиванию под действием напряжений в сульфидсодержащей среде (далее называемую устойчивостью к 88С).
Способы, в которых сталь рафинируют или измельчают структуру стали, известны в качестве плана улучшения устойчивости к 88С традиционных трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 95-110 кМ или 654-758 МПа. Например, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 862-253720, предлагает способ улучшения устойчивости к 88С путем снижения содержания примесных элементов, таких как Μη, Р и т.п. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 859-232220, предлагает способ улучшения устойчивости к 88С путем выполнения обработки закалкой дважды для измельчения кристаллических зерен.
В ответ на требование высокого упрочнения трубных изделий нефтепромыслового сортамента в последнее время была предложена сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 125 км с пределом текучести 862-965 МПа. Однако растрескивание под действием напряжений в сульфидсодержащей среде (88С) имеет тенденцию к возникновению при увеличении прочности. В связи с этим в отношении стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 125 км или выше требуется дополнительное улучшение устойчивости к 88С по сравнению с традиционной сталью для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 95 км или 110 кА
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н6-322478, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н8-311551, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н11-335731, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-178682, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-256783, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-297344, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-119798, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005-350754, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006-265657, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-313919 и международная публикация РСТ № 2007/007678 предлагают планы улучшения устойчивости к 88С высокопрочной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента.
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н6-322478, предлагает способ улучшения устойчивости к 88С стальных материалов класса 125 км путем измельчения структуры стали посредством термообработки с индукционным нагревом. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н8-311551, предлагает способ улучшения устойчивости к 88С стальных труб класса 110-140 км в случае повышения прокаливаемости с использованием способа прямой закалки и повышения температуры отпуска. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н11335731, предлагает способ улучшения устойчивости к 88С низколегированной стали 110-140 км посредством регулирования до оптимального легирующего компонента. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-178682, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-256783 и нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-297344, предлагают способ улучшения устойчивости к 88С низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента 110-140 к§1 путем управления морфологией карбидов. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-119798, предлагает способ замедления времени возникновения 88С стальных материалов 110-125 км. позволяя мелким карбидам ванадия достаточно выделяться. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005-350754, предлагает способ улучшения устойчивости к 88С трубных изделий нефтепромыслового сортамента 125 км или выше путем регулирования плотности дислокаций и коэффициента диффузии водорода до требуемых значений. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006-265657, предлагает способ улуч- 1 025937 шения устойчивости к 88С стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента 125 кы или выше, позволяя содержать большое количество С, останавливая водяное охлаждение на 400-600°С во время водяного охлаждения и выполняя термообработку путем изотермического превращения (обработку путем изотермической закалки) при 400-600°С для образования однофазной бейнитной структуры. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-313919, и международная публикация РСТ № 2007/007678 раскрывают способ улучшения устойчивости к 88С стальных труб путем увеличения содержания Мо по сравнению с традиционными трубными изделиями нефтепромыслового сортамента.
Патентные документы. Патентный документ 1.
253720.
Патентный документ 2. 232220.
Патентный документ 3. 322478.
Патентный документ 4. 311551.
Патентный документ 5. 335731.
Патентный документ 6. 178682.
Патентный документ 7. 256783.
Патентный документ 8. 297344.
Патентный документ 9. 119798.
Патентный документ 10 350754.
Патентный документ 11 265657.
Патентный документ 12 313919.
Документы известного уровня техники
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 862
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 859 Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н6
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № Н8
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Нерассмотренная заявка на патент
Японии, первая публикация № Н11Японии, первая публикация № 2000Японии, первая публикация № 2000Японии, первая публикация № 2000Японии, первая публикация № 2000Японии, первая публикация № 2005Японии, первая публикация № 2006Японии, первая публикация № 2000Патентный документ 13. Международная публикация РСТ № 2007/007678.
Сущность изобретения Проблемы, решаемые изобретением
Как описано выше, в последнее время требовалось дополнительное улучшение устойчивости к 88С стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 110 кы с пределом текучести 758 МПа или более или 125 кы с пределом текучести 862 МПа или более. Причина состоит в том, что нефтяные скважины и газовые скважины, используемые в настоящее время, содержат большое количество сероводорода. Например, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005-350754, и нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006-265657, раскрывают сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести 125 к§1 - 862 МПа и которая является превосходной по устойчивости к 88С. Однако все ванны для испытаний, используемые для оценочного испытания на устойчивость к 88С, представляют собой ванны для испытаний, которые насыщены сероводородом при 0,01 МПа. В связи с этим, в высокопрочной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента требуется превосходная устойчивость к 88С даже в ванне для испытаний, которая насыщена сероводородом под дополнительным высоким давлением.
В дополнение, традиционные трубные изделия нефтепромыслового сортамента, имеющие предел текучести 110 кы (758 МПа) или выше, не пригодны для использования в трубах насосно-компрессорной колонны. Трубные изделия нефтепромыслового сортамента, имеющие предел текучести 95 кы (655 МПа) или ниже, используются в трубах обсадной колонны и трубах насосно-компрессорной колонны. Однако в трубных изделиях нефтепромыслового сортамента, имеющих предел текучести 110 кы (758 МПа) или выше, устойчивость к 88С в случае, где применяется надрез (значение коэффициента К188С интенсивности напряжений в сероводородной среде), снижена. В связи с этим в случае, где традиционные трубные изделия нефтепромыслового сортамента с 110 к§1 (758 МПа) или выше используются в качестве трубы насосно-компрессорной колонны, которая непосредственно подвергается воздействию скважинной текучей среды, 88С может возникать из скрытого дефекта или скрытой питтинговой коррозии в качестве начальной точки. Соответственно, в отношении стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, имеющей прочность класса 110 кы (758 МПа) или выше, предпочтительно, чтобы значение К188С было выше для того, чтобы применяться в трубах насосно-компрессорной колонны.
- 2 025937
Настоящее изобретение заключается в обеспечении низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, превосходной по устойчивости к §§С. В особенности, настоящее изобретение заключается в обеспечении низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести (при остаточной деформации 0,2%) класса 110 кы или выше (758 МПа или выше) или 125 км или выше (862 МПа или выше) и которая является превосходной по устойчивости к §§С, содержащей устойчивость к §§С в среде сероводорода под высоким давлением, устойчивость к §§С в случае, когда применяется надрез и т.п.
Решение проблем
Аспект настоящего изобретения использует следующее.
(1) Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения включает в качестве химической композиции, в мас.%: С: более 0,35-1,00; δί: 0,05-0,5; Мп: 0,05-1,0; А1: 0, 005-0,10; Мо: более 1,0-10; Р: 0,025 или менее; δ: 0,010 или менее; О: 0,01 или менее; Ν: 0,03 или менее; Сг: 0-2,0; V: 0-0,30; N6: 0-0,1; Τι: 0-0,1; Ζτ: 0-0,1; Са: 0-0,01; В: 0-0,003; и остаток, состоящий из Ре и примесей, в которой, когда полная ширина пика на половине максимума кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы, которая получена путем рентгеновской дифракции, представляет собой Η\ν в единицах °, полная ширина на половине максимума Ην и содержание углерода, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 1, содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 2, количество карбидов М2С, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм2, а предел текучести составляет 758 МПа или более:
Нк/С.’1'2<0.38 (выражение 1),
С/Мо>0,6 (выражение 2).
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения имеет превосходную устойчивость к §§С.
(2) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (1) сталь может включать в качестве химической композиции Сг: 0,1-2,0 мас.%.
(3) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (1) или (2) сталь может включать в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
(4) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (1)-(3) сталь может включать в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из ΝΗ: 0,002-0,1; Τι: 0,002-0,1; Ζτ: 0,002-0,1.
(5) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (1)-(4) сталь может включать в качестве химической композиции Са: 0,0003-0,01 мас.%.
(6) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (1)-(5) сталь может включать в качестве химической композиции В: 0,0003-0,003 мас.%.
(7) Способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения включает процесс горячей обработки горячей обработки стальной заготовки, который содержит в качестве химической композиции, в мас.%, С: более 0,35-1,00; δί: 0,050,5; Мп: 0,05-1,0; А1: 0,005-0,10; Мо: более 1,0-10; Р: 0,025 или менее; δ: 0,010 или менее; О: 0,01 или менее; Ν: 0,03 или менее; Сг: 0-2,0; V: 0-0,30; ΝΗ: 0-0,1; Τι: 0-0,1; Ζτ: 0-0,1; Са: 0-0,01; В: 0-0,003; и остаток, состоящий из Ре и примесей, и в котором содержание углерода и содержание молибдена, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяет следующему выражению 2, чтобы получать стальной материал; процесс закалки для закалки стального материала после процесса горячей обработки и процесс отпуска для отпуска стального материала после процесса закалки в диапазоне температуры от 680°С до точки Ас!.
С/Мо>0,6 (выражение 2).
(8) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (7) в процессе закалки стальной материал после процесса горячей обработки могут закаливать путем непрерывного охлаждения при условии, что время, занимаемое от начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения, составляет от 100 до 600 с.
(9) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (7) в процессе закалки в качестве первой обработки охлаждением стальной материал после процесса горячей обработки могут охлаждать при условии, что скорость охлаждения с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С, составляет 0,7°С/с или более, в качестве изотермической обработки стальной материал после первой обработки охлаждением могут выдерживать в условии в диапазоне температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С, и в качестве второй обработки охлаждением стальной материал после изотермической обработки могут охлаждать.
(10) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(9), в процессе закалки, когда твердость по Роквеллу по шкале С в
- 3 025937 центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой ИКС, стальной материал могут закаливать при условии, что твердость по Роквеллу ИКС удовлетворяет следующему выражению 3:
НКС>50хС+26 (выражение 3).
(11) Способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(10) может дополнительно включать процесс нормализации для нормализации стального материала после процесса горячей обработки и до процесса закалки.
(12) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(11) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции Сг: 0,1-2,0 мас.%.
(13) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(12) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
(14) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(13) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из N6: 0,002-0,1; Τι: 0,002-0,1; Ζτ: 0,002-0,1.
(15) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(14) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции Са: 0,0003-0,01 мас.%.
(16) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(15) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции В: 0,0003-0,003 мас.%.
Предпочтительные эффекты изобретения
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения имеет превосходную устойчивость к 88С. Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, произведенная согласно аспекту изобретения, имеет превосходную устойчивость к 88С. В особенности, возможно обеспечивать низколегированную сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести (при остаточной деформации 0,2%) класса 110 кЧ или выше (758 МПа или выше) или 125 кЧ или выше (862 МПа или выше) и которая является превосходной по устойчивости к 88С, содержащей устойчивость к 88С в среде сероводорода под высоким давлением, устойчивость к 88С в случае, когда применяется надрез и т.п.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1А представляет собой микроснимок просвечивающего электронного микроскопа гексагональных карбидов М2С, которые содержатся в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения настоящего изобретения.
Фиг. 1В представляет собой картину дифракции электронов и вид, иллюстрирующий результат идентификации гексагональных карбидов М2С, которые содержатся в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения.
Фиг. 2 представляет собой картину дифракции для рентгеновской дифракции карбидов, которые представляют собой остаток от электролитического извлечения низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения.
Фиг. 3 представляет собой вид, объясняющий процесс закалки в способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения настоящего изобретения, и вид, иллюстрирующий процесс закалки, включающий обработку путем непрерывного охлаждения, и процесс закалки, включающий изотермическую обработку.
Фиг. 4 представляет собой вид, иллюстрирующий отношение между толщиной ΐ (мм) стальной трубы и скоростью охлаждения СК8-5 (°С/с) для того, чтобы уменьшать закалочные трещины во время закалки при обработке путем непрерывного охлаждения.
Описание вариантов выполнения
Далее предпочтительный вариант выполнения изобретения будет описан подробно со ссылкой на чертежи. На чертежах одна и та же ссылочная позиция будет придана одним и тем же или соответствующим частям на чертежах, а их описание будет здесь исключено. %, относящийся к элементу химической композиции, представляет массовый процент.
Авторы провели изучение и исследование в отношении устойчивости к 88С низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и получили следующие результаты.
(А) Когда в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента образуются гексагональные карбиды М2С, устойчивость к 88С увеличивается. Здесь, гексагональные карбиды М2С представляют карбиды М2С, имеющие гексагональную кристаллическую структуру. М в М2С представляет Мо или Мо и V.
Мо и С способствуют образованию гексагональных карбидов М2С, которые представляют собой мелкие карбиды. Фиг. 1А показывает микроснимок просвечивающего электронного микроскопа (ТЕМ) низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту вы- 4 025937 полнения изобретения. Г ексагональные карбиды М2С представляют собой мелкие карбиды с пластинчатой формой, а их размер зерна приблизительно составляет 1-50 нм в эквивалентном диаметре окружности. Гексагональные карбиды М2С отличаются от карбидов М2С, имеющих кубическую кристаллическую структуру.
Гексагональные карбиды М2С имеют пластинчатую форму и, таким образом, имеют тенденцию к улавливанию диффузионного водорода. Представляется, что гексагональные карбиды М2С надежно улавливают водород, и уловленный водород становится неактивным так, что уменьшается возникновение 88С. Более того, гексагональные карбиды М2С являются мелкими, и, таким образом, почти не действуют в качестве начальной точки §§С. Соответственно, гексагональные карбиды М2С способствуют улучшению устойчивости к §§С. Гексагональные карбиды М2С могут быть идентифицированы путем наблюдения под электронным микроскопом и путем дифракции электронного пучка, которые описаны далее. В дополнение, в отношении наличия гексагональных карбидов М2С, само наличие также может быть подтверждено путем рентгеновской дифракции извлеченного остатка, которая описана далее.
Когда пять единиц или более гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна (эквивалентный диаметр окружности) 1 нм или более, представлены на 1 мкм2, устойчивость к §§С низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента увеличивается. В дополнение, существует возможность того, что могут быть представлены гексагональные карбиды М2С, имеющие размер зерна менее 1 нм. Однако идентификация гексагональных карбидов М2С менее 1 нм с помощью электронного микроскопа и дифракции электронного пучка является технически сложной. В связи с этим в изобретении обеспечено определенное количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более на единицу площади.
(B) Содержание Мо должно быть более 1 и 10% или менее. В этом случае не только поддерживается образование вышеописанных гексагональных карбидов М2С, но и уменьшается проникновение водорода в сталь в сероводородной среде. В особенности, сульфид железа, который представляет собой коррозионный продукт, образуется на поверхности стали в сероводородной среде. Мо концентрируется в сульфиде железа и увеличивает защитную характеристику сульфида железа стальной поверхности. Соответственно, проникновение водорода в сталь в сероводородной среде уменьшается и, таким образом, устойчивость к §§С увеличивается.
(C) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента различные карбиды в дополнение к гексагональным карбидам М2С дополнительно образуются во время закалки и отпуска. В числе карбидов, карбиды М3С и карбиды М23С6, которые главным образом образуются на границах зерен или поверхностях реек мартенситной структуры, определены как зернограничные карбиды в изобретении. Здесь, М в карбидах М3С и карбидах М23С6 представляет Ре, Сг или Мо.
Зернограничные карбиды значительно больше, чем гексагональные карбиды М2С, и имеют размер порядка нескольких сотен нм. Так как зернограничные карбиды являются большими, когда форма зернограничных карбидов является плоской, растрескивание под действием напряжений в сульфидсодержащей среде (88С) имеет тенденцию к возникновению в зернограничных карбидах в качестве начальной точки. С другой стороны, когда форма зернограничных карбидов должна быть сферической, §§С трудно возникать в зернограничных карбидах и, таким образом, улучшается устойчивость к §§С. Соответственно, для улучшения устойчивости к §§С, предпочтительно сфероидизировать зернограничные карбиды.
Зернограничные карбиды могут быть в некоторой степени сфероидизированы путем увеличения температуры отпуска. Однако сфероидизация зернограничных карбидов путем увеличения температуры отпуска имеет предел. В связи с этим предпочтительно дополнительно сфероидизировать зернограничные карбиды способом, отличным от способа увеличения температуры отпуска.
При увеличении количества С, в особенности, когда количество С увеличивается, чтобы составлять более 0,35%, зернограничные карбиды в стали могут дополнительно сфероидизироваться. Соответственно, устойчивость к §§С дополнительно увеличивается. Причина, по которой зернограничные карбиды сфероидизируются при увеличении количества С, предполагается в следующем. Когда количество С увеличивается, все зернограничные карбиды увеличиваются. Соответственно, концентрация Сг и Мо в каждом зернограничном карбиде уменьшается и, таким образом, зернограничные карбиды сфероидизируются.
(Ό) Когда плотность дислокаций в стали является высокой, устойчивость к §§С уменьшается. Причина состоит в том, что дислокация действует в качестве места улавливания водорода. Представляется, что дислокация слабо улавливает водород под действием эффекта Коттрелла, и уловленный водород способен еще раз диффундировать так, что водородная хрупкость под действием диффундирования возникает до вершины трещины растрескивания под действием напряжений в сульфидсодержащей среде (88С). Другими словами, когда содержатся гексагональные карбиды М2С, и плотность дислокаций является низкой, водород в стали предпочтительно и крепко улавливается в гексагональных карбидах М2С. В результате улучшается устойчивость к §§С.
Соответственно, предпочтительно, чтобы плотность дислокаций была низкой.
Полная ширина пика на половине максимума кристаллической плоскости при рентгеновской дифракции подвергается влиянию плотности дислокаций. В особенности, полная ширина на половине мак- 5 025937 симума расширяется при увеличении плотности дислокаций. Соответственно, в изобретении полная ширина на половине максимума Ην (°) дифракционного пика (211)-кристаллической плоскости, которая получена путем рентгеновской дифракции, рассматривается в качестве параметра, обозначающего напряжение решетки. Напряжение решетки увеличивается при увеличении плотности дислокаций. В случае, где количество С больше 0,35%, а количество Мо больше 1%, когда полная ширина на половине максимума Ην удовлетворяет выражению 1, плотность дислокаций в стали является достаточно низкой, и может быть получена превосходная устойчивость к §§С.
ΗνχΥ2<0,38 (выражение 1).
Здесь вместо С в выражении 1 используется количество углерода (в мас.%).
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения главным образом включает в качестве металлографической структуры отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит. Однако так как мартенсит, бейнит и феррит соответствуют кристаллической структуре ВСС (объемно-центрированной кубической) или структуре, включающей ее, тяжело отличать мартенсит, бейнит и феррит способом рентгеновской дифракции. В изобретении мартенсит, бейнит и феррит рассматриваются в качестве α-фазы. Соответственно, полная ширина на половине максимума Ην дифракционного пика (211)-кристаллической плоскости представляет полную ширину на половине максимума кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы.
Как описано выше, в диапазоне химической композиции, который определен в варианте выполнения, когда пять единиц или более гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более, выделяются на 1 мкм2, а полная ширина на половине максимума Ην удовлетворяет выражению 1, может быть получена превосходная устойчивость к §§С.
Авторы выполнили изобретение, основываясь на вышеописанных результатах. Далее будет описана низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения.
Химическая композиция.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения имеет следующую химическую композицию. Далее, % количества соответственных элементов, который описан ниже, выражает массовый процент. Более того, диапазон ограничения соответственных элементов, который описан ниже, включает его нижний предел и верхний предел. Однако диапазон ограничения, в котором нижний предел показан в виде более, не включают нижний предел, а диапазон ограничения, в котором верхний предел показан в виде менее, не включает верхний предел.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает в качестве основных элементов С, δί, Мп, А1 и Мо.
С: более 0,35-1,00%.
В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения количество углерода (С) больше, чем его количество в традиционной низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента. Когда содержится большое количество С, поддерживается сфероидизация зернограничных карбидов и, таким образом, улучшается устойчивость стали к δδΟ С другой стороны, когда С содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, количество С должно составлять более 0,35 и 1,00% или менее. Нижний предел количества С предпочтительно составляет 0,45%, более предпочтительно 0,51% и еще более предпочтительно 0,56%. Верхний предел количества С составляет менее 1,00%, более предпочтительно 0,80% и еще более предпочтительно 0,70%.
δί: 0,05-0,5%.
Кремний (δί) раскисляет сталь. С другой стороны, когда δί содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, количество δί должно составлять 0,05-0,5%. Нижний предел количества δί предпочтительно составляет более 0,05%, более предпочтительно 0,1% и еще более предпочтительно 0,13%. Верхний предел количества δί предпочтительно составляет менее 0,5%, более предпочтительно 0,40% и еще более предпочтительно 0,30%.
Мп: 0,05-1,0%.
Магний (Мп) увеличивает прокаливаемость стали. С другой стороны, когда Мп содержится чрезмерно, магний скапливается на границах зерен вместе с примесными элементами, такими как фосфор (Р), сера (δ) и т.п. В результате устойчивость стали к δδС уменьшается. Соответственно, количество Мп должно составлять 0,05-1,0%. Нижний предел количества Мп предпочтительно составляет более 0,05%, более предпочтительно 0,10% и еще более предпочтительно 0,35%. Верхний предел количества Мп предпочтительно составляет менее 1,0%, более предпочтительно 0,70%, более предпочтительно 0,65% и еще более предпочтительно 0,50%.
А1: 0,005-0,10%.
Алюминий (А1) раскисляет сталь. С другой стороны, когда А1 содержится чрезмерно, эффект подавляется, а включения увеличиваются. Соответственно, количество А1 должно составлять 0,005-0,10%. Нижний предел количества А1 предпочтительно составляет более 0,005%, более предпочтительно 0,010%
- 6 025937 и еще более предпочтительно 0,020%. Верхний предел количества А1 предпочтительно составляет менее 0,10%, более предпочтительно 0,06% и еще более предпочтительно 0,05%. В варианте выполнения количество А1 представляет растворимый в кислоте А1, т.е. количество растворимого А1.
Мо: более 1,0-10%.
Молибден (Мо) увеличивает прокаливаемость и увеличивает долю мартенсита в структуре. Соответственно, Мо увеличивает прочность стали. Более того, Мо концентрируется в сульфиде железа (коррозионном продукте), который образуется на поверхности стали в сероводородной среде, и увеличивает защитную характеристику сульфида железа стальной поверхности. Соответственно, проникновение водорода в сталь уменьшается и, таким образом, увеличивается устойчивость стали к 88С. Более того, Мо образует гексагональные карбиды Мо2С, которые представляют собой мелкие карбиды. Г ексагональные карбиды Мо2С крепко связывают (улавливают) диффузионный водород и, таким образом, уменьшается возникновение 88С из-за водорода. С другой стороны, когда Мо содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, количество Мо должно составлять более 1,0 и 10% или менее. Нижний предел количества Мо составляет предпочтительно 1,20%, более предпочтительно 1,30% и еще более предпочтительно 1,55%. Верхний предел количества Мо предпочтительно составляет менее 10%, более предпочтительно 4,0% и еще более предпочтительно 3,0%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает примеси. Здесь примеси представляют собой элементы, которые поступают во время промышленного производства стали из руд и шихты, которые используются в качестве сырья стали, или от среды производственного процесса. Среди примесей предпочтительно, чтобы Р, 8, О и N были ограничены следующим образом для того, чтобы достаточно получать вышеотмеченные технические результаты. Более того, так как предпочтительно, чтобы количество соответственных примесей было низким, нет необходимости ограничивать нижний предел, и нижний предел соответственных примесей может составлять 0%.
Р: 0,025% или менее.
Фосфор (Р) представляет собой примесь. Р скапливается на границах зерен и уменьшает устойчивость стали к 88С. В связи с этим предпочтительно, чтобы количество Р было маленьким. Соответственно, количество Р должно составлять 0,025% или менее. Количество Р предпочтительно составляет менее 0,025%, более предпочтительно 0,020% или менее и еще более предпочтительно 0,015% или менее.
8: 0,010% или менее.
Сера (8) представляет собой примесь также, как и Р. 8 скапливается на границах зерен и уменьшает устойчивость стали к 88С. В связи с этим, предпочтительно, чтобы количество 8 было маленьким. Соответственно, количество 8 должно составлять 0,010% или менее. Количество 8 предпочтительно составляет менее 0,010%, более предпочтительно 0,005% или менее и еще более предпочтительно 0,003% или менее.
О: 0,01% или менее.
Кислород (О) представляет собой примесь. Когда О содержится чрезмерно, образуются крупные оксиды и, таким образом, вязкость и устойчивость стали к 88С уменьшаются. В связи с этим предпочтительно, чтобы количество О было маленьким. Соответственно, количество О должно составлять 0,01% или менее и более предпочтительно 0,005% или менее.
Ν: 0,03% или менее.
Азот (Ν) представляет собой примесь. Когда N содержится чрезмерно, образуются крупные нитриды. Крупные нитриды действуют в качестве начальной точки питтинговой коррозии и, таким образом, устойчивость к 88С может уменьшаться. Соответственно, количество N должно составлять 0,03% или менее. Верхний предел количества N предпочтительно составляет менее 0,03%, более предпочтительно 0,025% и еще более предпочтительно 0,02%. С другой стороны, маленькое количество азота Щ) связывается с N6, Τι, и Ζγ для образования нитридов или карбонитридов, что приводит к измельчению структуры стали с помощью эффекта закрепления. Таким образом, маленькое количество N может быть преднамеренно включено в стали. Нижний предел N для получения эффекта составляет предпочтительно 0,003% и более предпочтительно 0,004%.
В дополнение, N представляет собой примесь для производства стали. В случае, где вышеописанные эффекты нитридов или карбонитридов обязательно не требуются, N может составлять менее 0,003% в качестве примеси.
Химическая композиция низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает вышеотмеченные основные элементы и необязательные элементы, которые описаны ниже, а остаток состоит из Ре и вышеотмеченных примесей. Как описано выше, отмеченные примеси представляют элементы, которые поступают от руд и шихты, которые используются в качестве сырья стали, или от среды производственного процесса.
Необязательные элементы.
Химическая композиция низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения может дополнительно включать по меньшей мере один необязательный элемент Сг, V, N6. Τι, Ζγ, Са и В в замещение части Ре. Необязательные элементы могут быть
- 7 025937 включены по необходимости. Таким образом, нет необходимости ограничивать нижний предел соответственных необязательных элементов, и нижний предел может составлять 0%. Более того, даже если необязательные элементы могут быть включены в виде примесей, вышеотмеченные эффекты не подвергаются воздействию.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать Сг в замещение части Ре.
Сг: 0-2%.
Хром (Сг) представляет собой необязательный элемент. Сг увеличивает прокаливаемость стали. Даже когда содержится небольшое количество Сг, может быть получен этот эффект. С другой стороны, когда Сг содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество Сг должно составлять 0-2%. Нижний предел количества Сг составляет предпочтительно 0,1%, более предпочтительно 0,2% и еще более предпочтительно 0,5%. Верхний предел количества Сг предпочтительно составляет менее 2%, более предпочтительно 1,5%, более предпочтительно 1,0%, более предпочтительно менее 0,8% и еще более предпочтительно 0,7%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать V в замещение части Ре.
V: 0-0,30%.
Ванадий (V) образует гексагональные карбиды М2С, которые представляют собой мелкие карбиды, в совокупности с Мо, и, таким образом, устойчивость к 88С увеличивается. Здесь, М в гексагональных карбидах М2С представляет Мо и V. Более того, V образует карбиды МС, имеющие кубическую кристаллическую структуру (М представляет Мо и V), и, таким образом, увеличивается температура отпуска стали для получения высокого предела текучести. Кубические карбиды МС являются мелкими в отличие от зернограничных карбидов и, таким образом, почти не действуют в качестве начальной точки 88С. Даже когда содержится небольшое количество V, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда V содержится чрезмерно, количество твердорастворимого V при закалке насыщается, и, таким образом, эффект увеличения температуры отпуска также насыщается. Соответственно, по необходимости, количество V должно составлять 0-0,30%. Нижний предел V предпочтительно составляет 0,05%, более предпочтительно 0,07% и еще более предпочтительно 0,1%. Верхний предел количества V предпочтительно составляет менее 0,30%, более предпочтительно 0,25% и еще более предпочтительно 0,20%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из N6, Τι и Ζτ, в замещение части Ре.
N6: 0-0,1%.
Τι: 0-0,1%.
Ζτ: 0-0,1%.
Ниобий (N6), титан (Τι) и цирконий (Ζτ) представляют собой необязательные элементы. Эти элементы связываются с С или N для образования карбидов, нитридов или карбонитридов. Выделения (карбиды, нитриды и карбонитриды) измельчают структуру стали с помощью эффекта закрепления. Даже когда по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из N6, Τι и Ζτ, содержится в небольшом количестве, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда N6. Τι и Ζτ содержатся чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество N6 должно составлять 0-0,1%, количество Τι должно составлять 0-0,1% и количество Ζτ должно составлять 0-0,1%. Когда количество N6 составляет 0,002% или более, количество Τι составляет 0,002% или более или количество Ζτ составляет 0,002% или более, вышеописанный эффект может быть получен в значительной степени. Нижние пределы количества N6, количества Τι и количества Ζτ более предпочтительно составляют 0,005%. Верхние пределы количества N6, количества Τι и количества Ζτ предпочтительно составляют 0,05%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать Са в замещение части Ре.
Са: 0-0,01%.
Кальций (Са) представляет собой необязательный элемент. Са связывается с 8 в стали для образования сульфидов и улучшает форму включений, тем самым увеличивается устойчивость к 88С. Даже когда содержится небольшое количество Са, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда Са содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество Са должно составлять 0-0,01%. Нижний предел количества Са составляет предпочтительно 0,0003% и более предпочтительно 0,0005%. Верхний предел количества Са составляет предпочтительно 0,0030% и более предпочтительно 0,002%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать В в замещение части Ре.
В: 0-0,003%.
Бор (В) представляет собой необязательный элемент. В увеличивает прокаливаемость стали. Даже
- 8 025937 когда содержится небольшое количество В, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда В содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество В должно составлять 0-0,003%. Нижний предел количества В составляет предпочтительно 0,0003% и более предпочтительно 0,0005%. Верхний предел количества В составляет предпочтительно 0,0015% и более предпочтительно 0,0012%.
Металлографическая структура низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения главным образом включает отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит и, более того, включает выделения, такие как карбиды М2С, имеющие гексагональную кристаллическую структуру.
Г ексагональные карбиды М2С.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента содержит пять единиц или более гексагональных карбидов М2С на один квадратный мкм (т.е. 5 единиц/мкм2 или более). Здесь гексагональные карбиды М2С представляют собой карбиды, имеющие гексагональную кристаллическую структуру, и отличаются от карбидов М2С, имеющих кубическую кристаллическую структуру. М в гексагональных карбидах М2С представляет собой Мо или Мо и V.
Количество гексагональных карбидов М2С измеряется следующим способом. Отбирают образцы для ТЕМ (просвечивающего электронного микроскопа) из произвольной части низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, например, из части, включающей центральный участок толщины стальной пластины или стальной трубы. В качестве способа, отбора образца, используют способы, такие как способ тонкой пленки и способ экстракционной реплики. 10 полей обзора в отобранном образце наблюдают под ТЕМ для получения микроснимков ТЕМ соответственных полей обзора. Площадь каждого из полей обзора должна составлять 1 мкм2. Картину дифракции электронного пучка карбидов в каждом поле обзора подтверждают для идентификации типа карбидов. Фиг. 1В показывает обычную картину картины дифракции гексагональных карбидов М2С при наблюдении под электронным микроскопом. В дополнение, гексагональные карбиды М2С также могут ясно отличать от других карбидов, включая кубические карбиды М2С, с помощью рентгеновской дифракции. Соответственно, подтверждение того, выделились ли гексагональные карбиды М2С или нет, также может быть возможным с помощью выполнения рентгеновской дифракции извлеченного остатка после электролитического извлечения карбидов в стальном материале. Фиг. 2 показывает картину дифракции рентгеновской дифракции. На фиг. 2 горизонтальная ось представляет 2Θ (°) рентгеновских лучей (при условии, что Θ представляет собой угол падения), а вертикальная ось представляет интенсивность дифракции. Мо2С и МС на фиг. 2 представляют тип карбидов. Мо2С представляет гексагональные карбиды М2С. МС представляет кубические карбиды МС (М представляет Мо и V) или кубические карбиды М2С. На фиг. 2 (021), (112) и т.п. представляют кристаллические плоскости (индексы Миллера). Как показано на фиг. 2, гексагональные карбиды М2С могут ясно отличать от других карбидов, включая кубические карбиды МС или кубические карбиды М2С, путем рентгеновской дифракции.
Количество гексагональных карбидов М2С, которые идентифицируют в каждом поле обзора при наблюдении под электронным микроскопом и которые имеют размер зерна 1 нм или более, считают для вычисления среднего количества на 1 мкм2. Вычисленное среднее количество определяют как количество гексагональных карбидов М2С на 1 мкм2 (единиц/мкм2). Когда количество гексагональных карбидов М2С составляет 5 единиц/мкм2 или более, может быть получена превосходная устойчивость к §§С.
Размер зерна гексагональных карбидов М2С приблизительно составляет 1-50 нм. Здесь размер зерна гексагональных карбидов М2С измеряют следующим способом. Площадь каждого из гексагональных карбидов М2С получают с помощью анализа изображения. Эквивалентный диаметр окружности полученной площади определяют в качестве размера зерна гексагональных карбидов М2С. Как описано выше, в варианте выполнения считают количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более.
Верхние пределы количества и размера зерна гексагональных карбидов М2С особенно не ограничены. Однако гексагональные карбиды М2С, имеющие размер зерна более 50 нм, почти не наблюдаются, верхний размер зерна гексагональных карбидов М2С может составлять 50 нм.
Более того, как описано выше, в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения предпочтительно, чтобы форма зернограничных карбидов была сферической. В особенности, среди карбидов среднее значение аспектного отношения зернограничных карбидов, таких как карбиды М3С и карбиды М23С6, которые главным образом образуются на границах зерен или поверхностях реек мартенситной структуры, предпочтительно составляет 3 или менее и более предпочтительно 2 или менее. Здесь значение, которое разделяет большую ось на малую ось зернограничных карбидов на наблюдаемом участке, определено как аспектное отношение. Аспектное отношение измеряют следующим способом. Отбирают образцы из произвольной части низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, например, из части, включающей центральный участок толщины стальной пластины или стальной трубы. 10 полей обзора в отобранном образце наблюдают под оптическим микроскопом или сканирующим электронным микроскопом или просвечивающим электронным микроскопом. Измеряют аспектное отношение зернограничных карбидов в
- 9 025937 каждом поле обзора и вычисляют его среднее значение.
Более того, как описано выше, в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения предпочтительно, чтобы плотность дислокаций была низкой при содержании гексагональных карбидов М2С.
Полная ширина на половине максимума НА.
В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения полная ширина на половине максимума НА (°) дифракционного пика кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы, которая получена способом рентгеновской дифракции, удовлетворяет выражению 1.
НАхС1/2<0,38 (выражение 1).
Здесь количество С (в массовых процентах) используется вместо символа С элемента.
Полную ширину на половине максимума НА измеряют способом рентгеновской дифракции, который следует далее. В особенности, образцы отбирают из произвольной части низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, например, из части, включающей центральный участок толщины стальной пластины или стальной трубы. Поверхность отобранного образца химически полируют. Выполняют рентгеновскую дифракцию на химически отполированной поверхности с использованием излучения СоКа (Ка1) в качестве падающего рентгеновского излучения. Полную ширину на половине максимума кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости афазы, измеряют в единицах °.
В особенности, Ка1 и Ка2 в излучении СоКа разделяют с помощью установки для экстракции только Ка1, и измеряют полную ширину на половине максимума (°), дифрагируемую излучением Ка1 (211)-кристаллической плоскости образца. Более того, полную ширину на половине максимума измеряют на высоте, которая представляет собой половину высоты пика (способ вершины пика). В дополнение, в отношении полной ширины на половине максимума, получаемой устройством, полную ширину на половине максимума, полученную устройством, измеряют с использованием монокристалла (идеального монокристалла, который не имеет полной ширины на половине максимума) ЬаВ6 (гексаборида лантана), и могут выполнять поправку путем вычитания полной ширины на половине максимума, получаемой из устройства, из фактически измеренного значения.
Дислокация действует в качестве места слабого улавливания водорода, уловленный водород способен еще раз диффундировать так, что устойчивость к §§С уменьшается. Соответственно, предпочтительно, чтобы плотность дислокаций была низкой. Когда полная ширина на половине максимума удовлетворяет выражению 1, считается, что плотность дислокаций уменьшается и, таким образом, диффундирующему водороду трудно аккумулироваться в стали. Соответственно, может быть получена превосходная устойчивость к §§С. С другой стороны, когда полная ширина на половине максимума не удовлетворяет выражению 1, считается, что уменьшение плотности дислокаций является недостаточным и, таким образом, устойчивость к §§С является недостаточной.
Нижний предел НАхС1/2 особенно не ограничен. Для того чтобы предпочтительно улучшать устойчивость к §§С, предпочитаются нижние значения НАхС1/2
Более того, в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения предпочтительно, чтобы содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяли заданному отношению для того, чтобы предпочтительно получать технический результат аспекта настоящего изобретения.
Отношение между количеством С и количеством Мо.
Предпочтительно химическая композиция низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента дополнительно удовлетворяет выражению 2.
СхМо>0,6 (выражение 2).
Здесь в выражении 2 количество С (в массовых процентах) используется вместо символа С элемента, а количество Мо (в массовых процентах) используется вместо символа Мо элемента.
Когда количество С и количество Мо удовлетворяют выражению 2, и производство выполняется при производственных условиях, которые описаны далее, образуются гексагональные карбиды М2С, и их количество должно составлять 5 единиц/мкм2 или более. Соответственно, может быть получена превосходная устойчивость к §§С. Конкретнее, достаточная устойчивость к §§С может быть получена для 125 к§1 или выше (862 МПа или выше), а высокое значение К133С может быть получено для 110 Κδί или выше (758 МПа или выше).
Для того чтобы дополнительно улучшать устойчивость к §§С, отношение между содержанием С и содержанием Мо предпочтительно составляет СхМо>0,65 и более предпочтительно СхМо>0,7.
Структура.
Как отмечено выше, структура низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает смешанную структуру из отпущенного мартенсита и отпущенного бейнита. Конкретнее, структура низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента главным образом включает отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит и
- 10 025937 может включать выделения, такие как карбиды, нитриды, карбонитриды и т.п., включения или остаточный аустенит. Однако доля остаточного аустенита (объемная доля остаточного аустенита во всей структуре, в единицах %) может составлять 5% или менее. Причина состоит в том, что остаточный аустенит вызывает неравномерность прочности.
Долю остаточного аустенита измеряют способом рентгеновской дифракции, который следует далее. В особенности, отбирают образцы, которые включают центральный участок толщины произведенной стальной пластины или произведенной стальной трубы. Поверхность отобранного образца химически полируют. Выполняют рентгеновскую дифракцию на химически отполированной поверхности с использованием излучения СоКа (Ка1) в качестве падающего рентгеновского излучения. Долю остаточного аустенита количественно определяют из интегральной интенсивности дифракции кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости, (200)-кристаллической плоскости и (110)кристаллической плоскости α-фазы, и интегральной интенсивности дифракции (220)-кристаллической плоскости, (200-кристаллической плоскости и (111)-кристаллической плоскости аустенита.
В дополнение, когда количество С является высоким, как низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения, имеют тенденцию к возникновению закалочные трещины из-за мартенситного превращения. В качестве способа уменьшения закалочных трещин имеется способ, в котором водяное охлаждение во время закалки временно останавливают для того, чтобы структура стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента имела структуру, главным образом состоящую из бейнита. Однако в случае, где структура главным образом состоит из бейнита, во время закалки образуется значительное количество карбидов. Карбиды замедляют восстановление дислокаций во время отпуска. В связи с этим в отношении структуры, главным образом состоящей из бейнита, плотность дислокаций увеличивается и, таким образом, выражение 1 не удовлетворяется.
Когда доля мартенсита в структуре после закалки является высокой, плотность дислокаций уменьшается с помощью отпуска. В настоящее время тяжело количественно измерять объемную долю мартенсита и объемную долю бейнита в стали после закалки. Однако твердость стали после закалки (т.е. закаленного материала) увеличивается при увеличении доли мартенсита в стали. Соответственно, когда твердость по Роквеллу (ИКС) по шкале С в центральном участке толщины (центральном участке толщины стальной пластины или стальной трубы) низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента после закалки и до отпуска (т.е. закаленного материала) предпочтительно удовлетворяет следующему выражению 3, в стали образуется достаточная доля мартенсита для уменьшения плотности дислокаций с помощью отпуска.
Твердость по Роквеллу (НКС)>50хС+26 (выражение 3).
Например, в стали, в которой количество С составляет 0,6%, когда твердость по Роквеллу (НКС) составляет 56 или более, дислокация достаточно восстанавливается после отпуска (т.е. выражение 1 удовлетворяется), а устойчивость к §§С увеличивается.
В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения путем одновременного удовлетворения вышеотмеченной химической композиции и вышеотмеченной металлографической структуре, возможно получать значительный технический результат так, что предел текучести и устойчивость к §§С одновременно являются превосходными. В особенности, низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения, которая одновременно удовлетворяет вышеотмеченной химической композиции и вышеотмеченной металлографической структуре, имеет предел текучести 758 МПа или более и является превосходной по устойчивости к §§С, содержащей устойчивость к §§С в среде сероводорода под высоким давлением, устойчивость к §§С в случае, когда применяется надрез, и т.п.
Далее будет описан способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения изобретения. Способ производства согласно варианту выполнения представлен для вышеотмеченной низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента.
Способ производства.
В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения, обычно, будет описан способ производства бесшовных стальных труб (низколегированных трубных изделий нефтепромыслового сортамента).
Способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает процесс изготовления стали, процесс литья, процесс прокатки на блюминге, процесс горячей обработки, процесс закалки и процесс отпуска.
В качестве процесса изготовления стали сталь, имеющую вышеописанную химическую композицию, расплавляют и очищают традиционным способом. В дальнейшем в процессе литья расплавленную сталь превращают в материал непрерывного литья (литая заготовка) способом непрерывного литья. Материал непрерывного литья представляет собой, например, сляб или блюм. В иных обстоятельствах расплавленную сталь могут превращать в круглую заготовку способом непрерывного литья. В дополнение,
- 11 025937 расплавленную сталь могут превращать в слиток способом изготовления слитков.
По необходимости, в качестве процесса прокатки на блюминге сляб, блюм или слиток прокатывают в горячем виде на блюминге для образования заготовки (заготовки для изготовления бесшовной стальной трубы). Заготовку могут образовывать горячей прокаткой или горячей ковкой.
В качестве процесса горячей обработки заготовку, получаемую путем непрерывного литья или прокатки в горячем виде на блюминге, обрабатывают в горячем виде для производства стального материала. В варианте выполнения форма стального материала представляет собой трубу из материала. Например, в процессе горячей обработки выполняют процесс Маннесманна в качестве горячей обработки для производства трубы из материала. Трубу из материала могут производить другими способами горячей обработки.
В качестве процесса закалки выполняют закалку горячеобработанного стального материала (трубы из материала). В качестве закалки в процессе закалки, например, могут применять либо закалку С10 путем обработки путем непрерывного охлаждения, либо закалку С11, включающую изотермическую обработку, которая показана на фиг. 3. В изобретении и закалка С10 путем обработки путем непрерывного охлаждения, и закалка С11, включающая изотермическую обработку, определены как закалка. В стали согласно варианту выполнения, в которой содержание С является высоким, когда толщина трубы составляет приблизительно 10 мм или более и применяется общий способ закалки, при закалке имеют тенденцию к возникновению закалочные трещины. Таким образом, применяют способ закалки, который показан на фиг. 3. Более того, точка мартенситного превращения на фиг. 3 представляет начальную температуру мартенситного превращения.
Даже при любой закалке (закалке путем обработки путем непрерывного охлаждением или закалке, включающей изотермическую обработку) предпочтительно, чтобы начальная температура закалки стального материала (температура поверхности стального материала в начале закалки) составляла 850920°С.
Более того, начальная температура мартенситного превращения (точка мартенситного превращения) изменяется в зависимости от химической композиции стали. Точка мартенситного превращения каждой химической композиции может быть рассчитана без большой погрешности с помощью обычной расчетной формулы, такой как следующее далее выражение 4, например. В отношении следующей расчетной формулы ноль может быть использован вместо элементов, которые не включены в химической композиции.
Точка мартенситного превращения (°С)=521-353хС-22х§1-24,3хМи-7,7хСи-17,3х№-17,7хСг-25,8хМо (выражение 4).
Далее закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения и закалка, включающая изотермическую обработку, будут описаны подробно.
Закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения в процессе закалки.
В случае закалки путем обработки путем непрерывного охлаждения, которая показана на кривой С10 на фиг. 3, стальной материал непрерывно охлаждают с начальной температуры закалки, и температура поверхности стального материала непрерывно уменьшается. В качестве обработки путем непрерывного охлаждения, например, могут применять способ охлаждения стального материала путем погружения его в водяную ванну или масляную ванну или способ охлаждения стального материала путем водяного охлаждения разбрызгиванием, охлаждения туманом или воздушного охлаждения.
При обработке путем непрерывного охлаждения время (время прохождения в точке мартенситного превращения), в течение которого температура поверхности стального материала достигает начальной температуры мартенситного превращения (точки мартенситного превращения) от начальной температуры закалки, составляет предпочтительно 100-600 с. Когда время прохождения в точке мартенситного превращения составляет более 600 с, тяжело получать твердость, удовлетворяющую выражению 3, и, таким образом, доля мартенсита в структуре стали после закалки уменьшается. В связи с этим выражение 1 не удовлетворяется и, таким образом, превосходная устойчивость к §§С не может быть получена.
Более того, когда время прохождения в точке мартенситного превращения составляет более 600 с, во время охлаждения образуются зернограничные карбиды. В случае, где образуются зернограничные карбиды, карбиды действуют в качестве зародыша кристаллизации и растут во время отпуска, и С, Мо и т.п. в стали разрушаются. Таким образом, тяжело образовывать предпочтительно гексагональные карбиды М2С. В результате превосходная устойчивость к §§С не может быть получена.
С другой стороны, когда время прохождения в точке мартенситного превращения составляет менее 100 с, во время закалки имеют тенденцию к возникновению закалочные трещины. Таким образом, предпочтительно, чтобы время прохождения в точке мартенситного превращения составляло 100 с или более.
В случае, где стальной материал представляет собой трубу из материала (стальную трубу), и выполняют закалку путем обработки путем непрерывного охлаждения, скорость охлаждения в диапазоне, где температура внешней поверхности стальной трубы достигает 500°С с 800°С, определяют как СК8-5 (°С/с). В случае, где количество С трубы из материала приблизительно составляет 0,6%, скорость охлаждения СК8-5 предпочтительно удовлетворяет следующему выражению 5:
- 12 025937
СК8_5<2837хТ2,2 (выражение 5).
Здесь ΐ представляет толщину (в единицах мм) стальной трубы.
Когда скорость охлаждения СК§_5 удовлетворяет выражению 5, возникновение закалочных трещин предпочтительно уменьшается в стальной трубе, для которой выполнялась закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения. Во время закалки существует разница во времени возникновения мартенситного превращения между стороной внешней поверхности и стороной внутренней поверхности стальной трубы. В связи с этим считается, что в стальной трубе создается остаточное напряжение, которое вызывает закалочные трещины. Остаточное напряжение, происходящее от закалки, может быть получено путем анализа распределения напряжения и деформации метода конечных элементов: (МКЭ: метод конечных элементов). Путем сравнения между значением остаточного напряжения, полученным из результата анализа МКЭ, и поведением закалочных трещин фактической стальной трубы, когда растягивающее остаточное напряжение составляет 200 МПа или менее, может быть подтверждено, что закалочные трещины стальной трубы варианта выполнения уменьшаются.
При увеличении толщины ΐ (мм) стальной трубы разница во времени возникновения мартенситного превращения между внутренней поверхностью и внешней поверхностью стальной трубы увеличивается и, таким образом, увеличивается растягивающее остаточное напряжение. При уменьшении скорости охлаждения разница во времени вышеописанного мартенситного превращения уменьшается. Соответственно, растягивающее остаточное напряжение уменьшается и, таким образом, возникновение закалочных трещин также уменьшается.
Фиг. 4 представляет собой вид, иллюстрирующий отношение между толщиной ΐ (мм) стальной трубы и скоростью СК8-5 (°С/с) охлаждения для того, чтобы уменьшать закалочные трещины во время закалки при обработке путем непрерывного охлаждения. Кривая С4 на фиг. 4 представляет правую сторону (=2837χΐ-2’2) выражения 5. Кривая С4 представляет отношение между скоростью СК8-5 (°С/с) охлаждения и толщиной ΐ (мм) стальной трубы, при котором растягивающее остаточное напряжение становится равным 200 МПа.
Со ссылкой на фиг. 4, закалочные трещины уменьшаются на нижней стороне кривой С4. С другой стороны, закалочные трещины имеют тенденцию к возникновению на верхней стороне кривой С4. Соответственно, стальную трубу предпочтительно охлаждают во время охлаждения так, что скорость СК8-5 охлаждения удовлетворяет выражению 5. В этом случае, в особенности, возможно производить бесшовную стальную трубу, которая не имеет дефекта в виде закалочных трещин, или в которой возникновение закалочных трещин уменьшено, в бесшовной стальной трубе, имеющей внешний диаметр 100-400 мм и толщину 5-100 мм. В дополнение, значение правой стороны (=2837χΐ-2’2) выражения 5 соответствует случаю, в котором количество С в стали приблизительно составляет 0,6%. При увеличении количества С верхний предел скорости охлаждения для уменьшения закалочных трещин смещается до скорости охлаждения, которая меньше, чем скорость, вычисляемая правой стороной выражения 5. При уменьшении количества С, верхний предел скорости охлаждения для уменьшения закалочных трещин смещается до скорости охлаждения, которая больше, чем скорость, вычисляемая правой стороной выражения 5.
В особенности, в случае, когда в процессе закалки проводится закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения, возможно улучшать устойчивость к 88С низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента путем управления временем прохождения в точке мартенситного превращения и возможно предпочтительно уменьшать закалочные трещины во время производства путем расчета предпочтительных производственных условий при помощи отношения
СК8-5<2837хГ2’2
Закалка, включающая изотермическую обработку в процессе закалки.
Закалка (кривая С11) с изотермической обработкой на фиг. 3 включает первую обработку охлаждением (первичное охлаждение), изотермическую обработку и вторую обработку охлаждением (конечное охлаждение).
При первичном охлаждении стальной материал (трубу из материала) после горячей обработки охлаждают с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С, и охлаждение останавливают в диапазоне температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С. Когда температура остановки охлаждения выше 300°, доля бейнита в структуре стали чрезмерно увеличивается и, таким образом, образуется большое количество карбидов. В связи с этим трудно восстанавливать дислокацию во время обработки отпуском, и плотности дислокаций трудно уменьшаться. В результате твердость стали после охлаждения не удовлетворяет выражению 3 и, таким образом, выражение 1 не удовлетворяется. В связи с этим превосходная устойчивость к 88С не может быть получена.
Более того, когда температура остановки охлаждения выше 300°С, образуются зернограничные карбиды. В случае, где образуются зернограничные карбиды, карбиды действуют в качестве зародыша кристаллизации и растут во время отпуска, и С, Мо и т.п. в стали разрушаются. Таким образом, тяжело предпочтительно образовывать гексагональные карбиды М2С. В результате превосходная устойчивость к 88С не может быть получена.
- 13 025937
С другой стороны, когда температура остановки охлаждения находится в точке мартенситного превращения или ниже, закалочные трещины имеют тенденцию к возникновению, когда скорость охлаждения является быстрой. Более того, когда температура остановки охлаждения находится в точке мартенситного превращения или ниже, закалка по существу соответствует обработке путем непрерывного охлаждения.
При изотермической обработке стальной материал после первичного охлаждения выдерживают в течение заданного времени в диапазоне температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С. Достаточно, чтобы стальной материал выдерживали в пределах вышеописанного диапазона температуры при изотермической обработке, и стальной материал не ограничен выдерживанием при постоянной температуре. Предпочтительное время выдержки при изотермической обработке составляет 5-60 мин.
При конечном охлаждении стальной материал после изотермической обработки охлаждают. Конечное охлаждение может представлять собой водяное охлаждение или воздушное охлаждение. Другими словами, скорость охлаждения во время конечного охлаждения особенно не ограничена.
В процессе закалки, включающей изотермическую обработку, температура (более высокая, чем точка мартенситного превращения, до 300°С) изотермической обработки ниже, чем диапазон температуры, при котором бейнитное превращение имеет тенденцию к возникновению. В связи с этим процесс закалки, включающий изотермическую обработку, отличается от изотермической закалки, раскрытой в нерассмотренной заявке на патент Японии, первая публикация № 2006-265657.
С точки зрения управления закалочными трещинами, изотермическую обработку выполняют при температуре выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С или ниже. В этом случае скорость охлаждения первичного охлаждения могут регулировать с возможностью быть достаточно большой. Несмотря на то, что подробный механизм не ясен, предполагается, что незначительное количество бейнита, который выделяется во время изотермической обработки, уменьшает возникновение закалочных трещин во время конечного охлаждения.
В случае, если проводят закалку с изотермической обработкой, предпочтительно, чтобы скорость охлаждения при первичном охлаждении составляла 0,7°С/с или более. Когда скорость охлаждения меньше 0,7°С/с, могут образовываться феррит и перлит или большое количество бейнита. Более того, при условии, что изотермическая обработка является подходящей в случае, когда проводят закалку с изотермической обработкой, верхний предел скорости охлаждения при первичном охлаждении особенно не ограничен.
В дополнение, в процессе закалки, включающей закалку путем обработки путем непрерывного охлаждения и закалку с изотермической обработкой, когда твердость по Роквеллу по шкале С в центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой ИКС, предпочтительно, чтобы стальной материал закаливали при условии, что твердость по Роквеллу ИКС удовлетворяет следующему выражению 3. Когда твердость по Роквеллу НКС удовлетворяет следующему выражению 3, в стали образуется достаточная доля мартенсита для уменьшения плотности дислокаций путем отпуска.
НКС>50хС+26 (выражение 3).
Процесс отпуска.
После выполнения закалки путем обработки путем непрерывного охлаждения или закалки, включающей изотермическую обработку, выполняют отпуск стального материала. Температурой отпуска соответствующим образом управляют согласно химической композиции стального материала и предполагаемому пределу текучести. Другими словами, предел текучести могут регулировать до 758 МПа или более и более предпочтительно до 862 МПа или более путем регулирования температуры отпуска.
Температура отпуска предпочтительно составляет от 680°С до точки Ас1. Нижний предел температуры отпуска более предпочтительно составляет 690°С, более предпочтительно выше 700°С и еще более предпочтительно 710°С. При условии, что температура отпуска находится в точке Ас1 или меньше, гексагональные карбиды М2С предпочтительно образуются при увеличении температуры отпуска. Предпочтительное время отпуска составляет 10-90 мин при выдержке.
В дополнение, точка Ас1 представляет собой температуру, при которой во время нагрева начинается аустенитное превращение. Точка Ас1 каждой химической композиции может быть рассчитана без большой погрешности с помощью обычной расчетной формулы, такой как следующее далее выражение 6, например. В отношении следующей расчетной формулы ноль может быть использован вместо элементов, которые не включены в химическую композицию.
Ас1 (°С)=750,8-2 6,6хС+17,6х§1-11,6хМи-22,9хСи-23х№- 24,1хСт+22,5хМо-39,7хУ-5,7хН + 232,4χ№169,4хА1-894,7хВ (выражение 6).
В случае, если химическая композиция стального материала удовлетворяет вышеотмеченному выражению 2, а отпуск выполняется при вышеописанной предпочтительной температуре отпуска, в стали выделяются 5 единиц/мкм2 или более гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более и, таким образом, устойчивость к §§С увеличивается.
- 14 025937
Путем вышеописанных процессов производят низколегированную сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента (бесшовные стальные трубы), которые одновременно являются превосходными по пределу текучести и устойчивости к §§С. В особенности, с помощью всестороннего управления процессом закалки и процессом отпуска, возможно одновременно управлять образованием гексагональных карбидов М2С и управлять плотностью дислокаций.
В вышеописанном способе производства согласно варианту выполнения процесс закалки выполняют после процесса горячей обработки. Однако процесс нормализации стального материала могут выполнять между процессом горячей обработки и процессом закалки. В особенности, стальной материал (трубу из материала) после процесса горячей обработки выдерживают в течение заданного времени при высокой температуре точки Ас3 или выше, и далее стальной материал охлаждается. Температура выдержки составляет предпочтительно 900-920°С. Время выдержки составляет, например, 5-60 мин. Более того, точка Ас3 представляет собой температуру, при которой аустенитное превращение заканчивается во время нагрева.
Обычно в процессе нормализации стальной материал после процесса горячей обработки охлаждают до комнатной температуры и далее стальной материал нагревают до точки Ас3 или выше. Однако процесс нормализации могут выполнять путем непосредственного выдерживания стального материала после процесса горячей обработки при температуре точки Аг3 или выше. Более того, точка Аг3 представляет собой температуру, при которой во время охлаждения начинается ферритное превращение.
При выполнении процесса нормализации очищают кристаллическое зерно. В особенности, после закалки, в которой выполняют процесс нормализации (т.е. в материале непосредственно после закалки) номер размера зерна бывшего аустенитного зерна становится равным 10 или более, что определено по А8ТМ Е112. Посредством очищения кристаллического зерна устойчивость к §§С дополнительно улучшается.
В вышеуказанном способе производства способ производства бесшовной стальной трубы объяснен относительно стального материала в виде трубы из материала или стальной трубы. Однако форма стального материала особенно не ограничена. Стальной материал может представлять собой листовой материал, стальной прокат или стержень для получения проволоки.
Более того, в вышеописанном способе производства используется стальной материал, имеющий химическую композицию, удовлетворяющую выражению 2, а температура отпуска определена для того, чтобы образовывать в стали 5 единиц/мкм2 или более гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более. Однако 5 единиц/мкм2 или более гексагональных М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более, могут выделяться в стали при различных производственных условиях.
Пример 1.
Производились слитки стали А - стали Ζ и стали АА - стали АО, которые имеют химические композиции, показанные в табл. 1 и 2. В табл. 2 показаны точки мартенситного превращения, вычисленные из выражения 4, и точки Ас1, вычисленные из выражения 6. Более того, в таблицах подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения, а пропуски обозначают, что легирующий элемент намеренно не добавлялся.
- 15 025937
Таблица 1
Тип Химическая композиция стали (в массовых процентах, остаток, состоящий из Ее и примесей)
С 51 Мп Р 8 А1 Мо 0
А 0,50 0,20 0,44 0, 009 0, 001 0, 034 1,47 0,001 0,0036
В 0,49 0,20 0,44 0,008 0,001 0,033 1,97 0,002 0,0036
С 0,50 0,20 0,45 0,009 0,001 0,031 2,48 0, 001 0,0031
ϋ 0,49 0,20 0,45 0, 009 0, 001 0,032 2, 95 0,001 0,0033
Е 0,50 0,20 0, 44 0,008 0,001 0,032 3,44 0,001 0,0033
В 0,51 0,20 0, 45 0,009 0,001 0,034 3,97 0,001 0,0033
С 0,61 0,21 0,46 0,008 0,001 0,037 2,51 0, 001 0,0140
н 0,40 0, 19 0,44 0, 009 0, 001 0,031 1,57 0,001 0,0040
I 0,39 0,20 0,44 0,009 0,001 0,033 2, 02 0,001 0,0035
л 0, 39 0,20 0,44 0,008 0,001 0,031 2,43 0,001 0,0040
к 0,50 0,20 0,44 0, 008 0, 001 0,034 1,50 0,001 0,0038
ь 0,50 0,20 0, 43 0,008 0,001 0,033 1,51 0,001 0,0035
ы 0, 60 0,15 0,60 0,010 0,001 0,029 1, 15 0,001 0,0030
N 0, 61 0,21 0,38 0,008 0,001 0,030 2,01 0,001 0,0041
0 0,60 0,20 0, 45 0,009 0, 001 0,034 2, 09 0,001 0,0045
Р 0,59 0,20 0,44 0,009 0,001 0,030 1,51 0,001 0,0040
ΰ 0, 62 0,39 0, 50 0,008 0,001 0,029 2,51 0,002 0,0034
к 0, 56 0,21 0,40 0,009 0,001 0, 030 1, 10 0, 001 0,0030
3 0,71 0,45 0,45 0,008 0, 001 0,029 2, 48 0,001 0,0041
т 0,36 0, 19 0,85 0,009 0,001 0, 034 1, 90 0,001 0,0039
и 0,50 0,21 0,45 0, 009 0,001 0,029 1,30 0, 001 0,0040
V 0,27 0,20 0,45 0,013 0, 003 0,028 2,47 0,001 0,0043
и 0,59 0,19 1,20 0,009 0,001 0,031 2,51 0,001 0,0044
X 0, 60 0,40 0,55 0,030 0,001 0,029 2,09 0,001 0,0040
Υ 0, 59 0,45 0,74 0,010 0, 011 0, 030 2,10 0,001 0,0040
Ζ 0,49 0,20 0,44 0,008 0, 001 0,033 0,70 0,001 0,0034
АА 0,50 0,20 0, 45 0,008 0, 001 0,033 1,02 0, 001 0,0032
АВ 0, 39 0,20 0,43 0, 008 0,001 0, 031 0, 69 0, 001 0,0045
АС 0, 40 0,20 0,44 0,008 0,001 0,032 0,99 0, 001 0,0039
АО 0,27 0,20 0,4 5 0,011 0,002 0,036 1, 92 0, 001 0,0038
АЕ 0,58 0, 19 0,44 0,012 0,002 2,51 0,011 0,0045
АВ 0, 50 0, 36 0,61 0, 007 0, 002 0,030 1, 13 0,001 0,0032
АС 0,49 0,21 0,46 0,010 0,001 0,033 1,10 0,001 0,0041
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
Пропуск обозначает, что легирующий элемент намеренно не добавлялся.
- 16 025937
Таблица 2
Тип Химическая композиция Е2 Вычисленная Вычисленная
стали ίΒ массовых процентах, остаток, состоящий из Ее и точка точка
примесей) мартенситн о го аС1(°с;
Сг V мь Τί 2Г Са В превращения Гс)
А 0, 10 0,029 0,010 0,74 291 766
В С, 10 0,029 0,010 0, 97 232 778
С С, 10 0,028 0,008 1,24 265 789
ϋ 0, 10 0, 027 0, 010 1,45 257 799
Е 0, 10 0,027 0, 010 1, 72 241 810
Е 0,10 0,029 0, 010 2, 02 223 822
С 0,10 0,017 0, 016 1, 53 225 783
н 0,10 0, 026 0, 015 0, 63 324 770
I 0,10 0, 027 0, 015 0,79 316 781
5 С, 10 0, 026 0, 015 0, 95 306 790
К 0, 20 0, 10 0, 02Θ 0,016 0, 75 287 771
I 0, 50 0, 10 0, 027 0, 017 0,76 282 779
м 0, 69 262 751
N 0,20 1,23 236 779
О 0, 05 1,25 240 772
Р ... 0, 029 1 0,030 0 3 9 Ί 5 о 7 6 9 1
ϋ 0,0022 1, 56 217 737
К 0, ООН 0, 62 281 754
5 0,030 0,015 1,76 186 792
Т 0,25 0,035 0, 010 0, 68 320 770
и 0,20 0, 030 0, 011 0,65 295 759
V 0,10 0, 031 0,021 0,0010 0,67 347 795
и 0, 033 0,010 1,48 215 733
X 0, 031 о, он 1,25 233 785
Υ 0, 029 0,010 1,24 231 783
Ξ 0,10 0, 030 0, 010 0, 34 315 749
АА 0,10 0,031 0, 011 0,51 303 756
АВ 0,10 0, 026 0, 015 0, 27 351 751
АС 0,10 0, 02Э 0, 016 0,40 339 758
Αϋ 0, 10 0,028 0, 014 0,0010 0, 52 361 781
АЕ 0, 025 0,010 1,46 237 796
АЕ 0,10 0, 015 0, 011 0,57 293 757
Ае 0,54 304 755
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
Пропуск обозначает, что легирующий элемент намеренно не добавлялся.
Значение, которое получено с помощью следующего далее выражения 7, показано в столбце Е2 в табл. 2.
Е2=СхМо (выражение 7).
Иными словами, Р2 представляет собой левую сторону выражения 2.
Все химические композиции стали А - стали и находились в пределах диапазона изобретения, а Р2 удовлетворяло выражению 2. С другой стороны, в стали V - стали Ζ и стали АВ - стали АЕ по меньшей мере один из количества элементов находился вне диапазона изобретения. Химические композиции стали АА, стали АЕ и стали АС находились в пределах диапазона изобретения, но не удовлетворяли выражению 2.
Вес соответственных слитков составлял 30-150 кг. Блоки брались из соответственных слитков. Блоки нагревались до 1250°С. Нагретые блоки подвергались горячей ковке и горячей прокатке для производства стальных материалов (листовых материалов), имеющих толщину 15-25 мм.
Обработки закалкой и отпуском или обработки закалкой и отпуском после обработки нормализацией выполнялись с использованием произведенных листовых материалов, а предел текучести листовых материалов регулировался до 110 кы (758 МПа или более) и 125 к§1 (862 МПа или более).
При обработке нормализацией выполнялась выдержка в течение 10 мин при температуре (920°С)
- 17 025937 точки Лс3 или выше, и далее выполнялось охлаждение в воздухе. В дополнение, закалка и отпуск выполнялись следующим образом.
Закалка.
Начальную температуру закалки во время закалки регулировали до диапазона 850-920°С.
Закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения.
В случае выполнения закалки путем обработки путем непрерывного охлаждения, после того, как каждый из листовых материалов нагревали до начальной температуры закалки, время прохождения в точке мартенситного превращения (время, занимаемое с начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения (точки мартенситного превращения) ТСС (второе) регулировали с помощью охлаждения разбрызгиванием, охлаждением туманом или воздушным охлаждением.
Закалка, включающая изотермическую обработку.
В случае выполнения закалки, включающей изотермическую обработку, первую обработку охлаждением (первичное охлаждение) выполняли со скоростью охлаждения 0,7°С/с или более путем охлаждения в соляной ванне или путем водяного охлаждения. Температуру АТ1С (°С) остановки охлаждения первичного охлаждения изменяли путем поднятия листового материала в середине охлаждения. Выдержку (изотермическую обработку) выполняли при температуре АТ1С остановки охлаждения в течение 25-40 мин, и далее выполняли водяное охлаждение (вторую обработку охлаждением (конечное охлаждение) до обычной температуры.
Испытание закаленного материала.
Следующие далее испытания выполняли для листового материала после закалки (далее называемого закаленным материалом).
Определение твердости закаленного материала.
Твердость закаленного материала измеряли следующим способом. Закаленный материал разрезали в направлении толщины. Далее получали твердость по Роквеллу (ИКС) по шкале С в центральном участке толщины на основании Л8 (японского промышленного стандарта) О 0202. В особенности, твердость по Роквеллу НКС получали в трех произвольных точках в центральном участке толщины поперечного сечения. Среднее значение твердости по Роквеллу (НКС), полученной в трех точках, определяли в качестве твердости соответствующего примера.
Определение размера бывшего аустенитного зерна.
Более того, определение размера бывшего аустенитного зерна выполняли с использованием закаленного материала. В особенности, закаленной материал разрезали в направлении толщины. В дополнение, разрезанный листовой материал окружали резиной и полировали, и далее поперечное сечение травили пикриновой кислотой. Наблюдали травленое поперечное сечение и определяли номер зерна бывшего аустенитного зерна на основании А8ТМ Е112.
Отпуск.
Отпуск выполняли для листовых материалов после закалки. Предел текучести соответственных листовых материалов регулировался до 110 Κκί (758 МПа или более) и 125 Κκί (862 МПа или более) путем регулирования температуры (°С) отпуска и времени (в минутах) отпуска.
Оценочное испытание для листового материала после отпуска.
Следующие оценочные испытания выполняли с использованием листовых материалов, которые подвергали воздействию закалки и отпуска.
Испытание на измерение полной ширины на половине максимума и испытание на измерение доли остаточного аустенита.
Образцы для испытаний брали из листовых материалов после отпуска. Поверхность каждого из образцов для испытаний полировали наждачной бумагой. По мере выполнения полировки использовали более мелкий размер бумаги. После того, как поверхность образца для испытаний отполировали наждачной бумагой № 1200, деформационно-упрочненный слой, который образовали путем полировки на поверхности образца для испытаний, удаляли путем погружения образца для испытаний в перекись водорода, которая содержала небольшое количество фтористоводородной кислоты, и выдерживали при обычной температуре. Испытание на рентгеновскую дифракцию выполняли для образца для испытания, с которого удаляли деформационно-упрочненный слой при условиях 30 кВ и 100 мА, используя излучение СоКа (Ка1, имеющее длину волны 1,7889 А) для получения полной ширины на половине максимума (°) дифракционного пика кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы образца для испытания.
В особенности, Ка1 и Ка2 в излучении СоКа разделяли с помощью установки для экстракции только Ка1 и получали полную ширину на половине максимума (°), дифрагируемую излучением Ка1 аРе (211)-кристаллической плоскости образцов для испытания.
Более того, полную ширину на половине максимума измеряли на высоте, которая составляла половину высоты пика (способ вершины пика). В дополнение, в отношении полной ширины на половине максимума, получаемой устройством, полную ширину на половине максимума, полученную устройством, измеряли с использованием монокристалла (идеального монокристалла, который не имеет полной
- 18 025937 ширины на половине максимума) ЬаВ6 (гексаборида лантана), и выполняли поправку путем вычитания полной ширины на половине максимума, полученной устройством, из фактически измеренного значения.
Более того, долю остаточного аустенита (объемную долю (%) остаточного аустенита в полном объеме) измеряли вышеописанным рентгеновским способом. В особенности, брали образец для испытания, который включает центральный участок толщины стального материала. Поверхность взятого образца для испытания химически полировали. Выполняли рентгеновскую дифракцию на химически отполированной поверхности с использованием излучения СоКа (Ка1, имеющего длину волны 1.7889 А) в качестве падающего излучения. Долю остаточного аустенита количественно определяли из интегральной интенсивности дифракции кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости, (200)-кристаллической плоскости и (110)-кристаллической плоскости а-фазы, и интегральной интенсивности дифракции (220)-кристаллической плоскости, (200-кристаллической плоскости и (111)кристаллической плоскости аустенита.
Определение предела текучести.
Из соответственных листовых материалов после отпуска брали образцы круглого проката для испытания на растяжение, имеющие параллельный участок с внешним диаметром 6 мм и длиной 40 мм так, что направление растяжения должно представлять собой продольное направление или направление прокатки листового материала. Испытание на растяжение выполняли с использованием взятых образцов круглого проката для испытания на растяжение при обычной температуре (25°С) для получения предела текучести (при остаточной деформации 0,2%, в единицах МПа).
Испытание на устойчивость к 88С.
При испытании на устойчивость к 88С выполняли испытание на растяжение при постоянной нагрузке и автоклавное испытание с использованием листового материала, имеющего предел текучести 862 МПа или более.
Испытание на растяжение при постоянной нагрузке.
Из соответственных листовых материалов брали образцы круглого проката для испытания на растяжение, имеющие параллельный участок, в котором направление растяжения должно представлять собой продольное направление или направление прокатки листового материала. Внешний диаметр параллельного участка составлял 6,35 мм, а его длина составляла 25,4 мм. Испытание на растяжение при постоянной нагрузке выполняли в ванне для испытаний при обычной температуре (25°С) на основании способа А ЫЛСЕ ТМ0177. В качестве ванне для испытаний использовали ванну А. Ванна А представляла собой водный раствор 5% №С1 и 0,5% СН3СООН, который выдерживали при обычной температуре и который насыщали сероводородным газом при 1 атм.
Каждый из образцов для испытания погружали в ванну А. Прикладывали постоянную нагрузку, которая составляла 90% фактического предела текучести (предела текучести соответственных примеров), к образцу для испытания в ванне А. Возникновение трещин подтверждали в образце для испытания после 720 ч. Листовые материалы, в которых не возникали трещины, были оценены как листовой материал, имеющий превосходную устойчивость к 88С.
Автоклавное испытание.
При предположении, что стальной материал будет использоваться в скважинной среде, где давление сероводорода будет составлять 1 атм или выше, что будет требоваться в последнее время, автоклавное испытание выполняли с использованием ванны В. Ванна В представляла собой водный раствор 5% Ναί',Ί. который насыщали сероводородом при 10 атм. Конкретный способ испытания представлял собой следующее.
Из соответственных листовых материалов брали образцы для испытания на четырехточечный изгиб, имеющие 2 ммх10 ммх75 мм. Напряжение в 90% фактического предела текучести (предела текучести соответственных примеров) прикладывали к образцам для испытания на четырехточечный изгиб с использованием приспособления для четырехточечного изгиба на основании А8ТМ 039. Образец для испытания на четырехточечный изгиб, к которому прикладывали напряжение, размещали в автоклаве. После размещения образца для испытания на четырехточечный изгиб, автоклав наполняли дегазированным водным раствором 5% №С1. Далее его наполняли сероводородом при 10 атм. С помощью вышеописанной процедуры в автоклаве подготавливали ванну В, и в ванну В погружали образец для испытания на четырехточечный изгиб. Возникновение трещин визуально подтверждали в образце для испытаний после 720 ч с заполнения сероводородом при 10 атм. Листовые материалы, в которых не возникали трещины, оценивали как листовой материал, имеющий превосходную устойчивость к 88С. В дополнение, давление внутри автоклава во время испытания постоянно регулировали с возможностью составлять 10 атм.
Испытание ИСВ.
Брались образцы для испытания в виде ИСВ (двухконсольной балки), имеющие толщину 10 мм, ширину 25 мм и длину 100 мм, из листовых материалов, имеющих предел текучести 758 МПа или более. Испытание ИСВ выполняли с использованием взятых образцов для испытания в виде ИСВ на основании способа Ό NАСЕ ТМ0177. В качестве ванны для испытаний использовали ванну В. Каждый из образцов
- 19 025937 для испытания в виде ИСВ погружали в ванну В на 336 ч. После 336 ч измеряли длину распространения трещины, возникшей в образце для испытания в виде ИСВ. Получали фактор К188С (ΚδίΧ'ίη) интенсивности напряжения на основании измеренной длины распространения трещины. Листовые материалы, в которых фактор К188С (1<5ί3ίη) интенсивности напряжения составлял 25 1<5ί3ίη или более, оценивали как листовой материал, имеющий превосходную устойчивость к 88С.
Результат испытания на устойчивость к 88С.
Производственные условия и результаты испытания на устойчивость к 88С показаны в табл. 3-6.
Таблица 3
Примеры Тип стали С (а массовых процентах) Нормализация Способ охлаждения Тсс (с) АТ1С (°С) Твердость НЕС 53 Номер 1 Размера 1 зерна
1 А 0, 50 СС 100 59, 9 51,0 9, 5
2 А 0, 50 сс 100 59, 6 51, 0 9, 2
3 А 0, 50 Выполнено СС 100 60, 3 51,0 11, 0
4 А 0, 50 Выполнено сс 100 60, 2 51,0 11, 0
5 В 0, 49 сс 100 59, 8 50, 5 9, 5
6 В 0, 49 сс 100 59, 5 50,5 9, 3
7 В 0, 49 Выполнено сс 100 60, 0 50,5 11,1
8 в 0, 49 Выполнено сс 100 59, 8 50,5 10, 8
9 с 0,50 сс 100 58,7 51, 0 9, 6
10 с 0,50 сс 100 59, 1 51,0 9,4
11 с 0,50 Выполнено сс 100 59, 2 51,0 10, 8
12 с 0, 50 Выполнено сс 100 59,1 51,0 11,0
13 0 0,49 сс 100 58,3 50, 5 9, 3
14 ϋ 0,49 сс 100 57,6 50,5 9, 6
15 β 0, 49 Выполнено сс 100 57,9 50, 5 11,2
16 β 0, 49 Выполнено сс 100 58,0 50, 5 10,5
-* · | | V
13 Е 0,50 сс 100 58,2 51, 0 9,6
13 у г 3 0 Быцилпени сс 100 57 , 7 51,0 11, 0
20 Е 0, 50 Выполнено сс 100 57, 6 51, 0 11,2
21 Е 0, 51 сс 300 57, 0 51, 5 9, 5
22 Г 0, 51 сс 300 57,3 51,5 9, 8
23 Г 0, 51 Выполнено сс 300 57,2 51, 5 10, 9
24 Е 0, 51 Выполнено сс 300 57,2 51,5 10, 8
25 С 0, 61 сс 600 61,0 56,5 9, 3
26 С 0, 61 Выполнено сс 600 62, 5 56,5 10, 9
27 С 0, 61 Выполнено сс 600 60, 5 56, 5 11,0
28 с 0, 61 Выполнено сс 600 62, 0 56, 5 11,0
29 ΰ 0, 61 1С 250 60, 5 56, 5 9, 5
30 с 0, 61 1С 250 61, 0 56, 5 9, 5
31 н 0, 40 сс 100 54 , 9 46, 0 9,5
32 н 0,40 Выполнено сс 100 55,1 46, 0 10, 6
33 н 0,40 Выполнено сс 100 55,6 46, 0 10,7
34 I 0, 40 сс 100 48,8 46, 0 9, 5
35 I 0,40 Выполнено сс 100 51,0 46, 0 11, 1
- 20 025937
Таблица 4
Примеры Тип стали С (в массовых процентах) Нормализация Способ охлаждения Тсс ίο) АТ1С го Твердость нес ЕЗ Номер Размера зерна
36 I 0,40 Выполнено СС 100 52,5 46,0 11, 0
37 г 0,40 СС 100 52,8 46, 0 9,4
38 а 0, 40 Выполнено СС 100 53,0 46, 0 11,0
39 0 0,40 Выполнено СС 100 52, 6 46, 0 11, 2
40 к 0, 50 СС 100 60,2 51, 0 9, 3
41 к 0,50 Выполнено ' СС 100 60,3 51,0 10, 8
42 ь 0,50 Выполнено СС 100 60,4 51,0 10, 6
43 м 0, 60 СС 600 58,5 56, 0 8,6
44 N 0, 61 СС 600 59,5 56, 5 8,8
45 0 0, 60 СС 600 60, 2 56, 0 8,5
46 Р 0, 59 СС 600 58,0 55,5 9, 2
47 0 0, 62 СС 600 61, 0 57,0 3,8
48 к 0, 56 СС 300 57,0 54,0 8,7
49 5 0,71 1С 250 63,0 61,5 9, 5
50 Т 0, 36 СС 100 51,0 44,0 9, 6
51 п 0 50 СС 100 53,0 С1 Л 3 5
52 е 0,61 1С 250 62, 5 56,5 9, 5
53 ΰ 0,61 ±с 300 62,0 56, 5 9 г 5
54 А 0,50 СС 1000 48,0 51,0 9,4
55 £ 0, 61 СС 1000 53, 5 56, 5 9,5
56 С 0, 61 1С 400 52,0 56, 5 9, 4
57 м 0,60 СС 1000 51,5 56,0 9, 5
58 σ 0, 40 СС 1000 42,0 46, 0 9, 3
59 V 0,27 СС 100 49,5 9, 5
60 и 0,59 СС 600 58,5 55, 5 9, 6
61 X 0, 60 СС 600 60,0 56,0 9,2
62 Ύ 0,59 СС 600 61, 0 55, 5 9, 7
63 Ζ 0,49 СС 100 58,7 50,5 9, 6
64 АА . 0,50 СС 100 59, 8 51,0 9, 5
65 АВ 0,40 СС 100 53, 0 46, 0 9, 4
66 АС 0,40 . СС 100 54,6 46, 0 9, 5
67 АВ 0,27 СС 100 48,2 39,5 9, 3
68 АЕ 0,58 СС 600 59, 0 55,0 9(4
69 АЕ 0,50 СС 600 59, 5 51,0 9,6
70 АС 0, 49 СС 600 59,0 50, 5 9,5
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
- 21 025937
Таблица 5
Примеры Тип стали Отпуск ни ( ) В1 М2С (единиц/ мкм2) Предел текучести (МПа} Испытание на 53С
Температура <°С) Время (мин.) Ванна А Ванна В ι
1 А 710 30 0, 41 0,29 20 912 Не обнаружено Не обнаружено
2 А 720 30 0, 40 0, 28 20 896 Не обнаружено Не обнаружено
3 А 700 30 0,44 0, 31 10 923 Не обнаружено Не обнаружено
4 А 710 30 0,40 0,28 20 890 Не обнаружено Не обнаружено
5 Б 710 30 0, 42 0, 29 30 915 Не обнаружено Не обнаружено
б В 720 30 0, 38 0, 27 20 378 Не обнаружено Не обнаружено
Ί В 700 30 0,45 0, 32 20 938 Не обнаружено Не обнаружено
8 в 710 30 0,38 0, 27 20 917 Не обнаружено Не обнаружено
9 с 710 30 0,40 0, 28 40 912 Не обнаружено Не обнаружено
10 с 720 30 0,36 0, 25 30 880 Не обнаружено Не обнаружено
11 с 700 30 0,42 0,30 40 946 Не обнаружено Не обнаружено
12 с 710 30 0,38 0,27 40 917 Не обнаружено Не обнаружено
13 0 710 30 0,36 0,25 40 903 Не обнаружено Не обнаружено
14 ϋ 720 30 0,33 0,23 60 882 Не обнаружено Не обнаружено
15 о 700 30 0,45 0,32 40 947 Не обнаружено Не обнаружено
1 б ΰ 710 Зи и, 41 0,29 50 923 Не обнаружено Не обнаружено
17 Е 710 30 0, 38 0,27 50 906 Не обнаружено Не обнаружено
16 В 7 20 30 0, 31 0,22 40 67 9 не оонаружено [ не обнаружено
19 Е 700 30 0, 42 0, 30 50 928 Не обнаружено Не обнаружено
20 Е 710 30 0,35 0,25 50 893 Не обнаружено Не обнаружено
21 Г 710 30 0,53 0,38 50 921 Не обнаружено Не обнаружено
22 Г 720 30 0,47 0,34 40 899 Не обнаружено Не обнаружено
23 г 700 30 0,49 0,35 50 932 Не обнаружено Не обнаружено
24 г 710 30 0,45 0,32 50 92 9 Не обнаружено Не обнаружено
25 0 720 30 0, 35 0,27 50 916 Не обнаружено Не обнаружено
26 с 700 30 0, 32 0,25 40 919 Не обнаружено Не обнаружено
27 с 710 30 0,40 0,31 50 963 Не обнаружено Не обнаружено
28 с 720 30 0, 20 0,16 60 924 Не обнаружено Не обнаружено
29 с 710 30 0,32 0, 25 50 940 Не обнаружено Не обнаружено
30 с 720 30 0, 40 0, 31 40 947 Не обнаружено Не обнаружено
31 н 700 30 0, 55 0,35 10 880 Не обнаружено Не обнаружено
32 н 700 30 0, 50 0, 32 20 918 Не обнаружено Не обнаружено
33 н 710 30 0, 45 0,28 10 899 Не обнаружено Не обнаружено
34 I 700 30 0,40 0,25 40 890 Не обнаружено Не обнаружено
1 35 I 700 30 0,31 0,20 40 885 Не обнаружено Не обнаружено
- 22 025937
Таблица 6
Примеры Тип стали Отпуск ни П Г1 м2с (единиц /мкм2) Предел текучести (МПа) Испытание на 55С
Температура (°С) Время (мин.) Ванна А Ванна В
36 I 710 30 0,46 0,29 50 893 Не обнаружено Не обнаружено
37 с 700 30 0, 51 0,32 50 895 Не обнаружено Не обнаружено
38 σ 700 30 0, 45 0,28 40 885 Не обнаружено Не обнаружено
39 σ 710 30 0,35 0,22 40 864 Не обнаружено Не обнаружено
40 к 700 30 0, 38 0,27 10 910 Не обнаружено Не обнаружено
41 к 700 30 0,45 0, 32 20 934 Не обнаружено Не обнаружено
42 п 710 30 0,42 0, 30 30 936 Не обнаружено Не обнаружено
43 м 680 60 0, 40 0, 31 10 930 Не обнаружено Не обнаружено
44 N 700 60 0, 38 0, 30 30 928 Не обнаружено Не обнаружено
45 0 710 30 0, 35 0,27 30 923 Не обнаружено Не обнаружено
46 Р 700 30 0,28 0,22 20 928 Не обнаружено Не обнаружено
47 Ω 710 30 0( 40 0, 31 40 922 Не обнаружено Не обнаружено
48 К 700 60 0,30 0,22 10 921 Не обнаружено Не обнаружено
49 5 710 3 0 0г 45 0, 38 30 918 Не обнаружено Не обнаружено
50 Т 680 60 0, 50 0, 30 30 875 Не обнаружено Не обнаружено
51 и 700 30 0, 37 0,26 20 915 Не обнаружено Не обнаружено
52 с 710 30 0, 38 0,30 40 930 Не обнаружено Не обнаружено
53 с 710 30 0,40 0,31 40 925 Не обнаружено Не обнаружено
54 А 640 30 0, 56 0, 40 0 879 Обнаружено Обнаружено
55 С 630 30 0, 51 0, 40 0 868 Обнаружено Обнаружено
56 С 620 30 0,52 0,41 0 868 Обнаружено Обнаружено
57 м 600 зо 0, 55 0,43 0 870 Обнаружено Обнаружено
58 и 600 30 0, 65 0, 41 0 888 Обнаружено Обнаружено
59 V 680 30 0, 55 0,29 10 870 Обнаружено Обнаружено
60 и 700 30 0, 42 0,32 30 886 Обнаружено Обнаружено
61 X 710 30 0, 38 0,29 40 872 Обнаружено Обнаружено
62 Υ 700 30 0, 44 0,34 30 389 Обнаружено Обнаружено
63 Ζ 710 30 0, 50 0,35 0 870 Обнаружено Обнаружено
64 АА 700 30 0,48 0,34 0 893 Обнаружено Обнаружено
65 АВ 690 30 0,58 0,37 0 870 Обнаружено Обнаружено
66 АС 690 30 0,55 0,35 0 890 Обнаружено Обнаружено
67 Αϋ 690 30 0, 53 0, 28 0 877 Обнаружено Обнаружено
68 АЕ 710 30 0, 45 0,34 30 880 Обнаружено Обнаружено
69 АГ 700 30 0, 52 0, 37 0 895 Обнаружено Обнаружено
70 АС 700 30 0, 52 0, 36 0 890 Обнаружено Обнаружено
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
Выполнено в столбце нормализация в табл. 3 и 4 обозначает, что выполнялась обработка нормализацией для стального материала соответствующего примера. СС в столбце способ охлаждения обозначает, что выполнялась закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения для стали соответствующего примера. 1С обозначает, что выполнялась закалка, включающая изотермическую обработку, для стали соответствующего примера. В столбце ТСС показано время прохождения в точке ТСС мартенситного превращения (в секундах) при обработке путем непрерывного охлаждения. В столбце АТ1С показана температура АТ1С остановки охлаждения (°С) первичного охлаждения при закалке, включающей изотермическую обработку. В столбце Твердость ИКС показана твердость по Роквеллу (ИКС) соответствующего примера. В столбце размер зерна показан размер бывшего аустенитного зерна соответствующего примера. В столбце Р3 показано Р3 (=50С+26), которое представляет собой значение правой стороны выражения 3. В столбце температура и столбце время столбца отпуск в табл. 5 и 6 показаны температура (°С) отпуска и время (в минутах) отпуска соответствующего примера соответственно. В столбце Н\У показана полная ширина на половине максимума (°) соответствующего примера. В столбце Р1 показано Р1 (=Н^хС1/2), которое представляет собой значение левой стороны выражения 1. В столбце М2С показано количество (единиц/мкм2) гексагональных карбидов М2С. В столбце Υ8 показан предел текучести (МПа) соответствующего примера.
В столбце Испытание на 88С показаны результаты испытания на устойчивость к 88С в ванне А и
- 23 025937 ванне В. Не обнаружено обозначает, что трещины не возникли. Обнаружено обозначает, что трещины возникли.
В дополнение, доля остаточного аустенита всех примеров 1-70 составляла 0%.
Со ссылкой на табл. 3 -6 можно увидеть, что все химические композиции стальных материалов примеров 1-53 находились в пределах диапазона химической композиции низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента изобретения. Более того, в стальных материалах примеров 1-53 значение Р1 составляло 0,38 или менее и удовлетворяло выражению 1. Более того, количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна (эквивалентный диаметр окружности) 1 нм или более, составляло 5 единиц/мкм2 или более в стальных материалах примеров 1-53. Более того, среднее значение аспектного отношения зернограничных карбидов составляло 3 или менее в стальных материалах примеров 1-53. В связи с этим при испытании на устойчивость к §§С трещины не наблюдались ни в ванне А, ни в ванне В в стальных материалах примеров 1-53.
В дополнение, размер зерна бывшего аустенитного зерна примеров (3, 4, 7, 8, 11, 12, 15, 16, 19, 20, 23, 24, 26-28, 32, 33, 35, 36, 38, 39, 41 и 42), в которых выполнялась обработка нормализацией, составлял 10 или более, и их зерна измельчались по сравнению с примерами, в которых обработка нормализацией не выполнялась, с использованием такого же типа стали (например, пример 1 или т.п. по сравнению с примером 4).
С другой стороны, в примерах 54, 55, 57 и 58 химическая композиция находилась в пределах диапазона изобретения, и выражение 2 удовлетворялось, но время прохождения в точке ТСС мартенситного превращения при закалке путем обработки путем непрерывного охлаждения превышало 600 с. Более того, температура отпуска была ниже 680°С. В связи с этим твердость по Роквеллу была ниже значения Р3 и не удовлетворяла выражению 3 в закаленном материале, а значение Р1 превышало 0,38 и не удовлетворяло выражению 1. В дополнение, количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. Соответственно, в примерах 54, 55, 57 и 58 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к §§С и в ванне А, и в ванне В. В дополнение, стали, которые отпускались при 720°С в течение 30 мин, подготавливались с использованием сталей, которые закаливались при таком же условии, как и примеры 54, 55, 57 и 58. Однако предел текучести сталей не составлял 758 или более, так, что другие оценки не проводились.
В примере 56 химическая композиция находилась в пределах диапазона изобретения, и выражение удовлетворялось. Однако температура АТ1С остановки охлаждения при закалке, включающей изотермическую обработку, была выше 300°С. Более того, температура отпуска составляла менее 680°С. В связи с этим, твердость по Роквеллу не удовлетворяла выражению 3 в закаленном материале, а значение Р1 превышало 0,38 и не удовлетворяло выражению 1. В дополнение, количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. Соответственно, в примере 56 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к §§С и в ванне А, и в ванне В.
В примере 59 содержание С было меньше нижнего предела содержания С изобретения. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к §§С и в ванне А, и в ванне В. Предполагается, что содержание С является недостаточным, и, таким образом, зернограничные карбиды не достаточно сфероидизируются.
В примере 60 содержание Мп превышает верхний предел изобретения. В примере 61 содержание Р превышает верхний предел изобретения. В примере 62 содержание δ превышает верхний предел изобретения. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к δδС и в ванне А, и в ванне В. Предполагается, что избыточные Мп, Р и δ скапливаются на границах зерен и, таким образом, уменьшается устойчивость к δδΟ.
В примерах 63, 65 и 66 содержание Мо было меньше нижнего предела изобретения. В связи с этим, количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. В связи с этим в примерах 63, 65 и 66 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к δδС и в ванне А, и в ванне В.
В примерах 64, 69 и 70 химическая композиция находилась в пределах диапазона изобретения, но выражение 2 не удовлетворялось. В дополнение, количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. В связи с этим в примерах 64, 69 и 70 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к δδС и в ванне А, и в ванне В.
В примере 67 содержание С было меньше нижнего предела изобретения, и выражение 2 не удовлетворялось. В связи с этим количество гексагональных карбидов М2С, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к δδС и в ванне А, и в ванне В.
В примере 68 А1 не включался в стальной материал, а содержание О превышало верхний предел изобретения. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к δδС и в ванне А, и в ванне В.
Результат испытания ЭСВ.
Производственные условия и результаты испытания ОСВ показаны в табл. 7 и 8. Более того, способ обозначения и сокращения в табл. 7 и 8 соответствуют табл. 3-6.
- 24 025937
Таблица 7
Примеры Тип стали с (в . массовых процентах) Нормализация Способ охлаждения Тсс <С) АТ1С ( °С) Твердость НВС гз Номер ( Размера зерна
71 Ά 0, 50 СС 100 59, 9 51,0 9, 5
72 В 0,49 СС 100 59, 8 50, 5 9/ 5
73 С 0, 50 СС 100 58,7 51,0 9, 6
74 В 0, 49 СС 100 58,3 50,5 9, 3
75 Е 0, 50 СС 100 57,9 51, 0 9, 8
76 Г 0,51 СС 300 57,0 51, 5 9,5
77 С 0,61 СС 600 61,0 56, 5 9,3
78 н 0,40 Выполнено СС 100 54,9 46, 0 10, 9
79 I 0,40 СС 100 48,8 46, 0 9, 5
80 σ 0,40 СС 100 52,8 46, 0 9, 4
81 к 0,50 СС 100 60, 2 51,0 9,3
82 ь 0,50 Выполнено СС 100 60, 4 51,0 10, 6
83 м 0, 60 СС 600 58, 5 56, 0 8,6
84 N 0, 61 СС 600 59, 5 56, 5 8, 8
85 0 0, 60 СС 600 60, 2 56, 0 8, 5
О К о 0 59 СС 600 1 58,. 0 55, 5 9,2 1
87 <3 0,62 СС 600 61,0 57,0 8,8
6а к и, 56 СС зоо 57,0 54,0 8,7
89 5 0, 71 1С 250 63,0 61,5 9, 5
90 Т 0,36 СС 100 51,0 44,0 9, 6
91 и 0,50 СС 100 58, 0 51,0 9, 5
92 с 0, 61 1С 250 62, 5 56, 5 9, 5
93 с 0, 61 1С 300 62,0 56,5 9, 3
94 А . 0,50 СС 1000 48, 0 51,0 9, 4
95 С 0, 61 СС 1000 53, 5 56, 5 9, 5
96 С 0, 61 1С 400 52,0 56,5 9, 4
97 σ 0, 40 СС 1000 42, 0 46, 0 9, 3
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
Таблица 8
Примеры Тип стали Отпуск нн Ο Г1 МгС (единиц/ мкм2) Предел текучести (МПа) К1ЕЕС (кзЫ1п)
Температура ГС) Время (мин.)
71 А 730 30 0, 36 0,25 20 830 25, 5
72 В 730 30 0, 37 0,26 30 831 26,4
73 С 730 30 0, 35 0,25 40 825 30,5 '
74 □ 730 30 0,31 0,22 30 831 28,5
75 Е 730 30 0, 33 0,23 40 826 29, 2
76 Г 730 30 0, 42 0, 30 40 818 29
77 С 730 30 0, 30 0,23 50 835 31
78 н 730 30 0, 40 0,25 10 833 26, 4
79 I 730 30 0,35 0,22 40 820 26, 5
80 с 730 30 0,41 0,26 50 831 27, 5
81 к 730 30 0,33 0, 23 20 805 29, 5
82 ь 730 30 0,37 0, 26 40 838 26, 8
83 м 730 30 0,35 0, 27 10 856 27, 8
84 N 730 30 0, 33 0,26 30 819 28
85 О 730 30 0, 30 0,23 30 823 27,7
86 Р 730 30 0,25 . 0,19 20 808 29
87 0 730 ' 30 0, 30 0,24 40 821 28,5
- 25 025937
88 К 730 30 0,25 0,19 20 830 28,9
89 5 730 30 0, 35 0,29 30 825 29
90 Т 730 30 0,40 0,24 30 834 28
91 и 730 30 0,32 0, 23 20 836 27,9
92 с 730 30 0, 30 0, 23 40 830 29, 5
93 с 730 30 0, 33 0,26 40 825 30,5
94 А 620 30 0,56 0, 40 0 802 24,5
95 С 630 30 0, 56 0, 44 0 808 23
96 С 630 30 0, 52 0, 41 0 795 23,7
97 σ 600 30 0, 65 0,41 0 780 20, 8
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.

Claims (16)

  1. ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
    1. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем сталь содержит в качестве химической композиции, в мас.%:
    С: более 0,35-1,00; δί: 0,05-0,5;
    Мп: 0,05-1,0;
    А1: 0,005-0,10;
    Мо: более 1,0-10;
    Р: 0,025 или менее; δ: 0,010 или менее;
    О: 0,01 или менее;
    Ν: 0,03 или менее;
    Сг: 0-2,0;
    V: 0-0,30;
    \Ь: 0-0,1;
    Τί: 0-0,1;
    Ζγ: 0-0,1;
    Са: 0-0,01;
    В: 0-0,003;
    остаток, состоящий из Ре и примесей, в которой, когда полная ширина на половине максимума дифракционного пика для кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы, которая получена путем рентгеновской дифракции, представляет собой НГС в градусах, полная ширина на половине максимума НГС и содержание углерода, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 1:
    НГСхС1/2<0,38 (выражение 1), содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 2:
    СхМо>0,6 (выражение 2), количество карбидов М2С, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм2, а предел текучести составляет 758 МПа или более.
  2. 2. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1, причем сталь включает в качестве химической композиции Сг: 0,1-2,0 мас.%.
  3. 3. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1 или 2, причем сталь включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
  4. 4. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-3, причем сталь включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из \Ь: 0,002-0,1;
    Τί: 0,002-0,1;
    Ζγ: 0,002-0,1.
  5. 5. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-4, причем сталь включает в качестве химической композиции Са: 0,0003-0,01 мас.%.
  6. 6. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-5, причем сталь включает в качестве химической композиции В: 0,0003-0,003 мас.%.
  7. 7. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем способ содержит процесс горячей обработки, при котором выполняют горячую обработку стальной заготовки, кото- 26 025937 рая включает в качестве химической композиции, в мас.%:
    С: более 0,35-1,00;
  8. 8ΐ: 0,05-0,5;
    Мп: 0,05-1,0;
    А1: 0,005-0,10;
    Мо: более 1,0-10;
    Р: 0,025 или менее;
    8: 0,010 или менее;
    О: 0,01 или менее;
    Ν: 0,03 или менее;
    Сг: 0-2,0;
    V: 0-0,30;
    \Ь: 0-0,1;
    Τι: 0-0,1;
    Ζγ: 0-0,1;
    Са: 0-0,01;
    В: 0-0,003;
    остаток, состоящий из Ре и примесей, и в котором содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют выражению 2, чтобы получать стальной материал;
    процесс закалки, при котором выполняют закалку стального материала после процесса горячей обработки;
    процесс отпуска, при котором выполняют отпуск стального материала после процесса закалки в диапазоне температуры от 680°С до точки А^, причем
    СхМо>0,6 (выражение 2).
    8. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки стальной материал после процесса горячей обработки закаливают путем непрерывного охлаждения при условии, что время, занимаемое от начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения, составляет 100-600 с.
  9. 9. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки в качестве первой обработки охлаждением стальной материал после процесса горячей обработки охлаждают при условии, что скорость охлаждения с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°С, составляет 0,7°С/с или более, в качестве изотермической обработки стальной материал после первой обработки охлаждением выдерживают в условии диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения Мб, до 300°С, и в качестве второй обработки охлаждением стальной материал после изотермической обработки охлаждают.
  10. 10. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-9, в котором в процессе закалки, когда твердость по Роквеллу по шкале С в центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой НКС, стальной материал закаливают при условии, что твердость по Роквеллу НКС удовлетворяет следующему выражению 3:
    НКС>50хС+26 (выражение 3).
  11. 11. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-10, дополнительно содержащий этап, на котором выполняют процесс нормализации стального материала после процесса горячей обработки и до процесса закалки.
  12. 12. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-11, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Сг: 0,1-2,0 мас.%.
  13. 13. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-12, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
  14. 14. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-13, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из \Ь: 0,002-0,1;
    Τι: 0,002-0,1;
    Ζγ: 0,002-0,1.
  15. 15. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-14, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Са: 0,0003-0,01 мас.%.
  16. 16. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-15, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции В: 0,0003-0,003
    - 27 025937 мас.%.
EA201492150A 2012-06-20 2013-06-17 Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства EA025937B1 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012138650 2012-06-20
PCT/JP2013/066585 WO2013191131A1 (ja) 2012-06-20 2013-06-17 油井管用鋼及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EA201492150A1 EA201492150A1 (ru) 2015-03-31
EA025937B1 true EA025937B1 (ru) 2017-02-28

Family

ID=49768727

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EA201492150A EA025937B1 (ru) 2012-06-20 2013-06-17 Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства

Country Status (14)

Country Link
US (1) US10407758B2 (ru)
EP (1) EP2865775B1 (ru)
JP (1) JP5522322B1 (ru)
CN (1) CN104395489B (ru)
AR (1) AR091475A1 (ru)
BR (1) BR112014030346B1 (ru)
CA (1) CA2872854C (ru)
EA (1) EA025937B1 (ru)
ES (1) ES2690121T3 (ru)
IN (1) IN2014DN09191A (ru)
MX (1) MX363648B (ru)
SA (1) SA113340652B1 (ru)
UA (1) UA115060C2 (ru)
WO (1) WO2013191131A1 (ru)

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2016009009A (es) * 2014-06-09 2017-01-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleacion para un pozo petrolifero.
AR101200A1 (es) * 2014-07-25 2016-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleación para pozo de petróleo
AR101683A1 (es) * 2014-09-04 2017-01-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de pared gruesa para pozo de petróleo y método de producción del mismo
WO2016038810A1 (ja) * 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
ES2719981T3 (es) 2014-10-01 2019-07-17 Nippon Steel Corp Material de acero de alta resistencia para pozos petroleros y productos tubulares de campos petroleros
WO2016079908A1 (ja) * 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
AU2015361346B2 (en) * 2014-12-12 2019-02-28 Nippon Steel Corporation Low-alloy steel for oil well pipe and method for manufacturing low-alloy steel oil well pipe
JP6432807B2 (ja) 2015-06-22 2018-12-05 日立金属株式会社 高速度工具鋼鋼材の製造方法、高速度工具鋼製品の製造方法および高速度工具鋼製品
JP6737102B2 (ja) * 2015-09-25 2020-08-05 日本製鉄株式会社 鋼材及び摺動部品、並びに鋼材の製造方法
JP6648659B2 (ja) * 2015-09-28 2020-02-14 日本製鉄株式会社 機械構造用部品
EP3425078B1 (en) * 2016-03-04 2020-03-25 Nippon Steel Corporation Steel material and oil-well steel pipe
CN108779529B (zh) 2016-03-04 2020-07-31 日本制铁株式会社 钢材和油井用钢管
JP2017166019A (ja) * 2016-03-16 2017-09-21 新日鐵住金株式会社 高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法
CA3039038A1 (en) * 2016-10-06 2018-04-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel material, oil-well steel pipe, and method for producing steel material
EP3575428A4 (en) * 2017-01-24 2020-07-22 Nippon Steel Corporation STEEL MATERIAL AND ITS MANUFACTURING PROCESS
CA3066342C (en) * 2017-06-09 2021-07-13 Nippon Steel Corporation Austenitic alloy pipe and method for producing same
AR114708A1 (es) * 2018-03-26 2020-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
AR114712A1 (es) * 2018-03-27 2020-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
US11643712B2 (en) * 2018-04-09 2023-05-09 Nippon Steel Corporation Steel pipe and method for producing steel pipe
AR118070A1 (es) * 2019-02-15 2021-09-15 Nippon Steel Corp Material de acero adecuado para uso en ambiente agrio
RU2719618C1 (ru) * 2019-12-04 2020-04-21 Акционерное общество "Первоуральский новотрубный завод" (АО "ПНТЗ") Горячекатаная бесшовная насосно-компрессорная труба повышенной эксплуатационной надежности для нефтепромыслового оборудования
BR112022012405A2 (pt) * 2019-12-26 2022-08-30 Jfe Steel Corp Tubo de aço sem emendas de alta resistência e método para fabricar o mesmo
CN115698358B (zh) * 2020-04-01 2023-08-29 日本制铁株式会社 钢材
CN113186468B (zh) * 2021-04-30 2022-04-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高持久性能石油裂化管用钢及其热处理方法和生产方法
WO2024071354A1 (ja) * 2022-09-29 2024-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 水素中の疲労特性に優れた鋼管とその製造方法、鋼材およびその製造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11286720A (ja) * 1998-04-03 1999-10-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JP2005350754A (ja) * 2004-06-14 2005-12-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP2006265657A (ja) * 2005-03-24 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
JP2007016291A (ja) * 2005-07-08 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
WO2010150915A1 (ja) * 2009-06-24 2010-12-29 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およびその製造方法
JP2012026030A (ja) * 2010-06-21 2012-02-09 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232220A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法
JPH06104849B2 (ja) 1986-04-25 1994-12-21 新日本製鐵株式会社 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法
JP3358135B2 (ja) 1993-02-26 2002-12-16 新日本製鐵株式会社 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法
US5938865A (en) * 1995-05-15 1999-08-17 Sumitomo Metal Industries, Ltc. Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance
JP3755163B2 (ja) 1995-05-15 2006-03-15 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
JP4134377B2 (ja) 1998-05-21 2008-08-20 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JP3562353B2 (ja) 1998-12-09 2004-09-08 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP2000119798A (ja) 1998-10-13 2000-04-25 Nippon Steel Corp 硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼及び油井用鋼管
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP4058840B2 (ja) 1999-04-09 2008-03-12 住友金属工業株式会社 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP3680628B2 (ja) 1999-04-28 2005-08-10 住友金属工業株式会社 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法
AR023265A1 (es) * 1999-05-06 2002-09-04 Sumitomo Metal Ind Material de acero de elevada resistencia para un pozo petrolero, excelente en el craqueo de la tension de sulfuros y metodo para producir un material deacero de elevada resistencia.
AR047467A1 (es) 2004-01-30 2006-01-18 Sumitomo Metal Ind Tubo de acero sin costura para pozos petroliferos y procedimiento para fabricarlo
JP4135691B2 (ja) 2004-07-20 2008-08-20 住友金属工業株式会社 窒化物系介在物形態制御鋼
JP4973663B2 (ja) * 2007-03-30 2012-07-11 住友金属工業株式会社 低合金油井管用鋼および継目無鋼管
JP4251229B1 (ja) * 2007-09-19 2009-04-08 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス環境用低合金鋼および高圧水素用容器
CN101343715B (zh) 2008-09-03 2011-07-13 天津钢管集团股份有限公司 高强高韧x70厚壁无缝管线钢及制造方法
FR2942808B1 (fr) * 2009-03-03 2011-02-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
JP4926255B2 (ja) * 2010-02-12 2012-05-09 株式会社フジタ プレキャストコンクリート部材の連結固定構造
JP5177323B2 (ja) 2010-03-11 2013-04-03 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法
FR2960883B1 (fr) * 2010-06-04 2012-07-13 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures
CN104039989B (zh) 2012-03-07 2015-11-25 新日铁住金株式会社 硫化物应力开裂耐性优异的高强度钢材的制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11286720A (ja) * 1998-04-03 1999-10-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JP2005350754A (ja) * 2004-06-14 2005-12-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP2006265657A (ja) * 2005-03-24 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
JP2007016291A (ja) * 2005-07-08 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
WO2010150915A1 (ja) * 2009-06-24 2010-12-29 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およびその製造方法
JP2012026030A (ja) * 2010-06-21 2012-02-09 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2013191131A1 (ja) 2016-05-26
EP2865775A1 (en) 2015-04-29
SA113340652B1 (ar) 2016-04-13
BR112014030346A2 (pt) 2017-06-27
CN104395489A (zh) 2015-03-04
EP2865775B1 (en) 2018-08-08
MX363648B (es) 2019-03-28
EP2865775A4 (en) 2015-08-19
ES2690121T3 (es) 2018-11-19
EA201492150A1 (ru) 2015-03-31
CN104395489B (zh) 2017-04-26
US10407758B2 (en) 2019-09-10
BR112014030346B1 (pt) 2020-05-05
US20150114527A1 (en) 2015-04-30
WO2013191131A1 (ja) 2013-12-27
MX2014015819A (es) 2015-03-05
CA2872854C (en) 2017-08-29
AU2013278437B2 (en) 2016-05-19
CA2872854A1 (en) 2013-12-27
AR091475A1 (es) 2015-02-04
IN2014DN09191A (ru) 2015-07-10
AU2013278437A1 (en) 2014-11-20
UA115060C2 (uk) 2017-09-11
JP5522322B1 (ja) 2014-06-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EA025937B1 (ru) Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства
CA2955170C (en) Low alloy oil-well steel pipe
JP5333700B1 (ja) 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼及び低合金油井管用鋼の製造方法
JP6172391B2 (ja) 低合金油井用鋼管
AU2015331943B2 (en) Low alloy oil-well steel pipe
AU2014294080A1 (en) High-strength steel material for oil well and oil well pipes
EP3330398B1 (en) Steel pipe for line pipe and method for manufacturing same
EP3133182A1 (en) Hot-rolled wire
JP5796369B2 (ja) 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法
AU2013278437B9 (en) Steel for oil well pipe, and method for producing same
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
JP2013007079A (ja) 耐サワー性能に優れた調質型低降伏比厚鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
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): AM BY KG TJ TM

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