EA029884B1 - Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин и способ ее изготовления - Google Patents
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин и способ ее изготовления Download PDFInfo
- Publication number
- EA029884B1 EA029884B1 EA201690267A EA201690267A EA029884B1 EA 029884 B1 EA029884 B1 EA 029884B1 EA 201690267 A EA201690267 A EA 201690267A EA 201690267 A EA201690267 A EA 201690267A EA 029884 B1 EA029884 B1 EA 029884B1
- Authority
- EA
- Eurasian Patent Office
- Prior art keywords
- less
- steel pipe
- content
- hollow shell
- steel
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 122
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 122
- 239000003129 oil well Substances 0.000 title claims abstract description 62
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 43
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 19
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title abstract 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title abstract 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 33
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 25
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 24
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 14
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 54
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 53
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 53
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 34
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 32
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 5
- 239000002253 acid Substances 0.000 claims description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 4
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 13
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 9
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 abstract description 4
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 abstract 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 32
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 32
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 27
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 22
- 239000000428 dust Substances 0.000 description 22
- 230000008569 process Effects 0.000 description 19
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 18
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 14
- 239000000047 product Substances 0.000 description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 7
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 7
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 7
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 7
- 239000007858 starting material Substances 0.000 description 7
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 7
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 6
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 5
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 5
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 4
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 4
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 235000014121 butter Nutrition 0.000 description 3
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 3
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 3
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 241000735552 Erythroxylum Species 0.000 description 2
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 235000008957 cocaer Nutrition 0.000 description 2
- ZPUCINDJVBIVPJ-LJISPDSOSA-N cocaine Chemical compound O([C@H]1C[C@@H]2CC[C@@H](N2C)[C@H]1C(=O)OC)C(=O)C1=CC=CC=C1 ZPUCINDJVBIVPJ-LJISPDSOSA-N 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 2
- -1 include cementite Chemical class 0.000 description 2
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000001476 alcoholic effect Effects 0.000 description 1
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 150000002431 hydrogen Chemical class 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 125000000896 monocarboxylic acid group Chemical group 0.000 description 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229920000642 polymer Polymers 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 238000009785 tube rolling Methods 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
- C21D9/085—Cooling or quenching
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- 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
- C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
-
- 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
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
- C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B19/00—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work
- B21B19/02—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work the axes of the rollers being arranged essentially diagonally to the axis of the work, e.g. "cross" tube-rolling ; Diescher mills, Stiefel disc piercers or Stiefel rotary piercers
- B21B19/04—Rolling basic material of solid, i.e. non-hollow, structure; Piercing, e.g. rotary piercing mills
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B19/00—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work
- B21B19/02—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work the axes of the rollers being arranged essentially diagonally to the axis of the work, e.g. "cross" tube-rolling ; Diescher mills, Stiefel disc piercers or Stiefel rotary piercers
- B21B19/06—Rolling hollow basic material, e.g. Assel mills
- B21B19/10—Finishing, e.g. smoothing, sizing, reeling
-
- 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)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
В изобретении представлена низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, которая имеет предел текучести, составляющий 965 МПа (140 ksi) или более, и надежно проявляет превосходную устойчивость к растрескиванию под действием напряжений в судьфидосодержащей среде (SSC). Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет химический состав, включающий (мас.%): C от 0,40 до 0,65%, Si от 0,05 до 0,50%, Mn от 0,10 до 1,00%, Р 0,020% или менее, S 0,0020% или менее, Cu 0,15% или менее, Cr от 0,40 до 1,50%, Mo от 0,50 до 2,50%, V от 0,05 до 0,25%, Ti от 0 до менее чем 0,01%, Nb от 0,01 до 0,2%, растворимый Al от 0,010 до 0,100%, N 0,006% или менее, B от 0 до 0,0015% и Ca от 0 до 0,003%, причем остальное составляет Fe и примеси; и структуру, состоящую из отпущенного мартенсита и от 0 до менее чем 2 об.% остаточного аустенита, причем номер размера зерен для бывших аустенитных зерен в структуре составляет 9, 0 или более, и в отпущенном мартенсите эквивалентный диаметр круга субструктуры, которую окружает граница, имеющая разориентацию зерен 15° или более и состоящая из границ пакетов, границ блоков и границ реек, составляет 3 мкм или менее.
Description
изобретение относится к стальной трубе для нефтяных скважин и к способу ее изготовления и, более конкретно, относится к низколегированной стальной трубе для нефтяных скважин, используемой, например, в качестве обсадной трубы или насосно-компрессорной трубы для нефтяных скважин или газовых скважин, и к способу ее изготовления.
Предшествующий уровень техники
При увеличении глубины нефтяных скважин и газовых скважин (далее нефтяные скважины и газовые скважины в совокупности называются для упрощения "нефтяные скважины") возникает необходимость увеличения прочности стальных труб для нефтяных скважин. Традиционно широкое применение имеют стальные трубы для нефтяных скважин класса 80 кы (предел текучести составляет от 80 до 95 Κκί. то есть от 551 до 654 МПа) и класса 95 км (предел текучести составляет от 95 до 110 кь1. то есть от 654 до 758 МПа). Однако в последнее время началось применение стальных труб для нефтяных скважин класса 110 км (предел текучести составляет от 110 до 125 кь1. то есть от 758 до 862 МПа).
Во многих из недавно разработанных глубоких скважин содержится сероводород, который вызывает коррозию. Таким образом, стальные трубы для нефтяных скважин должны иметь не только высокую прочность, но также устойчивость к растрескиванию под действием напряжений в судьфидосодержащей среде (далее называется "устойчивость к 88С").
В целях повышения устойчивости к §§С традиционных стальных труб для нефтяных скважин класса от 95 до 110 км известные способы включают рафинирование стали и создание более мелкозернистой структуры стали. Например, в публикации японской патентной заявки № 62-253720 предлагается способ повышения устойчивости к §§С посредством сокращения содержания примесных элементов, таких как Мп и Р. В публикации японской патентной заявки № 59-232220 предлагается способ повышения устойчивости к §§С посредством осуществления двукратной закалки в целях уменьшения размера зерен.
В ответ на требование повышенной прочности стальных труб для нефтяных скважин в последнее время началось применение стальных труб для нефтяных скважин класса 125 км (предел текучести от 862 до 965 МПа). Кроме того, наблюдается увеличение потребности в стальных трубах для нефтяных скважин класса 140 км (предел текучести 965 МПа) или выше.
По мере увеличения прочности повышается вероятность возникновения растрескивание под действием напряжений в судьфидосодержащей среде (§§С). Таким образом, стальные трубы для нефтяных скважин класса 140 км или выше должны иметь более высокую устойчивость к §§С по сравнению с традиционными стальными трубами для нефтяных скважин класса 95 км. класса 110 к§1 и класса 125 км.
В каждой из публикаций японских патентных заявок №№ 6-322478, 8-311551, 11-335731, 2000178682, 2000-256783, 2000-297344, 2000-119798, 2005-350754 и 2006-265657 предлагаются способы повышения устойчивости к §§С стали для высокопрочных труб нефтяных скважин.
В публикации японской патентной заявки № 6-322478 предлагается способ повышения устойчивости к §§С стальных изделий класса 125 Κκί посредством создания более тонкой структуры стали в процессе термической обработки с использованием индукционного нагрева. В публикации японской патентной заявки № 8-311551 предлагается способ повышения устойчивости к §§С стальных труб категорий от 110 до 140 км посредством повышения закаливаемости с использованием процесса прямой закалки и увеличения температуры отпуска. В публикации японской патентной заявки № 11-335731 предлагается способ повышения устойчивости к §§С низколегированной стали категорий от 110 до 140 Κκί посредством внесения изменений в химический состав для обеспечения оптимально состава. В каждой из публикаций японских патентных заявок №№ 2000-178682, 2000-256783 и 2000-297344 предлагается способ повышения устойчивости к §§С низколегированной стали для труб нефтяных скважин категорий от 110 до 140 км посредством регулирования форм карбидов. В публикации японской патентной заявки № 2000-119798 предлагается способ увеличения времени возникновения §§С в стальных изделиях категорий от 110 до 125 км посредством выделения в большом количестве тонкодисперсных карбидов ванадия. В публикации японской патентной заявки № 2005-350754 предлагается способ повышения устойчивости к §§С стальной трубы для нефтяных скважин класса 125 Κκί или выше посредством регулирования и установления желательных уровней плотности дислокаций и коэффициента диффузии водорода. В публикации японской патентной заявки № 2006-265657 предлагается способ повышения устойчивости к §§С стали для труб нефтяных скважин класса 125 км или выше посредством создания однофазной бейнитной структуры, которая образуется при повышении содержания углерода в стали, причем для этого осуществляются водяное охлаждение, прекращение водяного охлаждения при температуре от 400 до 600°С и изотермическая трансформационная термическая обработка (закалка с выдерживанием в бейнитной области) при температуре от 400 до 600°С.
Документы предшествующего уровня техники.
Патентные документы.
Патентный документ 1: публикация японской патентной заявки № 62-253720.
Патентный документ 2: публикация японской патентной заявки № 59-232220.
Патентный документ 3: публикация японской патентной заявки № 6-322478.
Патентный документ 4: публикация японской патентной заявки № 8-311551.
- 1 029884
Патентный документ 5: публикация японской патентной заявки № 11-335731.
Патентный документ 6: публикация японской патентной заявки № 2000-178682.
Патентный документ 7: публикация японской патентной заявки № 2000-256783.
Патентный документ 8: публикация японской патентной заявки № 2000-297344.
Патентный документ 9: публикация японской патентной заявки № 2000-119798.
Патентный документ 10: публикация японской патентной заявки № 2005-350754.
Патентный документ 11: публикация японской патентной заявки № 2006-265657.
Сущность изобретения
Однако любая из технологий, которые описаны в этих патентных документах, может оказаться непригодной для изготовления стальной трубы для нефтяных скважин, которая имеет предел текучести, составляющий 140 кы или более, и надежно проявляет превосходную устойчивость к §§С.
Задача настоящего изобретения заключается в том, чтобы предложить низколегированную стальную трубу для нефтяных скважин, которая имеет предел текучести, составляющий 965 МПа (140 кЩ) или более и надежно проявляет превосходную устойчивость к §§С.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет химический состав, состоящий из (мас.%): С от 0,40 до 0,65%, δί от 0,05 до 0,50%, Мп от 0,10 до 1,00%, Р 0,020% или менее, δ 0,0020% или менее, Си 0,15% ИЛИ менее, Сг от 0,40 до 1,50%, Мо от 0,50 до 2,50%, V от 0,05 до 0,25%, Τί от 0 до менее чем 0,01%, N6 от 0,01 до 0,2%, растворимый А1 от 0,010 до 0,100%, N от 0,006% или менее, В от 0 до 0,0015% и Са от 0 до 0,003%, причем остальное составляет Ре и примеси, и структуру, которую состоит из отпущенного мартенсита и от 0 до менее чем 2 об.% остаточного аустенита. Номер размера зерен для бывших аустенитных зерен в структуре составляет 9,0 или более, и в отпущенном мартенсите эквивалентный диаметр круга субструктуры, которую окружает граница, имеющая разориентацию зерен 15° или более и состоящая из границ пакетов, границ блоков и границ реек, составляет 3 мкм или менее.
Способ изготовления низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению содержит стадию горячей обработки, на которой подвергается горячей обработке исходный материал, имеющий описанный выше химический состав, и образуется полая оболочка, стадию окончательной закалки, на которой полая оболочка подвергается закалке при скорость охлаждения, составляющей от 1°С/с до менее чем 15°С/с, когда температура полой оболочки составляет от 500°С до 100°С, и температура полой оболочки, при которой прекращается охлаждение, составляет 100°С или менее, и стадию отпуска закаленной полой оболочки.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет предел текучести, составляющий 965 МПа (140 к81) или более, и надежно проявляет превосходную устойчивость к δδΟ
Краткое описание чертежей
Фиг. 1 иллюстрирует карту границ между бывшими аустенитными зернами структуры, в которой субструктуры имеют диаметр зерен, составляющий 2,6 мкм.
Фиг. 2 иллюстрирует карту высокоугловых межзеренных границ структуры, в которой субструктуры имеют диаметр зерен, составляющий 2,6 мкм.
Фиг. 3 иллюстрирует карту границ между бывшими аустенитными зернами структуры, в которой субструктуры имеют диаметр зерен, составляющий 4,1 мкм.
Фиг. 4 иллюстрирует карту высокоугловых межзеренных границ структуры, в которой субструктуры имеют диаметр зерен, составляющий 4,1 мкм.
Описание вариантов осуществления.
Далее будет подробно описан вариант осуществления настоящего изобретения. В настоящем описании "%" означает "мас.%", если не определено другое условие.
Авторы настоящего изобретения исследовали и изучили устойчивость к δδС низколегированных стальных труб для нефтяных скважин, у которых предел текучести составляет 965 МПа или более, и обнаружили следующие факты.
(1) Чтобы получилась высокопрочная низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, которая надежно проявляет превосходную устойчивость к δδ^ оказывается эффективным использование стали, имеющей высокое содержание С, составляющее 0,40% или более. Причины этого разъясняются ниже.
Как правило, низколегированная стальная труба для нефтяных скважин изготавливается таким образом, чтобы иметь металлическую структуру, которую составляет, главным образом, отпущенный мартенсит, посредством закалки и отпуска после горячей прокатки. Традиционно считается, что поскольку карбиды являются более склонными к сфероидизации в процесс отпуска, устойчивость к δδС повышается в большей степени. Осаждающиеся карбиды включают, главным образом, цементит, а остальные карбиды включают карбиды легирующих металлов (карбиды Мо, карбиды V, карбиды N6 и карбиды Τί в случае присутствия Τί). Если карбиды осаждаются на межзеренной границе, поскольку карбиды являются более плоскими, повышается вероятность возникновения δδΟ где данные карбиды являются исходной точкой. Другими словами, когда карбиды приближаются к сферической форме, снижается вероят- 2 029884
ность того, что карбиды на межзеренной границе будут вызывать §§С, и, таким образом, повышается устойчивость к §§С. Таким образом, в целях повышения устойчивости к §§С оказывается желательной сфероидизация карбидов, в частности цементита.
Как известно, карбиды могут подвергаться сфероидизации в процессе отпуска при максимальной возможной температуре. Однако при высокотемпературном отпуске уменьшается плотность дислокаций внутри стальной трубы. Само по себе уменьшение плотности дислокаций эффективно способствует повышению устойчивости к §§С. Однако, как правило, это может вызывать уменьшение прочности. Дислокация служит в качестве центра улавливания водорода, и, таким образом, если плотность дислокаций является высокой, оказывается затруднительным долговременное обеспечение превосходной устойчивости к §§С. Присутствие легирующих элементов, которые повышают устойчивость к размягчению при отпуске, таких как Мо и V, эффективно для подавления уменьшения прочности, которое вызывает высокотемпературный отпуск. Однако такой эффект является ограниченным.
Если содержание С составляет 0,40% или более, ускоряется сфероидизация карбидов, в частности цементита, и, кроме того, многие карбиды диспергируются в стали. Таким образом, сталь может упрочняться посредством дисперсионного упрочнения, независимо от плотности дислокаций. Другими словами, отпуск низколегированной стали, имеющей высокое содержание С, в соответствующих условиях отпуска позволяет ожидать повышения прочности посредством дисперсионное упрочнение в результате осаждения множества карбидов и повышения устойчивости к §§С в результате сфероидизации карбидов.
Согласно вышеизложенному, если содержание С составляет 0,40% или более, карбиды в большом количестве осаждаются и диспергируются, и, таким образом, прочность стали может дополнительно повышаться посредством дисперсионного упрочнения, независимо от плотности дислокаций. Кроме того, если содержание С составляет 0,40% или более, уменьшается концентрация легирующих элементов в цементите, и цементит подвергается сфероидизации. Таким образом, стабилизируется устойчивость к 88С при одновременном достижении высокой прочности. Кроме того, если содержание С составляет 0,40% или более, увеличивается объемное содержание мартенсита в структуре. Когда увеличивается объемное содержание мартенсита, дополнительно уменьшается плотность дислокаций после отпуска, и, таким образом, устойчивость к §§С также стабилизируется.
В целях достижения предела текучести, составляющего 965 МПа или более, оказывается предпочтительным, что структуру составляет в основном однофазный отпущенный мартенсит; и объемное содержание остаточного аустенита по отношению ко всей структуре (далее называется "объемное содержание остаточного аустенита" и выражается в объемных процентах) является минимально возможным. Если в структуре содержится какая-либо фаза, не представляющая собой отпущенный мартенсит (например, бейнит), вышеупомянутая высокая прочность не может быть достигнута. Кроме того, если объемное содержание остаточного аустенита является высоким, прочность изменяется.
Соответственно структура низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин должна представлять собой структуру, которая состоит из отпущенного мартенсита и от 0 до менее чем 2 об.% остаточного аустенита.
(2) Чтобы получилась низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, которая имеет высокую прочность, составляющую 965 МПа или более, и надежно проявляет превосходную устойчивость к §§С, обеспечивается тонкодисперсная структура отпущенного мартенсита. Отпущенный мартенсит содержит многочисленные бывшие аустенитные зерна, многочисленные пакеты, многочисленные блоки и многочисленные рейки. Более конкретно, отпущенный мартенсит содержит многочисленные бывшие аустенитные зерна, и каждое бывшее аустенитное зерно включает многочисленные пакеты. Каждый пакет включает многочисленные пластинчатые блоки, и каждый блок включает многочисленные рейки.
Среди областей отпущенного мартенсита, которые определяют границы, такие как границы пакетов, границы блоков и границы реек, область, которую окружает высокоугловая межзеренная граница, определяется как "субструктура." Кроме того, среди вышеупомянутых соответствующих границ (границы пакетов, границы блоков и границы реек) границы, у которых разориентация зерен составляет 15° или более, определяются как "высокоугловые межзеренные границы".
При уменьшении размеров бывших аустенитных зерен и субструктур низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин, у которой предел текучести составляет 965 МПа или более, может быть надежно обеспечена превосходная устойчивость к §§С. Более конкретно, если номер размера зерен для бывших аустенитных зерен согласно стандарту ΑδΤΜ Е112 составляет 9,0 или более, и эквивалентный диаметр круга субструктур составляет 3 мкм или менее, может быть изготовлена низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, которая имеет высокую прочность, составляющую 965 МПа или более, и надежно проявляет превосходную устойчивость к δδΟ
(3) Чтобы получить эквивалентный диаметр круга субструктур, составляющий 3 мкм или менее, предпочтительным является регулирование условия окончательной закалки в течение процесса изготовления. Более конкретно, в процессе окончательной закалки скорость охлаждения полой оболочки в интервале температур от 500 до 100°С составляет 1°С/с или более, и температура полой оболочки, при которой охлаждение прекращается (далее называется "температура прекращения охлаждения") составляет 100°С или менее.
- 3 029884
(4) Перед окончательной закалкой может осуществляться промежуточная термическая обработка. Более конкретно, полая оболочка, подвергнутая горячей прокатке, выдерживается при температуре, которая находится на уровне точки А1 или выше (на уровне точки Ас1 или точки Аг1). В этом случае, поскольку в структуре образуется аустенит, размер бывших аустенитных зерен дополнительно уменьшается, и обеспечивается превосходная устойчивость к 88С.
На основании вышеупомянутых обнаруженных фактов авторы выполнили настоящее изобретение следующим образом.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет химический состав, состоящий из (мас.%): С от 0,40 до 0,65%, δί от 0,05 до 0,50%, Мп от 0,10 до 1,00%, Р 0,020% или менее, δ 0,0020% или менее, Си 0,15% или менее, Сг от 0,40 до 1,50%, Мо от 0,50 до 2,50%, V от 0,05 до 0,25%, Τί от 0 до менее чем 0,01%, N6 от 0,01 до 0,2%, растворимый А1 от 0,010 до 0,100%, N 0,006% или менее, В от 0 до 0,0015% и Са от 0 до 0,003%, причем остальную массу составляют Ре и примеси, и структуру, которую составляют отпущенный мартенсит и от 0 до менее чем 2 об.% остаточного аустенита, причем номер размера зерен для бывших аустенитных зерен в структуре составляет 9,0 или более, и в отпущенном мартенсите эквивалентный диаметр круга субструктуры, которую окружает граница, имеющая разориентацию зерен 15° или более и состоящая из границ пакетов, границ блоков и границ реек, составляет 3 мкм или менее.
Способ изготовления низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению составляют стадия горячей обработки, на которой подвергается горячей обработке исходный материал, имеющий описанный выше химический состав, и образуется полая оболочка, стадия окончательной закалки, на которой полая оболочка подвергается закалке при скорость охлаждения, составляющей от 1°С/с до менее чем 15°С/с, когда температура полой оболочки составляет от 500°С до 100°С, и температура полой оболочки, при которой прекращается охлаждение, составляет 100°С или менее, и стадия отпуска закаленной полой оболочки.
Вышеупомянутый способ изготовления может дополнительно включать стадию промежуточной термической обработки, на которой осуществляется выдерживание полой оболочки при температуре на уровне точки А! или выше после стадии горячей обработки и перед стадией окончательной закалки.
Далее будут описаны более подробно низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению и способ ее изготовления.
Химический состав.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет следующий химический состав.
С от 0,40 до 0,65%.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет содержание углерода (С), которое составляет более чем содержание углерода в традиционных низколегированных стальных трубах для нефтяных скважин. Вследствие содержания углерода в стали диспергируются в большом количестве тонкодисперсные карбиды, и в результате этого прочности стали увеличивается. Примерные карбиды представляют собой цементит (Ре3С) и карбиды легирующих металлов (например, карбиды Мо, карбиды V, карбиды N6 и карбиды Τί). Кроме того, уменьшаются размеры субструктур, и в результате этого увеличивается устойчивость к 88С. Если содержание С является чрезмерно низким, вышеупомянутый эффект не может быть достигнут. С другой стороны, если содержание С является чрезмерно высоким, пластичность стали в закаленном состоянии уменьшается, и в результате этого увеличивается чувствительность к растрескиванию при закалке. Таким образом, содержание С составляет от 0,40 до 0,65%. Нижний предел содержания С составляет предпочтительно 0,50%, предпочтительнее более чем 0,50% и еще предпочтительнее 0,55%. Верхний предел содержания С составляет предпочтительно 0,62% и предпочтительнее 0,60%.
δί от 0,05 до 0,50%.
Кремний (δί) раскисляет сталь. Если содержание δί является чрезмерно низким, этот эффект не может быть достигнут. С другой стороны, если содержание δί является чрезмерно высоким, устойчивость к δδС уменьшается. Таким образом, содержание δί составляет от 0,05 до 0,50%. Нижний предел содержания δί составляет предпочтительно 0,10% и предпочтительнее 0,20%. Верхний предел содержания δί составляет предпочтительно 0,40% и предпочтительнее 0,35%.
Мп от 0,10 до 1,00%.
Марганец (Мп) раскисляет сталь. Если содержание Мп является чрезмерно низким, этот эффект не может быть достигнут. С другой стороны, если содержание Мп является чрезмерно высоким, марганец выделяется на межзеренных границах вместе с примесными элементами, такими как фосфор (Р) и сера (δ). В результате этого у стали уменьшается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание Мп составляет от 0,10 до 1,00%. Нижний предел содержания Мп составляет предпочтительно 0,20% и предпочтительнее 0,28%. Верхний предел содержания Мп составляет предпочтительно 0,80% и предпочтительнее 0,50%.
Р 0,020% или менее.
Фосфор (Р) представляет собой примесь. Фосфор скапливается на межзеренных границах, и в ре- 4 029884
зультате этого у стали уменьшается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание Р предпочтительно является предельно низким, насколько это возможно. Таким образом, содержание Р составляет 0,020% или менее. Содержание Р составляет предпочтительно 0,015% или менее и предпочтительнее 0,012% или менее.
8 0,0020% или менее.
Сера (8) представляет собой примесь так же, как и фосфор. Сера скапливается на межзеренных границах, и в результате этого у стали уменьшается устойчивость к 88С. Таким образом, 8 содержание предпочтительно является предельно низким, насколько это возможно. Таким образом, 8 содержание составляет 0,0020% или менее. 8 содержание составляет предпочтительно 0,0015% или менее и предпочтительнее 0,0010% или менее.
Си 0,15% или менее.
Медь (Си) представляет собой примесь. Медь придает стали хрупкость, и в результате этого у стали уменьшается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание Си предпочтительно является предельно низким, насколько это возможно. Таким образом, содержание Си составляет 0,15% или менее. Верхний предел содержания Си составляет предпочтительно менее чем 0,03%, предпочтительнее 0,02% и еще предпочтительнее 0,01%.
Сг от 0,40 до 1,50%.
Хром (Сг) улучшает закаливаемость стали и прочность стали. С другой стороны, если содержится чрезмерное количество Сг, пластичность стали уменьшается, и у стали уменьшается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание Сг составляет от 0,40 до 1,50%. Нижний предел содержания Сг составляет предпочтительно 0,45%. Верхний предел содержания Сг составляет предпочтительно 1,30% и предпочтительнее 1,00%.
Мо от 0,50 до 2,50%.
Молибден (Мо), как описано выше, образует карбиды, и в результате этого повышается устойчивость к размягчению при отпуске, и, следовательно, он способствует повышению устойчивости к 88С посредством высокотемпературного отпуска. Если содержание Мо является чрезмерно низким, этот эффект не может быть достигнут. С другой стороны, если содержание Мо является чрезмерно высоким, вышеупомянутый эффект насыщается.
Таким образом, содержание Мо составляет от 0,50 до 2,50%. Нижний предел содержания Мо составляет предпочтительно 0,60% и предпочтительнее 0,65%. Верхний предел содержания Мо составляет 2,0% и предпочтительнее 1,6%.
V от 0,05 до 0,25%.
Ванадий (V), как описано выше, образует карбиды, и в результате этого повышается устойчивость к размягчению при отпуске, и, следовательно, он способствует повышению устойчивости к 88С посредством высокотемпературного отпуска. Если содержание V является чрезмерно низким, этот эффект не может быть достигнут. С другой стороны, если содержание V является чрезмерно высоким, пластичность стали уменьшается. Таким образом, содержание V составляет от 0,05 до 0,25%. Нижний предел содержания V составляет предпочтительно 0,07%. Верхний предел содержания V составляет предпочтительно 0,15% и предпочтительнее 0,12%.
N6 от 0,01 до 0,2%.
Ниобий (N6) соединяется с С и/или Ν, образуя карбиды, нитриды или карбонитриды. Эти включения (карбиды, нитриды и карбонитриды) уменьшают размеры зерен в субструктурах стали посредством эффекта закрепления, и в результате этого у стали повышается устойчивость к 88С. Если содержание N6 является чрезмерно низким, этот эффект не может быть достигнут. С другой стороны, если содержание N6 является чрезмерно высоким, образуется избыточное количество нитридов, и в результате этого у стали снижается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание N6 составляет от 0,01 до 0,2%. Нижний предел содержания N6 составляет предпочтительно 0,012% и предпочтительнее 0,015%. Верхний предел содержания N6 составляет предпочтительно 0,10% и предпочтительнее 0,05%.
Кислоторастворимый А1 от 0,010 до 0,100%
Алюминий (А1) раскисляет сталь. Если содержание А1 является чрезмерно низким, раскисление стали является недостаточным, и в результате этого у стали уменьшается устойчивость к 88С. С другой стороны, если содержание А1 является чрезмерно высоким, образуются оксиды, и в результате этого у стали уменьшается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание А1 составляет от 0,010 до 0,100%. Нижний предел содержания А1 составляет предпочтительно 0,015% и предпочтительнее 0,020%. Верхний предел содержания А1 составляет предпочтительно 0,080% и предпочтительнее 0,050%. В настоящем описании "содержание А1" означает "содержание растворимого в кислоте А1", то есть "содержание растворимого А1".
N 0,006% или менее.
Азот (N1 представляет собой примесь. Азот образует нитриды, и в результате этого у стали снижается устойчивость к 88С. Таким образом, содержание N предпочтительно является предельно низким, насколько это возможно. Таким образом, содержание N составляет 0,006% или менее. Содержание N составляет предпочтительно 0,005% или менее и предпочтительнее 0,004% или менее.
- 5 029884
Остальную массу в химическом составе низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин составляют Ре и примеси. В настоящем документе примеси означают элементы, содержащиеся в составе руды и лома, которые используются в качестве исходных материалов для производства стали, или поступающие, например, из окружающей среды в процессе производства.
Описание необязательных элементов.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин может дополнительно содержать Τι вместо части Ре.
Τί от 0 до менее чем 0,01%.
Титан (Τι) представляет собой необязательный элемент. Τι образует нитриды, и в результате этого осуществляется уменьшение размера зерен стали. Кроме того, Τι подавляет поверхностное растрескивание литого изделия, которое иногда происходит в процессе непрерывного литья. В течение непрерывного литья растворенный N соединяется с А1 в литом изделии, нитриды А1 осаждаются вследствие индуцированной деформации. В этом случае поверхность литого изделия подвергается растрескиванию. Τι предпочтительно соединяется с растворенным Ν, образуя нитриды Τι, и в результате этого подавляется выделение нитридов А1. Таким образом, подавляется поверхностное растрескивание литого изделия в течение непрерывного литья. Даже если Τι содержится лишь в небольшом количестве, эти эффекты могут быть достигнуты. Однако если содержание Τι является чрезмерно высоким, частицы ΤίΝ укрупняются, и в результате этого у стали уменьшается устойчивость к §§С. Таким образом, содержание Τι составляет от 0 до менее чем 0,01%. Нижний предел содержания Τι составляет предпочтительно 0,001% и предпочтительнее 0,003%. Верхний предел содержания Τι составляет предпочтительно 0,008% и предпочтительнее 0,006%.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин может дополнительно содержать В вместо части Ре.
В от 0 до 0,0015%.
Бор (В) представляет собой необязательный элемент. Бор усиливает закаливаемость и повышает прочность стали. Даже если В содержится лишь в небольшом количестве, вышеупомянутые эффекты могут быть достигнуты. Однако если содержание В является чрезмерно высоким, на межзеренных границах образуется М23СВ6, и в результате этого у стали уменьшается устойчивость к §§С. Таким образом, низкое содержание В является предпочтительным, если В вообще содержится. Таким образом, содержание В составляет от 0 до 0,0015% или менее. Нижний предел содержания В составляет предпочтительно 0,0003% и предпочтительнее 0,0005%. Верхний предел содержания В составляет предпочтительно 0,0012% и предпочтительнее 0,0010%.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин может дополнительно содержать Са вместо части Ре.
Са от 0 до 0,003%.
Кальций (Са) представляет собой необязательный элемент. Кальций соединяется с δ в стали, образуя сульфиды, и в результате этого улучшаются формы включений, и повышается пластичность стали. Даже если Са содержится лишь в небольшом количестве, вышеупомянутый эффект может быть достигнут. С другой стороны, если содержание Са является чрезмерно высоким, этот эффект насыщается. Таким образом, содержание Са составляет от 0 до 0,003%. Нижний предел содержания Са составляет предпочтительно 0,0005% и предпочтительнее 0,0010%. Верхний предел содержания Са составляет предпочтительно 0,0025% и предпочтительнее 0,0020%.
Структура (микроструктура).
Структуру низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению составляет, главным образом, отпущенный мартенсит. Более конкретно, матрицу данной структуры составляют отпущенный мартенсит и от 0 до менее чем 2 об.% остаточного аустенита.
В случае низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению скорость охлаждения в процессе закалки ограничивается в целях предотвращения растрескивания при закалке вследствие относительно высокого содержания С в стали. Таким образом, остаточный аустенит может присутствовать в стальной трубе после закалки. В конечном изделии (в состоянии после отпуска) остаточный аустенит вызывает значительную изменчивость прочности. Таким образом, объемное содержание остаточного аустенита предпочтительно является предельно низким, насколько это возможно. Объемное содержание остаточного аустенита составляет предпочтительно менее чем 1%. Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет предпочтительнее структуру, которую составляет отпущенный мартенсит, причем объемное содержание остаточного аустенита равняется нулю.
Объемное содержание остаточного аустенита измеряется следующим образом с использованием рентгеновской дифрактометрии.
Отбирается образец, включающий центральную часть в направлении толщины стенки изготовленной стальной трубы для нефтяных скважин. Поверхность отобранного образца подвергается химическому полированию. Химически полированная поверхность подвергается рентгеновскому дифрактометрическому исследованию с использованием падающего рентгеновского излучения СоКа. На основании
- 6 029884
интегрированных по поверхности интенсивностей поверхности (211) поверхности (200) и поверхности (110) феррита и интегрированных по поверхности интенсивностей поверхности (220), поверхности (200) и поверхности (111) аустенита было определено и получено объемное содержание остаточного аустенита.
Размер зерен для бывших аустенитных зерен.
Номер размера зерен для бывших аустенитных зерен в вышеупомянутой структуре составляет 9,0 или более. Показатель размера зерен для бывших аустенитных зерен, упоминаемых в настоящем описании, измеряется согласно стандарту ΑδΤΜ Е112. Если номер размера зерен для бывших аустенитных зерен составляет 9,0 или более, сталь проявляет превосходную устойчивость к 88С. даже если сталь имеет предел текучести, составляющий 965 МПа (140 Ш) или более. Если номер размера зерен для бывших аустенитных зерен составляет менее чем 9,0, сталь имеет низкую устойчивость к 88С, в то время как сталь имеет вышеупомянутую прочность. Номер размера зерен для бывших аустенитных зерен составляет предпочтительно более чем 9,0 и предпочтительнее 10,0 или более.
Номер размера зерен для бывших аустенитных зерен можно измерять, используя стальное изделие после закалки и перед отпуском (так называемое только что закаленное изделие), или его можно также измерять, используя отпущенное стальное изделие. Использование любого из этих стальных изделий не производит никакого изменения размера бывших аустенитных зерен.
Размер субструктур.
Как описано выше, отпущенный мартенсит содержит многочисленные бывшие аустенитные зерна, многочисленные пакеты, многочисленные блоки и многочисленные рейки. Среди областей отпущенного мартенсита, которые определяются границами, представляющими собой границы пакетов, границы блоков и границы реек, эквивалентный диаметр круга субструктуры, которую окружает граница, имеющая разориентацию зерен 15° или более (высокоугловая межзеренная граница), составляет 3 мкм или менее.
Устойчивость к 88С стали, имеющей высокую прочность, которая составляет 965 МПа или более, зависит не только от размера бывших аустенитных зерен, но также от размера субструктур. Если номер размера зерен для бывших аустенитных зерен составляет 9,0 или более, и эквивалентный диаметр круга субструктур составляет 3 мкм или менее, может быть изготовлена низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, которая имеет высокую прочность, составляющую 965 МПа или более, и надежно проявляет превосходную устойчивость к 88С. Эквивалентный диаметр круга субструктур составляет предпочтительно 2,5 мкм или менее и предпочтительнее 2,0 мкм или менее.
Эквивалентный диаметр круга субструктур измеряется следующим способом. Образец, включающий наблюдаемую поверхность, имеющую размеры 25x25 мкм, с центром в центре толщины стенки отбирается из произвольной поперечной поверхности низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин (поверхности, перпендикулярной по отношению к аксиальному направлению низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин).
Наблюдаемая поверхность подвергается анализу ориентации кристаллов, и методом дифракции обратноотраженных электронов (ΕΒδΡ) получается изображение. После этого на основании результатов анализа границы, имеющие разориентацию зерен 15° или более, проводятся на наблюдаемой поверхности, определяя субструктуру.
Измеряется эквивалентный диаметр круга каждой из определенных субструктур. Эквивалентный диаметр круга означает диаметр круга, имеющего такую же площадь, как субструктура. Эквивалентный диаметр круга можно измерять, используя, например, способ измерения длины среднего сечения кристаллического зерна согласно стандарту Л8 О 0551 и получая средний размер зерен. Среднее значение полученных эквивалентных диаметров круга соответствующих субструктур определяется как эквивалентный диаметр круга субструктур, который упоминается в настоящем описании.
На каждой из фиг. 1 и 2 проиллюстрирована примерная структура, для которой эквивалентный диаметр круга субструктур составляет 2,6 мкм. Фиг. 1 представляет карту границ между бывшими аустенитными зернами, и фиг. 2 представляет карту высокоугловых межзеренных границ. Данная структура представляет собой структуру, определенную для стали, имеющей номер размера бывших аустенитных зерен 10,5 и содержащей С 0,51%, δί 0,31%, Μη 0,47%, Р 0,012%, δ 0,0014%, Си 0,02%, Сг 1,06%, Мо 0,67%, V 0,098%, Τι 0,008%, N6 0,012%, Са 0,0018%, В 0,0001%, растворимый Α1 0,029% и N 0,0034%, причем остальную массу составляют Ре и примеси.
На каждой из фиг. 3 и 4 проиллюстрирована примерная структура, для которой диаметр зерен субструктур составляет 4,1 мкм. Фиг. 3 представляет карту границ между бывшими аустенитными зернами, и фиг. 4 представляет карту высокоугловых межзеренных границ. Данная структура представляет собой структуру, определенную для стали, имеющей номер размера бывших аустенитных зерен 11,5 и содержащей С 0,26%, δί 0,19%, Μη 0,82%, Р 0,013%, δ 0,0008%, Си 0,01%, Сг 0,52%, Мо 0,70%, V 0,11%, Τι 0,018%, N6 0,013%, Са 0,0001%, Β 0,0001%, растворимый Α1 0,040% и N 0,0041%, причем остальную массу составляют Ре и примеси.
Предел текучести.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет предел текучести, составляющий 965 МПа или более (140 Ш или более). Предел текучести определя- 7 029884
ется как условный предел текучести при остаточной деформации 0,2%. Хотя максимальное значение предела текучести не ограничивается определенным образом, это максимальное значение предела текучести составляет, например, 1150 МПа.
Отношение предела текучести к пределу прочности.
Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению, которая имеет описанный выше химический состав и структуру, имеет отношение предела текучести к пределу прочности УК (=предел текучести Υδ/предел прочности при растяжении Τδ), составляющее 0,90 или более. Если отношение предела текучести к пределу прочности ΥΚ составляет менее чем 0,90, в структуре содержится фаза, которая не представляет собой отпущенный мартенсит (например, бейнит). В этом случае устойчивость к 88С уменьшается. Отношение предела текучести к пределу прочности ΥΚ низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению составляет 0,90 или более, и структуру составляет одна фаза отпущенного мартенсита или отпущенный мартенсит и от 0 до менее чем 2% остаточного аустенита. Таким образом, низколегированная стальная труба для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению имеет высокий предел текучести (965 МПа или более), также превосходную устойчивость к 88С.
Способ изготовления.
Далее будет описан примерный способ изготовления низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению. В данном примере будет описан способ изготовления бесшовной стальной трубы (низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин).
Сталь, имеющая описанный выше химический состав, расплавляют и рафинируют, используя хорошо известный способ. После этого из расплавленной стали изготавливают непрерывно литой материал, осуществляя процесс непрерывного литья. В качестве изготовленного методом непрерывного литья материала может присутствовать, например, плоская заготовка, квадратная заготовка или круглая заготовка. Кроме того, из расплавленной стали можно получать слиток, осуществляя процесс изготовления слитка.
Плоская заготовка, квадратная заготовка или слиток подвергаются горячей обработке, и получается круглая заготовка. Круглая заготовка может быть изготовлена посредством горячей прокатки или горячей ковки.
Круглая заготовка подвергается горячей обработке, и получается полая оболочка. Сначала круглая заготовка нагревается в нагревательной печи. Круглая заготовка, извлеченная из нагревательной печи, подвергается горячей обработке, и производится полая оболочка (бесшовная стальная труба). Например, в качестве горячей обработки для изготовления полой оболочки осуществляется процесс Маннесмана. В этом случае круглая заготовка подвергается прошивной прошивке с использованием прошивного пресса. После прошивной прошивки круглая заготовка подвергается дополнительной горячей прокатке и превращается в полую оболочку, для чего используется, например, непрерывный стан для горячей прокатки труб на оправке, редукционный трубопрокатный стан или калибровочный трубопрокатный стан. Полую оболочку может производить из круглой заготовки, осуществляя другой процесс горячей обработки.
После горячей обработки полая оболочка подвергается закалке посредством по меньшей мере одного повторного нагревания, а затем осуществляется отпуск.
Температура закалки в процессе закалки представляет собой хорошо известную температуру (температуру на уровне точки Ас3 или выше). Верхний предел температуры закалки составляет предпочтительно 900°С или менее. В этом случае осуществляется дополнительное уменьшение размера бывших аустенитных зерен.
Закалка может осуществляться однократно или многократно. Температура полой оболочки, при которой прекращается охлаждение в течение окончательной закалки (то есть температура прекращения охлаждения), составляет 100°С или менее. Если температура прекращения охлаждения составляет более чем 100°С, то эквивалентный диаметр круга субструктур составляет более чем 3 мкм.
Кроме того, в процессе окончательной закалки скорость охлаждения, когда температура полой оболочки составляет от 500 до 100°С, составляет от 1°С/с до менее чем 15°С/с. Если скорость охлаждения для вышеупомянутого температурного интервала составляет менее чем 1°С/с, эквивалентный диаметр круга субструктур составляет более чем 3 мкм. Кроме того, образуется структура, в которой содержится не только мартенсит, но также бейнит. С другой стороны, если скорость охлаждения составляет 15°С/с или более, становится возможным возникновение растрескивания при закалке. Если скорость охлаждения составляет от 1°С/с до менее чем 15°С/с, когда температура полой оболочки составляет от 500 до 100°С, эквивалентный диаметр круга субструктур составляет 3,0 мкм или менее, и уменьшается вероятность возникновения растрескивания при закалке. Нижний предел скорости охлаждения составляет предпочтительно 2°С/с и предпочтительнее 3°С/с. После того как осуществляется окончательная закалка осуществляется отпуск при температуре отпуска на уровне не ниже чем точка Ас1. Температура отпуска регулируется произвольным образом в зависимости от химического состава полой оболочки и заданного предела текучести. Температура отпуска составляет предпочтительно 650 до 700°С, и период выдерживания при температуре отпуска составляет предпочтительно от 15 до 120 мин. Объемное содержание остаточного аустенита может также уменьшаться посредством регулирования температуры отпуска. В
- 8 029884
результате отпуска предел текучести полой оболочки составляет 965 МПа или более. Закалка и отпуск могут осуществляться многократно.
Низколегированную стальную трубу для нефтяных скважин согласно настоящему изобретению изготавливают, осуществляя описанный выше процесс изготовления.
Процесс промежуточной термической обработки.
Согласно описанному выше способу изготовления, закалка осуществляется после горячей обработки. Однако еще одна термическая обработка (промежуточная термическая обработка) может осуществляться после горячей обработки.
Например, после горячей обработки полая оболочка может подвергаться нормализации. Более конкретно, после горячей обработки полая оболочка выдерживается при температуре, составляющей более чем температура А3 (например, от 850 до 950°С) в течение заданного периода времени, а затем оставляется для естественного охлаждения. Период выдерживания составляет, например, от 15 до 120 мин. Для нормализации, как правило, после горячей обработки полая оболочка охлаждается до нормальной температуры, а затем нагревается до точки Ас3 или более высокой температуры. Однако согласно настоящему изобретению нормализация может осуществляться посредством выдерживания полой оболочки в неизменном виде при температуре на уровне точки Ас3 или выше после горячей обработки.
Если осуществляется нормализация, зерна (бывшие аустенитные зерна) стали дополнительно измельчаются. Более конкретно, если нормализованная полая оболочка закаляется, номер размера зерен для бывших аустенитных зерен только что закаленного материала составляет 10,0 или более.
Кроме того, вместо описанной выше нормализации может осуществляться закалка. В этом случае, как описано выше, закалка осуществляется многократно.
Кроме того, промежуточная термическая обработка производит эффект, аналогичный описанному выше, даже если она представляет собой термическую обработку в температурном интервале, в котором существуют две фазы, феррит+аустенит (далее называется "нагревание в двухфазном интервале"). Если в процессе промежуточной термической обработки структура стали, по меньшей мере, частично превращается в аустенит, может достигаться эффект, который является благоприятным для уменьшения размеров зерен. Соответственно в процессе промежуточной термической обработки оказывается предпочтительным, что полая оболочка выдерживается при температуре, по меньшей мере, на уровне точки Ас1 или выше.
Если промежуточная термическая обработка осуществляется перед окончательной закалкой, бывшие аустенитные зерна дополнительно измельчаются, и дополнительно повышается устойчивость к 88С.
Как описано выше, температура прекращения охлаждения в процессе окончательной закалки составляет 100°С или менее, и скорость охлаждения составляет от 1°С/с до менее чем 15°С/с, когда температура полой оболочки составляет от 500 до 100°С, и в результате этого номер размера зерен для бывших аустенитных зерен составляет 9,0 или более, и эквивалентный диаметр круга субструктур составляет 3,0 мкм или менее. Таким образом, может быть изготовлена низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, у которой предел текучести составляет 965 МПа или более и которая надежно проявляет превосходную устойчивость к 88С.
Пример.
Изготавливали стальные слитки А-К, имеющие соответствующие химические составы, представленные в табл. 1.
Таблица 1
| Сталь | Химический состав (мас.%, остальную массу составляют Ре и примеси) | ||||||||||||||
| С | δΐ | Мп | Р | δ | Си | Сг | Мо | V | Τΐ | N6 | Кислоторастворимый А1 | В | N | Са | |
| А | 0,51 | 0,25 | 0,43 | 0,013 | 0,0015 | 0,01 | 0,53 | 1,10 | 0,09 | - | 0,032 | 0,035 | - | 0,0027 | - |
| В | 0,47 | 0,35 | 0,40 | 0,012 | 0,0014 | 0,02 | 0,61 | 1,20 | 0,08 | - | 0,031 | 0,041 | - | 0,0035 | 0,0008 |
| С | 0,51 | 0,31 | 0,47 | 0,012 | 0,0014 | 0,02 | 1,06 | 0,67 | 0,10 | 0,004 | 0,012 | 0,029 | 0,0001 | 0,0034 | 0,0018 |
| И | 0,59 | 0,20 | 0,45 | 0,011 | 0,0010 | 0,01 | 1,00 | 0,70 | 0,10 | 0,005 | 0,029 | 0,038 | 0,0001 | 0,0039 | - |
| Е | 0,50 | 0,10 | 0,40 | 0,010 | 0,0010 | 0,01 | 1,28 | 0,74 | 0,24 | 0,003 | 0,038 | 0,035 | - | 0,0026 | 0,0015 |
| Р | 0,62 | 0,23 | 0,35 | 0,009 | 0,0008 | 0,02 | 0,51 | 0,73 | 0,08 | 0,003 | 0,034 | 0,041 | - | 0,0032 | - |
| О | 0,51 | 0,31 | 0,47 | 0,012 | 0,0014 | 0,02 | 0,57 | 1,51 | 0,10 | 0,003 | 0,028 | 0,029 | 0,0002 | 0,0034 | - |
| И | 0,55 | 0,28 | 0,43 | 0,006 | 0,0010 | 0,02 | 0,50 | 0,73 | 0,09 | 0,005 | 0,029 | 0,032 | 0,0001 | 0,0038 | 0,0013 |
| I | 0,28* | 0,19 | 0,45 | 0,013 | 0,0008 | 0,01 | 0,52 | 0,70 | 0,11 | 0,006 | 0,032 | 0,040 | 0,0001 | 0,0041 | 0,0001 |
| I | 0,51 | 0,25 | 0,50 | 0,012 | 0,0013 | 0,02 | 0,67 | 1,10 | 0,10 | 0,014* | 0,031 | 0,051 | - | 0,0039 | - |
| к | 0,53 | 0,25 | 1,10* | 0,012 | 0,0007 | 0,02 | 0,90 | 0,69 | 0,08 | - | 0,031 | 0,032 | - | 0,0044 | 0,0012 |
* - обозначает, что соответствующее содержание выходит за пределы объема формулы изобретения в настоящей заявке.
Символ "-" в табл. 1 показывает, что содержание составляет практически 0%. Как показывает табл. 1, химические составы стали А-Н представляли собой составы, находящиеся в пределах объема настоящего изобретения. С другой стороны, содержание С в стали I составляло менее чем нижний предел содержания С согласно настоящему изобретению. Содержание Τι в стали I составляло более чем верхний предел содержания Τι согласно настоящему изобретению. Содержание Мп в стали К составляло более чем верхний предел содержания Мп согласно настоящему изобретению.
- 9 029884
После того как соответствующие слитки подвергались нагреванию, бесшовные стальные трубы, каждая из которых имела наружный диаметр 244,5 мм и толщину стенки 13,8 мм, изготавливали методом горячей обработки (пресс-валковой прошивки). Бесшовные стальные трубы подвергали промежуточной термической обработке и окончательной закалке посредством повторного нагревания труб при температурах, указанных в табл. 2.
Таблица 2
| Промежуточная термическая обработка | Окончательная закалка | номер | |||||||
| Номер образца | Сталь | Тип | Температура термической обработки (°С) | Способ охлаждения | Температура закалки (°С) | Способ охлаждения | Скорость охлаждения (°С/сек) | Температура прекращения охлаждения (°С) | размера бывших аустенитных зерен |
| 1 | А | - | 890 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 9,0 | ||
| 2 | А | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 10 |
| 3 | А | Закалка | 920 | Водяная пыль | 890 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 11 |
| 4 | А | Нагревание в двухфазном интервале | 800 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 10 |
| 5 | А | Закалка | 920 | Водяная пыль | 890 | Водяная пыль | 5 | 150°С* | 11 |
| 6 | В | Закалка | 920 | Водяная пыль | 890 | Водяная пыль | 5 | 65°С | 117 |
| Погружение | Погружение | ||||||||
| 7 | В | Закалка | 920 | в резервуар с | 890 | в резервуар | 3 | 65°С | 11 |
| маслом | с маслом | ||||||||
| 8 | С | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 10 |
| Погружение | |||||||||
| 9 | ϋ | - | 890 | в резервуар | 3 | 85°С | 9,5 | ||
| с маслом | |||||||||
| 10 | ϋ | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 2 | 75°С | 10 |
| 11 | ϋ | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 5 | 135°С* | 10 |
| Погружение | Погружение | ||||||||
| 12 | Е | Закалка | 920 | в резервуар с | 890 | в резервуар | 2 | 85°С | 11 |
| маслом | с маслом | ||||||||
| 13 | Е | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 3 | 65°С | 10,5 |
| 14 | О | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 910 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 10,5 |
| 15 | Н | - | 850 | Водяная пыль | 5 | 75°С | 9,5 | ||
| 16 | Н | Закалка | 920 | Водяная пыль | 850 | Водяная пыль | 5 | 50°С | 11,5 |
| 17 | Н | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 3 | 50°С | 10,5 |
| Погружение | Погружение | ||||||||
| 18 | I* | Закалка | 920 | в резервуар с | 890 | в резервуар | 20* | 50°С | 10,5 |
| водой | с водой | ||||||||
| 19 | I* | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 5 | 65°С | 10 |
| 20 | к* | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 850 | Водяная пыль | 5 | 50°С | 11,5 |
| 21 | с | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 20* | 65°С | 10 |
| 22 | с | Нормализация | 920 | Естественное охлаждение | 890 | Водяная пыль | 0,8* | 65°С | 10 |
- означает, что соответствующая сталь или величина выходит за пределы объема формулы
изобретения в настоящей заявке.
Столбец "Промежуточная термическая обработка" в табл. 2 представляет характеристики промежуточной термической обработки, осуществляемой после горячей обработки бесшовных стальных труб для соответствующих исследуемых образцов. Более конкретно, столбец "Тип" в столбце "Промежуточная термическая обработка" представляет тип осуществляемой термической обработки (нормализация, нагревание в двухфазном интервале или закалка). Например, в случае образца 2 представлено, что нормализация осуществлялась при температуре термической обработки 920°С в качестве промежуточной термической обработки, и способ охлаждения представлял собой естественное охлаждение. В случае образца 3 представлено, что закалка осуществлялась при температуре закалки 920°С, и принудительное охла- 10 029884
ждение осуществлялось с использованием водяной пыли. В случае образца 4 представлено, что соответствующая бесшовная стальная труба нагревалась до температуры, которая находится на уровне точки Ас1 или выше, а затем оставлялась для естественного охлаждения; в случае образца 7 представлено, что полая оболочка погружалась в резервуар с маслом для принудительного охлаждения в процессе закалки; и в случае образца 18 представлено, что полая оболочка погружалась в резервуар с водой для принудительного охлаждения.
Столбец "Окончательная закалка" в табл. 2 представляет характеристики окончательной закалки, осуществляемой для бесшовной стальной трубы, представляющей собой соответствующий исследуемый образец, который был подвергнут соответствующей промежуточной термической обработке. Более конкретно, столбец "Скорость охлаждения" представляет скорость охлаждения (°С/с), когда температура соответствующих бесшовных стальных трубы составляла от 500 до 100°С.
В табл. 2 символ "-" в столбце "Промежуточная термическая обработка" показывает, что никакая промежуточная термическая обработка не осуществлялась в случае соответствующего образца.
Размер бывших аустенитных зерен (исследование).
Используя бесшовные стальные трубы (только что закаленные изделия), подвергнутые окончательной закалке, осуществляли исследование размеров бывших аустенитных зерен. Более конкретно, образцы отбирали, вырезая их из только что закаленных изделий в направлении толщины стенки. Затем образцы погружали в полимер, и поверхность каждого образца, которая соответствовала поверхности среза, перпендикулярной по отношению к аксиальному направлению бесшовной стальной трубы (далее называется "наблюдаемая поверхность"), подвергали травлению с использованием пикриновой кислоты. После травления данную поверхность наблюдали в микроскоп, и номер размера зерен для бывших аустенитных зерен определяли согласно стандарту АБТМ Е112.
Отпуск.
Бесшовные стальные трубы после окончательной закалки подвергали отпуску при соответствующих температурах отпуска (°С) в течение периодов выдерживания (минут), которые указаны в табл. 3, чтобы довести бесшовные стальные трубы, представляющие собой соответствующие образцы, до состояния, в котором они имели предел текучести, составляющий 965 МПа (140 кы) или более.
Таблица 3
| Номер образца | Сталь | Структура | Остаточное содержание бывших аустенитных зерен (%) | номер размера бывших аустенитных зерен | Отпуск | Металлическая структура | Характеристики при растяжении | Образцы в тсследовании устойчивости к 88С | |||||
| Температура (°С) | Период выдерживания (минут) | Эквивалентный диаметр круга субструктуры (мм) | Υδ (МПа) | Т5 (МПа) | УК | Первый | Второй | Третий | |||||
| 1 | А | Μ | 0,2 | 9,0 | 670 | 60 | 2,8 | 1005 | 1100 | 0,91 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 2 | А | Μ | 0,1 | 10 | 670 | 60 | 2,4 | 1040 | 1120 | 0,93 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 3 | А | Μ | 0,1 | 11 | 670 | 60 | 2,2 | 1050 | 1115 | 0,94 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 4 | А | Μ | 0,1 | 11 | 670 | 60 | 2,2 | 1045 | 1120 | 0,93 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 5 | А | Μ | 1,0 | 11 | 660 | 60 | 3,5* | 1020 | 1150 | 0,89 | Р | Р | Р |
| 6 | В | Μ | 0 | 11 | 670 | 60 | 1,8 | 1100 | 1150 | 0,96 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 7 | В | Μ | 0 | 11 | 670 | 60 | 2,0 | 1110 | 1145 | 0,97 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 8 | С | Μ | 0 | 10 | 670 | 60 | 2,5 | 1035 | 1125 | 0,92 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 9 | ϋ | Μ | 0,1 | 9,5 | 670 | 60 | 2,7 | 1000 | 1100 | 0,91 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 10 | ϋ | Μ | 0,1 | 10 | 670 | 60 | 2,2 | 1050 | 1160 | 0,91 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 11 | ϋ | Μ | 0,5 | 10 | 675 | 60 | 3,6* | 1035 | 1165 | 0,89 | Р | Р | Р |
| 12 | Ε | Μ | 0,1 | 11 | 700 | 60 | 2,9 | 1045 | 1160 | 0,90 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 13 | Ρ | Μ | 0,3 | 10,5 | 670 | 60 | 1,7 | 1105 | 1160 | 0,95 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 14 | Ο | Μ | 0,1 | 10,5 | 670 | 60 | 2,2 | 1075 | 1170 | 0,92 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 15 | Η | Μ | 0,2 | 9,5 | 670 | 60 | 2,8 | 1015 | ИЗО | 0,90 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 16 | Η | Μ | 0 | 11,5 | 670 | 60 | 1,7 | 1120 | 1190 | 0,94 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 17 | Η | Μ | 0,1 | 10,5 | 670 | 60 | 1,9 | 1110 | 1190 | 0,93 | ΝΡ | ΝΡ | ΝΡ |
| 18 | I* | Μ | 0,1 | 10,5 | 650 | 60 | 4,0* | 1000 | 1085 | 0,92 | Р | Р | Р |
| 19 | 1* | Μ | 0 | 10 | 680 | 60 | 2,7 | 1020 | 1090 | 0,94 | ΝΡ | Р | Р |
| 20 | κ* | Μ | 0,1 | 11,5 | 670 | 60 | 2,5 | 1035 | 1125 | 0,92 | ΝΡ | Р | Р |
| 21 | С | Μ | 10 | Никакие последующие процессы не осуществлялись вследствие возникновения растрескивания при закалке | |||||||||
| 22 | С | Β | 0,2 | 10 | 670 | 60 | 4Д* | 1005 | 1150 | 0,87 | Р | Р | Р |
* - означает, что соответствующая сталь или величина выходит за пределы объема формулы изобретения в настоящей заявке.
Оценочное исследование бесшовных стальных труб, подвергнутых отпуску.
Исследование по наблюдению микроструктуры и исследование для измерения объемного содержания остаточного аустенита.
Следующее исследование по наблюдению микроструктуры осуществляли для каждого образца, представляющего собой бесшовную стальную трубу, которая была подвергнута отпуску. Центральную часть толщины стенки в поперечном сечении каждой бесшовной стальной трубы (поверхность, перпен- 11 029884
дикулярная по отношению к аксиальному направлению бесшовной стальной трубы) подвергали травлению, используя ниталь (спиртовой раствор азотной кислоты). Наблюдали три произвольных поля зрения (размеры каждого из них составляли 100x100 мкм) в подвергнутой травлению центральной части толщины стенки. Для наблюдения использовали сканирующий электронный микроскоп (§ЕМ). В результате травления было подтверждено присутствие отпущенного мартенсита.
Результаты наблюдений микроструктуры представлены в табл. 3. Символ "М" в таблице означает, что микроструктуру соответствующего образца составляют отпущенный мартенсит или отпущенный мартенсит и остаточный аустенит. Символ "В" в таблице означает, что микроструктура соответствующего образца представляет собой бейнитную структуру.
В каждом из образцов 1-21 микроструктура представляла собой структуру, которую составляли отпущенный мартенсит или отпущенный мартенсит и остаточный аустенит. В образце 22 наблюдалась бейнитная структура.
Посредством вышеупомянутой рентгеновской дифрактометрии измеряли объемное содержание (%) остаточного аустенита в каждом образце стали. Более конкретно, отбирали образец, включающий центральную часть толщины стенки каждой бесшовной стальной трубы. Поверхности отобранного образца подвергали химическому полированию. После химического полирования поверхность подвергали рентгеновскому дифракционному исследованию, используя излучение СоКа в качестве исходного рентгеновского излучения. На основании интегрированных по поверхности интенсивностей поверхности (211) поверхности (200) и поверхности (110) феррита и интегрированных по поверхности интенсивностей поверхности (220), поверхности (200) и поверхности (111) аустенита было определено объемное процентное содержание остаточного аустенита.
Результаты определения представлены в табл. 3. В каждом из образцов объемное содержание остаточного аустенита составляло менее чем 2%.
Исследование для измерения эквивалентного диаметр круга субструктур.
Каждый образец, представляющий собой бесшовную стальную трубу, после отпуска подвергали исследованию ориентации кристаллов с использованием ΕΒδΡ описанным выше способом, чтобы определить эквивалентный диаметр круга субструктур.
Исследование предела текучести.
Из каждой бесшовной стальной трубы, подвергнутой отпуску, для исследования при растяжении отбирали образец в форме круглого стержня, имеющего параллельную часть, наружный диаметр 6 мм и длину 40 мм. Параллельная часть была параллельной по отношению к аксиальному направлению бесшовной стальной трубы. Используя каждый из отобранных образцов в форме круглого стержня, исследование при растяжении осуществляли в условиях нормальной температуры (25°С), чтобы определить предел текучести Υδ (условный предел текучести при остаточной деформации 0,2%) (МПа) и предел прочности при растяжении Τδ (МПа). В результате этого, как представлено в табл. 3, предел текучести составлял 965 МПа (140 км) или более для каждого из образцов.
Исследование устойчивости к §§С.
Следующее исследование при растяжении под постоянной нагрузкой осуществляли для каждого образца бесшовной стальной трубы. Из бесшовной стальной трубы в каждом примере отбирали по исследуемым образцам в форме круглого стержня, имеющего параллельную часть, проходящую в аксиальном направлении. Параллельная часть каждого исследуемого образца в форме круглого стержня имела наружный диаметр 6,35 мм и длину 25,4 мм. Исследование при растяжении под постоянной нагрузкой осуществляли в условиях нормальной температуры (24°С) в измерительной ванне согласно методу ИАСЕ ТМ0177. Для измерительной ванны использовали водный раствор, содержащий 5% ИаС1, 0,5% СН3СООН и газообразный сероводород при давлении 0,1 бар (10 кПа), причем остальной газ представлял собой СО2. В среде рН 3,5 постоянная нагрузка, составляющая 90% предела текучести, измеренного в исследовании при растяжении, воздействовала на каждый из исследуемых образцов, суммарное число которых равнялось трем, в измерительной ванне. Определяли, что 88С не возникает, если исследуемый образец не разрушался в течение 720 ч, и определяли, что 88С возникает, если исследуемый разрушался в процессе исследования (т.е. в течение 720 ч).
Результаты исследования.
Табл. 3 представляет результаты исследования. Символ "ΝΡ" в столбце "Исследование устойчивости к §§С" в табл. 3 показывает, что соответствующий исследуемый образец не разрушался в течение 720 ч (то есть §§С не возникает). Символ "Р" показывает, что соответствующий исследуемый образец разрушался в процессе исследования (то есть §§С возникает).
В каждом из образцов 1-4, 6-10 и 12-17 химический состав исходного материала соответствовал условиям настоящего изобретения, были надлежащими условия производства (скорость охлаждения и температура прекращения охлаждения в процессе окончательной закалки). Таким образом, структура состояла из отпущенного мартенсита и от 0 до менее чем 2% остаточного аустенита, и номер размера зерен для бывших аустенитных зерен составлял 9,0 или более. Кроме того, эквивалентный диаметр круга субструктур составлял 3,0 мкм или менее. Кроме того, отношение предела текучести к пределу прочности
- 12 029884
УК составляло 0,90 или более. Таким образом, в исследовании устойчивости к §§С не разрушался ни один из трех исследуемых образцов, и надежно обеспечивалась превосходная устойчивость к §§С.
В частности, в каждом из образцов 2-4, 6-8, 10, 12-14, 16 и 17 нормализация, закалка или нагревание в двухфазном интервале осуществлялись в качестве промежуточной термической обработки. Таким образом, номер размера зерен для бывших аустенитных зерен бесшовной стальной трубы для каждого из данных образцов составлял 10,0 или более, что превышает соответствующие значения для образцов 1, 9 и 15, в случае которых не осуществлялась никакая промежуточная термическая обработка.
С другой стороны, в случае каждого из образцов 5 и 11, несмотря на то что химический состав исходного материала и скорость охлаждения в процессе окончательной закалки были надлежащими, температура прекращения охлаждения составляла более чем 100°С. Таким образом, эквивалентный диаметр круга субструктур составлял более чем 3,0 мкм, и в исследовании устойчивости к §§С разрушался каждый из трех исследуемых образцов.
В случае образца 18 содержание С в исходном материале было чрезмерно низким. Кроме того, скорость охлаждения в процессе окончательной закалки составляла более чем 15°С/с. Поскольку содержание С было низким, никакое растрескивание при закалке не возникало, но эквивалентный диаметр круга субструктур составлял более чем 3,0 мкм, и в исследовании устойчивости к §§С разрушались все три исследуемых образца.
В случае образца 19 содержание Τι в исходном материале было чрезмерно высоким. Таким образом, в исследовании устойчивости к §§С разрушались два из трех исследуемых образцов, и устойчивость к §§С была ненадежной.
В случае образца 20 содержание Мп в исходном материале было чрезмерно высоким. Таким образом, в исследовании устойчивости к §§С разрушались два из трех исследуемых образцов, и устойчивость к §§С была ненадежной.
В случае образца 21, несмотря на то что химический состав исходного материала соответствовал настоящему изобретению, скорость охлаждения в процессе окончательной закалки была чрезмерно высокой. Таким образом, возникало растрескивание при закалке.
В случае образца 22, несмотря на то что химический состав исходного материала соответствовал настоящему изобретению, скорость охлаждения в процессе окончательной закалки была чрезмерно низкой. Таким образом, структура представляла собой бейнитную структуру, и отношение предела текучести к пределу прочности ΥΚ составляло менее чем 0,90. Таким образом, в исследовании устойчивости к 88С разрушались все три исследуемых образца.
Хотя выше был описан вариант осуществления настоящего изобретения, этот описанный выше вариант осуществления представляет собой просто иллюстрацию осуществления настоящего изобретения. Таким образом, настоящее изобретение не ограничивается данным вариантом осуществления, и настоящее изобретение можно осуществлять, используя вариант осуществления, модифицированный произвольным образом без отклонения от идеи данного варианта осуществления.
Claims (5)
- ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ1. Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин, которая отличается тем, что она имеет химический состав, в мас.%:С от 0,40 до 0,65%, δί от 0,05 до 0,50%,Мп от 0,10 до 1,00%,Р 0,020% или менее, δ 0,0020% или менее,Си 0,15% или менее,Сг от 0,40 до 1,50%,Мо от 0,50 до 2,50%,V от 0,05 до 0,25%,N6 от 0,01 до 0,2%,кислоторастворимый А1 от 0,010 до 0,100%,N 0,006% или менее,Ре и неизбежные примеси - остальное; иструктуру из более чем 98 об.% отпущенного мартенсита,причем стальная труба имеет предел текучести, составляющий 965 МПа или более;причем номер размера зерен по стандарту ΑδΤΜ Е112 для бывших аустенитных зерен в структуресоставляет 9,0 или более; ипричем в отпущенном мартенсите эквивалентный диаметр круга субструктуры, которую окружает граница, имеющая разориентацию зерен 15° или более и состоящая из границ пакетов, границ блоков и границ реек, составляет 3 мкм или менее.
- 2. Стальная труба по п.1, в которой химический состав дополнительно содержит, в мас.%, один или- 13 029884более изΤι до менее чем 0,01%,В до 0,0015%,Са до 0,003%.
- 3. Стальная труба по п.1 или 2, в которой структура содержит менее чем 2 об.% остаточного аустенита.
- 4. Способ изготовления низколегированной стальной трубы для нефтяных скважин, отличающийся тем, что содержитстадию горячей обработки, на которой подвергают горячей обработке исходный материал, имеющий химический состав по п. 1 или 2, для формирования полой оболочки;стадию окончательной закалки, на которой полую оболочку подвергают закалке при скорости охлаждения, составляющей от 1°С/с до менее чем 15°С/с, когда температура полой оболочки составляет от 500 до 100°С, и температура полой оболочки, при которой прекращается охлаждение, составляет 100°С или менее; истадию отпуска закаленной полой оболочки.
- 5. Способ по п.4, отличающийся тем, что способ дополнительно включает стадию промежуточной термической обработки, на которой полую оболочку выдерживают при температуре на уровне точки А1 или выше после стадии горячей обработки и перед стадией окончательной закалки.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2013155674 | 2013-07-26 | ||
| PCT/JP2014/003858 WO2015011917A1 (ja) | 2013-07-26 | 2014-07-23 | 低合金油井用鋼管及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| EA201690267A1 EA201690267A1 (ru) | 2016-05-31 |
| EA029884B1 true EA029884B1 (ru) | 2018-05-31 |
Family
ID=52392981
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| EA201690267A EA029884B1 (ru) | 2013-07-26 | 2014-07-23 | Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин и способ ее изготовления |
Country Status (14)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US10036078B2 (ru) |
| EP (1) | EP3026139B1 (ru) |
| JP (1) | JP5880787B2 (ru) |
| CN (1) | CN105492642B (ru) |
| AR (1) | AR096965A1 (ru) |
| AU (1) | AU2014294435B2 (ru) |
| BR (1) | BR112016000543B1 (ru) |
| CA (1) | CA2918673C (ru) |
| EA (1) | EA029884B1 (ru) |
| ES (1) | ES2710773T3 (ru) |
| MX (1) | MX2016001121A (ru) |
| SA (1) | SA516370458B1 (ru) |
| UA (1) | UA114046C2 (ru) |
| WO (1) | WO2015011917A1 (ru) |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AR101200A1 (es) | 2014-07-25 | 2016-11-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Tubo de acero de baja aleación para pozo de petróleo |
| 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 |
| 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 |
| US20190055621A1 (en) * | 2016-03-25 | 2019-02-21 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same |
| DE102016114658B4 (de) * | 2016-08-08 | 2021-10-14 | Voestalpine Metal Forming Gmbh | Verfahren zum Formen und Härten von Stahlwerkstoffen |
| EP3508603B1 (en) * | 2016-09-01 | 2024-10-23 | Nippon Steel Corporation | Steel material, oil-well steel pipe or gas well steel pipe |
| BR112019005395B1 (pt) * | 2016-10-06 | 2022-10-11 | Nippon Steel Corporation | Material de aço, tubo de aço de poço de petróleo e método para produzir material de aço |
| US11313007B2 (en) | 2016-10-17 | 2022-04-26 | Jfe Steel Corporation | High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods, and method for producing the same |
| JP6801376B2 (ja) * | 2016-11-01 | 2020-12-16 | 日本製鉄株式会社 | 高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法 |
| JP6859836B2 (ja) * | 2017-05-01 | 2021-04-14 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材及び油井用継目無鋼管 |
| CN107829040A (zh) * | 2017-10-24 | 2018-03-23 | 潍坊友容实业有限公司 | 高强度抗盐碱金属管材及其制备方法 |
| JP6950519B2 (ja) * | 2017-12-25 | 2021-10-13 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法 |
| JP6947012B2 (ja) * | 2017-12-25 | 2021-10-13 | 日本製鉄株式会社 | 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法 |
| AR114708A1 (es) * | 2018-03-26 | 2020-10-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Material de acero adecuado para uso en entorno agrio |
| JP6901045B2 (ja) * | 2018-04-09 | 2021-07-14 | 日本製鉄株式会社 | 鋼管、及び、鋼管の製造方法 |
| US20210032730A1 (en) * | 2018-04-27 | 2021-02-04 | Vallourec Oil And Gas France | Sulphide stress cracking resistant steel, tubular product made from said steel, process for manufacturing a tubular product and use thereof |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61223168A (ja) * | 1985-03-29 | 1986-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 |
| JPS6254021A (ja) * | 1985-05-23 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度継目無鋼管の製造方法 |
| JPS63274717A (ja) * | 1987-05-06 | 1988-11-11 | Kawasaki Steel Corp | 降伏強さおよび耐硫化物応力腐食割れ性に優れた継目無鋼管の製造方法 |
| JPH08311551A (ja) * | 1995-05-15 | 1996-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
| JPH0959718A (ja) * | 1995-06-14 | 1997-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法 |
| JPH09249935A (ja) * | 1996-03-13 | 1997-09-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法 |
| WO2010100020A1 (en) * | 2009-03-03 | 2010-09-10 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas France | Low alloy steel with a high yield strength and high sulphide stress cracking resistance |
Family Cites Families (14)
| 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 |
| JPH01159318A (ja) * | 1987-12-16 | 1989-06-22 | Kawasaki Steel Corp | 中炭素低合金強靭鋼の製造方法 |
| 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 |
| WO1996036742A1 (fr) * | 1995-05-15 | 1996-11-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres |
| 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 |
| JP4140556B2 (ja) | 2004-06-14 | 2008-08-27 | 住友金属工業株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼 |
| JP4609138B2 (ja) | 2005-03-24 | 2011-01-12 | 住友金属工業株式会社 | 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 |
| JP4792778B2 (ja) * | 2005-03-29 | 2011-10-12 | 住友金属工業株式会社 | ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法 |
| JP5728836B2 (ja) | 2009-06-24 | 2015-06-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法 |
-
2014
- 2014-07-18 AR ARP140102663A patent/AR096965A1/es active IP Right Grant
- 2014-07-23 ES ES14829364T patent/ES2710773T3/es active Active
- 2014-07-23 JP JP2015528146A patent/JP5880787B2/ja active Active
- 2014-07-23 EA EA201690267A patent/EA029884B1/ru not_active IP Right Cessation
- 2014-07-23 CA CA2918673A patent/CA2918673C/en not_active Expired - Fee Related
- 2014-07-23 MX MX2016001121A patent/MX2016001121A/es active IP Right Grant
- 2014-07-23 BR BR112016000543-0A patent/BR112016000543B1/pt active IP Right Grant
- 2014-07-23 EP EP14829364.0A patent/EP3026139B1/en active Active
- 2014-07-23 US US14/905,311 patent/US10036078B2/en active Active
- 2014-07-23 UA UAA201601760A patent/UA114046C2/uk unknown
- 2014-07-23 CN CN201480042289.1A patent/CN105492642B/zh active Active
- 2014-07-23 AU AU2014294435A patent/AU2014294435B2/en not_active Ceased
- 2014-07-23 WO PCT/JP2014/003858 patent/WO2015011917A1/ja active Application Filing
-
2016
- 2016-01-25 SA SA516370458A patent/SA516370458B1/ar unknown
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61223168A (ja) * | 1985-03-29 | 1986-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐遅れ破壊性の優れた高強度鋼 |
| JPS6254021A (ja) * | 1985-05-23 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度継目無鋼管の製造方法 |
| JPS63274717A (ja) * | 1987-05-06 | 1988-11-11 | Kawasaki Steel Corp | 降伏強さおよび耐硫化物応力腐食割れ性に優れた継目無鋼管の製造方法 |
| JPH08311551A (ja) * | 1995-05-15 | 1996-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 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 |
| JPH0959718A (ja) * | 1995-06-14 | 1997-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法 |
| JPH09249935A (ja) * | 1996-03-13 | 1997-09-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法 |
| WO2010100020A1 (en) * | 2009-03-03 | 2010-09-10 | Vallourec Mannesmann Oil & Gas France | Low alloy steel with a high yield strength and high sulphide stress cracking resistance |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| AU2014294435A1 (en) | 2016-03-10 |
| AR096965A1 (es) | 2016-02-10 |
| WO2015011917A1 (ja) | 2015-01-29 |
| EA201690267A1 (ru) | 2016-05-31 |
| CN105492642B (zh) | 2017-04-05 |
| AU2014294435B2 (en) | 2017-07-06 |
| EP3026139A4 (en) | 2017-01-11 |
| CN105492642A (zh) | 2016-04-13 |
| JP5880787B2 (ja) | 2016-03-09 |
| ES2710773T3 (es) | 2019-04-26 |
| EP3026139A1 (en) | 2016-06-01 |
| US10036078B2 (en) | 2018-07-31 |
| MX2016001121A (es) | 2016-04-19 |
| BR112016000543B1 (pt) | 2020-11-17 |
| UA114046C2 (xx) | 2017-04-10 |
| CA2918673C (en) | 2018-02-27 |
| SA516370458B1 (ar) | 2016-07-03 |
| CA2918673A1 (en) | 2015-01-29 |
| EP3026139B1 (en) | 2018-11-21 |
| US20160160307A1 (en) | 2016-06-09 |
| JPWO2015011917A1 (ja) | 2017-03-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EA029884B1 (ru) | Низколегированная стальная труба для нефтяных скважин и способ ее изготовления | |
| US10655200B2 (en) | Steel material and oil-well steel pipe | |
| US10472690B2 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods and method of producing the same | |
| US11060160B2 (en) | Low-alloy steel for oil well pipe and method of manufacturing low-alloy steel oil well pipe | |
| EP3173501B1 (en) | Low alloy oil-well steel pipe | |
| JP5958450B2 (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| US10752979B2 (en) | Low alloy oil-well steel pipe | |
| WO2014068794A1 (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 | |
| US10640856B2 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods and method of producing the same | |
| JP6468302B2 (ja) | 高強度油井用鋼管用素材および該素材を用いた高強度油井用鋼管の製造方法 | |
| JP2019065343A (ja) | 油井用鋼管及びその製造方法 |
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 |