JP2017166019A - Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor - Google Patents

Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor Download PDF

Info

Publication number
JP2017166019A
JP2017166019A JP2016051902A JP2016051902A JP2017166019A JP 2017166019 A JP2017166019 A JP 2017166019A JP 2016051902 A JP2016051902 A JP 2016051902A JP 2016051902 A JP2016051902 A JP 2016051902A JP 2017166019 A JP2017166019 A JP 2017166019A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
strength
less
seamless steel
content
low
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
JP2016051902A
Other languages
Japanese (ja)
Inventor
桂一 近藤
Keiichi Kondo
桂一 近藤
裕紀 神谷
Yuki Kamiya
裕紀 神谷
俊雄 餅月
Toshio Mochizuki
俊雄 餅月
勇次 荒井
Yuji Arai
勇次 荒井
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Nippon Steel & Sumitomo Metal
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社, Nippon Steel & Sumitomo Metal filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to JP2016051902A priority Critical patent/JP2017166019A/en
Publication of JP2017166019A publication Critical patent/JP2017166019A/en
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Abstract

PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a low alloy seamless steel tube for high intensity oil well excellent in hydrogen embrittlement resistance.SOLUTION: A low alloy seamless steel tube for high intensity oil well has a chemical composition containing, by mass%, C:0.50 to 0.60, Si:0.05 to 0.50%, Mn:0.1 to 1.0%, P:0.02% or less, S:0.002% or less, Al:0.01 to 0.1%, N:0.006% or less, Cr:0.4 to 1.5%, Mo:0.5 to 2.5%, V:0.02 to 0.3%, Nb:0.01 to 0.2%, Ti:0.01% or less, B:0 to 0.0005%, Ca:0 to 0.003%, Ni:0 to 0.1%, Cu:0 to 0.05%, Co:0 to 1.0% and the balance:Fe with impurities, having yield strength of 1103 MPa or more, half width of a (211) surface of an α phase obtained by X ray diffraction of 0.4° or less and oil austenite grain with crystal grain size according to ASTM E112-10 of 8.5 or more.SELECTED DRAWING: None

Description

本発明は、高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法に関し、より詳しくは、耐水素脆化特性に優れた高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法に関する。   The present invention relates to a high-strength low-alloy seamless steel pipe for oil wells and a method for producing the same, and more particularly to a high-strength low-alloy seamless steel pipe excellent in hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same.
石油や天然ガス等のエネルギー確保の必要性から、油田開発は高深度化が進んでいる。油田開発に用いられる油井用鋼管は、地中で連結されて使用されるが、地中数千メートルの深度に達する場所での開発が行われおり、深度が増すにつれて油井用鋼管にかかる外圧も増加する。そのため、油井用鋼管の降伏強度を高める必要があり、従来使用されてきた95〜125ksi(655〜862MPa)級を超える、160ksi(1103MPa)級の高強度を有する油井用鋼管にニーズが生じつつある。   Due to the need to secure energy such as oil and natural gas, the development of oil fields has been deepening. Oil well steel pipes used for oil field development are connected and used in the ground, but are being developed in places that reach a depth of several thousand meters in the ground, and the external pressure applied to oil well steel pipes increases as the depth increases. To increase. Therefore, it is necessary to increase the yield strength of oil well steel pipes, and there is a need for oil well steel pipes having high strength of 160 ksi (1103 MPa) class, which exceeds the 95 to 125 ksi (655 to 862 MPa) class conventionally used. .
特許第5333700号公報には、862MPa以上の降伏強度を有する低合金油井管用鋼が記載されている。特許第5522322号公報には、758MPa以上の降伏強度を有する油井管用鋼が記載されている。   Japanese Patent No. 5333700 describes a low alloy oil well pipe steel having a yield strength of 862 MPa or more. Japanese Patent No. 5522322 describes oil well pipe steel having a yield strength of 758 MPa or more.
降伏強度を向上させる方法として、焼戻しの条件を調整することが考えられる。しかし、一般的に鋼材の降伏強度を160ksi以上のような高強度とした場合、遅れ破壊に代表される水素脆化が発生することが知られている。油井用鋼管においても、硫化水素を含まない環境であっても水素の影響は少なからずあり、高強度ゆえの水素脆化の発生を抑制することが重要になる。   As a method for improving the yield strength, adjusting the tempering conditions can be considered. However, it is generally known that hydrogen embrittlement represented by delayed fracture occurs when the yield strength of a steel material is set to a high strength such as 160 ksi or more. Even in oil well steel pipes, the influence of hydrogen is considerable in an environment that does not contain hydrogen sulfide, and it is important to suppress the occurrence of hydrogen embrittlement due to its high strength.
特開昭61−64815号公報には、所定の化学組成の鋼をオーステナイト粒度が8.5以上となるように調整して焼入れし、焼戻しパラメータPLMが16800以上となる条件で焼戻しをする高強度鋼の製造方法が記載されている。同公報によれば、この製造方法で製造された鋼は、150ksiを超える降伏強度を有し、かつ遅れ破壊性にも優れるとされている。 In JP-A-61-64815, a steel having a predetermined chemical composition is quenched by adjusting the austenite grain size to 8.5 or more and tempering under a condition that the tempering parameter PLM is 16800 or more. A method for producing high strength steel is described. According to the publication, the steel produced by this production method has a yield strength exceeding 150 ksi and is also excellent in delayed fracture property.
特開昭62−40345号公報には、(Mo×1/16+V×3/17)/C=Xなる式におけるXが0.5≦X≦1.5を満足する高張力油井用鋼管が記載されている。同公報によれば、この油井用鋼管は、150ksiを超える降伏強度を有し、かつ遅れ破壊性にも優れるとされている。   Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-40345 describes a high-strength well steel pipe in which X in the formula (Mo × 1/16 + V × 3/17) / C = X satisfies 0.5 ≦ X ≦ 1.5. Has been. According to the publication, this oil well steel pipe has a yield strength exceeding 150 ksi and is also excellent in delayed fracture property.
特許第5333700号公報Japanese Patent No. 5333700 特許第5522322号公報Japanese Patent No. 5522322 特開昭61−64815号公報JP-A-61-64815 特開昭62−40345号公報JP 62-40345 A
特開昭61−64815号公報や特開昭62−40345号公報に記載された技術をもってしても、安定した耐水素脆化特性を得ることができない場合がある。   Even with the techniques described in Japanese Patent Laid-Open Nos. 61-64815 and 62-40345, stable hydrogen embrittlement resistance may not be obtained.
本発明の目的は、耐水素脆化特性に優れた高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法を得ることである。   The object of the present invention is to obtain a high-strength low-alloy seamless steel pipe excellent in hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same.
本発明の一実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管は、化学組成が、質量%で、C:0.50〜0.60%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.1〜1.0%、P:0.02%以下、S:0.002%以下、Al:0.01〜0.1%、N:0.006%以下、Cr:0.4〜1.5%、Mo:0.5〜2.5%、V:0.02〜0.3%、Nb:0.01〜0.2%、Ti:0.01%以下、B:0〜0.0005%、Ca:0〜0.003%、Ni:0〜0.1%、Cu:0〜0.05%、Co:0〜1.0%、残部:Fe及び不純物であり、1103MPa以上の降伏強度を有し、X線回折により得られるα相の(211)面の半価幅が0.4°以下であり、ASTM E112−10に準拠した結晶粒度番号で8.5以上の旧オーステナイト粒を有する。   The low-strength seamless steel pipe for high-strength oil wells according to an embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.50 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.002% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.006% or less, Cr: 0.4 to 1.5%, Mo: 0.5-2.5%, V: 0.02-0.3%, Nb: 0.01-0.2%, Ti: 0.01% or less, B: 0 0.0005%, Ca: 0 to 0.003%, Ni: 0 to 0.1%, Cu: 0 to 0.05%, Co: 0 to 1.0%, balance: Fe and impurities, 1103 MPa The half-value width of the (211) plane of the α phase obtained by X-ray diffraction is 0.4 ° or less, and the crystal grain size number in accordance with ASTM E112-10 is 8.5 or more. Having a prior austenite grain.
本発明の一実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.50〜0.60%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.1〜1.0%、P:0.02%以下、S:0.002%以下、Al:0.01〜0.1%、N:0.006%以下、Cr:0.4〜1.5%、Mo:0.5〜2.5%、V:0.02〜0.3%、Nb:0.01〜0.2%、Ti:0.01%以下、B:0〜0.0005%、Ca:0〜0.003%、Ni:0〜0.1%、Cu:0〜0.05%、Co:0〜1.0%、残部:Fe及び不純物である素管を準備する工程と、前記素管を850〜920℃で焼入れする工程と、焼入れされた前記素管を焼戻しする工程とを備える。前記焼戻しする工程において、下記の式で定義される焼戻しパラメータTPが、前記素管のMo含有量が1.0質量%以下の場合は18200〜18500であり、前記素管のMo含有量が1.0質量%を超える場合は18300〜18650である。
TP=(T+273)×(20+log(t))
ここで、Tは焼戻し温度、tは保持時間を表わす。Tの単位は℃であり、tの単位は時間である。
The manufacturing method of the high-strength low-alloy seamless steel pipe for oil wells according to an embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.50 to 0.60%, Si: 0.05 to 0.50%. , Mn: 0.1 to 1.0%, P: 0.02% or less, S: 0.002% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.006% or less, Cr: 0 .4 to 1.5%, Mo: 0.5 to 2.5%, V: 0.02 to 0.3%, Nb: 0.01 to 0.2%, Ti: 0.01% or less, B : 0 to 0.0005%, Ca: 0 to 0.003%, Ni: 0 to 0.1%, Cu: 0 to 0.05%, Co: 0 to 1.0%, balance: Fe and impurities A step of preparing a raw pipe, a step of quenching the raw pipe at 850 to 920 ° C., and a step of tempering the quenched raw pipe. In the tempering step, the tempering parameter TP defined by the following formula is 18200 to 18500 when the Mo content of the element tube is 1.0 mass% or less, and the Mo content of the element tube is 1 When it exceeds 0.0 mass%, it is 18300-18650.
TP = (T + 273) × (20 + log (t))
Here, T represents the tempering temperature, and t represents the holding time. The unit of T is ° C., and the unit of t is time.
本発明によれば、耐水素脆化特性に優れた高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法が得られる。   According to the present invention, a high-strength low-alloy seamless steel pipe excellent in hydrogen embrittlement resistance and a method for producing the same can be obtained.
図1は、高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法の一例を示すフロー図である。FIG. 1 is a flow diagram illustrating an example of a method for producing a low-strength seamless steel pipe for high-strength oil wells. 図2は、焼入れ工程における素管の表面温度の時間変化を示す図である。FIG. 2 is a diagram showing the change over time of the surface temperature of the blank tube in the quenching process.
本発明者らは、160ksi(1103MPa)以上の高強度を維持しつつ、耐水素脆化特性を向上させる方法を検討した。   The present inventors examined a method for improving the hydrogen embrittlement resistance while maintaining a high strength of 160 ksi (1103 MPa) or more.
特開昭61−64815号公報や特開昭62−40345号公報に記載された高強度鋼の耐水素脆化特性を向上させる方法として、焼戻し温度を高くしたり焼戻し時間を長くしたりすることが考えられる。焼戻し温度を高くしたり焼戻し時間を長くしたりすることで、水素のトラップサイトである転位の密度を減らせるためである。一方、転位は、鋼の高強度化にも寄与する。そのため、単純に焼戻し温度を高くしたり焼戻し時間を長くしたりすれば、必要な降伏強度を維持できなくなる。   As a method for improving the hydrogen embrittlement resistance of high-strength steel described in JP-A-61-64815 or JP-A-62-234545, increasing the tempering temperature or extending the tempering time. Can be considered. This is because the density of dislocations, which are hydrogen trap sites, can be reduced by increasing the tempering temperature or increasing the tempering time. On the other hand, dislocations contribute to increasing the strength of steel. Therefore, if the tempering temperature is simply increased or the tempering time is increased, the required yield strength cannot be maintained.
特許第5333700号公報や特許第5522322号公報に記載された耐サワー性を有する油井用鋼管から出発して、これらの油井用鋼管を高強度化することも考えられる。高強度化の方法として、上記とは反対に、焼戻し温度を低くしたり焼戻し時間を短くしたりすることが考えられる。しかしこの場合も、単純に焼戻し温度を低くしたり焼戻し時間を短くしたりすれば、転位密度が増加し、必要な耐水素脆化特性が得られない。   Starting from the oil well steel pipe having the sour resistance described in Japanese Patent No. 5333700 and Japanese Patent No. 5522322, it is also possible to increase the strength of these oil well steel pipes. As a method for increasing the strength, contrary to the above, it is conceivable to lower the tempering temperature or shorten the tempering time. However, in this case as well, if the tempering temperature is simply lowered or the tempering time is shortened, the dislocation density increases and the necessary hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained.
本発明者らは、種々の検討の結果、鋼のC含有量を高くし、さらにCrとVとを含有させたうえで焼戻し条件を適切に調整すれば、1103MPa以上の高強度と優れた耐水素脆化特性とを両立できることを見いだした。   As a result of various studies, the inventors have increased the C content of steel, further added Cr and V, and appropriately adjusted the tempering conditions, resulting in a high strength of 1103 MPa or more and excellent resistance. It was found that both hydrogen embrittlement characteristics can be achieved.
上述のとおり、高温で長時間の焼戻しをすると、転位密度が低下して強度が低下する。一方、Cは、焼戻し中に炭化物を形成して析出し、鋼の強度を向上させる。C含有量の高い鋼では、析出した炭化物が降伏強度を担うため、高温で長時間の焼戻しをしても必要な降伏強度を維持することができる。またVは、鋼の焼戻し軟化抵抗を向上させる。Vを含有させることで、必要な降伏強度を維持したまま、より高温で長時間の焼戻しをすることができる。   As described above, when tempering at a high temperature for a long time, the dislocation density decreases and the strength decreases. On the other hand, C forms and precipitates carbides during tempering and improves the strength of the steel. In steel with a high C content, the precipitated carbide bears the yield strength, so that the necessary yield strength can be maintained even when tempering at a high temperature for a long time. V also improves the temper softening resistance of the steel. By containing V, it is possible to perform tempering at a higher temperature for a long time while maintaining the necessary yield strength.
C含有量を高くすると、焼戻しの温度によっては、アスペクト比(長径/短径)の高い炭化物が形成される場合がある。アスペクト比の高い炭化物は、割れの起点となるため、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。Crは、適切な量のMoとともに含有されれば、炭化物を球状化する作用を有する。そのため、適切な量のCrを含有させることによって、C含有量を高くしても、アスペクト比の高い炭化物の形成を抑制することができる。   When the C content is increased, a carbide having a high aspect ratio (major axis / minor axis) may be formed depending on the tempering temperature. A carbide with a high aspect ratio is the starting point of cracking, thus reducing the hydrogen embrittlement resistance of the steel. When Cr is contained together with an appropriate amount of Mo, it has the effect of spheroidizing the carbide. Therefore, by containing an appropriate amount of Cr, formation of carbide with a high aspect ratio can be suppressed even if the C content is increased.
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管を詳述する。   Based on the above findings, the present invention has been completed. Hereinafter, a high-strength low-alloy seamless steel pipe according to an embodiment of the present invention will be described in detail.
[化学組成]
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「%」は、質量%を意味する。
[Chemical composition]
The low-strength seamless steel pipe for high-strength wells according to this embodiment has a chemical composition described below. In the following description, “%” of the element content means mass%.
C:0.50〜0.60%
炭素(C)は、焼戻し中に炭化物を形成して析出し、鋼の強度を向上させる。そのため、転位密度に依存せずに高強度が得られる。C含有量が0.50%未満では、この効果が十分に得られない。一方、C含有量が0.60%を超えると、効果が飽和する。したがって、C含有量は0.50〜0.60%である。C含有量の下限は、好ましくは0.52%である。C含有量の上限は、好ましくは0.58%であり、さらに好ましくは0.55%である。
C: 0.50 to 0.60%
Carbon (C) precipitates by forming carbides during tempering and improves the strength of the steel. Therefore, high strength can be obtained without depending on the dislocation density. If the C content is less than 0.50%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the C content exceeds 0.60%, the effect is saturated. Therefore, the C content is 0.50 to 0.60%. The lower limit of the C content is preferably 0.52%. The upper limit of the C content is preferably 0.58%, more preferably 0.55%.
Si:0.05〜0.50%
シリコン(Si)は、鋼を脱酸する。Si含有量が0.05%未満では、この効果が十分に得られない。一方、Si含有量が0.50%を超えると、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Si含有量は0.05〜0.50%である。Si含有量の下限は、好ましくは0.10%であり、さらに好ましくは0.20%である。Si含有量の上限は、好ましくは0.45%であり、さらに好ましくは0.40%である。
Si: 0.05 to 0.50%
Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is less than 0.05%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Si content exceeds 0.50%, the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 0.50%. The lower limit of the Si content is preferably 0.10%, more preferably 0.20%. The upper limit of the Si content is preferably 0.45%, more preferably 0.40%.
Mn:0.1〜1.0%
マンガン(Mn)は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Mn含有量が0.1%未満では、この効果が十分に得られない。一方、Mn含有量が1.0%を超えると、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Mn含有量は0.1〜1.0%である。Mn含有量の下限は、好ましくは0.2%であり、さらに好ましくは0.3%である。Mn含有量の上限は、好ましくは0.8%であり、さらに好ましくは0.6%である。
Mn: 0.1 to 1.0%
Manganese (Mn) increases the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. If the Mn content is less than 0.1%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 0.1 to 1.0%. The lower limit of the Mn content is preferably 0.2%, more preferably 0.3%. The upper limit of the Mn content is preferably 0.8%, more preferably 0.6%.
P:0.02%以下
燐(P)は不純物である。Pは粒界に偏析して、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、P含有量は0.02%以下である。P含有量はなるべく低い方が好ましい。P含有量は、好ましくは0.015%以下である。
P: 0.02% or less Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and reduces the hydrogen embrittlement resistance of the steel. Therefore, the P content is 0.02% or less. The P content is preferably as low as possible. The P content is preferably 0.015% or less.
S:0.002%以下
硫黄(S)は不純物である。Sは鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、S含有量は0.002%以下である。S含有量はなるべく低い方が好ましい。S含有量は、好ましくは0.0015%以下である。
S: 0.002% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the hydrogen embrittlement resistance of the steel. Therefore, the S content is 0.002% or less. The S content is preferably as low as possible. The S content is preferably 0.0015% or less.
Al:0.01〜0.1%
アルミニウム(Al)は、鋼を脱酸する。Al含有量が0.01%未満では、この効果が十分に得られない。一方、Al含有量が0.1%を超えると、介在物が粗大化して鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Al含有量は0.01〜0.1%である。Al含有量の下限は、好ましくは0.02%である。Al含有量の上限は、好ましくは0.08%であり、さらに好ましくは0.06%である。本明細書におけるAl含有量は、酸可溶Al(いわゆるSol.Al)の含有量を意味する。
Al: 0.01 to 0.1%
Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.01%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, the inclusions become coarse and the hydrogen embrittlement resistance of the steel deteriorates. Therefore, the Al content is 0.01 to 0.1%. The lower limit of the Al content is preferably 0.02%. The upper limit of the Al content is preferably 0.08%, more preferably 0.06%. The Al content in the present specification means the content of acid-soluble Al (so-called Sol. Al).
N:0.006%以下
窒素(N)は不純物である。Nは窒化物系介在物を形成し、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、N含有量は0.006%以下である。N含有量はなるべく少ない方が好ましい。N含有量の上限は、好ましくは0.005%であり、さらに好ましくは0.004%である。コストの観点から、N含有量の下限は、好ましくは0.001%である。
N: 0.006% or less Nitrogen (N) is an impurity. N forms nitride inclusions and lowers the hydrogen embrittlement resistance of the steel. Therefore, the N content is 0.006% or less. The N content is preferably as low as possible. The upper limit of the N content is preferably 0.005%, more preferably 0.004%. From the viewpoint of cost, the lower limit of the N content is preferably 0.001%.
Cr:0.4〜1.5%
クロム(Cr)は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Crはまた、適切な量のMoとともに含有されれば、炭化物を球状化する作用を有する。そのため、C含有量の高い鋼において耐水素脆化特性の向上に寄与する。Cr含有量が0.4%未満では、この効果が十分に得られない。一方、Cr含有量が1.5%を超えると、効果が飽和する。したがって、Cr含有量は0.4〜1.5%である。Cr含有量の下限は、好ましくは0.45%であり、さらに好ましくは0.8%である。Cr含有量の上限は、好ましくは1.3%であり、さらに好ましくは1.2%である。
Cr: 0.4 to 1.5%
Chromium (Cr) increases the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. Cr also has the effect of spheroidizing carbides if included with an appropriate amount of Mo. Therefore, it contributes to the improvement of hydrogen embrittlement resistance in steel with a high C content. If the Cr content is less than 0.4%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the Cr content exceeds 1.5%, the effect is saturated. Therefore, the Cr content is 0.4 to 1.5%. The lower limit of the Cr content is preferably 0.45%, more preferably 0.8%. The upper limit of the Cr content is preferably 1.3%, more preferably 1.2%.
Mo:0.5〜2.5%
モリブデン(Mo)は、合金炭化物を形成する。合金炭化物は、水素を強くトラップし、鋼の耐水素脆化特性を向上させる。Mo含有量が0.5%未満では、この効果が十分に得られない。一方、Mo含有量が2.5%を超えると、効果が飽和する。したがって、Mo含有量は0.5〜2.5%である。Mo含有量の下限は、好ましくは0.6%であり、さらに好ましくは0.7%である。Mo含有量の上限は、好ましくは2.0%であり、さらに好ましくは1.8%である。
Mo: 0.5-2.5%
Molybdenum (Mo) forms alloy carbides. Alloy carbides strongly trap hydrogen and improve the hydrogen embrittlement resistance of the steel. If the Mo content is less than 0.5%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Mo content exceeds 2.5%, the effect is saturated. Therefore, the Mo content is 0.5 to 2.5%. The lower limit of the Mo content is preferably 0.6%, and more preferably 0.7%. The upper limit of the Mo content is preferably 2.0%, more preferably 1.8%.
V:0.02〜0.3%
バナジウム(V)は、微細な合金炭化物を形成し、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。V含有量が0.02%未満では、この効果が十分に得られない。一方、V含有量が0.3%を超えると、効果が飽和する。したがって、V含有量は0.02〜0.3%である。V含有量の下限は、好ましくは0.04%であり、さらに好ましくは0.06%である。V含有量の上限は、好ましくは0.2%であり、さらに好ましくは0.1%である。
V: 0.02-0.3%
Vanadium (V) forms fine alloy carbides and increases the temper softening resistance of the steel. If the V content is less than 0.02%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the V content exceeds 0.3%, the effect is saturated. Therefore, the V content is 0.02 to 0.3%. The lower limit of the V content is preferably 0.04%, more preferably 0.06%. The upper limit of the V content is preferably 0.2%, more preferably 0.1%.
Nb:0.01〜0.2%
ニオブ(Nb)は、炭化物を形成して鋼の強度を向上させる。Nbの炭化物はまた、ピン止め効果によって結晶粒の微細化にも寄与する。Nb含有量が0.01%未満では、この効果が十分に得られない。一方、Nb含有量が0.2%を超えると、窒化物系介在物が粗大化し、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Nb含有量は0.01〜0.2%である。Nb含有量の下限は、好ましくは0.012%である。Nb含有量の上限は、好ましくは0.1%であり、さらに好ましくは0.08%である。
Nb: 0.01 to 0.2%
Niobium (Nb) forms carbides and improves the strength of the steel. The carbide of Nb also contributes to the refinement of crystal grains by the pinning effect. If the Nb content is less than 0.01%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Nb content exceeds 0.2%, the nitride inclusions become coarse, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, the Nb content is 0.01 to 0.2%. The lower limit of the Nb content is preferably 0.012%. The upper limit of the Nb content is preferably 0.1%, more preferably 0.08%.
Ti:0.01%以下
チタン(Ti)は、窒化物又は炭窒化物を形成し、ピン止め効果によって結晶粒の微細化に寄与する。Tiが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ti含有量が0.01%を超えると、窒化物系介在物が粗大化し、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ti含有量は0.01%以下である。Ti含有量の下限は、好ましくは0.001%である。Ti含有量の上限は、好ましくは0.009%であり、さらに好ましくは0.008%である。
Ti: 0.01% or less Titanium (Ti) forms a nitride or carbonitride, and contributes to refinement of crystal grains by a pinning effect. This effect can be obtained if Ti is contained even a little. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.01%, the nitride inclusions become coarse, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, the Ti content is 0.01% or less. The lower limit of the Ti content is preferably 0.001%. The upper limit of the Ti content is preferably 0.009%, and more preferably 0.008%.
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の化学組成の残部は、Fe及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。   The balance of the chemical composition of the high-strength low-alloy seamless steel pipe according to the present embodiment is Fe and impurities. The impurity here refers to an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or an element mixed from the environment of the manufacturing process.
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の化学組成はさらに、Feの一部に代えて、以下に説明する元素を含有してもよい。以下に説明する元素は、すべて選択元素である。すなわち、本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の化学組成は、以下の元素の一部又は全部を含有していなくてもよい。   The chemical composition of the low-strength seamless steel pipe for high-strength wells according to the present embodiment may further contain elements described below instead of a part of Fe. All elements described below are selective elements. That is, the chemical composition of the low-strength seamless steel pipe for high-strength oil wells according to this embodiment may not contain some or all of the following elements.
B:0〜0.0005%
ボロン(B)は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Bが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、B含有量が0.0005%を超えると、窒化物系介在物が形成され、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、B含有量は0〜0.0005%である。B含有量の下限は、好ましくは0.0001%である。B含有量の上限は、好ましくは0.0004%である。
B: 0 to 0.0005%
Boron (B) increases the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. If B is contained even a little, this effect can be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.0005%, nitride inclusions are formed, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, the B content is 0 to 0.0005%. The lower limit of the B content is preferably 0.0001%. The upper limit of the B content is preferably 0.0004%.
Ca:0〜0.003%
カルシウム(Ca)は、硫化物系介在物の形状を改善し、耐水素脆化特性の向上に寄与する。Caが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ca含有量が0.003%を超えると、酸化物系介在物が形成され、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Caは0〜0.003%である。Ca含有量の下限は、好ましくは0.001%である。Ca含有量の上限は、好ましくは0.0025%である。
Ca: 0 to 0.003%
Calcium (Ca) improves the shape of sulfide inclusions and contributes to the improvement of hydrogen embrittlement resistance. This effect can be obtained if Ca is contained even a little. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.003%, oxide inclusions are formed, and the hydrogen embrittlement resistance of the steel decreases. Therefore, Ca is 0 to 0.003%. The lower limit of the Ca content is preferably 0.001%. The upper limit of the Ca content is preferably 0.0025%.
Ni:0〜0.1%
ニッケル(Ni)は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Niが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ni含有量が0.1%を超えると、効果が飽和する。したがって、Ni含有量は0〜0.1%である。Ni含有量の下限は、好ましくは0.01%である。Ni含有量の上限は、好ましくは0.08%である。
Ni: 0 to 0.1%
Nickel (Ni) increases the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. This effect can be obtained if Ni is contained even a little. On the other hand, when the Ni content exceeds 0.1%, the effect is saturated. Therefore, the Ni content is 0 to 0.1%. The lower limit of the Ni content is preferably 0.01%. The upper limit of the Ni content is preferably 0.08%.
Cu:0〜0.05%
銅(Cu)は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Cuが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Cu含有量が0.05%を超えると、効果が飽和する。したがって、Cu含有量は0〜0.05%である。Cu含有量の下限は、好ましくは0.01%である。Cu含有量の上限は、好ましくは0.04%である。
Cu: 0 to 0.05%
Copper (Cu) increases the hardenability of steel and contributes to the improvement of strength. This effect can be obtained if Cu is contained even a little. On the other hand, when the Cu content exceeds 0.05%, the effect is saturated. Therefore, the Cu content is 0 to 0.05%. The lower limit of the Cu content is preferably 0.01%. The upper limit of the Cu content is preferably 0.04%.
Co:0〜1.0%
コバルト(Co)は、腐食速度を低減し、鋼の耐水素脆化特性を高める。Coが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Co含有量が1.0%を超えると、効果が飽和する。したがって、Co含有量は0〜1.0%である。Co含有量の下限は、好ましくは0.01%であり、さらに好ましくは0.05%である。
Co: 0 to 1.0%
Cobalt (Co) reduces the corrosion rate and increases the hydrogen embrittlement resistance of the steel. This effect can be obtained if Co is contained even a little. On the other hand, when the Co content exceeds 1.0%, the effect is saturated. Therefore, the Co content is 0 to 1.0%. The lower limit of the Co content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%.
[組織、降伏強度、及び転位密度]
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の組織は、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、又は焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトとの混合組織を有する。より具体的には、高強度油井用低合金継目無鋼管の組織は、主として焼戻しマルテンサイト及び/又は焼戻しベイナイトからなり、さらに焼戻し中に析出した炭化物を含む。高強度油井用低合金継目無鋼管の組織は、窒化物や炭窒化物等の炭化物以外の析出物、介在物、並びに残留オーステナイトを含んでいてもよい。ただし、残留オーステナイトは強度のばらつきを生じさせるため、体積分率で5%以下であることが好ましい。
[Structure, yield strength, and dislocation density]
The structure of the low-alloy seamless steel pipe for high-strength oil wells according to this embodiment has a tempered martensite, tempered bainite, or a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite. More specifically, the structure of the high-strength low-alloy seamless steel pipe for oil wells is mainly composed of tempered martensite and / or tempered bainite, and further includes carbides precipitated during tempering. The structure of the low-alloy seamless steel pipe for high-strength oil wells may contain precipitates other than carbides such as nitrides and carbonitrides, inclusions, and retained austenite. However, since retained austenite causes variations in strength, the volume fraction is preferably 5% or less.
残留オーステナイトの体積分率は、次のように測定する。鋼管の厚さ方向の中央部を含む試験片を採取する。採取した試験片の表面を研磨する。研磨した試験片に対して、CoKα線を入射X線として使用し、X線回折を実施する。α相の(220)面、(200)面、(111)面の積分強度と、オーステナイトの(220)面、(200)面、(111)面の積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率を定量する。   The volume fraction of retained austenite is measured as follows. A specimen including the central portion in the thickness direction of the steel pipe is collected. The surface of the collected specimen is polished. X-ray diffraction is performed on the polished specimen using CoKα rays as incident X-rays. The volume fraction of retained austenite from the integrated intensity of the (220) plane, (200) plane and (111) plane of the α phase and the integrated intensity of the (220) plane, (200) plane and (111) plane of austenite. Quantify.
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の組織はさらに、ASTM E112−10に準拠した結晶粒度番号で8.5以上の旧オーステナイト粒を有する。旧オーステナイト粒が結晶粒度番号で8.5未満の粗粒の場合、必要な降伏強度を得ることが難しくなる。また、耐水素脆化特性が低下する。旧オーステナイト粒は、好ましくは結晶粒度番号で9.0以上、より好ましくは9.2以上である。   The structure of the low-alloy seamless steel pipe for high-strength wells according to the present embodiment further has prior austenite grains having a crystal grain size number of 8.5 or more in accordance with ASTM E112-10. When prior austenite grains are coarse grains having a grain size number of less than 8.5, it is difficult to obtain the required yield strength. In addition, the hydrogen embrittlement resistance is reduced. The prior austenite grains preferably have a crystal grain size number of 9.0 or more, more preferably 9.2 or more.
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管は、160ksi(1103MPa)以上の降伏強度を有する。本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の降伏強度は、好ましくは165ksi(1138MPa)以上である。一方、降伏強度が高すぎると、耐水脆化特性を維持することが困難になる。本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の降伏強度は、好ましくは175ksi(1207MPa)以下である。   The low-strength seamless steel pipe for high-strength wells according to this embodiment has a yield strength of 160 ksi (1103 MPa) or more. The yield strength of the low-alloy seamless steel pipe for high-strength wells according to this embodiment is preferably 165 ksi (1138 MPa) or more. On the other hand, if the yield strength is too high, it becomes difficult to maintain the water embrittlement resistance. The yield strength of the high-strength low-alloy seamless steel pipe according to this embodiment is preferably 175 ksi (1207 MPa) or less.
本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管は、X線回折法により得られるα相の(211)面の半価幅が0.4°以下である。α相の(211)面の半価幅が0.4°以下であれば、転位密度が低いため鋼中に水素が蓄積しにくく、耐水素脆化特性が向上する。α相の(211)面の半価幅は、好ましくは0.38°以下であり、さらに好ましくは0.36°以下である。   In the low-strength seamless steel pipe for high-strength wells according to this embodiment, the half width of the (211) plane of the α phase obtained by the X-ray diffraction method is 0.4 ° or less. If the half width of the (211) plane of the α phase is 0.4 ° or less, the dislocation density is low, so that hydrogen is difficult to accumulate in the steel and the hydrogen embrittlement resistance is improved. The half width of the (211) plane of the α phase is preferably 0.38 ° or less, and more preferably 0.36 ° or less.
半価幅は、次のように測定する。鋼管の厚さ方向の中央部を含む試験片を採取する。採取した試験片の表面を研磨する。研磨した試験片に対して、CoKα線を入射X線として使用し、X線回折を実施する。α相の(211)面に相当する結晶面の回折線の半価幅を測定する。   The half width is measured as follows. A specimen including the central portion in the thickness direction of the steel pipe is collected. The surface of the collected specimen is polished. X-ray diffraction is performed on the polished specimen using CoKα rays as incident X-rays. The half width of the diffraction line on the crystal plane corresponding to the (211) plane of the α phase is measured.
より具体的には、CoKα線中のKα1とKα2とに起因する回折線をフィッティングによって分離し、Kα1に起因する回折線のみを抽出して半価幅を求める。半価幅は、ピーク高さの半価になる高さを測定する。なお、LaBの単結晶(半値幅を持たない理想結晶)を用いて装置由来の半価幅を測定し、実測された値から差し引く補正を行う。なお、半価幅は、半価全幅(FWHM)である。 More specifically, the diffraction lines caused by Kα1 and Kα2 in the CoKα line are separated by fitting, and only the diffraction lines caused by Kα1 are extracted to obtain the half width. The half width is a height at which the half height of the peak height is measured. Note that the half-value width derived from the apparatus is measured using a single crystal of LaB 6 (ideal crystal having no half-value width), and correction is performed by subtracting from the actually measured value. The half width is the full width at half maximum (FWHM).
[製造方法]
以下、本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。本実施形態による高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
[Production method]
Hereinafter, an example of the manufacturing method of the low alloy seamless steel pipe for high strength oil wells by this embodiment is demonstrated. The manufacturing method of the low-strength seamless steel pipe for high-strength wells by this embodiment is not limited to this.
図1は、高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法は、素管を準備する工程(ステップS1)、素管をノルマライズする工程(ステップS2)、ノルマライズした素管を焼入れする工程(ステップS3)、及び焼入れした素管を焼戻しする工程(ステップS4)を備えている。   FIG. 1 is a flow diagram illustrating an example of a method for producing a low-strength seamless steel pipe for high-strength oil wells. This manufacturing method includes a step of preparing a tube (step S1), a step of normalizing the tube (step S2), a step of quenching the normalized tube (step S3), and tempering the quenched tube. The process (step S4) is provided.
[素管準備工程(ステップS1)]
上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法によって連続鋳造材にする。連続鋳造材は例えば、スラブ、ブルーム、又はビレットである。溶鋼を造塊法によってインゴットにしてもよい。スラブ、ブルーム、又はインゴットは、熱間加工によってビレットにする。連続鋳造又は熱間加工によって得られたビレットを熱間加工して素管を製造する。熱間加工は例えば、マンネスマン法である。他の熱間加工によって素管を製造してもよい。
[Primary tube preparation process (step S1)]
The steel having the above chemical composition is melted and refined by a well-known method. Subsequently, the molten steel is made into a continuous cast material by a continuous casting method. The continuous cast material is, for example, a slab, bloom, or billet. Molten steel may be made into an ingot by the ingot-making method. The slab, bloom, or ingot is billeted by hot working. A billet obtained by continuous casting or hot working is hot-worked to manufacture a raw pipe. Hot working is, for example, the Mannesmann method. The raw tube may be manufactured by other hot working.
[ノルマライズ工程(ステップS2)]
本発明の製造方法では、素管準備工程後であって焼入れ工程前に、他の熱処理(中間熱処理)を実施してもよい。例えば、熱間加工後の素管に対してノルマライズ(焼準)処理を実施してもよい。具体的には、熱間加工後の素管をA点よりも高い温度(例えば、850〜950℃)で一定時間保持し、その後放冷する。保持時間は例えば、15〜130分である。
[Normalize Step (Step S2)]
In the production method of the present invention, another heat treatment (intermediate heat treatment) may be performed after the raw tube preparation step and before the quenching step. For example, normalization processing may be performed on the raw tube after hot working. Specifically, hot raw tube to a temperature higher than the 3-point A after processing (e.g., 850 to 950 ° C.) and a predetermined time retained in, and then allowed to cool. The holding time is, for example, 15 to 130 minutes.
ノルマライズ処理では通常、熱間加工後、素管を常温に冷却した後、Ac3点以上に加熱する。しかしながら、本発明においてノルマライズ処理は、熱間加工後、素管をそのままAc3点以上の温度に保持することにより実施されてもよい。 In the normalizing process, usually, after hot working, the raw tube is cooled to room temperature and then heated to Ac 3 point or higher. However, in the present invention, the normalizing process may be performed by maintaining the raw tube as it is at a temperature of the Ac3 point or higher after hot working.
[焼入れ工程(ステップS3)]
準備された素管、又はノルマライズされた素管に対して、焼入れを実施する(ステップS3)。焼入れとして例えば、以下に説明する連続冷却処理による焼入れ、又は恒温処理を含む焼入れを採用することができる。
[Quenching process (step S3)]
Quenching is performed on the prepared tube or the normalized tube (step S3). As the quenching, for example, quenching by a continuous cooling process described below or quenching including a constant temperature process can be employed.
図2は、焼入れ工程における素管の表面温度の時間変化を示す図である。曲線C10は連続冷却処理による焼入れの場合を、曲線C11は恒温処理を含む焼入れの場合を、それぞれ示している。いずれの焼入れにおいても、焼入れ温度(素管の焼入れ時の表面温度)は850〜920℃である。   FIG. 2 is a diagram showing the change over time of the surface temperature of the blank tube in the quenching process. Curve C10 shows the case of quenching by continuous cooling treatment, and curve C11 shows the case of quenching including constant temperature treatment. In any quenching, the quenching temperature (surface temperature during quenching of the tube) is 850 to 920 ° C.
連続冷却処理による焼入れでは、図2の曲線C10に示すとおり、焼入れ温度から素管の表面温度を連続的に低下させる。連続冷却処理としては例えば、水槽や油槽に素管を浸漬して冷却する方法や、シャワーやミストにより素管を冷却する方法がある。素管の表面温度が焼入れ温度からMs点に到達するまでの時間(以下、Ms点通過時間という。)は、100〜600秒であることが好ましい。Ms点通過時間が600秒を超えると、十分な焼入れ組織が得られない場合がある。一方、Ms点通過時間が100秒未満になると、焼割れが発生しやすくなる。   In quenching by continuous cooling treatment, as shown by a curve C10 in FIG. 2, the surface temperature of the raw tube is continuously lowered from the quenching temperature. As the continuous cooling treatment, for example, there are a method of immersing the raw tube in a water tank or an oil bath and cooling, and a method of cooling the raw tube with a shower or mist. The time until the surface temperature of the blank tube reaches the Ms point from the quenching temperature (hereinafter referred to as the Ms point passing time) is preferably 100 to 600 seconds. If the Ms point passage time exceeds 600 seconds, a sufficiently quenched structure may not be obtained. On the other hand, if the Ms point passage time is less than 100 seconds, the burning cracks are likely to occur.
恒温処理を含む焼入れでは、図2の曲線C11に示すとおり、初期冷却により素管を例えば100℃超300℃以下の温度に冷却した後、その温度範囲内で一定時間保持する。初期冷却の冷却停止温度が300℃を超えると、焼戻しの際に転位が回復しにくくなる。恒温処理の保持時間は例えば、5〜60分である。高温処理後の冷却は、水冷でも空冷でもよい。   In quenching including a constant temperature treatment, as shown by a curve C11 in FIG. 2, the raw tube is cooled to a temperature of, for example, more than 100 ° C. and not more than 300 ° C. by initial cooling, and then held within the temperature range for a certain time. When the cooling stop temperature of the initial cooling exceeds 300 ° C., dislocations are difficult to recover during tempering. The holding time of the constant temperature treatment is, for example, 5 to 60 minutes. The cooling after the high temperature treatment may be water cooling or air cooling.
[焼戻し工程(ステップS4)]
焼入れされた素管を焼戻しする(ステップS4)。具体的には、焼入れされた素管を所定の焼戻し温度で所定の保持時間保持する。焼戻し温度は、例えば600〜700℃であり、好ましくは630〜690℃であり、さらに好ましくは650〜680℃である。
[Tempering step (step S4)]
The quenched pipe is tempered (step S4). Specifically, the quenched pipe is held at a predetermined tempering temperature for a predetermined holding time. Tempering temperature is 600-700 degreeC, for example, Preferably it is 630-690 degreeC, More preferably, it is 650-680 degreeC.
焼戻しの条件は、素管の化学組成に応じて決定する。具体的には、下記の式で定義される焼戻しパラメータTPを、素管のMo含有量が1.0質量%以上の場合は18200〜18500とし、素管のMo含有量が1.0質量%を超える場合は18300〜18650とする。
TP=(T+273)×(20+log(t))
ここで、Tは焼戻し温度、tは保持時間を表わす。Tの単位は℃であり、tの単位は時間である。log(t)はtの常用対数である。
The tempering conditions are determined according to the chemical composition of the raw tube. Specifically, the tempering parameter TP defined by the following equation is set to 18200 to 18500 when the Mo content of the raw pipe is 1.0 mass% or more, and the Mo content of the raw pipe is 1.0 mass%. In the case of exceeding 18300 to 18650.
TP = (T + 273) × (20 + log (t))
Here, T represents the tempering temperature, and t represents the holding time. The unit of T is ° C., and the unit of t is time. log (t) is a common logarithm of t.
焼戻しパラメータTPの値が低すぎると、転位が十分に回復せず、十分な耐水素脆化特性が得られなくなる。一方、焼戻しパタメータTPの値が高すぎると、必要な降伏強度が得られなくなる。   If the value of the tempering parameter TP is too low, dislocations are not sufficiently recovered and sufficient hydrogen embrittlement resistance cannot be obtained. On the other hand, if the value of the tempering parameter TP is too high, the required yield strength cannot be obtained.
以上、高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法の一例を説明した。この製造方法によって製造された高強度油井用低合金継目無鋼管は、1103MPa以上の降伏強度を有し、X線回折により得られるα相の(211)面の半価幅が0.4°以下であり、ASTM E112−10に準拠した結晶粒度番号で8.5以上の旧オーステナイト粒を有する。   In the above, an example of the manufacturing method of the low alloy seamless steel pipe for high strength oil wells was demonstrated. The low-strength seamless steel pipe for high-strength oil wells produced by this production method has a yield strength of 1103 MPa or more, and the half-value width of the (211) plane of the α phase obtained by X-ray diffraction is 0.4 ° or less. And having prior austenite grains having a crystal grain size number of 8.5 or more in accordance with ASTM E112-10.
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。   Hereinafter, the present invention will be described more specifically with reference to examples. The present invention is not limited to these examples.
表1に示す化学組成を有する鋼A〜Sを熱間加工して、外径244.48mm×肉厚13.84mm、又は外径185.0mm×肉厚7.0mmの継目無鋼管を製造した。表1の「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。   Steels A to S having the chemical compositions shown in Table 1 were hot worked to produce seamless steel pipes having an outer diameter of 244.48 mm × thickness of 13.84 mm, or an outer diameter of 185.0 mm × thickness of 7.0 mm. . “-” In Table 1 indicates that the content of the corresponding element is at the impurity level.
これらの継目無鋼管に対して、ミスト冷却を用いた連続冷却処理による焼入れを実施した。一部の継目無鋼管に対しては、ノルマライズを実施した。さらに、焼戻し温度及び保持時間を変えて、焼戻しを実施した。熱処理の条件を表2に示す。   These seamless steel pipes were quenched by continuous cooling using mist cooling. Normalization was performed on some seamless steel pipes. Furthermore, tempering was carried out by changing the tempering temperature and holding time. Table 2 shows the heat treatment conditions.
表2の「ノルマ」の欄は、ノルマライズでの保持温度を示す。「ノルマ」の欄の「−」は、ノルマライズを実施していないことを示す。表2の「TP」は、焼戻しパラメータTPを示す。   The column “NORMAL” in Table 2 shows the holding temperature in normalization. “-” In the “Normal” column indicates that normalization is not performed. “TP” in Table 2 represents the tempering parameter TP.
[引張試験]
焼戻し後の各継目無鋼管から、API 5CTの規定に準拠してAPI弧状試験片を採取し、引張試験を実施して降伏強度を求めた。結果を表2の「YS」の欄に示す。
[Tensile test]
From each seamless steel pipe after tempering, an API arc test piece was sampled in accordance with the provisions of API 5CT, and a tensile test was performed to determine the yield strength. The results are shown in the “YS” column of Table 2.
[オーステナイト粒度測定]
焼入れ後、焼戻し前の各継目無鋼管から、長さ方向(製管方向)に垂直な断面が被検面になるように試験片を切り出した。切り出した試験片を樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するBechet−Beaujard法によって旧オーステナイト粒界を現出させた。これを光学顕微鏡(200倍)で観察して、ASTM E112−10に準じて旧オーステナイト粒度番号を測定した。結果を表2の「旧γ粒度」の欄に示す。
[Austenite particle size measurement]
After quenching, a test piece was cut out from each seamless steel pipe before tempering so that the cross section perpendicular to the length direction (pipe making direction) was the test surface. The cut test piece was embedded in a resin, and a prior austenite grain boundary was revealed by the Bechet-Beaujard method that corrodes with a picric acid saturated aqueous solution. This was observed with an optical microscope (200 times), and the prior austenite particle size number was measured according to ASTM E112-10. The results are shown in the column of “old γ grain size” in Table 2.
[半価幅測定]
焼戻し後の各継目無鋼管から、厚さ方向の中央部を含む試験片を採取した。採取した試験片の表面をエメリー紙で研磨した。研磨が進むほど、粒度の細かいエメリー紙を使用した。1200番のエメリー紙で試験片の表面を研磨した後、微量の弗酸を含有した常温の過酸化水素水中に試験片を浸漬し、研磨によって試験片の表面に形成された加工硬化層を除去した。この試験片を用いて、実施形態で説明した方法によって、α相の(211)面に相当する結晶面の回折線の半価幅を測定した。結果を表2の「半価幅」の欄に示す。
[Half width measurement]
A test piece including a central portion in the thickness direction was collected from each seamless steel pipe after tempering. The surface of the collected specimen was polished with emery paper. As the polishing progressed, finer emery paper was used. After polishing the surface of the test piece with No. 1200 emery paper, the test piece is immersed in hydrogen peroxide at room temperature containing a small amount of hydrofluoric acid, and the work hardened layer formed on the surface of the test piece is removed by polishing. did. Using this test piece, the half width of the diffraction line on the crystal plane corresponding to the (211) plane of the α phase was measured by the method described in the embodiment. The results are shown in the “half width” column of Table 2.
[HIC試験]
NACE−TM0284に準拠したHIC試験を実施して、耐水素脆化特性を評価した。具体的には、24℃の温度環境下で、Solution B液(5.0wt%NaCl+2.5wt%CHCOOH+0.41wt%CHCOONa)に分圧0.03barのHSガス、及び0.1barのHSガスを飽和させた試験液を準備した。焼戻し後の継目無鋼管から採取した試験片を、各試験液に336時間浸漬した。浸漬後、試験片の断面をCTスキャンにより観察し、欠陥面積率を求めた。分圧0.03barのHSガスを飽和させた試験液に浸漬した試験片の欠陥面積率を表2の「D1」の欄に、分圧0.1barのHSガスを飽和させた試験液に浸漬した試験片の欠陥面積率を表2の「D2」の欄に、それぞれ示す。
[HIC test]
An HIC test based on NACE-TM0284 was performed to evaluate hydrogen embrittlement resistance. Specifically, in a temperature environment of 24 ° C., Solution B solution (5.0 wt% NaCl + 2.5 wt% CH 3 COOH + 0.41 wt% CH 3 COONa) in H 2 S gas having a partial pressure of 0.03 bar, and 0. A test solution saturated with 1 bar of H 2 S gas was prepared. Test pieces collected from the seamless steel pipe after tempering were immersed in each test solution for 336 hours. After immersion, the cross section of the test piece was observed by CT scan, and the defect area ratio was determined. The defect area ratio of the test piece immersed in a test solution saturated with a partial pressure of 0.03 bar H 2 S gas is saturated in the column “D1” in Table 2 with a partial pressure of 0.1 bar H 2 S gas. The defect area ratio of the test piece immersed in the test solution is shown in the column “D2” in Table 2, respectively.
表2に示すとおり、試験番号1〜3、6〜10、12〜17、20、21、25〜27、30及び31の継目無鋼管は、160ksi(1103MPa)以上の降伏強度を有し、かつ優れた耐水素脆化特性を有していた。具体的には、これらの継目無鋼管では、どちらの試験液に浸漬した試験片においてもHICが観察されなかった。   As shown in Table 2, the seamless steel pipes of test numbers 1 to 3, 6 to 10, 12 to 17, 20, 21, 25 to 27, 30 and 31 have a yield strength of 160 ksi (1103 MPa) or more, and It had excellent hydrogen embrittlement resistance. Specifically, in these seamless steel pipes, HIC was not observed in the test pieces immersed in either test solution.
試験番号4、5、11、24及び34の継目無鋼管には、HICが発生した。これは、これらの継目無鋼管の転位密度が高すぎたためと考えられる。また、転位密度が高かったのは、焼戻しパラメータTPの値が低すぎたためと考えられる。   HIC occurred in the seamless steel pipes of test numbers 4, 5, 11, 24 and 34. This is probably because the dislocation density of these seamless steel pipes was too high. The dislocation density was high because the tempering parameter TP was too low.
試験番号18、19、22、23、28、29、32、及び33の継目無鋼管は、降伏強度が160ksi未満であった。これは、これらの継目無鋼管の転位密度が低すぎたためと考えられる。また、転位密度が低かったのは、焼戻しパラメータTPの値が高すぎたためと考えられる。   The seamless steel pipes with test numbers 18, 19, 22, 23, 28, 29, 32, and 33 had a yield strength of less than 160 ksi. This is presumably because the dislocation density of these seamless steel pipes was too low. Further, the reason why the dislocation density was low is considered that the value of the tempering parameter TP was too high.
試験番号35〜44の継目無鋼管には、HICが発生した。これは、これらの継目無鋼管の転位密度が高かったためと考えられる。また、これらの継目無鋼管はC含有量が低かったため、合金炭化物が十分に形成されなかったためと考えられる。   HIC occurred in the seamless steel pipes having the test numbers 35 to 44. This is probably because the dislocation density of these seamless steel pipes was high. Moreover, since these seamless steel pipes had low C content, it is thought that alloy carbide was not fully formed.
以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。   The embodiment of the present invention has been described above. The above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

Claims (6)

  1. 化学組成が、質量%で、
    C :0.50〜0.60%、
    Si:0.05〜0.50%、
    Mn:0.1〜1.0%、
    P :0.02%以下、
    S :0.002%以下、
    Al:0.01〜0.1%、
    N :0.006%以下、
    Cr:0.4〜1.5%、
    Mo:0.5〜2.5%、
    V :0.02〜0.3%、
    Nb:0.01〜0.2%、
    Ti:0.01%以下、
    B :0〜0.0005%、
    Ca:0〜0.003%、
    Ni:0〜0.1%、
    Cu:0〜0.05%、
    Co:0〜1.0%、
    残部:Fe及び不純物であり、
    1103MPa以上の降伏強度を有し、
    X線回折により得られるα相の(211)面の半価幅が0.4°以下であり、
    ASTM E112−10に準拠した結晶粒度番号で8.5以上の旧オーステナイト粒を有する、耐水素脆化特性に優れた高強度油井用低合金継目無鋼管。
    Chemical composition is mass%,
    C: 0.50 to 0.60%,
    Si: 0.05 to 0.50%,
    Mn: 0.1 to 1.0%,
    P: 0.02% or less,
    S: 0.002% or less,
    Al: 0.01 to 0.1%,
    N: 0.006% or less,
    Cr: 0.4 to 1.5%,
    Mo: 0.5 to 2.5%,
    V: 0.02-0.3%,
    Nb: 0.01-0.2%
    Ti: 0.01% or less,
    B: 0 to 0.0005%,
    Ca: 0 to 0.003%,
    Ni: 0 to 0.1%,
    Cu: 0 to 0.05%,
    Co: 0 to 1.0%,
    Balance: Fe and impurities,
    Has a yield strength of 1103 MPa or more,
    The half width of the (211) plane of the α phase obtained by X-ray diffraction is 0.4 ° or less,
    A high-strength low-alloy seamless steel pipe having excellent anti-hydrogen embrittlement characteristics and having old austenite grains having a grain size number of 8.5 or more in accordance with ASTM E112-10.
  2. 請求項1に記載の高強度油井用低合金継目無鋼管であって、
    前記化学組成が、質量%で、
    B :0.0001〜0.0005%
    Ni:0.01〜0.1%、及び
    Cu:0.01〜0.05%、
    からなる群から選択される1又は2以上の元素を含有する、高強度油井用低合金継目無鋼管。
    A high-strength low-alloy seamless steel pipe according to claim 1,
    The chemical composition is mass%,
    B: 0.0001 to 0.0005%
    Ni: 0.01 to 0.1%, and Cu: 0.01 to 0.05%,
    A high-strength low-alloy seamless steel pipe containing one or more elements selected from the group consisting of:
  3. 請求項1又は2に記載の高強度油井用低合金継目無鋼管であって、
    前記化学組成が、質量%で、
    Ca:0.001〜0.003%、
    を含有する、高強度油井用低合金継目無鋼管。
    A low-alloy seamless steel pipe for high-strength oil wells according to claim 1 or 2,
    The chemical composition is mass%,
    Ca: 0.001 to 0.003%,
    A high-strength, low-alloy seamless steel pipe for oil wells.
  4. 請求項1〜3のいずれか一項に記載の高強度油井用低合金継目無鋼管であって、
    前記化学組成が、質量%で、
    Co:0.01〜1.0%、
    を含有する、高強度油井用低合金継目無鋼管。
    A high-strength low-alloy seamless steel pipe according to any one of claims 1 to 3,
    The chemical composition is mass%,
    Co: 0.01 to 1.0%
    A high-strength, low-alloy seamless steel pipe for oil wells.
  5. 化学組成が、質量%で、C:0.50〜0.60%、Si:0.05〜0.50%、Mn:0.1〜1.0%、P:0.02%以下、S:0.002%以下、Al:0.01〜0.1%、N:0.006%以下、Cr:0.4〜1.5%、Mo:0.5〜2.5%、V:0.02〜0.3%、Nb:0.01〜0.2%、Ti:0.01%以下、B:0〜0.0005%、Ca:0〜0.003%、Ni:0〜0.1%、Cu:0〜0.05%、Co:0〜1.0%、残部:Fe及び不純物である素管を準備する工程と、
    前記素管を850〜920℃で焼入れする工程と、
    焼入れされた前記素管を焼戻しする工程とを備え、
    前記焼戻しする工程において、下記の式で定義される焼戻しパラメータTPが、前記素管のMo含有量が1.0質量%以下の場合は18200〜18500であり、前記素管のMo含有量が1.0質量%を超える場合は18300〜18650である、耐水素脆化特性に優れた高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法。
    TP=(T+273)×(20+log(t))
    ここで、Tは焼戻し温度、tは保持時間を表わす。Tの単位は℃であり、tの単位は時間である。
    Chemical composition is mass%, C: 0.50-0.60%, Si: 0.05-0.50%, Mn: 0.1-1.0%, P: 0.02% or less, S : 0.002% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.006% or less, Cr: 0.4 to 1.5%, Mo: 0.5 to 2.5%, V: 0.02 to 0.3%, Nb: 0.01 to 0.2%, Ti: 0.01% or less, B: 0 to 0.0005%, Ca: 0 to 0.003%, Ni: 0 to 0.1%, Cu: 0 to 0.05%, Co: 0 to 1.0%, balance: Fe and a process of preparing a tube that is an impurity,
    Quenching the blank at 850-920 ° C .;
    Tempering the quenched pipe,
    In the tempering step, the tempering parameter TP defined by the following formula is 18200 to 18500 when the Mo content of the element tube is 1.0 mass% or less, and the Mo content of the element tube is 1 A method of producing a high-strength low-alloy seamless steel pipe excellent in hydrogen embrittlement resistance, which is 18300 to 18650 when it exceeds 0.0 mass%.
    TP = (T + 273) × (20 + log (t))
    Here, T represents the tempering temperature, and t represents the holding time. The unit of T is ° C., and the unit of t is time.
  6. 請求項5に記載の高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法であって、
    焼入れする前の前記素管を850〜950℃でノルマライズする工程をさらに備える、高強度油井用低合金継目無鋼管の製造方法。
    It is a manufacturing method of the low alloy seamless steel pipe for high strength oil wells according to claim 5,
    The manufacturing method of the low-alloy seamless steel pipe for high-strength oil wells further equipped with the process of normalizing the said raw pipe before quenching at 850-950 degreeC.
JP2016051902A 2016-03-16 2016-03-16 Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor Pending JP2017166019A (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016051902A JP2017166019A (en) 2016-03-16 2016-03-16 Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016051902A JP2017166019A (en) 2016-03-16 2016-03-16 Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2017166019A true JP2017166019A (en) 2017-09-21

Family

ID=59909983

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2016051902A Pending JP2017166019A (en) 2016-03-16 2016-03-16 Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor

Country Status (1)

Country Link
JP (1) JP2017166019A (en)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018070970A (en) * 2016-11-01 2018-05-10 新日鐵住金株式会社 High-strength low-alloy seamless steel pipe for oil well and method for producing the same
WO2019193988A1 (en) * 2018-04-05 2019-10-10 日本製鉄株式会社 Steel material suitable for use in sour environments

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013191131A1 (en) * 2012-06-20 2013-12-27 新日鐵住金株式会社 Steel for oil well pipe, and method for producing same
WO2015011917A1 (en) * 2013-07-26 2015-01-29 新日鐵住金株式会社 Low-alloy steel pipe for oil well and production method therefor
WO2016013205A1 (en) * 2014-07-25 2016-01-28 新日鐵住金株式会社 Low-alloy steel pipe for oil well
WO2016035316A1 (en) * 2014-09-04 2016-03-10 新日鐵住金株式会社 Thick-walled steel pipe for oil well and method of manufacturing same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013191131A1 (en) * 2012-06-20 2013-12-27 新日鐵住金株式会社 Steel for oil well pipe, and method for producing same
WO2015011917A1 (en) * 2013-07-26 2015-01-29 新日鐵住金株式会社 Low-alloy steel pipe for oil well and production method therefor
WO2016013205A1 (en) * 2014-07-25 2016-01-28 新日鐵住金株式会社 Low-alloy steel pipe for oil well
WO2016035316A1 (en) * 2014-09-04 2016-03-10 新日鐵住金株式会社 Thick-walled steel pipe for oil well and method of manufacturing same

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2018070970A (en) * 2016-11-01 2018-05-10 新日鐵住金株式会社 High-strength low-alloy seamless steel pipe for oil well and method for producing the same
WO2019193988A1 (en) * 2018-04-05 2019-10-10 日本製鉄株式会社 Steel material suitable for use in sour environments

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5971435B1 (en) High strength seamless steel pipe for oil well and method for producing the same
JP6064955B2 (en) Manufacturing method of high strength seamless steel pipe for oil wells with excellent resistance to sulfide stress cracking
JP5522322B1 (en) Oil well pipe steel and its manufacturing method
JP4363327B2 (en) Stainless steel pipe for oil well and manufacturing method thereof
JP6369547B2 (en) Low alloy oil well steel pipe
JP6107437B2 (en) Manufacturing method of low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells with excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking
JP2005350754A (en) Low alloy steel for oil well tube having excellent sulfide stress cracking resistance
JP5333700B1 (en) Low alloy oil well pipe steel with excellent resistance to sulfide stress cracking and method for producing low alloy oil well pipe steel
JP5522194B2 (en) High strength steel with excellent SSC resistance
JPWO2015011917A1 (en) Steel tube for low alloy oil well and manufacturing method thereof
JP6103156B2 (en) Low alloy oil well steel pipe
JP6540922B1 (en) Martensitic stainless steel seamless steel pipe for oil well pipe and method for producing the same
JP5971436B1 (en) High strength seamless steel pipe for oil well and method for producing the same
JP2017166019A (en) Low alloy seamless steel tube for high intensity oil well and manufacturing method therefor
KR20070116561A (en) Steel sheets having superior haz toughness and reduced lowering of strength by post weld heat treatment
JP2018070970A (en) High-strength low-alloy seamless steel pipe for oil well and method for producing the same
JP6168245B1 (en) Method for producing stainless steel pipe for oil well and stainless steel pipe for oil well
JP6680142B2 (en) High-strength seamless oil country tubular good and method for manufacturing the same
JP6303628B2 (en) Hot rolled steel sheet for ERW steel pipe with a thickness of 15mm or more
JP5935678B2 (en) High toughness high strength steel and method for producing the same
JP2019112680A (en) Steel, steel pipe for oil well, and method for producing steel
JP6981240B2 (en) Manufacturing method of seamless steel pipe and seamless steel pipe
JP2019112705A (en) Seamless steel tube and manufacturing method of seamless steel tube
JP4952708B2 (en) Martensitic stainless steel and method for producing the same

Legal Events

Date Code Title Description
A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20181105

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20190814

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20190820

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20200317