NO337651B1 - Sømløse oljebrønnstålrør med utmerket motstand mot sulfid spenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av disse - Google Patents
Sømløse oljebrønnstålrør med utmerket motstand mot sulfid spenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av disse Download PDFInfo
- Publication number
- NO337651B1 NO337651B1 NO20062911A NO20062911A NO337651B1 NO 337651 B1 NO337651 B1 NO 337651B1 NO 20062911 A NO20062911 A NO 20062911A NO 20062911 A NO20062911 A NO 20062911A NO 337651 B1 NO337651 B1 NO 337651B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- steel pipe
- content
- steel
- temperature
- stress cracking
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 138
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 138
- 239000003129 oil well Substances 0.000 title claims description 33
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 32
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 title description 46
- 238000005336 cracking Methods 0.000 title description 45
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 33
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 28
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 17
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 15
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 description 23
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 20
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 19
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 18
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 16
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 14
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 9
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 8
- QTBSBXVTEAMEQO-UHFFFAOYSA-N Acetic acid Chemical compound CC(O)=O QTBSBXVTEAMEQO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 6
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 6
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N Dihydrogen sulfide Chemical compound S RWSOTUBLDIXVET-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M Sodium chloride Chemical compound [Na+].[Cl-] FAPWRFPIFSIZLT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 229910000037 hydrogen sulfide Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 2
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 2
- 239000000356 contaminant Substances 0.000 description 2
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000011780 sodium chloride Substances 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 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
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005299 abrasion Methods 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000011109 contamination Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 238000007429 general method Methods 0.000 description 1
- 238000007731 hot pressing Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 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
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
-
- 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
- C22C38/18—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
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical 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)
- Production Of Liquid Hydrocarbon Mixture For Refining Petroleum (AREA)
Description
Den foreliggende oppfinnelse vedrører høyfaste sømløse stålrør med utmerket sulfidspenningssprekkingsmotstand og en fremgangsmåte for fremstilling av disse. Mer spesifikt vedrører den foreliggende oppfinnelse et sømløst stålrør for oljebrønner med et høyt forhold mellom teknisk strekkgrense og strekkstyrke og også utmerket sulfidspenningssprekkingsmotstand frembrakt ved metoden for bråkjøling ("quenching") og herding ("tempering") for et nærmere angitt kompo-nentbasert stål.
Bakgrunn for oppfinnelsen
En oljebrønn i den foreliggende fremstilling inkluderer "en gassbrønn" slik at betydningen av "for oljebrønner" er "for olje- og/eller gassbrønner".
Et sømløst stålrør, som er mer pålitelig enn et sveiset rør, anvendes ofte i strenge oljebrønnomgivelser eller høytemperaturomgivelser og forbedringen i styrke, forbedringen i seighet og forbedring i syremotstand (motstand mot svovelhol-dige bestanddeler) er derfor et vedvarende krav. I oljebrønner som skal utvikles i fremtiden trengs spesielt forbedring i styrken av stålrøret mer enn noensinne tidligere på grunn av at meget dype brønner vil bli de vanlige, og et sømløst stålrør for oljebrønner som også har spenningskorrosjonssprekkingsmotstand behøves i økende grad på grunn av at røret anvendes i en strengt korrosiv omgivelse.
Hardheten, nemlig forflytningstettheten ("dislocation density") av et stålprodukt stiger når styrken forbedres, og mengden av hydrogen som penetrerer inn i stålproduktet øker slik at stålproduktet blir skjørt overfor spenning på grunn av den høye forflytningstetthet. Følgelig svekkes sulfidspenningssprekkingsmotstanden generelt mot økningen i styrken av stålproduktet anvendt i et hydrogensulfidrikt miljø. Spesielt, når et element med den ønskede tekniske strekkgrense ("yield strength") produseres ved bruk av et stålprodukt med et lavt forhold mellom den nevnte tekniske strekkgrense og strekkstyrken i det følgende referert til som
"strekk/styrkeforholdet" vil strekkstyrken og hardheten ha tendens til å øke, og sul-fidspenningsstrekkingsmotstanden forringes markert. Når styrken av stålproduktet heves er det derfor viktig å øke det nevnte strekk/styrkeforhold for å holde hardheten lav.
Selv om det er foretrukket å tildanne stålproduktet i en ensartet herdet martensittisk mikrostrukturform for å øke stålets strekk/styrkeforhold er dette alene utilstrekkelig. Som en metode for ytterligere å øke det nevnte strekk/styrkeforhold i den herdede martensittiske mikrostruktur foretas en raffinering av de føraustenit-tiske korn. Raffineringen av austenittkornene trenger imidlertid bråkjøling i en var-mebehandling utenom produksjonslinjen, noe som forringer produksjonseffektivite-ten og øker energiforbruket. Denne metode er derfor ufordelaktig i denne tid hvor rasjonalisering av kostnader, forbedring i produksjonseffektivitet og energibespa-ring er helt nødvendige for produsentene.
Det er i patentdokumenter 1 og 2 beskrevet at utfelling av et M23C6type karbid i korngrensen hindres for å forbedre sulfidspenningssprekkingsmotstanden. En forbedring i sulfidspenningssprekkingsmotstanden ved raffinering av kornene er også beskrevet i patentdokument 3. Slike foranstaltninger har imidlertid de ulemper som er beskrevet i det foregående.
Patentdokument 1: Japansk tilgjengeliggjør! patentpublikasjon 2001-73086,
Patentdokument 2: Japansk tilgjengeliggjort patentpublikasjon 2000-17389,
Patentdokument 3: Japansk tilgjengeliggjort patentpublikasjon 9-111343.
JP2567151 (B1) beskriver en fremgangsmåte for fremstilling av et olje-brønnstålrør med utmerket SSC-bestandighet. Stålrøret er fremstilt ved en fremgangsmåte omfattende trinnene: varm-gjennomtrengning og kontinuerlig valsing til et emne som inneholder bor og titan og som eventuelt inneholder små mengder av krom, molybden, nikkel og vanadium for å oppnå et uferdig rør, hvori det uferdige røret utsettes for valsing med reduksjonsforhold på 3 til 15% ved en temperatur på 900-700 °C i den siste fasen av den kontinuerlige valsingen, temperaturen i det uferdige røret blir senket til [Ar3-100 °C] til [Ar3+ 50 °C]; oppvarming av det uferdige røret til 900-1000 °C og endelig varmvalsing ved en temperatur på [Ar3+ 50 °C] eller høyere, bråkjøling av det uferdige røret ved hurtig avkjøling fra en temperatur høyere enn fra punkt Ar3; og suksessivt herding av røret ved oppvarming til en temperatur som ikke er høyere enn Aci punkt og deretter luftkjøling.
Beskrivelse av oppfinnelsen
Problemer som skal løses ved oppfinnelsen
Fra et synspunkt av den ovennevnte nåværende situasjon har den foreliggende oppfinnelse det formål å tilveiebringe et høyfast sømløst stålrør for olje-brønner med et høyt strekk/styrkeforhold og en utmerket sulfidspenningssprek kingsmotstand, og som kan produseres ved hjelp av effektive foranstaltninger i stand til å realisere en energibesparelse.
Foranstaltninger for å løse problemene
Foreliggende oppfinnelse tilveiebringer et sømløst stålrør for oljebrønner og en fremgangsmåte for fremstilling av dette som angitt henholdsvis i krav 1 og krav 3.
Hovedgjenstanden for den foreliggende oppfinnelse er et sømløst stålrør for oljebrønner beskrevet i det følgende avsnitt (1), og en fremgangsmåte for å fremstille et sømløst stålrør for oljebrønner beskrevet i det følgende avsnitt (2). Prosentandelen for et komponentinnhold angir % basert på masse i den følgende beskrivelse.
(1) Et sømløst stålrør for oljebrønner som har et kornstørrelsestall av før-austenitt på nr. 7 eller mindre, bestemt i henhold til JIS G 0551 (1998), som omfatter C: 0,1 til 0,18 %; Si: 0,05 til 1,0 %; Mn: 0,05 til 1,0 %; Cr: 0,05 til 1,5 %; Mo: 0,05 til 1,0 %, Al: 0,1 % eller mindre; Ti: 0,002 til 0,05 %; B: 0,0003 til 0,005 %, videre et eller flere elementer valgt fra den ene eller begge av følgende første
gruppe og andre gruppe ettersom det angjeldende tilfellet krever, med en verdi av A bestemt ved den følgende ligning (1) på 0,43 eller mer, idet resten er Fe og forurensning, og i forurensningene P: 0,025 % eller mindre; S: 0,010 % eller mindre, og N: 0,007 % eller mindre. Eventuelt kan også ett eller flere elementer valgt fra én eller begge grupper være inkludert:
Den første gruppe:
V: 0,03 til 0,2 % og Nb: 0,002 til 0,04 %,
Den andre gruppe:
Ca: 0,0003 til 0,005 %; Mg: 0,0003 til 0,005 % og REM (sjeldne jordmetaller): 0,0003 til 0,005 %,
hvori i ligning (1), C, Mn, Cr og Mo hver representerer masse% av de respektive elementer. (2) En fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for oljebrønner, som omfatter trinnene med å fremstille et rør ved varm-pressing av en stålvalse-blokk med en kjemisk sammensetning beskrevet i det foregående avsnitt (1) og en verdi på A bestemt ved hjelp av den ovenstående ligning (1) på 0,43 eller mer etterfulgt av forlengelse og valsing, og sluttvalsing ved en endelig valsetemperatur regulert til 800 til 1100 °C, assistert oppvarming av det resulterende stålrør i et temperaturområde fra Ar3omdannelsespunktet til 1000 °C i produksjonslinjen, og deretter bråkjøling av røret fra en temperatur av Ar3omdannelsespunktet eller høyere etterfulgt av herding ved en temperatur lavere enn Aci omdannelsespunktet.
For å forbedre sulfidspenningssprekkingsmotstanden av stålrøret for olje-brønner beskrevet i (1), er strekkstyrken foretrukket ikke mer enn 931 MPa.
For å oppnå mer ensartet mikrostruktur i metoden for å fremstille et sømløst rør for oljebrønner beskrevet i (2), er foretrukket temperaturen ved den assisterte oppvarming av stålrøret i produksjonslinjen mellom Ac3omdannelsespunktet og 1000°C.
Beste utførelsesmåte for utøvelse av oppfinnelsen
Den foreliggende oppfinnelse er tilveiebrakt på basis av de følgende funn.
Strekk/styrkeforholdet YR av et stålprodukt som har en bråkjølt og herdet mikrostruktur, blir høyst signifikant påvirket av innholdet av C. Strekk/styrke-forholdet YR øker generelt når C innholdet reduseres. Endog selv om C innholdet enkelt reduseres kan imidlertid en ensartet bråkjølt mikrostruktur ikke oppnås ettersom herdbarheten forringes, og strekk/styrkeforholdet YR kan ikke økes tilstrekkelig. Det er derfor viktig at herdbarheten som er forringet ved å redusere C innholdet forbedres ved tilsetning av Mn, Cr og Mo.
Når A verdien i den ovennevnte ligning (1) settes til 0,43 eller mer kan en ensartet bråkjølt mikrostruktur oppnås i et vanlig bråkjølingsanlegg for stålrør. Oppfinnerne bekreftet at når A verdien av ligning (1) er 0,43 eller mer overstiger hardheten i en posisjon 10 mm fra en bråkjølt ende (i det følgende referert til som en "Jominy ende") i en Jominy test hardheten tilsvarende et martensittforhold på 90 % og en tilfredsstillende herdeevne kan sikres. A verdien er foretrukket satt til 0,45 eller mer, og mer foretrukket 0,47 eller mer.
Oppfinnerne undersøkte videre innvirkningen av legeringselementer på strekk/styrkeforholdet og sulfidspenningsmotstanden av et stålprodukt med en bråkjølt og herdet mikrostruktur. Undersøkelsesresultatene er som følger: Hvert av stålsortene med kjemiske komponenter vist i tabell 1 ble smeltet ved bruk av en 150 kg vakuum smelteovn. Den oppnådde stålstøpeblokk ble varmsmidd til å danne en blokk med 50 mm tykkelse, 80 mm bredde og 160 mm lengde. Et Jominy teststykke ble tatt fra den resterende støpeblokk austenittbehandlet ved 1100 °C og underkastet en Jominy test for å undersøke herdbarheten av hvert stål. Den føraustenittiske kornstørrelse av hvert stål A til G i tabell 1 var omtrent tilsvarende nr. 5 og forholdsvis grov.
Rockwell C hardhet i posisjon 10 mm fra Jominy enden i Jominy testen (JHRC-io) av hvert stål A til G og den forutsagte Rockwell C hardhet ved 90 % martensittforhold tilsvarende C innholdet av hvert stål A til G er vist i tabell 1. Posisjo-nen 10 mm fra Jominy enden i Jominy testen tilsvarer en avkjølingstakt på 20 "C/sekund. Den forutsagte verdi av Rockwell C hardheten ved 90 % martensittforhold basert på C innholdet er gitt med "58C% + 27" som vist i det følgende ikke-patent dokument 1.
Ikke-patent dokument 1: "Relationship between hardenability and percent-age martensite in some low alloy steels" av J. M. Hodge og M.A. Orehoski, Trans. AIME, 167, 1946, pp. 627-642.
I stålene A til E med A verdier på 0,43 eller mer i den nevnte ligning (1) overstiger JHRC 10 Rockwell C hardheten tilsvarende 90 % martensittforhold, og tilfredsstillende herdbarhet kan sikres. På den andre side mangler stål F med en A verdi mindre enn 0,43 ifølge ligning (1) og stål G som ikke inneholder noe B (bor), herdbarhet ettersom JHRC-io er under Rockwell C hardheten som tilsvarer 90 % martensittforholdet.
Deretter ble hver av de ovennevnte støpeblokker underkastet oppvarmingsbehandling ved gjennomvarming ved 1250 °C i 12 timer, umiddelbart over-ført til en varmevalsemaskin og varmvalset til en tykkelse på 16 mm ved en av-slutningsvalsetemperatur på 950 °C eller høyere. Hvert varmvalset materiale ble så overført til en varmeovn før overflatetemperaturen ble lavere enn Ar3omdannelsespunktet, fikk stå deri ved 950 °C i 10 minutter, og deretter innført og vann-bråkjølt i en omrøringsvanntank.
Hver vann-bråkjølt plate ble oppdelt i en riktig lengde, og en gjennomvar-mings herdebehandling i 30 minutter ble gjennomført ved forskjellige temperaturer for å oppnå bråkjølte og herdede plater. Rundstavstrekkprøvestykker ble kuttet av fra lengderetningen av de således oppnådde varmvalsede og varmebehandlede plater og en strekktest ble gjennomført.
Fig. 1 er en grafisk fremstilling av forholdet mellom teknisk strekkgrense (YS) og strekk/styrkeforholdet (YR, hvor enheten er angitt i %) av platene hvis styrke ble endret ved forskjellig endring av herdetemperaturen av stålene A til E. Enheten for YS er angitt i både ksi og MPa hvori en ksi = 6,9 MPa. De konkrete data for herdetemperatur og strekkegenskaper er vist i tabell 2, og der angitt som MPa(1 MPa = 0,145 ksi).
Som det fremgår av fig. 1 og tabell 2, til tross for at de føraustenittiske korn-størrelser er omtrent nr. 5, som er relativt grove, har stål A til C med 0,20 % eller mindre C strekk/styrkeforhold større enn stålene D til E med 0,25 % eller mer C med 2 prosentandeler eller mer. Dette viser klart at et materiale med høyt strekk/styrkeforhold YR kan oppnås over et bredt styrkeområde ved å redusere C innholdet i et bråkjølt og herdet stål under sikring av herdbarheten ved å gi stålet en ensartet bråkjølt mikrostruktur. Det er tydelig at effekten av å heve strekk/styrkeforholdet YR ikke kan oppnås i stålene F til G selv med 0,20 % eller mindre C men med utilstrekkelig herdbarhet.
Grunnen til å spesifisere den kjemiske sammensetning av stålet i et søm-løst stålrør for oljebrønner ifølge den foreliggende oppfinnelse skal nå beskrives detaljert.
C:
C er et element som er effektivt for billig å forbedre styrken av stål. Med C innhold på mindre enn 0,1 % må imidlertid en lavtemperaturherding utføres for å oppnå en ønsket styrke, og dette bevirker en forringelse av sulfidspenningssprekkingsmotstanden, eller nødvendigheten av å tilsette en stor mengde av dyre elementer for å sikre herdbarheten. Med C innhold som overstiger 0,18 % reduseres strekk/styrkeforholdet YR og når en ønsket teknisk strekkgrense YS er oppnådd bringer en økning av hardheten at sulfidspenningssprekkingsmotstanden forringes. Følgelig er C innholdet satt til 0,1 til 0,18 %. Det foretrukne området av C innholdet er 0,12 til 0,18 %, og det mer foretrukne området er 0,14 til 0,18 %.
Si:
Si er et element som forbedrer herdbarheten av stål for å forbedre styrken i tillegg til deoksidasjonseffekten, og et innhold på 0,05 % eller mer er nødvendig. Når Si innholdet overstiger 1,0 % forringes imidlertid sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Følgelig er det riktige innhold av Si 0,05 til 1,0 %. Det foretrukne området av Si innholdet er 0,1 til 0,6 %.
Mn:
Mn er et element som forbedrer herdbarheten av stål for å forbedre styrken i tillegg til deoksidasjonseffekten, og et innhold på 0,05 % eller mer er nødvendig. Når Mn innholdet overstiger 1,0 % forringes imidlertid sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Innholdet av Mn settes følgelig til 0,05 til 1,0 %.
P:
P er en forurensning i stål og som bevirker en forringelse i seighet som skyldes korngrensesegregasjon. Spesielt når P innholdet overstiger 0,025 % forringes sulfidspenningssprekkingsmotstanden merkbart. Det er følgelig nødvendig å kontrollere innholdet av P til 0,025 % eller mindre. P innholdet settes foretrukket til 0,020 % eller mindre og mer foretrukket til 0,015 % eller mindre.
S:
S er også en forurensning i stål og når S innholdet overstiger 0,010 % forringes sulfidspenningssprekkingsmotstanden alvorlig. Følgelig er innholdet av S satt til 0,010 % eller mindre. S innholdet er foretrukket 0,005 % eller mindre.
Cr:
Cr er et element som er effektivt for å forbedre herdbarheten av stål og et innhold av 0,05 % eller mer er nødvendig for å fremvise denne effekt. Når Cr innholdet overstiger 1,5 % forringes imidlertid sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Innholdet av Cr settes derfor til 0,05 til 1,5 %. Det foretrukne området av Cr innholdet er 0,2 til 1,0 % og det mer foretrukne området er 0,4 til 0,8 %.
Mo:
Mo er et element som er effektivt for å forbedre herdbarheten av stål for å sikre en høy styrke og for å forbedre sulfidspenningssprekkingsmotstanden. For å oppnå disse effekter er det nødvendig å kontrollere innholdet av Mo til 0,05 % eller mer. Når Mo innholdet overstiger 1,0 % dannes imidlertid grove karbider i de før-austenittiske korngrenser som forringer sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Innholdet av Mo settes derfor til 0,05 til 1,0 %. Det foretrukne området av Mo innholdet er 0,1 til 0,8%.
Al:
Al er et element som har en deoksidasjonseffekt og er effektivt for å forbedre seigheten og bearbeidbarheten av stål. Når innholdet av Al overstiger 0,10 % bevirkes imidlertid strekfeil. Følgelig er innholdet av Al satt til 0,10 % eller mindre. Selv om den nedre grense av Al innholdet ikke spesielt er satt på grunn av at innholdet kan være i et forurensningsnivå er Al innholdet foretrukket satt til 0,005 % eller mer. Det foretrukne området av Al innholdet er 0,005 til 0,05 %. Al innholdet referert heri angir innholdet av syreoppløselig Al (det som her benevnes "sol.AI").
B:
Selv om den herdbarhetsforbedrende effekt av B kan oppnås med et innhold på forurensningsnivå settes B innholdet foretrukket til 0,003 % eller mer for å oppnå effekten mer merkbart. Når innholdet av B overstiger 0,005 % forringes imidlertid seigheten. Innholdet av B er derfor satt til 0,003 til 0,005 %. Det foretrukne området for B innholdet er 0,0003 til 0,003 %.
Ti:
Ti fikserer N i stål som et nitrid og bringer B til stede i en oppløst tilstand i matriksen ved tidspunktet for bråkjøling til å bringe det til å vise sin herdbarhetsforbedrende effekt. For å oppnå en slik effekt av Ti er innholdet av Ti foretrukket satt til 0,002 % eller mer. Når innholdet av Ti er 0,05 eller mer er det imidlertid til stede som et grovt nitrid og resulterer i forringelse av sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Følgelig er innholdet av Ti satt til 0,002 til 0,05 %. Det foretrukne området for Ti innholdet er 0,005 til 0,025%.
N:
N er uunngåelig til stede i stål og bindes til Al, Ti eller Nb for å danne et nitrid. Nærværet av en stor mengde av N fører ikke bare til at AIN eller TiN blir grovere men forringer også herdbarheten merkbart ved også å danne et nitrid med B. Innholdet av N som et forurensningselement er følgelig satt til 0,007 % eller mindre. Det foretrukne området av N er mindre enn 0,005 %.
Begrensning av A verdien beregnet ved ligning (1):
A verdien defineres av den følgende ligning (1) som beskrevet i det foregående, hvori C, Mn, Cr og Mo i ligning (1) angir prosentandelen av massen av de respektive elementer.
Den foreliggende oppfinnelse er ment å heve strekk/styrkeforholdet YR ved begrensning av C for å forbedre sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Følgelig, hvis innholdene av Mn, Cr og Mo ikke reguleres i samsvar med reguleringen av C innholdet forringes herdbarheten til snarere å forringe sulfidspenningssprekkingsmotstanden. For å sikre herdbarheten må derfor innholdene av C, Mn, Cr og Mo settes slik at den nevnte A verdi i ligning (1) er 0,43 eller mer. Den nevnte A verdi er foretrukket satt til 0,45 eller mer, og mer foretrukket til 0,47 eller mer.
De eventuelle komponenter i den første gruppe og den andre gruppe som er inkludert ettersom det angjeldende tilfellet krever skal nå beskrives.
Den første gruppe består av V og Nb. V utfelles som et fint karbid ved tidspunktet for herdingen og det har således en effekt til å forbedre styrken. Selv om denne effekt vises ved å inkludere 0,03 % eller mer av V forringes seigheten når innholdet overstiger 0,2 %. Følgelig er innholdet av tilsatt V foretrukket satt til 0,03 til 0,2 %. Det mer foretrukne området av V innholdet er 0,05 til 0,15 %.
Nb danner et karbonitrid i et høytemperaturområde for å hindre at kornene blir grovere for effektivt å forbedre sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Når innholdet av Nb er 0,002 % eller mer kan denne effekt vises. Når innholdet av Nb overstiger 0,04 % blir karbonitridet eksessivt gjort grovere for snarere å forringe sulfidspenningssprekkingsmotstand. Følgelig er innholdet av tilsatt Nb foretrukket satt til 0,002 til 0,04 %. Det mer foretrukne området av Nb innholdet er 0,002 til 0,02 %.
Den andre gruppe består av Ca, Mg og REM (sjeldne jordmetaller). Disse elementer blir ikke nødvendigvis tilsatt. Ettersom de reagerer med S i stål når de tilsettes, til å danne sulfider for derved å forbedre formen av en inklusjon, kan sulfidspenningssprekkingsmotstanden av stålet forbedres som en effekt. Denne effekt kan oppnås når et eller to eller flere elementer valgt fra gruppen av Ca, Mg og REM (sjeldne jordelementer, nemlig Ce, Ra, Y osv.) tilsettes. Når innholdet av hvert element er mindre enn 0,0003 % kan effekten ikke oppnås. Når innholdet av hvert element overstiger 0,005 % økes mengden av inklusjoner i stål, og renheten av stålet forringes slik at sulfidspenningssprekkingsmotstanden forringes. Følgelig er innholdet av hvert tilsatt element foretrukket satt til 0,0003 til 0,005 %. I den foreliggende oppfinnelse betyr innholdet av REM summen av innholdene av sjeldne jordelementer.
Generelt, som tidligere beskrevet, jo høyere styrken av et stål blir, desto dårligere blirsulfidspenningssprekkingsmotstanden under forhold med et høyt innhold av hydrogensulfid. Det sømløse stålrør for oljebrønner omfattende de kjemiske sammensetninger beskrevet i det foregående bibeholder imidlertid den gode sulfidspenningssprekkingsmotstand hvis strekkstyrken ST ikke er høyere enn 931 MPa. Strekkstyrken ST av det sømløse stålrør for oljebrønner er derfor foretrukket ikke mer enn 931 MPa. Mer foretrukket er den øvre grense for strekkstyrken ST 897 MPa.
Deretter skal fremgangsmåten for fremstilling av et sømløst stålrør for olje-brønner ifølge den foreliggende oppfinnelse beskrives.
Det sømløse stålrør for oljebrønner ifølge den foreliggende oppfinnelse har utmerkede sulfidspenningssprekkingsmotstandsegenskaper med et høyt strekk/styrkeforhold YR selv om det har en forholdsvis grov mikrostruktur slik at mikrostrukturen hovedsakelig består av herdet martensitt med et føraustenittisk korn på nr. 7 eller mindre utfra et kornstørrelsesnummer regulert i JIS G 0551
(1998). Når en stålstøpeblokk med den ovennevnte kjemiske sammensetning anvendes som et materiale kan følgelig valgfriheten for metoden for å produsere et stålrør økes.
F.eks. kan det nevnte sømløse stålrør fremstilles ved å levere et stålrør dannet ved gjennompressing og forlengelse ved hjelp av Mannesmann-metoden i et dor-rørproduksjonsanlegg til et varmebehandlingsanlegg anordnet i det siste trinn av en sluttbehandlingsvalsemaskin mens det holdes ved en temperatur av Ar3omdannelsespunket eller høyere for å bråkjøle det, etterfulgt av herding ved 600 til 750 °C. Selv om en energibesparende type av rørfremstillings- og varmebehandlingsprosess i produksjonslinjen som f.eks. den ovennevnte prosess velges, kan det fremstilles et stålrør med et høyt strekk/styrkeforhold YR og det kan oppnås et sømløst stålrør for oljebrønner med en ønsket høy styrke og høy sulfidspenningssprekkingsmotstand.
De nevnte sømløse stålrør kan også produseres ved avkjøling av et varme-sluttbehandlingsdannet stålrør med en gang ned til romtemperatur, gjenoppvarmet i en varmebehandlingsovn for gjennomvarme det i et temperaturområde på 900 til 1000 °C etterfulgt av bråkjøling i vann, og deretter herding ved 600 til 750 °C. Hvis det velges en rørfremstillings- og varmebehandlingsprosess utenfor produksjonslinjen i likhet med den ovennevnte prosess, kan det fremstilles et stålrør med et høyere strekk/styrkeforhold YR ved hjelp av raffineringseffekten av føraustenittiske korn, og det kan oppnås et sømløst stålrør for oljebrønner med høyere styrke og høyere sulfidspenningssprekkingsmotstand.
Den produksjonsmetode som er beskrevet i det følgende er imidlertid mer ønskelig. Grunnen er at ettersom røret holdes ved en høy temperatur fra rørfrem-stillingen til bråkjølingen kan et element som f.eks. V eller Mo lettere holdes i en oppløst tilstand i matriksen, og disse elementer utfelles i en høytemperaturherding som er fordelaktig for å forbedre sulfidspenningssprekkingsmotstanden, og bidrar til økningen i styrken av stålrøret.
Fremgangsmåten for fremstilling av et sømløst stålrør for oljebrønner ifølge den foreliggende oppfinnelse erkarakteriserti den endelige valsetemperaturfor forlengelse og valsing og varmebehandlingen etter avsluttet valsing. Hver av disse skal nå beskrives i det følgende.
(1) Endelig valsetemperatur ved forlengelse og valsing
Denne temperatur er satt til 800 til 1100 °C. Ved en temperatur under 800 °C økes deformasjonsmotstanden av stålrøret for sterkt og bevirker et problem med verktøyabrasjon. Ved en temperatur høyere enn 1100 °C blir kornene i for sterk grad gjort grovere og dette forringer sulfidspenningssprekkingsmotstanden. Gjennomtrengningsprosessen før forlengelsen og valsingen kan gjennomføres ved hjelp av en generell metode, som f.eks. Mannesmann dorgjennomtreng-ningsmetoden.
(2) Assistert oppvarmingsbehandling
Det forlengede og valsede stålrør innføres i produksjonslinjen, nemlig i en assistert oppvarmingsovn anordnet inne i en serie av stålrørproduksjonslinjer, og oppvarmes assistert i et temperaturområde fra Ar3omdannelsespunktet til 1000 °C. Formålet med den assisterte oppvarming er å eliminere spredningen i den langsgående temperatur av stålrøret for å gjøre mikrostrukturen ensartet.
Når temperaturen ved den assisterte oppvarming er lavere enn Ar3omdannelsespunktet begynner en generering av ferritt og den ensartede bråkjølte mikrostruktur kan ikke oppnås. Når temperaturen er høyere enn 1000 °C fremmes korn-veksten til å bevirke forringelse av sulfidspenningssprekkingsmotstanden ved at kornene blir grovere. Tiden for den assisterte oppvarming er satt til en tid nødven-dig for å bringe temperaturen i hele tykkelsen av røret til en ensartet temperatur, dvs. omtrent 5 til 10 minutter. Selv om den assisterte oppvarmingsprosess kan utelates når den endelige valsetemperatur for forlengingen og valsingen er innenfor et temperaturområde fra Ar3omdannelsespunktet til 1000 °C gjennomføres den assisterte oppvarming ønskelig for å minimere den langsgående og tykkelses-rettede spredning i temperaturen av røret.
Den mer ensartede mikrostruktur oppnås når temperaturen ved den assisterte oppvarming av et stålrør i produksjonslinjen er mellom AC3omdannelsespunktet og 1000 °C. Temperaturen av den assisterte oppvarming av et stålrør i produksjonslinjen er derfor foretrukket mellom AC3omdannelsespunktet og 1000
°C.
(3) Bråkjøling og herding
Stålrøret gjennomvarmet i et temperaturområde fra Ar3omdannelsespunktet til 1000 ° gjennom hele de ovenstående prosesser bråkjøles. Bråkjølingen gjennomføres med en avkjølingstakt tilstrekkelig for å bringe hele tykkelsen av røret til en martensittisk mikrostruktur. Vannavkjøling kan generelt tilpasses. Herdingen gjennomføres ved en temperatur lavere enn Aci omdannelsespunktet, ønskelig ved 600 til 700 °C. Herdingstiden kan være omtrent 20 til 60 minutter selv om den avhenger av tykkelsen av røret.
Ifølge de foregående prosesser kan det oppnås et sømløst stålrør for olje-brønner med utmerkede egenskaper tildannet av herdet martensitt.
Foretrukket utførelsesform
Den foreliggende oppfinnelse skal beskrives mer detaljert med henvisning til foretrukne utførelsesformer.
Eksempel 1
Valseblokker med en ytre diameter på 225 mm tildannet av 28 typer av stål vist i tabell 3 ble produsert. Disse valseblokker ble oppvarmet til 1250 °C, og tildannet til sømløse stålrør med 244,5 mm ytre diameter og 13,8 mm veggtykkelse ved hjelp av Mannesmann-dor metoden for rørfremstilling.
Hvert tildannet sømløst stålrør ble innført i en assistert oppvarmingsovn ved en ovnstemperatuT på 950 °C og som utgjør varmebehandlingsanlegget anordnet i det siste trinn av en sluttbehandlingsvalsemaskin (dvs. forlengelses- og valsema-skin), får stå deri for ensartet og assistert oppvarming i 5 minutter, og deretter bråkjøles i vann.
Det vannbråkjølte sømløse stålrør ble innført i en herdeovn og underkastet en herdebehandling med ensartet gjennomoppvarming ved en temperatur mellom 650 og 720 °C i 30 minutter, og deretter ble styrken innstilt til omtrent 758 MPa angitt som teknisk strekkgrense YS for å frembringe et stålrørprodukt, nemlig et sømløst stålrør for oljebrønner. Kornstørrelsen i det nevnte vannbråkjølte stålrør var nr. 7 eller mindre basert på kornstørrelsestallet regulert i JIS G 0551 (1998) i alle stål med numre fra 1 til 28.
Forskjellige teststykket ble tatt fra stålrørproduktet, og de følgende tester ble gjennomført for å undersøke egenskapene av stålrøret. Herdbarheten av hvert stål ble også undersøkt.
1. Herdbarhet
Et Jominy teststykke ble tatt fra hver valseblokk før rørdannende valsing, austenittbehandling ved 1100 °C, og underkastet en Jominy test. Herdbarheten ble bedømt ved sammenligning av Rockwell C hardhet i en posisjon 10 mm fra en Jominy ende (JHRC-io) med verdien 58C% + 27, som er en forutsagt verdi av Rockwell C hardheten tilsvarende 90 % martensittforhold i hvert stål, og å bestemme hvilke som hadde en JHRC-io høyere enn verdien 58C% + 27 til å ha "utmerket herdbarhet" og hvilke som hadde en JHRC-io som ikke var høyere enn verdien av 58C% + 27 til å ha "dårlig herdbarhet".
2. Strekkprøve
Et sirkulært strekkprøvestykke regulert ifølge 5CT av API standarden ble kuttet av fra lengderetningen av hvert stålrør, og en strekkprøve ble gjennomført for å måle den tekniske strekkgrense YS (MPa), strekkstyrken TS (MPa) og strekk/styrkeforholdet YR (%).
3. Korrosjonstest
Et A metode prøvestykke regulert ifølge NACE TM0177-96 ble kuttet av fra lengderetningen av hvert stålrør, og en NACE A metodetest ble gjennomført i blandingen av 0,5 % eddiksyre og 5 % natriumklorid vandig løsning mettet med hydrogensulfid ved partialtrykk 101325 Pa (1 atm) for å måle en utøvet spenningsgrense (dvs. den maksimale spenning som ikke bevirker noe brudd i løpet av en testtid på 720 timer, vist ved forholdet mellom den målte tekniske strekkgrense YS av hvert stålrør). Sulfidspenningssprekkingsmotstanden ble bestemt å være utmerket når den utøvede spenningsgrense var 90 % eller mer av den tekniske strekkgrense YS.
Undersøkelsesresultatene er vist i tabell 4. Kolonnen for herdbarhet i tabell 4 er vist som "utmerket" eller "dårlig" ved sammenligning mellom JHRC-io og verdien av 58C% + 27.
Som det fremgår av tabell 4 fremviser stålene med numre 1 til 23 med kjemiske sammensetninger regulert ifølge den foreliggende oppfinnelse, utmerket herdbarhet, høyt strekk/styrkeforhold YR og utmerket sulfidspenningssprekkingsmotstand.
På den annen side har stål med numre 24 til 28, utenfor komponentområdet regulert ved den foreliggende oppfinnelse, dårligere sulfidspenningssprekkings motstand. Stål nr. 24 har for dårlig herdbarhet til å oppnå den ensartede bråkjølte og herdede mikrostruktur, nemlig den ensartet herdede martensittiske mikrostruktur, og har også dårligere sulfidspenningssprekkingsmotstand med et lavt strekk/styrkeforhold YR, ettersom innholdet av Mo er utenfor det området som reguleres ved den foreliggende oppfinnelse.
Stål nr. 25 har for dårlig herdbarhet til å oppnå den ensartede bråkjølte og herdede mikrostruktur, nemlig den ensartede herdede martensittiske mikrostruktur, og har også dårlig sulfidspenningssprekkingsmotstand med et lavt strekk/styrkeforhold YR, ettersom betingelsene regulert ved den foreliggende oppfinnelse er ikke oppfylt med en A verdi ifølge den tidligere anførte ligning (1) som er lavere enn 0,43 selv om de uavhengige innhold av C, Mn, Cr og Mo er innenfor de områder som reguleres ved den foreliggende oppfinnelse.
Stål nr. 26 har utmerket herdbarhet og har et høyt strekk/styrkeforhold YR, men det har dårlig sulfidspenningssprekkingsmotstand ettersom innholdet av Cr er høyere enn det som er regulert ved den foreliggende oppfinnelse.
Stål nr. 27 har dårlig herdbarhet og også dårlig sulfidspenningssprekkingsmotstand med et lavt strekk/styrkeforhold YR, ettersom innholdet av Mo er lavere enn den nedre grenseverdi regulert ifølge den foreliggende oppfinnelse selv om A verdien ifølge den nevnte ligning (1) tilfredsstiller betingelsen regulert ifølge den foreliggende oppfinnelse.
Stål nr. 28 har utmerket herdbarhet, men det har dårligere sulfidspenningssprekkingsmotstand med et lavt strekk/styrkeforhold ettersom innholdet av C er høyere enn reguleringen ifølge den foreliggende oppfinnelse.
Eksempel 2
Valseblokker med ytre diameter 225 mm tildannet av 3 slags stål vist i tabell 5 ble produsert. Disse valseblokker ble oppvarmet til 1250 °C og tildannet til søm-løse stålrør med 244,5 mm ytre diameter og 13,8 mm veggtykkelse ved hjelp av Mannesmann-dorrørfremstillingsmetoden. Stål med numre 29 til 31 i tabell 5 tilfredsstiller den kjemiske sammensetning definert ved den foreliggende oppfinnelse. Hvert tildannet sømløst stålrør ble innført i en assistert oppvarmingsovn med en ovnstemperatuT på 950 °C som utgjør et varmebehandlingsanlegg anordnet i det siste trinn av en sluttbehandlingsvalsemaskin (nemlig forlengelses- og valsema-skin) og fikk stå deri for ensartet og assistert oppvarming i 5 minutter, og ble deretter bråkjølt i vann.
Det vannbråkjølte sømløse stålrør ble delt i to stykker og innført i en herdeovn og ble underkastet en herdebehandling med ensartet gjennomoppvarming for hvert stykke ved en temperatur mellom 650 og 720 °C i 30 minutter, og tilpasset styrken på omtrent 862 MPa til 931 MPa angitt som strekkstyrke TS for å frembringe et stålrørprodukt, nemlig et sømløst stålrør for oljebrønner. Kornstørrelsen i det nevnte vannbråkjølte stålrør var nr. 7 eller mindre basert på kornstørrelses-nummeret regulert i JIS G 0551 (1998) i alle stål med numre fra 29 til 31.
Forskjellige prøvestykker ble tatt fra stålrørproduktet, og de følgende tester ble gjennomført for å undersøke egenskapene av stålrøret. Herdbarheten av hvert stål ble også undersøkt.
1. Herdbarhet
Et Jominy prøvestykke ble tatt fra hver valseblokk før rørfremstillingsval-singen, austenittbehandlet ved 1100 °C, og ble underkastet en Jominy test. Herdbarheten ble evaluert ved å sammenligne Rockwell C hardheten i en posisjon 10 mm fra en Jominy ende (JHRC-io) med verdien 58C% + 27, som er en forutsagt verdi av Rockwell C hardheten tilsvarende et 90 % martensittforhold for hvert stål, og å bestemme hvilke som hadde en JHRC-io høyere enn verdien av 58C% + 27 til å ha "utmerket herdbarhet" og hvilke som hadde en JHRC-io som ikke var høyere enn verdien av 58C% + 27 til å ha "dårlig herdbarhet".
2. Strekktest
Et sirkulært strekkprøvestykke regulert ifølge 5CT av API standarden ble kuttet av fra lengderetningen av hvert stålrør og en strekktest ble gjennomført for å måle den tekniske strekkgrense YS (MPa), strekkstyrken TS (MPa) og strekk/styrkeforholdet YR (%).
3. Korrosjonstest
Et A metode prøvestykke regulert ifølge NACE TM0177-96 ble kuttet av fra lengderetningen av hvert stålrør og en NACE A metode test ble gjennomført i blandingen av 0,5 % eddiksyre og 5 % natriumklorid vandig løsning mettet med hydrogensulfid med partialtrykk 101325 Pa (1 atmosfære) for å måle en utøvet grensespenning (dvs. den maksimale spenning som ikke bevirker noe brudd i lø-pet av en testtid på 720 timer, vist ved forholdet til den virkelige tekniske strekkgrense YS av hvert stålrør). Sulfidspenningssprekkingsmotstand ble bestemt til å være utmerket når den utøvede grensespenning var 90 % eller mer av den tekniske strekkgrense YS.
Undersøkelsesresultatene er vist i tabell 6. Kolonnen for herdbarhet i tabell 6 er vist med "utmerket" eller "dårlig" ved sammenligning mellom JHRC-io og verdien av 58C% + 27.
Som det fremgår av tabell 6 har stål med numre 29 til 31 med kjemiske sammensetninger i samsvar med den foreliggende oppfinnelse, utmerket herdbarhet, høyt strekk/styrkeforhold og utmerket sulfidspenningssprekkingsmotstand.
Spesielt har stål med merkingen 29-2, 30-2, 31-1 og 31-2, hvis strekkstyrker TS ikke er mer enn 897 MPa (130 x 6,9 = 897 MPa) bedre sulfidspenningssprekkingsmotstand.
Industriell anvendbarhet
Det sømløse stålrør for oljebrønner ifølge den foreliggende oppfinnelse har høy fasthet og utmerket sulfidspenningssprekkingsmotstand på grunn av at det har et høyt strekk/styrkeforhold YR selv med en bråkjølt og herdet mikrostruktur, nemlig en herdet martensittisk mikrostruktur, hvori føraustenittkornene er forholdsvis grove korn med nr. 7 eller mindre basert på kornstørrelsestallet regulert ifølge JISG 0551 (1998).
Det sømløse stålrør for oljebrønner ifølge den foreliggende oppfinnelse kan produseres ved en lav kostnad ved å tilpasse en rørfremstillings- og varmebehandlingsprosess i produksjonslinjen med en høy produksjonseffektivitet ettersom en gjenoppvarmingsbehandling for raffinering av kornene ikke er nødvendig.
Kort beskrivelse av tegningen
Fig. 1 er en grafisk representasjon av innvirkningen av innholdet av C på forholdet mellom den tekniske strekkgrense (YS) og strekk/styrkeforholdet (YR) i en bråkjølt og herdet stålplate.
Claims (4)
1. Sømløst stålrør for oljebrønner, som har et kornstørrelsestall av føraustenitt på nr. 7 eller mindre, bestemt i henhold til JIS G 0551 (1998), hvori det sømløse stålrøret erkarakterisert vedat stålet omfatter, på basis av masse%, C: 0,1 til 0,18 %; Si: 0,05 til 1,0 %; Mn: 0,05 til 1,0 %; Cr: 0,05 til 1,5 %; Mo: 0,05 til 1,0 %, Al: 0,10 % eller mindre; Ti: 0,002 til 0,05 % og B: 0,0003 til 0,005 %, og eventuelt ett eller flere elementer valgt fra én eller begge av de følgende grupper elementer (I) og (II): (I) V: 0,03 til 0,2 % og Nb: 0,002 til 0,04 %; (II) Ca: 0,0003 til 0,005 %; Mg: 0,0003 til 0,005 % og REM: 0,0003 til 0,005 %, med en verdi av A bestemt ved den følgende ligning (1) på 0,43 eller mer, idet resten er Fe og forurensninger, og i forurensningene P: 0,025 % eller mindre; S:
0,010 % eller mindre, og N: 0,007 % eller mindre:
hvori, i ligning (1), C, Mn, Cr og Mo hver representerer masse% av de respektive elementene.
2. Sømløst stålrør for oljebrønner ifølge krav 1, hvori strekkstyrken ikke er mer enn 931 MPa.
3. Fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for oljebrønner, omfattende trinnene med å fremstille et rør ved varm-gjennomtrengning av en stålval-seblokk med en kjemisk sammensetning ifølge krav 1, med en verdi av A bestemt av den følgende ligning (1) på 0,43 eller mer etterfulgt av forlengelse og valsing, og deretter sluttbehandlingsvalsing ved en endelig valsetemperatur regulert til 800 til 1100 °C, assistert oppvarming av det resulterende stålrør i et temperaturområde fra Ar3omdannelsespunktet til 1000 °C i produksjonslinjen, og deretter bråkjøling av røret fra en temperatur av Ar3omdannelsespunktet eller høyere etterfulgt av herding ved en temperatur lavere enn Aci omdannelsespunktet:
hvori, i ligning (1) C, Mn, Cr og Mo hver representerer masse% av de respektive elementer.
4. Fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for oljebrønner iføl-ge krav 3, hvori temperaturen ved den assisterte oppvarming i produksjonslinjen er fra AC3omdannelsespunktet til 1000 °C.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004023470 | 2004-01-30 | ||
| PCT/JP2005/001186 WO2005073421A1 (ja) | 2004-01-30 | 2005-01-28 | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO20062911L NO20062911L (no) | 2006-08-29 |
| NO337651B1 true NO337651B1 (no) | 2016-05-23 |
Family
ID=34823873
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO20062911A NO337651B1 (no) | 2004-01-30 | 2006-06-21 | Sømløse oljebrønnstålrør med utmerket motstand mot sulfid spenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av disse |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US20060266448A1 (no) |
| EP (1) | EP1712651B1 (no) |
| JP (1) | JP4390081B2 (no) |
| CN (1) | CN100523256C (no) |
| AR (1) | AR047467A1 (no) |
| AU (1) | AU2005209562B2 (no) |
| BR (1) | BRPI0507314A (no) |
| CA (1) | CA2553586C (no) |
| EA (1) | EA010037B1 (no) |
| MX (1) | MXPA06008514A (no) |
| NO (1) | NO337651B1 (no) |
| UA (1) | UA82007C2 (no) |
| WO (1) | WO2005073421A1 (no) |
Families Citing this family (41)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4635764B2 (ja) * | 2005-07-25 | 2011-02-23 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管の製造方法 |
| BRPI0802628A2 (pt) * | 2007-03-30 | 2011-08-30 | Sumitomo Metal Ind | aço de baixa liga para produtos tubulares para paìses produtores de petróleo e tubulação em aço sem costura |
| BRPI0802627B1 (pt) * | 2007-03-30 | 2017-07-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Low level steel |
| WO2009057390A1 (ja) * | 2007-10-30 | 2009-05-07 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 拡管性に優れた鋼管及びその製造方法 |
| CN101413088B (zh) * | 2008-12-02 | 2011-03-23 | 天津商业大学 | 耐硫化氢应力腐蚀的石油套管及其制造方法 |
| KR101091306B1 (ko) * | 2008-12-26 | 2011-12-07 | 주식회사 포스코 | 원자로 격납 용기용 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CN101845597B (zh) * | 2009-03-26 | 2011-12-21 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本80公斤级特厚调质钢板及其制造方法 |
| US20100319814A1 (en) * | 2009-06-17 | 2010-12-23 | Teresa Estela Perez | Bainitic steels with boron |
| 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 |
| EP2325435B2 (en) | 2009-11-24 | 2020-09-30 | Tenaris Connections B.V. | Threaded joint sealed to [ultra high] internal and external pressures |
| US9163296B2 (en) | 2011-01-25 | 2015-10-20 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment |
| IT1403689B1 (it) | 2011-02-07 | 2013-10-31 | Dalmine Spa | Tubi in acciaio ad alta resistenza con eccellente durezza a bassa temperatura e resistenza alla corrosione sotto tensioni da solfuri. |
| CN102690939B (zh) * | 2011-03-25 | 2014-02-26 | 上海凯科管业有限公司 | 一种不锈钢无缝弯头的生产工艺 |
| AR088424A1 (es) | 2011-08-22 | 2014-06-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Tubo de acero para pozo de petroleo con excelente resistencia a la corrosion bajo tension por presencia de sulfuros |
| JP6107437B2 (ja) * | 2012-06-08 | 2017-04-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法 |
| US20150176727A1 (en) * | 2012-06-18 | 2015-06-25 | Jfe Steel Corporation | Thick, high-strength, sour-resistant line pipe and method for producing same |
| BR112014030346B1 (pt) | 2012-06-20 | 2020-05-05 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | materiais tubulares de campos de petróleo e métodos de produção dos mesmos |
| KR101757710B1 (ko) * | 2012-07-09 | 2017-07-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 후육 고강도 내사우어 라인 파이프의 제조 방법 |
| GB2525337B (en) | 2013-01-11 | 2016-06-22 | Tenaris Connections Ltd | Galling resistant drill pipe tool joint and corresponding drill pipe |
| US9803256B2 (en) | 2013-03-14 | 2017-10-31 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same |
| EP2789701A1 (en) | 2013-04-08 | 2014-10-15 | DALMINE S.p.A. | High strength medium wall quenched and tempered seamless steel pipes and related method for manufacturing said steel pipes |
| CN103194683B (zh) * | 2013-04-24 | 2016-01-13 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 含稀土油井管接箍料用无缝钢管材料及其制备方法 |
| WO2014207656A1 (en) | 2013-06-25 | 2014-12-31 | Tenaris Connections Ltd. | High-chromium heat-resistant steel |
| JP5995002B2 (ja) | 2013-08-20 | 2016-09-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高磁束密度無方向性電磁鋼板およびモータ |
| JP5790953B2 (ja) * | 2013-08-20 | 2015-10-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板とその熱延鋼板 |
| US9153483B2 (en) * | 2013-10-30 | 2015-10-06 | Taiwan Semiconductor Manufacturing Company, Ltd. | Method of semiconductor integrated circuit fabrication |
| BR112016015486A2 (pt) | 2014-01-17 | 2017-08-08 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Cano de ferro e aço que contém cromo à base de martensita para poço de óleo |
| WO2016013197A1 (ja) * | 2014-07-22 | 2016-01-28 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼材の硫化物応力腐食割れ試験方法および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた継目無鋼管 |
| JP5801520B1 (ja) * | 2014-10-01 | 2015-10-28 | 中国電力株式会社 | 高クロム鋼管の余寿命を推定する余寿命推定方法 |
| CN104532132A (zh) * | 2014-12-11 | 2015-04-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高强度低合金抗硫化氢应力腐蚀用油井管及其制造方法 |
| CN104513937A (zh) * | 2014-12-19 | 2015-04-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种屈服强度800MPa级别高强钢及其生产方法 |
| JP6020863B2 (ja) | 2015-01-07 | 2016-11-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 無方向性電磁鋼板およびその製造方法 |
| MX2018005240A (es) * | 2016-02-16 | 2018-08-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Tubo de acero sin costura y método de fabricación del mismo. |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
| AU2017338464B2 (en) * | 2016-10-06 | 2020-07-09 | Nippon Steel Corporation | Steel material, oil-well steel pipe, and method for producing steel material |
| CN106435373A (zh) * | 2016-12-21 | 2017-02-22 | 重庆中鼎三正科技有限公司 | 一种低合金高强度抗硫化氢钢及其制备方法 |
| US10434554B2 (en) | 2017-01-17 | 2019-10-08 | Forum Us, Inc. | Method of manufacturing a coiled tubing string |
| AR114708A1 (es) * | 2018-03-26 | 2020-10-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Material de acero adecuado para uso en entorno agrio |
| WO2022120337A1 (en) * | 2020-12-04 | 2022-06-09 | ExxonMobil Technology and Engineering Company | Linepipe steel with alternative carbon steel compositions for enhanced sulfide stress cracking resistance |
| CN113025915B (zh) * | 2021-03-04 | 2022-02-01 | 东北大学 | 一种高强韧性钒氮微合金化热轧钢管及其制造方法 |
| CN114275735B (zh) * | 2021-12-28 | 2023-04-07 | 安徽工业大学 | 一种含Mg室温可逆储氢高熵合金粉体材料及其制备方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2567151B2 (ja) * | 1990-12-28 | 1996-12-25 | 新日本製鐵株式会社 | 耐ｓｓｃ性の優れた油井用鋼管の製造法 |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52152814A (en) * | 1976-06-14 | 1977-12-19 | Nippon Steel Corp | Thermo-mechanical treatment of seamless steel pipe |
| JP2579094B2 (ja) | 1991-12-06 | 1997-02-05 | 新日本製鐵株式会社 | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管の製造法 |
| JPH06172859A (ja) * | 1992-12-04 | 1994-06-21 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
| JPH06220536A (ja) * | 1993-01-22 | 1994-08-09 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
| 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 |
| JPH07197125A (ja) * | 1994-01-10 | 1995-08-01 | Nkk Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 |
| DE69525171T2 (de) * | 1994-10-20 | 2002-10-02 | Sumitomo Metal Ind | Verfahren zum herstellen nahtloser stahlrohre und produktionsanlage dafür |
| 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 |
| JPH09111343A (ja) * | 1995-10-18 | 1997-04-28 | Nippon Steel Corp | 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 |
| FR2744733B1 (fr) | 1996-02-08 | 1998-04-24 | Ascometal Sa | Acier pour la fabrication de piece forgee et procede de fabrication d'une piece forgee |
| AR001655A1 (es) | 1996-04-18 | 1997-11-26 | Sumitomo Metal Ind | Procedimiento para manufacturar tubos de acero sincostura y disposicion para el uso de dicho proced imiento |
| JP3855300B2 (ja) * | 1996-04-19 | 2006-12-06 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管の製造方法および製造設備 |
| FR2757877B1 (fr) | 1996-12-31 | 1999-02-05 | Ascometal Sa | Acier et procede pour la fabrication d'une piece en acier mise en forme par deformation plastique a froid |
| 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 |
| JP2000017389A (ja) * | 1998-06-29 | 2000-01-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 |
| JP3449311B2 (ja) * | 1999-09-06 | 2003-09-22 | 住友金属工業株式会社 | 高靱性・高耐食性継目無鋼管 |
-
2005
- 2005-01-26 AR ARP050100277 patent/AR047467A1/es not_active Application Discontinuation
- 2005-01-28 MX MXPA06008514A patent/MXPA06008514A/es active IP Right Grant
- 2005-01-28 EA EA200601254A patent/EA010037B1/ru not_active IP Right Cessation
- 2005-01-28 JP JP2005517501A patent/JP4390081B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 2005-01-28 CN CN 200580003248 patent/CN100523256C/zh not_active Expired - Fee Related
- 2005-01-28 AU AU2005209562A patent/AU2005209562B2/en not_active Ceased
- 2005-01-28 UA UAA200608521A patent/UA82007C2/uk unknown
- 2005-01-28 BR BRPI0507314-6A patent/BRPI0507314A/pt not_active IP Right Cessation
- 2005-01-28 EP EP05704238A patent/EP1712651B1/en not_active Not-in-force
- 2005-01-28 CA CA2553586A patent/CA2553586C/en not_active Expired - Fee Related
- 2005-01-28 WO PCT/JP2005/001186 patent/WO2005073421A1/ja active Application Filing
-
2006
- 2006-06-21 NO NO20062911A patent/NO337651B1/no not_active IP Right Cessation
- 2006-07-28 US US11/494,608 patent/US20060266448A1/en not_active Abandoned
-
2011
- 2011-08-18 US US13/212,400 patent/US9017494B2/en not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2567151B2 (ja) * | 1990-12-28 | 1996-12-25 | 新日本製鐵株式会社 | 耐ｓｓｃ性の優れた油井用鋼管の製造法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CA2553586A1 (en) | 2005-08-11 |
| BRPI0507314A (pt) | 2007-06-26 |
| AU2005209562B2 (en) | 2008-09-25 |
| AR047467A1 (es) | 2006-01-18 |
| AU2005209562A1 (en) | 2005-08-11 |
| EA010037B1 (ru) | 2008-06-30 |
| US20060266448A1 (en) | 2006-11-30 |
| EA200601254A1 (ru) | 2006-10-27 |
| NO20062911L (no) | 2006-08-29 |
| US20110297279A1 (en) | 2011-12-08 |
| CN100523256C (zh) | 2009-08-05 |
| JP4390081B2 (ja) | 2009-12-24 |
| UA82007C2 (uk) | 2008-02-25 |
| WO2005073421A1 (ja) | 2005-08-11 |
| MXPA06008514A (es) | 2006-08-28 |
| US9017494B2 (en) | 2015-04-28 |
| CA2553586C (en) | 2013-12-17 |
| EP1712651A4 (en) | 2007-12-26 |
| JPWO2005073421A1 (ja) | 2007-09-13 |
| CN1914343A (zh) | 2007-02-14 |
| EP1712651A1 (en) | 2006-10-18 |
| EP1712651B1 (en) | 2013-02-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO337651B1 (no) | Sømløse oljebrønnstålrør med utmerket motstand mot sulfid spenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av disse | |
| EP2133442B1 (en) | Low-alloy steel, seamless steel pipe for oil well, and process for producing seamless steel pipe | |
| JP4632000B2 (ja) | 継目無鋼管の製造方法 | |
| CA2857439C (en) | High-strength seamless steel pipe for oil well use having excellent resistance to sulfide stress cracking | |
| US10287645B2 (en) | Method for producing high-strength steel material excellent in sulfide stress cracking resistance | |
| US5938865A (en) | Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance | |
| CA3042120C (en) | Medium-manganese steel product for low-temperature use and method for the production thereof | |
| CN105441801B (zh) | 一种超高强度超高韧性石油套管及其tmcp制造方法 | |
| US11519050B2 (en) | Method for producing a re-shaped component from a manganese-containing flat steel product and such a component | |
| WO2017150251A1 (ja) | 鋼材及び油井用鋼管 | |
| JPH1177116A (ja) | 高疲労強度鋼管の製造方法 | |
| JP2007186796A (ja) | 高靭性を有する高クロム鋼 | |
| BRPI0507314B1 (pt) | Sewer-free steel tube for oil wells | |
| MX2008001189A (es) | Metodo para producir tubo de acero sin costuras. |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM1K | Lapsed by not paying the annual fees |