NO343350B1 - Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner - Google Patents

Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner Download PDF

Info

Publication number
NO343350B1
NO343350B1 NO20074205A NO20074205A NO343350B1 NO 343350 B1 NO343350 B1 NO 343350B1 NO 20074205 A NO20074205 A NO 20074205A NO 20074205 A NO20074205 A NO 20074205A NO 343350 B1 NO343350 B1 NO 343350B1
Authority
NO
Norway
Prior art keywords
til
mass
content
oil well
steel pipe
Prior art date
Application number
NO20074205A
Other languages
English (en)
Other versions
NO20074205L (no
Inventor
Tomohiko Omura
Original Assignee
Sumitomo Metal Ind
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 Sumitomo Metal Ind filed Critical Sumitomo Metal Ind
Publication of NO20074205L publication Critical patent/NO20074205L/no
Publication of NO343350B1 publication Critical patent/NO343350B1/no

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium

Description

Foreliggende oppfinnelse angår et sømløst stålrør for oljebrønn som er utmerket når det gjelder motstand mot sulfidspenningssprekking, som er egnet som et foringsrør og rørstykker for en oljebrønn eller gassbrønn, og en fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for en oljebrønn fra stålet.
Høy styrke har vært krevd for oljebrønnrør på grunn av at oljebrønner i det siste har blitt dypere og dypere. Dvs. oljebrønnrør av 110 ksi klasse har nylig blitt anvendt i mange tilfeller, istedenfor 80 ksi klasse og 95 ksi klasserør som vanligvis anvendes i stor grad for oljebrønnrør.110 ksi klassen betyr et rør som har en flytegrense (YS) på 110 til 125 ksi (758 til 861 MPa), mens 80 ksi klassen betyr et rør som har en YS på 80 til 95 ksi (551 til 654 MPa) og 95 ksi klassen betyr et rør som har en YS på 95 til 110 ksi (654 til 758 MPa).
På den annen side inneholder oljebrønner og gassbrønner, som utvikles i dag, ofte korrosivt hydrogensulfid. I slike miljø blir hydrogenskjørhetsdannelse, som refereres til som sulfidspenningssprekking, heretter forkortet som SSC, generert i høystyrkestål og forårsaker destruksjon. Følgelig er det et viktig moment for oljebrønnrør med høy styrke å overvåke SSC.
Teknikker slik som "å fremstille stål ekstremt rent" og "kornraffinering" har i stor grad blitt anvendt som en metode for å forbedre SSC resistensen til oljebrønnrør i YS 95 til 110 ksi klassen (654 til 758 MPa klasse). F.eks. er en metode for å redusere urenhetselementer slike som MN og P, for å forbedre SSC resistensen, beskrevet i patentdokument 1. En metode for å forbedre SSC resistensen ved dobbelbråkjøling for å raffinere krystallkornet er beskrevet i patentdokument 2.
Videre har høystyrke oljebrønnrør slik som 125 ksi klasse, som ennå ikke har blitt anvendt til nå, blitt undersøkt nylig.125 ksi klassen har en YS på 125 til 140 ksi, som er 862 til 965 MPa. Siden SSC enkelt genereres i høystyrkestål er ytterligere forbedring av materiale påkrevd sammenlignet med vanlige oljebrønnrør i 95 til 110 ksi klassen (654 til 758 MPa klasse).
En metode for å forbedre et stål i 125 ksi klassen (862 MPa klasse) som har en raffinert struktur og svært god SSC resistens er beskrevet i patentdokument 3. I denne fremgangsmåten blir en varmebehandling, ved anvendelse av induksjonsvarme, anvendt. En metode for å fremstille et stålrør ved anvendelse av en direkte bråkjølingsmetode er beskrevet i patentdokument 4. Metoden tilveiebringer stålrør i 110 til 140 ksi klasse (758 til 965 MPa klasse) som har svært god SSC resistens. I denne metoden kan den svært gode SSC resistensen oppnås ved bråkjøling fra en temperatur for å øke martensittgraden, tilstrekkelig løse opp legeringselementer slike som Nb og V i løpet av bråkjølingen, anvende elementene for presipitasjonsstyrking i løpet av etterfølgende temperering og heve tempereringstemperaturen.
En oppfinnelse for å optimalisere legeringskomponenter for å gi et lavlegeringsstål som har svært god SSC resistens i 110 til 140 ksi klassen (758 til 965 MPa klasse) er beskrevet i patentdokument 5. Metodene for å kontrollere karbidformen for å forbedre SSC resistensen til et lavlegeringsstål for en oljebrønn i 110-140 ksi klassen (758 til 965 MPa klasse) er beskrevet i patentdokument 6, patentdokument 7 og patentdokument 8. En teknikk for å introdusere presipitasjon av en stor mengde fine V karbider for å forsinke genereringstiden til SSC til et stålprodukt i 110 til 125 ksi klassen (758 til 862 MPa klasse) er beskrevet i patentdokument 9.
Patentdokument 1: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad Sho 62-253720.
Patentdokument 2: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad Sho 59-232220.
Patentdokument 3: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad Hei 6-322478.
Patentdokument 4: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad Hei 8-311551.
Patentdokument 5: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad 11-335731.
Patentdokument 6: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad 2000-178682.
Patentdokument 7: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad 2000-256783.
Patentdokument 8: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad 2000-297344.
Patentdokument 9: Publikasjon av ikke-eksaminert patentsøknad 2000-119798.
JP 61-27235 A beskriver et stålrør som inneholder tilsetning av Mo og V for bruk i oljebrønn med høy styrke og hardhet, som lett oppnås ved vanlig varmebehandling slik som bråkjøling og gløding.
EP1496131 A beskriver et lavlegert stål som inneholder kompositter av inklusjoner med hovedakse ikke større enn 7 µm med en forekomsthyppighet på ikke mindre enn 10 stykker kompositter per 0,1 mm<2>av ståltverrsnittet, hvori kompositten omfatter et ytre skall av karbonitrid av Ti og/eller Nb som omgir en kjerne av oksysulfid av Al og C.
JP H0565592 A beskriver et konstruksjonsstål med høy utmattingsfasthet med forbedret herdbarhet, myknitrerende egenskap og kaldbearbeidhet, og beskriver et stålelement av konstruksjonsstål med høy utmattingsfasthet, som har det ytre laget som omfatter bainitt dannet og det ytterste laget dannet ved høyfrekvent induksjonsoppvarming etterfulgt av selvkjøling eller luftkjøling og deretter myknitrering.
Forskjellige teknikker for å forbedre SSC resistens til høystyrke stål har blitt foreslått, som beskrevet ovenfor, men det er vanskelig å si at svært SSC resistens alltid blir sikkert oppnådd i oljebrønnrøret i 125 ksi eller høyere klasse ved disse teknikkene, og ytterligere forbedring av SSC resistensen er påkrevd.
Det er det primære formålet med foreliggende oppfinnelse å tilveiebringe et stål for oljebrønnrør som har høy styrke og svært god SSC resistens. Det andre formålet er å tilveiebringe en metode for å fremstille et sømløst stålrør for oljebrønner som har karakteristikkene ovenfor.
Lavlegeringsstålet for et oljebrønnrør hvis styrke justeres ved varmebehandling med bråkjøling og temperering krever temperering ved en lav temperatur for å oppnå høy styrke. Imidlertid øker lavtemperaturtemperering hvis lokasjonstettheten, som kan være et hydrogenoppfangningssete. Videre blir grove karbider foretrukket presipitert på korngrensene i løpet av lavtemperaturtemperering som derved enkelt genererer korngrensefrakturtypen SSC. Dette betyr at lavtemperaturtemperering reduserer SSC resistensen til stålet.
Derfor fokuserer foreliggende oppfinnelse på C (karbon) som et legeringselement slik at høy styrke kan opprettholdes selv når stålet gjøres til gjenstand for høytemperaturtemperering. Styrken etter bråkjøling kan økes ved å øke innholdet av C, og det forventes tempereringen ved en temperatur som er høyere enn den til vanlige oljebrønnrør kan forbedre SSC resistensen. Imidlertid, i henhold til kjent kunnskap, har det blitt sagt at en større mengde karbid genereres når C er i overskudd i stålet og SSC resistensen blir dårligere. Derfor har innholdet av C blitt undertrykt til 0,3 % eller lavere i vanlig lavlegeringsstål for oljebrønnrør. I stålet som inneholder en overskuddsmengde C tenderer bråkjølingssprekking til å opptre i løpet av vannbråkjøling. Den store mengde av C innhold har blitt unngått på grunn av de ovennevnte grunner.
Foreliggende oppfinnelse har funnet en teknikk for i stor grad å forbedre SSC resistensen, selv når C innholdet er høyt. I teknikken blir innholdet av Cr, Mo og V optimalisert og innholdet av B, som øker generering av grove karbider på korngrenser, blir redusert. I det følgende vil kunnskap som danner basis for foreliggende oppfinnelse bli beskrevet mer i detalj.
(1) Det er å forstå at reduksjon av SSC resistens, på grunn av økning i C innhold, først og fremst er på grunn av presipitasjon av grove karbider slike som M3C (sementitt; M er Fe, Cr og Mo) og M23C6(M er Fe, Cr og Mo) på korngrensene. Derfor er det å forstå at SSC resistensen kan oppnås ved å raffinere karbidet selv når innholdet av C er økt. Raffineringen kan oppnås ved tilsetting av V i en forhåndsbestemt mengde. Når V er innbefattet presipiterer overskuddsmengde av C som et fint karbid MC (M er V og Mo) i stålet. Siden Mo også er innbefattet som faststoff-løsning i MC og bidrar til dannelsen av det fine Mc, må Mo av en forhåndsbestemt mengde eller mer også bli innbefattet.
(2) Et vanlig oljebrønnrør som inneholder C mindre enn 0,3 % inneholder B for å forbedre herdeevnen. Imidlertid blir B erstattet med C og induserer dannelse av grove karbider, M3C eller M23C6, på korngrenser, og derfor bør B innholdet reduseres så mye som mulig. Underskuddet av herdbarhet på grunn av reduksjon av B kan supplementeres ved tilsetting av Mo eller Mo og Cr i tillegg til C. Derfor er det nødvendig å herde totalinnholdet av Cr og Mo til en forhåndsbestemt mengde eller mer. Imidlertid, siden en overskuddsmengde av Cr og Mo øker dannelse av grove karbider, M23C6, er det nødvendig å undertrykke det totale innholdet av Cr og Mo innenfor den forhåndsbestemte mengden.
(3) Som fremgangsmåten for fremstilling av sømløse stålrør er vanlig "bråkjøling og temperering" eller "direkte bråkjøling og temperering", hvori bråkjøling utføres umiddelbart etter fremstilling av sømløse stålrør foretrukket.
Imidlertid tenderer bråkjølingssprekker til å opptre i stålet, som har høyt C innhold, i løpet av bråkjølingen, slik at det er foretrukket å bråkjøle ved en metode slik som dusjvannkjøling og oljekjøling, hvori kjølehastigheten ikke er for høy, for å hindre bråkjølingssprekker. Imidlertid må spesielt utstyr bli tilveiebrakt for dusjvannkjøling eller oljekjøling, og produktiviteten faller når det gjelder fremstilling av sømløse stålrør.
For fullstendig å løse opp de karbiddannende elementene slike som C, Cr, Mo og V ved bråkjøling og for effektivt å anvende de karbiddannende elementene på tidspunktet for etterfølgende temperering er bråkjølingstemperaturen foretrukket 900 C° eller høyere. Bråkjølingstemperaturen er mer foretrukket 920 °C eller høyere. Bråkjølingstemperaturen er mer foretrukket 920 °C eller høyere.
(4) For fremstilling av det sømløse stålrøret som har høyt C innhold ved høy produksjonseffektivitet er en direkte bråkjølingsmetode foretrukket. I den direkte bråkjølingsprosessen, for også å forsikre om god SSC resistens, er det effektivt å anvende en "kutte kjøleprosessen kort metode", hvori vannkjølingen stoppes halvveis i forhold til den direkte bråkjøling, som induserer bainitt transformasjon. I denne metoden, etter oppvarming av stålblokken til 1150 °C eller høyere blir det sømløse stålrøret fremstilt fra blokken etterfølgende vannkjøling. Vannkjølingen kan utføres umiddelbart etter fremstiling av røret, eller etter rekrystallisering av strukturen med komplementær oppvarming i et temperaturområde fra 900 til 950 °C umiddelbart etter fremstilling av røret.
(5) Når røret avkjøles til romtemperatur ved vannkjøling oppstår martensittisk transformasjon og bråkjølesprekker opptrer. Derfor blir vannkjølingen stoppet ved en temperatur mellom 400 og 600 °C, som er høyere enn starttemperaturen for martensittisk transformasjon. Imidlertid blir en dualfasestruktur som består av martensitt og bainitt dannet når stålet blir luftavkjølt fra temperaturen hvor vannkjølingen ble stoppet, og SSC resistensen blir dårligere. Derfor bør en isotermisk transformasjonsvarmbehandling, dvs. austemperbehandling, utføres i en ovn varmet opp til mellom 400 og 600 °C umiddelbart etter vannkjølingen stopper, og dualfasestrukturen overføres til bainitt enkeltfasestruktur. Hvis styrken etter den isoterme transformasjonsvarmebehandlingen er for høy kan røret tempereres ved oppvarming av det igjen i temperaturområdet fra 600 til 720°C for å justere styrken.
I en bainitt enkeltfasestruktur, oppnådd ved fremgangsmåten angitt ovenfor (5) blir karbidene fint dispergert, og stålrøret som har en slik struktur har SSC resistensen ekvivalent med den til et stålrør som har en martensitt enkeltfasestruktur, produsert ved vanlig bråkjøling og tempereringsbehandling. Siden røret blir direkte fremstilt etter oppvarming av metallbarren til 1140 °C eller høyere, kan de karbiddannende elementene slike som C, Cr, Mo og V bli fullt oppløst til starttiden for vannkjølingen. Disse elementene kan fullt anvendes i løpet av den etterfølgende bainittransformasjonsvarmebehandlingen og tempereringen.
Foreliggende oppfinnelse har blitt utført på basis av kunnskapen ovenfor og den angår følgende sømløse stålrør for oljebrønn og fremgangsmåte for fremstilling derav.
(1) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking, kjennetegnet ved at stålet består av, i masse%, C: 0,30 til 0,60 %, Si: 0,05 til 0,5 %, Mn: 0,05 til 1,0 %, Al: 0,005 til 0,10 %, Cr+Mo: 1,5 til 3,0 %, hvori Mo er 0,5 % eller mer, V: 0,05 til 0,3 %, Nb: 0 til 0,1 %, Ti: 0 til 0,1 %, Zr: 0 til 0,1 %, N: 0 til 0,03 %, Ca: 0 til 0,01 % og balansen Fe og urenheter, og P som en urenhet er 0,025 % eller mindre, S som en urenhet er 0,01 % eller mindre, B som en urenhet er 0,0010 % eller mindre og O (oksygen) som en urenhet er 0,01 % eller mindre.
(2) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge (1) ovenfor, som inneholder én eller flere valgt fra Nb: 0,002 til 0,1 masse%, Ti: 0,002 til 0,1 masse% og Zr: 0,002 til 0,1 masse %.
(3) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge (1) ovenfor, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse%.
(4) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge (1) hvori Ca innholdet er 0,0003 til 0,01 masse%.
(5) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge (1) som inneholder én eller flere valgt fra Nb:
0,002 til 0,1 masse%, Ti: 0,002 til 0,1 masse% og Zr: 0,002 til 0,1 masse%, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse%.
(6) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge (1) hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse% og Ca innholdet er 0,0003 til 0,01 masse%.
(7) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge (1) ovenfor som inneholder én eller flere valgt fra Nb: 0,002 til 0,1 masse%, Ti: 0,002 til 0,1 masse% og Zr: 0,002 til 0,1 masse%, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse% og Ca innholdet er 0,0003 til 0,01 masse%.
(8) Et sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge et hvilket som helst av (1) til (7) ovenfor, hvori flytegrensene er 125 ksi (861 MPa) eller mer.
(9) En fremgangsmåte for å fremstille et sømløst stålrør for en oljebrønn, som har en bainitt enkeltfasestruktur, som innbefatter trinnet med å: varme opp en stålblokk som har en kjemisk sammensetning i henhold til en hvilken som helst av (1) til (7) ovenfor til 1150 °C eller høyere; produsere det sømløse stålrøret fra blokken ved varmebehandling; vannkjøle det sømløse stålrøret til en temperatur i området fra 400 til 600 °C umiddelbart etter fullført varmebehandling; og underkaste det sømløse stålrøret for en varmebehandling for bainitt isotermisk transformasjon ved å holde det sømløse stålrøret ved en temperatur i området 400 til 600 °C.
(10) En fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for en oljebrønn, som har en bainitt enkeltfasestruktur, ifølge (9) ovenfor som videre omfatter et trinn med å utføre en komplementær varmebehandling i et temperaturområde fra 900 til 950 °C mellom varmebehandlingen og vannkjølingen.
(A) Kjemisk sammensetning av stål
Utgangspunktet for å bestemme den kjemiske sammensetningen av stålet for et oljebrønnrør ifølge oppfinnelsen vil bli beskrevet med effekten av hver komponent. I det følgende betyr "%" for innholdet av respektive elementer "masse%".
C: 0,30 til 0,60%
C er et viktig element i stålet ifølge oppfinnelsen. Oljebrønnrøret ifølge oppfinnelsen inneholder C i en mengde på mer enn den som er vanlig i oljebrønnrørmaterialet, og derfor blir herdeevnen vesentlig forbedret for å bedre styrken. For å oppnå effekten må oljebrønnrøret inneholde 0,30 % eller mer C. På den annen side, selv når oljebrønnrøret inneholder C overstigende 0,60 % er effekten mettet og derfor blir den øvre grensen satt til 0,60 %. Innholdet av C er mer foretrukket 0,35 til 0,55 %.
Si: 0,05 til 0,5%
Si er et effektivt element for deoksidering av stålet, og har også en effekt når det gjelder å øke tempereringsmykhetsresistensen. Oljebrønnrøret må inneholde Si på 0,05 % eller mer for deoksideringen. På den annen side fremskrider et innhold overskridende 0,5 % dannelse av en myk ferrittfase og reduserer SSC resistensen, og derfor blir innholdet av Si satt til 0,05 til 0,5 %. Innholdet av Si er mer foretrukket 0,05 til 0,35 %.
Mn: 0,05 til 1,0 %
Mn er et effektivt element for å forsikre herdeevnen til stålet. Oljebrønnrøret må inneholde 0,05 % eller mer Mn for å oppnå passende effekt. På den annen side, når innholdet av Mn overskrider 1,0 %, segregerer det på korngrensene med urenhetselementer slik som P og S, og SSC resistensen går ned. Derfor bør innholdet av Mn være 0,05 til 1,0 %. Det mest foretrukne Mn innholdet er 0,1 til 0,5 %.
Al: 0,005 til 0,10 %
Al er et effektivt element for deoksidering av stålet, og når innholdet av Al er mindre enn 0,05 % blir denne effekten ikke oppnådd. På den annen side, selv når oljebrønnrøret inneholder Al overskridende 0,10 % blir effekten mettet, og derved blir den øvre grensen satt til 0,10 %. Innholdet av Al er mer foretrukket 0,01 til 0,05 %. Al innholdet ifølge oppfinnelsen står for innholdet av syreløselig Al, dvs.
"sol.Al".
Cr+Mo: 1,5 til 3,0 %, hvor Mo er 0,5 % eller mer
Cr og Mo er effektive elementer når det gjelder å øke herdeevnen til stålet, og stålet ifølge oppfinnelsen må inneholde 1,5 % eller mer av totalinnhold av Cr og Mo for å oppnå denne effekten. På den annen side, når totalinnholdet av Cr og Mo overskrider 3,0 %, blir dannelse av grove karbider, M23C6(M: Fe, Cr og Mo) økt, og SSC resistensen reduseres. Derfor blir totalinnholdet av Cr og Mo satt til 1,5 til 3,0 %. Totalinnholdet av Cr og Mo er mer foretrukket 1,8 til 2,2 %. Cr er et valgfritt element derfor, når Cr ikke tilsettes, bør innholdet av Mo være 1,5 til 3,0 %.
Mo har en effekt når det gjelder å fremme dannelsen av finkarbidet, MC (M: V og Mo) når det er kontaminert med V. Dette finkarbidet gjør tempereringstemperaturen høyere, så for å oppnå effekten må stålet ha et innhold av Mo på 0,5 % eller mer. Det mest foretrukne Mo innholdet er 0,7 % eller mer.
V: 0,05 til 0,3 %
V danner finkarbidet MC (M: V og Mo) med Mo, og finkarbidet gjør tempereringstemperaturen høyere. V innholdet bør være 0,05 % eller mer for å oppnå passende effekt. På den annen side, selv når stålet inneholder V overskridende 0,3 %, blir mengden av V, som eksisterer som faststoff-løsning ved bråkjøling, mettet og effekten ved å heve tempereringstemperaturen blir også mettet. Følgelig blir den øvre grensen satt til 0,3 %, men innholdet av V er mer foretrukket 0,1 % til 0,25 %.
Følgende Nb, Ti, Zr, N og Ca er valgfrie elementer som kan tilsettes hvis nødvendig. Effekter og grunner for å begrense innholdet av disse elementene vil bli beskrevet nedenfor.
Nb, Ti, Zr: 0 til 0,1 % respektivt
Nb, Ti og Zr er valgfrie elementer. De kombinerer med C og N for å danne karbonitrid, som effektivt raffinerer krystallkorn på grunn av deres hefte (pinning) effekt, og dette forbedrer de mekaniske egenskapene slik som seighet. For å oppnå en tilstrekkelig effekt er det foretrukne innholdet av Nb, Ti og Zr 0,002 % eller mer respektivt. På den annen side, siden effekten av mettethet selv når Nb, Ti og Zr overskrider 0,1 % respektivt, ble de øvre grensene satt til 0,1 % respektivt. Det er mer foretrukket at innholdet er 0,01 til 0,05 % respektivt.
N: 0 til 0,03 %
N er et valgfritt element. N og C kombinerer med Al, Nb, Ti og Zr for å danne karbonitrid, som bidrar til krystallkornraffinering på grunn av hefteeffekten, og forbedrer de mekaniske egenskapene slik som seighet. Det foretrukne N innholdet er 0,003 % eller mer for å definitivt oppnå passende effekt. På den annen side, selv når N overskrider 0,03 %, blir effekten mettet. Følgelig ble den øvre grensen satt til 0,03 % , men det mest foretrukne innholdet er 0,01 til 0,02 %.
Ca: 0 til 0,01 %
Ca er også et valgfritt element. Det kombinerer med S i stålet for å danne sulfid, og forbedrer forminklusjon. Derfor bidrar Ca til forbedring av SSC resistensen. Det foretrukne innhold av Ca er 0,0003 % eller mer for å oppnå passende effekt. På den annen side, selv når Ca innholdet overskrider 0,01 %, blir effekten mettet. Følgelig ble den øvre grensen satt til 0,01 %, men innholdet av Ca er mest foretrukket 0,001 til 0,003 %.
Stålet for oljebrønnrør ifølge oppfinnelsen består av de ovenfor nevnte elementene og balansen av C og urenheter. Imidlertid er det nødvendig å kontrollere P, S, B og O (oksygen) blant urenhetene som følger.
P: 0,025 % eller mindre
P segregerer på korngrensene, og reduserer SSC resistens. Siden innflytelsen blir betydelig når innholdet overskrider 0,025 % blir den øvre grensen satt til 0,025 %. Innholdet av P er foretrukket så lavt som mulig.
S: 0,01 % eller mindre
S segregerer også på korngrensene tilsvarende P, og reduserer SSC resistensen. Siden innflytelsen blir betydelig når innholdet overskrider 0,01 % blir den øvre grensen satt til 0,01 %. Innholdet av S er også foretrukket så lavt som mulig.
B: 0,0010 % eller mindre
B har blitt anvendt i vanlige lavlegeringsståloljebrønnrør for å øke herdbarheten. Imidlertid akselerer B dannelse av korngrensegrove karbider M23C6(M: Fe, Cr eller Mo) i høystyrkestål og reduserer også SSC resistensen. Derfor blir B ikke tilsatt i røret ifølge oppfinnelsen. Selv når B kan være innbefattet som en urenhet bør den være begrenset til 0,0010 % eller mindre. Det er mer foretrukket å begrense innholdet av B til 0,0005 % eller mindre.
O (oksygen): 0,01 % eller mindre
O (oksygen) eksisterer i stål som en urenhet. Når dens innhold overskrider 0,01 % dannes grovt oksid, og reduserer seigheten og SSC resistensen. Derfor blir den øvre grensen satt til 0,01 %. Det er foretrukket å redusere innholdet av O (oksygen) så lavt som mulig.
(B) Fremgangsmåte for fremstilling av sømløst stålrør
For å fremstille sømløse stålrør som har et høyt C innhold og utmerket SSC resistens ved høy produktivitet er det foretrukket å utføre varmebehandling, hvori vannkjøling stoppes på veien i direkte bråkjølingsprosess, og å indusere bainitt transformasjon deretter.
Oppvarmingstemperaturen av barren er foretrukket 1150 °C eller høyere for god produktivitet av rør. Den foretrukne øvre grensen når det gjelder oppvarmingstemperaturen er ca.1300 °C for å redusere glødeskalldannelse.
Etter fremstilling av det sømløse stålrøret fra den oppvarmede barren ved den vanlige fremgangsmåten, f.eks. en fremgangsmåte slik som Mannesmann patronmølle metoden blir det sømløse stålrøret direkte bråkjølt med vannkjøling. Den direkte bråkjølingen kan utføres umiddelbart etter fremstilling av røret, eller etter komplementær oppvarming i et temperaturområde fra 900 til 950 °C. Den komplementære oppvarmingen blir utført umiddelbart etter rørfremstilling for rekrystallisering av stålstrukturen. For å hindre bråkjølingssprekker bør vannkjølingen stoppes i et temperaturområde fra 400 til 600 °C og røret bør holdes i et temperaturområde fra 400 til 600 °C etter stopping av vannkjølingen. En isoterm varmebehandling for bainitt transformasjon utføres i det ovenfor nevnte temperaturområdet. Hvis nødvendig blir tempereringen utført ved oppvarming igjen, i området 600 til 720 °C, for å gi ønsket styrke.
Grunnen for stopping av vannkjøling i temperaturområdet 400 til 600 °C er som følger. Når temperaturen er lavere enn 400 °C opptrer delvis martensitt og dualfasestrukturen til martensitt på bainitt dannet, som reduserer SSC resistens. På den annen side, når temperaturen er høyere enn 600 °C blir en fjæraktig øvre bainitt dannet og SSC resistensen reduseres ved dannelse av grove karbider. Restriksjonen når det gjelder bløtgjøringstemperaturen er i området 400 til 600 °C, for bainitt isotermisk transformasjonsbehandling, er basert på samme grunner som ovenfor. Med referanse til den komplementære oppvarmingen før vannkjølingen er grunnen for å sette temperaturen fra 900 til 950 °C at den lavere krystalliseringstemperaturgrensen for austenitt enkelfasestruktur er 900 °C og korn begynner å bli grovere ved oppvarming til en temperatur som overskrider 950 °C.
Eksempler
I det følgende vil effekten av foreliggende oppfinnelse bli spesifikt beskrevet i henhold til eksempler.
Stål som veier 150 tonn hver, som har den kjemiske sammensetningen vist i tabell 1, ble smeltet og blokker som har en tykkelse på 40 mm ble fremstilt. Etter oppvarming av disse blokkene til 1250 °C ble plater som har en tykkelse på 15 mm produsert ved varmsmiing og varmvalsing.
(1) QT behandling
Platene ble bråkjølt med oljekjøling etter oppvarming i et temperaturområde på 900 til 920 °C i 45 minutter og deretter temperert ved å holde temperaturen i området 600 til 720 °C i 1 time og luftkjøle. Styrken ble justert til to nivåer på ca.
125 ksi (862 MPa) som øvre grense til 110 ksi klasse (758 Mpa klasse) og ca.140 ksi (965 MPa) som øvre grense til 125 ksi klasse (862 MPa klasse). I det følgende blir varmebehandling referert til som "QT behandling".
(2) AT behandling
Stålet A til V i tabell 1 ble fremstilt til barrer som har ytre diametre på 225 til 310 mm. Disse barrene ble varmet opp til 1250 °C og ble bearbeidet til sømløse stålrør som har forskjellige størrelser ved Mannesmann patronmetoden. Rørene av stål A, C og E ble vannkjølt umiddelbart etter bearbeiding. Referanse til rørene fremstilt fra stål B, D og F til V, ble den komplementære varmebehandlingen utført i et temperaturområde på 900 til 950 °C i 5 minutter og vannkjølingen ble utført umiddelbart etter den komplementære varmebehandlingen. Vannkjølingen ble stoppet når temperaturen til røret ble mellom 50 og 600 °C og rørene ble satt i en ovn juster til 400 til 600 °C umiddelbart etter stopping av vannkjølingen. Deretter ble rørene gjort til gjenstand for bainitt isotermisk transformasjonsvarmebehandling, hvori rørene ble holdt i ovnen i 30 minutter og luftkjølt. Deretter ble rørene temperert ved å holde temperaturen i området 600 til 720 °C i 1 time og luftkjøle for å justere styrken til nivåene på ca.125 ksi (862 MPa) som øvre grense i 110 ksi klasse (758 MPa klasse) og ca.140 ksi (965 MPa) som øvre grense i 125 ksi klasse (862 MPa klasse). I det følgende blir varmebehandling referert til som "AT behandling".
Rundbarrestrekkteststykker som har en parallell porsjonsdiameter på 6 mm og en parallell lengde på 40 mm ble tatt som prøver ved å kutte ut platene og rørene parallelt med valseretningen. Styrker til platene og rørene ble respektivt justert til to nivåer ved den ovenfor nevnte varmebehandlingen. Strekktestene ble utført ved romtemperatur og YS ble målt. SSC resistensen ble estimert ved følgende to typer tester, dvs. konstant belastningstesten og DCB testen.
(1) Konstant belastningstest
Rund barrestrekkteststykker, som har en parallell porsjon diameter på 6,35 mm og en parallell lengde på 25,4 mm ble tatt prøver av ved å kutte ut platene og rørene parallelt med valseretningen. SSC resistensen ble estimert ved konstant belastningstesten i henhold til NACE TM 0177A metoden. NACE betyr "National Association of Corrosion Engineers". Følgende to typer testløsninger ble anvendt og 90 % av den virkelige YS ble tilsatt:
(i) Løsning av 5 % natriumklorid og 0,5 % eddiksyre ved normal temperatur, som er mettet med 1 atmosfære hydrogensulfidgass (heretter referert til som A-bad)
(ii) Løsning av 5 % natriumklorid og 0,5 % eddiksyre ved normal temperatur, som er mettet med 0,1 atmosfære hydrogensulfidgass og balansen av karbondioksid (heretter referert til som B-bad)
I testen ovenfor ble testmaterialene, som ikke ble frakturert i 720 timer, bestemt til å ha god SSC resistens, og ble vist med " О" i tabell 2. "A-badet" anvendt for evaluering av stålprodukter med ca. YS 125 ksi (862 MPa) og "B-badet" ble anvendt for evaluering av stålprodukter med ca. YS 140 ksi (965 MPa).
(2) DCB test
DCB (Double Cantilever Bent Beam) teststykker, som har en tykkelse på 10 mm, en bredde på 20 mm og en lengde på 100 mm ble tatt prøver av for platene og rørene, og en DCB ble utført i henhold til NACE TM 0177 D metoden. DCB testbarrene ble nedsenket i A-badet eller B-badet i 336 timer og spenningsintensitetsfaktoren (KISSCverdi) ble målt. Testmaterialet som har KISSCverdien 27 eller mer ble bestemt til å ha god SSC resistens. Testresultatene er vist i tabell 2.
l1 elbaT
Tabell 2
Slik det er beskrevet ovenfor viser QT i kolonnen "Varmebehandling" i tabell 2 en tilstand hvor oljebråkjøling og temperering ble utført ved anvendelse av platemateriale og AT viser en tilstand hvor direkte bråkjøling, vannkjølingsstopping og bainitt isotermisk transformasjonsvarmebehandling ble utført på det sømløse stålrøret.
SSC ble ikke observert i konstant belastningstesten i evalueringen i noen av miljøene i "A-bad" og "B-bad" i test numrene 1 til 44 hvor QT behandling og AT behandling ble utført ved anvendelse av stålene A til V. KISSCverdiene målt med DCB testen var respektivt 27 eller mer, og SSC resistensen var god.
På den annen side, i stålet W som har lavt C innhold, stålet X som har høyt Si innhold, stålet Y som har høyt Mn innhold, stålet Z som har høyt P innhold, stålet nr.1 som har høyt S innhold, stålet nr.2 som har lavt Mo innhold, stålet nr.3 som har lavt totalt innhold av Cr og Mo, stålet nr.4 som har høyt totalinnhold av Cr og Mo, stålet nr.5 som har lavt V innhold, stålet nr.6 som har høyt O (oksygen) innhold og stålet nr.7 som har høyt V innhold i sammenligningseksemplene, hadde alle dårlige SSC resistenser.
Ifølge foreliggende oppfinnelse kan sømløse stålrør for oljebrønnsom har god SSC resistens sammen med høy styrke slik som flytgrense YS på 125 ksi (862 MPa) eller mer oppnås. Det anvendte stålet er ekstremt anvendelig som materialer til de sømløse stålrør for en oljebrønn eller lignende for anvendelse i et felt som inneholder hydrogensulfid. Ifølge fremstillingsfremgangsmåten ifølge oppfinnelsen kan sømløse stålrør for en oljebrønn som har karakteristikkene ovenfor fremstilles svært effektivt.

Claims (10)

PATENTKRAV
1. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking,
k a r a k t e r i s e r t v e d at
stålet har en bainitt enkeltfasestruktur og består av, i masse%, C: 0,30 til 0,60 %, Si: 0,05 til 0,5 %, Mn: 0,05 til 1,0 %, Al: 0,005 til 0,10 %, Cr+Mo: 1,5 til 3,0 %, hvori Mo er 0,5 % eller mer, V: 0,05 til 0,3 %, Nb: 0 til 0,1 %, Ti: 0 til 0,1 %, Zr: 0 til 0,1 %, N: 0 til 0,03 %, Ca: 0 til 0,01 % og balansen Fe og urenheter, og P som en urenhet er 0,025 % eller mindre, S som en urenhet er 0,01 % eller mindre, B som en urenhet er 0,0010 % eller mindre og O (oksygen) som en urenhet er 0,01 % eller mindre.
2. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge krav 1, som inneholder én eller flere valgt fra Nb: 0,002 til 0,1 masse%, Ti: 0,002 til 0,1 masse% og Zr: 0,002 til 0,1 masse%.
3. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge krav 1, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse%.
4. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge krav 1, hvori Ca innholdet er 0,0003 til 0,01 masse%.
5. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge krav 1, som inneholder én eller flere valgt fra Nb: 0,002 til 0,1 masse%, Ti: 0,002 til 0,1 masse% og Zr: 0,002 til 0,1 masse%, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse%.
6. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge krav 1, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse% og Ca innholdet er 0,0003 til 0,01 masse%.
7. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge krav 1, som inneholder én eller flere valgt fra Nb: 0,002 til 0,1 masse%, Ti: 0,002 til 0,1 masse% og Zr: 0,002 til 0,1 masse%, hvori N (nitrogen) innholdet er 0,003 til 0,03 masse% og Ca innholdet er 0,0003 til 0,01 masse%.
8. Sømløst stålrør for oljebrønn, utmerket i motstand mot sulfidspenningssprekking ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 7, hvori flytgrensen er 125 ksi (861 MPa) eller mer.
9. Fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for en oljebrønn, som har en bainitt enkeltfasestruktur, som omfatter trinnene med å:
varme opp en stålblokk som har en kjemisk sammensetning ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 7 til 1150 °C eller høyere;
produsere det sømløse stålrøret fra blokken ved varmebehandling; vannkjøle det sømløse stålrøret til en temperatur i området 400 til 600 °C umiddelbart etter varmebehandlingen er ferdig; og
underkaste det sømløse stålrøret for en varmebehandling for bainitt isotermisk transformasjon ved å holde det sømløse stålrøret ved en temperatur i området 400 til 600 °C.
10. Fremgangsmåte for fremstilling av et sømløst stålrør for en oljebrønn, som har en bainitt enkeltfasestruktur, ifølge krav 9, som videre omfatter et trinn med å utføre en komplementær varmebehandling i et temperaturområde fra 900 til 950 °C mellom varmebehandlingen og vannkjølingen.
NO20074205A 2005-03-24 2007-08-16 Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner NO343350B1 (no)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005086995A JP4609138B2 (ja) 2005-03-24 2005-03-24 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
PCT/JP2006/304143 WO2006100891A1 (ja) 2005-03-24 2006-03-03 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
NO20074205L NO20074205L (no) 2007-10-23
NO343350B1 true NO343350B1 (no) 2019-02-04

Family

ID=37023566

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
NO20074205A NO343350B1 (no) 2005-03-24 2007-08-16 Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner

Country Status (12)

Country Link
US (1) US8617462B2 (no)
EP (1) EP1862561B9 (no)
JP (1) JP4609138B2 (no)
CN (1) CN101146924B (no)
AR (1) AR052614A1 (no)
AU (1) AU2006225855B2 (no)
BR (1) BRPI0609443B1 (no)
CA (1) CA2599868C (no)
EA (1) EA011363B1 (no)
NO (1) NO343350B1 (no)
UA (1) UA88359C2 (no)
WO (1) WO2006100891A1 (no)

Families Citing this family (35)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4140556B2 (ja) * 2004-06-14 2008-08-27 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP4725216B2 (ja) * 2005-07-08 2011-07-13 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
FR2939449B1 (fr) * 2008-12-09 2011-03-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas France Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
FR2942808B1 (fr) * 2009-03-03 2011-02-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
US8697486B2 (en) 2009-04-15 2014-04-15 Micro Technology, Inc. Methods of forming phase change materials and methods of forming phase change memory circuitry
US20110183072A1 (en) * 2010-01-28 2011-07-28 Western Tube & Conduit Corporation Hot-dip galvanization systems and methods
FR2960883B1 (fr) * 2010-06-04 2012-07-13 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures
EP2687612B1 (en) 2011-03-18 2018-09-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel pipe quenching method
CN102330027B (zh) * 2011-10-13 2013-07-17 宝山钢铁股份有限公司 一种120ksi钢级的初级抗硫钻杆及其制造方法
CN104395489B (zh) * 2012-06-20 2017-04-26 新日铁住金株式会社 油井管用钢及其制造方法
BR112015005870B1 (pt) 2012-11-05 2018-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation aço de baixa liga para produtos tubulares da indústria petrolífera que tem resistência a trinca por tensão de sulfeto e método de fabricação dos mesmos
DE102012221607A1 (de) * 2012-11-27 2014-05-28 Robert Bosch Gmbh Metallischer Werkstoff
AR096965A1 (es) 2013-07-26 2016-02-10 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleación para pozo petrolero y método para la manufactura del mismo
CA2937139C (en) * 2014-06-09 2019-01-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Low-alloy steel pipe for an oil well
JP6379731B2 (ja) * 2014-06-26 2018-08-29 新日鐵住金株式会社 高強度鋼材およびその製造方法
AR101683A1 (es) 2014-09-04 2017-01-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de pared gruesa para pozo de petróleo y método de producción del mismo
WO2016038809A1 (ja) * 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
US10752979B2 (en) 2014-10-17 2020-08-25 Nippon Steel Corporation Low alloy oil-well steel pipe
AU2015361346B2 (en) * 2014-12-12 2019-02-28 Nippon Steel Corporation Low-alloy steel for oil well pipe and method for manufacturing low-alloy steel oil well pipe
KR101993201B1 (ko) * 2015-03-26 2019-06-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 구조관용 강판, 구조관용 강판의 제조 방법 및, 구조관
CN104988407B (zh) * 2015-06-23 2017-06-30 中国石油集团渤海石油装备制造有限公司 石油钻井抗硫钻杆及其制备方法
FR3047880B1 (fr) * 2016-02-19 2020-05-22 Louis Vuitton Malletier Coque de bagage, bagage comprenant une telle coque de bagage, et procede de fabrication de la coque de bagage
WO2017149570A1 (ja) 2016-02-29 2017-09-08 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用低合金高強度継目無鋼管
RU2698006C9 (ru) 2016-03-04 2019-12-25 Ниппон Стил Корпорейшн Стальной материал и стальная труба для нефтяных скважин
BR112018017036B1 (pt) * 2016-03-04 2022-09-06 Nippon Steel Corporation Material de aço e tubo de aço de poço de petróleo
CN107287499B (zh) * 2016-03-31 2019-05-31 鞍钢股份有限公司 一种耐高温热采井用油井管及其制造方法
MX2019002291A (es) * 2016-09-01 2019-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero y tuberia de acero para pozos de petroleo.
MX2019003749A (es) * 2016-10-06 2019-07-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero, tubo de acero para pozo de petróleo y método para producir el material de acero.
US11313007B2 (en) 2016-10-17 2022-04-26 Jfe Steel Corporation High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods, and method for producing the same
BR112020016837B1 (pt) * 2018-02-28 2023-12-12 Nippon Steel Corporation Material de aço adequado para uso em ambiente ácido
AR114708A1 (es) * 2018-03-26 2020-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
AR114712A1 (es) * 2018-03-27 2020-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
CN109972054A (zh) * 2018-06-08 2019-07-05 中南大学 一种铒增韧高硬合金及其铸造与热处理方法
CN110760753B (zh) * 2019-10-25 2021-04-27 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比无缝钢管及其制造方法
CN115141972B (zh) * 2022-05-12 2023-11-10 中国科学院金属研究所 一种125ksi级抗硫化物应力开裂的低合金油井管钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61272351A (ja) * 1985-05-29 1986-12-02 Kawasaki Steel Corp 高強度高靭性油井用鋼管
JPH0565592A (ja) * 1991-09-07 1993-03-19 Toyota Motor Corp 高疲労強度構造用鋼およびその鋼部材
EP1496131A1 (en) * 2002-03-29 2005-01-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Low alloy steel

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58161720A (ja) * 1982-03-17 1983-09-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度油井用鋼の製造法
JPS59232220A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法
JPS6086209A (ja) * 1983-10-14 1985-05-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物割れ性の優れた鋼の製造方法
JPS6254021A (ja) * 1985-05-23 1987-03-09 Kawasaki Steel Corp 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度継目無鋼管の製造方法
JPS61279656A (ja) * 1985-06-05 1986-12-10 Daido Steel Co Ltd 熱間鍛造用非調質鋼
JPS6213557A (ja) * 1985-07-12 1987-01-22 Kawasaki Steel Corp スチ−ムインジエクシヨンパイプ用鋼
JPH06104849B2 (ja) 1986-04-25 1994-12-21 新日本製鐵株式会社 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法
JP2554636B2 (ja) * 1986-10-08 1996-11-13 新日本製鐵株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼材の製造方法
JPH0686209A (ja) * 1992-09-02 1994-03-25 Fuji Film Micro Device Kk 画像情報の記録と読み出し方法と記録装置
US5263509A (en) * 1992-11-12 1993-11-23 General Electric Company Refrigerator with door mounted dispenser supply mechanism
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
JPH0741856A (ja) * 1993-07-28 1995-02-10 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
JP3755163B2 (ja) 1995-05-15 2006-03-15 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
DE69617002D1 (de) * 1995-05-15 2001-12-20 Sumitomo Metal Ind Verfahren zur herstellung von hochfesten nahtlosen stahlrohren mit hervorragender schwefel induzierter spannungsrisskorossionsbeständigkeit
JPH0959719A (ja) * 1995-06-14 1997-03-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法
JPH09249935A (ja) * 1996-03-13 1997-09-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法
JP4134377B2 (ja) 1998-05-21 2008-08-20 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JP3562353B2 (ja) 1998-12-09 2004-09-08 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP2000119798A (ja) 1998-10-13 2000-04-25 Nippon Steel Corp 硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼及び油井用鋼管
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP4058840B2 (ja) 1999-04-09 2008-03-12 住友金属工業株式会社 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
AR023265A1 (es) * 1999-05-06 2002-09-04 Sumitomo Metal Ind Material de acero de elevada resistencia para un pozo petrolero, excelente en el craqueo de la tension de sulfuros y metodo para producir un material deacero de elevada resistencia.
JP4379550B2 (ja) * 2000-03-24 2009-12-09 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材
AR035035A1 (es) 2001-05-28 2004-04-14 Ypf S A Acero al carbono de baja aleacion para la fabricacion de tuberias para exploracion y produccion de petroleo y/o gas natural, con resistencia mejorada a la corrosion y bajo nivel de defectologia y procedimiento para fabricar tubos sin costura
JP2003041341A (ja) 2001-08-02 2003-02-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靱性を有する鋼材およびそれを用いた鋼管の製造方法
JP3864921B2 (ja) 2002-03-29 2007-01-10 住友金属工業株式会社 低合金鋼
WO2004001076A1 (ja) * 2002-06-19 2003-12-31 Nippon Steel Corporation 拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管とその製造方法
JP4135691B2 (ja) 2004-07-20 2008-08-20 住友金属工業株式会社 窒化物系介在物形態制御鋼

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61272351A (ja) * 1985-05-29 1986-12-02 Kawasaki Steel Corp 高強度高靭性油井用鋼管
JPH0565592A (ja) * 1991-09-07 1993-03-19 Toyota Motor Corp 高疲労強度構造用鋼およびその鋼部材
EP1496131A1 (en) * 2002-03-29 2005-01-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Low alloy steel

Also Published As

Publication number Publication date
WO2006100891A1 (ja) 2006-09-28
CA2599868C (en) 2011-07-12
CN101146924A (zh) 2008-03-19
AU2006225855A1 (en) 2006-09-28
EA200702066A1 (ru) 2008-02-28
NO20074205L (no) 2007-10-23
EP1862561A1 (en) 2007-12-05
JP4609138B2 (ja) 2011-01-12
CN101146924B (zh) 2010-08-11
AR052614A1 (es) 2007-03-21
EP1862561B9 (en) 2017-11-22
BRPI0609443A2 (pt) 2010-04-06
EA011363B1 (ru) 2009-02-27
EP1862561B1 (en) 2017-09-20
UA88359C2 (ru) 2009-10-12
AU2006225855B2 (en) 2009-08-27
US8617462B2 (en) 2013-12-31
BRPI0609443B1 (pt) 2017-11-21
US20080017284A1 (en) 2008-01-24
CA2599868A1 (en) 2006-09-28
EP1862561A4 (en) 2009-08-26
JP2006265657A (ja) 2006-10-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
NO343350B1 (no) Sømløst stålrør for oljebrønn med utmerket motstand mot sulfidspenningssprekking og fremgangsmåte for fremstilling av sømløse stålrør for oljebrønner
JP5880788B2 (ja) 高強度油井用鋼材および油井管
JP4609491B2 (ja) フェライト系耐熱鋼
JP5423806B2 (ja) 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
JP5439973B2 (ja) 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ｐｗｈｔ後の落重特性に優れた高強度厚鋼板およびその製造方法
BRPI1004267B1 (pt) método para produção de tubo de aço e composições de aço e tubo
JP5659758B2 (ja) 優れた生産性と溶接性を兼ね備えた、ＰＷＨＴ後の落重特性に優れたＴＭＣＰ−Ｔｅｍｐｅｒ型高強度厚鋼板の製造方法
JPH0967624A (ja) 耐ｓｓｃｃ性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法
JP2001271134A (ja) 耐硫化物応力割れ性と靱性に優れた低合金鋼材
JP2003253331A (ja) 高靱性・高延性高張力鋼の製造方法
JPH06116635A (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度低合金油井用鋼の製造方法
JP2861024B2 (ja) 油井用マルテンサイト系ステンレス鋼材とその製造方法
JPH03229839A (ja) ２相ステンレス鋼およびその鋼材の製造方法
JP3733229B2 (ja) 冷間加工性及び耐遅れ破壊性に優れた高強度ボルト用棒鋼の製造方法
NO313805B1 (no) Martensittisk stÕlrör og fremgangsmÕte for fremstilling derav
JP2007246985A (ja) 高靭性高張力厚鋼板の製造方法
WO2019039339A1 (ja) Ｎｉ含有鋼板の製造方法
KR101443445B1 (ko) 비열처리형 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
JP4010017B2 (ja) 耐ｓｓｃ性に優れたマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法
JP2580407B2 (ja) 耐食性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法
JPH0229727B2 (ja) Dorirukaraayobokonoseizohoho
JPH0949021A (ja) 低温鉄筋用鋼材の製造方法
JPH10280036A (ja) 強度と延性に優れた高強度ボルト用線材およびその製造法
JPH06235043A (ja) 強靱非調質圧延棒鋼
JPH07109026B2 (ja) 耐応力腐食性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM1K Lapsed by not paying the annual fees