WO2004001076A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

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WO2004001076A1
WO2004001076A1 PCT/JP2003/007503 JP0307503W WO2004001076A1 WO 2004001076 A1 WO2004001076 A1 WO 2004001076A1 JP 0307503 W JP0307503 W JP 0307503W WO 2004001076 A1 WO2004001076 A1 WO 2004001076A1
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less
steel pipe
expansion
pipe
pressure
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PCT/JP2003/007503
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Hitoshi Asahi
Eiji Tsuru
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
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Publication date
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/06—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of tubes or metal hoses; Combined procedures for making tubes, e.g. for making multi-wall tubes
    • B21C37/08—Making tubes with welded or soldered seams
    • 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
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/909—Tube

Definitions

  • the present invention is applicable to an oil well as a steel pipe which is applied to an oil well as an oil well pipe expansion technique for expanding an oil well pipe in an oil well / gas well.
  • the present invention relates to a steel pipe for oil wells in which the deterioration of the pressure immersion characteristics after that is small and the crushing characteristics are improved by low-temperature aging at about 100 ° C after expansion, and a method for producing the same. Background art
  • the present invention provides a steel pipe for oil wells having excellent crushing characteristics, in which the crushing pressure is small due to the Bauschinger effect, after being expanded in an oil well pipe, and furthermore, low-temperature aging near about 100 ° C which can be performed in an oil well.
  • An object of the present invention is to provide a steel pipe for oil wells having excellent crushing characteristics in which the crushing pressure is improved and a method for producing the same.
  • the present inventors have studied in detail the steel pipe that exhibits the Bauschinger effect and its recovery behavior and the method for producing the same, particularly the conditions of heat treatment and hot rolling such as aging that affect the properties of the steel pipe.
  • a steel having a structure containing a low-temperature transformation-generated phase obtained by hot rolling, cooling and winding at a low temperature of 300 ° C. or less was wound at 500 to 700 ° C.
  • the rate of decrease in compressive yield strength due to the Bauschinger effect is small, and the compressive yield strength is recovered by aging at around 100 ° C. Was.
  • the present invention has been made by repeating experiments based on the above findings, and the gist is as follows.
  • the ratio of the crushing pressure after expansion to the crushing pressure before expansion, which is composed of iron and unavoidable impurities, is less than 0.851.0.
  • Characteristic steel pipe for oil wells with excellent pressure crushing characteristics after pipe expansion where a: crushing pressure after expansion of 10 to 20% [MPa], crushing of unexpanded steel pipe with the same dimensions as the steel pipe whose ba was measured Pressure [MPa] (2) In mass,
  • the ratio of the crushing pressure after expansion to the crushing pressure before expansion: ab is in the range of 0.85 to less than 1.0, containing one or more of the following, and the balance consisting of iron and inevitable impurities: A steel pipe for oil wells with excellent pressure crush characteristics after expansion.
  • c Zd is in the range of 1 to 1.2 Oil well steel with excellent pressure crushing characteristics after pipe expansion.
  • c The crushing pressure [MPa] after expanding 10 to 20% and aging at 80 to 200 ° C
  • d a Crush pressure of unexpanded steel pipe of the same dimensions as the measured steel pipe [MPa] (4)
  • N b 00 1 to 0.3%
  • Ratio of crushing pressure after expansion and aging treatment to crushing pressure before expansion cZd is in the range of 1 to 1.2
  • the steel pipe for oil wells is The oil well steel pipe according to any one of (1) to (4), which has a hot-rolled structure composed of a single or a composite low-temperature transformation generating phase, and which has excellent pressure-collapse characteristics after expansion.
  • T i 0.005 to 0.03%
  • a 1 0.1% or less
  • a steel slab consisting of iron and inevitable impurities is hot-rolled, wound at a temperature of 300 ° C or less, the hot-rolled steel strip is formed into a tubular shape as is, and the butt portion is welded.
  • Hot rolled steel slabs containing one or more of the following, with the balance consisting of iron and unavoidable impurities, wound up at 300 ° C or less A method of manufacturing a steel pipe for an oil well, which is characterized by being formed into a tubular shape as it is and welding the butt portion, and having excellent crushing characteristics after expansion.
  • a steel pipe composed of the composition and structure described in any one of (11) to (13) is heated to a temperature of 3 points or more at Ac (° C) and 1150 ° C or less. Heating
  • a method for producing a steel pipe for oil wells having excellent pressure crushing characteristics after pipe expansion characterized in that the pipe is cooled at a temperature of 400 to 800 ° C at a rate of 5 to 50 ° C / sec.
  • a steel pipe composed of the composition and structure described in any one of (11) to (13) above is heated to a temperature of not less than Ac 3 points' [° C] and not more than 1150 ° C. Heating
  • the present inventors have studied in detail the influence of steel manufacturing methods, microstructures, chemical components, and solid solution states of added elements on the Pasinger effect and its recovery behavior in order to apply to the improvement of the crushing strength of steel pipes, Particular attention was paid to the coiling temperature after hot rolling and cooling.
  • Steel slabs composed of various chemical components were heated to the austenite region, subjected to rough rolling and finish rolling, cooled, and wound in a temperature range of 300 to 700 ° C. After that, the pipe is made and after expansion
  • the effect of the winding temperature on the crushing pressure due to the Bauschinger effect was examined in detail, and evaluated as the ratio between the crushing pressure of the steel pipe after expansion and the crushing pressure of the steel pipe before expansion. Since the crushing pressure is affected by the dimensions of the steel pipe, the crushing pressure of the steel pipe before expansion was measured as the crushing pressure of an unexpanded steel pipe of the same dimensions as after expansion.
  • the steel produced by hot rolling and then wound at a temperature in the range of 500 to 700 ° C will have a crushing pressure before pipe expansion reduced by about 30% due to the Bauschinger effect after pipe expansion.
  • the crushing pressure reduced by pipe expansion does not improve by low-temperature aging at about 100 ° C, but recovered to the same level as the crushing pressure before pipe expansion when heat treatment was performed at a temperature of 300 ° C or more. .
  • the as-rolled seamless steel pipe has a disadvantage that the crystal grain size is large, the yield strength of the material is low, the crushing pressure is low, and the uneven thickness is large, so that the pipe is easily bent during expansion.
  • the steel pipe manufactured under the normal conditions of the coiling temperature after hot rolling and cooling is heated to the austenitic area, and then subjected to heat treatment such as rapid cooling, quenching, and tempering.
  • heat treatment such as rapid cooling, quenching, and tempering.
  • steel obtained by quenching and tempering and having a microstructure of tempered martensite or tempered inite structure is crushed after expansion by the Bauschinger effect before expansion. It was found that the pressure dropped by about 30%.
  • the crushing pressure decreased by the expansion was not improved by low-temperature aging at about 100 ° C, but recovered to the same level as the crushing pressure before the expansion by heat treatment at a temperature of 300 ° C or more.
  • the crushing pressure of steel with one or two types of bainitic ferrite or bainite microstructure was kept rapidly quenched. It was found to be 15%. Furthermore, the compressive yield strength reduced by the Pasinger effect increases by low-temperature aging at around 100 ° C, reaches the crush pressure before pipe expansion, and increases by 20% of the crush pressure of unexpanded material. In some cases.
  • the low-temperature transformation generation phase such as one or two types of bainitic ferrite and bainite reduces the compressive yield strength due to the Bauschinger effect, similar to the structure containing the low-temperature transformation generation phase such as upper bainite. Suppress It is thought that. The reason that the compressive yield stress after pipe expansion is recovered by low-temperature aging at about 10 ° C is the same as that of steel rolled at 300 ° C or less after hot rolling and cooling. It is very important not to temper after quenching from the area. There is no need to specify the method for manufacturing such a steel pipe, and a seamless steel pipe or a welded steel pipe can be used.
  • the thickness of 55 OMPa to 90 OMPa required for oil well steel pipes under the above manufacturing conditions is 7 mn!
  • C is an element essential for improving hardenability and improving the strength of steel, and the lower limit required to achieve the target strength is 0.03%. However, if the amount of C is too large, the strength of the process of the present invention becomes too high, and the low-temperature toughness is remarkably deteriorated. Therefore, the upper limit is set to 0.30%.
  • Si is an element added for deoxidation and strength improvement. However, if added too much, the low-temperature toughness is remarkably deteriorated, so the upper limit was set to 0.8%. Deoxidation of steel is possible with both A 1 and T i, and Si need not be added. Therefore, the lower limit is not specified, but is usually 0.1% or more as an impurity.
  • Mn is an indispensable element for enhancing hardenability and ensuring high strength.
  • the lower limit is 0.3%.
  • the upper limit was set to 2.5%.
  • the steel of the present invention contains Nb and Ti as essential elements.
  • Nb not only suppresses austenite recrystallization during rolling to refine the structure, but also contributes to an increase in hardenability and strengthens the steel. In addition, it contributes to the recovery of the Bauschinger effect due to aging. If the amount of Nb is less than 0.01%, the effect is small, so the lower limit is set. If the amount is more than 0.3%, the low-temperature toughness is adversely affected, so the upper limit is set to 0.3%.
  • Ti forms fine TiN, suppresses coarsening of austenite grains during slab reheating, refines the microstructure, and improves low-temperature toughness.
  • a 1 is as low as 0.05% or less, for example, Ti forms an oxide and also has a deoxidizing effect. In such a case, at least 0.05% of Ti must be added in order to exert the effect of i N.
  • the upper limit was set to 0.03%.
  • a 1 is an element usually contained in steel as a deoxidizing material, and also has an effect on microstructural refinement. However, if the amount exceeds 0.1%, the amount of 1-system nonmetallic inclusions increases and impairs the cleanliness of the steel, so the upper limit was set to 0.1%. However, deoxidation is also possible with T i or S i, and A 1 need not necessarily be added. Therefore, the lower limit is not limited, but it is usually contained as an impurity in an amount of 0.001% or more.
  • N forms TiN and suppresses coarsening of austenite grains during slab reheating, thereby improving the low-temperature toughness of the base metal.
  • the minimum required for this is 0.001%.
  • the upper limit must be suppressed to 0.01%.
  • the amounts of P and S as impurity elements are set to 0.03% and 0.01% or less, respectively.
  • the main reason is the low temperature toughness of the base material. This is to further improve the toughness of the weld. Reducing the amount of P reduces the segregation of the center of the continuous green slab, prevents grain boundary blasting, and improves low-temperature toughness. Also, the reduction of S content has the effect of reducing MnS that elongates by hot rolling and improving ductility. It is desirable that both P and S are as small as possible, but it is necessary to determine them based on the balance between characteristics and cost. P is contained at 0.01% or more and S is contained at 0.003% or more.
  • the main purpose of adding these elements is to further improve the strength and toughness and increase the size of the steel material that can be manufactured without deteriorating the excellent characteristics of the steel of the present invention.
  • Ni is to suppress the degradation of low-temperature toughness.
  • the addition of Ni is less likely to form a hardened structure harmful to low-temperature toughness in the rolled structure, particularly in the central segregation zone of a continuously formed steel slab, as compared with the addition of Mn, Cr and M0. Such an effect may not be sufficient if Ni is less than 0.1%, and it is desirable to add 0.1% or more.
  • the added amount is too large, a large amount of martensite is generated and the strength becomes too high, so the upper limit was set to 1.0%.
  • Mo is added to improve the hardenability of steel and obtain high strength. Furthermore, it also has the function of promoting the recovery of the Bauschinger effect by aging at a low temperature of about 100 ° C.
  • M 0 coexists with N b and suppresses recrystallization of monostenite during controlled rolling, and is also effective in refining the austenite structure. To exhibit this effect, it is preferable that Mo is added in an amount of 0.05% or more. On the other hand, an excessive addition of M 0 generates a large amount of martensite, resulting in excessively high strength. Therefore, the upper limit was set to 0.6%.
  • Cr increases the strength of the base metal and the weld, but this effect is manifested.
  • Cr is preferably added in an amount of 0.1% or more.
  • the upper limit was set to 1.0%.
  • V has almost the same effect as Nb, but its effect is weaker than that of Nb. However, it is preferable that V be added in an amount of 0.01% or more in order to exert a sufficient effect. On the other hand, if the addition amount is too large, the low-temperature toughness is deteriorated, so the upper limit is set to 0.3%.
  • Ca and REM control the morphology of sulfides (such as MnS) and improve low temperature toughness. In order to exhibit these effects, it is preferable that Ca is added at 0.01% or more and £ is added at 0.02% or more. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.01% and the REM exceeds 0.02%, a large amount of CaO--CaS or REM_CaS is generated and large clusters are added. It becomes a large inclusion and impairs the cleanliness of steel. For this reason, the upper limit of the Ca addition amount was limited to 0.01%, or the upper limit of the REM addition amount was limited to 0.02%. The preferred upper limit of the amount of Ca added is 0.006%.
  • the winding temperature after hot rolling and cooling is limited to 300 ° C. or less. This is the most essential point of the inventions of the above (11) to (13), and is an essential condition for generating a low-temperature transformation structure such as upper bainite and allowing solid solution elements to remain. is there. As a result, a steel pipe having excellent strength and toughness, a small decrease in the crushing pressure after pipe expansion, and an improvement in the crushing pressure due to aging can be obtained.
  • the winding temperature is higher than 300 ° C, the structure becomes mainly composed of frit, precipitation proceeds, and the desired effect cannot be obtained. In other words, the crushing pressure drop due to the Bauschinger effect after pipe expansion increased and decreased. The crushing pressure is no longer improved by low temperature aging.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly limited in terms of characteristics, but may be limited by the winding capacity of the manufacturing equipment. With the current technology, the range of 50 to 150 ° C is the lower limit that can be obtained in normal production.
  • the weld and the heat-affected zone are hardened and the low-temperature toughness is low. Therefore, if necessary, the weld is heated to the austenitic region and then cooled (normalizing) or quenched and tempered. be able to.
  • the heating temperature for normalizing and quenching is desirably 900 to 100 ° C. If the temperature is lower than 900 ° C, the austenization may be insufficient. If the temperature exceeds 1000 ° C, the crystal grains become coarse.
  • Tempering is preferably performed at 500 to 700 ° C. At temperatures below 500 ° C, the tempering effect is not sufficient, and at temperatures above 700 ° C, transformation to austenite occurs. Usually, such a treatment is performed by an induction heating device immediately after pipe formation, so that the holding time is about several tens of seconds.
  • press forming and roll forming may be used as commonly used steel pipe forming methods.
  • Laser welding, arc welding and ERW welding can be applied as the welding method of the butt portion.
  • the productivity is high and the heat affected zone of the welding is small. Suitable for manufacturing.
  • a steel pipe manufactured under normal conditions is heated to an austenitic region and rapidly cooled.
  • This steel pipe may be a welded steel pipe or a seamless steel pipe. This is because the microstructure of steel pipes is This is for the purpose of dissolving elements such as C in supersaturation by using one or two kinds. As a result, a steel pipe having excellent strength and toughness, a small decrease in crushing pressure after pipe expansion, and an improvement in crushing pressure due to aging can be obtained.
  • the A c 3 points C] may be calculated from the component amounts, or may be obtained experimentally from a change in the coefficient of linear expansion during heating. Further, when heated to a high temperature exceeding 115 ° C., the crystal grains become remarkably coarse, and the low-temperature toughness is remarkably reduced, and one or two kinds of bainite ferrite and bainite are used. It becomes difficult to obtain a microstructure.
  • the following formula can be used as a calculation formula for calculating the A c three points [° C] from the component amounts.
  • a c 3 9 10-20 3 [% C] + 4 4.7 [% S i]-30 [% M n]
  • [% C], [% S i], [% Mn ] Is a dimensionless numerical value of the contents of C, S i, and M n, each represented by a mass of 0 / o.
  • the coefficients of C, S i, and M n indicate the effect of 1% by mass of each element on the three points A c, and the unit of the calculation formula is C].
  • the austenite grains before cooling are preferably fine grains.
  • the microstructure composed of one or two types of veneer ferrite or venaite is defined as a microstructure of a veneinity microplate or veneit or vanity ferrite when the structure is observed with an optical microscope. It means that the area ratio of the mixed structure of tobinite is 100%.
  • Cooling after heating is performed by water cooling and mist cooling.
  • the range is 5 to 50 ° C / sec.
  • the cooling rate was measured from 800 ° C to 400 ° C by installing a thermocouple at the center of the wall thickness of the steel pipe and measuring the temperature over time. Can be obtained by dividing the temperature difference of 400 ° C. at the time of cooling by the time required for cooling.
  • a curve for the temperature at the time of cooling may be obtained, and the cooling rate may be estimated from the wall thickness, outer diameter, and cooling conditions.
  • the parameters of the heat conduction equation may be determined from the curve of the temperature during the cooling time and may be calculated.
  • the cooling rate is very important in order to make the microstructure of the steel pipe consist of one or two types of bainitic ferrite and bainite that dissolve supersaturated carbon.
  • the cooling rate is determined to be 30 ° C / sec. Since the preferred cooling rate varies depending on the components, it is preferable to conduct a preliminary test to confirm the change in the structure of the steel due to the cooling rate in advance to determine the optimal cooling rate.
  • the cooling stop temperature may be 400 ° C or less, and thereafter, the cooling is performed.
  • the cooling stop temperature is preferably set to 300 ° C. or lower, and may be cooled to room temperature. When cooled to 400 ° C., the transformation is almost completely completed in the steel of the present invention, and the structure is determined. Further, in order to suppress precipitation during the subsequent cooling and not to reduce the amount of solute C, it is preferable to cool the sample to 300 ° C. or lower.
  • the crushing pressure after expansion is reduced.
  • the ratio of the crushing pressure a of a steel pipe after expansion of 10 to 20% and the crushing pressure b of an unexpanded steel pipe having the same components and dimensions as a, a / b is less than 0.85 to 1 To be satisfied.
  • the crushing pressure will be equal to or higher than before expansion. Recover.
  • the ratio cZd ranges from 1 to 1.2.
  • the aging treatment temperature range was set at 80 to 200 ° C because it is a temperature range in which natural aging is possible in an oil well.
  • the aging treatment temperature of about 100 ° C is sufficiently effective, and the low-temperature toughness after aging slightly decreases with increasing temperature. Therefore, the temperature range of the aging treatment is preferably 80 to less than 150 ° C.
  • the holding time is required to be about 30 minutes in order to improve the crushing pressure.
  • the effect of increasing the crushing pressure due to low-temperature aging saturates after holding for 24 hours, but when using the temperature in a natural well, it takes longer than 24 hours, but there is no particular problem. It does not exclude long processing.
  • the steel pipes for oil wells manufactured in this way are expanded to a target expansion ratio of about 10 to 20%.
  • the expansion ratio is the rate of change of the outer diameter of the steel pipe before and after expansion.
  • a plug having a diameter larger than the inner diameter of the steel pipe and corresponding to the inner diameter after expansion is inserted, and the water pressure below the plug is adjusted.
  • the plug can be expanded by pulling out the plug from the lower part to the upper part in the inserted oil well steel pipe by the driving force of a wire or the like pulled upward.
  • Such pipe expansion can be performed by inserting the pipe into an underground well drilled with a drill pipe or a well in which another oil well pipe is already installed. Wells can reach thousands of meters deep. In general, the temperature rises deeper in the ground, and is often 100 ° C or higher. In such a case, the steel pipe of the present invention is aged at a low temperature after the expansion, and the crushing pressure is higher than before the expansion.
  • the temperature may be lower than 80 at a shallow part of the ground, and in such a case, the temperature is artificially increased to 80 to 200 ° C and 30 minutes to 24
  • the crushing pressure can be significantly increased by low-temperature aging that is maintained for about an hour.
  • the low-temperature aging is effective at about 100 ° C, and the low-temperature toughness slightly decreases as the temperature rises.
  • the aging temperature range is preferably 80 to less than 150 ° C.
  • the holding time is required to be about 30 minutes in order to improve the crushing pressure. The effect saturates for 24 hours, but there is no particular problem if it is held for longer.
  • Such low-temperature aging is performed, for example, because the well is filled with liquid (muddy water) for the purpose of suppressing crushing during drilling and collecting cutting waste. It can be applied by heating and circulating C.
  • the quenching and tempering treatment was carried out under the conditions of heating at 960 ° C for 60 seconds, water-cooling from the outer surface, heating at 680 ° C for 60 seconds, and then allowing to cool.
  • the sample was heated at 960 ° C. for 60 seconds, and then left to cool.
  • a crush test and a Charpy test were performed using the steel pipes thus manufactured.
  • the crushing test was performed using a pipe having a length of 10 times the pipe diameter as the test specimen under open-end conditions in which no stress was generated in the pipe axis direction. Water was used as the pressure medium to pressurize the water, and the water pressure at the time of the pressure drop was defined as the crush pressure.
  • the Charpy test was carried out in a temperature range from 160 ° C. to room temperature using a V-notch test piece according to JIS Z 222.
  • Table 2 shows the results. The effects of the expansion and aging treatments on the crushing pressure are shown by the ratio to the crushing pressure of the comparative material manufactured without expanding, aZb, c / d.
  • the Charpy absorbed energy is considered to be sufficient for a steel pipe for oil wells.
  • the standard value is 80 J or more at 120 ° C. No. 1 to 12 are in the range of the present invention example, and the crushing pressure ratio aZb is 0.9 or more, and particularly, c / d is 1.0 or more after aging treatment.
  • No. 13 has a winding temperature higher than the range of the present invention and a low cZd.
  • cZd was 1.0 or more
  • the aging temperature in this case was 350 ° C., which is a temperature that cannot be realized in an oil well outside the present invention.
  • No. 15 has a lower c / d because the Nb amount is smaller than the range of the present invention, and No. 16 and 17 have Mn and C respectively larger than the range of the present invention. , C / d is low, and the Charpy absorbed energy is low.
  • the cooling rate in Table 3 was determined from the change over time in the obtained temperature with a thermocouple attached to the center of the wall thickness of the steel pipe. In other words, it is a cooling rate obtained by dividing the temperature difference between 400 ° C. and 800 ° C. by 400 ° C. by the time required for cooling.
  • the cooling stop temperature is the temperature shown in Table 3, and the lower temperature range was allowed to cool.
  • the points Ac 3 shown in Table 3 are measured values obtained by examining the thermal expansion behavior of a small piece collected from a steel pipe by heating it and examining the linear expansion coefficient.
  • an ERW steel pipe with an outer diameter of 232.2.4 mm was manufactured using the same steel plate, and was the same as a steel pipe with an outer diameter of 19.3.7 mm.
  • the heat treatment was carried out under the conditions described above, and the pipes were aged at the temperatures shown in Table 3 without expanding them.
  • a crush test and a Charpy test were performed in the same manner as in Example 1 using the steel pipes thus manufactured.
  • Table 3 shows the results.
  • the effects of pipe expansion and aging treatment on the crushing pressure are shown as ratios a / b and c / d with the crushing pressure of the comparative material manufactured without expanding.
  • Charpy absorption energy is considered to be sufficient as a steel pipe for oil wells.
  • No. 18 to 29 are in the range of the present invention example, and the crushing pressure ratio aZb is 0.9 or more, and particularly when the aging treatment is performed, c / d is 1.0 or more.
  • No. 30 is tempered and has low cZd.
  • 31 is (; / (1 is 1.0 or more, but the aging temperature in this case is 350 ° C., which is a temperature that cannot be realized in an oil well outside the present invention.
  • o.32 has a higher cooling rate than the range of the present invention, has a microstructure of a mixed structure of martensite and bainite, has a high strength, cannot expand by 20%, and has a low Charpy absorbed energy.
  • No. 33 has a smaller Nb content than the range of the present invention, c / d is low, and N0.34 and 35 have Mn and C respectively smaller than the range of the present invention.
  • the steel pipe for oil wells excellent in pressure crush characteristics after expanding in an oil well pipe can be provided.
  • crushing pressure is recovered by low-temperature aging at around 10 oC, which can be performed in an oil well, it is most suitable as a steel pipe for an oil well used in a well.

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Description

明 細 書 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 技術分野
本発明は、 油井 · ガス井内で油井管を拡管して作井する油井管拡 管技休了 (E x p a n d a b l e T u b u l a r T e c h n o 丄 o g y ) と して油井に適用す 鋼管と して好適な、 拡管後の耐圧漬 特性の低下が小さく、 さらに拡管後、 約 1 0 0 °cでの低温時効によ り圧潰特性が向上する油井用鋼管とその製造方法に関する。 背景技術
従来、 油井用鋼管は井戸内に挿入してそのまま使用されていたが
、 近年、 井戸内で 1 0〜 2 0 %拡管して使用する技術が開発され、 油井 · ガス井開発コス ト低減に大きく寄与するよ うになつてきた。 しかし、 拡管によって周方向に引張塑性歪みが導入されると、 外圧 による周方向への圧縮応力に対する降伏強度 （以下、 圧縮降伏強度 ) が低下し、 鋼管が外圧で潰れる圧力 （以下、 圧潰圧力） が低下す る。 これは、 ノ ゥシンガー効果と して良く知られているように、 塑 性変形後、 塑性歪みを加えた方向とは反対方向に応力を加えると、 塑性変形前よ り も低い応力で降伏が生じる現象である。
バウシンガー効果は塑性歪みによって生じるため、 低下した圧縮 降伏強度を熱処理によって回復させる方法が、 特開平 9一 3 5 4 5 号公報及び特開平 9一 4 9 0 2 5号公報に開示されており、 また、 多くの研究論文に報告されている。 しかし、 井戸内で拡管すると、 その後、 井戸中で高温の熱処理を施すことはできないため、 拡管後 の圧潰圧力の低下が小さい鋼管が要求されていた。 発明の開示
本発明は、 油井管内で拡管した後、 バウシンガー効果による圧潰 圧力の低下 が小さい耐圧潰特性に優れた油井用鋼管、 さらには油 井内で実施可能な約 1 0 0 °c近傍での低温時効によ り圧潰圧力が向 上する耐圧潰特性に優れた油井用鋼管とその製造方法を提供するも のである。
本発明者らは、 バウシンガー効果及びその回復挙動を発現させる 鋼管とその製造方法、 特に鋼管の特性に影響を及ぼす時効等の熱処 理ゃ熱延の条件について詳細に検討した。 その結果、 熱延後、 冷却 して 3 0 0 °C以下の低温で卷取って得られた低温変態生成相を含む 組織を有する鋼は、 5 0 0〜 7 0 0 °Cで卷取り、 焼入れ · 焼戻し処 理した鋼と比較して、 バウシンガー効果による圧縮降伏強度の低下 率が小さく、 さ らに約 1 0 0 °C近傍での時効によ り圧縮降伏強度が 回復することを見出した。 また、 このよ う に製造された鋼板を曲げ 、 溶接して鋼管を製造した場合、 拡管後に低温時効することにより 、 圧潰強度の優れた鋼管が得られることも見い出した。 さ らに、 熱 延後の卷取り温度に関わらず、 鋼をオーステナイ ト域から急冷する と、 C等の元素を過飽和に固溶したべィニティ ックフェライ ト、 ベ ィナイ トの 1種又は 2種からなるミクロ組織となり、 圧縮降伏強度 の低下率が小さく、 時効によ り圧縮降伏強度が回復することを見出 した。
本発明は以上の知見をもとに、 実験を繰り返して成したものであ り、 その要旨は次のとおりである。
( 1 ) 質量で、
C ： 0 . 0 3〜 0 . 3 %、
S i ： 0 . 8 %以下、
M n ： 0 . 3〜 2 . 5 %、 P ： 0. ◦ 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる 拡管後の圧潰圧 力と拡管前の圧潰圧力との比が aノ b ： 0. 8 5 1. 0未,満の範 囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管 ただし、 a ： 1 0〜 2 0 %拡管した後の圧潰圧力 [MP a ] 、 b aを測定した鋼管と同一寸法の未拡管鋼管の圧潰圧力 [MP a ] ( 2 ) 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i 0 8 %以下、
M n 0 3〜 2. 5 %、
P 0 0 3 %以下、
S 0 0 1 %以下、
N b 0 0 1〜 0. 3 %、
T i 0 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 0 1 %以下、
N 0 0 0 1〜 0 0 1 %
を含有し、 さ らに、
N i ： 1 %以下、
M o ： 0. 6 %以下、
C r ： 1 %以下、
C u ： 1 %以下、 V ： 0. 3 %以下、
B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、
C a ： 0. 0 1 %以下、
R EM : 0. 0 2 %以下、
の 1種または 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物から なる、 拡管後の圧潰圧力と拡管前の圧潰圧力との比 ： a bが 0. 8 5〜 1. 0未満の範囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰特 性に優れた油井用鋼管。
ただし、 a ： 1 0〜 2 0 %拡管した後の圧潰圧力 [MP a ] 、 b ： aを測定した鋼管と同一寸法の未拡管鋼管の圧潰圧力 [MP a ] ( 3 ) 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0. 3〜 2. 5 %、
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる、 拡管及び時効処 理後の圧潰圧力と拡管前の圧潰圧力との比 ： c Zdが 1〜 1. 2の 範囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼 ただし、 c ： 1 0〜 2 0 %拡管し、 8 0〜 2 0 0 °Cで時効処理した 後の圧潰圧力 [MP a ] 、 d ： aを測定した鋼管と同一寸法の未拡 管鋼管の圧潰圧力 [MP a ] ( 4 ) 質量で、
C : 0. 0 3 0. 3 %、
S i ： 0 8 %以下、
M n ： 0 3〜 2. 5 %、
P ： 0 0 3 %以下、
S ： 0 0 1 %以下、
N b ： 0 0 1〜 0. 3 %、
T i ： 0 0 0 5〜 0. 0 3 %
A 1 ： 0 1 %以下、
N ： 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 さらに、
N i ： 1 %以下、
M 0 ： 0. 6 %以下、
C r ： 1 %以下、
C u ： 1 %以下、
V ： 0. 3 %以下、
B : 0. 0 0 0 3〜 0 0 0 3 %、
C a ： 0. 0 1 %以下、
R EM : 0. 0 2 %以下、
の 1種または 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物から なる、 拡管及び時効処理後の圧潰圧力と拡管前の圧潰圧力との比 ： cZdが 1〜 1 . 2の範囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰 特性に優れた油井用鋼管。
ただし、 c ： 1 0〜 2 0 %拡管し、 8 0〜 2 0 0 °Cで時効処理した 後の圧潰圧力 [MP a ] 、 d ： a を測定した鋼管と同一寸法の未拡 管鋼管の圧潰圧力 [MP a ]
( 5 ) 前記油井用鋼管がペイ二ティ ックフェライ トまたはべイナ ィ ト単独または複合の低温変態生成相からなる熱延組織を有するこ とを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 4 ) の何れかに記載の拡管後の耐圧潰特 性に優れた油井用鋼管。
( 6 ) 溶接部に焼準処理又は焼入れ ' 焼き戻し処理を施すことを 特徴とする （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の拡管後の耐圧潰特性 に優れた油井用鋼管。
( 7 ) 地中に掘られた油井中で拡管して使用することを特徴とす る （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼 管。
( 8 ) 溶接部に焼準処理又は焼入れ · 焼き戻し処理を施し、 地中 に掘られた油井中で拡管して使用することを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管。
( 9 ) 地中に掘られた油井中で拡管し、 拡管後 8 0〜 2 0 0での 液体を井戸内に循環させて使用することを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれかに記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管。
( 1 0 ) 溶接部に焼準処理又は焼入れ ·焼き戻し処理を施し、 地 中に掘られた油井中で拡管し、 拡管後 8 0〜 2 0 0 °Cの液体を井戸 内に循環させて使用することを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれ かに記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管。
( 1 1 ) 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0. 3〜 2. 5 %、
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 A 1 ： 0. 1 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延し 、 3 0 0 °C以下で巻き取り、 熱間圧延鋼帯をそのまま管状に成形し 、 突合せ部を溶接して製造することを特徴とする拡管後の耐圧潰特 性に優れた油井用鋼管の製造方法。
( 1 2 ) 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i 0 8 %以下、
M n 0 3〜 2. 5 %、
P 0 0 3 %以下、
s 0 0 1 %以下、
N b 0 0 1〜 0. 3 %、
T i 0 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 0 1 %以下、
N 0 0 0 1〜 0 0 1 %
を含有し、 さらに、
N i ： 1 %以下、
M o ： 0. 6 %以下、
C r ： 1 %以下、
C u ： 1 %以下、
V ： 0. 3 %以下、
B : 0. 0 0 0 3〜 0 0 0 3 %、
C a ： 0. 0 1 %以下、
R EM : 0. 0 2 %以下、
の 1種または 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物から なる鋼片を熱間圧延し、 3 0 0 °C以下で巻き取り、 熱間圧延鋼帯を そのまま管状に成形し、 突合せ部を溶接して製造することを特徴と する拡管後の耐圧潰特性に優れ,た油井用鋼管の製造方法。
( 1 3 ) 前記油井用鋼管がべィニティ ックフェライ トまたはべィ ナイ ト単独または複合の低温変態生成相からなる熱延組織を有する ことを特徴とする （ 1 1 ) または （ 1 2 ) 記載の拡管後の耐圧潰特 性に優れた油井用鋼管の製造方法。
( 1 4 ) ( 1 1 ) 〜 （ 1 3 ) の何れか,の項に記載の成分と組織か らなる鋼管を A c 3点 [ °C ] 以上、 1 1 5 0 °C以下の温度に加熱し
、 その後、 4 0 0〜 8 0 0 °Cの範囲を 5〜 5 0 °C/秒で冷却するこ とを特徴とする拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法
( 1 5 ) 鋼管内径よ り も大きな径のプラグを引き抜いて拡管する ことを特徴とする （ 1 1 ) 〜 （ 1 3 ) の何れかの項に記載の拡管後 の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法。
( 1 6 ) ( 1 1 ) 〜 （ 1 3 ) の何れかの項に記載の成分と組織か らなる鋼管を A c 3点' [ °C ] 以上、 1 1 5 0 °C以下の温度に加熱し
、 その後、 4 0 0〜8 0 0 °(：の範囲を 5〜5 0 ¾/秒で冷却し、 鋼 管内径よ り も大きな径の.プラグを引き抜いて拡管することを特徴と する拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 鋼管の圧潰強度の向上に応用するためにパゥシン ガー効果及びその回復挙動に及ぼす鋼の製造方法、 組織、 化学成分 の影響、 添加元素の固溶状態について詳細に検討し、 特に熱延、 冷 却後の卷取り温度に着目 した。 種々の化学成分からなる鋼片をォ一 ステナイ ト域に加熱し、 粗圧延、 仕上げ圧延を行った後、 冷却して 3 0 0〜 7 0 0 °Cの温度範囲で卷取った。 その後、 造管し、 拡管後 のバウシンガー効果による圧潰圧力に及ぼす卷取り温度の影響につ いて詳細に検討を行い、 拡管後の鋼管の圧潰圧力と拡管前の鋼管の 圧潰圧力との比と して評価した。 なお、 圧潰圧力は鋼管の寸法の影 響を受けるため、 拡管前の鋼管の圧潰圧力は、 拡管後と同一寸法の 未拡管の鋼管の圧潰圧力と して測定した。
その結果、 熱延後、 5 0 0〜 7 0 0 °Cの温度範囲で卷取って製造 した鋼は、 拡管後、 バウシンガー効果によって拡管前の圧潰圧力が 約 3 0 %も低下してしまう ことがわかった。 また、 拡管によ り低下 した圧潰圧力は、 1 0 0 °C程度での低温時効では向上しないが、 3 0 0 °C以上の温度で熱処理を行う と拡管前の圧潰圧力と同等に回復 した。
これに対して、 卷取り温度を 3 0 0 °C以下と した鋼の圧潰圧力の 低下は、 拡管前の圧潰圧力のせいぜい 1 5 %であることがわかった 。 さ らに、 バウシンガー効果によって低下した圧縮降伏強度が、 1 0 o °c程度での低温時効によって上昇し、 拡管前の圧潰値以上に達 し、 未拡管材の 2 0 %増しの圧潰圧力になる場合もあった。 この程 度の低温での時効は、 油井中の自然な温度を利用することが可能で あり、 人工的に実現することも容易である。 従って、 1 0 0 °C程度 の低温時効によ り圧縮降伏強度が回復することは、 井戸中で拡管し た鋼管の圧潰圧力を高めるためには特に重要である。
この 3 0 0 °C以下で卷取った鋼のミ ク ロ組織を調査した結果、 上 部べイナィ トなどの低温変態生成相を含む組織を有していることが わかった。 このような低温変態生成相が、 バウシンガー効果による 圧縮降伏強度の低下を抑制すると考えられる。 さらに、 拡管後の圧 縮降伏応力が、 1 0 0 °C程度での低温時効によって、 拡管前の圧縮 降伏強度と同等以上に上昇する理由は、 バウシンガー効果を引き起 こす転位周りの応力場が容易に変化すること と、 C等の固溶状態で 存在している元素が転位に固着するためと推定している。 従って、 熱延鋼板を卷取り後、 熱処理を施すことなく、 そのまま造管して鋼 管を製造することが極めて重要である。
このように鋼管の製造は、 原理的にはシーム レス圧延でも実施可 能であるが、 シームレス鋼管では仕上げ圧延に相当する温度での大 加工ができない。 そのため、 圧延ままでのシーム レス鋼管は結晶粒 径が大きく、 材料の降伏強度が低いために圧潰圧力が低く、 さらに 、 偏肉が大きいために拡管時に曲がり易いという欠点もある。
次に、 熱延、 冷却後の卷取り温度を通常の条件と して製造した鋼 管を、 オーステナイ ト域に加熱後、 急冷、 焼入れ · 焼戻し等の熱処 理を行い、 拡管後の圧潰圧力を測定した。 その結果、 焼入れ · 焼戻 しを施して得られた、 ミ ク ロ組織が焼戻しマルテンサイ ト又は焼戻 しべイナイ ト組織からなる鋼は、 拡管後、 バウシンガー効果によつ て拡管前の圧潰圧力が約 3 0 %も低下してしまう ことがわかった。 また、 拡管により低下した圧潰圧力は、 1 0 0 °C程度での低温時効 では向上しないが、 3 0 0 °C以上の温度で熱処理を行う と拡管前の 圧潰圧力と同等に回復した。
これに対して、 オーステナイ ト域に加熱後、 急冷ままで、 ミクロ 組織をべィニティ ックフェライ ト、 べィナイ トの 1種又は 2種とし た鋼の圧潰圧力の低下は、 拡管前の圧潰圧力のせいぜい 1 5 %であ ることがわかった。 さ らに、 パゥシンガー効果によって低下した圧 縮降伏強度は、 1 0 0 °C程度での低温時効によって上昇し、 拡管前 の圧潰圧力以上に達し、 未拡管材の 2 0 %増しの圧潰圧力になる場 合もあった。
べィニティ ックフェライ ト、 べィナイ トの 1種又は 2種のような 低温変態生成相は、 上部べィナイ トなどの低温変態生成相を含む組 織と同様に、 バウシンガー効果による圧縮降伏強度の低下を抑制す ると考えられる。 また、 拡管後の圧縮降伏応力が、 1 0 o°c程度で の低温時効によって回復する理由は、 熱延、 冷却後、 3 0 0 °C以下 で巻取った鋼と同様であり、 オーステナイ ト域から急冷後、 焼戻し を行わないことが極めて重要である。 このような鋼管の製造方法は 特に規定する必要がなく、 シームレス鋼管でも溶接鋼管でも可能で める。
次に本発明による油井用鋼管に含有される化学成分とその限定理 由について述べる。 基本的には前記の製造条件で油井用鋼管に要求 される 5 5 O MP a〜 9 0 O MP aの厚さ 7 mn！〜 2 O mmの高強 度鋼板で、 且つ良好な靭性、 特に、 拡管及び時効による低温靭性の 低下の小さい化学成分範囲に限定した。
Cは焼入れ性を高め、 鋼の強度向上に必須の元素であり、 目標と する強度を得るために必要な下限は、 0. 0 3 %である。 しかし、 C量が多過ぎると、 本発明でのプロセスでは高強度になり過ぎ、 さ らに低温靱性の著しい劣化を招くので、 その上限を 0. 3 0 %と し た。
S i は脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、 多く添加 すると低温靭性を著しく劣化させるので、 上限を 0. 8 %とした。 鋼の脱酸は A 1 でも T i でも十分可能であり、 S i は必ずしも添加 する必要はない。 従って、 下限は規定しないが、 通常、 不純物と し て 0. 1 %以上含まれる。
M nは焼入れ性を高め高強度を確保する上で不可欠な元素である 。 その下限は 0. 3 %である。 しかし、 Mnが多過ぎると、 マルテ ンサイ トを多量に生成して高強度になり過ぎるため、 上限を 2. 5 %と した。
さらに、 本発明鋼では、 必須の元素と して N b及び T i を含有す る。 N bは圧延時にオーステナイ トの再結晶を抑制して組織を微細化 するだけでなく、 焼入れ性増大にも寄与し、 鋼を強靱化する。 さ ら に、 時効によるバウシンガー効果の回復に寄与する。 N b添加量は 、 0. 0 1 %未満では効果が小さいため下限と し、 0. 3 %よ り も 多過ぎると、 低温靱性に悪影響をもたらすので、 その上限を 0. 3 %と した。
T i は微細な T i Nを形成し、 スラブ再加熱時のオーステナイ ト 粒の粗大化を抑制してミク口組織を微細化し、 低温靱性を改善する 。 また、 A 1量が例えば 0. 0 0 5 %以下と低い場合には、 T i は 酸化物を形成し脱酸効果も有する。 このよ うなら i Nの効果を発現 させるためには、 最低 0. 0 0 5 %の T i 添加が必要である。 し力 し、 T i量が多過ぎると、 T i Nの粗大化や T i Cによる析出硬化 が生じ、 低温靱性を劣化させるので、 その上限を 0. 0 3 %に限定 した。
A 1 は通常脱酸材と して鋼に含まれる元素であり、 組織の微細化 にも効果を有する。 しかし、 1量が 0. 1 %を越ぇると 1 系非 金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、 上限を 0. 1 %と した。 しかし、 脱酸は T i あるいは S i でも可能であり、 A 1 は必 ずしも添加する必要はない。 従って、 下限は限定しないが、' 通常、 不純物と して 0. 0 0 1 %以上含まれる。
Nは T i Nを形成し、 スラブ再加熱時のオーステナイ ト粒の粗大 化を抑制して母材の低温靱性を向上させる。 このために必要な最小 量は 0. 0 0 1 %である。 しかし N量が多過ぎると T i Nが粗大化 して、 表面疵、 靭性劣化等の弊害が生じるので、 その上限は 0. 0 1 %に抑える必要がある。
さ らに、 本発明では、 不純物元素である P、 S量をそれぞれ 0. 0 3 %、 0. 0 1 %以下とする。 この主たる理由は母材の低温靱性 をよ り一層向上させ、 溶接部の靭性を改善するためである。 P量の 低減は連続铸造スラブの中心偏析を軽減すると ともに、 粒界破壌を 防止して低温靱性を向上させる。 また、 S量の低減は熱間圧延で延 伸化する M n Sを低減して延靱性を向上させる効果がある。 P、 S は、 両者共、 少ない程望ましいが、 特性とコス トのパランスで決定 する必要があり、 Pは 0 . 0 1 %以上、 Sは 0 . 0 0 3 %以上含ま れる。
次に、 選択元素である N i 、 M o、 C r 、 C u、 V、 B、 C a、 R E Mを添加する 目的について説明する。 これらの元素を添加する 主たる 目的は、 本発明鋼の優れた特徴を損なう ことなく、 強度 · 靱 性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズの拡大を図るためである。
N i を添加する 目的は低温靱性の劣化を抑制することである。 N i添加は M nや C r 、 M 0添加に比較して圧延組織中、 特に連続铸 造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成すること が少ない。 このような効果は N i が 0 . 1 %よ り少ないと十分でな いことがあり、 0 . 1 %以上添加されることが望ましい。 一方、 添 加量が多過ぎると、 マルテンサイ トを多量に生成して高強度になり 過ぎるため、 その上限を 1 . 0 %とした。
M oは鋼の焼入れ性を向上させ、 高強度を得るために添加する。 さらに、 1 0 0 °C程度での低温時効によるバウシンガー効果の回復 を促進する働きもある。 また、 M 0は N b と共存して制御圧延時に ォ一ステナイ トの再結晶を抑制し、 オーステナイ ト組織の微細化に も効果がある。 この効果を発現させるためには M oは 0 . 0 5 %以 上添加されることが好ましい。 一方、 過剰な M 0添加はマルテンサ イ トを多量に生成して高強度になり過ぎるため、 その上限を 0 . 6 %と した。
C r は母材、 溶接部の強度を增加させるが、 この効果を発現させ るためには C r は 0. 1 %以上添加されることが好ましい。 一方、 C r量が多過ぎるとマルテンサイ トを多量に生成して高強度になり 過ぎるため、 上限は 1. 0 %と した。
• Vは N b とほぼ同様の効果を有するが、 その効果は N bに比較し て弱いが、 十分な効果を発揮させるためには 0. 0 1 %以上添加さ れることが好ましい。 一方、 添加量が多過ぎると低温靭性を劣化さ せるので上限を 0. 3 %とした。
C a及び R EMは硫化物 （Mn Sなど） の形態を制御し、 低温靱 性を向上させる。 これらの効果を発現させるためには C aが 0. 0 0 1 %以上、 £ が 0. 0 0 2 %以上添加されることが好ましい 。 一方、 C a量が 0. 0 1 %、 R EMが 0. 0 2 %を越えて添加す ると C a O— C a S又は R EM_ C a Sが大量に生成して大型クラ スター、 大型介在物となり、 鋼の清浄度を害する。 このため C a添 加量の上限を 0. 0 1 %または R EM添加量の上限を 0. 0 2 %に 制限した。 なお、 C a添加量の好ましい上限は、 0. 0 0 6 %であ る。
次に上記成分を含有する油井用鋼管の製造条件について説明する 本発明は、 熱延、 冷却後の巻取り温度を 3 0 0 °C以下に限定した 。 これは、 前記 （ 1 1 ) 〜 （ 1 3 ) の発明の最も本質的な点であり 、 上部べイナイ トなどの低温変態組織を生成し、 固溶元素を残存さ せるために必須な条件である。 これによ り、 強度及び靭性に優れ、 拡管後の圧潰圧力の低下が小さく、 更に時効によって圧潰圧力が向 上する鋼管が得られる。
卷取り温度が 3 0 0 °Cよ り高温になるとフ ライ ト主体の組織と なり、 析出も進み、 所望の効果が得られなくなる。 すなわち、 拡管 後のバウシンガー効果による圧潰圧力低下が大きくなり、 低下した 圧潰圧力は低温時効によっても向上しなくなる。 一方、 巻取り温度 の下限は、 特性上特には制限がないが、 製造設備の卷取り能力で制 限される場合がある。 現状の技術では、 5 0〜 1 5 0 °Cの範囲が通 常の製造で可能な下限である。
このよ う に、 3 0 0 °C以下で卷取って製造した熱延鋼板を、 その まま筒状に成形して突合せ部を溶接した鋼管は、 拡管後の圧潰圧力 の低下が小さい。 1 0〜 2 0 %拡管後の鋼管の圧潰圧力 a と、 a と 成分及び寸法が同一で未拡管の鋼管の圧潰圧力 bの比、 a / bは 0 . 8 5〜 1未満を満足する。
なお、 一般に、 溶接部及び熱影響部は硬くなり、 低温靭性が低く なるので、 必要に応じて溶接部にオーステナイ ト域に加熱して放冷 (焼準処理） 、 又は焼入れ · 焼戻し処理を行う ことができる。 焼準 、 焼入れの加熱温度は 9 0 0〜1 0 0 0 °Cが望ましい。 9 0 0 °C以 下ではオーステナイ ト化が不十分になる場合があり、 1 0 0 0 °Cを 超えると結晶粒が粗大化する。 焼戻しは 5 0 0〜 7 0 0 °Cが望まし い。 5 0 0 °C以下では焼戻し効果が十分でなく、 7 0 0 °C以上では オーステナイ トへの変態が生じる。 通常、 このよ うな処理は造管直 後に誘導加熱装置で行うので、 保持時間は数十秒程度である。
鋼管の成形方法は、 一般的に使用されている鋼管成形法と してプ レス成形及びロール成形で良い。 また、 突合せ部の溶接方法は、 レ 一ザ一溶接、 アーク溶接及び電縫溶接が適用できるが、 特に電縫管 工程では生産性が高く、 溶接熱影響部も小さいので本発明の油井用 鋼管の製造に適している。
また、 前記 （ 1 4 ) および （ 1 6 ) の発明は、 通常の条件で製造 した鋼管を、 オーステナイ ト域に加熱して、 急冷するものである。 この鋼管は、 溶接鋼管でも良く、 シーム レス鋼管でも良い。 これは 、 鋼管のミクロ組織を、 べィニティ ックフェライ ト、 ベイナイ トの 1種又は 2種からなるものとし、 C等の元素を過飽和に固溶させる ためである。 これによ り、 強度及び靭性に優れ、 拡管後の圧潰圧力 の低下が小さく、 更に時効によって圧潰圧力が向上する鋼管が得ら れる。
加熱温度が A c 3点 [°C]以下ではフェライ トが残存して高い降伏 強度が得られない。 A c 3点 C]は、 成分量から計算しても良く、 加熱時の線膨張係数の変化によって実験的に求めても良い。 また、 1 1 5 0 °Cを超えた高温に加熱すると結晶粒の粗大化が顕著になり 、 低温靭性が著しく低下すると ともにべィ二ティ ックフェライ ト、 べィナイ トの 1種又は 2種からなるミクロ組織が得られ難くなる。
A c 3点 [°C]を、 成分量から計算する際の計算式と して、 例えば 次の式が使用できる。
A c 3 = 9 1 0 - 2 0 3 [% C]+ 4 4. 7 [% S i ] - 3 0 [%M n ] ここで、 [%C]、 [% S i ]、 [%Mn]は、 それぞれ質量0 /oで表した C、 S i 、 M nの含有量を無次元化した数値 ある。 C、 S i 、 M nの係数は、 各元素の 1質量％が A c 3点に及ぼす影響を示してお り、 計算式の単位は C]である。
均質なべィニティ ックフェライ ト、 べィナイ トの 1種又は 2種か らなるミクロ組織を得るためには、 冷却前のオーステナイ ト粒が細 粒であることが好ましい。 なお、 べィニティ ックフェライ ト、 べィ ナイ トの 1種又は 2種からなるミ クロ組織とは、 光学顕微鏡による 組織観察を行った際、 ベィニテイ ツクフヱライ ト若しく はべィナイ ト又は、 べィニティ ックフェライ ト とべイナィ トの混合組織の面積 率が 1 0 0 %であることを意味する。
加熱後の冷却は、 水冷、 ミス ト冷却によって行い、 冷却速度を、
5〜 5 0 °C/秒の範囲とする。 冷却速度は、 鋼管の肉厚中心部に熱 電対を取り付け、 温度の時間変化を求め、 8 0 0 °Cから 4 0 0 °Cま での温度差である 4 0 0 °Cを冷却に要した時間で除して求めること ができる。 予め、 鋼管の肉厚、 外径、 冷却条件を変化させて、 冷却 時の温度一時間の曲線を求め、 肉厚、 外径、 冷却条件から冷却速度 を推定しても良い。 冷却時の温度一時間の曲線から、 熱伝導式のパ ラメータを決定し、 計算によって求めても良い。
これは、 鋼管のミクロ組織を、 過飽和の Cを固溶するべィニティ ックフェライ ト、 べィナイ トの 1種又は 2種からなるものとするた めに極めて重要である。 特に、 4 0 0〜 8 0 0 °Cの範囲の冷却速度 を制御することが必要である。 冷却速度が 5 °C /秒未満では、 Cの 固溶量が減少し、 冷却速度が 5 0 °C Z秒を超えると、 マルテンサイ 卜が生じて強度が上昇し、 靭性が低下する。 また、 成分によっては マルテンサイ トが生じ易くなるため、 冷却速度の弁ましい上限は 3 0 °C /秒である。 なお、 成分によって好ましい冷却速度は変化する ため、 予め冷却速度による鋼の組織の変化を確認する予備試験を行 い、 最適な冷却速度を求めることが好ましい。
また、 冷却の停止温度は、 4 0 0 °C以下であれば良く、 その後は 放冷する。 なお、 冷却の停止温度は、 3 0 0 °C以下とすることが好 ましく、 室温まで冷却しても良い。 4 0 0 °Cまで冷却すると、 本願 発明鋼では変態がほぼ完全に終了しており、 組織は決定される。 さ らに、 その後の冷却中の析出を抑制し固溶 C量を低減させないため には 3 0 0 °C以下まで冷却することが望ましい。
通常の条件で製造し、 加熱温度が A c 3点 [ °C ] 以上 1 1 5 0 °C 以下、 冷却速度が 5〜 5 0 °C /秒と した鋼管は、 拡管後の圧潰圧力 の低下が小さく、 1 0〜 2 0 %拡管後の鋼管の圧潰圧力 a と、 a と 成分及び寸法が同一で未拡管の鋼管の圧潰圧力 bの比、 a / bは 0 . 8 5〜 1未満を満足する。
また、 拡管後、 時効処理すると、 圧潰圧力が拡管前と同等以上に 回復する。 1 0〜 2 0 %拡管した後、 8 0〜 2 0 0 °Cで時効処理を 施した鋼管の圧潰圧力 c と、 c と成分及び寸法が同一で未拡管の鋼 管の圧潰圧力 d との比 c Z dは 1〜 1 . 2の範囲となる。 時効処理 温度範囲を 8 0〜 2 0 0 °Cとしたのは、 油井中で自然時効が可能な 温度範囲であることが理由である。 時効処理温度は約 1 0 0 °Cでも 十分に効果的であり、 温度上昇とともに時効後の低温靱性がやや低 下する。 従って、 時効処理の温度範囲は、 8 0〜 1 5 0 °C未満であ ることが好ましい。 また、 保持時間は、 圧潰圧力を向上させるため には、 3 0分程度は必要である。 低温時効に'よる圧潰圧力の上昇の 効果は、 2 4時間の保持で飽和するが、 自然の油井中の温度を使用 する場合は、 2 4時間よ り長時間になるが特に問題はなく、 長時間 処理を除外するものではない。
このよ う にして製造した油井用鋼管を、 1 0〜 2 0 %程度の目標 とする拡管率まで拡管する。 なお、 拡管率とは鋼管外径の拡管前後 の変化率である、 この拡管は、 鋼管内径より も大きく拡管後の内径 に相当する径を有するプラグを入れておき、 このプラグより下部の 水圧、 又は上部に引揚げるワイヤー等の駆動力により、 挿入した油 井用鋼管中を下部から上部へプラグを引き抜く ことにより拡管する ことができる。
このような拡管は、 ドリルパイプで掘削した地中の井戸、 又は既 に他の油井管が設置されている井戸内に挿入して行う ことができる 。 井戸は数千メー トルの深さに達する場合もある。 一般に、 地中は 深くなる程温度が上昇し、 1 0 0 °C以上の温度である場合も多い。 本発明の鋼管は、 このような場合には拡管後、 低温時効されて拡管 前よ り圧潰圧力が上昇する。
また、 地中の浅い部分では温度が 8 0でよ り も低い場合があり、 このような時は人工的に 8 0〜 2 0 0 °Cに温度を高め 3 0分〜 2 4 時間程度保持する低温時効によ り、 圧潰圧力を大幅に上昇させるこ とができる。 なお、 低温時効は約 1 0 0 °cで効果があり、 温度上昇 とともに低温靭性がやや低下する。 また、 経済性を考慮すると、 時 効温度範囲は 8 0〜 1 5 0 °C未満であることが好ましい。 また、 保 持時間は、 圧潰圧力を向上させるためには、 3 0分程度は必要であ る。 また、 2 4時間では効果が飽和するが、 それ以上の時間保持し ても特に問題はない。 このような低温時効は、 例えば、 作井中は圧 潰を抑制し、 切削くずを回収する目的で井戸中には液体 （泥水） が 満たされているので、 この泥水を 8 0〜 2 0 0 °Cに加熱して循環さ せるこ とによって施すこ とができる。 実施例
(実施例 1 )
表 1に示した化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、 連続铸造で 鋼片と した後、 連続熱間圧延機で 1 2 . 7 m m厚の熱延鋼板と した 。 熱間圧延は、 9 5 0 °Cで圧延を終了し、 その後、 表 2に示す冷却 速度で冷却して卷取った。 この熱延鋼板を用いて、 電縫管工程で外 径 1 9 3 . 7 m mの鋼管を製造した。 一部については、 造管ライン 上に設置された高周波電源で、 溶接部に焼入れ · 焼戻し処理又は焼 準処理を行った。 焼入れ ·焼戻し処理は、 9 6 0 °Cで 6 0秒加熱後 、 外面から水冷し、 その後、 6 8 0 °Cで 6 0秒加熱後、 放冷という 条件で行った。 また、 焼準として、 9 6 0 °Cで 6 0秒加熱後、 放冷 した。
その後、 外周の変化が 2 0 %となる拡管をブラグ挿入で行い、 外 径 2 3 2 . 4 m mの鋼管とした。 一部については表 2に示す温度で 2時間の時効処理も行った。 また、 拡管による圧潰圧力の変化を評 価する比較材と して、 同一の熱延鋼板から外径 2 3 2 . 4 m mの鋼 管を製造し、 拡管することなく、 一部については表 2に示す温度で 2時間の時効処理を行った。
' このようにして製造した鋼管を用いて、 圧潰試験とシャルピー試 験を実施した。 圧潰試験は管径の 1 0倍の長さの管を試験体と し、 管軸方向の応力が発生しないオープンエン ドの条件で行った。 圧力 媒体には水を使用して加圧し、 圧力低下が起きた時の水圧を圧潰圧 力と した。 シャルピー試験は J I S Z 2 2 0 2に従って、 Vノ ッチ試験片を用いて一 6 0 °C〜室温の温度範囲で行った。
結果を表 2に示す。 圧潰圧力に及び拡管、 時効処理の効果は、 拡 管することなく製造した比較材の圧潰圧力との比、 aZb、 c / d で示した。 シャルピー吸収エネルギーは油井用鋼管と'して十分と考 えられる、 一 2 0 °Cで 8 0 J以上を目安と した。 N o . 1〜 1 2は 本発明例の範囲であり、 圧潰圧力の比 aZbは 0. 9以上、 特に時 効処理を行う と c / dは 1. 0以上になっている。
一方、 N o . 1 3は卷取り温度が本発明の範囲よ り も高く 、 c Z dが低い。 実施例 1 4は cZdが 1. 0以上であるが、 この場合の 時効温度は 3 5 0 °Cであり、 本発明外の油井内で実現し得ない温度 である。 また、 N o . 1 5は N b量が本発明の範囲よ り少ないため 、 c / dが低く、 N o . 1 6及び 1 7はそれぞれ、 Mn及び Cが本 発明の範囲よ り多いため、 c / dが低く 、 シャルピー吸収エネルギ 一が低下している。
表 1 t
Figure imgf000023_0001
表中の一は検出限界以下。 下線は本発明の範囲外の条件。
表 2
C
Figure imgf000024_0001
*BF: 仁テイツク ライト、 B: イナイト、 F:フェライト、 P:ハ。一ライト
(実施例 2 )
表 1に示した化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、 連続铸造で 鋼片とした。 鋼片を加熱し、 連続熱間圧延機で熱間圧延し、 得られ た熱延板を筒状に成形して突合せ部を電鏠溶接し、 外径 1 9 3. 7 mm、 肉厚 1 2. 7 mmの電縫鋼管を製造した。 これらの鋼管を表 3に示した条件で熱処理を実施した。 一部の鋼管は、 焼戻しを行つ た。 焼戻しを行わなかった鋼管は、 表 3の焼戻しの欄に 「一」 と記 载した。
表 3の冷却速度は、 鋼管の肉厚中心部に熱電対を取り付け、 得ら れた温度の時間変化から求めた。 即ち、 8 0 0 °Cから 4 0 0 °Cまで の温度差である 4 0 0 °Cを、 冷却に要した時間で除した冷却速度で ある。 冷却停止温度は、 表 3に示した温度であり、 それ以下の温度 範囲は放冷と した。 なお、 表 3に示した A c 3点は、 鋼管から採取 した小片を加熱して熱膨張挙動を調査し、 線膨張率の変化から得ら れた測定値である。
熱処理後、 プラグを揷入して引き抜き、 外周の変化が 2 0 %とな る拡管を行い、 外径 2 3 2. 4 mmの鋼管と した。 一部については 表 3に示す温度で 2時間の時効処理を行った。
また、 拡管による圧潰圧力の変化を評価するための比較材として 、 同一鋼板を用いて外径 2 3 2. 4 mmの電縫鋼管を製造し、 外径 1 9 3. 7 mmの鋼管と同一条件の熱処理を実施し、 拡管すること なく、 一部については、 表 3に示す温度で時効処理を行った。
このようにして製造した鋼管を用いて、 実施例 1 と同様にして圧 潰試験とシャルピー試験を実施した。 結果を表 3に示す。 圧潰圧力 に及ぶ拡管、 時効処理の効果は、 拡管することなく製造した比較材 の圧潰圧力との比、 a / b、 c / dで示した。 シャルピー吸収ェネ ルギ一は油井用鋼管と して十分と考えられる、 一 2 0 °Cで 8 0 J以 上を目安と した。 N o . 1 8〜 2 9は本発明例の範囲であり、 圧潰 圧力の比 a Z bは 0. 9以上、 特に時効処理を行う と c / dは 1 . 0以上になっている。
一方、 N o . 3 0は焼戻しが行われており、 c Z dが低い。 N o . 3 1 は（； / (1が 1. 0以上であるが、 この場合の時効温度は 3 5 0 °Cであり、 本発明外の油井内で実現し得ない温度である。 N o . 3 2は冷却速度が本発明の範囲より も速く、 ミクロ組織がマルテン サイ ト とベイナイ トの混合組織であり、 強度が高くなり、 2 0 %の 拡管が行えず、 シャルピー吸収エネルギーも低下した。 また、 N o . 3 3は N b量が本発明の範囲よ り少ないため、 c / dが低く、 N 0 . 3 4及び 3 5はそれぞれ、 Mn及び Cが本発明の範囲よ り多い ため、 c Z dが低く、 シャルピー吸収エネルギーが低下している。 なお、 表 1 に示した成分からなり、 通常の条件によって製造した シーム レス鋼管に、 表 3に示した加熱、 冷却、 拡管、 時効を施した ものについて、 a Z b、 c / d、 シャルピー吸収エネルギーを調べ た結果は、 表 3 とほぼ同等のものであった。
表 3
Figure imgf000027_0001
•は未実施 **BF: 仁ティックフ ライト、 B: イナイト、 M:マルテンサイト
産業上の利用可能性
本発明によれば、 油井管内で拡管した後、 耐圧潰特性に優れた油 井用鋼管を提供することができる。 特に、 油井内で実施可能な 1 0 o °c程度での低温時効によ り圧潰圧力が回復するため、 井戸中で使 用する油井用鋼管と して最適である。

Claims

求 の
1 . 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0. 3〜
2. 5 %、
青
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる、 拡管後の圧漬圧 力と拡管前の圧潰圧力と 比が a / b ： 0. 8 5〜 1 . 0未満の範 囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管
ただし、 a ： 1 0〜 2 0 %拡管した後の圧漬圧力 [MP a ] 、 b aを測定した鋼管と同一寸法の未拡管鋼管の圧潰圧力 [MP a ] 2. 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0. 3〜 2. 5 %、
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、 N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 さらに、
N i ： 1 %以下、
M o ： 0. 6 %以下、
C r ： 1 %以下、
C u ： 1 %以下、
V ： 0. 3 %以下、
B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、
C a ： 0. 0 1 %以下、
R EM : 0. 0 2 %以下、
の 1種または 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物から なる、 拡管後の圧潰圧力と拡管前の圧潰圧力との比 ： a / bが 0. 8 5〜 1. 0未満の範囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰特 性に優れた油井用鋼管。
ただし、 a ： 1 0〜 2 0 %拡管した後の圧漬圧力 [M P a ] 、 b ： aを測定した鋼管と同一寸法の未拡管鋼管の圧潰圧力 [MP a ] 3. 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0. 3〜 2. 5 %、
P ： 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0.
3 %、
T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる、 拡管及び時効処 理後の圧潰圧力と拡管前の圧潰圧力との比が c Z d ： ；!〜 1. 2の 範囲であるこ とを特徴とする拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼 管。
ただし、 c ： 1 0〜 2 0 %拡管し、 8 0〜 2 0 0 °Cで時効処理した 後の圧潰圧力 [MP a ] 、 d ： aを測定した鋼管と同一寸法の未拡 管鋼管の圧潰圧力 [MP a ]
4. 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i 0 8 %以下、
M n 0 3〜 2. 5 %、
P 0 0 3 %以下、
S 0 0 1 %以下、
N b 0 0 1〜 0. 3 %、
T i 0 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 0 1 %以下、
N 0 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 さ らに、
N i ： 1 %以下、
M o ： 0. 6 %以下、
C r ： 1 %以下、
C u ： 1 %以下、
V ： 0. 3 %以下、
B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、
C a ： 0. 0 1 %以下、
R EM : 0. 0 2 %以下、
の 1種または 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物から なる、 拡管及び時効処理後の圧潰圧力と拡管前の圧潰圧力との比 ： c / dが 1 〜 1 . 2の範囲であることを特徴とする拡管後の耐圧潰 特性に優れた油井用鋼管。
ただし、 c ： 1 0〜 2 0 %拡管し、 8 0〜 2 0 0 °Cで時効処理した 後の圧潰圧力 [ M P a ] 、 d ： aを測定した鋼管と同一寸法の未拡 管鋼管の圧潰圧力 [ M P a ]
5 . 前記油井用鋼管がべィニティ ックフェライ トまたはべィナイ ト単独または複合の低温変態生成相からなる熱延組織を有すること を特徴とする 1 〜 4の何れかに記載の拡管後の耐圧潰特性に優れた 油井用鋼管。
6 . 溶接部に焼準処理又は焼入れ · 焼き戻し処理を施すこ とを特 徴とする、 請求項 1〜 5のいずれかに記載の拡管後の耐圧潰特性に 優れた油井用鋼管。
7 . 地中に掘られた油井中で拡管して使用することを特徴とする 請求項 1 〜 5のいずれかに記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管。
8 . 溶接部に焼準処理又は焼入れ · 焼き戻し処理を施し、 地中に 掘られた油井中で拡管して使用することを特徴とする請求項 1〜 5 のいずれかに記載の耐圧潰特性に優れた油井用電縫鋼管。
9 . 地中に掘られた油井中で拡管し、 拡管後 8 0〜 2 0 0 °Cの液 体を井戸内に循環させて使用することを特徴とする請求項 1 〜 5の いずれかに記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管。
1 0 . 溶接部に焼準処理又は焼入れ · 焼き戻し処理を施し、 地中 に掘られた油井中で拡管し、 拡管後 8 0〜 2 0 0 °Cの液体を井戸内 に循環させて使用することを特徴とする請求項 1 〜 5のいずれかに 記載の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管。
1 1 . 質量で、 .
C ： 0 . 0 3〜 0 . 3 %、
S i ： 0 . 8 %以下、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、
P : 0. 0 3 %以下、
S ： 0. 0 1 %以下、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、
N : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %
を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を熱間圧延し 、 3 0 0 °C以下で巻き取り、 熱間圧延鋼帯をそのまま管状に成形し 、 突合せ部を溶接して製造することを特徴とする拡管後の耐圧潰特 性に優れた油井用鋼管の製造方法。
1 2. 質量で、
C ： 0. 0 3〜 0. 3 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0 3〜 2. 5 %、
P 0 0 3 %以下、
S 0 0 1 %以下、
N b 0 0 1〜 0. 3 %、
T i 0 0 0 5〜 0. 0 3 %
A 1 0 1 %以下、
N 0 0 0 1〜 0 0 1 %
を含有し、 さらに、
N i ： 1 %以下、
M o ： 0. 6 %以下、
C r ： 1 %以下、
C u ： 1 %以下、
V ： 0. 3 %以下、 B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、
C a : 0. 0 1 %以下、
R EM : 0. 0 2 %以下、
の 1種または 2種以上を含有し、 残部が鉄及び不可避的不純物から なる鋼片を熱間圧延し、 3 0 0 °C以下で巻き取り、 熱間圧延鋼帯を そのまま管状に成形し、 突合せ部を溶接して製造することを特徴と する拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法。
1 3. 前記油井用鋼管がペイ -ティ ックフェライ トまたはべイナ ィ ト単独または複合の低温変態生成相からなる熱延組織を有するこ とを特徴とする 1 1 または 1 2記載の拡管後の耐圧潰特性に優れた 油井用鋼管の製造方法。
1 4. 請求項 1 1〜 1 3のいずれかに記載の成分と組織からなる 鋼管を A c 3点 [ °C ] 以上、 1 1 5 0 °C以下の温度に加熱し、 その 後、 4 0 0〜 8 0 0 °Cの範囲を 5〜 5 0 °C/秒で冷却することを特 徴とする拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法。
1 5. 鋼管内径より も大きな径のプラグを引き抜いて拡管するこ とを特徴とする請求項 1 1〜 1 3のいずれかに記載の拡管後の耐圧 潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法。
1 6. 請求項 1 1〜 1 3のいずれかに記載の成分と組織からなる 鋼管を A c 3点 [ °C ] 以上、 1 1 5 0 °C以下の温度に加熱し、 その 後、 4 0 0〜 8 0 0 °Cの範囲を 5〜 5 0 °C /秒で冷却し、 鋼管内径 よ り も大きな径のプラグを引き抜いて拡管することを特徴とする拡 管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管の製造方法。
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