WO2006132441A1 - 拡管後の靭性に優れたエクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方法 - Google Patents

拡管後の靭性に優れたエクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方法 Download PDF

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Hitoshi Asahi
Taro Muraki
Hideyuki Nakamura
Eiji Tsuru
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention expands an oil well pipe in an oil well / gas well and finishes the well. Expanded tube suitable for Exxpanb 1 e Tubu 1 ar T echno 1 og field y
  • the present invention relates to an expandable tubular oil book well pipe excellent in toughness and its manufacturing method. Background art
  • the present invention expands an oil well pipe in an oil well / gas well to finish a well.
  • the yield strength before pipe expansion suitable for ⁇ xpan double tubular technology (Expandab 1 e Tubu 1 ar T echno 1 ogy) is 4 8 2 to 6 8 9 MPa (70 to 100 ksi)
  • the present invention provides an expandable tubular oil well pipe having excellent toughness after pipe expansion and a method for producing the same.
  • the strength before pipe expansion is the strength level required to prevent breakage, burst due to internal pressure, and crushing due to external pressure before inserting the steel pipe into the oil well and is the strength level used for general oil well design. .
  • the present inventors have examined in detail the chemical composition of steel and the production method that affect the toughness after pipe expansion. As a result, it was found that it is most effective to make a tempered structure of martensite with a low amount of added C.
  • the present invention was made based on the above findings, and the gist thereof is as follows. .
  • An expandable tube oil well pipe with excellent toughness after pipe expansion characterized by having an A value of 1.8 or more and comprising a tempered martensite structure.
  • Nb 0.01 to 0.3%
  • Ni 0 1 to 1%
  • Mo 0.05 to 0.6%
  • Cr 0.1 to 1.0%
  • Cu 0.1 to 1.0%
  • V 0.01 to 0.3% of 1 type or
  • the amount of S contained in the expanded tubular tubular oil well pipe is 0.03 mass% or less, after the pipe expansion according to any one of (1) to (3) Oil span pipe for expandable double bra with excellent toughness.
  • the minimum value of the wall thickness of the expandable tubular oil well pipe is 95% or more of the average wall thickness, wherein any one of the above (1) to (5) Expandable tubular oil well pipe with excellent toughness after pipe expansion.
  • the steel pipe with a ⁇ value of 1.8 or higher is quenched by quenching from a temperature range of 3 Ac + 30 ° C or higher and tempering at 35 0 to 7 20 ° C.
  • tempered martensite which is a homogeneous structure, is superior in terms of tube expandability, and to improve toughness after tube expansion.
  • the amount of added C is reduced, the hardenability is lowered, and ferrite is likely to be generated during quenching. If even a small amount of ferrite is generated, cracks are generated from that portion during pipe expansion.
  • Patent Document 1 it is stated that it is necessary to reduce the C content as the strength of the steel pipe decreases.
  • B-free low-C steel has low hardenability, and no martensite can be obtained even after quenching.
  • a metal alloy with an A value of 1.8 or more.
  • C is an element essential for improving the hardenability and improving the strength of the steel, and the lower limit necessary for obtaining the target strength is 0.03%. However, if the amount of C is too large, the toughness after pipe expansion decreases, so the upper limit was made 0.14%.
  • S i is an element added for deoxidation and strength improvement. When added, the low temperature toughness deteriorates significantly, so the upper limit was set to 0.8%. Steel can be deoxidized with either A 1 or T i, and S i does not necessarily have to be added. Therefore, the lower limit is not limited, but usually 0.1% or more is contained as an impurity.
  • M n is an element indispensable for improving 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 B and T i as essential elements.
  • B is an essential element for improving the hardenability of low C steel and for obtaining a martensite structure by quenching. If the content is less than 0. 0 0 0 5%, the effect of improving hardenability is not sufficient, and if it exceeds 0.03%, it precipitates at the grain boundary and decreases toughness. 0 0 3%.
  • N in order for B to contribute to improving hardenability, it is necessary to prevent the formation of B N, and therefore N must be fixed as T i N. Even when N is low, T i needs to be added at a minimum of 0.05%. On the other hand, if a large amount exceeding 0.03% is added, coarse T i N and T i C precipitates. Therefore, toughness is reduced. Furthermore, it is desirable to satisfy T i ⁇ 3.4 N in order to fix N as T i N.
  • a 1 is an element usually contained in steel as a deoxidizer, and has an effect on refinement of the structure. However, if the amount of A 1 exceeds 0.1%, A 1 non-metallic inclusions increase and harm the cleanliness of the steel, so the upper limit was made 0.1%. However, deoxidation is possible with T i or S i, and A 1 does not necessarily have to be added. Therefore, although the lower limit is not limited, it is usually contained as 0.01% or more as impurities.
  • T i N forms T i N and the coarseness of austenite grains during slab reheating Increases the low-temperature toughness of the base metal by suppressing enlargement.
  • the minimum amount required for this is 0.0 0 1%.
  • T i N becomes coarse and causes adverse effects such as surface flaws and toughness deterioration, so the upper limit must be limited to 0.0 1%.
  • the amounts of impurity elements P and S are set to 0.03% and 0.01% or less, respectively.
  • the main reason for this is to further improve the low temperature toughness of the base metal, and in particular to improve the toughness of the weld. Reducing the P content reduces the center segregation of continuous forged slabs and prevents intergranular fracture to improve low temperature toughness.
  • the reduction of the amount of S has the effect of improving the toughness by reducing the MnS that is stretched by hot rolling.
  • the toughness becomes the best when the S content is reduced to 0.03% or less. In both cases, the smaller the number, the better, but it is necessary to decide on the balance between characteristics and costs.
  • the main purpose of adding these elements is to further improve the strength and toughness and expand the steel material size that can be manufactured without impairing the excellent characteristics of the steel of the present invention.
  • Nb coexists with B and has the effect of enhancing the hardenability improvement effect of B. In addition, it suppresses crystal grain coarsening during quenching and improves toughness. If less than 0.01%, the effect is not sufficient, and if over 0.3% is added excessively, a large amount of NbC precipitates during tempering and lowers the toughness. 3%.
  • Ni is to improve hardenability. Ni is less deteriorated in low-temperature toughness than M n Cr and Mo additions. Such an effect is inadequate if ⁇ ⁇ ⁇ is less than 0.1%. On the other hand, if the amount added is too large, reverse transformation tends to occur during tempering, so the upper limit was made 1.0%. Mo is added to improve the hardenability of the steel and obtain high strength. In addition, Mo coexists with Nb to suppress recrystallization of austenite during controlled rolling, and is effective in refining the austenite structure before quenching. This effect is insufficient when Mo is less than 0.05%. On the other hand, excessive addition of Mo produces a large amount of martensite and becomes too strong, so the upper limit was made 0.6%.
  • C r increases the strength of the base metal and the weld, but this effect is insufficient if C r is less than 0.1%, so this is the lower limit.
  • the amount of Cr is too large, coarse carbides are formed at the grain boundaries during tempering and the toughness is lowered, so the upper limit was made 1.0%.
  • the purpose of adding Cu is to improve hardenability. Such an effect is insufficient if Cu is less than 0.1%. On the other hand, if the added amount exceeds 1.0%, soot tends to be generated during hot rolling, so the content was set to 0.1 to 1.0%.
  • V has almost the same effect as Nb, but its effect is weaker than that of Nb, and a sufficient effect cannot be obtained with less than 0.1% addition. On the other hand, if the amount added is too large, the low temperature toughness deteriorates, so the upper limit was made 0.3%.
  • C a and REM control the morphology of sulfides (such as M n S) and improve low temperature toughness. This effect is insufficient when C a is less than 0.0 0 1% and REM is less than 0.0 0 2%.
  • Ca is added in an amount of 0.0 1% and R EM exceeds 0.0 2%, a large amount of C a O—C a S or R EM—C a S is formed, resulting in large clusters and large intervening It becomes a thing and harms the cleanliness of steel.
  • the upper limit of Ca addition was limited to 0.01% or the upper limit of £ M addition was limited to 0.02%.
  • the preferable upper limit of the Ca addition amount is 0.0 6%.
  • A 2.7 C + 0.4 S i + M n + 0.4 5 N i to ensure sufficient hardenability and prevent the formation of ferrite during quenching to improve tube expansion characteristics. + 0. 4 5 C u + 0.8 C r + 2 Mo must have an A of 1.8 or more.
  • A 2.7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i + 0.45 C u + 0.8 C r + It becomes M o— 1 and the amount of alloy addition required to increase the A value to 1.8 or more is unrealistic.
  • the structure of the steel pipe is limited to low C tempered martensite.
  • Being tempered martensite is an essential condition for the expanded tubular tubular well pipe to be expanded.
  • strain concentrates on the soft ferrite part and cracks occur with a small expansion ratio.
  • the structure tempered for strength adjustment has very high homogeneity, so cracks do not occur even at high tube expansion rates.
  • heat to the austenite single-phase region It needs to be quenched (quenched).
  • the heating temperature is A c 3 point, it becomes an austenite region, but in order to obtain the effect of improving the hardenability of B sufficiently, it is necessary to heat to A c 3 point + 30 ° C or higher.
  • rapid cooling quenching
  • the quenched steel pipe is tempered for strength adjustment.
  • the tempering temperature is less than 3500 ° C, the structure is not stable.
  • the tempering temperature is higher than 720 ° C, austenite wrinkles are formed.
  • tempered martensite with a uniform structure is superior in terms of tube expansion, but if there is a thin part, expansion of the tube causes strain to concentrate on that part. The rate may decrease. If the thickness of the thinnest part is 95% or more of the average thickness, preferably 97% or more, the effect on the tube expansion is very small.
  • an electric-welded steel pipe manufactured by cold forming a hot coil and having a small wall thickness variation is suitable. It should be noted that the welded part of the ERW pipe and its vicinity are slightly thickened during pipe making welding. Therefore, it is preferable that measurement of the average wall thickness avoids a range of 50 mm centering on the weld.
  • the steel pipe manufactured in this way is inserted into an oil well, for example, by inserting a cone-type plug whose outer diameter is larger than the inner diameter of the steel pipe and moving it from the bottom to the top of the steel pipe, 1 0-30% expanded and used.
  • the expansion rate is expressed as a percentage by dividing the difference in the inner diameter of the oil well pipe before and after the expansion by the inner diameter before the expansion.
  • a cone-type plug having a maximum diameter 20% larger than the inner diameter was inserted into the steel pipe, and the pipe expansion rate was 20%, and the pipe was expanded to obtain a steel pipe having an inner diameter of 20.
  • spray lubricant containing molybdenum disulfide was applied to the plug surface to prevent seizure on the inner surface of the steel pipe. After pipe expansion, the steel pipe surface was observed in detail to check for cracks.
  • a Charpy test was conducted for toughness evaluation using the steel pipes thus manufactured.
  • the Charpy test was performed at 0 ° C using V-notch specimens according to JI S Z 2 2 4 2.
  • a flare test was conducted to evaluate tube expansion performance.
  • a punch with an apex angle of 60 ° is pushed into a steel pipe until cracking occurs, and the pushing of the punch is stopped when cracking occurs.
  • the expansion ratio is the inner diameter of the steel pipe at the time of cracking.
  • the difference between the inner diameter of the steel pipe before the test and the inner diameter of the steel pipe before the test and expressed as a percentage.
  • the flare pipe expansion rate was also low.
  • the No. 7 seamless steel pipe has a low minimum wall thickness ratio, so the pipe expansion rate in the flare test is slightly low.

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Abstract

本発明は、拡管後の靭性に優れたエクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方法を提供するもので質量％で、Ｃ：0.03～0.14％、Si：0.8％以下、Mn：0.3～2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ti：0.005～0.03％、Al：0.1％以下、Ｎ：0.001～0.01％以下、Ｂ：0.0005～0.003％を含有し、必要に応じて、Nb、Ni、Mo、Cr、Cu、Ｖの１種または２種以上を含有し、さらに必要に応じて、Ca、REMの１種または２種を含有し、且つ、Ａ＝2.7Ｃ＋0.4Si＋Mn＋0.45Ni＋0.45Cu＋0.8Cr＋２Mo≧1.8を満足し、残部鉄および不可避的不純物からなり、焼戻しマルテンサイト組織からなることを特徴とする。また、本発明の製造方法は、上記成分の鋼製素管を、Ac3点＋30℃以上から焼入れ、350～720℃で焼戻すことを特徴とする。

Description

拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管および 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井戸の仕上げを行 ぅェクスパンダブルチューブ明ラ技術 （E x p a n d a b 1 e T u b u 1 a r T e c h n o 1 o g田 y ) に適した、 拡管後の靭性に優 れるェクスパンダブルチューブラ用油書井管およびその製造方法に関 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〜 3 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ってきた。 しかし、 拡管によって塑性歪みが鋼管に導入されると、 低温靭性が 低下する。 拡管して使用されるェクスパンダブルチューブラ用油井 管に関する発明は、 特許第 3 5 6 2 4 6 1号公報に開示されている が、 本来、 拡管性能に大きく影響するミクロ組織について何ら述べ られておらず、 さらに、 拡管後の靭性については何ら開示されてい ない。 しかし、 拡管性能に優れることは必須の条件であり、 また、 油井内での拡管過程で生じたキズからの破壊を防止するため、 拡管 後の靭性に優れた鋼管が要求されていた。 発明の開示
本発明は、 油井 · ガス井内で油井管を拡管して井戸の仕上げを行 ぅェクスパンダブルチューブラ技術 （E x p a n d a b 1 e T u b u 1 a r T e c h n o 1 o g y ) に適した拡管前の降伏強度が 4 8 2〜 6 8 9 M P a ( 7 0〜 1 0 0 k s i ) である、 拡管後の靭 性に優れるェクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方 法を提供するものである。
なお、 拡管前の強度は、 油井に鋼管を挿入し拡管までの間に破断 、 内圧によるバース ト、 外圧による圧潰を防ぐために必要な強度で 、 一般的な油井設計に使用される強度水準である。
本発明者らは、 拡管後の靭性におよぼす鋼の化学成分、 製造方法 について詳細に検討した。 その結果、 添加 C量を低めたマルテンサ ィ トを焼戻した組織にすることが最も効果的であることを見出した 本発明は上記知見に基づいてなされたもので、 その要旨は以下の とおりである。
( 1 ) 質量％で、 C : 0. 0 3〜 0 , 1 4 %、 S i ： 0. 8 %以 下、 M n : 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 1 %以下、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 A 1 : 0. 1 %以下、 N
: 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %以下、 B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 % を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 下記式 （ 1 ) で表される A値が 1. 8以上であり、 焼戻しマルテンサイ ト組織か らなることを特徴とする拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチ ユ ーブラ用油井管。
A = 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i +
0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M o · · · ( 1 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
( 2 ) 質量％で、 さらに、 N b : 0. 0 1〜 0. 3 %、 N i ： 0 . 1〜 1 %、 M o ： 0. 0 5〜 0. 6 %、 C r ： 0. 1〜 1. 0 % 、 C u : 0. 1〜 1. 0 %、 V : 0. 0 1〜0. 3 %の 1種または
2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 に記載の拡管後の靭 性に優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管。
( 3 ) 質量％で、 さらに、 C a : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、 R E M ： 0. 0 0 2〜0. 0 2 %の 1種または 2種を含有することを特 徴とする （ 1 ) または （ 2 ) に記載の拡管後の靭性に優れたェクス パンダブルチューブラ用油井管。
( 4 ) 前記ェクスパンダブルチューブラ用油井管に含まれる S量 が 0. 0 0 3質量％以下であることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 3 ) の いずれか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチュ 一ブラ用油井管。
( 5 ) 前記ェクスパンダブルチューブラ用油井管が、 電鏠鋼管を 焼入れ ' 焼戻して製造されたものであることを特徴とする上記 （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパ ンダブルチューブラ用油井管。
( 6 ) 前記ェクスパンダブルチューブラ用油井管の肉厚の最小値 が平均肉厚の 9 5 %以上であることを特徴とする、 上記 （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブ ルチューブラ用油井管。
( 7 ) 質量％で、 C : 0. 0 3〜 0. 1 4 %、 S i ： 0. 8 %以 下、 M n : 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 1 %以下、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 A 1 : 0. 1 %以下、 N
: 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %以下、 Β ·· 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 % を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 下記式 （ 1 ) で表される Α値が 1. 8以上である鋼製素管を、 A c 3 点 + 3 0 °C 以上の温度域から焼入れ、 3 5 0〜 7 2 0 °Cで焼戻すことにより焼 戻しマルテンサイ ト組織とすることを特徴とする拡管後の靭性に優 れたェクスパンダブルチューブラ用油井管の製造方法。
A = 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i 4-
0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M o · · · ( 1 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
( 8 ) 前記鋼製素管が、 質量％で、 さらに、 N b ： 0. 0 1〜 0 . 3 %、 N i : 0. 1〜 1. 0 %、 M o : 0. 0 5〜 0. 6 %、 C r ： 0. l〜 l %、 C u : 0. 1〜 1. Q %、 V : 0. 0 1〜 0. 3 %の 1種または 2種以上を含有し、 且つ、 A= 2. 7 C + 0. 4 S i +M n + 0. 4 5 N i + 0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M o≥ 1. 8 を満足することを特徴とする （ 7 ) に記載の拡管後の靭性に 優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管の製造方法。
( 9 ) 前記鋼製素管が、 質量％で、 さらに、 C a ： 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %, R E M : 0. 0 0 2〜 0. 0 2 %の 1種または 2種を 含有し、 且つ、 A= 2. 7 C + 0. 4 S i +M n + 0. 4 5 N i + 0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M o≥ l . 8 を満足することを特徴 とする （ 7 ) または （ 8 ) に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパ ンダブルチューブラ用油井管の製造方法。
( 1 0 ) 前記鋼製素管が、 電鏠鋼管であることを特徴とする （ 7 ：) 〜 （ 9 ) のいずれか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパ ンダブルチューブラ用油井管の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 拡管性および拡管後の靱性におよぼす鋼の化学成 分、 製造方法について詳細に検討した。 その結果、 拡管性は均質な 組織である焼戻しマルテンサイ トが優れ、 拡管後の靭性の向上には 添加 C量を低めたマルテンサイ トを焼戻した組織にすることが最も 効果的であることを見出した。 しかしながら、 一般に添加 C量を低 減すると焼入れ性が低下して焼入れ時にフェライ トが生成しやすく 、 フェライ トが少量でも生成すると拡管時にその部分からき裂が発 生してしまう。 特許文献 1 に記載の発明おいては、 鋼管の強度が低 下すると共に C量を低減する必要があると述べている。 しかし、 B 無添加低 C鋼では焼入れ性が低く、 焼入れ処理を行っても、 到底マ ルテンサイ 卜は得られない。 1 0 m m前後の肉厚の鋼管を実質的に マルテンサイ トにするためには、 A値が 1 . 8以上となるような合 金を含む必要がある。
一方、 拡管用に使用されるェクスパンダブルチューブラ用油井管 に Bを添加すると、 低 Cでも焼入れ処理によりマルテンサイ 卜が得 られ、 高強度の拡管性に優れ且つ拡管後の靭性に優れたェクスパン ダブルチューブラ用油井管が製造できる。
このような鋼管の造管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あるが、 偏肉度に優れた電縫鋼管が 特に望ましい。
次に化学成分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降伏強度が 4 8 2 〜 6 8 9 M P aの 厚さ 7 〜 1 5 m mの高強度鋼で、 拡管性に優れ、 拡管後の靭性に優 れた化学成分範囲に限定した。 なお、 油井中の温度は 0 °C以上であ るため、 0 °Cでの靭性を念頭に置いた。
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、 拡管後の靱性が低下するため、 その上限を 0 . 1 4 %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 加すると低温靱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、 下限は限定しないが、 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、 M n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 Bおよび T i を含有す る。
Bは、 低 C鋼の焼入れ性を高め、 焼入れによりマルテンサイ ト組 織を得るための必須元素である。 0. 0 0 0 5 %以下では焼入れ性 向上効果が十分でなく、 0. 0 0 3 %を超えて含有すると、 粒界に 析出して靭性を低下するため、 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 %とした 。 但し、 Bが焼入れ性向上に寄与するためには、 B Nの生成を防止 する必要があり、 このため Nを T i Nとして固定する必要がある。 Nが低い場合でも、 T i は、 最低 0. 0 0 5 %の添加が必要であり 、 一方、 0. 0 3 %を越えて多量に添加すると粗大な T i Nおよび T i Cの析出のために靭性が低下する。 さらに、 Nを T i Nとして 固定するためには T i ≥ 3. 4 Nを満足することが望ましい。
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、 A 1量が 0. 1 %を越えると A 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、 特に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 破壊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 。 特に、 S量を 0. 0 0 3 %以下に低減すると靭性が最も良好にな る。 両者共、 少ない程望ましいが、 特性とコス トのバランスで決定 する必要がある。
次に、 N b、 N i 、 M o、 C r、 C u、 V、 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 bは、 Bと共存して Bの焼入れ性向上効果を高める効果がある 。 さらに、 焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制して、 靭性を向上させ る。 0. 0 1 %未満ではその効果が十分でなく、 0. 3 %を越えて 過剰に添加すると焼戻し時に N b Cが多量に析出して靭性を却って 低下させるので、 0. 0 1〜 0. 3 %とした。
N i を添加する目的は、 焼入れ性を向上させることである。 N i は、 M n C r、 M o添加に比較して低温靱性の劣化が少ない。 こ のような効果は、 ^ 〖 が 0. 1 %より少ないと不十分である。 一方 、 添加量が多過ぎると、 焼戻し中に逆変態が生じやすくなるため、 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 。 また、 M oは N bと共存して制御圧延時にオーステナイ トの再結 晶を抑制し、 焼入れ前のオーステナイ ト組織の微細化にも効果があ る。 この効果は M oが 0. 0 5 %より少ないと不十分である。 一方 、 過剰な M o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、 溶接部の強度を増加させるが、 この効果は C rが 0. 1 %より少ないと不十分であるため、 これを下限とする。 一方 、 C r量が多過ぎると焼戻し時に粒界に粗大な炭化物を生成し靭性 を低下させるので、 上限は 1. 0 %とした。
C uを添加する目的は、 焼入れ性を向上させることである。 この ような効果は、 C uが 0. 1 %より少ないと不十分である。 一方、 1. 0 %を越えて添加量が多すぎると、 熱間圧延時に疵が発生しや すくなるので、 0. 1〜 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 して弱く、 0. 0 1 %より少ない添加では十分な効果が得られない 。 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。
次に、 C a、 R EMを添加する目的について説明する。 C aおよ び R E Mは、 硫化物 （M n Sなど） の形態を制御し、 低温靱性を向 上させる。 この効果は、 C aが 0. 0 0 1 %、 R E Mが 0. 0 0 2 %より少ないと不十分である。 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または 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 £ M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。 さらに、 十分な焼入れ性を確保し、 焼入れ時にフェライ トの生成 を防止して拡管特性を向上させるために、 A= 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i + 0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M oの A が 1. 8以上を満足する必要がある。 参考のために記すと、 Bを添 加しない鋼では A= 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i + 0. 4 5 C u + 0. 8 C r +M o— 1 となり、 A値を 1. 8以上に するために必要とされる合金添加量が多くなり現実的ではない。
なお、 A値を示す式において、 （ 、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M oは各元素の含有量 [質量％] である。 また、 A値を求める 際に、 選択的に含有する N i 、 C u、 C r、 M oの含有量が不純物 レベルである場合、 具体的には、 N i 、 C r、 C uの含有量が 0. 0 5 %未満の場合、 M oの含有量が 0. 0 2 %未満の場合、 それら の含有量は 0 [質量％] として計算する。
次に、 化学成分以外の製造条件について説明する。
本発明は、 鋼管の組織を低 Cの焼戻しマルテンサイ 卜に限定した 。 これは本発明の最も本質的な点であり、 焼戻しマルテンサイ 卜で あることは拡管されるェクスパンダブルチューブラ用油井管の必須 条件である。 すなわち、 所望の強度、 靭性を考慮するとマルテンサ ィ 卜やべイナィ 卜を主体とした組織とする必要があるが、 焼入れ性 が不十分でマルテンサイ ト組織中に部分的にフェライ 卜が生成する と、 拡管時に軟らかいフェライ ト部に歪が集中して、 小さい拡管率 でき裂が発生する。 また、 ベイナイ ト組織では混合組織となって均 質性を得ることは困難である。 この場合も、 比較的軟らかい部分に 歪が集中するため、 低い拡管率でき裂が生成する。 他方、 焼入れに より均質なマルテンサイ トを得た後、 強度調整のために焼戻した組 織は、 均質性が非常に高いため、 高い拡管率でもき裂が発生しない 。 マルテンサイ トを得るためにはオーステナイ ト単相域に加熱して 急冷 （焼入れ） する必要がある。 加熱温度を A c 3 点とするとォー ステナイ ト域になるが、 Bの焼入れ性向上効果を十分得るためには A c 3 点 + 3 0 °C以上に加熱する必要がある。 ここで急冷 （焼入れ ) とは、 肉厚方向の全ての位置で概ね 2 0 °C /秒以上となるような 冷却を想定している。 焼入れされた鋼管は、 強度調整のために焼戻 される。 焼戻し温度が 3 5 0 °C未満では組織が安定ではなく、 7 2 0 °Cを超えるとオーステナイ 卜が生成するため、 焼戻し温度は 3 5 0〜 7 2 0 °Cとした。
高拡管率で割れが生じないためには拡管性は均質な組織である焼 戻しマルテンサイ 卜が優れるが、 肉厚の薄い部分が存在すると、 そ の部分に歪が集中して割れが発生する拡管率低下することがある。 最薄肉部の肉厚が平均肉厚の 9 5 %以上、 望ましくは 9 7 %以上で あれば拡管性に及ぼす影響が極めて小さい。 これらの条件を満たす には、 ホッ トコイルを冷間成形して製造され、 肉厚変動が小さい電 縫鋼管が好適である。 なお、 電縫管の溶接部及びその近傍は造管溶 接時に若干増肉されている。 したがって、 平均肉厚の測定は、 溶接 部を中心として 5 0 m mの範囲を避けることが好ましい。
このようにして製造された鋼管は、 油井中に挿入され、 例えば、 外径が鋼管の内径よりも大きいコーン型プラグを挿入して鋼管の下 部から上部まで、 鋼管内を移動させることによって、 1 0〜 3 0 % 拡管され使用される。 この場合、 拡管率は、 油井管の内径の拡管前 後の差を拡管前の内径で除し、 百分率で表したものである。 実施例
表 1 に示した化学成分を含有する鋼を転炉溶製鋼で、 外径 1 9 3 . 7 m m , 肉厚 1 2 . 7 m mの電鏠鋼管とシームレス鋼管を製造し た。 なお、 表 1 において空欄は、 成分元素の含有量が検出限界未満 であったことを意味する。 これらの鋼管を表 2の条件で熱処理を実 施した。 また、 これらの鋼管の肉厚を、 溶接部を中心として 5 0 m mの範囲を避けるように、 円周方向 1 0度おきに 3 6箇所の肉厚を 超音波肉厚計で測定した。 これらの 3 6箇所の肉厚の単純平均値 （ 平均肉厚という。 ） と最小値を求めた。 最小肉厚率は、 肉厚の最小 値を平均肉厚で除し、 百分率として求めた。
その後、 内径より 2 0 %大きい最大径を有するコーン型プラグを 鋼管内に挿入し、 拡管率を 2 0 %として拡管し、 内径 2 0 1 . 9 6 m mの鋼管とした。 プラグ挿入時は、 鋼管内面との焼き付きを防止 するため、 二硫化モリブデンを含有するスプレー式潤滑材をプラグ 表面に塗布した。 拡管後、 鋼管表面を詳細に観察し割れの有無を調 ベた。
このようにして製造した鋼管を用いて、 靭性評価のためにシャル ピー試験を実施した。 シャルピー試験は J I S Z 2 2 4 2に従 つて、 Vノッチ試験片を用いて 0 °Cで行った。
結果を表 2に示す。 本発明に係る鋼管は、 いずれも焼戻しマルテ ンサイ ト組織を呈して、 拡管割れが発生せず、 拡管後の靭性も 1 4' 0 J以上と高い。 一方、 N o . 1 1では、 焼入れ温度が低いため、 組織がマルテンサイ トにならず、 ベイナイ トであるため、 拡管割れ が発生し、 且つ拡管後靭性も低い。 N o . 1 2では、 鋼成分の Cが 高いため、 拡管後靭性が低い。 N o . 1 3では、 Bが添加されてい ないため、 フェライ トとベイナイ トの混合組織となったため、 拡管 割れが発生し、 拡管後靭性も低い。
さらに、 拡管性能を評価するためにフレアー試験を実施した。 フ レアー試験は、 頂角が 6 0 ° のポンチを割れが発生するまで鋼管に 押し込み、 割れが発生した時点でポンチの押し込みを停止するもの である。 この場合、 拡管率は、 割れが発生した時点での鋼管の内径 と試験前の鋼管の内径との差を、 試験前の鋼管の内径で除し、 百分 率で表したものである。 拡管率を 2 0 %として拡管した際に割れが 発生した比較例は、 フレアー拡管率も低い。 また、 拡管率を 2 0 % の拡管に成功した鋼管の中でも、 N o . 7のシームレス鋼管は最小 肉厚比が低いため、 フレアー試験での拡管率がやや低い。
ει
≠ i
Figure imgf000014_0001
080而 900Zdf/ェ:) d
表 2
Figure imgf000015_0001
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、 靭性に優れたェクスパ ンダブルチューブラ用油井管を提供することが可能となる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. Jf
%で、
c ： 0. 0 3〜 0. 1 4 %、
S i ： 0. 8 %以下、
M n ： 0. 3 〜 2. 5 % 、
P ： 0. 0 3 %以下 、
S ： 0. 0 1 %以下 、
T i ： 0. 0 0 5〜 0 - 0 3 %、
A 1 ： 0. 1 %以下、
N ： 0. 0 0 1〜 0 - 0 1 %以下、
B ： 0. 0 0 0 5 - 0 . 0 0 3 %
を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 下記式 （ 1 ) で表される A値が 1. 8以上であり、 焼戻しマルテンサイ ト組織か らなることを特徴とする拡管後の靭性に優れたェクスパンダプルチ ユーブラ用油井管。
A = 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i +
0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M o · · · ( 1 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
2. 質量％で、 さらに、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %
N i ： 0. 1〜 1. 0 %、
M o ： 0. 0 5〜 0. 6 %
C r ： 0. 1〜 1. 0 %、
C u ： 0. 1〜 1. 0 %、
V : 0. 0 1〜 0. 3 % の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 1 に記載 の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管。
3. 質量％で、 さらに、
C a ： 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、
R E : 0. 0 0 2〜 0. 0 2 %
の 1種または 2種を含有することを特徴とする請求項 1 または 2に 記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管
4. 前記ェクスパンダブルチューブラ用油井管に含まれる S量が 0. 0 0 3質量％以下であることを特徴とする請求項 1〜 3のいず れか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチューブ ラ用油井管。
5. 前記ェクスパンダブルチューブラ用油井管が、 電縫鋼管を焼 入れ · 焼戻して製造されたものであることを特徴とする請求項 1〜 4のいずれか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブル チューブラ用油井管。
6. 前記ェクスパンダブルチューブラ用油井管の肉厚の最小値が 平均肉厚の 9 5 %以上であることを特徴とする請求項 1〜 5のいず れか 1項に記載のェクスパンダブルチューブラ用油井管。
7. 質量％で、
C 0. 0 3〜 0. 1 4 %、
S i 0. 8 %以下、
M n 0. 3〜 2. 5 %、
P • 0. 0 3 %以下、
S 0. 0 1 %以下、
T i . 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %
A 1 0. 1 %以下、 N : 0. 0 0 1 - 0. 0 1 %以下、
B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 %
を含有し、 残部が鉄および不可避的不純物からなり、 下記式 （ 1 ) で表される A値が 1. 8以上である鋼製素管を、 A c 3 点 + 3 0 °C 以上の温度域から焼入れ、 3 5 0〜 7 2 0 °Cで焼戻すことにより焼 戻しマルテンサイ ト組織とすることを特徴とする拡管後の靭性に優 れたェクスパンダブルチューブラ用油井管の製造方法。
A = 2. 7 C + 0. 4 S i + M n + 0. 4 5 N i 4-
0. 4 5 C u + 0. 8 C r + 2 M o · · · ( 1 ) ここで、 C、 S i 、 M n、 N i 、 C u、 C r、 M oは各元素の含 有量 [質量％] である。
8. 前記鋼製素管が、 質量％で、 さらに、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
N i ： 0. 1〜 1. 0 %、
M o ： 0. 0 5〜 0. 6 %、
C r : 0. 1〜 1. 0 %、
C u ： 0. 1〜 1. 0 %、
V : 0. 0 1〜 0. 3 %
の 1種または 2種以上を含有することを特徴とする請求項 7 に記載 の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管の製 造方法。
9. 前記鋼製素管が、 質量％で、 さらに、
C a ： 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、
R E : 0. 0 0 2〜 0. 0 2 %
の 1種または 2種を含有することを特徴とする請求項 7または 8に 記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダブルチューブラ用油井管 の製造方法。
1 0. 前記鋼製素管が、 電縫鋼管であることを特徴とする請求項 7〜 9のいずれか 1項に記載の拡管後の靭性に優れたェクスパンダ ブルチューブラ用油井管の製造方法。
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