WO2017122405A1 - 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管 - Google Patents

油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2017122405A1
WO2017122405A1 PCT/JP2016/081010 JP2016081010W WO2017122405A1 WO 2017122405 A1 WO2017122405 A1 WO 2017122405A1 JP 2016081010 W JP2016081010 W JP 2016081010W WO 2017122405 A1 WO2017122405 A1 WO 2017122405A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel pipe
stainless steel
less
oil wells
oil well
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/081010
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
裕紀 神谷
大江　太郎
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to EP16885008.9A priority Critical patent/EP3404120B1/en
Priority to CN201680076829.7A priority patent/CN108431246B/zh
Priority to US15/774,608 priority patent/US11066718B2/en
Priority to JP2016567273A priority patent/JP6168245B1/ja
Priority to MX2018005245A priority patent/MX2018005245A/es
Publication of WO2017122405A1 publication Critical patent/WO2017122405A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a stainless steel pipe for oil wells and a stainless steel pipe for oil wells.
  • Stainless steel pipe for oil well includes a stainless steel pipe for oil well and a stainless steel pipe for gas well.
  • the oil well stainless steel pipe is used in a high temperature environment containing carbon dioxide gas or hydrogen sulfide gas.
  • a stainless steel pipe for an oil well a stainless steel pipe for an oil well made of 13% Cr steel having excellent carbon dioxide corrosion resistance has been used.
  • JP 2010-209402 A describes that a toughness with an absorption energy of 20 J or more in a Charpy impact test at ⁇ 40 ° C. can be obtained by refining crystal grains.
  • the pipe body whose Ms point is less than 200 ° C. is determined beforehand, and after quenching, the pipe body whose determination result is correct is the tube axis orthogonal section.
  • the tube is left in a separate room temperature environment until the temperature difference between the highest temperature and the lowest temperature is less than 2.0 ° C, and then subjected to tempering treatment. It is described that it is subjected to processing.
  • This document describes that the average value of the Charpy impact value at ⁇ 10 ° C. of the obtained steel pipe was 87.7 J and the standard deviation was 3.8 J.
  • An object of the present invention is to obtain a stainless steel pipe for oil wells having excellent toughness and a production method for stably obtaining a stainless steel pipe for oil wells having excellent toughness.
  • the method for producing an oil well stainless steel pipe has a chemical composition of mass%, C: 0.05% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.01 to 1.0%. P: 0.05% or less, S: less than 0.002%, Al: 0.001 to 0.1%, Cr: 16.0 to 18.0%, Ni: 3.0 to 5.5%, Mo: 1.8 to 3.0%, Cu: 1.0 to 3.5%, N: 0.05% or less, O: 0.05% or less, Ti: 0 to 0.3%, Nb: 0 -0.3%, V: 0-0.3%, W: 0-2.0%, Ca: 0-0.01%, B: 0-0.01%, balance: Fe and elemental impurities
  • a step of preparing the tube a first step of holding the raw tube at a temperature of 420 to 460 ° C. for a holding time of 60 to 180 minutes, and after the first step, the raw tube is heated at a temperature of 550 to 600 ° C. When holding for up to 300 minutes And a
  • the oil well stainless steel pipe according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.05% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.01 to 1.0%, P: 0.05% or less, S: less than 0.002%, Al: 0.001 to 0.1%, Cr: 16.0 to 18.0%, Ni: 3.0 to 5.5%, Mo: 1 0.8-3.0%, Cu: 1.0-3.5%, N: 0.05% or less, O: 0.05% or less, Ti: 0-0.3%, Nb: 0-0.
  • FIG. 1 is a diagram showing a heat pattern of heat treatment in a method for producing a stainless steel pipe for oil well according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the holding time of the second step, the retained austenite ratio, and the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 60 ° C.
  • the present inventors examined a method for stabilizing the toughness of a 17% Cr steel pipe. As a result, the following knowledge was obtained.
  • the metal structure of the 17% Cr steel pipe is a martensite-ferrite two-phase structure as described above, but is actually a structure containing a residual austenite phase.
  • the residual austenite phase reduces the yield strength of the steel.
  • a small amount of retained austenite phase contributes to improvement of the toughness of steel.
  • the volume ratio of the retained austenite phase hereinafter referred to as the retained austenite ratio
  • the toughness of the steel also varies.
  • the stability of toughness can be improved by reducing the variation in the retained austenite ratio in the tube thickness direction.
  • the average value of the retained austenite ratio on the inner surface, the retained austenite ratio in the central portion of the wall thickness, and the retained austenite ratio on the outer surface is 15% or less and the standard deviation is 1.0 or less, it is stable. Excellent toughness is obtained.
  • the present inventors further examined the tempering process in the manufacturing process of 17% Cr steel pipe. As a result, in order to reduce the variation in the tube thickness direction without excessively increasing the retained austenite ratio, a step of holding for a predetermined time in a relatively low temperature region, and then a predetermined time in a temperature region near 600 ° C. It has been found that it is effective to combine with the step of holding for a period of time.
  • the oil well stainless steel pipe manufactured by this method showed excellent low temperature toughness as compared with conventional oil well stainless steel pipes.
  • the ⁇ ′ phase can be dissolved by heating near 600 ° C. That is, even a stainless steel pipe that has been embrittled at 475 ° C. can be recovered from the embrittled state by heating to near 600 ° C. Furthermore, it is considered that the variation in the remaining austenite ratio is reduced through tempering by heating in two stages from the low temperature range to the high temperature range.
  • the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment has a chemical composition described below.
  • “%” of the element content means mass%.
  • Carbon (C) contributes to improvement in strength, but produces Cr carbide during tempering. Cr carbide reduces the corrosion resistance of steel against high-temperature carbon dioxide. Therefore, it is preferable that the C content is small.
  • the C content is 0.05% or less.
  • the C content is preferably less than 0.05%, more preferably 0.03% or less, and further preferably 0.01% or less.
  • Si 1.0% or less Silicon (Si) deoxidizes steel. However, when there is too much Si content, the hot workability of steel will fall. Furthermore, the amount of ferrite produced increases and the yield strength decreases. Therefore, the Si content is 1.0% or less. Si content becomes like this. Preferably it is 0.8% or less, More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.4% or less. If the Si content is 0.05% or more, Si acts particularly effectively as a deoxidizer. However, even if the Si content is less than 0.05%, Si deoxidizes the steel to some extent.
  • Mn 0.01 to 1.0%
  • Manganese (Mn) deoxidizes and desulfurizes steel and improves hot workability.
  • SCC resistance toughness and resistance to stress corrosion cracking
  • Mn is an austenite forming element. Therefore, when steel contains Ni and Cu which are austenite forming elements, if the Mn content is too large, the retained austenite ratio increases and the yield strength decreases. Therefore, the Mn content is 0.01 to 1.0%.
  • the Mn content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.07% or more.
  • the Mn content is preferably 0.5% or less, more preferably 0.2% or less, and further preferably 0.14% or less.
  • P 0.05% or less Phosphorus (P) is an impurity.
  • P reduces the sulfide stress cracking resistance (hereinafter referred to as SSC resistance) of steel and the SCC resistance in a high-temperature chloride aqueous solution environment. Therefore, it is preferable that the P content is as small as possible.
  • the P content is 0.05% or less.
  • the P content is preferably less than 0.05%, more preferably 0.025% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • S Less than 0.002% Sulfur (S) is an impurity. S reduces the hot workability of steel.
  • the metal structure of the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment may be a two-phase structure including a ferrite phase and an austenite phase during hot working. S decreases the hot workability of such a two-phase structure.
  • S combines with Mn and forms inclusions. The formed inclusions become the starting point of pitting corrosion and SCC, and reduce the corrosion resistance of the steel. Therefore, it is preferable that the S content is as small as possible.
  • the S content is less than 0.002%. S content becomes like this. Preferably it is 0.0015% or less, More preferably, it is 0.001% or less.
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. However, if the Al content is too high, the amount of ferrite in the steel increases and the strength of the steel decreases. Further, a large amount of alumina inclusions are produced in the steel, and the toughness of the steel is reduced. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.1%. From the viewpoint of the lower limit, the Al content is preferably higher than 0.001%, and more preferably 0.01% or more. In view of the upper limit, the Al content is preferably less than 0.1%, and more preferably 0.06% or less. In this specification, Al content means content of acid-soluble Al (sol.Al).
  • Chromium (Cr) improves SCC resistance in a high-temperature chloride aqueous solution environment.
  • Cr is a ferrite-forming element, if the Cr content is too large, the amount of ferrite in the steel increases excessively and the yield strength of the steel decreases. Therefore, the Cr content is 16.0 to 18.0%. From the viewpoint of the lower limit, the Cr content is preferably higher than 16.0%, more preferably 16.3%, and further preferably 16.5%. From the viewpoint of the upper limit, the Cr content is preferably less than 18.0%, more preferably 17.8%, and even more preferably 17.5%.
  • Ni 3.0 to 5.5% Since nickel (Ni) is an austenite forming element, it stabilizes austenite at high temperatures and increases the amount of martensite at room temperature. Therefore, Ni increases the strength of steel. Ni further enhances the corrosion resistance in the high temperature chloride aqueous solution environment. However, if the Ni content is too large, the retained austenite ratio tends to increase, and it becomes difficult to stably obtain high strength, especially during industrial production. Therefore, the Ni content is 3.0 to 5.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Ni content is preferably higher than 3.0%, more preferably 3.5% or more, further preferably 4.0% or more, and further preferably 4.2% or more. It is. From the viewpoint of the upper limit, the Ni content is preferably less than 5.5%, more preferably 5.2% or less, and even more preferably 4.9% or less.
  • Mo 1.8-3.0% Molybdenum (Mo) improves SSC resistance. Furthermore, Mo increases the SCC resistance of steel in the presence of Cr. However, since Mo is a ferrite forming element, if the Mo content is too large, the amount of ferrite in the steel increases and the strength of the steel decreases. Therefore, the Mo content is 1.8 to 3.0%. From the viewpoint of the lower limit, the Mo content is preferably higher than 1.8%, more preferably 2.0% or more, and further preferably 2.1% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Mo content is preferably less than 3.0%, more preferably 2.7% or less, and even more preferably 2.6% or less.
  • Cu 1.0 to 3.5% Copper (Cu) strengthens the ferrite phase by aging precipitation and increases the strength of the steel. Cu further reduces the elution rate of the steel in a high temperature aqueous chloride solution environment and increases the corrosion resistance of the steel. However, when there is too much Cu content, the hot workability and toughness of steel will fall. Therefore, the Cu content is 1.0 to 3.5%. From the viewpoint of the lower limit, the Cu content is preferably higher than 1.0%, more preferably 1.5% or more, and further preferably 2.2% or more. From the viewpoint of the upper limit, the Cu content is preferably less than 3.5%, more preferably 3.2% or less, and even more preferably 3.0% or less.
  • N 0.05% or less Nitrogen (N) increases the strength of steel. N further stabilizes austenite and enhances pitting corrosion resistance. If N is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the N content is too high, a large amount of nitride is produced in the steel, and the toughness of the steel is reduced. Furthermore, austenite tends to remain and the strength of the steel tends to decrease. Therefore, the N content is 0.05% or less.
  • the N content is preferably 0.002% or more, more preferably 0.005% or more, from the viewpoint of the lower limit. In view of the upper limit, the N content is 0.03% or less, more preferably 0.02% or less, and further preferably 0.015% or less.
  • Oxygen (O) is an impurity. O reduces the toughness and corrosion resistance of steel. Therefore, it is preferable that the O content is small.
  • the O content is 0.05% or less.
  • the O content is preferably less than 0.05%, more preferably 0.01% or less, and further preferably 0.005% or less.
  • the remainder of the chemical composition of the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment is Fe and impurities.
  • An impurity here means the element mixed from the ore and scrap utilized as a raw material of steel, or the element mixed from the environment of a manufacturing process.
  • the chemical composition of the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment further contains one or more elements selected from the group consisting of Ti, Nb, V, W, Ca, and B instead of a part of Fe. May be.
  • Ti, Nb, V, W, Ca, and B are all selective elements. That is, the chemical composition of the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment may not contain part or all of Ti, Nb, V, W, Ca, and B.
  • Ti 0 to 0.3%
  • Nb 0 to 0.3%
  • V 0 to 0.3%
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) all form carbides to increase the strength and toughness of the steel.
  • These elements further suppress the formation of Cr carbide by fixing C. Therefore, the pitting corrosion resistance and SCC resistance of steel are improved. If these elements are contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, if the content of these elements is too large, the carbides become coarse, so that the toughness and corrosion resistance of the steel decrease. Therefore, the Ti content, the Nb content, and the V content are all 0 to 0.3%.
  • the Ti content, Nb content, and V content are all preferably 0.005% or more from the viewpoint of the lower limit. In this case, the above effect can be obtained remarkably.
  • the Ti content, Nb content, and V content are all preferably less than 0.3% from the viewpoint of the upper limit.
  • W 0-2.0% Tungsten (W) improves the SCC resistance in a high temperature environment. If W is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. On the other hand, if the element content is too large, the effect is saturated. Therefore, the W content is 0 to 2.0%.
  • the W content is preferably 0.01% or more from the viewpoint of the lower limit. In this case, the above effect can be obtained remarkably.
  • Ca 0 to 0.01%
  • B 0 to 0.01%
  • Both calcium (Ca) and boron (B) suppress the generation of scratches and defects during hot working. If these elements are contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. However, when there is too much Ca content, the inclusion in steel will increase and the toughness and corrosion resistance of steel will fall. On the other hand, if the B content is too high, Cr carboboride precipitates at the grain boundaries and the toughness of the steel decreases. Therefore, both the Ca content and the B content are 0 to 0.01%. Both the Ca content and the B content are preferably 0.0002% or more from the viewpoint of the lower limit. In this case, the above effect can be obtained remarkably.
  • the Ca content and B content are both preferably less than 0.01% and more preferably 0.005% or less from the viewpoint of the upper limit.
  • the average value of the retained austenite ratio of the inner surface of the steel pipe, the retained austenite ratio of the central portion of the steel pipe, and the retained austenite ratio of the outer surface of the steel pipe is 15% or less, and the standard deviation is 1.0 or less.
  • a small amount of retained austenite phase significantly improves the toughness of the steel. However, if the retained austenite ratio is too high, the yield strength of the steel is significantly reduced.
  • the retained austenite ratio of a steel pipe is generally evaluated by a test piece taken from around the thickness center of the steel pipe.
  • the retained austenite ratio may form a distribution in the thickness direction of the steel pipe.
  • the surface (the inner surface and the outer surface) of the steel pipe is easily cooled and is likely to undergo martensitic transformation.
  • the thickness center part of the steel pipe is difficult to be cooled, and the retained austenite ratio tends to be high.
  • the amount of retained austenite is defined as the average value of the retained austenite ratio of the inner surface of the steel pipe, the retained austenite ratio of the central portion of the steel pipe, and the retained austenite ratio of the outer surface of the steel pipe (hereinafter, the average value of the retained austenite ratio). And standard deviation (hereinafter referred to as standard deviation of the retained austenite ratio).
  • the average value of the retained austenite ratio is 15% or less.
  • the average value of the retained austenite ratio is preferably 10% or less, and more preferably 8% or less.
  • a higher retained austenite ratio is preferable.
  • the average value of the retained austenite ratio is preferably 1.5% or more, and more preferably 2.5% or more.
  • the standard deviation of the retained austenite ratio exceeds 1.0, the toughness becomes unstable. Therefore, the standard deviation of the retained austenite ratio is 1.0 or less.
  • the standard deviation of the retained austenite ratio is preferably 0.9 or less.
  • the average value of the retained austenite ratio and the standard deviation of the retained austenite ratio are obtained as follows.
  • Specimens are collected from the inner surface, center of thickness, and outer surface of the stainless steel pipe for oil wells.
  • the size of each test piece is 15 mm in the circumferential direction ⁇ 15 mm in the tube axis direction ⁇ 2 mm in the thickness direction.
  • a residual austenite rate is calculated
  • the integrated strength of each of the (200) plane and (211) plane of the ferrite phase and the (200) plane, (220) plane and (311) plane of the retained austenite phase is measured.
  • the volume ratio V ⁇ is calculated using the following equation (A).
  • the average value of the six sets of volume ratios V ⁇ is defined as the retained austenite ratio of each test piece.
  • V ⁇ 100 / (1+ (I ⁇ ⁇ R ⁇ ) / (I ⁇ ⁇ R ⁇ )) (A)
  • I ⁇ is the ⁇ -phase integral intensity
  • R ⁇ is the ⁇ -phase crystallographic theoretical calculation value
  • I ⁇ is the ⁇ -phase integral intensity value
  • R ⁇ is the ⁇ -phase crystallographic theoretical calculation value
  • V ⁇ AVE (V ⁇ I + V ⁇ M + V ⁇ O ) / 3 (B)
  • V ⁇ I is the residual austenite ratio of the test piece collected from the inner surface
  • V ⁇ M is the residual austenite ratio of the test piece taken from the center of the thickness
  • V ⁇ O is the test piece taken from the outer surface. It is a residual austenite rate.
  • the standard deviation ⁇ ( ⁇ ) of the retained austenite ratio is calculated using the following formula (C).
  • the standard deviation is the sample standard deviation.
  • ⁇ ( ⁇ ) (((V ⁇ I ⁇ V ⁇ AVE ) 2 + (V ⁇ M ⁇ V ⁇ AVE ) 2 + (V ⁇ O ⁇ V ⁇ AVE ) 2 ) / 2) 1/2 (C)
  • the metallographic structure of the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment may include a ferrite phase.
  • the ferrite phase improves the SCC resistance of the steel. However, if the volume fraction of the ferrite phase is excessive, the required yield strength cannot be ensured.
  • a preferable volume fraction of the ferrite phase is 10% or more and less than 60%. From the viewpoint of the lower limit, the volume fraction of the ferrite phase is more preferably higher than 10%, further preferably 12% or more, and more preferably 14% or more. From the viewpoint of the upper limit, the volume fraction of the ferrite phase is more preferably 48% or less, further preferably 45% or less, and further preferably 40% or less.
  • the volume ratio of the ferrite phase is obtained by the following method. Take a specimen from around the wall thickness of the tube. Polish the surface perpendicular to the tube axis direction. The polished surface is etched using a mixed solution of aqua regia and glycerin. Using an optical microscope (observation magnification: 100 times), the area ratio of the ferrite phase on the etched surface is measured by a point calculation method based on ASTM E562-11. The measured area ratio is defined as the volume ratio of the ferrite phase.
  • the remainder of the metal structure of the oil well stainless steel pipe according to the present embodiment is mainly a martensite phase.
  • “Martensite phase” includes tempered martensite phase. If the volume ratio of the martensite phase is too low, the required yield strength cannot be ensured.
  • the volume ratio of the martensite phase is preferably 40% or more, more preferably 48% or more, and further preferably 52% or more.
  • the volume ratio of the martensite phase can be determined by subtracting the volume ratio of the ferrite phase and the volume ratio of the retained austenite phase from 100%.
  • the metal structure of the stainless steel pipe for oil well contains precipitates and / or inclusions such as carbide, nitride, boride, Cu phase in addition to the retained austenite phase, ferrite phase, and martensite phase. Also good.
  • a tube having the above-described chemical composition is prepared.
  • a method of manufacturing a seamless steel pipe as a raw pipe from the material having the above-described chemical composition will be described.
  • the material is, for example, a slab manufactured by a continuous casting method (including round CC).
  • the raw material may be a steel slab manufactured by hot working an ingot manufactured by the ingot-making method, or a steel slab manufactured from a slab.
  • the material is charged into a heating furnace or soaking furnace and heated. Subsequently, the raw material is hot-worked to produce a raw tube.
  • the Mannesmann method is performed as hot working. Specifically, the material is pierced and rolled with a piercing machine to form a raw pipe. Subsequently, the base tube is further rolled by a mandrel mill or a sizing mill. Hot extrusion may be performed as hot working, or hot forging may be performed.
  • the material area reduction rate is 50% or more when the material temperature is 850 to 1250 ° C.
  • the ferrite phase contains Cr and the like more easily than martensite, it effectively contributes to preventing the progress of SCC at high temperatures. If the ferrite phase extends long in the rolling direction, even if SCC occurs on the surface at a high temperature, the probability of reaching the ferrite phase in the process of crack growth increases. Therefore, the SCC resistance at high temperature is improved.
  • the cooling method may be air cooling or water cooling.
  • martensitic transformation occurs if it is cooled below the Ms point even by air cooling.
  • FIG. 1 is a view showing a heat pattern of heat treatment in the method for producing a stainless steel pipe for oil well according to the present embodiment.
  • quenching step S1
  • tempering step S2
  • Quenching is performed to reheat and cool the raw tube to a temperature of Ac 3 point or higher (step S1).
  • the heating temperature is preferably (Ac 3 point + 50 °C) ⁇ 1100 °C.
  • the holding time at the heating temperature is, for example, 30 minutes.
  • the cooling after heating is preferably water cooling such as dipping or spraying. In order to stably secure a high yield strength, it is preferable to cool the raw tube until the surface temperature of the raw tube becomes 60 ° C. or lower.
  • the cooling stop temperature is more preferably 45 ° C. or less, and further preferably 30 ° C. or less.
  • Quenching (step S1) is an optional process. As described above, in the range of the chemical composition of the present embodiment, martensitic transformation occurs by cooling after hot working. Therefore, tempering (step S2) may be performed after hot working without performing quenching (step S1). If quenching (step S1) is performed, higher yield strength can be obtained.
  • the raw tube is tempered (step S2).
  • the second process (step S2-2) held for a time is sequentially performed.
  • the holding temperature in the first step is 420 to 460 ° C. If the holding temperature is lower than 420 ° C., the effect of homogenizing the metal structure cannot be obtained sufficiently. When the holding temperature is higher than 460 ° C., the retained austenite rate gradually increases, and thus it cannot be held for a long time. From the viewpoint of the lower limit, the holding temperature in the first step is preferably 430 ° C. or higher. The holding temperature in the first step is preferably 455 ° C. or less from the viewpoint of the upper limit.
  • the holding time of the first step is 60 to 180 minutes. If the holding time is shorter than 60 minutes, the effect of homogenizing the metal structure cannot be obtained sufficiently. Even if the holding time is longer than 180 minutes, the effect is saturated, which is disadvantageous for productivity. From the viewpoint of the lower limit, the holding time of the first step is preferably 100 minutes or more, more preferably 110 minutes or more. The holding time of the first step is preferably 130 minutes or less, more preferably 125 minutes or less from the viewpoint of the upper limit.
  • the holding temperature in the second step is 550 to 600 ° C.
  • the holding temperature in the second step is preferably 555 ° C. or higher from the viewpoint of the lower limit.
  • the holding temperature in the second step is preferably 580 ° C. or lower from the viewpoint of the upper limit.
  • the holding time of the second step is 5 to 300 minutes. If the holding time is shorter than 5 minutes, a sufficient recovery effect from embrittlement at 475 ° C. cannot be obtained. Even if the holding time is longer than 300 minutes, the effect is saturated, which is disadvantageous for productivity. From the viewpoint of the lower limit, the holding time of the second step is preferably 10 minutes or more, more preferably 60 minutes or more, and further preferably 120 minutes or more. From the viewpoint of the upper limit, the holding time of the second step is preferably 240 minutes or less.
  • the stainless steel pipe for oil well preferably has a yield strength of 125 ksi (861 MPa) or more.
  • the average value of the absorbed energy in the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. is preferably 150 J or more and the standard deviation is 15 J or less.
  • the average value of absorbed energy in the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. is more preferably 200 J or more.
  • the standard deviation of the absorbed energy in the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. is more preferably 10 J or less.
  • the average value of the absorbed energy in the Charpy impact test at ⁇ 60 ° C. is preferably 50 J or more.
  • the oil well stainless steel pipe and the manufacturing method thereof according to the present embodiment are particularly suitable for a steel pipe (element pipe) having a wall thickness of 18 mm or more.
  • a steel pipe element pipe
  • the wall thickness is thin, it is easy to obtain a uniform structure in the wall thickness direction and the performance is likely to be stable.
  • the wall thickness of the steel pipe is 18 mm or more, Stable and good performance can be obtained.
  • Example 1 Steels having the chemical compositions A to E shown in Table 1 were melted and slabs were produced by continuous casting. In Table 1, “-” indicates that the content of the element is at the impurity level.
  • Each billet was rolled with a block mill to produce a billet.
  • a raw tube having an outer diameter of 193.7 mm and a wall thickness of 19.05 mm was manufactured from each billet by hot working. After hot rolling, the raw tube was air-cooled to room temperature.
  • Each tube was heat-treated under the conditions shown in Table 2, and the test No. 1 to 13 stainless steel pipes for oil wells were produced. Test No. For the oil well stainless steel pipes 11 to 13, the first tempering step was not performed. The quenching cooling was water cooling, and the cooling after the second tempering step was air cooling.
  • a round bar test piece ( ⁇ 12.7 mm ⁇ GL 50.8 mm) compliant with API regulations was collected from each oil well stainless steel pipe.
  • the tensile direction of the round bar test piece was the tube axis direction.
  • a tensile test was performed at room temperature (25 ° C.) in accordance with API regulations to determine the yield strength.
  • the average value of the retained austenite ratio and the standard deviation of the retained austenite ratio were determined based on the method described in the embodiment.
  • both the steel pipes had martensite as the main phase (more than half of the observation field), in addition to ferrite and It was a structure composed of residual austenite phase.
  • Table 3 shows the yield strength, the average value of the retained austenite ratio, and the standard deviation of the retained austenite ratio of each stainless steel pipe for oil wells.
  • test no In the stainless steel pipes for oil wells 1 to 10, the average value of the retained austenite ratio was 15% or less, and the standard deviation was 1.0 or less. These steel pipes further exhibited a yield strength of 125 ksi (862 MPa) or more.
  • test no In the stainless steel pipes for oil wells 11 to 13, the average value of the retained austenite ratio was 15% or less, but the standard deviation was larger than 1.0. This is probably because the first tempering step was not performed on these steel pipes.
  • a full-size test piece (L direction) conforming to ASTM E23 was collected from each oil well stainless steel pipe.
  • a Charpy impact test was performed at ⁇ 10 ° C. and ⁇ 60 ° C. using the collected test pieces.
  • the Charpy impact test was performed with three test pieces for each oil well stainless steel pipe and each test temperature, and the average value and the standard deviation were obtained.
  • the standard deviation is the sample standard deviation.
  • Table 4 shows the results of the Charpy impact test.
  • the column “E ⁇ 10 ” in Table 4 shows the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C.
  • the column “E ⁇ 60 ” shows the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 60 ° C. “-” Indicates that the test is not performed.
  • test no In the stainless steel pipes for oil wells 1 to 10, the average value of the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. was 150 J or more, and the standard deviation was 15 J or less.
  • test no For the 11 stainless steel pipes for oil wells, the average value of the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. was less than 150 J, and the standard deviation was larger than 15 J. Test No. In the stainless steel pipes for oil wells 12 and 13, the average value of the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. was 150 J or more, but the standard deviation was larger than 15 J. This is probably because the first tempering step was not performed on these steel pipes.
  • Test No. 2 in which the holding time of the second step was 60 minutes or more.
  • the stainless steel pipes for oil wells 3-5 and 8-10 had an average value of Charpy impact test at ⁇ 60 ° C. of 50 J or more.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the holding time of the second step, the retained austenite ratio, and the absorbed energy of the Charpy impact test at ⁇ 60 ° C.
  • FIG. Made from 1-5 stainless steel wells for oil wells. For the retained austenite ratio, the value at the center of the wall thickness was used.
  • the retained austenite ratio can be controlled by adjusting the holding time of the second step. It was also found that excellent low temperature toughness can be obtained by uniformly dispersing the fine residual austenite phase.
  • the billet was manufactured by rolling this slab with a block mill.
  • a raw tube having an outer diameter of 285.75 mm and a wall thickness of 33.65 mm was manufactured from each billet by hot working. After hot rolling, the raw tube was air-cooled to room temperature.
  • test No. 101-113 oil well stainless steel tubes were produced.
  • Test No. in the oil well stainless steel pipe 101 the second tempering step was not performed.
  • Test No. in the 109 oil well stainless steel pipe the first tempering step was not performed.
  • the quenching cooling was water cooling, and the cooling after the second tempering step was air cooling.
  • Example 1 For each oil well stainless steel pipe, the same tensile test as in Example 1 was performed to determine the yield strength and the tensile strength. Moreover, the same Charpy impact test as Example 1 was implemented about each stainless steel pipe for oil wells.
  • Table 7 shows the yield strength, tensile strength, and Charpy impact test results of each oil well stainless steel pipe.
  • test no. The oil well stainless steel pipes 102 to 108 exhibited a yield strength of 125 ksi (862 MPa) or more, the average value of the Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. was 150 J or more, and the standard deviation was 15 J or less.
  • Test No. 2 in which the holding time of the second step was 60 minutes or more.
  • the stainless steel pipes for oil wells 105 to 108 had an average value of a Charpy impact test at ⁇ 60 ° C. of 50 J or more.
  • the oil well stainless steel pipe No. 101 had an average value of Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. of less than 150 J. This is probably because the second step of tempering was not performed.
  • Test No. 109 oil well stainless steel pipe had a yield strength of less than 125 ksi. This is probably because the first step of tempering was not performed.
  • Test No. The 112 stainless steel pipes for oil wells had an average value of Charpy impact test at ⁇ 10 ° C. of less than 150 J, and the standard deviation was larger than 15 J. This is probably because the holding temperature in the second step of tempering was too low.
  • Test No. The stainless steel pipe for oil well No. 113 had a yield strength of less than 125 ksi. This is probably because the holding temperature in the second step of tempering was too high.

Abstract

靱性の優れた油井用ステンレス鋼管が安定して得られる製造方法を提供する。油井用ステンレス鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％未満、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：１６．０～１８．０％、Ｎｉ：３．０～５．５％、Ｍｏ：１．８～３．０％、Ｃｕ：１．０～３．５％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｔｉ：０～０．３％、Ｎｂ：０～０．３％、Ｖ：０～０．３％、Ｗ：０～２．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｂ：０～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、素管を４２０～４６０℃の温度で６０～１８０分の保持時間の間保持する第１工程と、第１工程の後、素管を５５０～６００℃の温度で５～３００分の保持時間の間保持する第２工程とを備える。

Description

油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管
　本発明は、油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管に関する。
　本明細書では、油井とガス井とをまとめて「油井」と称する。「油井用ステンレス鋼管」は、油井用ステンレス鋼管及びガス井用ステンレス鋼管を含む。
　油井用ステンレス鋼管は、炭酸ガスや硫化水素ガスを含有する高温の環境で用いられる。従来、油井用ステンレス鋼管として、耐炭酸ガス腐食性に優れる１３％Ｃｒ鋼の油井用ステンレス鋼管が用いられている。
　近年、油井の深井戸化に伴い、１３％Ｃｒ鋼よりも優れた強度及び耐食性を持つ油井用ステンレス鋼管が求められている。また、寒冷地での使用にも耐え得るように、１３％Ｃｒ鋼よりも優れた靱性を持つ油井用ステンレス鋼管が求められている。
　このような要求にこたえる油井用ステンレス鋼管として、マルテンサイト－フェライト二相鋼の油井用ステンレス鋼管が開発されている。特許第５３４８３５４号公報、特開２０１４－４３５９５号公報、及び特開２０１０－２０９４０２号公報には、Ｃｒを１７％程度含む油井用ステンレス鋼管（以下、単に「１７％Ｃｒ鋼管」と称することがある。）が開示されている。
　前掲の特開２０１０－２０９４０２号公報には、結晶粒を微細化させることで、－４０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが２０Ｊ以上の靱性が得られると記載されている。
　一方、１７％Ｃｒ鋼管は、鋼管の肉厚や金属組織に起因して、靱性が不安定になることが知られている。
　国際公開第２０１４／０９１７５６号、及び特開２０１４－１４８６９９号公報には、焼戻し前の金属組織のばらつきによって品質が不安定になることが記載されている。
　前掲の国際公開第２０１４／０９１７５６号には、焼入れ加熱炉、焼入れ設備、及び焼戻し加熱炉を配置する継目無鋼管のオンライン熱処理設備例において、焼入れ設備と焼戻し加熱炉との間に被熱処理鋼管を２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備を配置することが記載されている。
　前掲の特開２０１４－１４８６９９号公報には、あらかじめ管体のＭｓ点が２００℃未満の鋼種であることの当否を判別し、焼入れ後、判定結果が当である管体はその管軸直交断面内の最高温部と最低温部の温度差が２．０℃未満になるまで別途室温環境下で留置した後焼戻し処理に供し、一方、判別結果が否である管体は留置をせず焼戻し処理に供することが記載されている。同文献には、これによって得られた鋼管の－１０℃におけるシャルピー衝撃値の平均値が８７．７Ｊで、標準偏差が３．８Ｊであったことが記載されている。
　国際公開第２０１４／０９１７５６号公報に記載された方法を実施するためには、高い冷却能力を持つ新規設備を導入する必要がある。特開２０１４－１４８６９９号公報の方法は、製造途中の管体の管軸方向の温度を均一にしたり、Ｍｓ点が２００℃未満であるかを判定したりする必要がある等、工程増による生産面での課題がある。
　本発明の目的は、靱性の優れた油井用ステンレス鋼管が安定して得られる製造方法、及び靱性の安定性に優れた油井用ステンレス鋼管を得ることである。
　本発明の一実施形態による油井用ステンレス鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％未満、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：１６．０～１８．０％、Ｎｉ：３．０～５．５％、Ｍｏ：１．８～３．０％、Ｃｕ：１．０～３．５％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｔｉ：０～０．３％、Ｎｂ：０～０．３％、Ｖ：０～０．３％、Ｗ：０～２．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｂ：０～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、素管を４２０～４６０℃の温度で６０～１８０分の保持時間の間保持する第１工程と、第１工程の後、素管を５５０～６００℃の温度で５～３００分の保持時間の間保持する第２工程とを備える。
　本発明の一実施形態による油井用ステンレス鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％未満、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：１６．０～１８．０％、Ｎｉ：３．０～５．５％、Ｍｏ：１．８～３．０％、Ｃｕ：１．０～３．５％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｔｉ：０～０．３％、Ｎｂ：０～０．３％、Ｖ：０～０．３％、Ｗ：０～２．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｂ：０～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、鋼管の内面の残留オーステナイト相の体積率、鋼管の肉厚中央部の残留オーステナイト相の体積率、及び鋼管の外面の残留オーステナイト相の体積率の平均値が１５％以下であり、標準偏差が１．０以下である。
　本発明によれば、靱性の優れた油井用ステンレス鋼管が安定して得られる製造方法、及び靱性の安定性に優れた油井用ステンレス鋼管が得られる。
図１は、本発明の一実施形態による油井用ステンレス鋼管の製造方法における、熱処理のヒートパターンを示す図である。 図２は、第２工程の保持時間、残留オーステナイト率、及び－６０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの関係を示すグラフである。
　本発明者らは、１７％Ｃｒ鋼管の靱性を安定化させる方法を検討した。その結果、下記の知見を得た。
　１７％Ｃｒ鋼管の金属組織は、前述したようにマルテンサイト－フェライト二相組織であるが、実際には、さらに残留オーステナイト相を含む組織である。残留オーステナイト相は、鋼の降伏強度を低下させる。一方、少量の残留オーステナイト相は、鋼の靱性の向上に寄与する。残留オーステナイト相の体積率（以下、残留オーステナイト率と呼ぶ。）が変動すると、鋼の靱性も変動する。管体肉厚方向における残留オーステナイト率のばらつきを低減することによって、靱性の安定性を向上させることができる。
　より具体的には、内面の残留オーステナイト率、肉厚中央部の残留オーステナイト率、外面の残留オーステナイト率の平均値が１５％以下であり、標準偏差が１．０以下であれば、安定して優れた靱性が得られる。
　本発明者らはさらに、１７％Ｃｒ鋼管の製造工程における、焼戻し工程に着目して検討した。その結果、残留オーステナイト率を過度に増加させずに管体肉厚方向のばらつきを低減するためには、比較的低い温度領域で所定の時間保持する工程と、その後６００℃近くの温度領域で所定の時間保持する工程とを組み合わせることが有効であることが分かった。
　より具体的には、４２０～４６０℃の温度で６０～１８０分の保持時間の間保持する第１工程と、５５０～６００℃の温度で５～３００分の保持時間の間保持する第２工程とを、順次実施することが有効であることが分かった。また、この方法によれば、第２工程の時間を調整することによって、残留オーステナイト率を調整できることが分かった。
　この方法で製造された油井用ステンレス鋼管は、従来の油井用ステンレス鋼管と比較して、優れた低温靱性を示した。
　ここで、単に焼戻しの保持時間を長くすることで、管体肉厚方向の残留オーステナイト率のばらつきを低減できるとも考えられた。しかし、高温で長時間焼戻しを実施すると、Ａｃ１点未満の温度領域であっても、鋼管の残留オーステナイト率が増加し、必要な降伏強度が確保できなくなる場合があると考えられる。
　一方、４００～５００℃の温度領域に保持すると、４７５℃脆化と呼ばれる高Ｃｒ鋼特有の脆化が生じる。４７５℃脆化は、金属組織が、Ｃｒ濃度の低いα相と、Ｃｒ濃度の高いα’相との２相に分離することによって起こる。したがって、低温域だけで長時間焼戻しを実施しても優れた靱性を備える１７％Ｃｒ鋼管は得られない。
　α’相は、６００℃近くに加熱することによって固溶させることができる。すなわち、４７５℃脆化が生じたステンレス鋼管であっても、６００℃近くに加熱することによって、脆化状態から回復させることができる。さらに、このような低温域～高温域の２段階での加熱による焼戻しを通じて、残量オーステナイト率のばらつきが減少すると考えられる。
　以下、図面を参照して、本発明の一実施形態による油井用ステンレス鋼管を詳述する。
　［化学組成］
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０５％以下
　炭素（Ｃ）は、強度の向上に寄与するものの、焼戻し時にＣｒ炭化物を生成する。Ｃｒ炭化物は、高温の炭酸ガスに対する鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｃ含有量は少ない方が好ましい。Ｃ含有量は０．０５％以下である。Ｃ含有量は、好ましくは０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。
　Ｓｉ：１．０％以下
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。しかし、Ｓｉ含有量が多すぎると、鋼の熱間加工性が低下する。さらに、フェライト生成量が増加し、降伏強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．４％以下である。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、Ｓｉは脱酸剤として特に有効に作用する。しかし、Ｓｉ含有量が０．０５％未満であっても、Ｓｉは、鋼をある程度脱酸する。
　Ｍｎ：０．０１～１．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸及び脱硫し、熱間加工性を向上させる。しかし、Ｍｎ含有量が多すぎると、鋼中に偏析が生じやすくなり、靭性及び高温塩化物水溶液中での耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性と呼ぶ。）が低下する。さらに、Ｍｎはオーステナイト形成元素である。そのため、鋼がオーステナイト形成元素であるＮｉ及びＣｕを含有する場合、Ｍｎ含有量が多すぎれば、残留オーステナイト率が増加し、降伏強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～１．０％である。Ｍｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０５％以上であり、さらに好ましくは０．０７％以上である。Ｍｎ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．５％以下であり、さらに好ましくは０．２％以下であり、さらに好ましくは０．１４％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の耐硫化物応力割れ性（以下、耐ＳＳＣ性と呼ぶ。）及び高温塩化物水溶液環境中での耐ＳＣＣ性を低下させる。したがって、Ｐ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．００２％未満
　硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下させる。本実施形態による油井用ステンレス鋼管の金属組織は、熱間加工時に、フェライト相とオーステナイト相とを含む２相組織になる場合がある。Ｓは、このような２相組織の熱間加工性を低下させる。さらに、ＳはＭｎ等と結合し介在物を形成する。形成された介在物は孔食やＳＣＣの起点となり、鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｓ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｓ含有量は０．００２％未満である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１５％以下であり、さらに好ましくは０．００１％以下である。
　Ａｌ：０．００１～０．１％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。しかし、Ａｌ含有量が多すぎれば、鋼中のフェライト量が増加して鋼の強度が低下する。さらに、アルミナ系介在物が鋼中に多量に生成され、鋼の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１％である。Ａｌ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００１％よりも高く、さらに好ましくは０．０１％以上である。Ａｌ含有量は、上限の観点では、好ましくは０．１％未満であり、さらに好ましくは０．０６％以下である。本明細書において、Ａｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｃｒ：１６．０～１８．０％
　クロム（Ｃｒ）は、高温塩化物水溶液環境における耐ＳＣＣ性を高める。しかし、Ｃｒはフェライト形成元素であるため、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼中のフェライト量が過剰に増え、鋼の降伏強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１６．０～１８．０％である。Ｃｒ含有量は、下限の観点では、好ましくは１６．０％よりも高く、さらに好ましくは１６．３％であり、さらに好ましくは１６．５％である。Ｃｒ含有量は、上限の観点では、好ましくは１８．０％未満であり、さらに好ましくは１７．８％であり、さらに好ましくは１７．５％である。
　Ｎｉ：３．０～５．５％
　ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であるため、高温でのオーステナイトを安定化し、常温でのマルテンサイト量を増加させる。そのため、Ｎｉは鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、高温塩化物水溶液環境における耐食性を高める。しかし、Ｎｉ含有量が多すぎれば、残留オーステナイト率が増加しやすくなり、特に工業生産時において、高強度を安定的に得ることが困難になる。したがって、Ｎｉ含有量は３．０～５．５％である。Ｎｉ含有量は、下限の観点では、好ましくは３．０％よりも高く、さらに好ましくは３．５％以上であり、さらに好ましくは４．０％以上であり、さらに好ましくは４．２％以上である。Ｎｉ含有量は、上限の観点では、好ましくは５．５％未満であり、さらに好ましくは５．２％以下であり、さらに好ましくは４．９％以下である。
　Ｍｏ：１．８～３．０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、耐ＳＳＣ性を向上させる。さらに、ＭｏはＣｒとの共存下において鋼の耐ＳＣＣ性を高める。しかし、Ｍｏはフェライト形成元素であるため、Ｍｏ含有量が多すぎれば、鋼中のフェライト量が増加し、鋼の強度が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．８～３．０％である。Ｍｏ含有量は、下限の観点では、好ましくは１．８％よりも高く、さらに好ましくは２．０％以上であり、さらに好ましくは２．１％以上である。Ｍｏ含有量は、上限の観点では、好ましくは３．０％未満であり、さらに好ましくは２．７％以下であり、さらに好ましくは２．６％以下である。
　Ｃｕ：１．０～３．５％
　銅（Ｃｕ）は、時効析出によりフェライト相を強化し、鋼の強度を高める。Ｃｕはさらに、高温塩化物水溶液環境における鋼の溶出速度を低下し、鋼の耐食性を高める。しかし、Ｃｕ含有量が多すぎれば、鋼の熱間加工性及び靭性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０～３．５％である。Ｃｕ含有量は、下限の観点では、好ましくは１．０％よりも高く、さらに好ましくは１．５％以上であり、さらに好ましくは２．２％以上である。Ｃｕ含有量は、上限の観点では、好ましくは３．５％未満であり、さらに好ましくは３．２％以下であり、さらに好ましくは３．０％以下である。
　Ｎ：０．０５％以下
　窒素（Ｎ）は、鋼の強度を高める。Ｎはさらに、オーステナイトを安定化させ、耐孔食性を高める。Ｎが少しでも含有されれば、上記効果はある程度得られる。しかし、Ｎ含有量が多すぎれば、鋼中に多量の窒化物が生成し、鋼の靭性が低下する。さらに、オーステナイトが残留しやすくなり、鋼の強度が低下しやすくなる。そのため、Ｎ含有量は０．０５％以下である。Ｎ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．００２％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。Ｎ含有量は、上限の観点では、０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下であり、さらに好ましくは０．０１５％以下である。
　Ｏ：０．０５％以下
　酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏは、鋼の靭性及び耐食性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。Ｏ含有量は０．０５％以下である。Ｏ含有量は、好ましくは０．０５％未満であり、さらに好ましくは０．０１％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物とは、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入する元素、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、及びＢからなる群から選択される１又は２以上の元素を含有してもよい。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、及びＢは、すべて選択元素である。すなわち、本実施形態による油井用ステンレス鋼管の化学組成は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｗ、Ｃａ、及びＢの一部又は全部を含有していなくてもよい。
　Ｔｉ：０～０．３％、
　Ｎｂ：０～０．３％、
　Ｖ　：０～０．３％、
　チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、及びバナジウム（Ｖ）はいずれも、炭化物を形成して鋼の強度及び靭性を高める。これらの元素はさらに、Ｃを固定することにより、Ｃｒ炭化物の生成を抑制する。そのため、鋼の耐孔食性及び耐ＳＣＣ性を向上させる。これらの元素が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかし、これらの元素の含有量が多すぎれば、炭化物が粗大化するため、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量は、いずれも０～０．３％である。Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量はいずれも、下限の観点では、好ましくは０．００５％以上である。この場合、上記の効果が顕著に得られる。Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及びＶ含有量はいずれも、上限の観点では、好ましくは０．３％未満である。
　Ｗ：０～２．０％
　タングステン（Ｗ）は、高温環境における耐ＳＣＣ性を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、その元素含有量が多すぎれば、その効果が飽和する。したがって、Ｗ含有量は０～２．０％である。Ｗ含有量は、下限の観点では、好ましくは０．０１％以上である。この場合、上記の効果が顕著に得られる。
　Ｃａ：０～０．０１％
　Ｂ　：０～０．０１％
　カルシウム（Ｃａ）及び硼素（Ｂ）はいずれも、熱間加工時におけるキズや欠陥の生成を抑制する。これらの元素が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかし、Ｃａ含有量が多すぎれば、鋼中の介在物が増加して、鋼の靭性及び耐食性が低下する。また、Ｂ含有量が多すぎれば、結晶粒界にＣｒの炭硼化物が析出し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量及びＢ含有量はいずれも、０～０．０１％である。Ｃａ含有量及びＢ含有量はいずれも、下限の観点では、好ましくは０．０００２％以上である。この場合、上記の効果が顕著に得られる。Ｃａ含有量及びＢ含有量はいずれも、上限の観点では、好ましくは０．０１％未満であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　［金属組織］
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管は、鋼管の内面の残留オーステナイト率、鋼管の肉厚中央部の残留オーステナイト率、及び鋼管の外面の残留オーステナイト率の平均値が１５％以下であり、標準偏差が１．０以下である。
　少量の残留オーステナイト相は、鋼の靭性を顕著に向上させる。しかし、残留オーステナイト率が高すぎれば、鋼の降伏強度が顕著に低下する。
　鋼管の残留オーステナイト率は、一般的に、鋼管の肉厚中央付近から採取した試験片によって評価される。しかし、熱処理途中の温度分布によって、鋼管の肉厚方向に残留オーステナイト率が分布を形成する場合がある。具体的には、鋼管の表面（内面及び外面）は冷却されやすく、マルテンサイト変態しやすい。一方、鋼管の肉厚中央部は冷却されにくく、残留オーステナイト率が高くなりやすい。
　肉厚中央付近で評価した残留オーステナイト率の値が同程度であっても、管体の肉厚方向のばらつきが大きければ、優れた靱性を安定して得ることができない。これは、全体的に残留オーステナイト率が高い場合であっても、残留オーステナイト相が局所的に存在しない領域が存在すると、その領域を起点として破壊が進展するためと考えられる。
　本実施形態では、残留オーステナイトの量を、鋼管の内面の残留オーステナイト率、鋼管の肉厚中央部の残留オーステナイト率、及び鋼管の外面の残留オーステナイト率の平均値（以下、残留オーステナイト率の平均値と呼ぶ。）及び標準偏差（以下、残留オーステナイト率の標準偏差と呼ぶ。）で評価する。
　残留オーステナイト率の平均値が１５％を超えると、必要な降伏強度が確保できない。したがって、残留オーステナイト率の平均値は１５％以下である。残留オーステナイト率の平均値は、上限の観点では、好ましくは１０％以下であり、さらに好ましくは８％以下である。一方、靱性の向上の観点からは、残留オーステナイト率は高い方が好ましい。残留オーステナイト率の平均値は、下限の観点では、好ましくは１．５％以上であり、さらに好ましくは２．５％以上である。
　残留オーステナイト率の標準偏差が１．０を超えると、靱性が不安定になる。したがって、残留オーステナイト率の標準偏差は、１．０以下である。残留オーステナイト率の標準偏差は、好ましくは０．９以下である。
　残留オーステナイト率の平均値、及び残留オーステナイト率の標準偏差は、具体的には、下記のように求める。
　油井用ステンレス鋼管の内面、肉厚中央部、及び外面から試験片を採取する。試験片の大きさはそれぞれ、周方向１５ｍｍ×管軸方向１５ｍｍ×肉厚方向２ｍｍとする。それぞれの試験片について、Ｘ線回折法によって、残留オーステナイト率を求める。フェライト相の（２００）面、及び（２１１）面、並びに残留オーステナイト相の（２００）面、（２２０）面、及び（３１１）面の各々の積分強度を測定する。α相の各面と、γ相の各面との組合せ（２×３＝６組）ごとに、下記の式（Ａ）を用いて体積率Ｖγを算出する。６組の体積率Ｖγの平均値を、各試験片の残留オーステナイト率と定義する。
　Ｖγ＝１００／（１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα））　　　（Ａ）
　ここで、「Ｉα」はα相の積分強度、「Ｒα」はα相の結晶学的理論計算値、「Ｉγ」はγ相の積分強度、「Ｒγ」はγ相の結晶学的理論計算値である。
　下記の式（Ｂ）を用いて残留オーステナイト率の平均値ＶγＡＶＥを求める。
　ＶγＡＶＥ＝（ＶγＩ＋ＶγＭ＋ＶγＯ）／３　　　（Ｂ）
　ここで、「ＶγＩ」は内面から採取した試験片の残留オーステナイト率、「ＶγＭ」は肉厚中央部から採取した試験片の残留オーステナイト率、「ＶγＯ」は外面から採取した試験片の残留オーステナイト率である。
　下記の式（Ｃ）を用いて残留オーステナイト率の標準偏差σ（γ）を算出する。なお、標準偏差は標本標準偏差である。
　σ（γ）＝（（（ＶγＩ－ＶγＡＶＥ）２＋（ＶγＭ－ＶγＡＶＥ）２＋（ＶγＯ－ＶγＡＶＥ）２）／２）１／２　　　（Ｃ）
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管の金属組織は、フェライト相を含んでいてもよい。フェライト相は、鋼の耐ＳＣＣ性を向上させる。しかし、フェライト相の体積率が過剰になると、必要な降伏強度が確保できなくなる。好ましいフェライト相の体積率は、１０％以上６０％未満である。フェライト相の体積率は、下限の観点では、さらに好ましくは１０％よりも高く、さらに好ましくは１２％以上であり、さらに好ましくは１４％以上である。フェライト相の体積率は、上限の観点では、さらに好ましくは４８％以下であり、さらに好ましくは４５％以下であり、さらに好ましくは４０％以下である。
　フェライト相の体積率は、具体的には、次の方法で求める。管体の肉厚中央付近から、試験片を採取する。管体軸方向と垂直な面を研磨する。王水とグリセリンとの混合溶液を用いて、研磨面をエッチングする。光学顕微鏡（観察倍率１００倍）を用いて、エッチングされた面におけるフェライト相の面積率を、ＡＳＴＭ　Ｅ５６２－１１に準拠した点算法で測定する。測定された面積率をフェライト相の体積率と定義する。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管の金属組織の残部は、主にマルテンサイト相である。「マルテンサイト相」は、焼戻しマルテンサイト相を含む。マルテンサイト相の体積率が低すぎると、必要な降伏強度が確保できない。マルテンサイト相の体積率は、好ましくは４０％以上であり、さらに好ましくは４８％以上であり、さらに好ましくは５２％以上である。マルテンサイト相の体積率は、フェライト相の体積率及び残留オーステナイト相の体積率を１００％から差し引いて求めることができる。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管の金属組織は、残留オーステナイト相、フェライト相、及びマルテンサイト相の他に、炭化物、窒化物、硼化物、Ｃｕ相等の析出物及び／又は介在物を含有してもよい。
　［製造方法］
　以下、本発明の一実施形態による油井用ステンレス鋼管の製造方法を説明する。
　まず、上述した化学組成を有する素管を準備する。ここでは一例として、上述した化学組成を有する素材から、素管として継目無し鋼管を製造する方法を説明する。
　素材は例えば、連続鋳造法（ラウンドＣＣを含む）により製造された鋳片である。素材は、造塊法により製造されたインゴットを熱間加工して製造された鋼片でもよく、鋳片から製造された鋼片でもよい。
　素材を加熱炉又は均熱炉に装入し、加熱する。続いて、加熱した素材を熱間加工して素管を製造する。例えば、熱間加工としてマンネスマン法を実施する。具体的には、素材を穿孔機により穿孔圧延して素管にする。続いて、マンドレルミルやサイジングミルによって、素管をさらに圧延する。熱間加工として熱間押出を実施してもよいし、熱間鍛造を実施してもよい。
　熱間加工時、素材温度が８５０～１２５０℃における素材の減面率が５０％以上とするのが好ましい。このように熱間加工を実施すれば、マルテンサイト相と、圧延方向に長く伸びたフェライト相とを含む組織が鋼の表層部分に形成される。フェライト相はＣｒ等をマルテンサイトよりも含有しやすいため、高温でのＳＣＣの進展防止に有効に寄与する。フェライト相が圧延方向に長く伸びていれば、高温においてＳＣＣが表面に発生しても、割れの進展過程でフェライト相に到達する確率が高くなる。そのため、高温での耐ＳＣＣ性が向上する。
　熱間加工後の素管を冷却する。冷却方法は、空冷でも水冷でもよい。本実施形態の化学組成の範囲では、空冷でもＭｓ点以下に冷却されれば、マルテンサイト変態が生じる。
　図１は、本実施形態による油井用ステンレス鋼管の製造方法における、熱処理のヒートパターンを示す図である。本実施形態では、熱処理として、焼入れ（ステップＳ１）と、焼戻し（ステップＳ２）とを実施する。
　素管をＡｃ３点以上の温度に再加熱して冷却する焼入れを実施する（ステップＳ１）。加熱温度は、好ましくは（Ａｃ３点＋５０℃）～１１００℃である。加熱温度での保持時間は、例えば３０分である。加熱後の冷却は、浸漬法やスプレー法等の水冷が好ましい。高い降伏強度を安定して確保するためには、素管の表面温度が６０℃以下になるまで冷却することが好ましい。冷却停止温度は、さらに好ましくは４５℃以下であり、さらに好ましくは３０℃以下である。
　焼入れ（ステップＳ１）は任意の工程である。上述のとおり、本実施形態の化学組成の範囲では、熱間加工後の冷却でマルテンサイト変態が生じる。そのため、焼入れ（ステップＳ１）を実施せずに、熱間加工後に焼戻し（ステップＳ２）を実施してもよい。焼入れ（ステップＳ１）を実施すれば、より高い降伏強度が得られる。
　素管を焼戻しする（ステップＳ２）。本実施形態では、焼戻しとして、４２０～４６０℃の温度で６０～１８０分の保持時間の間保持する第１工程（ステップＳ２－１）と、５５０～６００℃の温度で５～３００分の保持時間の間保持する第２工程（ステップＳ２－２）とを、順次実施する。
　第１工程の保持温度は、４２０～４６０℃である。保持温度が４２０℃よりも低いと、金属組織を均質化する効果が十分に得られない。保持温度が４６０℃よりも高いと、残留オーステナイト率が徐々に増加するため、長時間保持することができなくなる。第１工程の保持温度は、下限の観点では、好ましくは４３０℃以上である。第１工程の保持温度は、上限の観点では、好ましくは４５５℃以下である。
　第１工程の保持時間は、６０～１８０分である。保持時間が６０分よりも短いと、金属組織を均質化する効果が十分に得られない。保持時間を１８０分よりも長くしても、効果が飽和し、生産性には不利である。第１工程の保持時間は、下限の観点では、好ましくは１００分以上であり、より好ましくは１１０分以上である。第１工程の保持時間は、上限の観点では、好ましくは１３０分以下であり、より好ましくは１２５分以下である。
　第２工程の保持温度は、５５０～６００℃である。保持温度が５５０℃よりも低いと、４７５℃脆化からの回復効果が十分に得られない。保持温度が６００℃よりも高いと、必要な降伏強度の確保が難しい。残留オーステナイト率が急激に増加するためと考えられる。第２工程の保持温度は、下限の観点では、好ましくは５５５℃以上である。第２工程の保持温度は、上限の観点では、好ましくは５８０℃以下である。
　第２工程の保持時間は、５～３００分である。保持時間が５分よりも短ければ、４７５℃脆化からの回復効果が十分に得られない。保持時間を３００分よりも長くしても、効果が飽和し、生産性には不利である。第２工程の保持時間は、下限の観点では、好ましくは１０分以上であり、より好ましくは６０分以上であり、さらに好ましくは１２０分以上である。第２工程の保持時間は、上限の観点では、好ましくは２４０分以下である。
　以上、本発明の一実施形態による油井用ステンレス鋼管、及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、靱性の安定性に優れた油井用ステンレス鋼管が得られる。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管は、好ましくは１２５ｋｓｉ（８６１ＭＰａ）以上の降伏強度を有する。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管は、好ましくは、－１０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの平均値が１５０Ｊ以上であり、標準偏差が１５Ｊ以下である。－１０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの平均値は、さらに好ましくは２００Ｊ以上である。－１０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの標準偏差は、さらに好ましくは１０Ｊ以下である。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管は、好ましくは、－６０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの平均値が５０Ｊ以上である。
　本実施形態による油井用ステンレス鋼管及びその製造方法は、肉厚が１８ｍｍ以上である鋼管（素管）に対して特に好適である。肉厚が薄い場合には、肉厚方向に均一な組織が得られやすく性能が安定しやすいが、本実施形態によれば、鋼管の肉厚が１８ｍｍ以上と比較的厚い場合であっても、安定して良好な性能が得られる。
　以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲で、上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明はこれらの実施例に限定されない。
　＜実施例１＞
　表１に示す化学組成の代符Ａ～Ｅの鋼を溶製し、鋳片を連続鋳造によって製造した。なお、表１中の「‐」は、当該元素の含有量が不純物レベルであることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　各鋳片を分塊圧延機によって圧延し、ビレットを製造した。各ビレットから、熱間加工によって、外径１９３．７ｍｍ、肉厚１９．０５ｍｍの素管を製造した。熱間圧延後、素管を室温まで空冷した。
　各素管に、表２に示す条件で熱処理を実施して、試験Ｎｏ．１～１３の油井用ステンレス鋼管を製造した。試験Ｎｏ．１１～１３の油井用ステンレス鋼管では、焼戻しの第１工程を実施しなかった。なお、焼入れの冷却はいずれも水冷とし、焼戻しの第２工程後の冷却はいずれも空冷とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各油井用ステンレス鋼管から、ＡＰＩ規定に準拠した丸棒試験片（φ１２．７ｍｍ×ＧＬ５０．８ｍｍ）を採取した。丸棒試験片の引張方向は、管軸方向とした。採取した丸棒試験片を用いて、ＡＰＩ規定に準拠して、常温（２５℃）で引張試験を実施して降伏強度を求めた。
　各油井用ステンレス鋼管に対して、実施形態で説明した方法に基づいて、残留オーステナイト率の平均値、及び残留オーステナイト率の標準偏差を求めた。なお、各ステンレス鋼管について、これとは別に、実施形態で説明した方法と光学顕微鏡観察を行ったところ、いずれも鋼管もマルテンサイトを主相（観察視野の半分以上）とし、それ以外にフェライト及び残留オーステナイト相からなる組織であった。
　各油井用ステンレス鋼管の降伏強度、残留オーステナイト率の平均値、及び残留オーステナイト率の標準偏差を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、試験Ｎｏ．１～１０の油井用ステンレス鋼管は、残留オーステナイト率の平均値が１５％以下であり、標準偏差が１．０以下であった。これらの鋼管はさらに、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の降伏強度を示した。
　一方、試験Ｎｏ．１１～１３の油井用ステンレス鋼管は、残留オーステナイト率の平均値は１５％以下であったものの、標準偏差が１．０よりも大きかった。これは、これらの鋼管では、焼戻しの第１工程を実施しなかったためと考えられる。
　各油井用ステンレス鋼管から、ＡＳＴＭ　Ｅ２３に準拠したフルサイズ試験片（Ｌ方向）を採取した。採取した試験片を用いて、－１０℃及び－６０℃でシャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は、各油井用ステンレス鋼管、各試験温度について３つの試験片で実施し、平均値及び標準偏差を求めた。なお、標準偏差は標本標準偏差である。
　シャルピー衝撃試験の結果を表４に示す。表４中の「Ｅ－１０」の欄には、－１０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを示している。「Ｅ－６０」の欄には、－６０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーを示している。「－」は、当該試験を実施していないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、試験Ｎｏ．１～１０の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が１５０Ｊ以上であり、標準偏差が１５Ｊ以下であった。
　一方、試験Ｎｏ．１１の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が１５０Ｊ未満であり、標準偏差も１５Ｊよりも大きかった。試験Ｎｏ．１２及び１３の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の平均値は１５０Ｊ以上であったものの、標準偏差は１５Ｊよりも大きかった。これは、これらの鋼管では、焼戻しの第１工程を実施しなかったためと考えられる。
　さらに、第２工程の保持時間を６０分以上とした試験Ｎｏ．３～５，８～１０の油井用ステンレス鋼管は、－６０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が５０Ｊ以上であった。
　図２は、第２工程の保持時間、残留オーステナイト率、及び－６０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの関係を示すグラフである。図２は、試験Ｎｏ．１～５の油井用ステンレス鋼管から作成した。残留オーステナイト率は、肉厚中央部の値を用いた。
　図２に示すように、第２工程の保持時間を調整することによって、残留オーステナイト率を制御できることが分かった。また、微細な残留オーステナイト相が均質に分散させることによって、優れた低温靱性が得られることが分かった。
　＜実施例２＞
　表５に示す化学組成の代符Ｆの鋼を溶製し、鋳片を連続鋳造によって製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　この鋳片を分塊圧延機によって圧延し、ビレットを製造した。各ビレットから、熱間加工によって、外径２８５．７５ｍｍ、肉厚３３．６５ｍｍの素管を製造した。熱間圧延後、素管を室温まで空冷した。
　各素管に、表６に示す条件で熱処理を実施して、試験Ｎｏ．１０１～１１３の油井用ステンレス鋼管を製造した。試験Ｎｏ．１０１の油井用ステンレス鋼管では、焼戻しの第２工程を実施しなかった。また、試験Ｎｏ．１０９の油井用ステンレス鋼管では、焼戻しの第１工程を実施しなかった。なお、焼入れの冷却はいずれも水冷とし、焼戻しの第２工程後の冷却はいずれも空冷とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　各油井用ステンレス鋼管について、実施例１と同様の引張試験を実施して降伏強度及び引張強度を求めた。また、各油井用ステンレス鋼管について、実施例１と同様のシャルピー衝撃試験を実施した。
　各油井用ステンレス鋼管の降伏強度、引張強度、及びシャルピー衝撃試験の結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表７に示すように、試験Ｎｏ．１０２～１０８の油井用ステンレス鋼管は、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の降伏強度を示し、－１０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が１５０Ｊ以上であり、標準偏差が１５Ｊ以下であった。
　さらに、第２工程の保持時間を６０分以上とした試験Ｎｏ．１０５～１０８の油井用ステンレス鋼管は、－６０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が５０Ｊ以上であった。
　一方、試験Ｎｏ．１０１の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が１５０Ｊ未満であった。これは、焼戻しの第２工程を実施しなかったためと考えられる。試験Ｎｏ．１０９の油井用ステンレス鋼管は、降伏強度が１２５ｋｓｉ未満であった。これは、焼戻しの第１工程を実施しなかったためと考えられる。
　試験Ｎｏ．１１０の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の標準偏差が１５Ｊよりも大きかった。これは、焼戻しの第１工程の保持温度が低すぎたためと考えられる。試験Ｎｏ．１１１の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の標準偏差が１５Ｊよりも大きかった。これは、焼戻しの第１工程の保持温度が高すぎたためと考えられる。
　試験Ｎｏ．１１２の油井用ステンレス鋼管は、－１０℃のシャルピー衝撃試験の平均値が１５０Ｊ未満であり、標準偏差も１５Ｊよりも大きかった。これは、焼戻しの第２工程の保持温度が低すぎたためと考えられる。試験Ｎｏ．１１３の油井用ステンレス鋼管は、降伏強度が１２５ｋｓｉ未満であった。これは、焼戻しの第２工程の保持温度が高すぎたためと考えられる。

Claims (12)

  1. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％未満、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｃｒ：１６．０～１８．０％、Ｎｉ：３．０～５．５％、Ｍｏ：１．８～３．０％、Ｃｕ：１．０～３．５％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．０５％以下、Ｔｉ：０～０．３％、Ｎｂ：０～０．３％、Ｖ：０～０．３％、Ｗ：０～２．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｂ：０～０．０１％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、
    　前記素管を４２０～４６０℃の温度で６０～１８０分の保持時間の間保持する第１工程と、
    　前記第１工程の後、前記素管を５５０～６００℃の温度で５～３００分の保持時間の間保持する第２工程とを備える、油井用ステンレス鋼管の製造方法。
  2. 　請求項１に記載の油井用ステンレス鋼管の製造方法であって、
    　前記第２工程の保持時間が６０～３００分である、油井用ステンレス鋼管の製造方法。
  3. 　請求項１又は２に記載の油井用ステンレス鋼管の製造方法であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～０．３％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．３％、及び
    　Ｖ　：０．００５～０．３％、
    　からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、油井用ステンレス鋼管の製造方法。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の油井用ステンレス鋼管の製造方法であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｗ　：０．０１～２．０％、
    　を含有する、油井用ステンレス鋼管の製造方法。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の油井用ステンレス鋼管の製造方法であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００２～０．０１％、及び
    　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、
    　からなる群から選択される１又は２の元素を含有する、油井用ステンレス鋼管の製造方法。
  6. 　油井用ステンレス鋼管であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０５％以下、
    　Ｓｉ：１．０％以下、
    　Ｍｎ：０．０１～１．０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．００２％未満、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｃｒ：１６．０～１８．０％、
    　Ｎｉ：３．０～５．５％、
    　Ｍｏ：１．８～３．０％、
    　Ｃｕ：１．０～３．５％、
    　Ｎ　：０．０５％以下、
    　Ｏ　：０．０５％以下、
    　Ｔｉ：０～０．３％、
    　Ｎｂ：０～０．３％、
    　Ｖ　：０～０．３％、
    　Ｗ　：０～２．０％、
    　Ｃａ：０～０．０１％、
    　Ｂ　：０～０．０１％
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　前記鋼管の内面の残留オーステナイト相の体積率、前記鋼管の肉厚中央部の残留オーステナイト相の体積率、及び前記鋼管の外面の残留オーステナイト相の体積率の平均値が１５％以下であり、標準偏差が１．０以下である、油井用ステンレス鋼管。
  7. 　請求項６に記載の油井用ステンレス鋼管であって、
    　－１０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの平均値が１５０Ｊ以上であり、標準偏差が１５Ｊ以下である、油井用ステンレス鋼管。
  8. 　請求項６又は７に記載の油井用ステンレス鋼管であって、
    　－６０℃のシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーの平均値が５０Ｊ以上である、油井用ステンレス鋼管。
  9. 　請求項６～８のいずれか一項に記載の油井用ステンレス鋼管であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～０．３％、
    　Ｎｂ：０．００５～０．３％、及び
    　Ｖ　：０．００５～０．３％、
    　からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、油井用ステンレス鋼管。
  10. 　請求項６～９のいずれか一項に記載の油井用ステンレス鋼管であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｗ　：０．０１～２．０％、
    　を含有する、油井用ステンレス鋼管。
  11. 　請求項６～１０のいずれか一項に記載の油井用ステンレス鋼管であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００２～０．０１％、及び
    　Ｂ　：０．０００２～０．０１％、
    　からなる群から選択される１又は２の元素を含有する、油井用ステンレス鋼管。
  12. 　請求項６～１１のいずれか一項に記載の油井用ステンレス鋼管であって、降伏強度が８６２ＭＰａ以上である、油井用ステンレス鋼管。
PCT/JP2016/081010 2016-01-13 2016-10-19 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管 WO2017122405A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16885008.9A EP3404120B1 (en) 2016-01-13 2016-10-19 Method for manufacturing stainless steel pipe for oil wells and stainless steel pipe for oil wells
CN201680076829.7A CN108431246B (zh) 2016-01-13 2016-10-19 油井用不锈钢管的制造方法及油井用不锈钢管
US15/774,608 US11066718B2 (en) 2016-01-13 2016-10-19 Method of manufacturing stainless pipe for oil wells and stainless steel pipe for oil wells
JP2016567273A JP6168245B1 (ja) 2016-01-13 2016-10-19 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管
MX2018005245A MX2018005245A (es) 2016-01-13 2016-10-19 Metodo para fabricar tubos de acero inoxidable para pozos de petroleo y tubo de acero inoxidable para pozos de petroleo.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-004751 2016-01-13
JP2016004751 2016-01-13

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017122405A1 true WO2017122405A1 (ja) 2017-07-20

Family

ID=59311143

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/081010 WO2017122405A1 (ja) 2016-01-13 2016-10-19 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11066718B2 (ja)
EP (1) EP3404120B1 (ja)
JP (1) JP6168245B1 (ja)
CN (1) CN108431246B (ja)
MX (1) MX2018005245A (ja)
WO (1) WO2017122405A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020013197A1 (ja) * 2018-07-09 2020-01-16 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
JP2020053388A (ja) * 2018-09-21 2020-04-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 燃料電池システムおよびその運転方法、電気化学システム

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2019000964A (es) * 2016-07-27 2019-06-10 Jfe Steel Corp Tuberia de acero inoxidable continua de alta resistencia para productos tubulares en campos petroliferos y metodo para producir la misma.
CN115917026A (zh) * 2020-04-15 2023-04-04 日本制铁株式会社 钢材

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0835009A (ja) * 1994-07-19 1996-02-06 Nippon Steel Corp 耐食性の優れたマルテンサイトステンレス鋼の製造方法
JPH10503809A (ja) * 1994-07-21 1998-04-07 新日本製鐵株式会社 熱間加工性に優れた耐硫化物応力割れ性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼
WO2010050519A1 (ja) * 2008-10-30 2010-05-06 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性と耐高温炭酸ガス腐食に優れた高強度ステンレス鋼管
JP2010209402A (ja) 2009-03-10 2010-09-24 Jfe Steel Corp 高靱性でかつ耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管
WO2010134498A1 (ja) * 2009-05-18 2010-11-25 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼、油井用ステンレス鋼管及び油井用ステンレス鋼の製造方法
WO2011136175A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 高強度油井用ステンレス鋼及び高強度油井用ステンレス鋼管
JP2012149317A (ja) * 2011-01-20 2012-08-09 Jfe Steel Corp 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP5348354B1 (ja) 2012-03-26 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP2014043595A (ja) 2012-08-24 2014-03-13 Nkktubes Kk 高強度高靭性高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼
WO2014091756A1 (ja) 2012-12-12 2014-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 継目無鋼管の熱処理設備列および高強度ステンレス鋼管の製造方法
JP2014148699A (ja) 2013-01-31 2014-08-21 Jfe Steel Corp 靭性に優れた継目無鋼管の製造方法及び製造設備

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5348354Y2 (ja) 1974-12-02 1978-11-18
JPS6026645A (ja) 1983-07-23 1985-02-09 Ishikawajima Harima Heavy Ind Co Ltd 極低温用高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2000160300A (ja) 1998-11-27 2000-06-13 Nkk Corp 高耐食性を有する６５５Ｎｍｍ−２級低Ｃ高Ｃｒ合金油井管およびその製造方法
JP4449174B2 (ja) 2000-06-19 2010-04-14 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法
JP5109222B2 (ja) 2003-08-19 2012-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN100451153C (zh) * 2003-08-19 2009-01-14 杰富意钢铁株式会社 耐腐蚀性优良的油井用高强度不锈钢管及其制造方法
JP4893196B2 (ja) * 2006-09-28 2012-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高靭性でかつ耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管
WO2009119048A1 (ja) * 2008-03-28 2009-10-01 住友金属工業株式会社 油井管に用いられるステンレス鋼
CN101532079A (zh) * 2008-09-17 2009-09-16 中国科学院金属研究所 一种控制高强马氏体不锈钢中逆变奥氏体含量的方法
JP5399745B2 (ja) 2009-03-12 2014-01-29 Ｊｘ日鉱日石エネルギー株式会社 多孔性金属錯体、多孔性金属錯体の製造方法及びガス貯蔵方法
JP5937538B2 (ja) * 2013-03-29 2016-06-22 株式会社神戸製鋼所 低温靱性、伸び、および溶接性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0835009A (ja) * 1994-07-19 1996-02-06 Nippon Steel Corp 耐食性の優れたマルテンサイトステンレス鋼の製造方法
JPH10503809A (ja) * 1994-07-21 1998-04-07 新日本製鐵株式会社 熱間加工性に優れた耐硫化物応力割れ性を有するマルテンサイト系ステンレス鋼
WO2010050519A1 (ja) * 2008-10-30 2010-05-06 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力割れ性と耐高温炭酸ガス腐食に優れた高強度ステンレス鋼管
JP2010209402A (ja) 2009-03-10 2010-09-24 Jfe Steel Corp 高靱性でかつ耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管
WO2010134498A1 (ja) * 2009-05-18 2010-11-25 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼、油井用ステンレス鋼管及び油井用ステンレス鋼の製造方法
WO2011136175A1 (ja) * 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 高強度油井用ステンレス鋼及び高強度油井用ステンレス鋼管
JP2012149317A (ja) * 2011-01-20 2012-08-09 Jfe Steel Corp 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP5348354B1 (ja) 2012-03-26 2013-11-20 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP2014043595A (ja) 2012-08-24 2014-03-13 Nkktubes Kk 高強度高靭性高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼
WO2014091756A1 (ja) 2012-12-12 2014-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 継目無鋼管の熱処理設備列および高強度ステンレス鋼管の製造方法
JP2014148699A (ja) 2013-01-31 2014-08-21 Jfe Steel Corp 靭性に優れた継目無鋼管の製造方法及び製造設備

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3404120A4 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020013197A1 (ja) * 2018-07-09 2020-01-16 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
JPWO2020013197A1 (ja) * 2018-07-09 2021-08-05 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
EP3822381A4 (en) * 2018-07-09 2022-01-26 Nippon Steel Corporation SEAMLESS STEEL TUBE AND METHOD OF MANUFACTURE THEREOF
JP7107370B2 (ja) 2018-07-09 2022-07-27 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
JP2020053388A (ja) * 2018-09-21 2020-04-02 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 燃料電池システムおよびその運転方法、電気化学システム
JP7300672B2 (ja) 2018-09-21 2023-06-30 パナソニックＩｐマネジメント株式会社 燃料電池システムおよびその運転方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20180320243A1 (en) 2018-11-08
CN108431246A (zh) 2018-08-21
JPWO2017122405A1 (ja) 2018-01-18
EP3404120B1 (en) 2020-03-04
JP6168245B1 (ja) 2017-07-26
EP3404120A1 (en) 2018-11-21
CN108431246B (zh) 2020-02-18
EP3404120A4 (en) 2018-11-21
MX2018005245A (es) 2018-08-01
US11066718B2 (en) 2021-07-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5971435B1 (ja) 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP6160785B2 (ja) 油井管用低合金鋼及び低合金鋼油井管の製造方法
JP6369547B2 (ja) 低合金油井用鋼管
JP5880787B2 (ja) 低合金油井用鋼管及びその製造方法
WO2018066689A1 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
WO2013146046A1 (ja) 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP6103156B2 (ja) 低合金油井用鋼管
WO2011136175A1 (ja) 高強度油井用ステンレス鋼及び高強度油井用ステンレス鋼管
WO2016035316A1 (ja) 厚肉油井用鋼管及びその製造方法
JP6947012B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP6168245B1 (ja) 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管
JP2019112680A (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
JP7036238B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP2022160634A (ja) 鋼材
JP6394809B2 (ja) ラインパイプ用鋼管及びその製造方法
JP6315076B2 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法
JP2019065343A (ja) 油井用鋼管及びその製造方法
WO2019167945A1 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP7036237B2 (ja) サワー環境での使用に適した鋼材
JP6950519B2 (ja) 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
WO2019198459A1 (ja) 鋼管、及び、鋼管の製造方法
WO2021210655A1 (ja) 鋼材
JP2009120954A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016567273

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16885008

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2018/005245

Country of ref document: MX

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15774608

Country of ref document: US

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE