JP6456986B2

JP6456986B2 - 超高強度・超高靱性油井管およびその製造方法

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Publication number: JP6456986B2
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Inventors: 曉明董; 忠 ▲フア▼ 張; 林柏
Original assignee: 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司
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Description

本発明は、冶金製品およびその製造方法に関して、特に油井管およびその製造方法に関する。

現在、世界中の深井、超深井の油ガス資源の開発はますます重視されている。わが国の西部の油田資源埋蔵は極めて深く、その地質構造が複雑である。最も深い油ガス井は８０００ｍを超えたため、油ガス井を採掘する油井管の強度についての要求は顕著的に向上されている。公知のように、鋼級が高くなることと、材料の降伏強度が増大されることに連れて、材料の硬度が相応的に増大され、材料の靱性が徐徐に低下され、表面欠陥に対する材料の感度がさらに増大される恐れがある。深井と超深井を採掘するための油井管は、強度と靱性についての要求が非常に高いである。高強度を満足すると共に、靱性の指標をできるだけ向上して、生産使用の安全性を保証できる。

だが、鋼の強度、靱性および可塑性は一般的にトレードオフの関係を持つ。つまり、高い強度を有する鋼はその可塑性と靱性が一般的により低いである。同様に、鋼により高い可塑性と靱性をさせると、鋼の強度が低下される。そうすると、高い靱性と高い強度を有する鋼材料についての開発は極めて困難である。今、工業応用を実現できた油井管の強度は１７０ｋｓｉであるが、該油井管の衝撃靱性は５０−８０Ｊだけである。関係な指導文献によれば、圧力容器に用いられる高強度鋼の衝撃靱性はその降伏強度の１０％に達成する必要である。そうすると、国内の各大油田、例えば、タリム油田も深井と超深井用の油井管性能に対して同様な標準を提出した。だが、現有の強度１５０ｋｓｉ（降伏強度１０３４ＭＰａ）以上である高強度鋼の衝撃靱性の性能は該標準よりも遥かに低いである。

中国特許文献ＣＮ１０１５８６４５０Ａ（公開日：２００８年８月２７日、名称：「高強度と高靱性のある油井管およびその製造方法」）は油井管用の鋼種に関する。該鋼種の化学元素成分（ｗｔ％）は、Ｃ：０．２２〜０．４％、Ｓｉ：０．１７〜０．３５％、Ｍｎ：０．４５〜０．６０％、Ｃｒ：０．９５〜１．１０％、Ｍｏ：０．７０〜０．８０％、Ａｌ：０．０１５〜０．０４０％、Ｎｉ＜０．２０％、Ｃｕ＜０．２０％、Ｖ：０．０７０〜０．１００％、Ｃａ＞０．００１５％、Ｐ＜０．０１０％、Ｓ＜０．００３％であり、残部が鉄である。該文献は該油井管の製造方法を提供した。該方法は、１）配料精錬、２）連続鋳造・連続圧延、および３）管加工を含んだ。該文献の鋼種の強度は１１００Ｍｐａであるが、横向衝撃靱性は９０Ｊだけであり、靱性の指標はより低いである。

中国特許文献ＣＮ１０１２５０６７１Ａ（公開日：２００９年１１月２５日、名称：「高強度と高靱性のある油井管およびその製造方法」）は油井管用の鋼種に関する。該鋼種の化学元素成分（ｗｔ％）は、Ｃ：０．１６〜０．２８、Ｓｉ：≦０．５、Ｍｎ：０．３〜１．１０、Ｃｒ：０．３〜１．１０、Ｍｏ：０．６０〜０．９５、Ａｌ：０．０１５〜０．０６０、その内、酸可溶Ａｌｓ／Ａｌ≧０．８、Ｎｉ：＜０．６０、Ｃｕ：０．０５〜０．２５、Ｖ：０．０６〜０．２０、Ｃａ＞０．００１５、Ｎｂ：≦０．０５、Ｔｉ：≦０．０５、Ｐ＜０．０１０、Ｓ＜０．００２、Ｏ：＜０．００２４、Ｈ：＜０．０００２、Ｎ：＜０．００８、Ｂ：０．０〜０．００５であり、残部が鉄である。該文献の油井管の横向衝撃靱性は８０Ｊだけであり、靱性の指標もより低いである。

日本特許文献ＪＰ平１１−１３１１８９Ａ（公開日：１９９９年５月１８日、名称：「１種鋼管の製造方法」）は１種鋼管の製造方法を公開した。該製造方法は、７５０〜４００℃温度範囲で加熱した後に、２０％或いは６０％以上の変形量の範囲で圧延を施して、降伏強度９５０Ｍｐａ以上であり、良好な靱性を有する鋼管製品を獲得したことを提出した。だが、該方法は加熱温度が低いため、圧延の難度が大きいである。尚、圧延温度が低くなると、マルテンサイト組織が生成しやすい。該微細組織は油井管製品に許されない微細組織である。

本発明の目的は、超高強度・超高靱性油井管を提供するものである。該油井管は、超高強度と超高靱性を有し、その強度が１５０ｋｓｉ鋼級以上になると共に、その０°横向シャルピー衝撃功が１５０ｋｓｉ鋼級の降伏強度の１０％以上であるため、深井、超深井の油ガス田が油井管へ提出した強度と靱性との要求を満足できる。

前記目的を実現するために、本発明は、下のような超高強度・超高靱性油井管を提出した。

超高強度・超高靱性油井管は、化学元素の質量百分率表示で、
Ｃ：０．１２〜０．１８％；
Ｓｉ：０．１〜０．４％；
Ｍｎ：１．１〜１．６％；
Ｃｒ：０．１〜０．４％；
Ｍｏ：０．２〜０．５％；
Ｎｂ：０．０２〜０．０４％；
Ｔｉ：０．０２〜０．０５％；
Ｂ：０．００１５〜０．００５％；
Ａｌ：０．０１〜０．０５％；
Ｃａ：０．０００５〜０．００５％；
Ｎ≦０．００８％を含有し、
且つ０＜（Ｔｉ−３．４Ｎ）≦０．０２％、Ｔｉ／Ｂ≧１０を満足し、
残部がＦｅおよび他の不可避不純物である。

本技術方案中の不可避不純物は主にＰとＳ元素であり、Ｐ≦０．０１５％、Ｓ≦０．００３％であるようにコントロールされる。

本発明の前記超高強度・超高靱性油井管中の各化学元素についての設計原理は下のようである。

Ｃ：Ｃは炭化物を形成する元素であり、鋼の強度を向上できる。Ｃの含有量が０．１２ｗｔ％よりも低いであると、鋼の焼入性が低下され、鋼の靱性が低下される。Ｃの含有量が０．１８ｗｔ％よりも高いであると、鋼の偏析を顕著的に劣化させ、鋼の靱性の低下をも引き起こす。油井管の高強度と高靱性への要求を達成するために、本発明の技術方案において、Ｃ元素の含有量を０．１２〜０．１８ｗｔ％にすることが必要である。

Ｓｉ：Ｓｉはフェライトに固溶し、鋼の降伏強度を向上できる。しかし、Ｓｉ元素の添加量が高すぎることは望ましくない。Ｓｉ元素が高すぎると、鋼の加工性と靱性を劣化させる。Ｓｉ元素が０．１ｗｔ％未満であると、油井管が酸化されやすい。そうすると、Ｓｉの含有量を０．１０〜０．４０ｗｔ％にすべきである。

Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイトの形成元素であり、鋼の焼入性を向上できる。本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の鋼種体系において、Ｍｎ含有量が１．１ｗｔ％未満であると、鋼の焼入性が顕著的に低下され、鋼のマルテンサイトの比率を減少して鋼の靱性を低下する。Ｍｎの含有量が１．６ｗｔ％を超えると、鋼中の組織偏析が顕著的に増加され、熱圧延組織の均一性と衝撃性能へ影響が出る。該原因に基づいて、本発明の技術方案においてＭｎ含有量を１．１０〜１．６０ｗｔ％にした。

Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入性を強烈的に向上する元素であり、強炭化物を形成する元素である。焼き戻しの時に析出された強炭化物が鋼の強度を向上できる。だが、Ｃｒ含有量が０．４ｗｔ％を超えると、晶界に粗大なＭ_２３Ｃ_６炭化物は析出されやすいため、鋼の靱性を低下する。Ｃｒ含有量が０．１ｗｔ％未満であると、鋼の焼入性を向上しにくいため、添加効果が明確ではない。本発明の前記の超高強度・超高靱性油井管では、Ｃｒ含有量を０．１〜０．４ｗｔ％に設計した。

Ｍｏ：Ｍｏは、主に炭化物と固溶強化の形式によって鋼の強度と焼戻し安定性を向上する。本発明の技術方案では、Ｃ含有量が低いため、Ｍｏ含有量が０．５ｗｔ％以上を越えると、ＭｏはＣとより多い炭化物析出相を形成しにくいため、添加合金の浪費を引き起こす。Ｍｏ含有量が０．２ｗｔ％未満であると、油井管の強度は高強度の要求に満足できない。該原因に基づいて本発明では、Ｍｏ含有量を０．２〜０．５ｗｔ％にした。

Ｎｂ：Ｎｂは、鋼中の細晶と析出強化の元素であり、Ｃ含有量の低減による強度の低下を補う。Ｎｂ含有量が０．０２ｗｔ％未満であると、添加作用は明確ではない。Ｎｂ含有量が０．０４ｗｔ％を超えると、粗大なＮｂ（ＣＮ）を形成しやすいため、鋼の靱性を低下する。そうすると、本発明の技術方案では、Ｎｂ含有量を０．０２〜０．０４ｗｔ％にコントロールする。

Ｔｉ：Ｔｉは、強炭窒化物を形成する元素であり、鋼中のオーステナイト晶粒を顕著的に細化でき、Ｃ含有量の低減による強度の低下を補う。Ｔｉ含有量＞０．０５ｗｔ％であると、粗大なＴｉＮを形成しやすいため、材料の靱性を低下する恐れがある。Ｔｉ含有量＜０．０２ｗｔ％であると、ＴｉがＮと十分に反応してＴｉＮを形成できないため、鋼中のＢがＮと反応してＢＮの脆性相を形成する恐れがあり、材料の靱性を低下する。本発明の超高強度・超高靱性油井管では、Ｔｉ含有量を０．０２〜０．０５ｗｔ％にコントロールする必要がある。

Ｂ：Ｂは鋼の焼入性を顕著的に向上する元素である。Ｃ含有量が低いである鋼種において、Ｂ元素はＣ含有量の低減による焼入性の劣化問題を解決できる。Ｂ含有量が０．００１５ｗｔ％未満であると、鋼の焼入性を向上する作用は顕著ではない。Ｂ含有量が０．００５ｗｔ％を超えると、ＢＮ脆性相を形成しやすいため、鋼の靱性を低下する。そうすると、本発明の技術方案では、Ｂ含有量を０．００１５〜０．００５ｗｔ％に設定する。

Ａｌ：Ａｌ元素は良好な脱酸素固窒元素であり、晶粒を細化できる。重量百分率でその含有量を０．０１〜０．０５％にすることが好ましい。

Ｃａ：Ｃａは鋼液を浄化する元素であり、ＭｎＳ球化を促進でき、鋼材の衝撃靱性を向上できる。だが、Ｃａ含有量が高すぎると、鋼中に粗大な非金属異物を形成しやすい。そうすると、本発明の技術方案では、Ｃａ含有量を０．０００５〜０．００５ｗｔ％にコントロールする。

Ｎ：本技術方案では、できるだけＮ元素の含有量を少ない範囲にすることが好ましい。
同時に、ＢとＮがＢＮ脆性相を形成することによって鋼材の靱性指標が低下してしまうことを回避して、ＴｉとＮとが十分に結合することを保証するために、Ｔｉ、ＢおよびＮは下式をさらに満足する必要である。

０＜（Ｔｉ−３．４Ｎ）≦０．０２％；且つＴｉ／Ｂ≧１０。
また、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管はＶ元素をさらに含有する。Ｖ元素範囲は０＜Ｖ≦０．１ｗｔ％である。

Ｖ元素は鋼中の晶粒を細化できる。該元素と形成された炭化物は鋼の強度を大幅に向上できる。だが、Ｖ元素の添加量が一定程度になると、その増強効果は明確ではない。そうすると、本発明の技術方案に対しては、Ｖ元素を添加すれば、その添加量は≦０．１０ｗｔ％である。

さらに、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管中のミクロ組織は焼戻ソルバイトである。

油井管が良好な強靱性の配合を獲得するために、鋼中のミクロ組織は焼戻ソルバイトである。該種ミクロ組織は最高の強靱性を有する。該種ミクロ組織はマルテンサイト組織から転化される。鋼材料を焼入れた後に形成されたマルテンサイト組織が多いほど、その後に得られた焼戻ソルバイト組織も多くなれる。

鋼管管生地の凝結過程中で枝晶が偏析されて、圧延後の管体に大量な偏析帯が存在されている。該偏析帯にＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素が富集され、局部に合金成分の分布が不均一であるため、偏析帯に形成された炭化物は多い且つ粗大である。同時に、偏析帯にある鋼の硬度と強度がより高いため、その靱性がより低い。油井管の成分偏析を低下するために、Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素を減少する手段を使用してもよい。一方、油井管が良好な強靱性の配合を獲得するために、鋼材料のミクロ組織は焼戻ソルバイトである。該種ミクロ組織は最高の強靱性を有する。該種ミクロ組織はマルテンサイト組織から転化される。鋼材料を焼入れた後に形成されたマルテンサイト組織が多いほど、その後に得られた焼戻ソルバイト組織も多くなれる。そうすると、焼入性を向上して、より多いマルテンサイト組織を獲得するのは材料の強靱性を保証するキーポイントである。Ｃ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素を減少することによって低偏析組織を獲得し、鋼の靱性を向上する措置の採用は、鋼の焼入性を低下するはずであり、鋼の強靱性をさらに低下する。該内容に基づいて、高強度・高靱性鋼種は鋼の偏析と焼入性を合理的にバランスする必要である。本発明の技術方案では、低炭と低合金の成分体系を採用して低偏析のミクロ組織を獲得すると共に、ＢとＴｉをさらに加入して焼入性を向上して鋼の靱性を増加して均一な焼戻ソルバイトを獲得することを保証できる。

相応的に、本発明は超高強度・超高靱性油井管の製造方法をさらに提供した。該方法は、精錬工程、連続鋳造工程、穿孔工程、圧延工程、サイジング工程、熱処理工程を含む。

さらに、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の製造方法の前記連続鋳造工程において、溶鋼の過熱度を３０℃未満にして、連続鋳造の引き上げ速度を１．８〜２．２ｍ／ｍｉｎである。

連続鋳造の引き上げ速度を１．８〜２．２ｍ／ｍｉｎにコントロールするのは鋼中の成分偏析を低下するためである。

好ましくは、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の製造方法において、前記穿孔工程では、連続鋳造工程で得られた丸ビレットを１２００〜１２４０℃の炉内で均一的に加熱して、穿孔温度を１１８０〜１２４０℃にする。

より好ましくは、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の製造方法において、前記圧延工程では、最終圧延温度を９００〜９５０℃にする。

より好ましくは、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の製造方法において、前記サイジング工程では、サイジング温度が８５０〜９００℃である。

より好ましくは、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の製造方法において、前記熱処理工程では、オーステナイト化温度を９００〜９３０℃にして、３０〜６０ｍｉｎ保温後に焼入れして、４５０〜５５０℃で焼き戻し、保温時間を５０〜８０ｍｉｎにして、最後に４００〜５５０℃で熱サイジングを行う。

より低い焼戻温度を使用して、鋼材がより高い温度を獲得できるようにしたため、強靱性を向上したと共に、合金の添加コストをも大幅に減少した。

本発明の前記超高強度・超高靱性油井管は、１５０ｋｓｉ以上鋼級であり、超高強度と超高靱性を有する油井管の製造に用いられる。

本発明の前記超高強度・超高靱性油井管で得られた１５０ｋｓｉ鋼級油井管は、その降伏強度が１０３４〜１２４１ＭＰａであり、引張強度≧１１０３ＭＰａであり、伸び率が２０％〜３０％であり、０°横向シャルピー衝撃功が１５０ｋｓｉ鋼級の降伏強度の１０％以上（≧１２０Ｊ）であり、靱脆遷移温度が−７０℃以下である。

本発明の前記超高強度・超高靱性油井管で得られた１５５ｋｓｉ鋼級油井管は、その降伏強度が１０６９〜１２７６ＭＰａであり、引張強度≧１１３８ＭＰａであり、伸び率が２０％〜２５％であり、０°横向シャルピー衝撃功が１５５ｋｓｉ鋼級の降伏強度の１０％以上（≧１２０Ｊ）であり、靱脆遷移温度が−６０℃以下である。

本発明の前記超高強度・超高靱性油井管は、Ｂを添加して鋼の焼入性を増加したため、普通鋼種に添加されたＣｒとＭｏなどの合金元素を代替したことによって油井管の合金添加コストを低下して、強度が高く、且つ靱性がよい。

本発明の前記超高強度・超高靱性油井管の製造方法は、熱処理工程に対する制御で鋼材がより高い強度とより良い靱性を獲得できるようになった。過程操作が簡単になり、大規模の生産製造を実現しやすいため、良好な経済利益を有する。

実施例Ａ５中の超高強度・超高靱性油井管の金属組織を示した。実施例Ａ５中の超高強度・超高靱性油井管の析出相形態を示した。比較例Ｂ１中の油井管の金属組織を示した。比較例Ｂ２中の油井管の析出相形態を示した。比較例Ｂ３中の油井管の析出相形態を示した。

以下、具体的な実施例に基づいて、本発明の前記超高強度・超高靱性油井管およびその製造方法をさらに説明する。だが、具体的な実施例および関係な説明は本発明の技術方案の不当限定になれない。

実施例Ａ１−Ａ５と比較例Ｂ１−Ｂ４
下の工程の通りに、実施例Ａ１−Ａ５と比較例Ｂ１−Ｂ４の油井管を製造した。

１）精錬：実施例Ａ１−Ａ５と比較例Ｂ１−Ｂ４中の各化学元素の質量百分率の配合を表１のようにコントロールした。

２）連続鋳造：連続鋳造して管生地を形成して、溶鋼の過熱度を３０℃未満にして、連続鋳造の引き上げ速度を１．８〜２．２ｍ／ｍｉｎにした。

３）穿孔：連続鋳造工程で得られた丸ビレットを１２００〜１２４０℃の環形炉内で均一的に加熱して、穿孔温度を１１８０〜１２４０℃にした。

４）圧延：最終圧延温度を９００〜９５０℃にした。
５）サイジング：サイジング温度を８５０〜９００℃にした。

６）熱処理：オーステナイト化温度を９００〜９３０℃にして、３０〜６０ｍｉｎ保温後に焼入れして、４５０〜５５０℃で焼戻して、保温時間を５０〜８０ｍｉｎにして、最後に４００〜５５０℃で熱サイジングを行った。

表１は、実施例Ａ１−Ａ５と比較例Ｂ１−Ｂ４中の各化学元素の質量百分率の配合を挙げた。

表２は、実施例Ａ１−Ａ５と比較例Ｂ１−Ｂ４の各工程のパラメーターを挙げた。

表３は、実施例Ａ１−Ａ５と比較例Ｂ１−Ｂ４中の油井管の力学性能を示した。

表３から分かるように、前記各実施例Ａ１−Ａ５中の油井管のいずれも、その降伏強度が≧１０５０Ｍｐａ（１５０ｋｓｉ鋼級以上の強度を達成した）、引張強度が≧１０９０Ｍｐａ、０°横向衝撃功が≧１２８Ｊ、伸び率が≧２３％、靱脆遷移温度が≦−６０℃だった。つまり、実施例Ａ１−Ａ５中の油井管のいずれも超高強度と超高靱性を有したため、深井、超深井を採掘する油井管を製造するのに適合である。反面、比較例Ｂ１中のＭｎとＣｒが本発明の技術方案に限定された範囲を超えたことと、比較例Ｂ２中でＢとＴｉを添加しなかったことと、比較例Ｂ３中のＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏが本発明の技術方案に限定された範囲を超えたことと、比較例Ｂ４中のＴｉとＮの元素が０＜（Ｔｉ−３．４Ｎ）≦０．０２％、Ｔｉ／Ｂ≧１０の条件を満足しなかったことがあったため、比較例Ｂ１−Ｂ４中の油井管の少なくとも１項の力学性能は高強度と高靱性の油井管の標準を達成しなかった。

図１は、実施例Ａ５中の超高強度・超高靱性油井管の金属組織を示し、図２は、実施例Ａ５中の超高強度・超高靱性油井管の析出相形態を示した。

図１が示した通りに、実施例Ａ５中の油井管の金属組織に成分偏析によって形成された帯状組織が発見されていない。図２が示した通りに、実施例Ａ５中の油井管の析出相の炭化物は細小であり、その分布が均一である。そうすると、実施例Ａ５中の超高強度・超高靱性油井管はその強度が１５０ｋｓｉ鋼級以上になり、その０°横向衝撃靱性が１２０Ｊ以上になった。

図３は、比較例Ｂ１中の油井管の金属組織を示した。
比較例Ｂ１中のＣとＭｎとの含有量がより低いため、鋼の焼入性が低くなってしまった。図３が示した通りに、比較例Ｂ１の金属組織により多いフェライト組織が存在されているため、熱処理後の油井管の強度が不足であり、０°横向衝撃功も高くない。そうすると、超高強度・超高靱性油井管に加工することに適応できない。

図４は、比較例Ｂ２中の油井管の析出相形態を示し、図５は、比較例Ｂ３中の油井管の析出相形態を示した。

管生地の凝結過程中で枝晶偏析によって圧延後の管体に大量な偏析帯が存在されているため、図４のように、比較例Ｂ２の偏析帯にＣ、Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏなどの合金元素が富集され、局部に合金成分の分布が不均一であるため、偏析帯に形成された炭化物は多く且つ粗大である。

図５が示した通りに、比較例Ｂ３中のＣ、Ｃｒ、Ｍｏなどの合金元素は本発明の技術方案に限定された範囲を超えたため、熱処理後の油井管の偏析は酷くなった。偏析が酷くなった場合、油井管の靱性が不足になり、鋼の靱性指標が低下された。

注意すべきことは、前記挙げられたものが本発明の具体的な実施例だけである。本発明は前記の実施例に限定されなくて、多い類似な変化例がある。当分野の当業者が本発明の公開内容から直接的に得られた変化例、或いは連想できた変化例も本発明の保護範囲に属される。

Claims

化学元素の質量百分率表示で、Ｃ：０．１２〜０．１８％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：１．１〜１．６％、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４％、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ≦０．００８％を含有し、且つ０＜（Ｔｉ−３．４Ｎ）≦０．０２％、Ｔｉ／Ｂ≧１０を満足し、残部がＦｅおよび他の不可避不純物であり、
そのミクロ組織が焼戻ソルバイトであることを特徴とし、
その降伏強度が１０３４〜１２４１ＭＰａであり、引張強度が１１０３ＭＰａ以上であり、伸び率が２０％〜３０％であり、０°横向シャルピー衝撃功が１２０Ｊ以上であり、靱脆遷移温度が−７０℃以下であることを特徴とする超高強度・超高靱性油井管。
化学元素の質量百分率表示で、Ｃ：０．１２〜０．１８％、Ｓｉ：０．１〜０．４％、Ｍｎ：１．１〜１．６％、Ｃｒ：０．１〜０．４％、Ｍｏ：０．２〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．０４％、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％、Ｂ：０．００１５〜０．００５％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％、Ｎ≦０．００８％を含有し、且つ０＜（Ｔｉ−３．４Ｎ）≦０．０２％、Ｔｉ／Ｂ≧１０を満足し、残部がＦｅおよび他の不可避不純物であり、
そのミクロ組織が焼戻ソルバイトであることを特徴とし、
その降伏強度が１０６９〜１２７６ＭＰａであり、引張強度が１１３８ＭＰａ以上であり、その伸び率が２０％〜２５％であり、０°横向シャルピー衝撃功が１２０Ｊ以上であり、靱脆遷移温度が−６０℃以下であることを特徴とする超高強度・超高靱性油井管。
Ｖ元素を、０＜Ｖ≦０．１ｗｔ％でさらに含有することを特徴とする請求項１または２に記載の超高強度・超高靱性油井管。
精錬工程、連続鋳造工程、穿孔工程、圧延工程、サイジング工程、熱処理工程を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の超高強度・超高靱性油井管の製造方法。
前記連続鋳造工程において、溶鋼の過熱度を３０℃の未満にし、連続鋳造の引き上げ速度を１．８〜２．２ｍ／ｍｉｎにすることを特徴とする請求項４に記載の超高強度・超高靱性油井管の製造方法。
前記穿孔工程において、連続鋳造工程で得られた丸ビレットを１２００〜１２４０℃の炉内で均一的に加熱して、穿孔温度を１１８０〜１２４０℃にすることを特徴とする請求項４に記載の超高強度・超高靱性油井管の製造方法。
前記圧延工程において、最終圧延温度を９００〜９５０℃にすることを特徴とする請求項４に記載の超高強度・超高靱性油井管の製造方法。
前記サイジング工程において、サイジング温度が８５０〜９００℃であることを特徴とする請求項４に記載の超高強度・超高靱性油井管の製造方法。
前記熱処理工程において、オーステナイト化温度を９００〜９３０℃にして、３０〜６０ｍｉｎ保温後に焼入れして、４５０〜５５０℃で焼戻して、保温時間を５０〜８０ｍｉｎにして、最後に４００〜５５０℃で熱サイジングを行うことを特徴とする請求項４に記載の超高強度・超高靱性油井管の製造方法。