JPS63203722A - 耐サワ−ガス油井用管状部材の製造法 - Google Patents
耐サワ−ガス油井用管状部材の製造法Info
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- JPS63203722A JPS63203722A JP3537487A JP3537487A JPS63203722A JP S63203722 A JPS63203722 A JP S63203722A JP 3537487 A JP3537487 A JP 3537487A JP 3537487 A JP3537487 A JP 3537487A JP S63203722 A JPS63203722 A JP S63203722A
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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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
(産業上の利用分野)
本発明は、腐食環境下、特に、サワーガス環境(His
−Cot C12−含有環境)下におい士良好な耐応
力腐食割れ性(以下、「耐SCC性」という)および耐
水素割れ性を有する油井用管状部材の製造法に関する。
−Cot C12−含有環境)下におい士良好な耐応
力腐食割れ性(以下、「耐SCC性」という)および耐
水素割れ性を有する油井用管状部材の製造法に関する。
(従来の技術)
近年、油井の深井戸化およびサワーガス環境下での掘井
が要求され、そのような油井用には高強度、高耐食性を
有するNi基合金等が適用されているや これらNi1合金の耐食性能は主にCrs Moおよび
Wの各含有量を増加させることによって向上させ得るこ
とが周知で、そのような合金設計思想にもとすき、対象
とする特定の腐食環境に通した合金成分系が選択される
。
が要求され、そのような油井用には高強度、高耐食性を
有するNi基合金等が適用されているや これらNi1合金の耐食性能は主にCrs Moおよび
Wの各含有量を増加させることによって向上させ得るこ
とが周知で、そのような合金設計思想にもとすき、対象
とする特定の腐食環境に通した合金成分系が選択される
。
さらに強度的には0.2%耐力にて77kgf/am”
以上、あるいは91kgf/ms+”以上の高強度が要
求される場合が多(、これに対してはチュービング、ラ
イナ、ケーシング等の油井用管状部材では冷間加工にて
高強度化を図る場合が多い、ところが、従来の製造方法
では冷間加工における加工度(断面あるいは肉厚減少率
)の上昇と共にすう−ガス環境下での応力腐食割れ(S
CC)および水素割れ感光性が著しく増大することが
知られており、耐食性能を確保する観点から、冷間加工
度を制限せざるを得ない状況にあり、このため強度にも
限界があった。
以上、あるいは91kgf/ms+”以上の高強度が要
求される場合が多(、これに対してはチュービング、ラ
イナ、ケーシング等の油井用管状部材では冷間加工にて
高強度化を図る場合が多い、ところが、従来の製造方法
では冷間加工における加工度(断面あるいは肉厚減少率
)の上昇と共にすう−ガス環境下での応力腐食割れ(S
CC)および水素割れ感光性が著しく増大することが
知られており、耐食性能を確保する観点から、冷間加工
度を制限せざるを得ない状況にあり、このため強度にも
限界があった。
さらに当該環境で用いられるNi基合金は主としてオー
ステナイト相から成る多結晶体として使用されるが、従
来法ではCr、MO% W等耐食性能向上に有効な元素
が偏析し易く、均質な組織を得るためには高温における
溶体化処理が必要となり、結果的にオーステナイト粒の
粗大化を招く、このような状況では仮にその合金系が十
分な合金元素を含有し、静的な状態では強硬な耐食皮膜
を形成しているとしても、一旦応力が加わると局所的な
応力集中が起こり易く、そのため安定した耐SCC性を
発揮できなくなる。このようにSCCがみられることは
、同−成分系の部材にあってもサワーガス環境下での耐
食性能が変動する最大の材料因子であり、これは材料設
計の上で許容限界応力の設定値低下あるいはオーバーグ
レードaの使用等、コスト的にも不利な状況を生み出す
一因となっている。
ステナイト相から成る多結晶体として使用されるが、従
来法ではCr、MO% W等耐食性能向上に有効な元素
が偏析し易く、均質な組織を得るためには高温における
溶体化処理が必要となり、結果的にオーステナイト粒の
粗大化を招く、このような状況では仮にその合金系が十
分な合金元素を含有し、静的な状態では強硬な耐食皮膜
を形成しているとしても、一旦応力が加わると局所的な
応力集中が起こり易く、そのため安定した耐SCC性を
発揮できなくなる。このようにSCCがみられることは
、同−成分系の部材にあってもサワーガス環境下での耐
食性能が変動する最大の材料因子であり、これは材料設
計の上で許容限界応力の設定値低下あるいはオーバーグ
レードaの使用等、コスト的にも不利な状況を生み出す
一因となっている。
(発明が解決しようとする問題点)
本発明の目的は、サワーガス環境下のような腐食環境下
において耐SCC性および耐水素割れ性にすぐれた油井
用管状部材の製造法を提供することである。
において耐SCC性および耐水素割れ性にすぐれた油井
用管状部材の製造法を提供することである。
(問題点を解決するための手段)
本発明者らは、かかる目的を達成すべくサワーガス環境
下における耐SCC性および耐水素割れ性に及ぼす材料
要因について′詳細な研究を進めた結果、製造プロセス
の適正化によってミクロ組織を調整することで、これま
で合金元素の添加によってのみ可能であった耐食性能の
向上が可能となり、同−成分系であっても製造プロセス
の適正化によって耐SCC性および耐水素割れ性を著し
く向上させることができることを見い出し、本発明を完
成した。
下における耐SCC性および耐水素割れ性に及ぼす材料
要因について′詳細な研究を進めた結果、製造プロセス
の適正化によってミクロ組織を調整することで、これま
で合金元素の添加によってのみ可能であった耐食性能の
向上が可能となり、同−成分系であっても製造プロセス
の適正化によって耐SCC性および耐水素割れ性を著し
く向上させることができることを見い出し、本発明を完
成した。
すなわち、破壊力学的な観点からはSCCの要因となる
応力集中を低減する手法としそ、組織の微細化は極めて
有効だが、当該成分系を従来の製造法で製造した場合、
均一微細粒を得ることは極めて困難であった。その原因
を詳細に検討したところ、次のような知見を得た。
応力集中を低減する手法としそ、組織の微細化は極めて
有効だが、当該成分系を従来の製造法で製造した場合、
均一微細粒を得ることは極めて困難であった。その原因
を詳細に検討したところ、次のような知見を得た。
■炭素鋼、低合金鋼等のように変態を利用できない。
■5US304等のステンレス鋼のような不安定オース
テナイトは加工誘起変態を一旦生じるとその逆変態を利
用できるが完全オーステナイト系では加工誘起変態を生
じない。
テナイトは加工誘起変態を一旦生じるとその逆変態を利
用できるが完全オーステナイト系では加工誘起変態を生
じない。
■高Niオーステナイトマトリックスは合金元素Cr
sMo、Ws Nb、Tt等の偏析が生じ易く、組織の
均一化には高温熱処理が必要で粒の粗大化、混粒化が起
こり易い。
sMo、Ws Nb、Tt等の偏析が生じ易く、組織の
均一化には高温熱処理が必要で粒の粗大化、混粒化が起
こり易い。
以上の解決法として最も簡単な方法は粉末冶金法と超急
冷凝固法であるが、両者ともに油井用管状部材の製法と
してはコスト、あるいは製造可能寸法の点で不向きであ
る。
冷凝固法であるが、両者ともに油井用管状部材の製法と
してはコスト、あるいは製造可能寸法の点で不向きであ
る。
そこで、これらをさらに詳細に検討したところ、従来公
知の成分系においても組織の均二微細化が図れ、かつ製
造プロセスの適正化によって同−成分系にあっても極め
て耐食性能の良好な最適化された組織の得られることが
判明した。
知の成分系においても組織の均二微細化が図れ、かつ製
造プロセスの適正化によって同−成分系にあっても極め
て耐食性能の良好な最適化された組織の得られることが
判明した。
すなわち、所定の熱間加工等によって得られた素管を、
200℃以下の温度域にて断面減少率が35%の塑性加
工を加え、次いで再結晶温度直上に加熱し、所定の時間
保持後空冷以上の冷却速痩で冷却する処理を1回もしく
は2回以上繰返すことにより、M!コC,型およびM、
c型(M : Cr%Mo、Fe。
200℃以下の温度域にて断面減少率が35%の塑性加
工を加え、次いで再結晶温度直上に加熱し、所定の時間
保持後空冷以上の冷却速痩で冷却する処理を1回もしく
は2回以上繰返すことにより、M!コC,型およびM、
c型(M : Cr%Mo、Fe。
etc、)炭化物を形成することなく、かつ平均粒径が
20μm以下の微細なオーステナイト単相組織とするこ
とが可能となる。
20μm以下の微細なオーステナイト単相組織とするこ
とが可能となる。
さらにTi、Nbの1種以上を添加した場合には、上記
工程にて、さらに500Å以下のM’C型(M’ :T
i。
工程にて、さらに500Å以下のM’C型(M’ :T
i。
Nb)炭化物がオーステナイト粒内に均一分散し、強度
向上にも寄与し、このような組織とすることによって同
−成分系にあってもサワーガス環境下での耐SCC性、
耐水素割れ性が著しく向上することが判明した。
向上にも寄与し、このような組織とすることによって同
−成分系にあってもサワーガス環境下での耐SCC性、
耐水素割れ性が著しく向上することが判明した。
ここに、本発明の要旨とするところは、重量%で、
C:0.05%以下、 Si:1.0%以下、Mn:
2.0%以下、 Ni:30〜60%、Cr:15
〜30%、 Mo:1.5〜12%、Cu:0.0
1〜3.0%、 さらに所望によりTL;0.01〜2.0%およびNb
+0.01〜2.0%の少なくとも1種を含有し、残部
Feおよび付随不純物 から成る組成の合金素管に200℃〜常温の温度域で、
断面減少率35%以上の塑性加工を加え、次いで、再結
晶温度直上に加熱・保持してから空冷以上の冷却速度で
冷却してから冷間加工する加熱・冷却・加工を1回以上
施すことを特徴とする、耐サワーガス油井用管状部材の
製造法である。
2.0%以下、 Ni:30〜60%、Cr:15
〜30%、 Mo:1.5〜12%、Cu:0.0
1〜3.0%、 さらに所望によりTL;0.01〜2.0%およびNb
+0.01〜2.0%の少なくとも1種を含有し、残部
Feおよび付随不純物 から成る組成の合金素管に200℃〜常温の温度域で、
断面減少率35%以上の塑性加工を加え、次いで、再結
晶温度直上に加熱・保持してから空冷以上の冷却速度で
冷却してから冷間加工する加熱・冷却・加工を1回以上
施すことを特徴とする、耐サワーガス油井用管状部材の
製造法である。
上記「素管」は、溶製後熱間押出しのような熱間加工を
行って製造してもよく、また中空円筒状に鋳込んで造っ
た中空ビレットであってもよい。
行って製造してもよく、また中空円筒状に鋳込んで造っ
た中空ビレットであってもよい。
本発明において、「断面減少率35%以上」と規定し、
その上限は特に限定はしないが加工度が大きい程好まし
く、製品寸法等により適宜法めることができるからであ
る。
その上限は特に限定はしないが加工度が大きい程好まし
く、製品寸法等により適宜法めることができるからであ
る。
また、「再結晶温度直上」とは再結晶温度以上、再結晶
温度+150℃程度以下をいう。
温度+150℃程度以下をいう。
(作用)
次に、本発明において合金成分および製造条件を上述の
如(限定した理由について以下詳述する。
如(限定した理由について以下詳述する。
なお、特にことわりがない限り、「%」は「重量%」で
ある。
ある。
化7底分
C:
c >0.05%ではFItxch型およびMAC型(
M: Mo、Cr、 W等)の炭化物の量が著しく増加
し延性、靭性が劣化する。好ましくは、C50,020
%であるが、C50,010%では延性、靭性、耐食性
はさらに向上する。
M: Mo、Cr、 W等)の炭化物の量が著しく増加
し延性、靭性が劣化する。好ましくは、C50,020
%であるが、C50,010%では延性、靭性、耐食性
はさらに向上する。
Si二
Siは脱酸剤として有効なため通常添加されるが、多量
に添加するとσ、P 、 Laves相などの延性、靭
性に対し好ましくない金属間化合物(以下、r TCP
相」と総称する)を生成し易≧なる。さらにSi>1.
0%では、凝固時のミクロ偏析を助長し、上記のM&C
型炭化炭化物びP相の形成を著しく促進する作用が認め
られた。SiS2.0%とするが、SiS2.50%で
はさらに炭化物の粒界析出抑制効果も加わり、延性、靭
性、耐食性が飛躍的に向上する。
に添加するとσ、P 、 Laves相などの延性、靭
性に対し好ましくない金属間化合物(以下、r TCP
相」と総称する)を生成し易≧なる。さらにSi>1.
0%では、凝固時のミクロ偏析を助長し、上記のM&C
型炭化炭化物びP相の形成を著しく促進する作用が認め
られた。SiS2.0%とするが、SiS2.50%で
はさらに炭化物の粒界析出抑制効果も加わり、延性、靭
性、耐食性が飛躍的に向上する。
Mn;
Mnは通常脱硫剤として添加するが、TCP相生成を促
進する場合があるためMn≦2.0%とする。
進する場合があるためMn≦2.0%とする。
Ni:
本発明における合金はNiマトリックスに固溶強化およ
び加工硬化能の良好な元素MO% Crs W、Nb等
を添加して強化することを基本としている。
び加工硬化能の良好な元素MO% Crs W、Nb等
を添加して強化することを基本としている。
ところが上記元素の多量添加はオーステナイトの不安定
化をまね(ため、オーステナイト基地を安定化するに足
るNi量が必要であり、そのためにはNi≧30%とな
る。Nlはそれ自身加工硬化能を向上させるが60%を
越えると耐水素割れ性が劣化するためNi560%とす
る。。
化をまね(ため、オーステナイト基地を安定化するに足
るNi量が必要であり、そのためにはNi≧30%とな
る。Nlはそれ自身加工硬化能を向上させるが60%を
越えると耐水素割れ性が劣化するためNi560%とす
る。。
Cr;
Moと共に耐食性、強度を向上させる。この効果はCr
215%で顕著となるが30%を越えると熱間加工性が
低下し、さらにTCP相が生成し易くなる。
215%で顕著となるが30%を越えると熱間加工性が
低下し、さらにTCP相が生成し易くなる。
Mo(す:
Crとの共存下で強度、耐食性、特に耐孔食性を著しく
向上させる6本発明の対象とする環境下においてこの効
果はMo≧1.5%で顕著となるが、Cr同様多量添加
はオーステナイト基地を不安定化するためMo512%
とする。 Moは一部Wで置き換えてもよく、その場合
、Mo+%W≧1.5%、Mo+%W≦12%であれば
良い。
向上させる6本発明の対象とする環境下においてこの効
果はMo≧1.5%で顕著となるが、Cr同様多量添加
はオーステナイト基地を不安定化するためMo512%
とする。 Moは一部Wで置き換えてもよく、その場合
、Mo+%W≧1.5%、Mo+%W≦12%であれば
良い。
Cu:
本発明にかかる合金系の対象とする環境下ではCr%M
O% Wと共にCUは耐食性向上に極めて有効である。
O% Wと共にCUは耐食性向上に極めて有効である。
このためにはCu≧0.01%必要であるが、その効果
は3%を越えると飽和するため0.01%≦Cu≦3.
0%とする。
は3%を越えると飽和するため0.01%≦Cu≦3.
0%とする。
Ti:
?+は所望により添加する任意成分で返る。微量Cの安
定化に有効であるが、Ti>2.0%ではTCP相が生
成し易くなるため0.015Ti≦2.0%とする。
定化に有効であるが、Ti>2.0%ではTCP相が生
成し易くなるため0.015Ti≦2.0%とする。
Nb:
JibもTiと同様に所望により添加する任意成分であ
る。 Nbは本発明にかかる合金系の対象とする環境下
で耐食性能を著しく向上させる。さらにTi同様Cの安
定化効果を有し、強度上昇にも寄与する。このためには
Nb2O,01%とするが、2゜0%を越えるとTCP
相が生成し易くなるため0゜01≦Nb≦2.0とする
。
る。 Nbは本発明にかかる合金系の対象とする環境下
で耐食性能を著しく向上させる。さらにTi同様Cの安
定化効果を有し、強度上昇にも寄与する。このためには
Nb2O,01%とするが、2゜0%を越えるとTCP
相が生成し易くなるため0゜01≦Nb≦2.0とする
。
±91匡すL丸泣泉
その他の成分元素については本発明の目的を達するため
に特に規定する必要はないが、通常添加される場合と同
じ効果は得られるので、下記の範囲で添加可能である。
に特に規定する必要はないが、通常添加される場合と同
じ効果は得られるので、下記の範囲で添加可能である。
AQ:
NI基合金では有効な脱酸剤として通常添加される。た
だし多量添加はTCP相生成を助長するのでAQ≦1.
0%とする。
だし多量添加はTCP相生成を助長するのでAQ≦1.
0%とする。
■、Tas Zr1 Hf:
Ti等と同様にC安定化に有効であるが、それぞれ1%
超ではTCP相が生成し易くなるため、vlTas z
ts Of≦1.0%とする。
超ではTCP相が生成し易くなるため、vlTas z
ts Of≦1.0%とする。
N:
多量添加によって粗大な窒化物が形成されると延性、靭
性が劣化するため、N≦0.050%とする。
性が劣化するため、N≦0.050%とする。
p、S:
P、Sは不可避的に混入してくる不純物であり、合金中
に多量に存在すると粒界偏析により熱間加工性を低下さ
せ、また耐食性も劣化するため、P≦0.030%、S
≦o、ooso%とする。
に多量に存在すると粒界偏析により熱間加工性を低下さ
せ、また耐食性も劣化するため、P≦0.030%、S
≦o、ooso%とする。
CO:
Goは耐水素割れ性の向上に有効である。5.0%を越
えるとTCP相が生成し易くなるため、Co≦5.0%
とする。
えるとTCP相が生成し易くなるため、Co≦5.0%
とする。
REM 、Mg、 Ca、 Y:
これらは少な(とも1種の微量添加により熱間加工性を
向上させるが、それぞれ0.1°0%、0.10冗、0
.10%および0.20%の各上限を越えると逆に低融
点化合物を生成し易くなり加工性が低下する。
向上させるが、それぞれ0.1°0%、0.10冗、0
.10%および0.20%の各上限を越えると逆に低融
点化合物を生成し易くなり加工性が低下する。
その他:
B s Sns Zns Pb等は微量では本発明によ
り得られる合金の特性に何ら影響を与えないので不純物
としてそれぞれ0.10%まで許容されるが、この上限
をこえると加工性あるいは耐食性が劣化する。
り得られる合金の特性に何ら影響を与えないので不純物
としてそれぞれ0.10%まで許容されるが、この上限
をこえると加工性あるいは耐食性が劣化する。
本発明によれば、上記成分範囲内の合金から素管を作成
する。素管を得る方法としては通常のインゴットから分
塊工程を経てユジーンセジュルネ方式あるいはエアハル
トブツシュベンチ方式等の熱間押出し法によっても良い
し、プラグミル方式、マンドレルミル方式等の傾斜圧延
法によっても良く、さらに中空円筒型に直接鋳込んだ素
管を用いても良く、このようにして作成された素管はソ
ーキングの有無によらず製管可能である。
する。素管を得る方法としては通常のインゴットから分
塊工程を経てユジーンセジュルネ方式あるいはエアハル
トブツシュベンチ方式等の熱間押出し法によっても良い
し、プラグミル方式、マンドレルミル方式等の傾斜圧延
法によっても良く、さらに中空円筒型に直接鋳込んだ素
管を用いても良く、このようにして作成された素管はソ
ーキングの有無によらず製管可能である。
次いで、上記により得られた素管を200℃以下の温度
域にて冷間塑性加工し、さらに舅結晶温度直上に加熱す
る処理を施すがその条件としては下記が好ましい。
域にて冷間塑性加工し、さらに舅結晶温度直上に加熱す
る処理を施すがその条件としては下記が好ましい。
盈亘盟伎皿工
冷間塑性加工の温度が200℃を越える温度域では塑性
変形によって導入された欠陥(転位等)が溶質原子と活
発に相互作用を開始するため、均一な変形が阻害される
。よって、200℃以下とする。
変形によって導入された欠陥(転位等)が溶質原子と活
発に相互作用を開始するため、均一な変形が阻害される
。よって、200℃以下とする。
−gには室温〜100℃の範囲で行えば十分である。
同じく加工度は断面減少率で35%以上になると転位同
士の相互作用により再結晶核があらゆる場所に発生する
ようになり微細粒化が可能となる。よって、35%以上
とする。好ましくは50%以上である。
士の相互作用により再結晶核があらゆる場所に発生する
ようになり微細粒化が可能となる。よって、35%以上
とする。好ましくは50%以上である。
柩潜ゴU11
溶体化処理の温度は再結晶温度直上とする。一般には、
再結晶温度以上で可及的に再結晶温度に近いのが好まし
いが、再結晶温度よりはV150℃程度高い温度範囲ま
では許容される。従来法では前述のような冷間塑性加工
による微細粒化が十分でないため再結晶温度直上ではM
gzCi 、’ M2Cが局所的に形成され、組織の均
一化が困難であったが、本発明によれば均一化可能であ
る。同じく保持時間、加熱・冷却速度については、急速
加熱、冷却、短時間保持が一般的には望ましいが、従来
の設備で得られる通常の条件でも問題はない。
再結晶温度以上で可及的に再結晶温度に近いのが好まし
いが、再結晶温度よりはV150℃程度高い温度範囲ま
では許容される。従来法では前述のような冷間塑性加工
による微細粒化が十分でないため再結晶温度直上ではM
gzCi 、’ M2Cが局所的に形成され、組織の均
一化が困難であったが、本発明によれば均一化可能であ
る。同じく保持時間、加熱・冷却速度については、急速
加熱、冷却、短時間保持が一般的には望ましいが、従来
の設備で得られる通常の条件でも問題はない。
かかる溶体化処理に引き続いて冷間加工を行うが、その
加工度は最終製品形状が得られればよく、特に制限はな
い、必要により溶体化処理とそれに続いて行われる冷間
加工は1回以上繰り返す。
加工度は最終製品形状が得られればよく、特に制限はな
い、必要により溶体化処理とそれに続いて行われる冷間
加工は1回以上繰り返す。
次に、実施例によって本発明をさらに説明する。
実施例
第1表に示す化学組成を有する各合金を調製後、第2表
に示す(A)〜(C)法で素管を作成し、同じく第3表
に示す細粒プロセス(A)〜(D)の方法で製管を施し
て0.2%耐力(室温)にて、70〜100kgf/−
−8という所望の強度を得た。これらの材料の再結晶温
度は850〜980℃であった。
に示す(A)〜(C)法で素管を作成し、同じく第3表
に示す細粒プロセス(A)〜(D)の方法で製管を施し
て0.2%耐力(室温)にて、70〜100kgf/−
−8という所望の強度を得た。これらの材料の再結晶温
度は850〜980℃であった。
次いで、この材料から引張および腐食試験片を採取し、
下記要領にて各種試験を実施した。結果を第1表にまと
めて示す、なお、耐水永別れ試験に供した材料は300
℃にて1ooohの長時間加熱処理を施した後、試験に
供した。
下記要領にて各種試験を実施した。結果を第1表にまと
めて示す、なお、耐水永別れ試験に供した材料は300
℃にて1ooohの長時間加熱処理を施した後、試験に
供した。
なお、試験要領は次の通りであった。
■引張試験
温度 二 室温
試験片: 4.OIIm φ、GL = 20−一■
耐応力腐食割れ試験 耐食溶液:20%Naa2−1g/ I S −(0
,1゜1+10) atII HgS −20at
m Co!温度 =250℃ 浸漬時間: 500h 試験片 : 10wX2tX751R0,25Uノツチ
付、付加応力1σy ■耐水素側れ試験 NACE条件;5%NaCf2−0.5%CHsCOO
II 1ate11.825℃ 試験片 :炭素鋼カップリング、10ii X2tX7
!M R0,25Uノツチ付、 付加応力1σy 第1図は第1表中の合金阻1について(A)法で素管作
成後、細粒化処理(A)法の冷間引抜率を20〜80%
まで変化させ、溶体化後の組織および5SRTによる耐
食性能を示したものである。35%以上の冷間塑性加工
によって平均粒径は20μ−以下となり、さらに耐食性
能も良好となっている。
耐応力腐食割れ試験 耐食溶液:20%Naa2−1g/ I S −(0
,1゜1+10) atII HgS −20at
m Co!温度 =250℃ 浸漬時間: 500h 試験片 : 10wX2tX751R0,25Uノツチ
付、付加応力1σy ■耐水素側れ試験 NACE条件;5%NaCf2−0.5%CHsCOO
II 1ate11.825℃ 試験片 :炭素鋼カップリング、10ii X2tX7
!M R0,25Uノツチ付、 付加応力1σy 第1図は第1表中の合金阻1について(A)法で素管作
成後、細粒化処理(A)法の冷間引抜率を20〜80%
まで変化させ、溶体化後の組織および5SRTによる耐
食性能を示したものである。35%以上の冷間塑性加工
によって平均粒径は20μ−以下となり、さらに耐食性
能も良好となっている。
なお、5SRT試験は、150℃において大気中および
ngs環境中(25%Nac21g/j’ −5,7a
tm Has)にて歪み速度i −t xto−7s”
にて実施し、大気中とHis環境中での破断時間の比で
評価した。
ngs環境中(25%Nac21g/j’ −5,7a
tm Has)にて歪み速度i −t xto−7s”
にて実施し、大気中とHis環境中での破断時間の比で
評価した。
(発明の効果)
以上のごとく、本発明によれば、&l織の均一微細化を
図ることによって、同一成分系にあっても耐食性能の飛
躍的向上が図れる。
図ることによって、同一成分系にあっても耐食性能の飛
躍的向上が図れる。
添付図面(よ本発明の実施例の結果を示すグラフである
。
。
Claims (2)
- (1)重量%で、 C:0.05%以下、Si:1.0%以下、Mn2.0
%以下、Ni:30〜60%、 Cr:15〜30%、Mo:1.5〜12%、Cu:0
.01〜3.0%、 残部Feおよび付随不純物 から成る組成の合金素管に200℃〜常温の温度域で、
断面減少率35%以上の塑性加工を加え、次いで、再結
晶温度直上に加熱・保持してから空冷以上の冷却速度で
冷却してから冷間加工する加熱・冷却・加工を1回以上
施すことを特徴とする、耐サワーガス油井用管状部材の
製造法。 - (2)重量%で、 C:0.05%以下、Si:1.0%以下、Mn:2.
0%以下、Ni:30〜60%、Cr:15〜30%、
Mo:1.5〜12%、Cu:0.01〜3.0%、 さらにTi:0.01〜2.0%およびNb:0.01
〜2.0%の少なくとも1種を含有し、 残部Feおよび付随不純物 から成る組成の合金素管に200℃〜常温の温度域で、
断面減少率35%以上の塑性加工を加え、次いで、再結
晶温度直上に加熱・保持してから空冷以上の冷却速度で
冷却してから冷間加工する加熱・冷却・加工を1回以上
施すことを特徴とする、耐サワーガス油井用管状部材の
製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3537487A JPS63203722A (ja) | 1987-02-18 | 1987-02-18 | 耐サワ−ガス油井用管状部材の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3537487A JPS63203722A (ja) | 1987-02-18 | 1987-02-18 | 耐サワ−ガス油井用管状部材の製造法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63203722A true JPS63203722A (ja) | 1988-08-23 |
JPH0450366B2 JPH0450366B2 (ja) | 1992-08-14 |
Family
ID=12440125
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3537487A Granted JPS63203722A (ja) | 1987-02-18 | 1987-02-18 | 耐サワ−ガス油井用管状部材の製造法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63203722A (ja) |
Cited By (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02228456A (ja) * | 1989-02-21 | 1990-09-11 | Inco Alloys Internatl Inc | 冷間加工ニッケル基合金の強化法 |
JPH03120335A (ja) * | 1989-09-30 | 1991-05-22 | Kubota Corp | 鋳造用高ニッケル鉄基合金 |
JPH04154935A (ja) * | 1990-10-12 | 1992-05-27 | Kubota Corp | 鋳造用高ニッケル‐クロム鉄基合金 |
EP2163655A1 (en) * | 2007-07-02 | 2010-03-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for production of high alloy steel pipe |
WO2010070990A1 (ja) | 2008-12-18 | 2010-06-24 | 住友金属工業株式会社 | 高合金管の製造方法 |
US20130206274A1 (en) * | 2010-08-18 | 2013-08-15 | Huntington Alloys Corporation | Process for producing large diameter, high strength, corrosion-resistant welded pipe and pipe made thereby |
WO2018225869A1 (ja) | 2017-06-09 | 2018-12-13 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系合金管及びその製造方法 |
-
1987
- 1987-02-18 JP JP3537487A patent/JPS63203722A/ja active Granted
Cited By (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH02228456A (ja) * | 1989-02-21 | 1990-09-11 | Inco Alloys Internatl Inc | 冷間加工ニッケル基合金の強化法 |
JPH03120335A (ja) * | 1989-09-30 | 1991-05-22 | Kubota Corp | 鋳造用高ニッケル鉄基合金 |
JPH04154935A (ja) * | 1990-10-12 | 1992-05-27 | Kubota Corp | 鋳造用高ニッケル‐クロム鉄基合金 |
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EP2163655A4 (en) * | 2007-07-02 | 2011-12-21 | Sumitomo Metal Ind | PROCESS FOR PRODUCING HIGHLY ALLOY STEEL PIPE |
US8701455B2 (en) | 2007-07-02 | 2014-04-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method for manufacturing a high alloy pipe |
WO2010070990A1 (ja) | 2008-12-18 | 2010-06-24 | 住友金属工業株式会社 | 高合金管の製造方法 |
US8312751B2 (en) | 2008-12-18 | 2012-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for producing high alloy pipe |
US20130206274A1 (en) * | 2010-08-18 | 2013-08-15 | Huntington Alloys Corporation | Process for producing large diameter, high strength, corrosion-resistant welded pipe and pipe made thereby |
WO2018225869A1 (ja) | 2017-06-09 | 2018-12-13 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系合金管及びその製造方法 |
US11807910B2 (en) | 2017-06-09 | 2023-11-07 | Nippon Steel Corporation | Austenitic alloy pipe and method for producing same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0450366B2 (ja) | 1992-08-14 |
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Legal Events
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---|---|---|---|
EXPY | Cancellation because of completion of term |