WO2004106572A1 - 埋設拡管用油井鋼管 - Google Patents

埋設拡管用油井鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2004106572A1
WO2004106572A1 PCT/JP2004/007174 JP2004007174W WO2004106572A1 WO 2004106572 A1 WO2004106572 A1 WO 2004106572A1 JP 2004007174 W JP2004007174 W JP 2004007174W WO 2004106572 A1 WO2004106572 A1 WO 2004106572A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel
pipe
expansion
steel pipe
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/007174
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hisashi Amaya
Yuji Arai
Original Assignee
Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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 Sumitomo Metal Industries, Ltd. filed Critical Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Priority to JP2005506479A priority Critical patent/JP4475424B2/ja
Priority to CA002527117A priority patent/CA2527117A1/en
Priority to UAA200512670A priority patent/UA79213C2/uk
Priority to EP04745326A priority patent/EP1640468A4/en
Priority to BRPI0410732-2A priority patent/BRPI0410732A/pt
Priority to EA200501880A priority patent/EA008418B1/ru
Priority to MXPA05012510A priority patent/MXPA05012510A/es
Priority to AU2004243718A priority patent/AU2004243718B9/en
Publication of WO2004106572A1 publication Critical patent/WO2004106572A1/ja
Priority to NO20055154A priority patent/NO20055154L/no
Priority to US11/284,918 priority patent/US7082992B2/en

Links

Classifications

    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe mainly used for an oil well or a gas well (hereinafter, these are generally referred to as "oil wells"), and is used for tubing, casing, liner, and the like which is expanded in the oil well and used as it is.
  • Oil pipes for oil wells The present invention particularly relates to an oil country tubular good for pipe expansion having excellent corrosion resistance after pipe expansion.
  • casings In the excavation of an oil well, a number of pipes called casings are installed in the well to prevent collapse of the well wall.
  • a casing In drilling a well, after drilling a hole to a certain depth, a casing is inserted into the drilled well to prevent the walls from collapsing. In this way, the wells are dug while continuing drilling work in sequence, but the casing that is laid when digging to the next depth is lowered through the previously laid casing. For this reason, the diameter of the casing installed in a deep portion later needs to be smaller than the diameter of the casing installed earlier.
  • the diameter of the casing at the top of the well becomes smaller as the depth increases, and finally the oil and gas production becomes larger.
  • the steel pipe (tubing) used for this is passed.
  • the diameter of the casing at the top of the well is designed by calculating backward from the diameter of the tubing that should be secured when digging to the predetermined depth.
  • Oil well steel pipes are shipped after heat treatment.
  • the steel pipe has excellent corrosion resistance, especially resistance to sulfide stress cracking (hereinafter also referred to as “ssc”) in a wet hydrogen sulfide environment, that is, excellent sulfide stress cracking resistance (hereinafter “SSC resistance”). Sex).
  • SSC resistance excellent sulfide stress cracking resistance
  • it is particularly important to consider the deterioration of SSC resistance due to work hardening caused by pipe expansion.
  • Patent Document 2 proposes a steel pipe that ensures SSC resistance after being subjected to a pipe expansion process.
  • the steel pipe shown in this document since the SSC resistance after the expansion process is affected by the crystal grain and strength of the steel pipe before the addition, the steel pipe whose crystal grain size is reduced to a certain value or less in relation to the strength is considered. It is. And the SSC resistance of the steel pipe after the pipe expansion process is secured.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 7-507610
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-266055
  • An object of the present invention is to provide an oil well steel pipe for expanded pipes having good corrosion resistance after pipe expansion, specifically, SSC resistance.
  • the gist of the present invention completed on the basis of the above findings is the following oil country tubular goods for buried expansion.
  • C 0.05-0.45%
  • Si 0.1-1.5%
  • Mn 0.1-3.0%
  • ⁇ 0.03% or less
  • S 0.01% or less
  • sol.Al sol.Al:0.05% or less
  • the remainder consists of Fe and impurities, which are solid-dissolved N in steel.
  • the oil well steel pipe for burial expansion described above is made of a steel containing at least one or more components selected from at least one of the following groups A to C instead of part of Fe. It may be.
  • Group A V: 0.005—0.2%, Ti: 0.005—0.1%, Nb: 0.005 0.1%, and B: 0.0005—0.005%
  • Group B Cr: 0.1 1.5%, Mo: 0.1—1.0%, Ni: 0.05 1.5% and Cu: 0.05 0.5%
  • Group C Ca: 0.001—0.005%
  • the hydrogen trap site As a method for quantifying the amount of stored hydrogen in steel, there is a heated hydrogen analysis method.
  • the hydrogen atoms desorbed at each temperature are measured with a quadrupole mass spectrometer while increasing the temperature of the target steel.
  • the temperature at which hydrogen desorbs differs depending on the activation energy of hydrogen in the trapped state, and the amount of hydrogen measured at each temperature (desorption hydrogen amount) is It is a measure of the activation energy state of the trapped state of hydrogen.
  • the amount of solute N is the total amount of N in steel measured by chemical analysis.
  • the amount of N in each nitride, such as Ti, Nb, Al, V, B, etc., determined by the extraction residue method was subtracted from the calculated value.
  • a plug for pipe expansion was pushed into the steel pipe after the heat treatment to expand the pipe in the radial direction.
  • the expansion rate was changed by changing the size of the plug, and the radius expansion rate was set to 10% and 20%. Then, from the steel pipes before and after expansion, four-point bending test specimens of the shape and dimensions shown in Fig. 1 were collected, set on a bending application jig 1 shown in Fig. 2, and applied to NACE TM-0177.
  • the SSC resistance was examined by immersing in specified Solution 8 (a test solution saturated with 1 atm of HS in an aqueous solution of 5% by mass + 1% by mass of acetic acid) for 720 hours.
  • the applied stress was set to 85% of the standard minimum yield strength of 552MPa (corresponding to 80ksi).
  • Table 3 shows the results of the SSC resistance test
  • Figures 3 and 4 show the results of the temperature-tested hydrogen analysis.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the temperature rise temperature (° C.) and the hydrogen release rate (ppm / sec) of D-steel with a high solid solution N content of 45 ppm. As shown in the figure, the first peak in the range of 100-150 ° C increases as the pipe expansion rate increases. This indicates that the amount of diffusible hydrogen released below 200 ° C increases with the processing rate.
  • Fig. 4 shows the temperature rise temperature (° C) and the hydrogen release rate (ppm / sec) of steel A, in which the amount of solute N was reduced to 4 ppm by fixing N to ⁇ by adding Ti.
  • FIG. In the case of steel A, the second peak at 200 400 ° C increases after pipe expansion, and the first peak up to 200 ° C is almost the same as before pipe expansion.
  • the hardness of steel increases due to work hardening. Higher hardness means more dislocations, and the higher the concentration of diffusible hydrogen trapped in such dislocation-rich steel.
  • the activation energy level of diffusible hydrogen occluded in the steel after pipe expansion greatly differs depending on the level of dissolved N.
  • the concentration of diffusible hydrogen released up to 200 ° C is lower in steels with a small amount of solute N. This means that in steels with a small amount of solute N, the increase in hydrogen embrittlement susceptibility when expanded, in other words, the SSC susceptibility is suppressed to a low level.
  • the A-C steel which has a small amount of solute N, only has a higher second peak even after pipe expansion, but the diffusible hydrogen in the first peak is lower than that of D steel. If the amount of diffusible hydrogen released in the first peak is large, the SSC resistance will deteriorate, but steel with low diffusible hydrogen will have good SSC resistance even if the hydrogen released in the second peak is large. That is. In short, it has been found that it is effective to reduce the amount of solute N to secure excellent SSC resistance in steel pipes after pipe expansion.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the diffusible hydrogen content (ppm) and the Rockwell C-scale hardness (HRC) of the steel with the code AD released from the steel in the temperature range up to 200 ° C. .
  • HRC Rockwell C-scale hardness
  • the level of diffusible hydrogen concentration with respect to the hardness when changed by pipe expansion differs depending on the level of solid solution N in steel, and steel with low solid solution N is When viewed at the same hardness, the diffusible hydrogen concentration is low.
  • an increase in hydrogen embrittlement susceptibility to work hardening due to pipe expansion that is, an increase in SSC susceptibility, is reduced by the smaller the amount of solute N.
  • the amount of solute N in steel as a raw material is specified to be 40 ppm or less.
  • the amount of solute N in steel is not determined only by the smelting conditions.
  • Subsequent production conditions such as the billet heating conditions during pipe production and the temperature at the end of pipe production, the temperature and time during the heating and cooling process for quenching, and the temperature and time during the heating and cooling process for tempering.
  • Factors such as time affect the amount of solute N in a complicated manner. Therefore, it is important to consider these factors comprehensively and to determine the amount of additional nitrogen-forming elements such as Ti, Nb, V, B and A1.
  • the holding time at a temperature as high as possible should be extended as much as possible to justify the addition amount of the nitride-forming element. It is desirable to cause a proper nitride formation reaction.
  • the heating temperature and time it is also desirable to optimize the heating temperature and time according to the type of the nitride-forming element such as ⁇ or Nb.
  • the billet heating during manufacturing tubes Shi desirable to soaking 20 minutes or more 1250 ° C or higher Les ,.
  • N is fixed with A1 or Nb, it is desirable to heat at 900 ° C or higher for 15 minutes or more during quenching after pipe making.
  • the thickness of the steel pipe to be produced also affects the generation of nitrides.
  • the cooling rate is slow for thick materials, the formation of nitrides can be expected to progress even after leaving the heating furnace during quenching and before the start of water cooling. Therefore, it is possible to shorten the soaking time by that amount of time, but for thin-walled materials, the cooling rate is high, so time management in the furnace is important.
  • C is an element necessary for securing the strength of the steel and obtaining sufficient hardenability. This To obtain these effects, a content of at least 0.05% is required. On the other hand, if it exceeds 0.45%, the susceptibility to quench cracking during quenching increases. For this reason, the C content was set to 0.05-0.45%.
  • the lower limit is preferably 0.1%.
  • the upper limit is preferably 0.35%.
  • Si is an element having an effect as a deoxidizing agent and an effect of increasing tempering softening resistance and increasing strength. However, if the content is less than 0.1%, these effects cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if it exceeds 1.5%, the hot workability of steel is significantly deteriorated. For this reason, the Si content was set to 0.1 1.5%.
  • the lower limit is preferably 0.2. / 0 . Further, the preferred level as the upper limit is 1.0%.
  • Mn is an element that increases the hardenability of steel and is effective in ensuring the strength of steel pipes. If the content power is less than 0.1%, these effects cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 3.0%, the tonality of Mn increases and toughness decreases. Therefore, the Mn content is set to 0.1-3.0%. A preferred lower limit is 0.3%. The upper limit is preferably 1.5%.
  • P is an element contained as an impurity in steel, and if its content exceeds 0.03%, the grain boundaries are biased and the toughness is deteriorated. Preferred is 0.015% or less. The smaller the P content, the better.
  • S is an element contained as an impurity in steel, similar to P described above, and forms sulfide-based inclusions with Mn, Ca, etc., deteriorating toughness, and when its content exceeds 0.01%, The toughness deteriorates significantly. For this reason, the S content was set to 0.01% or less. Preferred is 0.005% or less. The lower the s content, the better.
  • sol.Al 0.05% or less
  • A1 has the ability to add to steel as a deoxidizing agent. If its content exceeds 0.05% as sol.Al, the deoxidizing effect that not only reduces toughness but also saturates. Therefore, the content of A1 was set to 0.05% or less in sol.Al content. Preferred is 0.03% or less. Only the deoxidizing effect If so, the lower limit may be the impurity level. However, A1 has the effect of forming A1N and fixing N, and this effect is obtained when the sol.Al content is 0.001% or more. The amount should be 0.001% or more.
  • One of the oil country tubular goods for buried expansion according to the present invention has the above-mentioned chemical composition, and the balance is made of steel comprising Fe and impurities.
  • Another one of the oil country tubular goods for buried expansion according to the present invention further includes, in addition to the above components, at least one of the following groups A to C instead of part of Fe. It consists of steel containing at least one selected component.
  • Group B Cr: 0.1 1.5%, Mo: 0.1—1.0%, Ni: 0.05 1.5% and Cu: 0.05 0.5%
  • Group C Ca: 0.001—0.005%.
  • All of these elements have the effect of forming nitrides and fixing N in steel. That is, it is an element that reduces solid solution N. Therefore, if one wants to obtain the effect, one or two or more of them may be added anyway.
  • the effect is V, V, and Nb with a content of 0.005% or more, and B with a content of 0.0005% or more. can get. However, if the content exceeds 0.2% for V, 0.1% for Ti and Nb, and 0.005% for B, any of these causes deterioration of the toughness of the steel. Therefore, when these elements are added, the content of these elements should be 0.005 to 0.2% for V, 0.005 to 0.1% for ⁇ and Nb, and 0.0005 to 0.005% for B, respectively.
  • V has a function of forming VC during tempering to increase the softening resistance and improve the strength of the steel, and Ti and Nb form fine carbonitrides at high temperatures to form them at high temperatures. It also has the effect of preventing the crystal grains from becoming coarse.
  • All of these elements are effective elements for improving the hardenability and improving the strength. If desired, one or more of these may be added. The effect is obtained at 0.1% or more for Cr and Mo, respectively, and 0.05% or more for Ni and Cu. I However, if the contents of Cr and Ni exceed 1.5%, Mo and 1.0%, and Cu exceeds 0.5%, the toughness and corrosion resistance deteriorate. Therefore, the content of these elements when added is preferably 0.1 to 1.5% for Cr, 0.1 to 1.0% for Mo, 0.05 to 1.5% for M, and 0.05 to 0.5% for Cu.
  • Ca is an element that contributes to the control of sulfide morphology and is effective for improving the toughness of steel. Therefore, if the effect is desired, the effect can be obtained at 0.001% or more. However, if the content exceeds 0.005%, a large amount of inclusions is formed, and adverse effects appear in the corrosion resistance, such as a starting point of pitting. For this reason, the Ca content when added is preferably 0.001-0.005%.
  • Each steel ingot was soaked at 1250 ° C for 30 minutes and then hot-forged with a cross-sectional reduction rate of 30% to obtain a bar material with a diameter of 80 mm and a length of 300 mm.
  • a seamless steel pipe with an outer diameter of 75 mm, a wall thickness of 10 mm, and a length of 300 mm was produced by outer cutting and through-cut processing.
  • This seamless steel pipe is subjected to quenching heat treatment at 1050 ° C for 10 minutes and then quenching with water, and tempering heat treatment at 650 ° C for 30 minutes to obtain steel pipes for pipe expansion with various solute N contents.
  • the obtained steel pipe for pipe expansion was expanded in the radial direction by pushing a plug for pipe expansion from one pipe end toward the other pipe end at room temperature.
  • four-point bending test specimens with the shape and dimensions shown in Fig. 1 were collected from the steel pipes and steel pipes, and set in bending jig 1 shown in Fig. 2. Then, a sulfide stress corrosion cracking test was performed.
  • the SSC resistance was evaluated as good ( ⁇ ) when no SSC was observed, and as poor (X) when SSC was observed.
  • the applied stress was 85% of the standard minimum yield strength of 552MPa (corresponding to 80ksi).
  • Table 5 shows the results. Table 5 shows the JIS Z 2241 sampled from the steel pipe for pipe expansion before expansion. Yield strength YS (MPa) of room temperature tensile test using specified No. 12B specimen is also shown [Table 4]
  • mark means impurity level.
  • the steel pipes made of the steels of Nos. 19-22 of the comparative examples all have poor SSC resistance after the pipe expansion.
  • the steel pipe made of No. 19 steel has a short heating time during forging. Poor sex.
  • a steel pipe made of No. 20 steel has a high solute N content of 59 ppm because of no addition of nitride-forming elements, resulting in poor SSC resistance.
  • the No. 21 steel and steel pipes have a large amount of Cr and Mo, so that coarse carbides are generated and the SSC resistance is poor.
  • the steel pipe made of No. 22 steel has a large amount of inclusions due to the excessive amount of Ca, causing SSC at the pit initiation point, resulting in poor SSC resistance.
  • the oil country tubular goods for buried expansion of the present invention have good SSC resistance after expansion. Therefore, it is extremely useful for use in the burial expansion method in which the pipe is expanded after being buried in the oil well.
  • FIG. 1 is a view showing the shape and dimensions of a four-point bending test piece.
  • FIG. 2 is a view showing a bending application jig and a set state of a four-point bending test piece on the jig.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the temperature of steel having a large amount of dissolved N and the hydrogen release rate.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the temperature of steel having a small amount of solute N and the hydrogen release rate.
  • FIG. 5 is a graph showing the relationship between the amount of diffusible hydrogen in steel and the hardness of steel.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)

Abstract

　拡管後の耐硫化物応力割れ性に優れた埋設拡管用の油井鋼管である。この鋼管は、Ｃ：0.05～0.45％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～3.0％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、sol.Al：0.05％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物で、鋼中の固溶Ｎ量が40ppm以下の鋼からなる。この鋼は、上記の成分に加えて、Ｖ、Ti、Nb、Ｂ、Cr、Mo、Ni、CuおよびCaの中から選んだ１種以上を含むことができる。

Description

明 細 書
埋設拡管用油井鋼管
技術分野
[0001] 本発明は、主として油井またはガス井（以下、これらを「油井」と総称する）に用いら れる鋼管であって、油井中において拡管加工され、そのまま使用されるチュービング 、ケーシングおよびライナー等の油井用鋼管に関する。本発明は、特に、拡管後の 耐食性に優れた坦設拡管用油井鋼管に関する。
技術背景
[0002] 油井の掘削においては、多数のケーシングと呼ばれるパイプを坑井中に坦設して、 坑井の壁の崩落を防止する。坑井の掘削では、ある深さに達するまでドリリングによつ て穴が掘られた後、掘削された坑井の中に、壁の崩落を防止する目的でケーシング が挿入される。このようにして、井戸は、順次ドリリング作業を続けて掘り進められるが 、次の段階の深さまで掘り進めた時に坦設されるケーシングは、先に坦設されたケー シングの中を通して降下されるために、後から深い部分に坦設されるケーシングの直 径は、先に坦設されたケーシングの直径よりも小さくする必要がある。
[0003] このようにして掘削された油井では、坑井上部のケーシングの径は大きぐ深度が 大きくなるにしたがって、小さい直径のケーシングとなり、その中に、最終的に油およ びガスの生産のために用いる鋼管（チュービング）が通されることになる。このため、 所定の深度にまで掘り進めた時に確保するべきチュービングの直径から逆算して、 坑井上部のケーシングの直径が設計されることになる。
[0004] このようなことから、深い井戸を掘削する場合には、坑井上部のケーシングのサイズ も大きくなり、掘削に要する費用も増加する。
[0005] 特許文献 1に記載されているように、坑井内においてケーシングを半径方向に膨張 させることで、多段構造になったケーシング毎の直径の差を小さくし、結果として坑井 上部のケーシングのサイズを小さくする工夫がなされている。この方法は、必要として レ、る鋼管の外径よりも外径が小さい鋼管を油井内に挿入し、油井内において拡管加 ェを施し、必要な鋼管の外径にまで加工するものである。この方法を採用することに より、前記したように坑井上部でのケーシングの直径を小さく抑えることができ、井戸 の掘削に力かるコストを削減することができる。
[0006] 油井内で鋼管を拡管する場合には、鋼管は、拡管による加工を受けた状態のまま で油やガスなどの生産流体の環境に曝される。従って、鋼管は、拡管加工を受けた ままで所定の性能を持たなければならない。これは、拡管後の鋼管の全長に特性改 善のための熱処理を施すことは不可能だからである。
[0007] 油井用の鋼管は、熱処理を施した状態で出荷される。そして、その鋼管は、優れた 耐食性、就中、湿潤硫化水素環境における硫化物応力割れ (以下「ssc」ともいう） に対する優れた抵抗性、すなわち優れた耐硫化物応力割れ性 (以下「耐 SSC性」と もいう）を備えるように配慮されている。しかし、拡管工法が適用される鋼管について は、拡管による加工硬化に起因する耐 SSC性の劣化に対する配慮が特に重要とな る。
[0008] 特許文献 2には、拡管加工が施された後の耐 SSC性を確保するようにした鋼管が 提案されている。しかし、この文献に示される鋼管は、拡管加工後の耐 SSC性が加 ェ前の鋼管の結晶粒と強度の影響を受けるので、強度と関連付けて結晶粒の大きさ を一定以下に小さくした鋼管である。そして、その鋼管では拡管加工後の耐 SSC性 が確保されるというのである。
[0009] 上記の文献で提案されている鋼管の製造には、細粒化のための適正な熱処理が 必須である。しかし、その熱処理条件の管理が容易でない。また、この文献には、鋼 中の N、中でも固溶 N (固溶窒素）と SSC発生に大きな影響を及ぼす拡散性水素との 関係にっレ、ては一切記載されてレ、なレ、。
特許文献 1 :特表平 7 - 507610号公報
特許文献 2：特開 2002 - 266055号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0010] 本発明の目的は、拡管加工後の耐食性、具体的には耐 SSC性が良好な坦設拡管 用油井鋼管を提供することにある。
課題を解決するための手段 [0011] 本発明者らは、上記の課題を達成するために、油井管として用いられている炭素鋼 および低合金鋼からなる鋼管を用いて、これを半径方向に膨張させる拡管加工を加 えた後の耐 SSC性を調べた。そのとき、特に湿潤硫化水素環境下で鋼中に侵入して くる吸蔵水素に注目し、そのトラップサイトと成分元素との関係を詳細に検討した。そ の結果、下記の (a)および (b)の知見を得て、その知見を基礎として本発明を完成させ た。
[0012] (a)鋼中に固溶 Nが多い場合とそうでない場合とでは、拡管加工後の水素のトラップ サイトの挙動が大きく異なる。
[0013] (b)固溶 N量が多い鋼では、拡管加工の加工率の増加とともに、耐 SSC性の劣化を もたらす拡散性水素の鋼中に吸蔵されるが量が多くなる。これに対して、固溶 Nが含 まれていないか、含まれていてもその量が少ない鋼、特に固溶 N量が 40ppm以下の 鋼では、拡管加工を受けた後でも拡散性水素は拡管加工前と比較してほとんど増え ない。
[0014] 上記の知見に基づいて完成された本発明の要旨は、下記の埋設拡管用油井鋼管 にある。
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1— 1·5%、 Mn:0.1— 3.0%、 Ρ:0·03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下を含有し、残部は Feおよび不純物で、鋼中の固溶 N 量力 S40ppm以下の鋼からなる坦設拡管用油井鋼管。
[0015] 上記の埋設拡管用油井鋼管は、 Feの一部に代えて、下記の A群から C群までのう ちの少なくとも 1群のうちから選ばれた少なくとも 1種以上の成分を含む鋼からなるも のであってもよい。
[0016] A群… V:0.005— 0.2%、 Ti:0.005— 0.1%、 Nb:0.005 0.1%および B:0.0005— 0.005%
B群… Cr:0.1 1.5%、 Mo :0.1— 1.0%、 Ni: 0.05 1.5%および Cu: 0.05 0.5% C群… Ca:0.001— 0.005%
発明を実施するための最良の形態
[0017] 以下、本発明の埋設拡管用油井鋼管を構成する鋼の組成を上記のように定めた理 由について詳細に説明する。なお、以下において、「％」は、特に断らない限り「質量 %」を意味する。
[0018] 1. 固溶 Nについて
まず、水素のトラップサイトについて説明する。鋼中の吸蔵水素量を定量する方法 としては昇温水素分析法がある。昇温水素分析法では、対象とする鋼の温度を上げ ながら各温度において脱離する水素原子を四重極質量分析計などにより測定する。 この方法によれば、トラップされてレ、る状態での水素の活性化エネルギーの高低によ り、水素が離脱する温度が異なるので、各温度で測定される水素の量 (離脱水素量） は水素のトラップされている状態の活性化エネルギーの状態を示す尺度となる。
[0019] 従来から、 SSCなどの水素の関与した脆ィ匕現象 (水素脆化と呼ばれる）には、いわ ゆる拡散性水素が影響しているものと考えられており、一般的には上記の昇温水素 分析法で測定した場合に 200°Cまでに放出される活性化エネルギーのレベルにある 水素が拡散性であるといわれている。 200°Cよりも高温で放出される水素は、水素トラ ップの活性化エネルギー値が高ぐ室温では拡散しにくい不可逆トラップ水素であり 、水素脆ィ匕に及ぼす影響は少なレ、と考えられてレ、る。
[0020] そこで、水素のトラップサイトに及ぼす成分元素および拡管加工の影響について、 次の手順により詳しく調査した。
[0021] 表 1に示す化学組成を有する 4種類の鋼を溶製した。これらの鋼を用いて熱間鍛造 により、直径 80mm、長さ 300mmのバー材を作製した。このバー材から、外削およびく り貫き加工により、外径 75mm、肉厚 10mm、長さ 300mmの継目無鋼管を作製した。こ の鋼管の降伏強さ〔YS (MPa)〕およびロックウェル Cスケール硬さ（HRC)は表 2に示 す値であった。
[0022] なお、固溶 N量は、化学分析によって測定される鋼中の全 N量力 抽出残渣法によ つて求められる Ti、 Nb、 Al、 V、 B等との各窒化物中の N量を差し引いて算出される値 とした。
[0023] [表 1] 表
Figure imgf000006_0001
[0024] [表 2] 表 2
Figure imgf000006_0002
[0025] この熱処理後の鋼管に、拡管用のプラグを押し込んで半径方向に拡管を行った。
拡管率は、プラグのサイズを変えることにより変化させ、半径拡大率で 10%および 20 %の二とおりとした。そして、拡管前と拡管後の鋼管から、図 1に示す形状および寸 法の 4点曲げ試験片を採取し、これを図 2に示す曲げ付与治具 1にセットして、 NACE TM-0177に規定される Solution八（5質量％ じ1+ 0.5質量％酢酸の水溶液で、 1 atmの H Sを飽和させた試験液）中に 720hr浸漬することにより、耐 SSC性を調べた。
2
その際、負荷応力は規格最小降伏強さ 552MPa (80ksiに相当）の 85%とした。
[0026] 一方、上記の耐 SSC性調査試験後の 4点曲げ試験片のうち、符号 Aおよび Dの鋼 の試験片を対象に、鋼中吸蔵水素を前記の昇温水素分析法により調べた。その際、 昇温速度は 10°C/minとした。
耐 SSC性の調査結果を表 3に、昇温水素分析法による調査結果を図 3と図 4に示 す。
[0027] [表 3] 表 3
Figure imgf000007_0001
図 3は、固溶 N量が 45ppmと高い符号 D鋼の昇温温度（°C)と水素放出速度（ppm/ sec)との関係を示す図である。図示のとおり、拡管加工率の増加とともに、 100— 150 °Cの範囲にある第 1ピークが高くなつている。これは、 200°C以下で放出される拡散性 水素の量が、加工率の増大に伴って増大することを示している。
[0028] 図 4は、 Ti添加によって Nを ΉΝとして固定することにより、固溶 N量を 4ppmと低くし た符号 A鋼の昇温温度（°C)と水素放出速度（ppm/sec)との関係を示す図である。こ の A鋼の場合、拡管加工を受けると 200 400°Cでの第 2ピークは高くなる力 S、 200°C までにおける第 1ピークは、拡管前とほとんど変わっていない。
[0029] 一般に、拡管加工を受けると加工硬化により鋼の硬度は上昇する。硬度が高いとい うのは転位が多いということであり、このような転位の多い鋼にトラップされる拡散性水 素濃度は高くなる。しかし、図 3と図 4に示したように、固溶 N量の高低によって、拡管 加工後の鋼中に吸蔵されている拡散性水素の活性化エネルギーレベルが大きく異 なる。即ち、固溶 N量が少ない鋼の方が 200°Cまでに放出される拡散性水素濃度が 低い。これは、固溶 N量が少ない鋼では、拡管加工を受けた場合の水素脆性感受性 、言い換えれば、 SSC感受性の増大が低く抑えられることを意味する。
[0030] そこで、このような水素のトラップサイトに及ぼす固溶 N量の影響を符号 Bおよび C の鋼からなる鋼管をも対象にさらに詳細に調査した。その結果、固溶 N量が低い符号 Bおよび Cの鋼では、図 4の場合と同様に、拡管加工を加えても第 1ピークはほとんど 変化せず、新たに 200— 400°Cでの第 2ピークが出現することが判明した。 [0031] 固溶 N量が少ない鋼では、拡管加工率の増大とともに第 2ピークが高くなる。しかし 、この第 2ピークは、活性化エネルギー値の高い水素の放出ピークであり、この水素 の水素脆ィ匕に対する影響は小さい。固溶 N量の少ない A— C鋼は、拡管加工を受け てもこの第 2ピークが高くなるだけで、第 1ピークの拡散性水素は D鋼に比べて低い。 第 1ピークで放出される拡散性水素が多いと耐 SSC性が悪くなるが、その拡散性水 素の低い鋼は、たとえ第 2ピークで放出される水素が多くても、耐 SSC性は良好なの である。要するに、拡管加工を受けた後の鋼管において優れた耐 SSC性を確保する のには、固溶 N量を少なくすることが有効であることが判明した。
[0032] なお、拡管加工を加えなければ、固溶 Nの多い鋼と少ない鋼で第 1ピークはほとん ど同じであり、吸蔵される拡散性水素量はほぼ同等である。
[0033] 図 5は、 200°Cまでの温度域において鋼中から放出された符号 A Dの鋼の拡散性 水素量（ppm)とロックウェル Cスケール硬度（HRC)との関係を示す図である。この図 力 明らかなように、拡管加工を受けると加工硬化により硬度は上昇する。一般的に 硬度が高いほど転位が多くなり、トラップされる拡散性水素は多くなる。従来、硬度と 鋼中に吸蔵される拡散性水素濃度は一義的に比例する関係にあるものと考えられて いた。しかし、図 5に示すように、鋼中の固溶 N量の高低によって、拡管加工によって 変化させた場合の硬度に対する拡散性水素濃度のレベルが異なり、固溶 N量が低 い鋼の方が同一硬度で見た場合、拡散性水素濃度が低い。つまり、固溶 N量が少な い分だけ拡管加工による加工硬化に対する水素脆性感受性、すなわち SSC感受性 の増大が低く抑えられるのである。
[0034] 実際、表 3に示した SSCの発生挙動をみても、拡管加工を施すと、 40ppmを超える 固溶 Nを含む D鋼のみに SSCが発生している。固溶 N量が低い A Cの鋼は、拡管 加工を受けても優れた耐 SSC性を保持する。特に、固溶 N量がそれぞれ 4ppmおよ び Oppmである符号 Aおよび Bの鋼は、半径拡管率で 20%という厳しい拡管加工を加 えても優れた耐 SSC性を発揮してレ、る。
[0035] 以上の理由から、本発明では、素材の鋼の固溶 N量を 40ppm以下と規定した。
なお、鋼中の固溶 N量を 40ppm以下にするには、鋼中の全 N量を減らすカ または 窒化物形成元素である Ti、 Nb、 V、 Bおよび A1等を積極的に添加して Nを固定すれ ばよぐその手段には制約はない。
[0036] 鋼中の固溶 Nを窒化物として十分固定するためには、 目標とする固溶 N量以下とな るように全 N量とのバランスを考慮し、窒化物を形成した場合の等量関係から推定さ れる必要な量の Ti、 Nb、 V、 Bおよび A1等の窒化物形成元素を添カ卩する必要がある。 しかし、これだけでは不十分であり、以下のことを考慮してその添力卩量を決めることが 肝要である。
[0037] すなわち、鋼中の固溶 N量は、溶製条件のみによって決まるのではなレ、。その後の 製造条件、例えば、製管時のビレット加熱の条件および製管終了時の温度、焼入れ のための加熱および冷却過程での温度と時間、焼戻しのための加熱および冷却過 程での温度と時間等の因子が複雑に影響して、固溶 N量が変化する。従って、これら のことを総合的に考慮し、 Ti、 Nb、 V、 Bおよび A1等の窒化物形成元素の添力卩量を決 めることが月干要である。
[0038] 基本的には、窒化物の成長が速い高温での反応を極力活用するために、なるべく 高めの温度での保持時間を長くして、窒化物形成元素の添加量に見合うだけの十 分な窒化物形成反応を起こさせることが望ましレ、。
[0039] また、加熱温度が異なると生成する窒化物が異なるので、上記 Ήや Nbなどの窒化 物形成元素の種類に応じて加熱の温度と時間を最適化することも望ましレ、。例えば、 窒化物形成元素として必要量の Ήが添加されている鋼において Tiによって Nを固定 する場合は、製管時のビレット加熱は 1250°C以上で 20分以上均熱することが望まし レ、。また、 A1や Nbの添カ卩により Nを固定する場合は、製管後の焼入れ時には 900°C以 上で 15分以上の均熱加熱とすることが望ましレ、。
[0040] さらに、製造する鋼管の肉厚も窒化物の生成に影響する。例えば、厚肉材では冷 却速度が遅いので、焼入れの際に加熱炉から出てから水冷開始までの間にも窒化 物形成が進むことが期待できる。従って、その時間分だけ均熱時間を短くすることは 可能であるが、薄肉材では冷却速度が大きいため炉内での時間管理が重要になる。
[0041] 2. 固溶 N以外の成分について
C : 0.05-0.45%
Cは、鋼の強度を確保し、また十分な焼入れ性を得るために必要な元素である。こ れらの効果を得るためには、少なくとも 0.05%の含有量が必要である。一方、 0.45% を超えると、焼入れ時の焼き割れ感受性が増大する。このため、 C含有量は 0.05— 0.45%とした。下限として好ましいのは 0.1%である。また、上限として好ましいのは 0.35%である。
[0042] Si : 0.1 1.5%
Siは脱酸剤としての効果、および焼戻し軟化抵抗を高めて強度を上昇させる効果を 有する元素である。しかし、 0.1 %未満の含有量ではこれらの効果が十分に得られな レ、。一方、 1.5%を超えると、鋼の熱間加工性が著しく劣化する。このため、 Si含有量 は 0.1 1.5%とした。下限として好ましいのは 0.2。/0である。また、上限として好ましレヽ のは 1.0%である。
[0043] Mn : 0.1-3.0%
Mnは鋼の焼入れ性を増し、鋼管の強度確保のために有効な元素である。その含有 量力 0.1%未満ではこれらの効果が得られない。一方、 3.0%を超えると Mnの偏祈が 大きくなつて靭性が低下する。よって、 Mn含有量は 0.1— 3.0%とした。下限として好ま しいのは 0.3%である。また、上限として好ましいのは 1.5%である。
[0044] P : 0.03%以下
Pは鋼中に不純物として含まれる元素であり、その含有量が 0.03%を超えると粒界 に偏祈して靭性を劣化させるので、 0.03%以下とした。好ましいのは 0.015%以下で ある。なお、 P含有量は少ないほどよい。
[0045] S : 0.01%以下
Sは、上記の Pと同様に、鋼中に不純物として含まれる元素で、 Mnや Ca等と硫化物 系の介在物を形成して靭性を劣化させ、その含有量が 0.01%を超えると、靭性劣化 が著しくなる。このため、 S含有量は 0.01%以下とした。好ましいのは 0.005%以下で ある。なお、 s含有量も少ないほどよい。
[0046] sol.Al : 0.05%以下
A1は脱酸剤として鋼に添カ卩する力 その含有量が、 sol.Alとしての含有量で 0.05% を超えると靭性低下を招くだけでなぐ脱酸効果も飽和する。従って、 A1の含有量は、 sol.Al含有量で 0.05%以下とした。好ましいのは 0.03%以下である。脱酸効果だけを 得る場合には、下限は不純物レベルでもよい。しかし、 A1は A1Nを形成して Nを固定 する作用を有し、この効果は 0.001 %以上の sol.Al含有量の場合に得られるので、そ の効果を得たい場合には sol.Al含有量で 0.001%以上とするのがよい。
[0047] 本発明の埋設拡管用油井鋼管の一つは、上記の化学組成を有し、残部が Feおよ び不純物からなる鋼よりなるものである。
[0048] 本発明の埋設拡管用油井鋼管のもう一つは、上記の成分に加えて更に、 Feの一部 に代えて、下記の A群から C群までのうちの少なくとも 1群の中から選ばれた少なくと も 1種の成分を含む鋼からなるものである。
A群… V： 0.005— 0.2%、 Ti : 0.005— 0.1 %、 Nb : 0.005 0.1 %および B : 0.0005—
0.005%
B群… Cr : 0.1 1.5%、 Mo : 0.1— 1.0%、 Ni : 0.05 1.5%および Cu : 0.05 0.5% C群… Ca : 0.001— 0.005%。
以下、これらの成分について説明する。
[0049] V、Ti、 Nb、 B :
これらの元素は、いずれも、窒化物を形成して鋼中の Nを固定する作用を有する。 即ち、固溶 Nを減少させる元素である。従って、その効果を得たい場合には、いずれ 力 1種または 2種以上を添加してもよぐその効果は、 V、 Ήおよび Nbでは 0.005%以 上、 Bでは 0.0005%以上の含有量で得られる。しかし、その含有量が、 Vでは 0.2%、 Tiおよび Nbではそれぞれ 0· 1 %、 Bでは 0.005%を超えると、いずれも鋼の靱性劣化を 招く。このため、添加する場合のこれら元素の含有量は、 Vは 0.005— 0.2%、 Ήおよ び Nbはそれぞれ 0.005— 0.1%、 Bは 0.0005— 0.005%とするのがよレ、。
[0050] なお、 Vには焼戻し時に VCを形成して軟化抵抗を高めて鋼の強度を向上させる作 用があり、 Tiと Nbには高温で微細な炭窒化物を形成して高温域での結晶粒の粗大 化を防止する作用もある。
[0051] Cr、 Mo、 Ni、 Cu :
これらの元素は、いずれも焼入れ性を向上させ、強度を向上させるのに有効な元素 である。その効果を得たい場合には、いずれ力、 1種以上を添加してもよい。その効果 は、 Crと Moではそれぞれ 0.1 %以上、 Niと Cuではそれぞれ 0.05%以上で得られる。し かし、 Crおよび Niはそれぞれ 1.5%、 Moは 1·0%、 Cuは 0.5%を超えると、靭性ゃ耐食 性の劣化を招く。このため、添加する場合のこれら元素の含有量は、 Crは 0.1— 1.5% 、 Moは 0.1— 1·0%、 Mは 0.05— 1.5%、 Cuは 0.05— 0.5%とするのがよい。
[0052] Ca :
Caは硫化物の形態制御に寄与し、鋼の靭性改善などに有効な元素である。従って 、その効果を得たい場合には添加してもよぐその効果は 0.001%以上で得られる。し かし、 0.005%を超えると、介在物が多量に生成し、孔食の起点となるなど耐食性の 面で悪影響が現れる。このため、添加する場合の Ca含有量は 0.001— 0.005%とする のがよい。
実施例
[0053] 表 4に示す化学組成を有する 22種類の鋼を溶製し、次の工程による試験を行った。
それぞれの鋼の鋼塊を 1250°Cで 30分間均熱した後、断面減少率 30%の熱間鍛造 にて直径 80mm、長さ 300mmのバー材とした。このバー材から、外肖 lj、およびくり貫き 加工にて、外径 75mm、肉厚 10mm、長さ 300mmの継目無鋼管を作製した。この継目 無鋼管に、 1050°Cで 10分間均熱した後に水で急冷する焼入れと、 650°Cで 30分間均 熱する焼戻しの熱処理を施し、固溶 N量が種々異なる拡管用鋼管を得た。
[0054] 得られた拡管用鋼管は、室温下においてその一方の管端から他方の管端に向け て拡管用プラグを押し込んで、半径方向に拡管を行った。拡管は、プラグのサイズを 変えることにより、半径拡大率で 10%と 20%の二とおりとした。この二とおりの拡管後 の鋼管と拡管してレ、なレ、鋼管から、図 1に示す形状および寸法の 4点曲げ試験片を 採取し、これを図 2に示す曲げ付与治具 1にセットして硫化物応力腐食割れ試験を行 つた。
[0055] 硫化物応力腐食割れ試験は、 NACE TM-0177に規定される溶液八（5質量％ じ1
+ 0.5質量％酢酸の水溶液で、 latmの H Sを飽和させた試験液）中に 720hr浸漬す
2
ることにより行レ、、 SSCの発生が認められなかったものを耐 SSC性が良好「〇」、 SS Cの発生が認められたものを不良「X」とした。なお、負荷応力は規格最小降伏強さ 552MPa (80ksiに相当）の 85%とした。
[0056] 結果を表 5に示す。なお、表 5には拡管前の拡管用鋼管から採取した JIS Z 2241に 規定される 12B号試験片による室温下での引張試験による降伏強度 YS (MPa)も示す [表 4]
表 4
匕 学 組 成 （単位：質量％、 残部： Feおよび不純物)
分例較区比 C Si Mn P S Ti B sol.Al 全 N 固溶 N Nb V Mo Cr Ni Cu Ca
0.20 0.35 1.12 0.010 0.002 0.012 0.0032 0.0030
鋼 ^
0.31 0.52 1.88 0.010 0.003 0.041* 0.0018 0.0014
0.25 0.29 1.28 0.010 0.003 0.011* 0.011 0.0048 0.0019
4 0.22 0.21 1.56 0.009 0.002 0.0015* 0.011 0.0025 0.0012
本 0.12 0.25 1.74 0.010 0.002 0.009 0.0041 0.0022 0.018
0.20 0.35 2.20 0.015 0.001 0.001 0.0036 0.0023 0.13
0.21 0.44 1.01 0.012 0.001 0.012* 0.012 0.0049 0.0007 0.008 0.005
発 8 0.18 0.32 1.55 0.011 0.001 0.011 0.0015 0.0012 0.2
0.25 0.58 1.58 0.010 0.002 0.015 0.0018 0.0013 0.8
10 0.24 0.18 1.80 0.050 0.001 0.010 0.0019 0.0018 0.1
明 11 0.15 0.35 1.35 0.011 0.001 0.031 0.0018 0.0011 0.26
12 0.24 0.22 1.18 0.015 0.001 0.022 0.0021 0.0018 0.06
13 0.12 0.33 1.39 0.011 0.002 0.028 0.0048 0.0029 0.017 0.2 0,38 0.22 例 14 0.10 0.25 1.94 0.009 0.001 0.009 0.0035 0.0031 0.011 0.2
15 0.10 0.25 2.10 0.016 0.002 0.008 0.0015 0.0010 0.001
16 0.23 0.24 1.11 0.010 0.002 0.052* 0.008 0.0059 0.0000 0.002
17 0.19 0.27 1.36 0.009 0.001 0.022 0.0018 0.0015 1.5 0.004
18 0.21 0.28 1.26 0.015 0.002 0.018* 0.026* 0.0063 0.0000 0.021 0.3 0.5 0.003
19 0.26 0.32 1.09 0.012 0.001 0.012* 0.012 0.0069 0.0041*
20 0.23 0.25 1.29 0.011 0.002 0.009 0.0062 0.0059*
21 0.15 0.23 2.10 0.010 0.001 0.007* 0.023 0.0058 0.0037 1.2*
22 0.22 0.28 1.35 0.0130.002 0.010* 一 0.023 0.0062 0.0035 0.007* 注 1 ) * 印は、 本発明で規定する範囲外であることを意味する,
注 2) —印は、 不純物レベルであることを意味する。
Figure imgf000015_0001
[0060] 一方、比較例の No.19— 22の鋼からなる鋼管は、いずれも、拡管加工後の耐 SSC 性は悪い。すなわち、 No.19の鋼からなる鋼管は、鍛造時の加熱時間が短ぐ Ήによ る Nの固定が不十分で、固溶 N量が 40ppmを超えているために拡管加工後の耐 SSC 性が悪い。 No.20の鋼からなる鋼管は、窒化物形成元素の添カ卩がないために固溶 N 量が 59ppmと高ぐ耐 SSC性が悪レ、。 No.21の鋼力、らなる鋼管は、 Crと Moの含有量が 多すぎるために粗大な炭化物が生成し、耐 SSC性が悪い。 No.22の鋼からなる鋼管 は、 Ca量が過剰なために介在物が多量に生成して孔食起点の SSCが生じ、耐 SSC 性が悪い。
産業上の利用可能性
[0061] 本発明の埋設拡管用油井鋼管は、拡管後の耐 SSCが良好である。従って、油井 中に埋設した後に拡管する、埋設拡管施工法で使用するのに極めて有用である。 図面の簡単な説明
[0062] [図 1]4点曲げ試験片の形状と寸法を示す図である。
[図 2]曲げ付与治具とこの治具への 4点曲げ試験片のセット状態を示す図である。
[図 3]固溶 N量が多い鋼の温度と水素放出速度との関係を示す図である。
[図 4]固溶 N量が少ない鋼の温度と水素放出速度との関係を示す図である。
[図 5]鋼中の拡散性水素量と鋼の硬度との関係を示す図である。
符号の説明
[0063] 1 曲げ付与治具

Claims

請求の範囲
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1 1.5%、 Mn:0.1— 3.0%、 P:0.03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下を含有し、残部は Feおよび不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特徴とする坦設拡管用油井鋼管。
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1 1.5%、 Mn:0.1— 3.0%、 P:0.03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、ならびに V:0.005 0.2%、 Ti: 0.005 0.1%、 Nb: 0.005— 0.1%および B: 0.0005— 0.005%のうちの 1種以上を含有し、残部は Feおよび 不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特徴とする埋設拡管用油井鋼 管。
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1— 1·5%、 Mn:0.1— 3.0%、 Ρ:0·03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、ならびに Cr:0.1— 1.5%、 Μο:0·1— 1.0%、 Ni:0.05 一 1.5%および Cu:0.05— 0.5%のうちの 1種以上を含有し、残部は Feおよび不純物 で、固溶 N量力 S40ppm以下の鋼からなることを特徴とする埋設拡管用油井鋼管。 質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1— 1·5%、 Mn:0.1— 3.0%、 Ρ:0·03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、および Ca: 0.001— 0.005%を含有し、残部は Feお よび不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特徴とする埋設拡管用油 井鋼管。
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1 1.5%、 Mn:0.1— 3.0%、 P:0.03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、ならびに V:0.005 0.2%、 Ti: 0.005 0.1%、 Nb: 0.005— 0.1%および Β:0·0005 0.005 %のうちの 1種以上、 Cr:0.1 1.5%、 Mo:0.1 — 1.0%, Ni:0.05— 1.5%および Cu:0.05 0.5%のうちの 1種以上を含有し、残部は Feおよび不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特徴とする坦設拡管 用油井鋼管。
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1 1.5%、 Mn:0.1— 3.0%、 P:0.03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、 Ca:0.001— 0.005%、ならびに V:0.005— 0.2%、 Ti :0.005— 0.1%、 Nb:0.005— 0.1%および B:0.0005— 0.005 %のうちの 1種以上を含 有し、残部は Feおよび不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特徴とす る埋設拡管用油井鋼管。 質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1— 1·5%、 Μη:0.1— 3.0%、 Ρ:0·03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、 Ca:0.001— 0.005%、ならびに Cr: 0.1— 1·5%、 Mo :0.1— 1.0%、 Ni:0.05— 1.5%および Cu:0.05— 0.5%のうちの 1種以上を含有し、残 部は Feおよび不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特徴とする埋設 拡管用油井鋼管。
質量％で、 C: 0.05-0.45%, Si:0.1 1.5%、 Mn:0.1— 3.0%、 P:0.03%以下、 S: 0.01%以下、 sol.Al:0.05%以下、 Ca:0.001 0.005%、ならびに V:0.005 0.2%、 Ti :0.005— 0.1%、 Nb:0.005— 0.1%および B:0.0005— 0.005 %のうちの 1種以上、 Cr: 0.1— 1.5%, Mo :0.1 1.0%、 Ni: 0.05 1.5%および Cu: 0.05— 0.5%のうちの 1種以 上を含有し、残部は Feおよび不純物で、固溶 N量が 40ppm以下の鋼からなることを特 徴とする埋設拡管用油井鋼管。
PCT/JP2004/007174 2003-05-28 2004-05-26 埋設拡管用油井鋼管 WO2004106572A1 (ja)

Priority Applications (10)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2005506479A JP4475424B2 (ja) 2003-05-28 2004-05-26 埋設拡管用油井鋼管
CA002527117A CA2527117A1 (en) 2003-05-28 2004-05-26 A use of a steel pipe for embedding-expanding as an oil well and a method of embedding-expanding of oil well pipes
UAA200512670A UA79213C2 (en) 2003-05-28 2004-05-26 Extended at laying steel pipe for oil-well (variants)
EP04745326A EP1640468A4 (en) 2003-05-28 2004-05-26 OIL WELL STEEL PIPE TO PLACE UNDER GROUND AND EXPAND
BRPI0410732-2A BRPI0410732A (pt) 2003-05-28 2004-05-26 tubo de aço de poço de óleo para embutimento-expansão
EA200501880A EA008418B1 (ru) 2003-05-28 2004-05-26 Расширяемая при заделывании стальная труба для нефтяной скважины
MXPA05012510A MXPA05012510A (es) 2003-05-28 2004-05-26 Tubo de acero para pozo petrolifero para empotramiento-expansion.
AU2004243718A AU2004243718B9 (en) 2003-05-28 2004-05-26 Oil well steel pipe to be placed under ground and be expanded
NO20055154A NO20055154L (no) 2003-05-28 2005-11-03 Oljebronn stalror som skal plasseres under grunnen og ekspanderes
US11/284,918 US7082992B2 (en) 2003-05-28 2005-11-23 Oil well steel pipe for embedding-expanding

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003-151269 2003-05-28
JP2003151269 2003-05-28

Related Child Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US11/284,918 Continuation US7082992B2 (en) 2003-05-28 2005-11-23 Oil well steel pipe for embedding-expanding

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2004106572A1 true WO2004106572A1 (ja) 2004-12-09

Family

ID=33487215

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2004/007174 WO2004106572A1 (ja) 2003-05-28 2004-05-26 埋設拡管用油井鋼管

Country Status (13)

Country Link
US (1) US7082992B2 (ja)
EP (1) EP1640468A4 (ja)
JP (1) JP4475424B2 (ja)
CN (1) CN100554473C (ja)
AR (1) AR044438A1 (ja)
AU (1) AU2004243718B9 (ja)
BR (1) BRPI0410732A (ja)
CA (1) CA2527117A1 (ja)
EA (1) EA008418B1 (ja)
MX (1) MXPA05012510A (ja)
NO (1) NO20055154L (ja)
UA (1) UA79213C2 (ja)
WO (1) WO2004106572A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100395368C (zh) * 2005-10-17 2008-06-18 马鞍山钢铁股份有限公司 铌钛复合微合金化控冷钢筋用钢及其生产方法
CN100439552C (zh) * 2006-06-28 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种复合强化高强度高韧性调质钢及其制造方法
JP2009174658A (ja) * 2008-01-25 2009-08-06 Jfe Steel Corp 拡管性に優れた油井用鋼管およびその製造方法
WO2013027666A1 (ja) * 2011-08-22 2013-02-28 新日鐵住金株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管
US9487841B2 (en) 2005-02-21 2016-11-08 Bluescope Steel Limited Linepipe steel

Families Citing this family (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2006214807B2 (en) * 2005-02-21 2011-11-03 Bluescope Steel Limited Linepipe steel
WO2006102556A2 (en) * 2005-03-21 2006-09-28 Enventure Global Technology, L.L.C. Radial expansion system
JP4466619B2 (ja) * 2006-07-05 2010-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高張力溶接鋼管およびその製造方法
CN100463993C (zh) * 2007-02-28 2009-02-25 天津钢管集团股份有限公司 低碳当量微合金钢管及其在线常化工艺
CN101275207B (zh) * 2007-03-27 2010-04-07 宝山钢铁股份有限公司 抗硫化氢腐蚀石油钻杆用工具接头的热处理方法
CN101376943B (zh) * 2007-08-28 2011-07-20 宝山钢铁股份有限公司 N80q钢级直缝焊石油套管的制造方法
JP5447278B2 (ja) * 2009-08-17 2014-03-19 新日鐵住金株式会社 内面突起つきスパイラル鋼管およびその製造法
US8513020B2 (en) * 2009-12-08 2013-08-20 National Oilwell Varco, L.P. Corrosion testing apparatus and methods
CN102031453A (zh) * 2010-10-26 2011-04-27 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 含钛合金钢及其制造方法
CN102002633B (zh) * 2010-10-26 2012-08-08 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 碳素钢及其制造方法
CN102031451B (zh) * 2010-10-26 2012-09-05 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 含钒钛的碳素钢及其制造方法
CN102051529B (zh) * 2010-10-26 2012-07-25 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 一种碳素钢及其制造方法
CN102002634B (zh) * 2010-10-26 2012-06-13 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 一种含钒钛的碳素钢及其制造方法
CN102002637B (zh) * 2010-10-26 2012-06-13 攀钢集团钢铁钒钛股份有限公司 一种合金钢及其制造方法
CN102367555A (zh) * 2010-11-08 2012-03-07 江苏诚德钢管股份有限公司 海上石油平台用高钢级耐腐蚀的原料管坯
CN102465234B (zh) * 2010-11-18 2013-11-13 中国石油天然气集团公司 一种低合金n80钢级实体可膨胀管材料的制备方法
CN102251189B (zh) * 2011-06-30 2013-06-05 天津钢管集团股份有限公司 105ksi钢级耐硫化物应力腐蚀钻杆料的制造方法
CN102352462B (zh) * 2011-09-28 2013-03-20 中国钢研科技集团有限公司 一种高强高冲击韧性的锚杆钢筋及其制备方法
CN102690992B (zh) * 2012-05-07 2014-03-19 攀钢集团成都钢钒有限公司 一种制造稠油热采井用套管的方法
CN102676942B (zh) * 2012-05-08 2014-01-15 无锡宏达热处理锻造有限公司 石油钻具材料的热处理工艺
RU2541255C1 (ru) * 2013-11-26 2015-02-10 Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" Конструкционная легированная сталь с повышенной прочностью и способ термоупрочнения горячекатаного проката
DE102014016073A1 (de) * 2014-10-23 2016-04-28 Vladimir Volchkov Stahl
MX2017008360A (es) 2014-12-24 2017-10-24 Jfe Steel Corp Tubo de acero sin costura de alta resistencia para productos tubulares para paises productores de petroleo y metodo para producir el mismo.
EP3202943B1 (en) * 2014-12-24 2019-06-19 JFE Steel Corporation High-strength seamless steel pipe for oil wells, and production method for high-strength seamless steel pipe for oil wells
CN105441799B (zh) * 2015-11-25 2017-05-24 武汉钢铁(集团)公司 低温环境用高强韧低屈强比调质钢板及其制备方法
CN106399830A (zh) * 2016-10-14 2017-02-15 武汉钢铁股份有限公司 扩孔性能稳定的高扩孔钢及其生产方法
CN107385323B (zh) * 2017-06-08 2019-01-25 中国石油天然气集团公司 一种j55钢级大膨胀率焊管及其制备方法
CN108048737A (zh) * 2017-11-28 2018-05-18 兰州兰石集团有限公司 钻采提升设备主承载件用钢及其制备方法
JP6973681B2 (ja) * 2019-11-20 2021-12-01 Ｊｆｅスチール株式会社 電縫鋼管用熱延鋼板およびその製造方法、電縫鋼管およびその製造方法、ラインパイプ、建築構造物

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1017982A (ja) * 1996-06-28 1998-01-20 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法
JP2000199029A (ja) * 1999-01-07 2000-07-18 Nippon Steel Corp 耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性に優れた鋼板および鋼管とその製造方法
JP2002266055A (ja) * 2001-03-09 2002-09-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 拡管用油井鋼管

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS522825A (en) * 1975-06-24 1977-01-10 Nippon Steel Corp Method of manufacturing high tensile seam welded steel tube
JPS52128821A (en) * 1976-04-12 1977-10-28 Nippon Steel Corp Preparation of high tensile steel having superior low temperature toughness and yield point above 40 kg/pp2
JPS54117311A (en) * 1978-03-06 1979-09-12 Kawasaki Steel Co Production of steel pipe for oil well
JPH061021B2 (ja) * 1987-07-13 1994-01-05 株式会社大井製作所 上下開閉式車両用ドアの開閉装置
JPH0774413B2 (ja) * 1990-01-30 1995-08-09 新日本製鐵株式会社 被削性の優れた機械構造用電気抵抗溶接鋼管
JP3265591B2 (ja) * 1991-08-12 2002-03-11 住友金属工業株式会社 溶接部靱性に優れた自動車用高強度電縫鋼管
MY108743A (en) 1992-06-09 1996-11-30 Shell Int Research Method of greating a wellbore in an underground formation
EP0812646B1 (en) * 1995-12-28 2003-08-20 Kawasaki Steel Corporation Method of manufacturing large diameter welded steel pipe having high strength and toughness
JP3562353B2 (ja) * 1998-12-09 2004-09-08 住友金属工業株式会社 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
CN100340690C (zh) * 2000-06-07 2007-10-03 新日本制铁株式会社 可成形性优异的钢管及其生产方法
JP3804438B2 (ja) * 2000-11-15 2006-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 ハイドロフォーム特性に優れた鋼材、鋼帯・鋼管の製造方法及びハイドロフォーム成形方法
DE60204082T2 (de) * 2001-05-31 2005-11-17 Jfe Steel Corp. Geschweisstes Stahlrohr mit ausgezeichneter Innnenhochdruck-Umformbarkeit und Verfahren zu dessen Herstellung
JP3846246B2 (ja) * 2001-09-21 2006-11-15 住友金属工業株式会社 鋼管の製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1017982A (ja) * 1996-06-28 1998-01-20 Nippon Steel Corp 耐破壊性能に優れた建築用低降伏比高張力鋼材及びその製造方法
JP2000199029A (ja) * 1999-01-07 2000-07-18 Nippon Steel Corp 耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性に優れた鋼板および鋼管とその製造方法
JP2002266055A (ja) * 2001-03-09 2002-09-18 Sumitomo Metal Ind Ltd 拡管用油井鋼管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1640468A4 *

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9487841B2 (en) 2005-02-21 2016-11-08 Bluescope Steel Limited Linepipe steel
CN100395368C (zh) * 2005-10-17 2008-06-18 马鞍山钢铁股份有限公司 铌钛复合微合金化控冷钢筋用钢及其生产方法
CN100439552C (zh) * 2006-06-28 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种复合强化高强度高韧性调质钢及其制造方法
JP2009174658A (ja) * 2008-01-25 2009-08-06 Jfe Steel Corp 拡管性に優れた油井用鋼管およびその製造方法
WO2013027666A1 (ja) * 2011-08-22 2013-02-28 新日鐵住金株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管
JP5218707B1 (ja) * 2011-08-22 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管
CN103764860A (zh) * 2011-08-22 2014-04-30 新日铁住金株式会社 抗硫化物应力裂纹性优异的油井用钢管
AU2012297775B2 (en) * 2011-08-22 2015-06-04 Nippon Steel Corporation Oil-well steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance
EA024690B1 (ru) * 2011-08-22 2016-10-31 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Скважинная стальная труба с превосходной сопротивляемостью к растрескиванию под действием напряжений в сульфидсодержащей среде

Also Published As

Publication number Publication date
AU2004243718A1 (en) 2004-12-09
US7082992B2 (en) 2006-08-01
CN100554473C (zh) 2009-10-28
AR044438A1 (es) 2005-09-14
CN1780929A (zh) 2006-05-31
US20060073352A1 (en) 2006-04-06
AU2004243718B2 (en) 2007-07-05
NO20055154L (no) 2005-12-27
UA79213C2 (en) 2007-05-25
CA2527117A1 (en) 2004-12-09
NO20055154D0 (no) 2005-11-03
AU2004243718B9 (en) 2007-07-05
MXPA05012510A (es) 2006-02-08
EP1640468A1 (en) 2006-03-29
BRPI0410732A (pt) 2006-06-27
EA008418B1 (ru) 2007-04-27
EA200501880A1 (ru) 2006-04-28
EP1640468A4 (en) 2006-09-13
JP4475424B2 (ja) 2010-06-09
JPWO2004106572A1 (ja) 2006-07-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2004106572A1 (ja) 埋設拡管用油井鋼管
WO2018043570A1 (ja) 鋼材及び油井用鋼管
JP4348567B2 (ja) 拡管性に優れた鋼管及びその製造方法
EP1785501A1 (en) Low alloy steel for oil well pipe having excellent sulfide stress cracking resistance
JP4254909B2 (ja) 坑井内で拡管される拡管用油井管及びその製造方法
EP2256225A1 (en) Stainless steel for use in oil well tube
JPWO2004001076A1 (ja) 拡管後の耐圧潰特性に優れた油井用鋼管とその製造方法
JPWO2008117680A1 (ja) 坑井内で拡管される拡管用油井管及び拡管用油井管に用いられる２相ステンレス鋼
EA025503B1 (ru) Способ изготовления высокопрочных стальных изделий с улучшенной стойкостью к сульфидному растрескиванию под напряжением
JP6583532B2 (ja) 鋼材及び油井用鋼管
JP5211552B2 (ja) 拡管性に優れる油井用ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2006312772A (ja) 油井用マルテンサイト系ステンレス鋼及び油井用マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
JP2002060893A (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼とその製造方法
JP2008291322A (ja) 拡管性に優れた油井用鋼管およびその製造方法
JP4367259B2 (ja) 拡管性に優れる油井用継目無鋼管
JP3849438B2 (ja) 拡管用油井鋼管
JP3912334B2 (ja) 埋設拡管用油井管
JP5399635B2 (ja) 拡管性に優れる油井用ステンレス鋼管およびその製造方法
JP6524440B2 (ja) マルテンサイト鋼材
JP5771918B2 (ja) 拡管性に優れた油井用鋼管の製造方法
JP5493975B2 (ja) 拡管性に優れた油井用鋼管の製造方法
JP2004115890A (ja) 高靱性を有する高クロム鋼及びその製造方法
JP6536343B2 (ja) マルテンサイト鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005506479

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 20048114740

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: PA/a/2005/012510

Country of ref document: MX

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 11284918

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2527117

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2004745326

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2004243718

Country of ref document: AU

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200501880

Country of ref document: EA

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2004243718

Country of ref document: AU

Date of ref document: 20040526

Kind code of ref document: A

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2004243718

Country of ref document: AU

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2004745326

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 11284918

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0410732

Country of ref document: BR

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2004243718

Country of ref document: AU