專利名稱：耐硫化物應(yīng)力破裂性優(yōu)良的油井用高強度無縫鋼管及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及適合油井用的高強度無縫鋼管(high strength seamless steel tube)，特別涉及在含有硫化氫的酸性環(huán)境下的耐硫化物應(yīng)力破裂性(Resistance to Sulfide Stress Cracking ；以下稱為耐SSC性)的改善。另外，在此所說的“高強度”是指具有IlOksi級的強度、即屈服強度為758MPa以上、優(yōu)選為861MPa以下的強度的情況。
背景技術(shù)：
近年來，從原油價格(crude oil price)的高漲和很近的將來可預(yù)想到的石油資源(oil resource)的枯竭的觀點考慮，正在積極進行以往未慎重考慮的深度較深的油田 (oil field)、存在于含有硫化氫等的所謂的酸性環(huán)境(sour environment)下的苛酷的腐蝕環(huán)境(corrosion environment)的油田、氣田(gas field)等的開發(fā)。對于在這種環(huán)境下使用的油井用鋼管(Oil Country Tubular Good (OCTG))，要求具有兼顧高強度和優(yōu)良的耐腐蝕性(耐酸性)的材質(zhì)。對于這樣的要求，例如，在專利文獻1中，記載了以質(zhì)量％計含有C 0. 20 0. 35 Si 0. 05 0. 5 %、Mn :0. 05 0. 6 %、Mo :0. 8 3. 0 %、V :0. 05 0. 25 %、B 0. 0001 0. 005%且調(diào)節(jié)為12V+1-MO彡0的耐硫化物應(yīng)力破裂性(耐SSC性)優(yōu)良的低合金油井管用鋼。另外，專利文獻1所記載的技術(shù)中，在還含有Cr的情況下，優(yōu)選根據(jù)Cr含量調(diào)節(jié)Mn、Mo量以滿足Mo- (Mn+Cr)彡0，由此，可提高耐硫化物應(yīng)力破裂性(耐SSC性)。另外，雖然并非無縫鋼管，在專利文獻2中記載了以質(zhì)量％計含有C 0. 05 0. 35%, Si 0. 02 0. 50%, Mn :00. 0005 0. 0080%, Al :0. 005 0. 100%、并且還含有 Mo 0. 1 2. 0%,Nb :0. 01 0. 15%,V :0. 05 0. 30%,Ti :0. 001 0. 050%,B :0. 0003
0.0040%中的一種或兩種以上、S、0、Ca的含量滿足1.0彡(％ Ca) {1-72(% 0)}/l. 25(% S)彡2. 5的關(guān)系式、并且Ca、0含量滿足(％ Ca)/(% 0)彡0. 55的關(guān)系式的耐硫化物應(yīng)力腐蝕破裂性優(yōu)良的電阻焊鋼管(electric resistance welded steel pipe)。專利文獻2 所記載的技術(shù)中，通過添加Ca改善了耐酸性，進而通過以滿足(％Ca)/(%0) ^0. 55的方式進行調(diào)節(jié)，能夠?qū)⒚撗醍a(chǎn)物(CaO)m · (Al2O3)n的分子比控制為m/n < 1，能夠避免復(fù)合夾雜物(complex inclusion)在電阻焊接部的延伸而防止板狀夾雜物(plate-like inclusion) 的生成，從而能夠防止以板狀夾雜物為起點的氫致鼓泡開裂(hydrogen induced blister cracking)所導(dǎo)致的耐SSC性的變差。另外，在專利文獻3中記載了由以質(zhì)量％計含有C :0. 15 0. 3 %、Cr :0. 2
1.5%,Mo :0. 1 1%、V :0. 05 0. 3%,Nb :0. 003 0. 1 %的低合金鋼構(gòu)成、析出的碳化物的總量為1. 5 4%、相對于碳化物的總量MC型碳化物(MC type carbide)的比例為5 45%、M23C6型碳化物(M23C6 type carbide)的比例為(200/t)%以下(另外，t(mm)為制品的壁厚)的、韌性和耐硫化物應(yīng)力腐蝕破裂性均優(yōu)良的油井用鋼。并且，這種油井用鋼僅通過實施至少兩次淬火回火處理就能夠制造。
另外，在專利文獻4中記載了由以質(zhì)量％計含有C :0. 2 0. 35 %、Cr :0. 2 0.7%,Mo :0. 1 0.5%、V :0. 1 0.3%的低合金鋼構(gòu)成、析出的碳化物的總量為2 5%、 MC型碳化物相對于碳化物總量的比例為8 40%的耐硫化物應(yīng)力腐蝕破裂性優(yōu)良的油井用鋼。這種油井用鋼僅通過實施淬火回火處理就能夠制造。另外，在專利文獻5中記載了以質(zhì)量％計含有C 0. 15 0. 30%,Cr :0. 1 1. 5%, Mo 0. 1 1.0%、Ca+0(氧)0. 008% 以下、并且含有 Nb :0. 05% 以下、Zr :0. 05% 以下、V 0. 30%以下中的一種以上、鋼中的夾雜物性狀為最大長度80 μ m以下、粒徑20 μ m以上的個數(shù)為10個/IOOmm2以下的耐硫化物應(yīng)力腐蝕破裂性優(yōu)良的油井用鋼管。這種油井用鋼僅通過實施直接淬火回火處理就能夠制造。現(xiàn)有技術(shù)文獻專利文獻專利文獻1 日本特開2007-16291號公報專利文獻2 日本特開平06-235045號公報專利文獻3 日本特開2000-297344號公報專利文獻4 日本特開2000-178682號公報專利文獻5 日本特開2001-172739號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的問題但是，影響耐SSC性的各種因素極為復(fù)雜，對于IlOksi級的高強度鋼管而言，穩(wěn)定地確保耐SSC性的條件并不明確，實際情況是，即使利用專利文獻1、專利文獻3、專利文獻4、專利文獻5中記載的技術(shù)，也還不能達到能夠穩(wěn)定地制造可在苛酷的腐蝕環(huán)境下作為油井管使用的耐SSC性優(yōu)良的油井用鋼管的程度。另外，專利文獻2中記載的技術(shù)是涉及電阻焊鋼管的技術(shù)，在苛酷的腐蝕環(huán)境中電阻焊接部的耐腐蝕性多會成為問題，專利文獻2 中記載的鋼管作為在苛酷的腐蝕環(huán)境下使用的油井用鋼管存在問題。本發(fā)明的目的在于，解決上述現(xiàn)有技術(shù)的問題，提供適合作為油井用的、耐硫化物應(yīng)力破裂性(耐SSC性)優(yōu)良的高強度無縫鋼管。另外，在此所說的“耐硫化物應(yīng)力破裂性(耐SSC性)優(yōu)良”是指，實施根據(jù)NACE TMO177方法A的規(guī)定的、在飽和的0. 5 重量 ％ 醋酸(acetic acid ;CH3C00H)+5.0 重量 ％ 食鹽水溶液(sodium chloride)(液溫 (test temperature) :24°C )中的定載試驗(constant load testing)，在屈服強度(yield strength)的 85%的負荷應(yīng)力(applied stress)下負荷時間(test duration)超過 720 小時時未產(chǎn)生裂紋的情況。用于解決問題的方法為了達到上述目的，本發(fā)明人對影響無縫鋼管的強度及耐硫化物應(yīng)力破裂性的各種因素進行了深入研究。結(jié)果得到以下發(fā)現(xiàn)作為油井用的無縫鋼管，為了兼顧所期望的高強度和優(yōu)良的耐硫化物應(yīng)力破裂性，通過使Mo減少至約1. 以下、還必須含有適當(dāng)量的 Cr、V、Nb、B、而且(1)確保預(yù)定量以上的固溶Mo (solute Mo)、(2)使原γ粒徑(Prior-Austenite Grain Sizes)微細化至預(yù)定值以下、
(3)分散有預(yù)定量以上的近似粒狀的M2C型析出物，能夠穩(wěn)定地確保所期望的高強度，從而能夠兼具所期望的高強度和優(yōu)良的耐硫化物應(yīng)力破裂性。并且還新發(fā)現(xiàn)，為了進一步提高耐硫化物應(yīng)力破裂性，下述條件是很重要的(4)在原γ晶界上以約Inm以上且小于約2nm的寬度富集存在Mo。此外，鑒于位錯(dislocations)會成為氫的捕獲點(trap site)，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，(5)通過形成位錯密度(dislocation density) 6. 0X1014/m2以下的組織，可顯著提高鋼管的耐硫化物應(yīng)力破裂性。并且發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)節(jié)回火處理(tempering treatment) 中的回火溫度(temper temperature)和保持時間(soaking time)以滿足基于鐵的擴散距離(diffusion distance)的適當(dāng)?shù)年P(guān)系式，可使位錯穩(wěn)定地減少至上述的位錯密度。本發(fā)明是基于上述發(fā)現(xiàn)進一步進行研究而完成的。即，本發(fā)明的要點如下所述。(1) 一種油井用無縫鋼管，具有如下所述的組成，以質(zhì)量％計，含有C 0. 15 0. 50%、Si :0. 1 1. 0%、Mn :0. 3 1. 0%、P :0. 015% 以下、S :0. 005% 以下、Al :0. 01 0. 1%,N 0. 01% 以下、Cr :0. 1 1. 7%、Mo :0. 4 1. 1%、V :0. 01 0. 12%、Nb :0. 01 0. 08%,B 0. 0005 0. 003%，且所述Mo中，固溶Mo的含量為0. 40%以上，余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)組成；和如下形成的組織，以回火馬氏體相(tempered martensite)為主相， 原奧氏體晶粒(prior austenite grain)為粒度編號(grain number)8. 5以上，且分散有 0. 06質(zhì)量％以上的近似粒狀的M2C型析出物。(2)如(1)所述的油井用無縫鋼管，其中，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計，還含有 Cu 0. 03% 1. 0%。(3)如⑴或⑵所述的油井用無縫鋼管，其特征在于，所述組織在所述原奧氏體晶界處還具有寬度Inm以上且小于2nm的Mo富集區(qū)。(4)如⑴至(3)中任一項所述的油井用無縫鋼管，其特征在于，所述固溶Mo的量 α與所述近似粒狀的M2C型析出物的量β滿足下式(1)0. 7 彡 α +3 β ^ 1. 2 ... (1)其中，α為固溶Mo量，β為近似粒狀的M2C型析出物的量，單位均為質(zhì)量％。(5)如⑴至(4)中任一項所述的油井用無縫鋼管，其特征在于，上述組織的位錯密度為6. OX IO1Vm2以下。(6)如⑴至(5)中任一項所述的油井用無縫鋼管，其特征在于，在上述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計，還含有Ni :1.0%以下。(7)如(1)至(6)中任一項所述的油井用無縫鋼管，其特征在于，形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有選自Ti 0. 03%以下、W :2.0%以下中的一種或兩種的組成。(8)如(1)至(7)中任一項所述的油井用無縫鋼管，其中，形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有Ca :0. 001 0. 005%的組成。(9) 一種油井用無縫鋼管的制造方法，將鋼管原材料再加熱到1000 1350°C的范圍的溫度，然后，對該鋼管原材料實施熱加工，制成預(yù)定形狀的無縫鋼管，然后，以空冷以上的冷卻速度冷卻到室溫，并在665 740°C范圍的溫度下實施回火處理，所述鋼管原材料具有如下組成，以質(zhì)量％計，含有C 0. 15 0. 50%, Si 0. 1 1. 0%、Mn :0. 3 1. 0%、 P 0. 015% 以下、S 0. 005% 以下、Al :0. 01 0. 1%、N :0. 01% 以下、Cr :0. 1 1. 7%、Mo 0· 4 1. 1%,V :0. 01 0. 12%,Nb :0. 01 0. 08%,B :0. 0005 0. 003%，余量由 Fe 和不
可避免的雜質(zhì)組成。(10)如(9)所述的耐硫化物應(yīng)力破裂性優(yōu)良的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，在所述回火處理前，實施進行再加熱并急冷的淬火處理。(11)如(10)所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，上述淬火處理的淬火溫度為Ac3相變點 10500C ο(12)如(9)至(11)中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，所述油井用無縫鋼管在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計，還含有Cu 0. 03% 1. 0%。(13)如(9)至(12)中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其特征在于，將所述回火處理設(shè)定為回火溫度T 665 740°C在所述溫度的范圍內(nèi)、且該回火溫度T(°C ) 與保持時間t (分鐘)的關(guān)系滿足下式O)的處理7Onm 彡 10000000 ^( Ο )彡 15Onm …⑵其中，D(cm2/s) = 4. 8exp (- (63 X 4184) /(8. 31 (273+T))T 回火溫度，單位為。C，t 回火保持時間，單位為分鐘。(14)如(9)至(13)中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其特征在于，所述油井用無縫鋼管形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有Ni :1.0%以下的組成。(15)如(9)至(14)中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其特征在于， 所述油井用無縫鋼管形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有選自Ti 0. 03%以下、W: 2.0%以下中的一種或兩種的組成。(16)如(9)至(15)中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其特征在于，所述油井用無縫鋼管形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有Ca 0. 001 0. 005%的組成。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，能夠容易且廉價地制造兼具IlOksi級的高強度和在含有硫化氫的苛酷的腐蝕環(huán)境下的優(yōu)良的耐硫化物應(yīng)力破裂性的高強度無縫鋼管，在產(chǎn)業(yè)上發(fā)揮顯著的效果。特別是使Cu含量為本發(fā)明的范圍0.03% 1.0%時，能夠得到即使在負荷應(yīng)力為屈服強度的95%的苛酷的腐蝕環(huán)境下也不會斷裂的無法預(yù)料的顯著效果。


圖1是以線性分析的結(jié)果表示原Y晶界處的Mo的富集狀況的一例的圖表。圖2是表示位錯密度與耐硫化物應(yīng)力斷裂試驗中的斷裂時間的關(guān)系的圖表。
具體實施例方式首先，對本發(fā)明鋼管的組成的限定理由進行說明。以下，如果沒有特別說明，將質(zhì)量％簡記為％。C :0.15 0.50%C是具有使鋼的強度增加的作用、對于確保所期望的高強度而言是非常重要的元素。另外，C是使淬透性提高的元素，有助于形成以回火馬氏體相為主相的組織。為了得到這種效果，需要含有0. 15%以上。另一方面，含量超過0. 50%時，回火時會使作為氫的捕獲點起作用的碳化物大量析出，從而無法阻止過量的擴散性氫侵入到鋼中，并且無法抑制淬火時的裂紋。因此，將C限定為0. 15 0.50%。另外，優(yōu)選為0.20 0.30%。Si :0.1 1.0%Si是作為脫氧劑起作用、并且通過在鋼中固溶而使鋼的強度增加從而具有抑制回火時的急劇軟化的作用的元素。為了得到這種效果，需要含有0.1%以上。另一方面，含量超過1. 0%時，會形成粗大的氧化物系夾雜物而作為較強的氫捕獲點起作用，并且導(dǎo)致有效元素的固溶量降低。因此，將Si限定為0. 1 1. 0%的范圍。另外，優(yōu)選為0. 20 0. 30%。Mn :0.3 1.0%Mn是通過淬透性的提高使鋼的強度增加、并且與S結(jié)合而以MnS的形式將S固定從而具有防止S所致的晶界脆化(intergranular embrittlement)的作用的元素，在本發(fā)明中需要含有0.3%以上。另一方面，含量超過1.0%時，晶界上析出的滲碳體(cementite) 粗大化，使耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。因此，將Mn限定為0.3 1.0%的范圍。另外，優(yōu)選為 0. 4 0. 8%。P :0.015% 以下P在固溶狀態(tài)下會偏析于晶界等處，顯示出引起晶間開裂(intergranular cracking)等的傾向，在本發(fā)明中優(yōu)選盡可能減少，但可允許至0. 015%。因此，將P限定為 0.015%以下。另外，優(yōu)選為0.013%以下。S :0.005% 以下S在鋼中基本以硫化物系夾雜物(sulfide system inclusion)的形式存在，使延展性(ductility)、韌性(toughness)、耐硫化物應(yīng)力破裂性等耐腐蝕性降低。有時一部分以固溶狀態(tài)存在，此時會偏析于晶界等處，顯示出引起晶界脆化開裂等的傾向。因此，在本發(fā)明中優(yōu)選盡可能減少，但過度減少會使精煉成本(refining cost)升高。因此，在本發(fā)明中，將S限定為可允許其不良影響的0.005%以下。Al :0.01 0.1%Al作為脫氧劑(deoxidizing agent)起作用，并且與N結(jié)合形成AlN而有助于奧氏體晶粒(austenite grain)的微細化。為了得到這種效果，Al需要含有0. 01%以上。另一方面，含量超過0. 時，氧化物系夾雜物(oxide system inclusion)增加，韌性降低。 因此，將Al限定為0. 01 0. 的范圍。另外，優(yōu)選為0. 02 0. 07%。N :0.01% 以下N 與 Mo、Ti、Nb、Al 等氮化物形成元素(nitride formation elements)結(jié)合，形成麗型的析出物(precipitates)。但是，這些析出物使耐SSC性降低，并且使Mo等對提高耐 SSC性有效的元素的固溶量減少，而且使回火時析出的MC、M2C的析出量減少，從而無法期待所期望的高強度化。因此，N優(yōu)選盡可能減少，將N限定為0.01%以下。另外，MN型析出物在鋼材料等的加熱時具有抑制晶粒的粗大化的效果，因此N優(yōu)選含有約0. 003%以上。Cr :0.1 1.7%Cr是通過淬透性(hardenability)的增加而有助于鋼強度的增加、并且使耐腐蝕性提高的元素。另夕卜，Cr在回火時與C結(jié)合，形成M3C系、M7C3系、M23C6系等碳化物。其中， M3C系碳化物使抗回火軟化性(resistance to temper softening)提高，減少因回火溫度所致的強度變化，使強度易于調(diào)節(jié)。為了得到這種效果，需要含有0. 以上。另一方面，含量超過1. 7%時，會形成較多的M7C3系碳化物、M23C6系碳化物，作為氫的捕獲點起作用而使耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。因此，將Cr限定為0.1 1.7%的范圍。另外，優(yōu)選為0.5 1.5%。進一步優(yōu)選為0.9 1.5%。Mo :0.40 1.1%Mo形成碳化物，通過析出硬化(precipitation hardening)而有助于強度的增加，并且固溶并偏析于原奧氏體晶界從而有助于進一步提高耐硫化物應(yīng)力破裂性。另夕卜，Mo具有使腐蝕產(chǎn)物致密化、進而抑制成為裂紋的起點的凹坑(pit)等的生成、生長的作用。為了得到這種效果，需要含有0.40%以上。另一方面，含量超過1.1%時，形成針狀(needle-like)的M2C型析出物，根據(jù)情況有時會形成萊夫斯(Laves)相(Fe2Mo)，使耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。因此，將Mo限定為0.40 1.1%的范圍。另外，優(yōu)選為0.6 1.1%。含有該范圍的Mo時，M2C型析出物也呈近似粒狀。在此所說的“近似粒狀”是指球狀(spherical shape)或旋轉(zhuǎn)橢圓體(spheroid)。另外，由于不包括針狀的析出物，因此是指長徑比(長軸/短軸之比或者最大徑與最小徑之比)為5以下的形狀。另外，在粒狀的析出物相連的情況下，獲取整個集合體的形狀作為析出物的形狀，使用其長徑比。另外，在本發(fā)明中，Mo含量在上述范圍內(nèi)，并且含有0. 40%以上的固溶狀態(tài)的 Mo(固溶Mo)。通過含有0.40%以上的固溶Mo，能夠在原奧氏體(γ)晶界等晶界處形成優(yōu)選寬度Inm以上且小于2nm的富集區(qū)(偏析)。通過該固溶Mo在原、晶界的顯微偏析(micro segregation)而使晶界強化，耐硫化物應(yīng)力破裂性顯著提高。另外，通過上述固溶Mo的存在，形成致密的腐蝕產(chǎn)物(corrosion product)，進而抑制成為裂紋的起點的凹坑的生成、生長，耐硫化物應(yīng)力破裂性顯著提高。上述期望量的固溶Mo通過以下方式來確保考察鋼材料的加熱時以麗型析出物形式消耗的Mo量，在適當(dāng)溫度下進行在淬火處理(quenching treatment)后進行的回火處理。另外，固溶Mo量設(shè)定為通過電解殘渣 (electrolytic residue)的定量分析(quantitative analysis)求出回火處理后的析出 Mo (Precipitated Mo)量、并從總Mo量中減去析出Mo量而得到的值。V :0.01 0.12%V是形成碳化物或氮化物(nitride)而有助于鋼的強化的元素。為了得到這種效果，需要含有0.01%以上。另一方面，即使含量超過0. 12%，效果也已飽和，無法期待與含量相符的效果，在經(jīng)濟方面不利。因此，V限定為0.01 0.12%的范圍。另外，優(yōu)選為 0. 02 0. 08%。Nb :0. 01 0. 08%Nb是具有使奧氏體(Y)溫度范圍內(nèi)的再結(jié)晶(recrystallization)延緩、有助于 Y晶粒的微細化、對于馬氏體的下部組織(例如稱為板條束(packet)、板條塊(block)、板條(lath)等)的微細化極為有效地起作用、并且形成碳化物而使鋼強化的作用的元素。為了得到這種效果，需要含有0.01%以上。另一方面，含量超過0.08%時，會促進粗大析出物 (NbN)的析出，導(dǎo)致耐硫化物應(yīng)力破裂性的降低。因此，Nb限定為0. 01 0. 08%的范圍。 另外，優(yōu)選為0.02 0.06%。在此，板條束定義為由平行排列的具有相同慣習(xí)面(habit plane)的板條的集團構(gòu)成的區(qū)域，板條塊由平行且相同取向的板條的集團構(gòu)成。B :0· 0005 0. 003%B是微量含有時有助于提高淬透性的元素，在本發(fā)明中需要含有0. 0005%以上。另一方面，即使超過0. 003%而較多含有，由于效果飽和或者形成 ^-Β硼化物，反而無法期待所期望的效果，在經(jīng)濟方面不利。另外，含量超過0.003%時，會促進臨281%8等粗大硼化物(boride)的形成，熱軋時容易發(fā)生產(chǎn)生裂紋。因此，B限定為0. 0005 0. 003%的范圍。另外,優(yōu)選為0. 001 0. 003%。Cu :0· 03% 1. 0%Cu是具有使鋼的強度增加、并且使韌性、耐腐蝕性(corrosion resistance)提高的作用的元素，特別是在要求嚴格的耐硫化物應(yīng)力破裂性的情況下，是極為重要的元素，可根據(jù)需要進行添加。添加Cu的情況下，形成致密的腐蝕產(chǎn)物(corrosion product)，進而抑制成為裂紋的起點的凹坑的生成、生長，耐硫化物應(yīng)力破裂性顯著提高，因此在本發(fā)明中優(yōu)選含有0.03%以上。另一方面，即使含量超過1.0%，效果也已飽和，并且會導(dǎo)致成本的提高。因此，含有時優(yōu)選設(shè)定為0.03% 1.0%。另外，優(yōu)選為0.03% 0. 10%。以上的成分為基本成分，但在基本組成的基礎(chǔ)上，根據(jù)需要，還可以選擇含有Ni 1.0%以下和/或選自Ti 0. 03%以下、W :2. 0%以下中的一種或兩種。Ni :1.0% 以下Ni是具有使鋼的強度增加、并且使韌性、耐腐蝕性(corrosion resistance)提高的作用的元素，可以根據(jù)需要而含有。為了得到這種效果，優(yōu)選含有Ni :0. 03%以上，但即使Ni含量超過1.0%，效果也已飽和，并且導(dǎo)致成本的提高。因此，含有時優(yōu)選限定為Ni 1. 0%以下。選自Ti :0.03%以下、W :2.0%以下中的一種或兩種Ti、W均為形成碳化物而有助于鋼的強化的元素，可以根據(jù)需要選擇含有。Ti是形成碳化物或氮化物而有助于鋼的強化的元素。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0.01%以上。另一方面，含量超過0.03%時，在鑄造時會促進粗大的MC型氮化物(TiN) 的形成，在之后的加熱中也不固溶，因此導(dǎo)致韌性、耐硫化物應(yīng)力破裂性的降低。因此，Ti優(yōu)選限定為0.03%以下的范圍。另外，更優(yōu)選為0.01 0.02%。W與Mo同樣，形成碳化物，通過析出硬化而有助于強度的增加，并且固溶并偏析于原奧氏體晶界而有助于耐硫化物應(yīng)力破裂性的提高。為了得到這種效果，優(yōu)選含有0. 03% 以上，但含量超過2. 0%時，使耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。因此，W優(yōu)選限定為2. 0%以下。 另外，更優(yōu)選為0. 05 0.50%。Ca :0· 001 0. 005%Ca是具有使伸展的硫化物系夾雜物成為粒狀的夾雜物即所謂的控制夾雜物的形態(tài)的作用、通過該夾雜物的形態(tài)控制而具有使延展性、韌性、耐硫化物應(yīng)力破裂性提高的效果的元素?？梢愿鶕?jù)需要進行添加。這種效果在含量為0. 001%以上時變得顯著，但含量超過0.005%時，非金屬夾雜物(non-metallic inclusion)增加，延展性、韌性、耐硫化物應(yīng)力破裂性反而降低。因此，含有時Ca限定為0. 001 0. 005%的范圍。上述成分以外的余量為!^e和不可避免的雜質(zhì)。其次，本發(fā)明鋼管具有上述組成，并且具有以回火馬氏體相為主相、原奧氏體晶粒的粒度編號為8. 5以上、且分散有0.06質(zhì)量％以上的近似球狀的M2C型析出物的組織。另夕卜，優(yōu)選原奧氏體晶界上具有寬度Inm以上且小于2nm的Mo富集區(qū)。為了不含有多量的合金元素而以比較少的合金元素含量確保IlOksi級(lksi =lklb/in2 = 6. 89MPa)的高強度，在本發(fā)明鋼管中，采用馬氏體相組織，但從確保所期望的韌性、延展性以及耐硫化物應(yīng)力破裂性的觀點考慮，采用以這些馬氏體相回火后的回火馬氏體相為主相的組織。在此所說的“主相”是指，含有回火馬氏體相單相或者除回火馬氏體相以外還含有不影響特性的范圍內(nèi)的、以體積％計小于5%的第二相的組織。第二相達到5% 以上時，強度以及韌性、延展性等特性降低。因此，以回火馬氏體相為主相的組織表示以體積％計含有95%以上的回火馬氏體相的組織。另外，作為以體積％計小于5%的第二相，可以例示貝氏體(bainite)、珠光體(pearlite)、鐵素體(ferrite)或它們的混合相等。另外，在本發(fā)明鋼管中，采用原奧氏體(Y)晶粒的粒度編號為8. 5以上的組織。另夕卜，原Y晶粒的粒度編號使用根據(jù)Jis G 0551的規(guī)定測定的值。原γ晶粒的粒度編號小于8. 5時，由γ相通過相變而生成的馬氏體相的下部組織粗大化，無法確保所期望的耐硫化物應(yīng)力破裂性。并且，在本發(fā)明鋼管中，采用具有上述的原Y粒度編號、且分散有近似粒狀的M2C 型析出物的組織。分散的M2C型析出物采用近似粒狀。通過分散近似粒狀的M2C型析出物， 強度的增加變得顯著，能夠在不損害耐硫化物應(yīng)力破裂性的情況下確保所期望的高強度。 另外，針狀的M2C型析出物增多時，耐硫化物應(yīng)力破裂性降低，無法確保所期望的耐硫化物應(yīng)力破裂性。另外，在本發(fā)明中，分散有0. 06質(zhì)量％以上的近似粒狀的M2C型析出物。分散量小于0. 06質(zhì)量％時，無法確保所期望的高強度。另外，優(yōu)選為0. 08質(zhì)量％以上且0. 13質(zhì)量％以下。該M2C型析出物可以通過優(yōu)化Mo、Cr、Nb、V的添加量、淬火回火處理的溫度、時間而實現(xiàn)所期望的析出量。并且，在本發(fā)明中，優(yōu)選調(diào)節(jié)固溶Mo的量α和分散的近似粒狀的M2C型析出物的量β，以滿足下式⑴0. 7 ^ α +3 β ^ 1. 2 ... (1)(在此，α固溶Mo的量(質(zhì)量％)、β 近似粒狀的M2C型析出物的量(質(zhì)量％))。 固溶Mo的量與近似粒狀的M2C型析出物的量不滿足式(1)式時，耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。此外，本發(fā)明鋼管的組織優(yōu)選具有上述的原Y粒度編號，并且在原Y晶界上具有寬度Inm以上且小于2nm的Mo富集區(qū)。通過使固溶狀態(tài)的Mo至少在作為代表性脆化區(qū)域的原Y晶界上富集(偏析)，可抑制由環(huán)境侵入的氫在原Y晶界上的捕獲，耐SSC性進一步提高。為了得到這種效果，Mo富集區(qū)在原γ晶界上只要為寬度Inm以上且小于2nm的程度即可。另外，在原Y晶界以外，優(yōu)選固溶Mo在容易捕獲氫的各種晶體缺陷、例如位錯、板
(packet boundary)(block boundary) >IS.^riilf- (lath boundary)
等處也富集。此外，本發(fā)明鋼管的組織優(yōu)選為位錯密度6. OX IO1Vm2以下的組織。位錯作為氫的捕獲點起作用而吸儲較多的氫，因此，位錯密度高時，耐SSC性有降低的傾向。圖2中，以位錯密度與耐硫化物應(yīng)力斷裂試驗的斷裂時間的關(guān)系示出組織中存在的位錯對耐SSC性造成的影響。另外，位錯密度通過如下的方法求出。對從鋼管采集的試驗片(大小厚度ImmX寬度IOmmX長度10mm)的表面進行鏡面研磨(mirror polishing)后，再用氫氟酸(hydrofluoric acid)除去表層的應(yīng)變。通過X射線衍射，對該除去應(yīng)變后的試驗片求出回火馬氏體(b.c.c.結(jié)晶結(jié)構(gòu))的(110) “211)、 (220)面的峰的半高寬(half bandwidth)。利用這些半高寬，根據(jù)Williamson-Hall法 (參考中島等CAMP-ISIJ，vol. 17 Q004)，396)，求出試驗片的不均勻應(yīng)變(inhomogeneous strain) ε ,通過下式ρ = 14. 4 ε 2/b2求出位錯密度P。需要說明的是，b為回火馬氏體(b. c. C.結(jié)晶結(jié)構(gòu))的伯格斯矢量(burgers vector) ( = 0. 248nm)。另外，耐硫化物應(yīng)力斷裂試驗在如下條件下進行。將從鋼管采集的試驗片(大小平行部直徑6. 35mmΦ X長度25. 4mm)根據(jù)NACE TMO177 Method A的規(guī)定，浸漬到H2S飽和的0· 5 (重量％ ) %醋酸+5. 0 (重量％ ) %食鹽水溶液(液溫中，在鋼管的屈服強度的90%的負荷應(yīng)力下實施至720小時為止的定載試驗，測定到斷裂為止的時間。由圖2可知，通過使位錯密度為6. OX IO1Vm2以下，能夠確保即使在鋼管的屈服強度的90%的負荷應(yīng)力下到720小時為止也不斷裂的良好的耐SCC性。另外，通過適當(dāng)調(diào)節(jié)回火處理的回火溫度、保持時間，能夠在維持所期望的IlOksi 級的高強度的同時，將位錯密度調(diào)節(jié)至適當(dāng)范圍即6. OX IO1Vm2以下。下面，對本發(fā)明鋼管的優(yōu)選制造方法進行說明。以具有上述組成的鋼管材料為起始材料，將該鋼管材料加熱到預(yù)定范圍的溫度后，通過熱加工制成預(yù)定尺寸的無縫鋼管，然后對該無縫鋼管實施回火處理、或者淬火處理和回火處理。進而，根據(jù)需要，為矯正鋼管的形狀不良可以進行矯正處理(straightening)。本發(fā)明中，具有上述組成的鋼管材料的制造方法不必特別限定，優(yōu)選將具有上述組成的鋼水用轉(zhuǎn)爐(steel converter)、電爐(electric furnace)、真空熔爐(vacuum melting furnace)等通常公知的熔煉方法進行熔煉，并通過連續(xù)鑄造法(continuous casting process)、鑄錠(ingot casting)-開還車匕制法(blooming process)等通常的方法制成方坯(billet)等鋼管材料。這些鋼管材料優(yōu)選加熱到1000 1350°C的范圍的溫度。加熱溫度低于1000°C 時，碳化物的熔解不充分。另一方面，超過1350°C時，晶粒過于粗大化，原Y晶界上的滲碳體粗大化，并且P、S等雜質(zhì)元素在晶界上的富集(偏析)變得顯著，晶界變得脆弱，容易產(chǎn)生沿晶斷裂(intergranular fracture)。另外，從生產(chǎn)率的觀點考慮，上述溫度下的保持時間優(yōu)選為4小時以內(nèi)。然后，優(yōu)選將加熱后的鋼管材料使用通常的曼內(nèi)斯曼-芯棒軋管機方式(Mannesmann-plug mill process)或曼內(nèi)其j 曼-芯棒式無縫車L管機方式 (Mannesmann-mandrel mill process)的制造步驟進行熱加工而制管，得到預(yù)定尺寸的無縫鋼管。另外，也可以通過加壓方式(press process)的熱擠出(hot extrusion process) 來制造無縫鋼管。另外，制管后，優(yōu)選將無縫鋼管以優(yōu)選空冷以上的冷卻速度冷卻至室溫。 在此，如果形成95體積％以上的馬氏體組織，則不需要再加熱并急冷(水冷)的淬火處理， 但為了材質(zhì)的穩(wěn)定化，優(yōu)選實施進行再加熱并急冷(水冷)的淬火處理。在得不到95體積％以上的馬氏體組織的情況下，對熱軋后的無縫鋼管實施進行再加熱并急冷(水冷)的淬火處理。
本發(fā)明中的淬火處理為再加熱至Ac3相變點(Ac3 transformation temperature) 以上、優(yōu)選850 1050°C的淬火溫度后，從該淬火溫度急冷(水冷)至Ms相變點 (martensitic transformation temperature)以下、優(yōu)選100°C以下的溫度范圍的處理。由此，能夠得到以具有由微細的Y相相變而成的微細的下部組織的馬氏體相為主相的組織 (95體積％以上的馬氏體相的組織)。淬火加熱溫度低于Ac3相變點(低于850°C)時，無法加熱到奧氏體單相區(qū)(austenite single phase zone)，通過之后的冷卻無法得到充分的馬氏體組織，因此無法確保所期望的強度。因此，淬火處理的加熱溫度優(yōu)選限定為Ac3相變點以上。另外，從淬火加熱溫度開始的冷卻優(yōu)選采用2V /秒以上的水冷，進行至Ms相變點以下、優(yōu)選100°c以下的溫度范圍。由此，能夠得到充分的淬火組織(95體積％以上的馬氏體組織)。另外，從均熱的觀點考慮優(yōu)選將淬火溫度下的均熱時間設(shè)定為3分鐘以上。實施淬火處理后的無縫鋼管接著進行回火處理。在本發(fā)明中，回火處理是為了下述目的而進行的減少過量的位錯以實現(xiàn)組織的穩(wěn)定化，并且促進微細的近似粒狀的M2C型析出物的析出，而且使固溶Mo偏析于晶界等晶體缺陷(crystal defects)處，從而兼具所期望的高強度和優(yōu)良的耐硫化物應(yīng)力破裂性?；鼗饻囟葍?yōu)選設(shè)定為665 740°C的溫度范圍的溫度?；鼗饻囟鹊统錾鲜龇秶鈺r，位錯等氫捕獲點增加，耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。另一方面，回火溫度高出上述范圍外時，組織的軟化變得顯著，無法確保所期望的高強度，并且針狀的M2C型析出物增加，耐硫化物應(yīng)力破裂性降低。另外，回火處理優(yōu)選設(shè)定為在上述范圍內(nèi)的溫度下優(yōu)選保持20分鐘以上后，以優(yōu)選空冷以上的冷卻速度冷卻至優(yōu)選室溫的處理。另外，回火溫度下的保持優(yōu)選設(shè)定為100分鐘以內(nèi)。回火保持時間過長時，萊夫斯相(Fe2Mo)析出，實質(zhì)上固溶狀態(tài)的Mo量降低。另外，在本發(fā)明中，為了進一步提高耐硫化物應(yīng)力破裂性，對回火處理進行調(diào)節(jié)， 優(yōu)選使位錯密度減小至6. OXlO1Vm2以下。為了使位錯密度減小至6. OXlO1Vm2以下，以回火溫度T(°C )與該回火溫度下的保持時間t (分鐘)滿足下式O)70nm ^ 10000000T~(60Dt) ^ 15Onm -(2)(在此，D(cm2/s) = 4. 8exp (-(63 X 4184) / (8. 31 (273+T))、T 回火溫度(°C )、t 回火保持時間(分鐘))的方式進行調(diào)節(jié)。需要說明的是，式(2)的D為馬氏體中的鐵原子的自擴散系數(shù)， 另外，式O)的值表示在溫度T下僅保持時間t (回火)時的鐵原子的擴散距離。式⑵的值(鐵原子的擴散距離)小于70nm時，無法使位錯密度為6. OX IO1Vm2 以下。另一方面，式O)的值(鐵原子的擴散距離)大至超過150nm時，屈服強度YS小于目標值llOksi。因此，通過以滿足式(2)規(guī)定的范圍的方式選擇回火溫度和保持時間來實施回火處理，能夠兼具優(yōu)良的耐SCC性和所期望的高強度(YS :110ksi以上)。以下，基于實施例進一步詳細地說明本發(fā)明。實施例將表1所示組成的鋼水在真空熔爐中熔煉，再進行脫氣處理(degassing treatment)，然后鑄造成鋼錠。將這些鋼錠(鋼管材料)在1250°C (保持3小時)下加熱，用無縫管軋機(seamless mill)制成無縫鋼管(外徑178πιπιΦ X壁厚22mm)。
從所得的無縫鋼管裁取試驗材料(鋼管)，在表2所示的條件下對該試驗材料(鋼管)實施淬火處理、回火處理。另外，本實施例中使用的無縫鋼管(外徑178πιπιΦΧ壁厚 22mm)，在制管后以空冷以上的冷卻速度冷卻至室溫的狀態(tài)下，得不到95體積％以上的馬氏體組織，因此全部在回火處理前進行淬火處理。從所得的試驗材料(鋼管)裁取試驗片，實施組織觀察試驗、拉伸試驗、腐蝕試驗、 析出物量及固溶Mo量的定量分析試驗。試驗方法如下所述。(1)組織觀察試驗從所得的試驗材料(鋼管)裁取組織觀察用試驗片，對與管長度方向正交的截面(C截面)進行研磨，腐蝕(腐蝕液硝酸乙醇溶液(nital))后用光學(xué)顯微鏡(optical microscope)(倍率(magnification ratio) :1000 倍)禾口掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope)(倍率2000倍)觀察組織并拍照，使用圖像分析裝置(image analyzer)，測定組織的種類及其百分率。另外，原Y晶界的顯現(xiàn)是使用苦醇腐蝕液(picral)進行腐蝕，將得到的組織用光學(xué)顯微鏡(倍率400倍)各觀察3個視野，根據(jù)JIS G 0551的規(guī)定，利用切割法(intercept method)求出原γ晶粒的粒度編號。另外，析出物的觀察、鑒定利用透射電子顯微鏡(TEM)和能量色散型X射線光譜法 (EDS (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy))進行。具體而言，使用從組織觀察用試驗片中提取的復(fù)型(replica)，在5000倍的倍率下觀察，對視野內(nèi)所含的析出物進行EDS組成分析。將作為析出物中的金屬元素(M)的Mo含量以原子濃度計小于10%的析出物判斷為 M3C,M7C3> M23C6型析出物，將Mo含量超過30%的析出物判斷為Mo2C型析出物，對50個以上的Mo2CS析出物評價其形狀。另外，對于通過電解研磨法制成的薄膜，利用掃描透射電子顯微鏡(farming transmission electron microscope) (STEM)功能和EDS，評價原γ晶界處的元素濃度變化。另外，使用的電子束徑設(shè)定為約0.5nm，夾著原γ晶界在20nm的直線上以0.5nm的間距進行分析。從所得各點處的EDS譜的定量結(jié)果，求出半高寬作為原γ晶界處的Mo的富集區(qū)寬度。圖1中以線性分析的結(jié)果示出原Y晶界處Mo的富集狀況的一例。另外，從所得試驗材料(鋼管)裁取位錯密度測定用試驗片(大小厚度ImmX寬度IOmmX長度10mm)，通過與上述同樣的方法測定位錯密度。即，對試驗片的表面進行鏡面研磨后，在用氫氟酸除去表層的應(yīng)變。通過X射線衍射，對該除去應(yīng)變后的試驗片求出回火馬氏體(b.c.c.結(jié)晶結(jié)構(gòu))的(110)、(211), (220) 面的峰的半高寬。利用這些半高寬，根據(jù)Williamson-Hall法(參考中島等CAMP_ISIJ， vol. 17 0004)，396)，求出試驗片的不均勻應(yīng)變ε，通過下式ρ = 14. 4 ε 2/b2求出位錯密度P。(2)拉伸試驗另外，根據(jù)API 5CT的規(guī)定，從試驗材料(鋼管)裁取API弧狀拉伸試驗片，實施拉伸試驗，求出拉伸特性(屈服強度YS、拉伸強度TS)。(3)腐蝕試驗另外，從試驗材料(鋼管)裁取腐蝕試驗片，實施根據(jù)NACE TM0177方法A的規(guī)定的、在飽和的0.5重量％醋酸+5.0重量％食鹽水溶液(液溫中的定載試驗，在屈服強度的85%、90%或95%的負荷應(yīng)力下負荷720小時后，觀察試驗片有無裂紋，評價耐硫化物應(yīng)力破裂性。另外，裂紋的觀察使用倍率10倍的投影儀。(4)析出物量、固溶Mo量的定量分析試驗從試驗材料(鋼管)裁取電解提取用試驗片。使用裁取的電解提取用試驗片，利 ^ ! (electrolytic extraction method) ((electrolytic solution) ^ 10% AA系電解液)，將電流密度(current density)設(shè)定為20mA/cm2對僅0. 5g進行恒流電 M (constant-current electrolysis)，白勺角軍5 (electrolytic residue) 的電解液用過濾孔徑0. 2nm的過濾器(filter)過濾，過濾后的過濾器上的電解殘渣利用 ICP 發(fā)身寸光譜分析裝置(Inductively Coupled Plasma Atomic Emission Spectroscopy) 進行分析，求出析出物中的Mo量，計算出試樣中所含的析出Mo量(質(zhì)量％ )。另外，含 10重量％ AA系電解液是指10重量％乙酰丙酮(Etcetylacetone)-I重量％四甲基氯化銨 (tetramethy lammonium chloride)-甲酉享溶液(methanol solution)。另夕卜，將從總 Mo 量 (質(zhì)量％)減去所得的析出Mo量(質(zhì)量％)而得到的值作為固溶Mo量(質(zhì)量％)。另外，M2C型析出物的分散量根據(jù)電解殘渣的ICP發(fā)射光譜分析所得的、電解殘渣中的金屬元素Cr及Mo的定量值由計算求出。通過另外進行的電解殘渣的X射線分析 (X-ray diffraction)，判斷出所用的鋼種中主要的回火析出物(precipitates)為M3C型和M2C型，另外，根據(jù)使用由上述提取復(fù)型(extraction replica)的析出物的EDS分析 (Energy Dispersive X-ray Spectrometer)結(jié)果得到的M3C型析出物、M2C型析出物各自的平均組成，判斷出析出Cr大部分固溶于M3C型析出物中，根據(jù)由EDS分析結(jié)果得到的M3C型析出物的平均組成和由電解殘渣的ICP發(fā)射光譜分析得到的電解殘渣中的Cr的定量值，能夠計算固溶于M3C型析出物中的Mo量。從電解殘渣中的Mo的定量值與通過上述計算得到的固溶于M3C型析出物中的Mo量的差值求出固溶于M2C型析出物中的Mo量，由該值換算成鋼管中分散的M2C型析出物的分散量β。所得結(jié)果示于表3。本發(fā)明例均為兼具所期望的高強度(屈服強度758MPa以上、IlOksi以上)和所期望的耐硫化物應(yīng)力破裂性的鋼管。另一方面，偏離本發(fā)明的范圍的比較例無法確保所期望的組織、所期望的固溶Mo量，從而無法確保所期望的高強度和/或所期望的優(yōu)良的耐硫化物應(yīng)力破裂性。另外，回火條件滿足式⑵的本發(fā)明例均具有位錯密度為6. OX IOhAii2以下、在負荷應(yīng)力為屈服強度的90%時也不斷裂的優(yōu)良的耐硫化物應(yīng)力破裂性。特別是使Cu含量在本發(fā)明的范圍0. 03% 1. 0%內(nèi)時(鋼管No. 6 9、19及20)， 獲得了即使在負荷應(yīng)力為屈服強度的95%的苛酷的腐蝕環(huán)境下也不斷裂的無法預(yù)料的顯著效果。
權(quán)利要求
1.一種油井用無縫鋼管，具有如下所述的組成，以質(zhì)量％計，含有C 0. 15 0. 50%, Si 0. 1 1. 0%、Mn :0. 3 1. 0%, P 0. 015% 以下、S 0. 005% 以下、Al :0. 01 0. 1 %、N :0. 01 % 以下、Cr :0. 1 1. 7%、Mo :0. 4 1. 1%、V :0. 01 0. 12%, Nb :0. 01 0. 08%、B :0. 0005 0. 003%，且所述Mo中，固溶Mo的含量為0. 40%以上，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成；和如下形成的組織，以回火馬氏體相為主相，原奧氏體晶粒為粒度編號8. 5以上，且分散有0. 06質(zhì)量％以上的近似粒狀的M2C型析出物。
2.如權(quán)利要求1所述的油井用無縫鋼管，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計，還含有 Cu 0. 03% 1. 0%。
3.如權(quán)利要求1或2所述的油井用無縫鋼管，其中，所述組織在所述原奧氏體晶界處還具有寬度Inm以上且小于2nm的Mo富集區(qū)。
4.如權(quán)利要求1至3中任一項所述的油井用無縫鋼管，其中，所述固溶Mo的量α與所述近似粒狀的M2C型析出物的量β滿足下式(1)0. 7 彡 α +3 β ^ 1. 2 ... (1)其中，α為固溶Mo量，β為近似粒狀的M2C型析出物的量，單位均為質(zhì)量％。
5.如權(quán)利要求1至4中任一項所述的油井用無縫鋼管，其中，所述組織的位錯密度為 6. OXlO1Vm2 以下。
6.如權(quán)利要求1至5中任一項所述的油井用無縫鋼管，其中，在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計，還含有Ni :1.0%以下。
7.如權(quán)利要求1至6中任一項所述的油井用無縫鋼管，其中，形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有選自Ti 0. 03%以下、W :2.0%以下中的一種或兩種的組成。
8.如權(quán)利要求1至7中任一項所述的油井用無縫鋼管，其中，形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有Ca 0. 001 0. 005%的組成。
9.一種油井用無縫鋼管的制造方法，將鋼管原材料再加熱到1000 1350°C的范圍的溫度，然后，對該鋼管原材料實施熱加工，制成預(yù)定形狀的無縫鋼管，然后，以空冷以上的冷卻速度冷卻到室溫，并在665 740°C范圍的溫度下實施回火處理，所述鋼管原材料具有如下組成，以質(zhì)量％計，含有 C 0. 15 0. 50%,Si 0. 1 1. 0%,Mn :0. 3 1. 0%,P :0. 015% 以下、S 0. 005 % 以下、Al 0. 01 0. 1 %、N :0. 01 % 以下、Cr :0. 1 1. 7 %、Mo :0. 4 1. 1%,V :0. 01 0. 12%,Nb :0. 01 0. 08%,B :0. 0005 0. 003%，余量由 Fe 和不可避免的雜質(zhì)組成。
10.如權(quán)利要求9所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，在所述回火處理前，實施進行再加熱并急冷的淬火處理。
11.如權(quán)利要求10所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，所述淬火處理的淬火溫度為AcdH變點 1050°C。
12.如權(quán)利要求9至11中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，所述油井用無縫鋼管在所述組成的基礎(chǔ)上，以質(zhì)量％計，還含有Cu 0. 03% 1. 0%。
13.如權(quán)利要求9至12中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，將所述回火處理設(shè)定為回火溫度T在所述溫度的范圍內(nèi)、且該回火溫度T :665 740°C與保持時間t 的關(guān)系滿足下式O)的處理
14.如權(quán)利要求9至13中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，所述油井用無縫鋼管形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有Ni :1.0%以下的組成。
15.如權(quán)利要求9至14中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，所述油井用無縫鋼管形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有選自Ti 0. 03%以下、W :2.0%以下中的一種或兩種的組成。
16.如權(quán)利要求9至15中任一項所述的油井用無縫鋼管的制造方法，其中，所述油井用無縫鋼管形成在所述組成的基礎(chǔ)上以質(zhì)量％計還含有Ca 0. 001 0. 005%的組成。
全文摘要
本發(fā)明提供耐硫化物應(yīng)力破裂性(耐SSC性)優(yōu)良的油井用高強度無縫鋼管。具體而言，為一種無縫鋼管，具有如下所述的組成，以質(zhì)量％計，含有C0.15～0.50％、Si0.1～1.0％、Mn0.3～1.0％、P0.015％以下、S0.005％以下、Al0.01～0.1％、N0.01％以下、Cr0.1～1.7％、Mo0.40～1.1％、V0.01～0.08％、Nb0.01～0.08％、B0.0005～0.003％，或者進一步含有Cu0.03％～1.0％，且所述Mo中，固溶Mo的含量為0.40％以上；和如下形成的組織，以回火馬氏體相為主相，原奧氏體晶粒為粒度編號8.5以上，且分散有0.06質(zhì)量％以上的近似粒狀的M2C型析出物。
文檔編號C21D9/08GK102459677SQ20108002863
公開日2012年5月16日 申請日期2010年6月23日 優(yōu)先權(quán)日2009年6月24日
發(fā)明者仲道治郎, 山田克美, 木村光男, 江口健一郎, 田中裕二, 石黑康英 申請人:杰富意鋼鐵株式會社