Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента, имеющая превосходное сопротивление сульфидному растрескиванию под напряжением, и способ ее изготовления

Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента, имеющая превосходное сопротивление сульфидному растрескиванию под напряжением, и способ ее изготовления

Иллюстрации

Показать все

Реферат

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ, К КОТОРОЙ ОТНОСИТСЯ ИЗОБРЕТЕНИЕ

[0001] Настоящее изобретение относится к стали для труб нефтепромыслового сортамента и к способу ее изготовления, и, в частности, к низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента, которая применяется для труб нефтепромыслового сортамента в обсадной колонне, насосно-компрессорных трубах, и тому подобных, для нефтяных скважин и газовых скважин, и к способу ее изготовления.

Уровень техники

[0002] С ростом глубины нефтяной скважины и газовой скважины (далее нефтяная скважина и газовая скважина называются просто «нефтяной скважиной» как обобщенным термином), необходимо, чтобы трубы нефтепромыслового сортамента имели более высокую прочность. Обычно наиболее широко были распространены трубы нефтепромыслового сортамента класса прочности 80 ksi (имеющие предел текучести от 80 до 95 ksi, то есть, от 551 до 654 МПа) или класса прочности 95 ksi (имеющие предел текучести от 95 до 110 ksi, то есть, от 654 до 758 МПа). Однако в настоящее время начали применяться трубы нефтепромыслового сортамента класса прочности 110 ksi (имеющие предел текучести от 110 до 125 ksi, то есть, от 758 до 862 МПа).

[0003] Кроме того, многие из пробуренных недавно глубоких скважин содержат коррозионно-агрессивный сероводород. Поэтому необходимо, чтобы трубы нефтепромыслового сортамента имели не только высокую прочность, но также сопротивление сульфидному растрескиванию под напряжением (далее также называемое SSC- устойчивостью к сульфидосодержащей среде).

[0004] В качестве меры повышения SSC-устойчивости стандартных труб нефтепромыслового сортамента классов прочности от 95 до 110 ksi (654-758 МПа), известен способ, в котором сталь подвергают очистке, или делают тонкодисперсной микроструктуру стали. Например, патентный документ JP62-253720А предлагает способ повышения SSC-устойчивости, в котором снижают содержание загрязняющих элементов, таких как Mn и Р. Патентный документ JP59-232220А предлагает способ, в котором зерна делают мелкими, для чего выполняют термическую обработку для закалки дважды, чтобы повысить SSC-устойчивость.

[0005] Как было описано выше, для удовлетворения требований в отношении более высокой прочности труб нефтепромыслового сортамента в настоящее время предлагаются стали для труб нефтепромыслового сортамента с классом прочности 125 ksi (имеющие предел текучести от 862 до 965 МПа). Однако с увеличением прочности проявляется предрасположенность к сульфидному растрескиванию (SSC). Поэтому для стали труб нефтепромыслового сортамента класса прочности 125 ksi или выше необходимо дополнительное улучшение SSC-устойчивости, сравнительно с традиционной сталью для труб нефтепромыслового сортамента классов прочности 95 ksi или 110 ksi.

[0006] Патентные документы JP6-322478А, JP8-311551А, JP11-335731А, JP2000-178682А, JP2000-256783А, JP2000-297344А, JP2000-119798А, JP2005-350754А, и JP2006-265657А предлагают подходы к повышению SSC-устойчивости высокопрочных сталей для труб нефтепромыслового сортамента.

[0007] Патентный документ JP6-322478А предлагает способ, в котором микроструктуру стали делают тонкозернистой путем термической обработки с индукционным нагревом, чтобы повысить SSC-устойчивость стального материала класса прочности 125 ksi. Патентный документ JP11-335731А предлагает способ, в котором повышается прокаливаемость, когда используют способ прямой закалки, и повышают температуру отпуска для улучшения SSC-устойчивости стальных труб классов прочности от 110 ksi до 140 ksi. Патентный документ JP11-335731А предлагает способ повышения SSC-устойчивости низколегированной стали классов прочности от 110 ksi до 140 ksi, в котором регулируют легирующие элементы таким образом, чтобы достигнуть оптимальных уровней содержания. Патентные документы JP2000-178682А, JP2000-256783А и JP2000-297344А предлагают способы повышения SSC-устойчивости низколегированных сталей для труб нефтепромыслового сортамента классов прочности от 110 ksi до 140 ksi, в которых контролируют состояние карбида. Патентный документ JP2000-119798А предлагает способ, в котором задерживают время возникновения SSC в стальном материале классов прочности от 110 ksi до 125 ksi тем, что формируют большие количества выделивших фаз тонкодисперсных карбидов ванадия (V). Патентный документ JP2005-350754А предлагает способ повышения SSC-устойчивости труб нефтепромыслового сортамента класса прочности 125 ksi или выше тем, что регулируют плотность дислокаций и коэффициент диффузии водорода до желательных значений. Патентный документ JP2006-265657А предлагает способ, в котором формируют однофазную бейнитную структуру, содержащую большее количество углерода, прекращая охлаждение водой при температуре от 400 до 600С во время охлаждения водой, и выполняют термическую обработку для изотермического превращения (изотермическая закалка на бейнит) при температуре от 400 до 600С, чтобы повысить SSC-устойчивость стали для труб нефтепромыслового сортамента класса прочности 125 ksi или выше.

Сущность изобретения

[0008] В настоящее время требуется дальнейшее усовершенствование SSC-устойчивости стали для труб нефтепромыслового сортамента класса прочности 125 ksi или выше (имеющих предел текучести 862 МПа или выше).

[0009] Цель настоящего изобретения состоит в создании низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести 862 МПа (125 ksi) или выше, и превосходную SSC-устойчивость.

[0010] Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению имеет химический состав, содержащий, в процентах по массе, С: от 0,56 до 1,00%, Si: от 0,05 до 0,50%, Mn: от 0,05 до 1,00%, Р: не более 0,025%, S: не более 0,010%, Al: от 0,005 до 0,100%, Mo: от 0,40 до 1,00%, V: от 0,07 до 0,30%, О: не более 0,010%, и N: не более 0,0300%, причем остальное количество составляют Fe и загрязняющие примеси, причем ее предел текучести составляет по меньшей мере 862 МПа, и ширина дифракционного максимума на половине высоты в плоскости [211] кристаллической решетки, полученного измерением рентгеновской дифракции, составляет не более 0,50°.

[0011] Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению имеет предел текучести по меньшей мере 862 МПа, и превосходную SSC-устойчивость.

[0012] Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению может содержать Cr: не более 2,00%, вместо некоторого количества Fe. Кроме того, низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению может содержать, вместо некоторого количества Fe, один или более элементов, выбранных из группы, состоящей из Nb: не более 0,100%, Ti: не более 0,100%, и Zr: не более 0,100%. Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению может содержать Са: 0,0100% или менее, вместо некоторого количества Fe. Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению может содержать бор (В): не более 0,0030%, вместо некоторого количества Fe. Кроме того, низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению предпочтительно имеет процентное содержание остаточного аустенита ниже 5%.

[0013] Первый способ изготовления низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению включает стадии, в которых проводят горячую обработку стального материала, имеющего химический состав, содержащий, в процентах по массе, С: от 0,56 до 1,00%, Si: от 0,05 до 0,50%, Mn: от 0,05 до 1,00%, Р: не более 0,025%, S: не более 0,010%, Al: от 0,005 до 0,100%, Mo: от 0,40 до 1,00%, V: от 0,07 до 0,30%, О: не более 0,010%, и N: не более 0,0300%, причем остальное количество составляют Fe и загрязняющие примеси; выполняют закалку стального материала обработкой в условиях непрерывного охлаждения с такой скоростью охлаждения, что период времени, на протяжении которого температура материала снижается от температуры закалки до температуры начала мартенситного превращения, находится в пределах 600 секунд; и проводят отпуск закаленного стального материала.

[0014] Первый способ изготовления согласно настоящему изобретению позволяет получить низколегированную сталь для труб нефтепромыслового сортамента, имеющую превосходную SSC-устойчивость.

[0015] Второй способ изготовления низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению включает стадии, в которых проводят горячую обработку стального материала, имеющего химический состав, содержащий, в процентах по массе, С: от 0,56 до 1,00%, Si: от 0,05 до 0,50%, Mn: от 0,05 до 1,00%, Р: не более 0,025%, S: не более 0,010%, Al: от 0,005 до 0,100%, Mo: от 0,40 до 1,00%, V: от 0,07 до 0,30%, О: не более 0,010%, и N: не более 0,0300%, причем остальное количество составляют Fe и загрязняющие примеси; подвергают стальной материал обработке для закалки, включающей изотермическую обработку; и проводят отпуск закаленного стального материала. Стадия, в которой стальной материал подвергают обработке для закалки, включающей изотермическую обработку, включает стадию, в которой выполняют первичное охлаждение с охлаждением стального материала от температуры закалки до температуры, превышающей 100°С, и не выше 300°С, со скоростью охлаждения по меньшей мере 0,7°С/сек; стадию, в которой выполняют изотермическую обработку выдерживанием стального материала, подвергнутого обработке в стадии первичного охлаждения, в диапазоне температур от превышающей 100°С и не выше 300°С; и стадию, в которой выполняют окончательное охлаждение с охлаждением стального материала, подвергнутого изотермической обработке.

[0016] Второй способ изготовления согласно настоящему изобретению позволяет получить низколегированную сталь для труб нефтепромыслового сортамента, имеющую превосходную SSC-устойчивость.

Краткое описание чертежей

[0017]

Фигура 1 представляет график, показывающий взаимосвязь аспектного отношения карбидов и концентрации легирующего элемента в карбидах с содержанием углерода (С).

Фигура 2 представляет график, показывающий взаимосвязь ширины (°) дифракционного максимума на половине высоты в плоскости [211] и концентрации водорода в стали с содержанием С.

Фигура 3 представляет диаграмму для разъяснения стадии закалки, выполняемой обработкой в условиях непрерывной закалки, и стадии закалки, включающей изотермическую обработку, согласно настоящему изобретению.

Фигура 4 представляет график, показывающий взаимосвязь между толщиной «t» (мм) стенки стальной трубы и критической скоростью охлаждения (°С/сек), которая не вызывает закалочного растрескивания, и измеряется, когда температура наружной поверхности стальной трубы снижается от 800°С до 500°С, согласно первому способу изготовления соответственно настоящему изобретению.

Описание вариантов осуществления изобретения

[0018] Теперь будет подробно описан один вариант осуществления настоящего изобретения со ссылкой на сопроводительные чертежи. Символ «%», имеющий отношение к элементам химического состава, означает «процентов по массе».

[0019]

[Общий обзор низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента согласно этому варианту исполнения]

Авторы настоящего изобретения пришли к мысли, что на SSC-устойчивость низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента влияют формы карбидов и плотности дислокаций в стали. В результате исследований и изучения авторы настоящего изобретения обнаружили следующие факты.

[0020]

(1) Низколегированную сталь для труб нефтепромыслового сортамента обычно подвергают обработке с закалкой и отпуском. Во время обработки с закалкой и отпуском в стали образуются разнообразные карбиды. По мере возрастания плоскостности форм М₃С-карбида и М₂₃С₆-карбида, которые образуются на границах кристаллических зерен, среди этих карбидов, возникает предрасположенность к сульфидному растрескиванию под напряжением (SSC), причем эти карбиды оказываются исходными точками. В этом варианте исполнения «М» М₃С-карбида и М₂₃С₆-карбида представляет Fe, Cr или Mo. Далее М₃С-карбид и М₂₃С₆-карбид, образующиеся на границах кристаллических зерен, определяются как «зернограничные карбиды».

[0021] Когда формы зернограничных карбидов становятся близкими к сферическим формам, вероятность возникновения SSC от зернограничных карбидов уменьшается, и SSC-устойчивость повышается. Поэтому, чтобы улучшить SSC-устойчивость, предпочтительно, чтобы карбиды, включающие зернограничные карбиды, были сделаны сферическими.

[0022] Карбиды могут быть сделаны сферическими до некоторой степени повышением температуры отпуска. Однако сфероидизация карбидов, обусловленная повышением температуры отпуска, имеет предел. Поэтому предпочтительно, чтобы карбиды могли быть дополнительно доведены до сферической формы иным способом, нежели способ, в котором повышают температуру отпуска.

[0023]

(2) Содержание углерода на уровне 0,56% или выше обеспечивает дополнительную возможность сфероидизации карбидов при надлежащем выборе условий изготовления, таких как условия отпуска. Кривая «с1» на фигуре 1 представляет график, показывающий взаимосвязь между содержанием углерода (С) в низколегированной стали и аспектным отношением карбидов. Аспектное отношение карбидов, как используемое здесь, представляет собой отношение средней величины малой оси к средней величине большой оси, как разъясняется позже. Когда аспектное отношение становится близким к 1, степень сфероидизации становится более высокой. Фигура 1 была получена описанным ниже способом. Были приготовлены многочисленные толстолистовые материалы, имеющие химические составы, которые находятся в диапазоне согласно настоящему изобретению, и многочисленные толстолистовые материалы с химическими составами, в которых только уровни содержания С отклоняются от соответствующего изобретению диапазона. Оба типа толстолистовых материалов были получены описываемым позже способом изготовления согласно настоящему изобретению. Более конкретно, выплавили от 50 до 180 кг каждого из стальных материалов, имеющих вышеописанный химический состав, для получения слитка. Слиток подвергли горячей проковке для получения бруса. Брус подвергли горячей прокатке с образованием толстолистового материала, имеющего толщину от 12 до 15 мм. Толстолистовой материал закалили обработкой в условиях непрерывного охлаждения. В этой ситуации период времени, в течение которого температура поверхности толстолистового материала снижается от температуры закалки (920°С) до температуры начала мартенситного превращения (Ms-точка), был в пределах 600 секунд. После охлаждения толстолистовой материал подвергли отпуску при температуре 700°С. После отпуска из каждого из толстолистовых материалов отобрали испытательный образец, имеющий толщину, которая была такой же, как толщина толстолистового материала, ширину 20 мм, и длину 10 мм. Испытательный образец был заделан в смолу по направлению поперечного сечения толстолистового материала, и был прошлифован. Прошлифованный испытательный образец обследовали в электронном микроскопе с использованием метода экстракционной реплики для определения аспектного отношения карбидов. Более конкретно, обследование проводили в пяти полях зрения с 10000-кратным увеличением, и измеряли большие оси и малые оси всех карбидов в полях зрения. В это время на каждом карбиде измеряли многочисленные оси, и максимальную ось принимали за «большую ось», и минимальную ось принимали за «малую ось». Определили среднее значение больших осей (далее называемое «усредненной большой осью») всех карбидов, измеренных в пяти полях зрения. Подобным образом, определили среднее значение малых осей (далее называемое «усредненной малой осью») всех карбидов, измеренных в пяти полях зрения. На основе Формулы (А) определили аспектное отношение толстолистового материала.

Аспектное отношение = усредненная малая ось/усредненная большая ось....(А)

[0024] Кроме того, в десяти карбидах, произвольно выбранных в каждом поле зрения, с помощью EDX (энергодисперсионного рентгеновского микроанализатора) установили содержание Cr, содержание Mo и содержание Mn. Средняя величина совокупных значений содержания Cr, содержания Mo и содержания Mn, выявленных в карбидах, была определена как «концентрация легирующего элемента» (единица: % по массе). С использованием аспектного отношения и концентрации легирующего элемента (%), определенных вышеописанными методами, построили Фигуру 1.

[0025] Кривая С1 на фигуре 1 представляет аспектное отношение карбидов относительно содержания С. Кривая С2 на фигуре 1 представляет концентрацию (%) легирующего элемента относительно содержания С. Со ссылкой на Фигуру 1, аспектное отношение заметно возрастает с повышением содержания С, пока содержание С не достигает 0,56%. То есть, с повышением содержания С происходила сфероидизация карбидов. С другой стороны, когда содержание С превышало 0,56%, то, хотя аспектное отношение увеличивалось с ростом содержания С, степень повышения была малой по сравнению с ситуацией, где содержание С составляло 0,56% или ниже.

[0026] Концентрация легирующего элемента в карбидах, обозначенная кривой С2 на фигуре 1, заметно снижалась с ростом содержания С, пока содержание С не достигло 0,56%. С другой стороны, когда содержание С становилось равным 0,56% или выше, степень снижения концентрации легирующего элемента была малой сравнительно с ситуацией, где содержание С было ниже 0,56%.

[0027] Вышеуказанные обнаруженные факты показали, что, если содержание С составляет 0,56% или выше, происходит заметная сфероидизация карбидов, если условия изготовления выбраны правильно. Предполагаемая причина этого описывается ниже. Легирующие элементы (Cr, Mo, и Mn) содержатся в карбидах, замещая Fe в карбидах. Как показано кривой С2 на фигуре 1, когда содержание С в стали возрастает, концентрация легирующего элемента в карбидах снижается, и повышается концентрация Fe в карбидах. Поэтому предполагается, что карбиды испытывают сфероидизацию.

[0028]

(3) Взаимосвязь ширины дифракционного максимума на половине высоты (проявляющая положительную корреляцию с плотностью дислокаций в стали) для плоскости [211] и концентрации водорода в стали с содержанием С является такой, как показано на фигуре 2. Здесь «[211]» означает плоскость [211] кристаллической решетки α-Fe. Фигура 2 была получена описываемым ниже методом. Приготовили многочисленные толстолистовые материалы, в которых уровни содержания иных элементов, нежели С, были в пределах диапазона химического состава согласно настоящему изобретению, и по-разному изменяли содержание С. Приготовленные толстолистовые материалы были получены таким же способом изготовления, как способ во время, когда строили Фигуру 1. Из каждого из толстолистовых материалов, подвергнутых отпуску, отобрали испытательный образец, имеющий толщину, которая была такой же, как толщина толстолистового материала, ширину 20 мм и длину 1 мм. С использованием этого испытательного образца определили ширину дифракционного максимума на половине высоты для плоскости [211] кристаллической решетки с помощью рентгеновской дифракции. Как представляется, ширина дифракционного максимума на половине высоты отражает плотность дислокаций в стали. Кроме того, из каждого из толстолистовых материалов отобрали испытательный образец, имеющий толщину 2 мм, ширину 10 мм, и длину 40 мм. Отобранные испытательные образцы погрузили в испытательную ванну (нормальная температура, и водный раствор (5% NaCl + 0,5% СН₃СООН), который был насыщен сероводородом) в течение 336 часов. Погруженные испытательные образцы извлекли из испытательной ванны, и измерили содержание способного к диффузии поглощенного водорода в стали методом температурно-программированной десорбции, в результате чего была получена Фигура 2. Кривая С3 на фигуре 2 представляет взаимосвязь между содержанием С и шириной дифракционного максимума на половине высоты. Абсциссы на фигуре 2 представляют содержание С (%). Кривая С4 на фигуре 2 представляет взаимосвязь между содержанием С и концентрацией водорода (млн^-1) в стали.

[0029] Как правило, когда возрастает содержание С, процентная доля мартенсита (объемное отношение мартенсита ко всей структуре стали в целом) проявляет тенденцию к снижению. Со ссылкой на Фигуру 2, с ростом содержания С заметно снижается плотность дислокаций в стали. Кроме того, концентрация водорода в стали также в значительной мере уменьшается с повышением содержания С. Когда содержание С составляло 0,56% или выше, концентрация водорода возрастала не столь значительно.

[0030] Вышеуказанные обнаруженные факты показали, что с увеличением содержания С и с повышением процентной доли мартенсита плотность дислокаций после отпуска снижается, и также заметно уменьшается концентрация водорода в стали. Снижение концентрации водорода стремится к пределу вблизи уровня 0,56% содержания С, и концентрация водорода снижается не столь значительно, когда содержание С составляет 0,56% или выше.

[0031] Поэтому с увеличением процентной доли мартенсита плотность дислокаций после отпуска снижается. Дислокация служит в качестве центра захвата водорода. Снижение плотности дислокаций уменьшает концентрацию водорода в стали, и улучшает SSC-устойчивость.

[0032]

(4) Плотность дислокаций пропорциональна ширине (°) дифракционного максимума на половине высоты в плоскости [211] кристаллической решетки, полученного с помощью рентгеновской дифракции. Если пропорция мартенсита полагается надлежащей, когда содержание С составляет 0,56% или выше, и ширина (°) дифракционного максимума на половине высоты в плоскости [211] кристаллической решетки составляет 0,50 или меньше, может быть получена превосходная SSC-устойчивость.

[0033]

(5) Как было описано выше, если содержание С составляет 0,56% или выше, и ширина (°) дифракционного максимума на половине высоты для плоскости [211] кристаллической решетки, полученного с помощью рентгеновской дифракции, составляет 0,50 или меньше, происходит сфероидизация карбидов, и также снижается плотность дислокаций, так что улучшается SSC-устойчивость. Однако, если содержание С составляет 0,56% или выше, в зависимости от условий закалки, может проявиться закалочное растрескивание, обусловленное мартенситным превращением. В патентном документе JP2006-265657А для предотвращения вызванного мартенситным превращением закалочного растрескивания выполняют термическую обработку с изотермическим превращением (изотермический отпуск) при температуре от 400 до 600°С после горячей обработки, чтобы преобразовать структуру стали в структуру, составленную главным образом бейнитом. Однако в случае, где структура стали, имеющей содержание С 0,56% или выше, переходит в структуру, состоящую главным образом из бейнита, во время изотермического отпуска образуются большие количества карбидов. Большие количества образованных карбидов препятствуют восстановлению дислокаций во время отпуска. По этой причине плотность дислокаций в подвергнутой отпуску стали повышается. Поэтому структура подвергнутой закалке стали предпочтительно содержит мартенсит, не будучи единой бейнитной структурой. Это происходит потому, что в условиях закалки, в которых образуется мартенсит, менее вероятно образование больших количеств карбидов во время закалки.

[0034]

(6) Количественное измерение мартенсита и бейнита в охлажденной стали является затруднительным. Однако твердость закаленной стали (то есть, материала сразу после закалки) повышается с ростом процентной доли мартенсита в стали. Если твердость низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента, которая была закалена и не была подвергнута отпуску, удовлетворяет Формуле (1), мартенсит образуется в стали в количестве, достаточном для снижения плотности дислокаций, и ширина дифракционного максимума на половине высоты в плоскости [211] кристаллической решетки подвергнутой отпуску стали становится равной 0,50° или менее.

Твердость (HRC) по Роквеллу ≥ 50 × С + 26... (1)

в которой символ элемента (С) в Формуле (1) использован вместо величины содержания (% по массе) соответствующего элемента.

[0035]

(7) В качестве стадии закалки низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению, могут быть применены либо закалка в режиме С10, выполняемая обработкой при непрерывном охлаждении, либо закалка в режиме С11, включающая изотермическую обработку, как показано на фигуре 3. При закалке в режиме С10, выполняемой обработкой при непрерывном охлаждении, температура стали непрерывно снижается при охлаждении водой или охлаждении маслом для закалки стали. Закалку в режиме С11, включающую изотермическую обработку, выполняют, как описано ниже. Сталь охлаждают от температуры закалки до температуры, превышающей 100°С и не выше 300°С, со скоростью охлаждения 0,7°С/сек или выше (далее эта стадия охлаждения называется стадией первичного охлаждения). После того, как температура стали в результате охлаждения снизилась до температуры, превышающей 100°С и не выше 300°С, охлаждение прекращают, и сталь выдерживают при температуре, превышающей 100°С и не выше 300°С, в течение определенного периода времени (далее эта стадия называется стадией изотермической обработки). После этого сталь дополнительно охлаждают до нормальной температуры (далее эта стадия охлаждения называется стадией окончательного охлаждения). Короче говоря, закалка в режиме С11, включающая изотермическую обработку, предусматривает стадию первичного охлаждения, стадию изотермической обработки, и стадию окончательного охлаждения.

[0036] «Стадия закалки, включающая изотермическую обработку», в настоящем изобретении отличается от изотермической закалки на бейнит, описанной в патентном документе JP2006-265657А, тем, что температура изотермической обработки является более низкой, чем температурный диапазон, в котором легко происходит бейнитное превращение.

[0037] В «стадии закалки, включающей изотермическую обработку», в настоящем изобретении для изотермической обработки стальной материал выдерживают при температуре, превышающей 100°С и не выше 300°С. Изотермическая обработка является достаточной, если стальной материал выдерживают в вышеописанном температурном диапазоне, и не ограничивается выдерживанием стального материала при фиксированной температуре.

[0038] Из соображений контроля закалочного растрескивания, изотермическую обработку предпочтительно выполняют при температуре, превышающей Ms-точку, и не более высокой, чем 300°С. В этом случае скорость охлаждения при первичном охлаждении может быть в достаточной мере повышена. Хотя детальный механизм неясен, в этом случае представляется, что бейнит, образующий некоторое количество выделившейся фазы в процессе изотермической обработки, задерживает образование закалочных трещин в стадии окончательного охлаждения.

[0039] «Изотермическая обработка» может быть выполнена в диапазоне температур не выше Ms-точки, и превышающих 100°С. В этом случае скорость охлаждения при первичном охлаждении является умеренной. Однако, если скорость охлаждения слишком низка, становится слишком низкой твердость стали, подвергнутой закалке. По меньшей мере при первичном охлаждении, следует избегать такой скорости охлаждения, при которой образуется феррит/перлит или большое количество бейнита. Поэтому в данном случае скорость охлаждения во время первичного охлаждения предпочтительно составляет 0,7°С/сек или выше.

[0040] Способ охлаждения для окончательного охлаждения не является предметом какого-то специального ограничения. Однако сталь, имеющую такую форму, что легко возникают закалочные трещины, такую как толстостенная стальная труба, предпочтительно охлаждают с низкой скоростью охлаждения.

[0041] В случае, где применяют закалку, выполняемую обработкой при непрерывном охлаждении, то если период времени, в течение которого температура стали снижается от температуры закалки (850-920°С) до Ms-точки (далее называемый «временем прохождения Ms-точки»), находится в пределах 600 секунд, удовлетворяется Формула (1), и ширина дифракционного максимума на половине высоты в плоскости [211] кристаллической решетки стали, подвергнутой отпуску, составляет 0,50° или меньше. Поэтому может быть получена низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента, имеющая превосходную SSC-устойчивость. С другой стороны, чтобы ограничить закалочное растрескивание, время прохождения Ms-точки предпочтительно составляет 100 секунд или дольше.

[0042] В случае, где применяют закалку, включающую изотермическую обработку, если температура прекращения первичного охлаждения и температура изотермической обработки превышают 100°С и составляют 300°С или ниже, удовлетворяется Формула (1), и закалочное растрескивание ограничивается.

[0043]

(8) Известно, что закалка проявляет тенденцию вызывать закалочные трещины в низколегированной стали, содержащей С: 0,30% или выше. В общем предполагается, что закалочное растрескивание обусловливается напряжением, создаваемым мартенситным превращением, и, когда повышается концентрация С, становится более высокой деформация кристаллической решетки, приводя к повышенному напряжению.

[0044] По сравнению со стальной плитой, стальная труба ограничена длиной окружности. Распределение напряжений в стальной трубе является более сложным, чем напряжений в стальной плите. Поэтому закалочные трещины в стальной трубе образуются чаще, чем в толстолистовой стали. Более того, закалочные трещины с большей вероятностью возникают, если стальная труба имеет стенки с большой толщиной. Стальная труба, содержащая С: 0,30% или выше, и имеющая наружный диаметр от 100 до 400 мм и толщину стенки от 5 до 100 мм, более подвержена возникновению закалочных трещин; в частности, в стальной трубе, содержащей С: 0,50% или выше, закалочные трещины образуются почти всегда. Если используют способ согласно описанному выше пункту (7), стальная труба из низколегированной стали, содержащей С: 0,56% или выше, может быть подвергнута закалке с надлежащим количеством мартенсита, тем самым обеспечивая условия формирования карбидов, которые считаются приемлемыми, или величины ширины дифракционного максимума на половине высоты, не вызывая закалочного растрескивания.

[0045] На основе вышеописанных обнаруженных фактов авторы настоящего изобретения выполнили настоящее изобретение. Ниже разъясняется низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно варианту осуществления настоящего изобретения.

[0046]

[Химический состав]

Низколегированная сталь для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению имеет описываемый ниже химический состав.

[0047] С: от 0,56 до 1,00%

В низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента согласно настоящему изобретению содержание углерода (С) является более высоким, чем в традиционной низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента. Более высокое содержание С стимулирует сфероидизацию карбидов на границах зерен и повышает SSC-устойчивость стали. Кроме того, более высокое содержание С содействует мартенситному превращению в стали. В результате этого стимулируется восстановление дислокаций во время отпуска, и плотность дислокаций в подвергнутой отпуску стали снижается. С другой стороны, если С содержится в чрезмерном количестве, эти эффекты насыщаются. Поэтому содержание С составляет от 0,56 до 1,00%. Нижний предел содержания С предпочтительно составляет 0,58%, более предпочтительно 0,61%. Верхний предел содержания С предпочтительно составляет 0,80%, более предпочтительно 0,70%.

[0048] Si: от 0,05 до 0,50%

Кремний (Si) раскисляет сталь. С другой стороны, если содержание Si является чрезмерным, эффект насыщается. Поэтому содержание Si составляет от 0,05 до 0,50%. Нижний предел содержания Si предпочтительно составляет 0,10%, более предпочтительно 0,13%. Верхний предел содержания Si предпочтительно составляет 0,35%, более предпочтительно 0,30%.

[0049] Mn: от 0,05 до 1,00%

Марганец (Mn) повышает прокаливаемость стали. С другой стороны, если Mn содержится в чрезмерном количестве, он сегрегирует на границы зерен вместе с загрязняющими элементами, такими как фосфор (Р) и сера (S). В результате этого ухудшается SSC-устойчивость стали. Поэтому содержание Mn составляет от 0,05 до 1,00%. Нижний предел содержания Mn предпочтительно составляет 0,10%, более предпочтительно 0,35%. Верхний предел содержания Mn предпочтительно составляет 0,60%, более предпочтительно 0,50%, еще более предпочтительно 0,47%.

[0050] Р: 0,025% или менее

Фосфор (Р) представляет собой загрязняющую примесь и сегрегирует на границы зерен, и ухудшает SSC-устойчивость стали. По этой причине содержание Р предпочтительно является настолько низким, насколько возможно. Поэтому содержание Р составляет 0,025% или менее. Содержание Р предпочтительно составляет 0,018% или менее, более предпочтительно 0,014% или менее.

[0051] S: 0,010% или менее

Сера (S) представляет собой загрязняющую примесь и сегрегирует на границы зерен, подобно Р, и ухудшает SSC-устойчивость стали. По этой причине содержание S предпочтительно является настолько низким, насколько возможно. Поэтому содержание S составляет 0,010% или менее. Содержание S предпочтительно составляет 0,005% или менее, более предпочтительно 0,003% или менее, более предпочтительно 0,0015 или менее.

[0052] Al: от 0,005 до 0,100%

Алюминий (Al) раскисляет сталь. С другой стороны, если Al содержится в чрезмерном количестве, эффект насыщается, и проявляется склонность к увеличению числа включений. Поэтому содержание Al составляет от 0,005 до 0,100%. Нижний предел содержания Al предпочтительно составляет 0,010%, более предпочтительно 0,020%. Верхний предел содержания Al предпочтительно составляет 0,060%, более предпочтительно 0,050%. Содержание «Al» в этом описании означает содержание «кислоторастворимого Al», то есть, «sol.Al».

[0053] Mo: от 0,40 до 1,00%

Молибден (Mo) образует карбид МС (М: Mo или V), который представляет собой тонкодисперсный карбид, вместе с описываемым позже V. Это повышает температуру отпуска стали для получения предела текучести 862 МПа или выше (125 ksi или выше). По этой причине происходит сфероидизация карбидов на границах зерен, и снижается плотность дислокаций. С другой стороны, если содержание Mo является чрезмерным, эффект насыщается. Поэтому содержание Mo составляет от 0,40 до 1,00%. Нижний предел содержания Mo предпочтительно составляет 0,65%, более предпочтительно 0,70%. Верхний предел содержания Mo предпочтительно составляет 0,90%, более предпочтительно 0,80%.

[0054] V: от 0,07 до 0,30%

Ванадий (V) образует карбид МС (М: Mo или V), который представляет собой тонкодисперсный карбид, вместе с Mo повышая температуру отпуска стали для получения предела текучести 862 МПа или выше. С другой стороны, если содержание V является чрезмерным, насыщается количество V, растворенного во время закалки, и также насыщается эффект повышения температуры отпуска. Поэтому содержание V составляет от 0,07 до 0,30%. Нижний предел содержания V предпочтительно составляет 0,08%. Верхний предел содержания V предпочтительно составляет 0,20%, более предпочтительно 0,15%.

[0055] О: 0,010% или менее

Кислород (О) представляет собой загрязняющую примесь. Если О содержится в чрезмерном количестве, образуются крупнозернистые оксиды, и ухудшаются ударная вязкость и SSC-устойчивость стали. По этой причине содержание О предпочтительно является настолько низким, насколько возможно. Поэтому содержание О составляет 0,010% или менее.

[0056] N: 0,0300% или менее

Азот (N) соединяется с Al, Nb, Ti или Zr с образованием нитридов или карбонитридов, так что структура стали делается тонкозернистой в результате пиннинг-эффекта. Нижний предел содержания N предпочтительно составляет 0,0030%, более предпочтительно 0,0040%. Верхний предел содержания N предпочтительно составляет 0,0200%, более предпочтительно 0,0150%.

[0057] Азот (N) представляет собой загрязняющую примесь при изготовлении стали. Если действие нитридов или карбонитридов, как описано выше, не является целью, настоящее изобретение не исключает возможности присутствия N, в качестве загрязняющей примеси, в количестве менее 0,0030%.

[0058] Остальное количество химического состава низколегированной стали для труб нефтепромыслового сортамента состоит из Fe и загрязняющих примесей. Упоминаемые здесь «загрязняющие примеси» представляют собой элементы, которые в смешанном виде попадают из руды и скрапа, используемых в качестве сырьевых материалов для стали, и из окружающих сред и тому подоб