|
|
больше ...
Термины запроса в документе
Реферат
[RU] 1. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем сталь содержит в качестве химической композиции, в мас.%: C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0,005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003; остаток, состоящий из Fe и примесей, в которой, когда полная ширина на половине максимума дифракционного пика для кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы, которая получена путем рентгеновской дифракции, представляет собой HW в градусах, полная ширина на половине максимума HW и содержание углерода, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 1: HW ×C 1/2 ≤0,38 (выражение 1), содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 2: C ×Mo ≥0,6 (выражение 2), количество карбидов M 2 C, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм 2 , а предел текучести составляет 758 МПа или более. 2. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1, причем сталь включает в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%. 3. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1 или 2, причем сталь включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%. 4. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-3, причем сталь включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1. 5. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-4, причем сталь включает в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%. 6. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-5, причем сталь включает в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%. 7. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем способ содержит процесс горячей обработки, при котором выполняют горячую обработку стальной заготовки, которая включает в качестве химической композиции, в мас.%: C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0,005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003; остаток, состоящий из Fe и примесей, и в котором содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют выражению 2, чтобы получать стальной материал; процесс закалки, при котором выполняют закалку стального материала после процесса горячей обработки; процесс отпуска, при котором выполняют отпуск стального материала после процесса закалки в диапазоне температуры от 680°C до точки A c1 , причем C ×Mo ≥0,6 (выражение 2). 8. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки стальной материал после процесса горячей обработки закаливают путем непрерывного охлаждения при условии, что время, занимаемое от начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения, составляет 100-600 с. 9. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки в качестве первой обработки охлаждением стальной материал после процесса горячей обработки охлаждают при условии, что скорость охлаждения с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C, составляет 0,7°C/с или более, в качестве изотермической обработки стальной материал после первой обработки охлаждением выдерживают в условии диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения Ms, до 300°C, и в качестве второй обработки охлаждением стальной материал после изотермической обработки охлаждают. 10. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-9, в котором в процессе закалки, когда твердость по Роквеллу по шкале C в центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой HRC, стальной материал закаливают при условии, что твердость по Роквеллу HRC удовлетворяет следующему выражению 3: HRC ≥50 ×C+26 (выражение 3). 11. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-10, дополнительно содержащий этап, на котором выполняют процесс нормализации стального материала после процесса горячей обработки и до процесса закалки. 12. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-11, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%. 13. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-12, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%. 14. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-13, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1. 15. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-14, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%. 16. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-15, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%.
Полный текст патента
(57) Реферат / Формула:
1. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем сталь содержит в качестве химической композиции, в мас.%: C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0,005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003; остаток, состоящий из Fe и примесей, в которой, когда полная ширина на половине максимума дифракционного пика для кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости α-фазы, которая получена путем рентгеновской дифракции, представляет собой HW в градусах, полная ширина на половине максимума HW и содержание углерода, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 1: HW ×C 1/2 ≤0,38 (выражение 1), содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 2: C ×Mo ≥0,6 (выражение 2), количество карбидов M 2 C, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм 2 , а предел текучести составляет 758 МПа или более. 2. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1, причем сталь включает в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%. 3. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1 или 2, причем сталь включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%. 4. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-3, причем сталь включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1. 5. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-4, причем сталь включает в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%. 6. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-5, причем сталь включает в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%. 7. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем способ содержит процесс горячей обработки, при котором выполняют горячую обработку стальной заготовки, которая включает в качестве химической композиции, в мас.%: C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0,005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003; остаток, состоящий из Fe и примесей, и в котором содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют выражению 2, чтобы получать стальной материал; процесс закалки, при котором выполняют закалку стального материала после процесса горячей обработки; процесс отпуска, при котором выполняют отпуск стального материала после процесса закалки в диапазоне температуры от 680°C до точки A c1 , причем C ×Mo ≥0,6 (выражение 2). 8. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки стальной материал после процесса горячей обработки закаливают путем непрерывного охлаждения при условии, что время, занимаемое от начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения, составляет 100-600 с. 9. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки в качестве первой обработки охлаждением стальной материал после процесса горячей обработки охлаждают при условии, что скорость охлаждения с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C, составляет 0,7°C/с или более, в качестве изотермической обработки стальной материал после первой обработки охлаждением выдерживают в условии диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения Ms, до 300°C, и в качестве второй обработки охлаждением стальной материал после изотермической обработки охлаждают. 10. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-9, в котором в процессе закалки, когда твердость по Роквеллу по шкале C в центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой HRC, стальной материал закаливают при условии, что твердость по Роквеллу HRC удовлетворяет следующему выражению 3: HRC ≥50 ×C+26 (выражение 3). 11. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-10, дополнительно содержащий этап, на котором выполняют процесс нормализации стального материала после процесса горячей обработки и до процесса закалки. 12. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-11, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%. 13. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-12, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%. 14. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-13, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1. 15. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-14, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%. 16. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-15, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%.
Евразийское 025937 (13) B1
патентное
ведомство
(12) ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ К ЕВРАЗИЙСКОМУ ПАТЕНТУ
(45) Дата публикации и выдачи патента 2017.02.28
(21) Номер заявки 201492150
(22) Дата подачи заявки 2013.06.17
(51) Int. Cl.
C22C 38/00 (2006.01) C21D 8/10 (2006.01) C21D 9/08 (2006.01)
C22C 38/12 (2006.01) C22C 38/32 (2006.01)
(54) СТАЛЬ ДЛЯ ТРУБНЫХ ИЗДЕЛИЙ НЕФТЕПРОМЫСЛОВОГО СОРТАМЕНТА И СПОСОБ ЕЕ ПРОИЗВОДСТВА
(31) 2012-138650
(32) 2012.06.20
(33) JP
(43) 2015.03.31
(86) PCT/JP2013/066585
(87) WO 2013/191131 2013.12.27
(71) (73) Заявитель и патентовладелец:
НИППОН СТИЛ ЭНД СУМИТОМО МЕТАЛ КОРПОРЕЙШН (JP)
(72) Изобретатель:
Омура Томохико, Араи Юдзи, Кавано Каори, Сакамото Акихиро, Окамура Казуо, Ямамото Кендзи, Кондо Кейити, Нагахаси Кодзи, Сео Масанао
(JP)
(74) Представитель:
Медведев В.Н. (RU)
(56) JP-A-2006265657 JP-A-11286720 JP-A-2007016291 JP-A-2012026030 WO-A1-2010150915 JP-A-2005350754
(57) Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента включает, в качестве химической композиции, в массовых процентах, C, Si, Mn, Al, Mo, P, S, O, N и остаток, содержащий Fe и примеси, в которой полная ширина на половине максимума HW кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы, и содержание углерода, выраженное в массовых процентах в химической композиции, удовлетворяют HWxC1/2 <0,38, содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в массовых процентах в химической композиции, удовлетворяют CxMo> 0,6, количество карбидов M2C, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм2, а предел текучести составляет 758 МПа или более.
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способу ее производства. В особенности, настоящее изобретение относится к низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая используется для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, таких как обсадная колонна, насосно-компрессорная колонна и т.п. для нефтяной скважины и газовой скважины, и способу ее производства.
Заявка на данный патент притязает на приоритет по заявке на патент Японии № 2012-138650, поданной 20 июня 2012 г., содержимое которой включено в настоящее описание посредством ссылки.
Уровень техники
Для трубных изделий нефтепромыслового сортамента требуется высокое упрочнение для скважин с углублением, таких как нефтяные скважины и газовые скважины (далее совокупно просто называемые "нефтяная скважина"). Традиционно широко использовались трубные изделия нефтепромыслового сортамента класса 80 ksi с пределом текучести 80-95 ksi или 551-654 МПа либо 95 ksi с пределом текучести 95-110 ksi или 654-758 МПа. Однако в последнее время начинают использоваться трубные изделия нефтепромыслового сортамента класса 110 ksi с пределом текучести 110-125 ksi или 758-862 МПа.
Более того, большинство глубоких скважин, которые разрабатываются в последнее время, содержат сероводород, проявляющий коррозионную агрессивность. В связи с этим, трубным изделиям нефтепромыслового сортамента необходимо иметь не только высокую прочность, но и устойчивость к растрескиванию под действием напряжений в сульфидсодержащей среде (далее называемую устойчивостью к SSC).
Способы, в которых сталь рафинируют или измельчают структуру стали, известны в качестве плана улучшения устойчивости к SSC традиционных трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 95-110 ksi или 654-758 МПа. Например, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № S62-253720, предлагает способ улучшения устойчивости к SSC путем снижения содержания примесных элементов, таких как Mn, P и т.п. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № S59-232220, предлагает способ улучшения устойчивости к SSC путем выполнения обработки закалкой дважды для измельчения кристаллических зерен.
В ответ на требование высокого упрочнения трубных изделий нефтепромыслового сортамента в последнее время была предложена сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 125 ksi с пределом текучести 862-965 МПа. Однако растрескивание под действием напряжений в суль-фидсодержащей среде (SSC) имеет тенденцию к возникновению при увеличении прочности. В связи с этим в отношении стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 125 ksi или выше требуется дополнительное улучшение устойчивости к SSC по сравнению с традиционной сталью для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 95 ksi или 110 ksi.
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H6-322478, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H8-311551, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H11-335731, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-178682, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-256783, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-297344, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-119798, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005-350754, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006-265657, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-313919 и международная публикация PCT № 2007/007678 предлагают планы улучшения устойчивости к SSC высокопрочной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента.
Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H6-322478, предлагает способ улучшения устойчивости к SSC стальных материалов класса 125 ksi путем измельчения структуры стали посредством термообработки с индукционным нагревом. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H8-311551, предлагает способ улучшения устойчивости к SSC стальных труб класса 110-140 ksi в случае повышения прокаливаемости с использованием способа прямой закалки и повышения температуры отпуска. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H11-335731, предлагает способ улучшения устойчивости к SSC низколегированной стали 110-140 ksi посредством регулирования до оптимального легирующего компонента. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-178682, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-256783 и нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-297344, предлагают способ улучшения устойчивости к SSC низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента 110-140 ksi путем управления морфологией карбидов. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-119798, предлагает способ замедления времени возникновения SSC стальных материалов 110-125 ksi, позволяя мелким карбидам ванадия достаточно выделяться. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005-350754, предлагает способ улучшения устойчивости к SSC трубных изделий нефтепромыслового сортамента 125 ksi или выше путем регулирования плотности дислокаций и коэффициента диффузии водорода до требуемых значений. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006-265657, предлагает способ улуч
шения устойчивости к SSC стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента 125 ksi или выше, позволяя содержать большое количество C, останавливая водяное охлаждение на 400-600°C во время водяного охлаждения и выполняя термообработку путем изотермического превращения (обработку путем изотермической закалки) при 400-600°C для образования однофазной бейнитной структуры. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000-313919, и международная публикация PCT № 2007/007678 раскрывают способ улучшения устойчивости к SSC стальных труб путем увеличения содержания Mo по сравнению с традиционными трубными изделиями нефтепромыслового сортамента.
Документы известного уровня техники
Патентные документы.
Патентный документ 1. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № S62-
253720.
Патентный документ 2. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № S59-
232220.
Патентный документ 3. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H6-
322478.
Патентный документ 4. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H8-
311551.
Патентный документ 5. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № H11-
335731.
Патентный документ 6. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000178682.
Патентный документ 7. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000256783.
Патентный документ 8. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000297344.
Патентный документ 9. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000119798.
Патентный документ 10. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005350754.
Патентный документ 11. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006265657.
Патентный документ 12. Нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2000313919.
Патентный документ 13. Международная публикация PCT № 2007/007678.
Сущность изобретения Проблемы, решаемые изобретением
Как описано выше, в последнее время требовалось дополнительное улучшение устойчивости к SSC стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента класса 110 ksi с пределом текучести 758 МПа или более или 125 ksi с пределом текучести 862 МПа или более. Причина состоит в том, что нефтяные скважины и газовые скважины, используемые в настоящее время, содержат большое количество сероводорода. Например, нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2005-350754, и нерассмотренная заявка на патент Японии, первая публикация № 2006-265657, раскрывают сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести 125 ksi - 862 МПа и которая является превосходной по устойчивости к SSC. Однако все ванны для испытаний, используемые для оценочного испытания на устойчивость к SSC, представляют собой ванны для испытаний, которые насыщены сероводородом при 0,01 МПа. В связи с этим, в высокопрочной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента требуется превосходная устойчивость к SSC даже в ванне для испытаний, которая насыщена сероводородом под дополнительным высоким давлением.
В дополнение, традиционные трубные изделия нефтепромыслового сортамента, имеющие предел текучести 110 ksi (758 МПа) или выше, не пригодны для использования в трубах насосно-компрессорной колонны. Трубные изделия нефтепромыслового сортамента, имеющие предел текучести 95 ksi (655 МПа) или ниже, используются в трубах обсадной колонны и трубах насосно-компрессорной колонны. Однако в трубных изделиях нефтепромыслового сортамента, имеющих предел текучести 110 ksi (758 МПа) или выше, устойчивость к SSC в случае, где применяется надрез (значение коэффициента KISSC интенсивности напряжений в сероводородной среде), снижена. В связи с этим в случае, где традиционные трубные изделия нефтепромыслового сортамента с 110 ksi (758 МПа) или выше используются в качестве трубы насосно-компрессорной колонны, которая непосредственно подвергается воздействию скважинной текучей среды, SSC может возникать из скрытого дефекта или скрытой питтинговой коррозии в качестве начальной точки. Соответственно, в отношении стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, имеющей прочность класса 110 ksi (758 МПа) или выше, предпочтительно, чтобы значение KISSC было выше для того, чтобы применяться в трубах насосно-компрессорной колонны.
Настоящее изобретение заключается в обеспечении низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, превосходной по устойчивости к SSC. В особенности, настоящее изобретение заключается в обеспечении низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести (при остаточной деформации 0,2%) класса 110 ksi или выше (758 МПа или выше) или 125 ksi или выше (862 МПа или выше) и которая является превосходной по устойчивости к SSC, содержащей устойчивость к SSC в среде сероводорода под высоким давлением, устойчивость к SSC в случае, когда применяется надрез и т.п.
Решение проблем
Аспект настоящего изобретения использует следующее.
(1) Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения включает в качестве химической композиции, в мас.%: C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0, 005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003; и остаток, состоящий из Fe и примесей, в которой, когда полная ширина пика на половине максимума кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы, которая получена путем рентгеновской дифракции, представляет собой HW в единицах °, полная ширина на половине максимума HW и содержание углерода, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 1, содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 2, количество карбидов M2C, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм2, а предел текучести составляет 758 МПа или более:
HWxC1/2 <0,38 (выражение 1), CxMo> 0,6 (выражение 2). Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения имеет превосходную устойчивость к SSC.
(2) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (1) сталь может включать в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%.
(3) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (1) или (2) сталь может включать в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
(4) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (1)-(3) сталь может включать в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1.
(5) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (1)-(4) сталь может включать в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%.
(6) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (1)-(5) сталь может включать в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%.
(7) Способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения включает процесс горячей обработки горячей обработки стальной заготовки, который содержит в качестве химической композиции, в мас.%, C: более 0,35-1,00; Si: 0,050,5; Mn: 0,05-l,0; Al: 0,005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003; и остаток, состоящий из Fe и примесей, и в котором содержание углерода и содержание молибдена, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяет следующему выражению 2, чтобы получать стальной материал; процесс закалки для закалки стального материала после процесса горячей обработки и процесс отпуска для отпуска стального материала после процесса закалки в диапазоне температуры от 680°C до точки Ac1.
CxMo> 0,6 (выражение 2).
(8) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (7) в процессе закалки стальной материал после процесса горячей обработки могут закаливать путем непрерывного охлаждения при условии, что время, занимаемое от начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения, составляет от 100 до 600 с.
(9) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно (7) в процессе закалки в качестве первой обработки охлаждением стальной материал после процесса горячей обработки могут охлаждать при условии, что скорость охлаждения с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C, составляет 0,7°CA; или более, в качестве изотермической обработки стальной материал после первой обработки охлаждением могут выдерживать в условии в диапазоне температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C, и в качестве второй обработки охлаждением стальной материал после изотермической обработки могут охлаждать.
(10) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового
сортамента согласно любому из (7)-(9), в процессе закалки, когда твердость по Роквеллу по шкале С в
центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой HRC, стальной материал могут закаливать при условии, что твердость по Роквеллу HRC удовлетворяет следующему выражению 3:
HRC> 50xC+26 (выражение 3).
(11) Способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(10) может дополнительно включать процесс нормализации для нормализации стального материала после процесса горячей обработки и до процесса закалки.
(12) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(11) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%.
(13) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(12) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
(14) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(13) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1.
(15) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(14) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%.
(16) В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно любому из (7)-(15) стальная заготовка может включать в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%.
Предпочтительные эффекты изобретения
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно аспекту изобретения имеет превосходную устойчивость к SSC. Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, произведенная согласно аспекту изобретения, имеет превосходную устойчивость к SSC. В особенности, возможно обеспечивать низколегированную сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, которая имеет предел текучести (при остаточной деформации 0,2%) класса 110 ksi или выше (758 МПа или выше) или 125 ksi или выше (862 МПа или выше) и которая является превосходной по устойчивости к SSC, содержащей устойчивость к SSC в среде сероводорода под высоким давлением, устойчивость к SSC в случае, когда применяется надрез и т.п.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1A представляет собой микроснимок просвечивающего электронного микроскопа гексагональных карбидов M2C, которые содержатся в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения настоящего изобретения.
Фиг. 1B представляет собой картину дифракции электронов и вид, иллюстрирующий результат идентификации гексагональных карбидов M2C, которые содержатся в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения.
Фиг. 2 представляет собой картину дифракции для рентгеновской дифракции карбидов, которые представляют собой остаток от электролитического извлечения низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения.
Фиг. 3 представляет собой вид, объясняющий процесс закалки в способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения настоящего изобретения, и вид, иллюстрирующий процесс закалки, включающий обработку путем непрерывного охлаждения, и процесс закалки, включающий изотермическую обработку.
Фиг. 4 представляет собой вид, иллюстрирующий отношение между толщиной t (мм) стальной трубы и скоростью охлаждения CR8-5 (°CA;) для того, чтобы уменьшать закалочные трещины во время закалки при обработке путем непрерывного охлаждения.
Описание вариантов выполнения
Далее предпочтительный вариант выполнения изобретения будет описан подробно со ссылкой на чертежи. На чертежах одна и та же ссылочная позиция будет придана одним и тем же или соответствующим частям на чертежах, а их описание будет здесь исключено. "%", относящийся к элементу химической композиции, представляет массовый процент.
Авторы провели изучение и исследование в отношении устойчивости к SSC низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и получили следующие результаты.
(A) Когда в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента образуются гексагональные карбиды M2C, устойчивость к SSC увеличивается. Здесь, гексагональные карбиды M2C представляют карбиды M2C, имеющие гексагональную кристаллическую структуру. "M" в M2C представляет Mo или Mo и V.
Mo и C способствуют образованию гексагональных карбидов M2C, которые представляют собой мелкие карбиды. Фиг. 1A показывает микроснимок просвечивающего электронного микроскопа (TEM) низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту вы
полнения изобретения. Гексагональные карбиды M2C представляют собой мелкие карбиды с пластинчатой формой, а их размер зерна приблизительно составляет 1-50 нм в эквивалентном диаметре окружности. Гексагональные карбиды M2C отличаются от карбидов M2C, имеющих кубическую кристаллическую структуру.
Гексагональные карбиды M2C имеют пластинчатую форму и, таким образом, имеют тенденцию к улавливанию диффузионного водорода. Представляется, что гексагональные карбиды M2C надежно улавливают водород, и уловленный водород становится неактивным так, что уменьшается возникновение SSC. Более того, гексагональные карбиды M2C являются мелкими, и, таким образом, почти не действуют в качестве начальной точки SSC. Соответственно, гексагональные карбиды M2C способствуют улучшению устойчивости к SSC. Гексагональные карбиды M2C могут быть идентифицированы путем наблюдения под электронным микроскопом и путем дифракции электронного пучка, которые описаны далее. В дополнение, в отношении наличия гексагональных карбидов M2C, само наличие также может быть подтверждено путем рентгеновской дифракции извлеченного остатка, которая описана далее.
Когда пять единиц или более гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна (эквивалентный диаметр окружности) 1 нм или более, представлены на 1 мкм2, устойчивость к SSC низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента увеличивается. В дополнение, существует возможность того, что могут быть представлены гексагональные карбиды M2C, имеющие размер зерна менее 1 нм. Однако идентификация гексагональных карбидов M2C менее 1 нм с помощью электронного микроскопа и дифракции электронного пучка является технически сложной. В связи с этим в изобретении обеспечено определенное количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более на единицу площади.
(B) Содержание Mo должно быть более 1 и 10% или менее. В этом случае не только поддерживается образование вышеописанных гексагональных карбидов M2C, но и уменьшается проникновение водорода в сталь в сероводородной среде. В особенности, сульфид железа, который представляет собой коррозионный продукт, образуется на поверхности стали в сероводородной среде. Mo концентрируется в сульфиде железа и увеличивает защитную характеристику сульфида железа стальной поверхности. Соответственно, проникновение водорода в сталь в сероводородной среде уменьшается и, таким образом, устойчивость к SSC увеличивается.
(C) В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента различные карбиды в дополнение к гексагональным карбидам M2C дополнительно образуются во время закалки и отпуска. В числе карбидов, карбиды M3C и карбиды M23C6, которые главным образом образуются на границах зерен или поверхностях реек мартенситной структуры, определены как "зернограничные карбиды" в изобретении. Здесь, "M" в карбидах M3C и карбидах M23C6 представляет Fe, Cr или Mo.
Зернограничные карбиды значительно больше, чем гексагональные карбиды M2C, и имеют размер порядка нескольких сотен нм. Так как зернограничные карбиды являются большими, когда форма зерно-граничных карбидов является плоской, растрескивание под действием напряжений в сульфидсодержа-щей среде (SSC) имеет тенденцию к возникновению в зернограничных карбидах в качестве начальной точки. С другой стороны, когда форма зернограничных карбидов должна быть сферической, SSC трудно возникать в зернограничных карбидах и, таким образом, улучшается устойчивость к SSC. Соответственно, для улучшения устойчивости к SSC, предпочтительно сфероидизировать зернограничные карбиды.
Зернограничные карбиды могут быть в некоторой степени сфероидизированы путем увеличения температуры отпуска. Однако сфероидизация зернограничных карбидов путем увеличения температуры отпуска имеет предел. В связи с этим предпочтительно дополнительно сфероидизировать зерногранич-ные карбиды способом, отличным от способа увеличения температуры отпуска.
При увеличении количества C, в особенности, когда количество C увеличивается, чтобы составлять более 0,35%, зернограничные карбиды в стали могут дополнительно сфероидизироваться. Соответственно, устойчивость к SSC дополнительно увеличивается. Причина, по которой зернограничные карбиды сфероидизируются при увеличении количества C, предполагается в следующем. Когда количество C увеличивается, все зернограничные карбиды увеличиваются. Соответственно, концентрация Cr и Mo в каждом зернограничном карбиде уменьшается и, таким образом, зернограничные карбиды сфероидизи-руются.
(D) Когда плотность дислокаций в стали является высокой, устойчивость к SSC уменьшается. Причина состоит в том, что дислокация действует в качестве места улавливания водорода. Представляется, что дислокация слабо улавливает водород под действием эффекта Коттрелла, и уловленный водород способен еще раз диффундировать так, что водородная хрупкость под действием диффундирования возникает до вершины трещины растрескивания под действием напряжений в сульфидсодержащей среде (SSC). Другими словами, когда содержатся гексагональные карбиды M2C, и плотность дислокаций является низкой, водород в стали предпочтительно и крепко улавливается в гексагональных карбидах M2C. В результате улучшается устойчивость к SSC.
Соответственно, предпочтительно, чтобы плотность дислокаций была низкой.
Полная ширина пика на половине максимума кристаллической плоскости при рентгеновской дифракции подвергается влиянию плотности дислокаций. В особенности, полная ширина на половине мак
симума расширяется при увеличении плотности дислокаций. Соответственно, в изобретении полная ширина на половине максимума HW (°) дифракционного пика (211)-кристаллической плоскости, которая получена путем рентгеновской дифракции, рассматривается в качестве параметра, обозначающего напряжение решетки. Напряжение решетки увеличивается при увеличении плотности дислокаций. В случае, где количество C больше 0,35%, а количество Mo больше 1%, когда полная ширина на половине максимума HW удовлетворяет выражению 1, плотность дислокаций в стали является достаточно низкой, и может быть получена превосходная устойчивость к SSC.
HWxC1/2 <0,38 (выражение 1). Здесь вместо C в выражении 1 используется количество углерода (в мас.%).
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения главным образом включает в качестве металлографической структуры отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит. Однако так как мартенсит, бейнит и феррит соответствуют кристаллической структуре BCC (объемно-центрированной кубической) или структуре, включающей ее, тяжело отличать мартенсит, бейнит и феррит способом рентгеновской дифракции. В изобретении мартенсит, бейнит и феррит рассматриваются в качестве а-фазы. Соответственно, полная ширина на половине максимума HW дифракционного пика (211)-кристаллической плоскости представляет полную ширину на половине максимума кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы.
Как описано выше, в диапазоне химической композиции, который определен в варианте выполнения, когда пять единиц или более гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более, выделяются на 1 мкм2, а полная ширина на половине максимума HW удовлетворяет выражению 1, может быть получена превосходная устойчивость к SSC.
Авторы выполнили изобретение, основываясь на вышеописанных результатах. Далее будет описана низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения.
Химическая композиция.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения имеет следующую химическую композицию. Далее, "%" количества соответственных элементов, который описан ниже, выражает "массовый процент". Более того, диапазон ограничения соответственных элементов, который описан ниже, включает его нижний предел и верхний предел. Однако диапазон ограничения, в котором нижний предел показан в виде "более", не включают нижний предел, а диапазон ограничения, в котором верхний предел показан в виде "менее", не включает верхний предел.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает в качестве основных элементов C, Si, Mn, Al и Mo.
C: более 0,35-1,00%.
В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения количество углерода (C) больше, чем его количество в традиционной низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента. Когда содержится большое количество C, поддерживается сфероидизация зернограничных карбидов и, таким образом, улучшается устойчивость стали к SSC. С другой стороны, когда C содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, количество C должно составлять более 0,35 и 1,00% или менее. Нижний предел количества C предпочтительно составляет 0,45%, более предпочтительно 0,51% и еще более предпочтительно 0,56%. Верхний предел количества C составляет менее 1,00%, более предпочтительно 0,80% и еще более предпочтительно 0,70%.
Si: 0,05-0,5%.
Кремний (Si) раскисляет сталь. С другой стороны, когда Si содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, количество Si должно составлять 0,05-0,5%. Нижний предел количества Si предпочтительно составляет более 0,05%, более предпочтительно 0,1% и еще более предпочтительно 0,13%. Верхний предел количества Si предпочтительно составляет менее 0,5%, более предпочтительно 0,40% и еще более предпочтительно 0,30%.
Mn: 0,05-1,0%.
Магний (Mn) увеличивает прокаливаемость стали. С другой стороны, когда Mn содержится чрезмерно, магний скапливается на границах зерен вместе с примесными элементами, такими как фосфор (P), сера (S) и т.п. В результате устойчивость стали к SSC уменьшается. Соответственно, количество Mn должно составлять 0,05-1,0%. Нижний предел количества Mn предпочтительно составляет более 0,05%, более предпочтительно 0,10% и еще более предпочтительно 0,35%. Верхний предел количества Mn предпочтительно составляет менее 1,0%, более предпочтительно 0,70%, более предпочтительно 0,65% и еще более предпочтительно 0,50%.
Al: 0,005-0,10%.
Алюминий (Al) раскисляет сталь. С другой стороны, когда Al содержится чрезмерно, эффект подавляется, а включения увеличиваются. Соответственно, количество Al должно составлять 0,005-0,10%. Нижний предел количества Al предпочтительно составляет более 0,005%, более предпочтительно 0,010%
и еще более предпочтительно 0,020%. Верхний предел количества Al предпочтительно составляет менее 0,10%, более предпочтительно 0,06% и еще более предпочтительно 0,05%. В варианте выполнения количество "Al" представляет "растворимый в кислоте Al", т.е. количество "растворимого Al".
Mo: более 1,0-10%.
Молибден (Mo) увеличивает прокаливаемость и увеличивает долю мартенсита в структуре. Соответственно, Mo увеличивает прочность стали. Более того, Mo концентрируется в сульфиде железа (коррозионном продукте), который образуется на поверхности стали в сероводородной среде, и увеличивает защитную характеристику сульфида железа стальной поверхности. Соответственно, проникновение водорода в сталь уменьшается и, таким образом, увеличивается устойчивость стали к SSC. Более того, Mo образует гексагональные карбиды Mo2C, которые представляют собой мелкие карбиды. Гексагональные карбиды Mo2C крепко связывают (улавливают) диффузионный водород и, таким образом, уменьшается возникновение SSC из-за водорода. С другой стороны, когда Mo содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, количество Mo должно составлять более 1,0 и 10% или менее. Нижний предел количества Mo составляет предпочтительно 1,20%, более предпочтительно 1,30% и еще более предпочтительно 1,55%. Верхний предел количества Mo предпочтительно составляет менее 10%, более предпочтительно 4,0% и еще более предпочтительно 3,0%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает примеси. Здесь "примеси" представляют собой элементы, которые поступают во время промышленного производства стали из руд и шихты, которые используются в качестве сырья стали, или от среды производственного процесса. Среди примесей предпочтительно, чтобы P, S, O и N были ограничены следующим образом для того, чтобы достаточно получать вышеотмеченные технические результаты. Более того, так как предпочтительно, чтобы количество соответственных примесей было низким, нет необходимости ограничивать нижний предел, и нижний предел соответственных примесей может составлять 0%.
P: 0,025% или менее.
Фосфор (P) представляет собой примесь. P скапливается на границах зерен и уменьшает устойчивость стали к SSC. В связи с этим предпочтительно, чтобы количество P было маленьким. Соответственно, количество P должно составлять 0,025% или менее. Количество P предпочтительно составляет менее 0,025%, более предпочтительно 0,020% или менее и еще более предпочтительно 0,015% или менее.
S: 0,010% или менее.
Сера (S) представляет собой примесь также, как и P. S скапливается на границах зерен и уменьшает устойчивость стали к SSC. В связи с этим, предпочтительно, чтобы количество S было маленьким. Соответственно, количество S должно составлять 0,010% или менее. Количество S предпочтительно составляет менее 0,010%, более предпочтительно 0,005% или менее и еще более предпочтительно 0,003% или менее.
O: 0,01% или менее.
Кислород (O) представляет собой примесь. Когда O содержится чрезмерно, образуются крупные оксиды и, таким образом, вязкость и устойчивость стали к SSC уменьшаются. В связи с этим предпочтительно, чтобы количество O было маленьким. Соответственно, количество O должно составлять 0,01% или менее и более предпочтительно 0,005% или менее.
N: 0,03% или менее.
Азот (N) представляет собой примесь. Когда N содержится чрезмерно, образуются крупные нитриды. Крупные нитриды действуют в качестве начальной точки питтинговой коррозии и, таким образом, устойчивость к SSC может уменьшаться. Соответственно, количество N должно составлять 0,03% или менее. Верхний предел количества N предпочтительно составляет менее 0,03%, более предпочтительно 0,025% и еще более предпочтительно 0,02%. С другой стороны, маленькое количество азота (N) связывается с Nb, Ti, и Zr для образования нитридов или карбонитридов, что приводит к измельчению структуры стали с помощью эффекта закрепления. Таким образом, маленькое количество N может быть преднамеренно включено в стали. Нижний предел N для получения эффекта составляет предпочтительно 0,003% и более предпочтительно 0,004%.
В дополнение, N представляет собой примесь для производства стали. В случае, где вышеописанные эффекты нитридов или карбонитридов обязательно не требуются, N может составлять менее 0,003% в качестве примеси.
Химическая композиция низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает вышеотмеченные основные элементы и необязательные элементы, которые описаны ниже, а остаток состоит из Fe и вышеотмеченных примесей. Как описано выше, отмеченные примеси представляют элементы, которые поступают от руд и шихты, которые используются в качестве сырья стали, или от среды производственного процесса.
Необязательные элементы.
Химическая композиция низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения может дополнительно включать по меньшей мере один необязательный элемент Cr, V, Nb, Ti, Zr, Ca и B в замещение части Fe. Необязательные элементы могут быть
включены по необходимости. Таким образом, нет необходимости ограничивать нижний предел соответственных необязательных элементов, и нижний предел может составлять 0%. Более того, даже если необязательные элементы могут быть включены в виде примесей, вышеотмеченные эффекты не подвергаются воздействию.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать Cr в замещение части Fe.
Cr: 0-2%.
Хром (Cr) представляет собой необязательный элемент. Cr увеличивает прокаливаемость стали. Даже когда содержится небольшое количество Cr, может быть получен этот эффект. С другой стороны, когда Cr содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество Cr должно составлять 0-2%. Нижний предел количества Cr составляет предпочтительно 0,1%, более предпочтительно 0,2% и еще более предпочтительно 0,5%. Верхний предел количества Cr предпочтительно составляет менее 2%, более предпочтительно 1,5%, более предпочтительно 1,0%, более предпочтительно менее 0,8% и еще более предпочтительно 0,7%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать V в замещение части Fe.
V: 0-0,30%.
Ванадий (V) образует гексагональные карбиды M2C, которые представляют собой мелкие карбиды, в совокупности с Mo, и, таким образом, устойчивость к SSC увеличивается. Здесь, "M" в гексагональных карбидах M2C представляет Mo и V. Более того, V образует карбиды MC, имеющие кубическую кристаллическую структуру (M представляет Mo и V), и, таким образом, увеличивается температура отпуска стали для получения высокого предела текучести. Кубические карбиды MC являются мелкими в отличие от зернограничных карбидов и, таким образом, почти не действуют в качестве начальной точки SSC. Даже когда содержится небольшое количество V, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда V содержится чрезмерно, количество твердорастворимого V при закалке насыщается, и, таким образом, эффект увеличения температуры отпуска также насыщается. Соответственно, по необходимости, количество V должно составлять 0-0,30%. Нижний предел V предпочтительно составляет 0,05%, более предпочтительно 0,07% и еще более предпочтительно 0,1%. Верхний предел количества V предпочтительно составляет менее 0,30%, более предпочтительно 0,25% и еще более предпочтительно
0,20%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Nb, Ti и Zr, в замещение части Fe.
Nb: 0-0,1%.
Ti: 0-0,1%.
Zr: 0-0,1%.
Ниобий (Nb), титан (Ti) и цирконий (Zr) представляют собой необязательные элементы. Эти элементы связываются с C или N для образования карбидов, нитридов или карбонитридов. Выделения (карбиды, нитриды и карбонитриды) измельчают структуру стали с помощью эффекта закрепления. Даже когда по меньшей мере один элемент, выбранный из группы, состоящей из Nb, Ti и Zr, содержится в небольшом количестве, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда Nb, Ti и Zr содержатся чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество Nb должно составлять 0-0,1%, количество Ti должно составлять 0-0,1% и количество Zr должно составлять 0-0,1%. Когда количество Nb составляет 0,002% или более, количество Ti составляет 0,002% или более или количество Zr составляет 0,002% или более, вышеописанный эффект может быть получен в значительной степени. Нижние пределы количества Nb, количества Ti и количества Zr более предпочтительно составляют 0,005%. Верхние пределы количества Nb, количества Ti и количества Zr предпочтительно составляют 0,05%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать Ca в замещение части Fe. Ca: 0-0,01%.
Кальций (Ca) представляет собой необязательный элемент. Ca связывается с S в стали для образования сульфидов и улучшает форму включений, тем самым увеличивается устойчивость к SSC. Даже когда содержится небольшое количество Ca, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда Ca содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество Ca должно составлять 0-0,01%. Нижний предел количества Ca составляет предпочтительно 0,0003% и более предпочтительно 0,0005%. Верхний предел количества Ca составляет предпочтительно 0,0030% и более предпочтительно 0,002%.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента может дополнительно включать В в замещение части Fe.
B: 0-0,003%.
Бор (B) представляет собой необязательный элемент. B увеличивает прокаливаемость стали. Даже
когда содержится небольшое количество B, может быть получен вышеописанный эффект. С другой стороны, когда B содержится чрезмерно, эффект подавляется. Соответственно, по необходимости, количество B должно составлять 0-0,003%. Нижний предел количества B составляет предпочтительно 0,0003% и более предпочтительно 0,0005%. Верхний предел количества B составляет предпочтительно 0,0015% и более предпочтительно 0,0012%.
Металлографическая структура низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения главным образом включает отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит и, более того, включает выделения, такие как карбиды M2C, имеющие гексагональную кристаллическую структуру.
Гексагональные карбиды M2C.
Низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента содержит пять единиц или более гексагональных карбидов M2C на один квадратный мкм (т.е. 5 единиц/мкм2 или более). Здесь гексагональные карбиды M2C представляют собой карбиды, имеющие гексагональную кристаллическую структуру, и отличаются от карбидов M2C, имеющих кубическую кристаллическую структуру. "M" в гексагональных карбидах M2C представляет собой Mo или Mo и V.
Количество гексагональных карбидов M2C измеряется следующим способом. Отбирают образцы для TEM (просвечивающего электронного микроскопа) из произвольной части низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, например, из части, включающей центральный участок толщины стальной пластины или стальной трубы. В качестве способа, отбора образца, используют способы, такие как способ тонкой пленки и способ экстракционной реплики. 10 полей обзора в отобранном образце наблюдают под TEM для получения микроснимков TEM соответственных полей обзора. Площадь каждого из полей обзора должна составлять 1 мкм2. Картину дифракции электронного пучка карбидов в каждом поле обзора подтверждают для идентификации типа карбидов. Фиг. 1B показывает обычную картину картины дифракции гексагональных карбидов M2C при наблюдении под электронным микроскопом. В дополнение, гексагональные карбиды M2C также могут ясно отличать от других карбидов, включая кубические карбиды M2C, с помощью рентгеновской дифракции. Соответственно, подтверждение того, выделились ли гексагональные карбиды M2C или нет, также может быть возможным с помощью выполнения рентгеновской дифракции извлеченного остатка после электролитического извлечения карбидов в стальном материале. Фиг. 2 показывает картину дифракции рентгеновской дифракции. На фиг. 2 горизонтальная ось представляет 28 (°) рентгеновских лучей (при условии, что 8 представляет собой угол падения), а вертикальная ось представляет интенсивность дифракции. "Mo2C" и "MC" на фиг. 2 представляют тип карбидов. "Mo2C" представляет гексагональные карбиды M2C. "MC" представляет кубические карбиды MC (М представляет Mo и V) или кубические карбиды M2C. На фиг. 2 "(021)", "(112)" и т.п. представляют кристаллические плоскости (индексы Миллера). Как показано на фиг. 2, гексагональные карбиды M2C могут ясно отличать от других карбидов, включая кубические карбиды MC или кубические карбиды M2C, путем рентгеновской дифракции.
Количество гексагональных карбидов M2C, которые идентифицируют в каждом поле обзора при наблюдении под электронным микроскопом и которые имеют размер зерна 1 нм или более, считают для вычисления среднего количества на 1 мкм2. Вычисленное среднее количество определяют как количество гексагональных карбидов M2C на 1 мкм2 (единиц/мкм2). Когда количество гексагональных карбидов M2C составляет 5 единиц/мкм2 или более, может быть получена превосходная устойчивость к SSC.
Размер зерна гексагональных карбидов M2C приблизительно составляет 1-50 нм. Здесь размер зерна гексагональных карбидов M2C измеряют следующим способом. Площадь каждого из гексагональных карбидов M2C получают с помощью анализа изображения. Эквивалентный диаметр окружности полученной площади определяют в качестве размера зерна гексагональных карбидов M2C. Как описано выше, в варианте выполнения считают количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более.
Верхние пределы количества и размера зерна гексагональных карбидов M2C особенно не ограничены. Однако гексагональные карбиды M2C, имеющие размер зерна более 50 нм, почти не наблюдаются, верхний размер зерна гексагональных карбидов M2C может составлять 50 нм.
Более того, как описано выше, в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения предпочтительно, чтобы форма зернограничных карбидов была сферической. В особенности, среди карбидов среднее значение аспектного отношения зерногра-ничных карбидов, таких как карбиды M3C и карбиды M23C6, которые главным образом образуются на границах зерен или поверхностях реек мартенситной структуры, предпочтительно составляет 3 или менее и более предпочтительно 2 или менее. Здесь значение, которое разделяет большую ось на малую ось зернограничных карбидов на наблюдаемом участке, определено как аспектное отношение. Аспектное отношение измеряют следующим способом. Отбирают образцы из произвольной части низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, например, из части, включающей центральный участок толщины стальной пластины или стальной трубы. 10 полей обзора в отобранном образце наблюдают под оптическим микроскопом или сканирующим электронным микроскопом или просвечивающим электронным микроскопом. Измеряют аспектное отношение зернограничных карбидов в
каждом поле обзора и вычисляют его среднее значение.
Более того, как описано выше, в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения предпочтительно, чтобы плотность дислокаций была низкой при содержании гексагональных карбидов M2C.
Полная ширина на половине максимума HW.
В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения полная ширина на половине максимума HW (°) дифракционного пика кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы, которая получена способом рентгеновской дифракции, удовлетворяет выражению 1.
HWxC1/2 <0,38 (выражение 1).
Здесь количество C (в массовых процентах) используется вместо символа C элемента.
Полную ширину на половине максимума HW измеряют способом рентгеновской дифракции, который следует далее. В особенности, образцы отбирают из произвольной части низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, например, из части, включающей центральный участок толщины стальной пластины или стальной трубы. Поверхность отобранного образца химически полируют. Выполняют рентгеновскую дифракцию на химически отполированной поверхности с использованием излучения CoKa (Ka1) в качестве падающего рентгеновского излучения. Полную ширину на половине максимума кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы, измеряют в единицах °.
В особенности, Ka1 и Ka2 в излучении CoKa разделяют с помощью установки для экстракции только Ka1, и измеряют полную ширину на половине максимума (°), дифрагируемую излучением Ka1 (211)-кристаллической плоскости образца. Более того, полную ширину на половине максимума измеряют на высоте, которая представляет собой половину высоты пика (способ вершины пика). В дополнение, в отношении полной ширины на половине максимума, получаемой устройством, полную ширину на половине максимума, полученную устройством, измеряют с использованием монокристалла (идеального монокристалла, который не имеет полной ширины на половине максимума) LaB6 (гексаборида лантана), и могут выполнять поправку путем вычитания полной ширины на половине максимума, получаемой из устройства, из фактически измеренного значения.
Дислокация действует в качестве места слабого улавливания водорода, уловленный водород способен еще раз диффундировать так, что устойчивость к SSC уменьшается. Соответственно, предпочтительно, чтобы плотность дислокаций была низкой. Когда полная ширина на половине максимума удовлетворяет выражению 1, считается, что плотность дислокаций уменьшается и, таким образом, диффундирующему водороду трудно аккумулироваться в стали. Соответственно, может быть получена превосходная устойчивость к SSC. С другой стороны, когда полная ширина на половине максимума не удовлетворяет выражению 1, считается, что уменьшение плотности дислокаций является недостаточным и, таким образом, устойчивость к SSC является недостаточной.
Нижний предел HWxC1/2 особенно не ограничен. Для того чтобы предпочтительно улучшать устойчивость к SSC, предпочитаются нижние значения HWxC1/2.
Более того, в низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения предпочтительно, чтобы содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяли заданному отношению для того, чтобы предпочтительно получать технический результат аспекта настоящего изобретения.
Отношение между количеством C и количеством Mo.
Предпочтительно химическая композиция низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента дополнительно удовлетворяет выражению 2.
CxMo> 0,6 (выражение 2).
Здесь в выражении 2 количество C (в массовых процентах) используется вместо символа C элемента, а количество Mo (в массовых процентах) используется вместо символа Mo элемента.
Когда количество C и количество Mo удовлетворяют выражению 2, и производство выполняется при производственных условиях, которые описаны далее, образуются гексагональные карбиды M2C, и их количество должно составлять 5 единиц/мкм2 или более. Соответственно, может быть получена превосходная устойчивость к SSC. Конкретнее, достаточная устойчивость к SSC может быть получена для 125 ksi или выше (862 МПа или выше), а высокое значение KISSC может быть получено для 110 ksi или выше (758 МПа или выше).
Для того чтобы дополнительно улучшать устойчивость к SSC, отношение между содержанием C и содержанием Mo предпочтительно составляет CxMo> 0,65 и более предпочтительно CxMo> 0,7. Структура.
Как отмечено выше, структура низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает смешанную структуру из отпущенного мартенсита и отпущенного бейнита. Конкретнее, структура низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента главным образом включает отпущенный мартенсит и отпущенный бейнит и
может включать выделения, такие как карбиды, нитриды, карбонитриды и т.п., включения или остаточный аустенит. Однако доля остаточного аустенита (объемная доля остаточного аустенита во всей структуре, в единицах %) может составлять 5% или менее. Причина состоит в том, что остаточный аустенит вызывает неравномерность прочности.
Долю остаточного аустенита измеряют способом рентгеновской дифракции, который следует далее. В особенности, отбирают образцы, которые включают центральный участок толщины произведенной стальной пластины или произведенной стальной трубы. Поверхность отобранного образца химически полируют. Выполняют рентгеновскую дифракцию на химически отполированной поверхности с использованием излучения CoKa (Ka1) в качестве падающего рентгеновского излучения. Долю остаточного аустенита количественно определяют из интегральной интенсивности дифракции кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости, (200)-кристаллической плоскости и (110)-кристаллической плоскости a-фазы, и интегральной интенсивности дифракции (220)-кристаллической плоскости, (200-кристаллической плоскости и (111)-кристаллической плоскости аустенита.
В дополнение, когда количество C является высоким, как низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения, имеют тенденцию к возникновению закалочные трещины из-за мартенситного превращения. В качестве способа уменьшения закалочных трещин имеется способ, в котором водяное охлаждение во время закалки временно останавливают для того, чтобы структура стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента имела структуру, главным образом состоящую из бейнита. Однако в случае, где структура главным образом состоит из бейнита, во время закалки образуется значительное количество карбидов. Карбиды замедляют восстановление дислокаций во время отпуска. В связи с этим в отношении структуры, главным образом состоящей из бейнита, плотность дислокаций увеличивается и, таким образом, выражение 1 не удовлетворяется.
Когда доля мартенсита в структуре после закалки является высокой, плотность дислокаций уменьшается с помощью отпуска. В настоящее время тяжело количественно измерять объемную долю мартенсита и объемную долю бейнита в стали после закалки. Однако твердость стали после закалки (т.е. закаленного материала) увеличивается при увеличении доли мартенсита в стали. Соответственно, когда твердость по Роквеллу (HRC) по шкале C в центральном участке толщины (центральном участке толщины стальной пластины или стальной трубы) низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента после закалки и до отпуска (т.е. закаленного материала) предпочтительно удовлетворяет следующему выражению 3, в стали образуется достаточная доля мартенсита для уменьшения плотности дислокаций с помощью отпуска.
Твердость по Роквеллу (HRC)> 50xC+26 (выражение 3).
Например, в стали, в которой количество C составляет 0,6%, когда твердость по Роквеллу (HRC) составляет 56 или более, дислокация достаточно восстанавливается после отпуска (т.е. выражение 1 удовлетворяется), а устойчивость к SSC увеличивается.
В низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения путем одновременного удовлетворения вышеотмеченной химической композиции и вы-шеотмеченной металлографической структуре, возможно получать значительный технический результат так, что предел текучести и устойчивость к SSC одновременно являются превосходными. В особенности, низколегированная сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения, которая одновременно удовлетворяет вышеотмеченной химической композиции и вышеотме-ченной металлографической структуре, имеет предел текучести 758 МПа или более и является превосходной по устойчивости к SSC, содержащей устойчивость к SSC в среде сероводорода под высоким давлением, устойчивость к SSC в случае, когда применяется надрез, и т.п.
Далее будет описан способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения изобретения. Способ производства согласно варианту выполнения представлен для вышеотмеченной низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента.
Способ производства.
В способе производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения, обычно, будет описан способ производства бесшовных стальных труб (низколегированных трубных изделий нефтепромыслового сортамента).
Способ производства низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента согласно варианту выполнения включает процесс изготовления стали, процесс литья, процесс прокатки на блюминге, процесс горячей обработки, процесс закалки и процесс отпуска.
В качестве процесса изготовления стали сталь, имеющую вышеописанную химическую композицию, расплавляют и очищают традиционным способом. В дальнейшем в процессе литья расплавленную сталь превращают в материал непрерывного литья (литая заготовка) способом непрерывного литья. Материал непрерывного литья представляет собой, например, сляб или блюм. В иных обстоятельствах расплавленную сталь могут превращать в круглую заготовку способом непрерывного литья. В дополнение,
расплавленную сталь могут превращать в слиток способом изготовления слитков.
По необходимости, в качестве процесса прокатки на блюминге сляб, блюм или слиток прокатывают в горячем виде на блюминге для образования заготовки (заготовки для изготовления бесшовной стальной трубы). Заготовку могут образовывать горячей прокаткой или горячей ковкой.
В качестве процесса горячей обработки заготовку, получаемую путем непрерывного литья или прокатки в горячем виде на блюминге, обрабатывают в горячем виде для производства стального материала. В варианте выполнения форма стального материала представляет собой трубу из материала. Например, в процессе горячей обработки выполняют процесс Маннесманна в качестве горячей обработки для производства трубы из материала. Трубу из материала могут производить другими способами горячей обработки.
В качестве процесса закалки выполняют закалку горячеобработанного стального материала (трубы из материала). В качестве закалки в процессе закалки, например, могут применять либо закалку C10 путем обработки путем непрерывного охлаждения, либо закалку C11, включающую изотермическую обработку, которая показана на фиг. 3. В изобретении и закалка C10 путем обработки путем непрерывного охлаждения, и закалка C11, включающая изотермическую обработку, определены как "закалка". В стали согласно варианту выполнения, в которой содержание C является высоким, когда толщина трубы составляет приблизительно 10 мм или более и применяется общий способ закалки, при закалке имеют тенденцию к возникновению закалочные трещины. Таким образом, применяют способ закалки, который показан на фиг. 3. Более того, "точка мартенситного превращения" на фиг. 3 представляет начальную температуру мартенситного превращения.
Даже при любой закалке (закалке путем обработки путем непрерывного охлаждением или закалке, включающей изотермическую обработку) предпочтительно, чтобы начальная температура закалки стального материала (температура поверхности стального материала в начале закалки) составляла 850-
920°C.
Более того, начальная температура мартенситного превращения (точка мартенситного превращения) изменяется в зависимости от химической композиции стали. Точка мартенситного превращения каждой химической композиции может быть рассчитана без большой погрешности с помощью обычной расчетной формулы, такой как следующее далее выражение 4, например. В отношении следующей расчетной формулы ноль может быть использован вместо элементов, которые не включены в химической композиции.
Точка мартенситного превращения (°C)=521-353xC-22xSi-24,3xMn-7,7xCu-17,3xNi-17,7xCr-25,8xMo
(выражение 4).
Далее закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения и закалка, включающая изотермическую обработку, будут описаны подробно.
Закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения в процессе закалки.
В случае закалки путем обработки путем непрерывного охлаждения, которая показана на кривой C10 на фиг. 3, стальной материал непрерывно охлаждают с начальной температуры закалки, и температура поверхности стального материала непрерывно уменьшается. В качестве обработки путем непрерывного охлаждения, например, могут применять способ охлаждения стального материала путем погружения его в водяную ванну или масляную ванну или способ охлаждения стального материала путем водяного охлаждения разбрызгиванием, охлаждения туманом или воздушного охлаждения.
При обработке путем непрерывного охлаждения время (время прохождения в точке мартенситного превращения), в течение которого температура поверхности стального материала достигает начальной температуры мартенситного превращения (точки мартенситного превращения) от начальной температуры закалки, составляет предпочтительно 100-600 с. Когда время прохождения в точке мартенситного превращения составляет более 600 с, тяжело получать твердость, удовлетворяющую выражению 3, и, таким образом, доля мартенсита в структуре стали после закалки уменьшается. В связи с этим выражение 1 не удовлетворяется и, таким образом, превосходная устойчивость к SSC не может быть получена.
Более того, когда время прохождения в точке мартенситного превращения составляет более 600 с, во время охлаждения образуются зернограничные карбиды. В случае, где образуются зернограничные карбиды, карбиды действуют в качестве зародыша кристаллизации и растут во время отпуска, и C, Mo и т.п. в стали разрушаются. Таким образом, тяжело образовывать предпочтительно гексагональные карбиды M2C. В результате превосходная устойчивость к SSC не может быть получена.
С другой стороны, когда время прохождения в точке мартенситного превращения составляет менее 100 с, во время закалки имеют тенденцию к возникновению закалочные трещины. Таким образом, предпочтительно, чтобы время прохождения в точке мартенситного превращения составляло 100 с или более.
В случае, где стальной материал представляет собой трубу из материала (стальную трубу), и выполняют закалку путем обработки путем непрерывного охлаждения, скорость охлаждения в диапазоне, где температура внешней поверхности стальной трубы достигает 500°C с 800°C, определяют как CR8-5 (°C/c). В случае, где количество C трубы из материала приблизительно составляет 0,6%, скорость охлаждения CR8-5 предпочтительно удовлетворяет следующему выражению 5:
CR8-5 <2837xt-2,2 (выражение 5). Здесь t представляет толщину (в единицах мм) стальной трубы.
Когда скорость охлаждения CR8-5 удовлетворяет выражению 5, возникновение закалочных трещин предпочтительно уменьшается в стальной трубе, для которой выполнялась закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения. Во время закалки существует разница во времени возникновения мартен-ситного превращения между стороной внешней поверхности и стороной внутренней поверхности стальной трубы. В связи с этим считается, что в стальной трубе создается остаточное напряжение, которое вызывает закалочные трещины. Остаточное напряжение, происходящее от закалки, может быть получено путем анализа распределения напряжения и деформации метода конечных элементов: (МКЭ: метод конечных элементов). Путем сравнения между значением остаточного напряжения, полученным из результата анализа МКЭ, и поведением закалочных трещин фактической стальной трубы, когда растягивающее остаточное напряжение составляет 200 МПа или менее, может быть подтверждено, что закалочные трещины стальной трубы варианта выполнения уменьшаются.
При увеличении толщины t (мм) стальной трубы разница во времени возникновения мартенситного превращения между внутренней поверхностью и внешней поверхностью стальной трубы увеличивается и, таким образом, увеличивается растягивающее остаточное напряжение. При уменьшении скорости охлаждения разница во времени вышеописанного мартенситного превращения уменьшается. Соответственно, растягивающее остаточное напряжение уменьшается и, таким образом, возникновение закалочных трещин также уменьшается.
Фиг. 4 представляет собой вид, иллюстрирующий отношение между толщиной t (мм) стальной трубы и скоростью CR8-5 (°CA;) охлаждения для того, чтобы уменьшать закалочные трещины во время закалки при обработке путем непрерывного охлаждения. Кривая C4 на фиг. 4 представляет правую сторону (=2837xt-22) выражения 5. Кривая C4 представляет отношение между скоростью CR8-5 (°CA;) охлаждения и толщиной t (мм) стальной трубы, при котором растягивающее остаточное напряжение становится равным 200 МПа.
Со ссылкой на фиг. 4, закалочные трещины уменьшаются на нижней стороне кривой C4. С другой стороны, закалочные трещины имеют тенденцию к возникновению на верхней стороне кривой C4. Соответственно, стальную трубу предпочтительно охлаждают во время охлаждения так, что скорость CR8-5 охлаждения удовлетворяет выражению 5. В этом случае, в особенности, возможно производить бесшовную стальную трубу, которая не имеет дефекта в виде закалочных трещин, или в которой возникновение закалочных трещин уменьшено, в бесшовной стальной трубе, имеющей внешний диаметр 100-400 мм и толщину 5-100 мм. В дополнение, значение правой стороны (=2837xt-22) выражения 5 соответствует случаю, в котором количество С в стали приблизительно составляет 0,6%. При увеличении количества C верхний предел скорости охлаждения для уменьшения закалочных трещин смещается до скорости охлаждения, которая меньше, чем скорость, вычисляемая правой стороной выражения 5. При уменьшении количества C, верхний предел скорости охлаждения для уменьшения закалочных трещин смещается до скорости охлаждения, которая больше, чем скорость, вычисляемая правой стороной выражения 5.
В особенности, в случае, когда в процессе закалки проводится закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения, возможно улучшать устойчивость к SSC низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента путем управления временем прохождения в точке мартенситно-го превращения и возможно предпочтительно уменьшать закалочные трещины во время производства путем расчета предпочтительных производственных условий при помощи отношения
CR8-5 <2837xt-2,2
Закалка, включающая изотермическую обработку в процессе закалки.
Закалка (кривая C11) с изотермической обработкой на фиг. 3 включает первую обработку охлаждением (первичное охлаждение), изотермическую обработку и вторую обработку охлаждением (конечное охлаждение).
При первичном охлаждении стальной материал (трубу из материала) после горячей обработки охлаждают с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C, и охлаждение останавливают в диапазоне температуры выше, чем точка мартен-ситного превращения, до 300°C. Когда температура остановки охлаждения выше 300°, доля бейнита в структуре стали чрезмерно увеличивается и, таким образом, образуется большое количество карбидов. В связи с этим трудно восстанавливать дислокацию во время обработки отпуском, и плотности дислокаций трудно уменьшаться. В результате твердость стали после охлаждения не удовлетворяет выражению 3 и, таким образом, выражение 1 не удовлетворяется. В связи с этим превосходная устойчивость к SSC не может быть получена.
Более того, когда температура остановки охлаждения выше 300°C, образуются зернограничные карбиды. В случае, где образуются зернограничные карбиды, карбиды действуют в качестве зародыша кристаллизации и растут во время отпуска, и C, Mo и т.п. в стали разрушаются. Таким образом, тяжело предпочтительно образовывать гексагональные карбиды M2C. В результате превосходная устойчивость к SSC не может быть получена.
С другой стороны, когда температура остановки охлаждения находится в точке мартенситного превращения или ниже, закалочные трещины имеют тенденцию к возникновению, когда скорость охлаждения является быстрой. Более того, когда температура остановки охлаждения находится в точке мартен-ситного превращения или ниже, закалка по существу соответствует обработке путем непрерывного охлаждения.
При изотермической обработке стальной материал после первичного охлаждения выдерживают в течение заданного времени в диапазоне температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C. Достаточно, чтобы стальной материал выдерживали в пределах вышеописанного диапазона температуры при изотермической обработке, и стальной материал не ограничен выдерживанием при постоянной температуре. Предпочтительное время выдержки при изотермической обработке составляет 5-60 мин.
При конечном охлаждении стальной материал после изотермической обработки охлаждают. Конечное охлаждение может представлять собой водяное охлаждение или воздушное охлаждение. Другими словами, скорость охлаждения во время конечного охлаждения особенно не ограничена.
В процессе закалки, включающей изотермическую обработку, температура (более высокая, чем точка мартенситного превращения, до 300°C) изотермической обработки ниже, чем диапазон температуры, при котором бейнитное превращение имеет тенденцию к возникновению. В связи с этим процесс закалки, включающий изотермическую обработку, отличается от изотермической закалки, раскрытой в нерассмотренной заявке на патент Японии, первая публикация № 2006-265657.
С точки зрения управления закалочными трещинами, изотермическую обработку выполняют при температуре выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C или ниже. В этом случае скорость охлаждения первичного охлаждения могут регулировать с возможностью быть достаточно большой. Несмотря на то, что подробный механизм не ясен, предполагается, что незначительное количество бейнита, который выделяется во время изотермической обработки, уменьшает возникновение закалочных трещин во время конечного охлаждения.
В случае, если проводят закалку с изотермической обработкой, предпочтительно, чтобы скорость охлаждения при первичном охлаждении составляла 0,7°CA: или более. Когда скорость охлаждения меньше 0,7°CA;, могут образовываться феррит и перлит или большое количество бейнита. Более того, при условии, что изотермическая обработка является подходящей в случае, когда проводят закалку с изотермической обработкой, верхний предел скорости охлаждения при первичном охлаждении особенно не ограничен.
В дополнение, в процессе закалки, включающей закалку путем обработки путем непрерывного охлаждения и закалку с изотермической обработкой, когда твердость по Роквеллу по шкале С в центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой HRC, предпочтительно, чтобы стальной материал закаливали при условии, что твердость по Рок-веллу HRC удовлетворяет следующему выражению 3. Когда твердость по Роквеллу HRC удовлетворяет следующему выражению 3, в стали образуется достаточная доля мартенсита для уменьшения плотности дислокаций путем отпуска.
HRC> 50xC+26 (выражение 3).
Процесс отпуска.
После выполнения закалки путем обработки путем непрерывного охлаждения или закалки, включающей изотермическую обработку, выполняют отпуск стального материала. Температурой отпуска соответствующим образом управляют согласно химической композиции стального материала и предполагаемому пределу текучести. Другими словами, предел текучести могут регулировать до 758 МПа или более и более предпочтительно до 862 МПа или более путем регулирования температуры отпуска.
Температура отпуска предпочтительно составляет от 680°C до точки Ac1. Нижний предел температуры отпуска более предпочтительно составляет 690°C, более предпочтительно выше 700°C и еще более предпочтительно 710°C. При условии, что температура отпуска находится в точке Ac1 или меньше, гексагональные карбиды M2C предпочтительно образуются при увеличении температуры отпуска. Предпочтительное время отпуска составляет 10-90 мин при выдержке.
В дополнение, точка Ac1 представляет собой температуру, при которой во время нагрева начинается аустенитное превращение. Точка Ac1 каждой химической композиции может быть рассчитана без большой погрешности с помощью обычной расчетной формулы, такой как следующее далее выражение 6, например. В отношении следующей расчетной формулы ноль может быть использован вместо элементов, которые не включены в химическую композицию. Ac1 (°C)=750,8-2 6,6xC+17,6xSi-11,6xMn-22,9xCu-23xNi- 24,1xCr+22,5xMo-39,7xV-5,7xTi + 232,4xNb-
169,4xAl-894,7xB (выражение 6).
В случае, если химическая композиция стального материала удовлетворяет вышеотмеченному выражению 2, а отпуск выполняется при вышеописанной предпочтительной температуре отпуска, в стали выделяются 5 единиц/мкм2 или более гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более и, таким образом, устойчивость к SSC увеличивается.
Путем вышеописанных процессов производят низколегированную сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента (бесшовные стальные трубы), которые одновременно являются превосходными по пределу текучести и устойчивости к SSC. В особенности, с помощью всестороннего управления процессом закалки и процессом отпуска, возможно одновременно управлять образованием гексагональных карбидов M2C и управлять плотностью дислокаций.
В вышеописанном способе производства согласно варианту выполнения процесс закалки выполняют после процесса горячей обработки. Однако процесс нормализации стального материала могут выполнять между процессом горячей обработки и процессом закалки. В особенности, стальной материал (трубу из материала) после процесса горячей обработки выдерживают в течение заданного времени при высокой температуре точки Ac3 или выше, и далее стальной материал охлаждается. Температура выдержки составляет предпочтительно 900-920°C. Время выдержки составляет, например, 5-60 мин. Более того, точка Ac3 представляет собой температуру, при которой аустенитное превращение заканчивается во время нагрева.
Обычно в процессе нормализации стальной материал после процесса горячей обработки охлаждают до комнатной температуры и далее стальной материал нагревают до точки Ac3 или выше. Однако процесс нормализации могут выполнять путем непосредственного выдерживания стального материала после процесса горячей обработки при температуре точки Ar3 или выше. Более того, точка Ar3 представляет собой температуру, при которой во время охлаждения начинается ферритное превращение.
При выполнении процесса нормализации очищают кристаллическое зерно. В особенности, после закалки, в которой выполняют процесс нормализации (т.е. в материале непосредственно после закалки) номер размера зерна бывшего аустенитного зерна становится равным 10 или более, что определено по ASTM E112. Посредством очищения кристаллического зерна устойчивость к SSC дополнительно улучшается.
В вышеуказанном способе производства способ производства бесшовной стальной трубы объяснен относительно стального материала в виде трубы из материала или стальной трубы. Однако форма стального материала особенно не ограничена. Стальной материал может представлять собой листовой материал, стальной прокат или стержень для получения проволоки.
Более того, в вышеописанном способе производства используется стальной материал, имеющий химическую композицию, удовлетворяющую выражению 2, а температура отпуска определена для того, чтобы образовывать в стали 5 единиц/мкм2 или более гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более. Однако 5 единиц/мкм2 или более гексагональных M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более, могут выделяться в стали при различных производственных условиях.
Пример 1.
Производились слитки стали A - стали Z и стали AA - стали AG, которые имеют химические композиции, показанные в табл. 1 и 2. В табл. 2 показаны точки мартенситного превращения, вычисленные из выражения 4, и точки Ac1, вычисленные из выражения 6. Более того, в таблицах подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения, а пропуски обозначают, что легирующий элемент намеренно не добавлялся.
Тип
стали
Химическая композиция (в массовых процентах, остаток, состоящий из Fe и примесей)
0,50
0,20
0, 44
0, 009
0, 001
0, 034
1,47
0,001
0,0036
0,49
0, 20
0,44
0, 008
0, 001
0, 033
1, 97
0,002
0,0036
0, 50
0, 20
0,45
0, 009
0, 001
0,031
2,48
0, 001
0,0031
0,49
0,20
0,45
0, 009
0, 001
0,032
2, 95
0, 001
0,0033
0,50
0, 20
0, 44
0,008
0,001
0,032
3,44
0, 001
0,0033
0,51 • 0,20
0, 45
0,009
0, 001
0, 034
3, 97
0,001
0,0033
0, 61 '; 0,21
0,46
0,008
0,001
0,037
2, 51
0, 001
0,0140
0, 40
0, 19
0,44
0, 009
0, 001
0,031
1, 57
0, 001
0,0040
0, 39
0,20
0,44
0, 009
0, 001
0, 033
2, 02
0, 001
0,0035
0, 39
0, 20
0,44
0, 008
0, 001
0,031
2,43
0,001
0,004 0
0, 50
0,20
0,44
0, 008
0, 001
0, 034
1, 50
0, 001
0,0038
0, 50
0,20
0, 43
0, 008
0, 001
0, 033
1,51
0,001
0,0035
0, 60
0,15
0, 60
0, 010
0, 001
0, 029
1, 15
0,001
0,0030
0, 61
0,21
0, 38
0,008
0,001
0, 030
2,01
0, 001
0,0041
0, 60
0,20
0, 45
0,009
0, 001
0,034
2, 09
0,001
C,0045
0, 59
0,20
0,44
0, 009
0,001
0, 030
1,51
0, 001
C,0040
0, 62
0,39
0, 50
0, 008
0, 001
0, 029
2,51
0, 002
0,0034
0, 56
0,21
0,40
0,009
0, 001
0, 030
1, 10
0, 001
0,0030
0,71
0,45
0,45
0, 008
0, 001
0,029
2, 48
0, 001
0,0041
0,36
0, 19
0,85
0, 009
0, 001
0, 034
1, 90
0,001
0,0039
0, 50
0,21
0,45
0, 009
0, 001
0, 029
1,30
0, 001
0,0040
0,27
0,20
0,45
0, 013
0, 003
0, 028
2, 47
0, 001
0,004 3
0,59
0,19
1,20
0, 009
0,001
0, 031
2, 51
0, 001
0,0044
0, 60
0, 40
0, 55
0, 030
0, 001
0,029
2,09
0, 001
0,0040
0, 59
0,45
0,74
0, 010
0, 011
0, 030
2,10
0, 001
0,0040
0,49
0, 20
0,44
0,008
0, 001
0,033
0, 70
0, 001
0,0034
0,50
0,20
0, 45
0, 008
0, 001
0, 033
1,02
0, 001
0,0032
0, 39
0,20
0,43
0, 008
0,001
0, 031
0, 69
0, 001
0,004 5
0, 40
0,20
0,44
0, 008
0,001
0,032
0, 99
0, 001
0,0039
0, 27
0,20
0,4 5
0, 011
0, 002
0, 036
1, 92
0, 001
0,0038
0,58
0, 19
0,44
0, 012
0,002
2,51
0,011
0,004 5
0, 50
0, 36
0, 61
0, 007
0, 002
0, 030
1, 13
0, 001
0,0032
0,49
0,21
0,46
0, 010
0,001
0, 033
1,10
0,001
0,0041
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
Пропуск обозначает, что легирующий элемент намеренно не добавлялся.
F2=CxMo (выражение 7). Иными словами, F2 представляет собой левую сторону выражения 2.
Все химические композиции стали A - стали U находились в пределах диапазона изобретения, a F2 удовлетворяло выражению 2. С другой стороны, в стали V - стали Z и стали AB - стали AE по меньшей мере один из количества элементов находился вне диапазона изобретения. Химические композиции стали AA, стали AF и стали AG находились в пределах диапазона изобретения, но не удовлетворяли выражению 2.
Вес соответственных слитков составлял 30-150 кг. Блоки брались из соответственных слитков. Блоки нагревались до 1250°C. Нагретые блоки подвергались горячей ковке и горячей прокатке для производства стальных материалов (листовых материалов), имеющих толщину 15-25 мм.
Обработки закалкой и отпуском или обработки закалкой и отпуском после обработки нормализацией выполнялись с использованием произведенных листовых материалов, а предел текучести листовых материалов регулировался до 110 ksi (758 МПа или более) и 125 ksi (862 МПа или более).
При обработке нормализацией выполнялась выдержка в течение 10 мин при температуре (920°C)
точки Ac3 или выше, и далее выполнялось охлаждение в воздухе. В дополнение, закалка и отпуск выполнялись следующим образом. Закалка.
Начальную температуру закалки во время закалки регулировали до диапазона 850-920°C. Закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения.
В случае выполнения закалки путем обработки путем непрерывного охлаждения, после того, как каждый из листовых материалов нагревали до начальной температуры закалки, время прохождения в точке мартенситного превращения (время, занимаемое с начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения (точки мартенситного превращения) TCC (второе) регулировали с помощью охлаждения разбрызгиванием, охлаждением туманом или воздушным охлаждением.
Закалка, включающая изотермическую обработку.
В случае выполнения закалки, включающей изотермическую обработку, первую обработку охлаждением (первичное охлаждение) выполняли со скоростью охлаждения 0,7°CA; или более путем охлаждения в соляной ванне или путем водяного охлаждения. Температуру ATIC (°C) остановки охлаждения первичного охлаждения изменяли путем поднятия листового материала в середине охлаждения. Выдержку (изотермическую обработку) выполняли при температуре ATIC остановки охлаждения в течение 25-40 мин, и далее выполняли водяное охлаждение (вторую обработку охлаждением (конечное охлаждение) до обычной температуры.
Испытание закаленного материала.
Следующие далее испытания выполняли для листового материала после закалки (далее называемого закаленным материалом).
Определение твердости закаленного материала.
Твердость закаленного материала измеряли следующим способом. Закаленный материал разрезали в направлении толщины. Далее получали твердость по Роквеллу (HRC) по шкале C в центральном участке толщины на основании JIS (японского промышленного стандарта) G 0202. В особенности, твердость по Роквеллу HRC получали в трех произвольных точках в центральном участке толщины поперечного сечения. Среднее значение твердости по Роквеллу (HRC), полученной в трех точках, определяли в качестве твердости соответствующего примера.
Определение размера бывшего аустенитного зерна.
Более того, определение размера бывшего аустенитного зерна выполняли с использованием закаленного материала. В особенности, закаленной материал разрезали в направлении толщины. В дополнение, разрезанный листовой материал окружали резиной и полировали, и далее поперечное сечение травили пикриновой кислотой. Наблюдали травленое поперечное сечение и определяли номер зерна бывшего аустенитного зерна на основании ASTM E112.
Отпуск.
Отпуск выполняли для листовых материалов после закалки. Предел текучести соответственных листовых материалов регулировался до 110 ksi (758 МПа или более) и 125 ksi (862 МПа или более) путем регулирования температуры (°C) отпуска и времени (в минутах) отпуска.
Оценочное испытание для листового материала после отпуска.
Следующие оценочные испытания выполняли с использованием листовых материалов, которые подвергали воздействию закалки и отпуска.
Испытание на измерение полной ширины на половине максимума и испытание на измерение доли остаточного аустенита.
Образцы для испытаний брали из листовых материалов после отпуска. Поверхность каждого из образцов для испытаний полировали наждачной бумагой. По мере выполнения полировки использовали более мелкий размер бумаги. После того, как поверхность образца для испытаний отполировали наждачной бумагой № 1200, деформационно-упрочненный слой, который образовали путем полировки на поверхности образца для испытаний, удаляли путем погружения образца для испытаний в перекись водорода, которая содержала небольшое количество фтористоводородной кислоты, и выдерживали при обычной температуре. Испытание на рентгеновскую дифракцию выполняли для образца для испытания, с которого удаляли деформационно-упрочненный слой при условиях 30 кВ и 100 мА, используя излучение CoKa (Ka1, имеющее длину волны 1,7889 А) для получения полной ширины на половине максимума (°) дифракционного пика кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости a-фазы образца для испытания.
В особенности, Ka1 и Ka2 в излучении CoKa разделяли с помощью установки для экстракции только Ka1 и получали полную ширину на половине максимума (°), дифрагируемую излучением Ka1 a-Fe (211)-кристаллической плоскости образцов для испытания.
Более того, полную ширину на половине максимума измеряли на высоте, которая составляла половину высоты пика (способ вершины пика). В дополнение, в отношении полной ширины на половине максимума, получаемой устройством, полную ширину на половине максимума, полученную устройством, измеряли с использованием монокристалла (идеального монокристалла, который не имеет полной
ширины на половине максимума) LaB6 (гексаборида лантана), и выполняли поправку путем вычитания полной ширины на половине максимума, полученной устройством, из фактически измеренного значения.
Более того, долю остаточного аустенита (объемную долю (%) остаточного аустенита в полном объеме) измеряли вышеописанным рентгеновским способом. В особенности, брали образец для испытания, который включает центральный участок толщины стального материала. Поверхность взятого образца для испытания химически полировали. Выполняли рентгеновскую дифракцию на химически отполированной поверхности с использованием излучения CoKa (Ka1, имеющего длину волны 1.7889 А) в качестве падающего излучения. Долю остаточного аустенита количественно определяли из интегральной интенсивности дифракции кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости, (200)-кристаллической плоскости и (110)-кристаллической плоскости a-фазы, и интегральной интенсивности дифракции (220)-кристаллической плоскости, (200-кристаллической плоскости и (111)-кристаллической плоскости аустенита.
Определение предела текучести.
Из соответственных листовых материалов после отпуска брали образцы круглого проката для испытания на растяжение, имеющие параллельный участок с внешним диаметром 6 мм и длиной 40 мм так, что направление растяжения должно представлять собой продольное направление или направление прокатки листового материала. Испытание на растяжение выполняли с использованием взятых образцов круглого проката для испытания на растяжение при обычной температуре (25°C) для получения предела текучести (при остаточной деформации 0,2%, в единицах МПа).
Испытание на устойчивость к SSC.
При испытании на устойчивость к SSC выполняли испытание на растяжение при постоянной нагрузке и автоклавное испытание с использованием листового материала, имеющего предел текучести 862 МПа или более.
Испытание на растяжение при постоянной нагрузке.
Из соответственных листовых материалов брали образцы круглого проката для испытания на растяжение, имеющие параллельный участок, в котором направление растяжения должно представлять собой продольное направление или направление прокатки листового материала. Внешний диаметр параллельного участка составлял 6,35 мм, а его длина составляла 25,4 мм. Испытание на растяжение при постоянной нагрузке выполняли в ванне для испытаний при обычной температуре (25°C) на основании способа A NACE TM0177. В качестве ванне для испытаний использовали ванну А. Ванна А представляла собой водный раствор 5% NaCl и 0,5% CH3COOH, который выдерживали при обычной температуре и который насыщали сероводородным газом при 1 атм.
Каждый из образцов для испытания погружали в ванну A. Прикладывали постоянную нагрузку, которая составляла 90% фактического предела текучести (предела текучести соответственных примеров), к образцу для испытания в ванне А. Возникновение трещин подтверждали в образце для испытания после 720 ч. Листовые материалы, в которых не возникали трещины, были оценены как листовой материал, имеющий превосходную устойчивость к SSC.
Автоклавное испытание.
При предположении, что стальной материал будет использоваться в скважинной среде, где давление сероводорода будет составлять 1 атм или выше, что будет требоваться в последнее время, автоклавное испытание выполняли с использованием ванны В. Ванна В представляла собой водный раствор 5% NaCl, который насыщали сероводородом при 10 атм. Конкретный способ испытания представлял собой следующее.
Из соответственных листовых материалов брали образцы для испытания на четырехточечный изгиб, имеющие 2 ммх10 ммх75 мм. Напряжение в 90% фактического предела текучести (предела текучести соответственных примеров) прикладывали к образцам для испытания на четырехточечный изгиб с использованием приспособления для четырехточечного изгиба на основании ASTM G39. Образец для испытания на четырехточечный изгиб, к которому прикладывали напряжение, размещали в автоклаве. После размещения образца для испытания на четырехточечный изгиб, автоклав наполняли дегазированным водным раствором 5% NaCl. Далее его наполняли сероводородом при 10 атм. С помощью вышеописанной процедуры в автоклаве подготавливали ванну B, и в ванну B погружали образец для испытания на четырехточечный изгиб. Возникновение трещин визуально подтверждали в образце для испытаний после 720 ч с заполнения сероводородом при 10 атм. Листовые материалы, в которых не возникали трещины, оценивали как листовой материал, имеющий превосходную устойчивость к SSC. В дополнение, давление внутри автоклава во время испытания постоянно регулировали с возможностью составлять 10 атм.
Испытание DCB.
Брались образцы для испытания в виде DCB (двухконсольной балки), имеющие толщину 10 мм, ширину 25 мм и длину 100 мм, из листовых материалов, имеющих предел текучести 758 МПа или более. Испытание DCB выполняли с использованием взятых образцов для испытания в виде DCB на основании способа D NACE TM0177. В качестве ванны для испытаний использовали ванну B. Каждый из образцов
для испытания в виде DCB погружали в ванну B на 336 ч. После 336 ч измеряли длину распространения трещины, возникшей в образце для испытания в виде DCB. Получали фактор KISSC (ksWin) интенсивности напряжения на основании измеренной длины распространения трещины. Листовые материалы, в которых фактор KISSC (ksiVin) интенсивности напряжения составлял 25 ksiVin или более, оценивали как листовой материал, имеющий превосходную устойчивость к SSC. Результат испытания на устойчивость к SSC.
Производственные условия и результаты испытания на устойчивость к SSC показаны в табл. 3-6.
Примеры
Тип стали
С (в массовых процентах)
Нормализация
Способ охлаждения,
Тсс
АТ1С
!°с)
Твердость
HFC
Номер Размера зерна
0,40
Выполнено
100
52, 5
46,0
11, 0
0,40
100
52, 8
46,0
9,4
0, 40
Выполнено
100
53,0
46, 0
11,0
0,40
Выполнено
100
52, 6
46, 0
11, 2
0, 50
100
60,2
51,0
9, 3
0, 50
Выполнено
100
60,3
51,0
10, 8
0, 50
Выполнено
100
60, 4
51,0
10, 6
0, 60
600
58,5
56, 0
8,6
0, 61
600
59,5
56, 5
8,8
0, 60
600
60, 2
56, 0
8,5
0, 59
600
58, 0
55,5
9, 2
0, 62
600
61, 0
57,0
8,8
0, 56
300
57,0
54 , 0
8,7
0,71
250
63, 0
61,5
9, 5
0, 36
100
51, 0
44,0
9, 6
0, 50
100
53, 0
9 5
0, 61
250
62, 5
56, 5
9, 5
0,61
300
62, и
56, 5
9, 3
0, 50
1000
48,0
51,0
9,4
0, 61
1000
53, 5
56, 5
9,5
0, 61
400
52, 0
56, 5
9, 4
0, 60
1000
51,5
56,0
9, 5
0, 40
1000
42,0
46,0
9, 3
0, 27
100
49,5
39, 5
9, 5
0, 59
600
58,5
55, 5
9, 6
0, 60
600
60,0
56,0
9,2
0,59
600
61, 0
55, 5
9, 7
0,49
100
58, 7
50,5
9, 6
АА .
0,50
100
59, 8
51, 0
9, 5
0,40
100
53, 0
46, 0
9, 4
0,40
100
54, 6
46,0
9, 5
0,27
100
48,2
39,5
9, 3
0, 58
600
59, 0
55,0
9,4
0, 50
600
59, 5
51,0
9,6
0, 49
600
59,0
50, 5
9,5
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
Примеры
Тип
Отпуск
М2С (единиц/ мш2)
Предел текучести (МПа)
Испытание на SSC
стали
Температура <°С)
Время (мин. )
Ванна А
Ванна В
710
0, 41
0,29
912
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0, 40
0, 28
896
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0,44
0, 31
923
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 40
0,28
890
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 42
0, 29
915
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0, 38
0, 27
878
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0,45
0, 32
938
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 38
0, 27
917
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 40
0, 28
912
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0,36
0, 25
880
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 42
0,30
946
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0,38
0,27
917
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 36
0,25
903
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0,33
0,23
882
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0,45
0, 32
947
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 41
0, 29
92 3
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 38
0,27
906
Не обнаружено
Не обнаружено
7 20
и, 31
и, 22
87 9
не оонаружено [
не оонаружено
700
0, 42
0, 30
928
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 35
0,25
893
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 53
0, 38
921
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0, 47
0, 34
899
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0,49
0, 35
932
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0,45
0, 32
929
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0, 35
0,27
916
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 32
0,25
919
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0,40
0,31
968
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0, 20
0,16
924
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0,32
0, 25
940
Не обнаружено
Не обнаружено
720
0, 40
0, 31
947
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 55
0, 35
880
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 50
0, 32
918
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 45
0, 28
899
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0,40
0,25
890
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 31
0,20
885
Не обнаружено
Не обнаружено
Примеры
Тип
стали
Отпуск
м2с
(единиц /мкм2)
Предел текучести (МПа)
Испытание на SSC
Температура <°С)
Время (мин.)
Ванна А
Ванна в
710
0,46
0,29
893
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 51
0, 32
895
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 45
0, 28
885
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 35
0,22
864
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 38
0, 27
910
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0,45
0, 32
934
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0,42
0, 30
936
Не обнаружено
Не обнаружено
680
0, 40
0, 31
930
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 38
0, 30
928
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 35
0,27
923
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 28
0,22
928
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 40
0, 31
922
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 30
0,22
921
Не обнаружено
Не обнаружено
710
3 0
0, 45
0, 38
918
Не обнаружено
Не обнаружено
680
О, 50
0, 30
875
Не обнаружено
Не обнаружено
700
0, 37
0,26
915
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 38
0, 30
930
Не обнаружено
Не обнаружено
710
0, 40
0, 31
925 879
Не обнаружено
Не обнаружено
640
0, 56
0, 40
Обнаружено
Обнаружено
630
0, 51
0, 40
868
Обнаружено
Обнаружено
620
0, 52
0,41
868
Обнаружено
Обнаружено
600
0, 55
0,43
870
Обнаружено
Обнаружено
600
0, 65
0,41
888
Обнаружено
Обнаружено
680
0, 55
0,29
870
Обнаружено
Обнаружено
700
0, 42
0,32
886
Обнаружено
Обнаружено
710
0, 38
0,29
872
Обнаружено
Обнаружено
700
0, 44
0, 34
889
Обнаружено
Обнаружено
710
0, 50
0, 35
870
Обнаружено
Обнаружено
700
0,48
0, 34
893
Обнаружено
Обнаружено
¦ АВ
690
0, 58
0, 37
870
Обнаружено
Обнаружено
690
0, 55
0,35
890
Обнаружено
Обнаружено
690
0, 53
0, 28
877
Обнаружено
Обнаружено
710
0, 45
0, 34
880
Обнаружено
Обнаружено
700
О, 52
0, 37
895
Обнаружено
Обнаружено
700
0, 52
0,36
890
Обнаружено
Обнаружено
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
"Выполнено" в столбце "нормализация" в табл. 3 и 4 обозначает, что выполнялась обработка нормализацией для стального материала соответствующего примера. "CC" в столбце "способ охлаждения" обозначает, что выполнялась закалка путем обработки путем непрерывного охлаждения для стали соответствующего примера. "IC" обозначает, что выполнялась закалка, включающая изотермическую обработку, для стали соответствующего примера. В столбце "TCC" показано время прохождения в точке TCC мартенситного превращения (в секундах) при обработке путем непрерывного охлаждения. В столбце "ATIC" показана температура ATIC остановки охлаждения (°C) первичного охлаждения при закалке, включающей изотермическую обработку. В столбце "Твердость HRC" показана твердость по Роквеллу (HRC) соответствующего примера. В столбце "размер зерна" показан размер бывшего аустенитного зерна соответствующего примера. В столбце "F3" показано F3 (=50C+26), которое представляет собой значение правой стороны выражения 3. В столбце "температура" и столбце "время" столбца "отпуск" в табл. 5 и 6 показаны температура (°C) отпуска и время (в минутах) отпуска соответствующего примера соответственно. В столбце "HW" показана полная ширина на половине максимума (°) соответствующего примера. В столбце "F1" показано F1 (=HWxC1/2), которое представляет собой значение левой стороны выражения 1. В столбце "M2C" показано количество (единиц/мкм2) гексагональных карбидов M2C. В столбце "YS" показан предел текучести (МПа) соответствующего примера.
В столбце "Испытание на SSC" показаны результаты испытания на устойчивость к SSC в ванне A и
ванне B. "Не обнаружено" обозначает, что трещины не возникли. "Обнаружено" обозначает, что трещины возникли.
В дополнение, доля остаточного аустенита всех примеров 1-70 составляла 0%.
Со ссылкой на табл. 3 -6 можно увидеть, что все химические композиции стальных материалов примеров 1-53 находились в пределах диапазона химической композиции низколегированной стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента изобретения. Более того, в стальных материалах примеров 1-53 значение F1 составляло 0,38 или менее и удовлетворяло выражению 1. Более того, количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна (эквивалентный диаметр окружности) 1 нм или более, составляло 5 единиц/мкм2 или более в стальных материалах примеров 1-53. Более того, среднее значение аспектного отношения зернограничных карбидов составляло 3 или менее в стальных материалах примеров 1-53. В связи с этим при испытании на устойчивость к SSC трещины не наблюдались ни в ванне A, ни в ванне B в стальных материалах примеров 1-53.
В дополнение, размер зерна бывшего аустенитного зерна примеров (3, 4, 7, 8, 11, 12, 15, 16, 19, 20, 23, 24, 26-28, 32, 33, 35, 36, 38, 39, 41 и 42), в которых выполнялась обработка нормализацией, составлял 10 или более, и их зерна измельчались по сравнению с примерами, в которых обработка нормализацией не выполнялась, с использованием такого же типа стали (например, пример 1 или т.п. по сравнению с примером 4).
С другой стороны, в примерах 54, 55, 57 и 58 химическая композиция находилась в пределах диапазона изобретения, и выражение 2 удовлетворялось, но время прохождения в точке TCC мартенситного превращения при закалке путем обработки путем непрерывного охлаждения превышало 600 с. Более того, температура отпуска была ниже 680°C. В связи с этим твердость по Роквеллу была ниже значения F3 и не удовлетворяла выражению 3 в закаленном материале, а значение F1 превышало 0,38 и не удовлетворяло выражению 1. В дополнение, количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна
1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. Соответственно, в примерах 54, 55, 57 и 58 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B. В дополнение, стали, которые отпускались при 720°C в течение 30 мин, подготавливались с использованием сталей, которые закаливались при таком же условии, как и примеры 54, 55, 57 и 58. Однако предел текучести сталей не составлял 758 или более, так, что другие оценки не проводились.
В примере 56 химическая композиция находилась в пределах диапазона изобретения, и выражение
2 удовлетворялось. Однако температура ATIC остановки охлаждения при закалке, включающей изотермическую обработку, была выше 300°C. Более того, температура отпуска составляла менее 680°C. В связи с этим, твердость по Роквеллу не удовлетворяла выражению 3 в закаленном материале, а значение F1 превышало 0,38 и не удовлетворяло выражению 1. В дополнение, количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. Соответственно, в примере 56 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B.
В примере 59 содержание C было меньше нижнего предела содержания C изобретения. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B. Предполагается, что содержание С является недостаточным, и, таким образом, зернограничные карбиды не достаточно сфероидизируются.
В примере 60 содержание Mn превышает верхний предел изобретения. В примере 61 содержание P превышает верхний предел изобретения. В примере 62 содержание S превышает верхний предел изобретения. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B. Предполагается, что избыточные Mn, P и S скапливаются на границах зерен и, таким образом, уменьшается устойчивость к SSC.
В примерах 63, 65 и 66 содержание Mo было меньше нижнего предела изобретения. В связи с этим, количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. В связи с этим в примерах 63, 65 и 66 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B.
В примерах 64, 69 и 70 химическая композиция находилась в пределах диапазона изобретения, но выражение 2 не удовлетворялось. В дополнение, количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. В связи с этим в примерах 64, 69 и 70 наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B.
В примере 67 содержание C было меньше нижнего предела изобретения, и выражение 2 не удовлетворялось. В связи с этим количество гексагональных карбидов M2C, имеющих размер зерна 1 нм или более, составляло менее 5 единиц/мкм2. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B.
В примере 68 Al не включался в стальной материал, а содержание O превышало верхний предел изобретения. В связи с этим наблюдались трещины при испытании на устойчивость к SSC и в ванне A, и в ванне B.
Результат испытания DCB.
Производственные условия и результаты испытания DCB показаны в табл. 7 и 8. Более того, способ обозначения и сокращения в табл. 7 и 8 соответствуют табл. 3-6.
Примеры
Тип стали
С (В массовых процентах)
Нормализация
Способ охлаждения
Тсс (с)
АТ1С
Твердость HRC
Номер | Размера зерна
0, 50
100
59, 9
51, 0
9, 5
0,49
100
59, 8
50, 5
9, 5
0, 50
100
58, 7
51,0
9, 6
0, 49
100
58, 3
50, 5
9, 3
0, 50
100
57,9
51, 0
9, 8
0, 51
300
57,0
51, 5
9,5
0,61
600
61,0
56, 5
9,3
0,40
Выполнено
100
54, 9
46, 0
10, 9
0,40
100
48,8
46, 0
9, 5
0,40
100
52,8
46, 0
9, 4
0,50
100
60, 2
51,0
9,3
0,50
Выполнено
100
60, 4
51,0
10, 6
0, 60
600
58, 5
56, 0
8,6
0, 61
600
59, 5
56, 5
8, 8
0, 60
600
60, 2
56, 0
8, 5
8 6
0 59
600
5R, 0
55, 5
9,2
0,62
600
61,0
57, 0
8,8
и, ьь
зоо
57,0
54, 0
8,7
0, 71
250
63,0
61,5
0,36
100
51,0
44,0
9, 6
0, 50
100
58, 0
51,0
9, 5
0, 61
250
62, 5
56, 5
9, 5
0, 61
300
62, 0
56,5
9, 3
А .
0,50
1000
48, 0
51,0
9, 4
0, 61
1000
53, 5
56, 5
9, 5
0, 61
400
52, 0
56,5
9, 4
0, 40
1000
42, 0
46, 0
9, 3
Подчеркнутые значения обозначают выход из диапазона настоящего изобретения.
ФОРМУЛА ИЗОБРЕТЕНИЯ
1. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем сталь содержит в качестве химической композиции, в мас.%:
C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0,005-0,10; Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее; Cr: 0-2,0;
V: 0-0,30;
Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003;
остаток, состоящий из Fe и примесей,
в которой, когда полная ширина на половине максимума дифракционного пика для кристаллической плоскости, соответствующей (211)-кристаллической плоскости а-фазы, которая получена путем рентгеновской дифракции, представляет собой HW в градусах, полная ширина на половине максимума HW и содержание углерода, выраженное в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 1:
HWxC1/2 <0,38 (выражение 1), содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют следующему выражению 2:
CxMo> 0,6 (выражение 2), количество карбидов M2C, имеющих гексагональную кристаллическую структуру и имеющих эквивалентный диаметр окружности 1 нм или более, составляет 5 единиц или более на 1 мкм2, а предел текучести составляет 758 МПа или более.
2. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1, причем сталь включает в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%.
3. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.1 или 2, причем сталь включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
4. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-3, причем сталь включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из
Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1.
5. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-4, причем сталь включает в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%.
6. Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.1-5, причем сталь включает в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003 мас.%.
7. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента, причем способ содержит
процесс горячей обработки, при котором выполняют горячую обработку стальной заготовки, кото- 26
рая включает в качестве химической композиции, в мас.%:
C: более 0,35-1,00; Si: 0,05-0,5; Mn: 0,05-1,0; Al: 0,005-0,10;
Mo: более 1,0-10; P: 0,025 или менее; S: 0,010 или менее; O: 0,01 или менее; N: 0,03 или менее;
Cr: 0-2,0; V: 0-0,30; Nb: 0-0,1; Ti: 0-0,1; Zr: 0-0,1; Ca: 0-0,01; B: 0-0,003;
остаток, состоящий из Fe и примесей,
и в котором содержание углерода и содержание молибдена, выраженные в мас.% в химической композиции, удовлетворяют выражению 2, чтобы получать стальной материал;
процесс закалки, при котором выполняют закалку стального материала после процесса горячей обработки;
процесс отпуска, при котором выполняют отпуск стального материала после процесса закалки в диапазоне температуры от 680°C до точки Ac1, причем
CxMo> 0,6 (выражение 2).
8. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки стальной материал после процесса горячей обработки закаливают путем непрерывного охлаждения при условии, что время, занимаемое от начальной температуры закалки до начальной температуры мартенситного превращения, составляет 100-600 с.
9. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по п.7, в котором в процессе закалки в качестве первой обработки охлаждением стальной материал после процесса горячей обработки охлаждают при условии, что скорость охлаждения с начальной температуры закалки до диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения, до 300°C, составляет 0,7°(_7с или более, в качестве изотермической обработки стальной материал после первой обработки охлаждением выдерживают в условии диапазона температуры выше, чем точка мартенситного превращения Ms, до 300°C, и в качестве второй обработки охлаждением стальной материал после изотермической обработки охлаждают.
10. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-9, в котором в процессе закалки, когда твердость по Роквеллу по шкале C в центральном участке толщины стального материала после процесса закалки и до процесса отпуска представляет собой HRC, стальной материал закаливают при условии, что твердость по Роквеллу HRC удовлетворяет следующему выражению 3:
HRC> 50xC+26 (выражение 3).
11. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-10, дополнительно содержащий этап, на котором выполняют процесс нормализации стального материала после процесса горячей обработки и до процесса закалки.
12. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-11, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Cr: 0,1-2,0 мас.%.
13. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-12, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции V: 0,05-0,30 мас.%.
14. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-13, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции, в мас.%, по меньшей мере один из
Nb: 0,002-0,1; Ti: 0,002-0,1; Zr: 0,002-0,1.
15. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-14, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции Ca: 0,0003-0,01 мас.%.
16. Способ производства стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента по любому из пп.7-15, в котором стальная заготовка включает в качестве химической композиции B: 0,0003-0,003
15.
15.
Евразийская патентная организация, ЕАПВ Россия, 109012, Москва, Малый Черкасский пер., 2
025937
- 1 -
(19)
025937
- 1 -
(19)
025937
- 1 -
(19)
025937
- 1 -
(19)
025937
- 4 -
(19)
025937
Таблица 1
- 16 -
025937
Таблица 2
- 17 -
025937
- 18 -
025937
Таблица 4
- 21 -
025937
Таблица 5
- 22 -
025937
Таблица 6
- 23 -
025937
- 24 -
025937
Таблица 7
- 25 -
025937
025937
- 27 -
025937
- 28 -
025937
- 29 -
|
