[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2017168874A1 - 油井用高強度ステンレス継目無鋼管 - Google Patents

油井用高強度ステンレス継目無鋼管 Download PDF

Info

Publication number
WO2017168874A1
WO2017168874A1 PCT/JP2016/087596 JP2016087596W WO2017168874A1 WO 2017168874 A1 WO2017168874 A1 WO 2017168874A1 JP 2016087596 W JP2016087596 W JP 2016087596W WO 2017168874 A1 WO2017168874 A1 WO 2017168874A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
content
less
steel pipe
strength
contained
Prior art date
Application number
PCT/JP2016/087596
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
江口　健一郎
石黒　康英
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP16897090.3A priority Critical patent/EP3438305B1/en
Priority to BR112018068914-9A priority patent/BR112018068914B1/pt
Priority to US16/089,198 priority patent/US11414719B2/en
Priority to MX2018011883A priority patent/MX2018011883A/es
Priority to JP2017518366A priority patent/JP6460229B2/ja
Publication of WO2017168874A1 publication Critical patent/WO2017168874A1/ja

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel seamless pipe suitable for use in crude oil wells or natural gas gas wells (hereinafter simply referred to as oil wells), and more particularly to carbon dioxide (CO 2 ) and chlorine ions (Cl ⁇ ).
  • oil wells crude oil wells or natural gas gas wells
  • CO 2 carbon dioxide
  • Cl ⁇ chlorine ions
  • it relates to the improvement of carbon dioxide gas corrosion resistance in extremely severe corrosive environment at high temperature of 150 ° C or higher and the improvement of the yield strength YS during production.
  • 13Cr martensitic stainless steel pipes are often used as oil country tubes (Oil Country Tubular Goods). Yes. Furthermore, recently, the use of improved 13Cr martensitic stainless steels with a reduced content of 13Cr martensitic stainless steel and increased amounts of Ni, Mo, etc. has been expanded.
  • Patent Document 1 describes an improved martensitic stainless steel (steel pipe) in which the corrosion resistance of 13Cr martensitic stainless steel (steel pipe) is improved.
  • the stainless steel (steel pipe) described in Patent Document 1 is by weight, C: 0.005-0.05%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.1-1.0%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less , Cr: 10-15%, Ni: 4.0-9.0%, Cu: 0.5-3%, Mo: 1.0-3%, Al: 0.005-0.2%, N: 0.005% -0.1%, the balance being Fe And inevitable impurities, Ni equivalent (Nieq) is 40C + 34N + Ni + 0.3Cu-1.1Cr-1.8Mo ⁇ -10
  • the tempered martensite phase, the martensite phase and the retained austenite phase, the total fraction of the tempered martensite phase and the martensite phase is 60% or more and 90% or less, and the rest is the retained austenite phase.
  • Patent Document 2 includes mass%, C: 0.05% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20 to 1.80%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Cr: 14.0 to 18.0%, Ni: 5.0 to 8.0%, Mo: 1.5 to 3.5%, Cu: 0.5 to 3.5%, Al: 0.05% or less, V: 0.20% or less, N: 0.01 to 0.15%, O: 0.006% or less, Cr, An oil well stainless steel pipe having a steel composition in which Ni, Mo, Cu, and C satisfy specific relationships, and Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu, and N satisfy specific relationships is described. . Accordingly, inexpensive, excellent in hot workability, and CO 2, Cl - and the like, oil well with excellent corrosion resistance showing the excellent CO 2 corrosion resistance even at severe corrosive environment of high temperature exceeding 180 ° C. High strength stainless steel pipe can be obtained.
  • Patent Document 3 describes a stainless steel pipe for oil wells.
  • C 0.05% or less
  • Si 1.0% or less
  • Mn 0.01 to 1.0%
  • P 0.05% or less
  • S less than 0.002%
  • Cr 16 to 18 %
  • Mo 1.8-3%
  • Cu 1.0-3.5%
  • Co 0.01-1.0%
  • Al 0.001-0.1%
  • O 0.05% or less
  • N 0.05% or less
  • a structure having a retained austenite phase of 10% or less and a martensite phase of 40% or more yield strength: high strength of 758 MPa or more and excellent high-temperature corrosion resistance can be obtained stably.
  • Patent Documents 1 to 3 have a problem that hot workability is low and variation in strength is large.
  • the present invention solves the problems of the prior art, has excellent hot workability, high strength, suppresses variation in strength, and has excellent carbon dioxide gas corrosion resistance, and has a stainless steel joint for oil wells.
  • the purpose is to provide steel-free pipes.
  • “high strength” here refers to the case where the yield strength is YS: 95 ksi (655 MPa) or more.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited, but is preferably 1034 MPa.
  • Excellent hot workability means that the test piece is heated to 1250 ° C, held for 100 seconds, cooled to 1000 ° C at 1 ° C / sec, held for 10 seconds, and then pulled until it breaks. It means that the cross-section reduction rate is 70% or more.
  • the fact that the strength variation is suppressed means that the two steel pipes obtained under the same conditions except that the tempering temperature is different by 20 ° C in the tempering temperature range where the yield strength YS is 95 ksi (655 MPa) or more. It means that the difference in yield strength YS ( ⁇ YS) is 120 MPa or less.
  • the excellent corrosion resistance to carbon dioxide gas means that the test piece is placed in a 20% by mass NaCl aqueous solution (liquid temperature: 150 ° C, 10 atm CO 2 gas atmosphere) held in the autoclave. When the immersion rate is 14 days, the corrosion rate is 0.125 mm / y or less.
  • each component should be in the proper range, and Cr, Ni, Mo, Cu and C, and Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu and N should satisfy the proper relational expression.
  • a composition comprising adjusting, by containing a specific amount of Co, in the desired strength, and CO 2 and Cl - high strength stainless seamless steel pipe having excellent ⁇ acid gas corrosion resistance in corrosive atmosphere containing It was found that it can be obtained.
  • the present invention has been completed based on such knowledge and further investigation. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • Nb 0.01 to 0.20%
  • Ti 0.01 to 0.30%
  • Zr 0.01 to 0.20%
  • B 0.0005 to 0.01%
  • REM 0.0005 to 0.01%
  • Sn 0.02 to 0.20%
  • Ta 0.01 to 0.1%
  • Mg 0.01 to 0.1%
  • the present invention has excellent hot workability, has a high temperature of 150 ° C. or higher, and has excellent carbon dioxide gas corrosion resistance in a corrosive environment containing CO 2 and Cl ⁇ , suppressing variation in strength,
  • a martensitic stainless seamless steel pipe having a yield strength YS: 655 MPa or more can be manufactured.
  • the seamless steel pipe of the present invention is, in mass%, C: 0.005 to 0.05%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.005% or less, Cr: 12.0 to 17.0 %, Ni: 4.0 to 7.0%, Mo: 0.5 to 3.0%, Al: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.20%, Co: 0.01 to 1.0%, N: 0.005 to 0.15%, O: 0.010% or less It is a high-strength stainless steel seamless pipe for oil wells that contains and satisfies the following formulas (1) and (2), has a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, and has a yield strength of 655 MPa or more.
  • C 0.005-0.05%
  • C is an important element that increases the strength of martensitic stainless steel. In the present invention, it is necessary to contain 0.005% or more of C in order to ensure a desired strength. On the other hand, when C exceeds 0.05%, the strength is lowered. Therefore, in the present invention, the C content is set to 0.005 to 0.05%. From the viewpoint of carbon dioxide corrosion resistance, the C content is preferably 0.03% or less. More preferably, the C content is 0.015% or more. More preferably, the C content is 0.025% or less.
  • Si 0.05-0.50% Si is an element that acts as a deoxidizer. This effect is obtained with a Si content of 0.05% or more. On the other hand, when Si content exceeds 0.50%, hot workability is lowered and carbon dioxide corrosion resistance is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.50%. Preferably, the Si content is 0.10% or more. Preferably, the Si content is 0.30% or less.
  • Mn 0.20 to 1.80% Mn is an element that increases the strength of steel. In order to secure a desired strength, Mn content of 0.20% or more is required in the present invention. On the other hand, if the content exceeds 1.80%, the toughness is adversely affected. Therefore, the Mn content is in the range of 0.20 to 1.80%.
  • the Mn content is preferably 0.25% or more. More preferably, the Mn content is 0.30% or more. More preferably, the Mn content is 0.35% or more. Preferably, the Mn content is 1.0% or less. More preferably, the Mn content is 0.80% or less. More preferably, the Mn content is 0.50% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that lowers both carbon dioxide corrosion resistance and pitting corrosion resistance.
  • P is preferably reduced as much as possible, but an extreme reduction leads to an increase in manufacturing cost.
  • the P content is set to 0.030% or less as a range that can be implemented industrially at a relatively low cost without causing an extreme deterioration in characteristics.
  • the P content is 0.020% or less.
  • S 0.005% or less
  • S is an element that significantly reduces hot workability and hinders stable operation of the pipe manufacturing process, and is preferably reduced as much as possible. If the S content is 0.005% or less, pipe production by a normal process becomes possible. For these reasons, the S content is 0.005% or less. Preferably, the S content is 0.003% or less.
  • Cr 12.0-17.0% Cr is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance by forming a protective film. In order to ensure corrosion resistance at high temperatures, the present invention needs to contain 12.0% or more of Cr. On the other hand, if the Cr content exceeds 17.0%, the hot workability is deteriorated and residual austenite is easily generated, so that a desired strength cannot be obtained. Therefore, the Cr content is 12.0 to 17.0%. Preferably, the Cr content is 14.0% or more. Preferably, the Cr content is 16.0% or less. More preferably, the Cr content is 15.5% or less.
  • Ni is an element having an action of strengthening the protective film and improving the corrosion resistance. Ni also dissolves to increase the strength of the steel. Such an effect is obtained when the Ni content is 4.0% or more. On the other hand, if Ni content exceeds 7.0%, the strength is lowered by making residual austenite easily. Therefore, the Ni content is 4.0 to 7.0%. Preferably, the Ni content is 5.5% or more. More preferably, the Ni content is 5.8% or more. Preferably, the Ni content is 6.5% or less.
  • Mo 0.5-3.0%
  • Mo is, Cl - is an element that increases resistance to pitting and low pH, and require the content of 0.5% or more Mo in the present invention. If the Mo content is less than 0.5%, the corrosion resistance under severe corrosive environment is reduced. On the other hand, if the Mo content exceeds 3.0%, ⁇ ferrite is generated, causing a decrease in hot workability and corrosion resistance. Therefore, the Mo content is 0.5 to 3.0%. Preferably, the Mo content is 1.5% or more. Preferably, the Mo content is 2.5% or less.
  • Al 0.005-0.10%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. This effect is obtained by containing 0.005% or more of Al.
  • the Al content is set to 0.005 to 0.10%.
  • the Al content is 0.01% or more.
  • the Al content is 0.03% or less.
  • V 0.005-0.20%
  • V is an element that improves the strength of steel by precipitation strengthening. This effect can be obtained by containing V by 0.005% or more.
  • the V content is 0.20% or less.
  • the V content is 0.03% or more.
  • the V content is 0.08% or less.
  • Co 0.01-1.0%
  • Co is a very important element in the present invention that has the effect of reducing the variation in the retained austenite fraction and reducing the variation in yield strength YS ( ⁇ YS). This is because Co (1) increases the Ms point to suppress fluctuations in retained austenite due to variations in the cooling stop temperature during quenching, and (2) increases the Ac 1 point, This is considered to be because it affects both the effect of suppressing the transformation of some martensite phases to austenite phases during reversion. These effects can be obtained by containing 0.01% or more of Co. On the other hand, even if it contains Co exceeding 1.0%, hot workability falls. For this reason, the Co content is set to 0.01 to 1.0%. Preferably, the Co content is 0.05% or more. Preferably, the Co content is 0.15% or less. More preferably, the Co content is 0.09% or less.
  • N 0.005-0.15%
  • N is an element that significantly improves the pitting corrosion resistance. This effect is obtained when the N content is 0.005% or more. On the other hand, even if N exceeds 0.15%, the low temperature toughness decreases. For these reasons, the N content is set to 0.005 to 0.15%.
  • the N content is 0.03-0.15%. More preferably, the N content is 0.054% or more, and still more preferably, the N content is 0.08% or less.
  • O (oxygen) 0.010% or less O (oxygen) exists as an oxide in steel and adversely affects various properties. For this reason, it is desirable to reduce O as much as possible. In particular, when the O content exceeds 0.010%, both hot workability and corrosion resistance are significantly reduced. Therefore, the O content is 0.010% or less. Preferably, the O content is 0.006% or less. More preferably, the O content is 0.004% or less.
  • Cr, Ni, Mo, Cu, and C are within the above-mentioned range and the following formula (1) Cr + 0.65Ni + 0.6Mo + 0.55Cu-20C ⁇ 15.0 (1) (Here, Cr, Ni, Mo, Cu, C: Content (mass%) of each element, and elements not contained are zero.) Is contained so as to satisfy.
  • the left side value is less than 15.0, CO 2 at a high temperature of at least 0.99 ° C., Cl - it decreases the ⁇ acid gas corrosion resistance in a high-temperature corrosive environment containing. Therefore, in the present invention, Cr, Ni, Mo, Cu, and C are contained so as to satisfy the formula (1).
  • the value on the left side of the formula (1) is 25.0 or more, the Ms point is lowered, so that the amount of austenite in the steel becomes excessive and it is difficult to obtain a desired high strength. Therefore, it is preferable that the left side value of the formula (1) is less than 25.0.
  • Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu, and N are expressed by the following formula (2): Cr + Mo + 0.3Si-43.5C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N ⁇ 11 (2) (Here, Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu, N: content (% by mass) of each element, and elements not contained are zero.) Is contained so as to satisfy.
  • the left side value of the formula (2) is more than 11
  • the necessary and sufficient hot workability for forming a martensitic stainless steel seamless steel pipe cannot be obtained, and the productivity of the steel pipe decreases. Therefore, in the present invention, Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu, and N are contained so as to satisfy the expression (2).
  • the improvement effect of hot workability will be saturated if the left side value of (2) Formula is less than 0, it is preferable that the lower limit value of the left side value of (2) Formula is 0.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • the above-mentioned components are basic components.
  • one or more elements selected from Cu: 0.05 to 3.0% and W: 0.1 to 3.0% may be selected as the selective elements.
  • Two types can be contained.
  • Nb: 0.01 to 0.20%, Ti: 0.01 to 0.30%, Zr: 0.01 to 0.20%, B: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0005 to 0.01%, Ca: 0.0005 to 0.01%, Sn: 0.02 to 0.20% , Ta: 0.01 to 0.1%, Mg: 0.002 to 0.01%, or one or two or more selected from them can also be contained.
  • Cu 0.05-3.0%
  • Cu is an element that strengthens the protective film and improves the corrosion resistance, and can be contained if necessary. Such an effect can be obtained by containing 0.05% or more of Cu.
  • the Cu content is set to 0.05 to 3.0%.
  • the Cu content is 0.5% or more.
  • the Cu content is 2.5% or less. More preferably, the Cu content is 0.5% or more. More preferably, the Cu content is 1.1% or less.
  • W 0.1-3.0% W is an element contributing to an increase in strength and can be contained as necessary. Such an effect can be obtained by containing 0.1% or more of W. On the other hand, even if it contains W exceeding 3.0%, the effect is saturated. Therefore, when W is contained, the W content is set to 0.1 to 3.0%. Preferably, the W content is 0.5% or more. Preferably, the W content is 1.5% or less.
  • Nb 0.01-0.20%
  • Nb is an element that increases the strength and can be contained as necessary. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Nb. On the other hand, even if Nb exceeds 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is set to 0.01 to 0.20%. Preferably, the Nb content is 0.07% or more. Preferably, the Nb content is 0.15% or less.
  • Ti 0.01 to 0.30%
  • Ti is an element contributing to an increase in strength and can be contained as necessary. Such an effect desirably contains 0.01% or more of Ti. On the other hand, even if Ti exceeds 0.30%, the effect is saturated. For this reason, when Ti is contained, the Ti content is set to 0.01 to 0.30%.
  • Zr 0.01-0.20%
  • Zr is an element contributing to an increase in strength and can be contained as necessary. Such an effect is obtained by containing 0.01% or more of Zr. On the other hand, even if it contains Zr exceeding 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is set to 0.01 to 0.20%.
  • B 0.0005-0.01%
  • B is an element contributing to an increase in strength and can be contained as necessary. Such an effect is obtained by containing 0.0005% or more of B.
  • B when it contains B exceeding 0.01%, hot workability will fall. Therefore, when B is contained, the B content is set to 0.0005 to 0.01%.
  • REM 0.0005-0.01% REM is an element that contributes to improving corrosion resistance, and can be contained as necessary. Such an effect can be obtained by containing 0.0005% or more of REM. On the other hand, if the content of REM exceeds 0.01%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when REM is contained, the REM content is set to 0.0005 to 0.01%.
  • Ca 0.0005-0.01%
  • Ca is an element that contributes to improving the corrosion resistance, and can be contained if necessary. Such an effect can be obtained by containing 0.0005% or more of Ca.
  • the Ca content is set to 0.0005 to 0.01%.
  • Sn 0.02-0.20%
  • Sn is an element that contributes to improving corrosion resistance, and can be contained as required. Such an effect can be obtained by containing 0.02% or more of Sn.
  • Sn exceeds 0.20%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, when Sn is contained, the Sn content is 0.02 to 0.20%.
  • Ta 0.01-0.1%
  • Ta is an element that increases the strength and has an effect of improving the resistance to sulfide stress cracking.
  • Ta is an element that provides the same effect as Nb, and a part of Nb can be replaced with Ta. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Ta.
  • the content of Ta exceeds 0.1%, toughness decreases. Therefore, when Ta is contained, the Ta content is set to 0.01 to 0.1%.
  • Mg 0.002 to 0.01%
  • Mg is an element that improves the corrosion resistance and can be contained if necessary. Such an effect can be obtained by containing 0.002% or more of Mg. On the other hand, even if Mg exceeds 0.01%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is set to 0.002 to 0.01%.
  • the martensite phase (tempered martensite phase) is the main phase in order to ensure the desired strength.
  • the balance other than the main phase is a retained austenite phase or further a ferrite phase.
  • the main phase refers to a volume ratio (area ratio) of 45% or more.
  • the residual austenite phase can achieve the object of the present invention as long as the volume ratio (area ratio) is 30% or less.
  • the ferrite phase means polygonal ferrite, not acicular ferrite or venetic ferrite, and the volume ratio (area ratio) and the ferrite phase is less than 5% by volume ratio (area ratio). Is preferable, and 3% or less is more preferable.
  • a tissue observation test piece was measured with a Villera reagent (a reagent in which picric acid, hydrochloric acid and ethanol were mixed at a ratio of 2 g, 10 ml and 100 ml, respectively).
  • the structure is corroded and the structure is imaged with a scanning electron microscope (magnification: 1000 times), and the structure fraction (volume%) of the ferrite phase is calculated using an image analyzer.
  • the X-ray diffraction test piece is ground and polished so that the cross section (C cross section) perpendicular to the tube axis direction becomes the measurement surface, and the amount of retained austenite ( ⁇ ) is measured using the X-ray diffraction method. .
  • the fraction of the tempered martensite phase is the remainder other than the ferrite phase and the residual ⁇ phase.
  • the structure of the seamless steel pipe of the present invention can be adjusted by heat treatment (quenching treatment and tempering treatment) under specific conditions described later.
  • a stainless steel seamless steel pipe having the above composition is used as a starting material.
  • the manufacturing method of the stainless steel seamless steel pipe, which is a starting material is not particularly limited, and any conventionally known manufacturing method of seamless steel pipe can be applied.
  • the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter and used as a steel pipe material such as billet by a normal method such as a continuous casting method or an ingot-bundling rolling method.
  • these steel pipe materials are heated and hot-worked and piped using the Mannesmann-plug mill method or Mannesmann-Mandrel mill method, which is a generally known pipemaking method.
  • a seamless steel pipe having the above composition is obtained.
  • the seamless steel pipe after pipe making is preferably cooled to room temperature at a cooling rate equal to or higher than air cooling. Thereby, the steel pipe structure which makes a martensite phase the main phase is securable.
  • the steel pipe is further reheated to a temperature of Ac 3 transformation point or higher, preferably 800 ° C. or higher, and preferably held for 5 minutes or longer.
  • a quenching process is performed to cool to a temperature of 100 ° C. or lower at a cooling rate higher than air cooling.
  • the heating temperature for the quenching treatment is preferably 800 to 1000 ° C. from the viewpoint of preventing the coarsening of the structure.
  • cooling rate over air cooling is 0.01 ° C./s or more.
  • the steel pipe that has been subjected to the quenching process is then subjected to a tempering process.
  • the tempering process is a process of heating to a temperature (tempering temperature) of 500 ° C. or higher and lower than the Ac 1 transformation point and holding it for a predetermined time, preferably 10 minutes or more, followed by air cooling.
  • a temperature (tempering temperature) of 500 ° C. or higher and lower than the Ac 1 transformation point and holding it for a predetermined time, preferably 10 minutes or more, followed by air cooling.
  • the tempering temperature is more preferably 500 ° C. or more and less than the Ac 1 transformation point.
  • tissue becomes a structure
  • the Ac 3 transformation point and Ac 1 transformation point are measured values read from the change in expansion coefficient when the test piece ( ⁇ 3 mm ⁇ L10 mm) is heated and cooled at a rate of 15 ° C./min.
  • Molten steel with the composition shown in Table 1 is melted in a converter, cast into billets (steel pipe material) by a continuous casting method, piped by hot working using a model seamless rolling mill, air cooled after pipe making, outer diameter 83.8mm x 12.7mm wall seamless steel pipe.
  • test piece material was cut out from the obtained seamless steel pipe, heated at the heating temperature (reheating temperature) and soaking time shown in Table 2, and then subjected to quenching treatment that was air-cooled at the cooling stop temperature shown in Table 2. did. And the tempering process which heats by the tempering temperature further shown in Table 2, and soaking time, and cools by air was performed.
  • API American Petroleum Institute
  • yield strength YS Tensile strength TS
  • tempering was performed separately at the tempering temperature of ⁇ 10 ° C shown in Table 2, and the sample was subjected to a tensile test in the same manner as described above.
  • the value obtained by subtracting the yield strength YS at °C was defined as ⁇ YS.
  • ⁇ YS of 120MPa or less was accepted and those exceeding 120MPa were rejected.
  • a corrosion test piece having a thickness of 3 mm, a width of 30 mm, and a length of 40 mm was produced by machining from a specimen material subjected to quenching and tempering treatment, and a corrosion test was performed.
  • the corrosion test was carried out by immersing the test piece in a test solution retained in an autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 150 ° C., CO 2 gas atmosphere of 10 atm), and the immersion period was 14 days. .
  • the weight was measured and the corrosion rate calculated from the weight loss before and behind a corrosion test was calculated
  • a corrosion rate of 0.125 mm / y or less was accepted, and a corrosion rate exceeding 0.125 mm / y was rejected.
  • the presence or absence of pitting corrosion on the surface of the test piece was observed using a magnifying glass with a magnification of 10 times for the test piece after the corrosion test.
  • the presence of pitting means the case where the diameter is 0.2 mm or more. Those without pitting corrosion were accepted, and those with pitting corrosion were rejected.
  • both Examples present invention yield strength YS: at 655MPa or more, CO 2, Cl - excellent corrosion resistance ( ⁇ acid gas corrosion resistance) under 0.99 ° C. or higher high-temperature corrosive environment containing, further tempering temperature 20 Even if the temperature fluctuated, the yield strength YS change ( ⁇ YS) showed excellent YS stability of 120 MPa or less, and the cross-section reduction rate was 70% or more. On the other hand, in a comparative example that is out of the scope of the present invention, at least one of yield strength YS, ⁇ YS, corrosion rate, and cross-section reduction rate could not be obtained.
  • Steel pipe No. 22 (steel grade No. V) and steel pipe No. 29 (steel grade No. AC) had a C content exceeding 0.05 mass% and a yield strength YS of less than 655 MPa.
  • Steel pipe No. 23 (steel type No. W) had a Ni content exceeding 7.0 mass% and a yield strength YS of less than 655 MPa.
  • Steel pipe No. 24 (steel type No. X) had a Ni content of less than 4.0% by mass, so yield strength YS was less than 655 MPa and pitting corrosion occurred.
  • Steel pipe No. 25 (steel type No. Y) had a Co content exceeding 1.0 mass% and a cross-sectional reduction rate of less than 70%.
  • Steel pipe No. 26 (steel grade No. Z), steel pipe no. 31 (Steel No.AE), Steel Pipe No. 32 (steel type No. AF) did not contain Co, and ⁇ YS exceeded 120 MPa.
  • Steel pipe No. 27 (steel grade No. AA) and steel pipe No. 33 (steel grade No. AG) had a left side value of formula (1) of less than 15.0 and a corrosion rate of more than 0.125 mm / y.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Rigid Pipes And Flexible Pipes (AREA)

Abstract

熱間加工性に優れ、高強度で、強度のばらつきを抑制し、かつ、優れた耐炭酸ガス腐食性を備えた油井用高強度ステンレス継目無鋼管を提供する。　質量％で、C：0.005～0.05％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.20～1.80％、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Cr：12.0～17.0％、Ni：4.0～7.0％、Mo：0.5～3.0％、Al：0.005～0.10％、V：0.005～0.20％、Co：0.01～1.0％、N：0.005～0.15％、O：0.010％以下を含有し、かつCr、Ni、Mo、Cu、Cが特定式を満たし、Cr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、Nが特定式を満たし、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、降伏強度が655MPa以上であるようにする。

Description

油井用高強度ステンレス継目無鋼管
　本発明は、原油の油井あるいは天然ガスのガス井（以下、単に油井と称する）等に用いて好適な、ステンレス継目無鋼管に係り、とくに炭酸ガス（CO２）、塩素イオン（Cl－）を含み、150℃以上の高温の極めて厳しい腐食環境下での耐炭酸ガス腐食性と、製造時の降伏強さYSの安定性の改善に関する。
　近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような、高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような油田、ガス田は一般に深度が極めて深く、またその雰囲気も高温でかつCO２、Cl－を含む厳しい腐食環境となっている。このような環境下で使用される油井用鋼管（Oil Country Tubular Goods）には、所望の高強度でかつ優れた耐食性を兼ね備えた材質を有することが要求される。
　従来、炭酸ガス（CO２）、塩素イオン（Cl－）等を含む環境の油田、ガス田では、採掘に使用する油井管（Oil Country Tubular Goods）として13Crマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く使用されている。さらに、最近では13Crマルテンサイト系ステンレス鋼のCを低減し、NiおよびMo等を増加させた成分系の改良型13Crマルテンサイト系ステンレス鋼の使用も拡大している。
　例えば、特許文献１には、13Crマルテンサイト系ステンレス鋼（鋼管）の耐食性を改善した、改良型マルテンサイト系ステンレス鋼（鋼管）が記載されている。特許文献１に記載されたステンレス鋼（鋼管）は、重量％で、C：0.005～0.05％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～1.0％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、Cr：10～15％、Ni：4.0～9.0％、Cu：0.5～3％、Mo：1.0～3％、Al：0.005～0.2％、N：0.005％～0.1％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Ni当量（Nieq）が40C＋34N＋Ni＋0.3Cu－1.1Cr－1.8Mo≧－10
を満足するとともに焼戻しマルテンサイト相、マルテンサイト相および残留オーステナイト相からなり、焼戻しマルテンサイト相とマルテンサイト相の合計の分率が６０％以上９０％以下、残りが残留オーステナイト相である、耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼である。これにより、湿潤炭酸ガス環境および湿潤硫化水素環境における耐食性と耐硫化物応力腐食割れ性が向上する。
　また、特許文献２には、質量％で、C：0.05％以下、Si：0.50％以下、Mn：0.20～1.80％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cr：14.0～18.0％、Ni：5.0～8.0％、Mo：1.5～3.5％、Cu：0.5～3.5％、Al：0.05％以下、V：0.20％以下、N：0.01～0.15％、O：0.006％以下を含み、Cr、Ni、Mo、Cu、Cが特定関係を満足し、またさらにCr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、Nが特定関係を満足する鋼組成を有する油井用ステンレス鋼管が記載されている。これにより、安価で、熱間加工性に優れ、かつCO2、Cl-等を含む、180℃を超える高温の苛酷な腐食環境下においても優れた耐CO2腐食性を示す耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管を得ることができる。
　また、特許文献３には、油井用ステンレス鋼管が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、C：0.05％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.01～1.0％、P：0.05％以下、S：0.002％未満、Cr：16～18％、Mo：1.8～3％、Cu：1.0～3.5％、Ni：3.0～5.5％、Co：0.01～1.0％、Al：0.001～0.1％、O：0.05％以下、N：0.05％以下を含有し、Cr、Ni、Mo、Cuが特定の関係を、またCr、Ni、Mo、Cu/3が特定の関係を満足する組成と、好ましくは、体積率で10％以上60％未満のフェライト相と、10％以下の残留オーステナイト相と、40％以上のマルテンサイト相を有する組織と、を有するステンレス鋼管とする。これにより、降伏強さ：758MPa以上の高強度と、優れた高温耐食性を安定して得られる。
特開平10－1755号公報 特許第4363327号公報（国際公開WO 2004/001082号） 国際公開WO 2013/146046号
　最近の、厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発に伴い、油井用鋼管には、高強度と、150℃以上の高温で、かつ、CO２およびCl－を含む厳しい腐食環境下においても、優れた耐炭酸ガス腐食性を兼備することが要望されるようになっている。
　しかしながら、特許文献１～３に記載された技術では、熱間加工性が低かったり、強度のばらつきが大きかったりするという問題があった。
　そこで、本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、熱間加工性に優れ、高強度で、強度のばらつきを抑制し、かつ、優れた耐炭酸ガス腐食性を備えた、油井用ステンレス継目無鋼管を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：95ksi（655MPa）以上を有する場合をいうものとする。なお、降伏強度の上限値は、特に限定されないが、1034MPaであることが好ましい。
　また、熱間加工性に優れることとは、試験片を1250℃に加熱し、100秒間保持後、1℃/secで1000℃まで冷却し、10秒間保持した後、破断するまで引っ張った場合の断面減少率が70％以上であることを指す。
　また、強度のバラつきが抑制されていることとは、降伏強さYSが95ksi（655MPa）以上となる焼き戻し温度範囲で焼き戻し温度が20℃異なる以外は同一の条件で得られる2つの鋼管の降伏強さYSの差（△YS）が120MPa以下であることを指す。
　また、耐炭酸ガス腐食性に優れていることとは、オートクレーブ中に保持された試験液：20質量％NaCl水溶液（液温：150℃、10気圧のCO２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を14日間として実施した場合の腐食速度が0.125mm/y以下の場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、各種組成のステンレス鋼管について、残留オーステナイトの降伏強さYSへの影響について鋭意検討した。その結果、各成分を適正な範囲にするとともにさらに、Cr、Ni、Mo、CuおよびC、さらにCr、Mo、Si、C、Mn、Ni、CuおよびNを適正な関係式を満足するように調整して含有する組成で、特定量のCoを含有することにより、所望の強度で、かつCO２およびCl－を含む腐食雰囲気中で耐炭酸ガス腐食性に優れた高強度ステンレス継目無鋼管を得ることができることを知見した。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
　［１］質量％で、
　C ：0.005～0.05％、　　　　　Si：0.05～0.50％、
　Mn：0.20～1.80％、 　　　　　P ：0.030％以下、
　S ：0.005％以下、　　　　　　Cr：12.0～17.0％、
　Ni：4.0～7.0％、 　　　　　　Mo：0.5～3.0％、
　Al：0.005～0.10％、　　　　　V ：0.005～0.20％、
　Co：0.01～1.0％、 　　　　　　N ：0.005～0.15％、
　O ：0.010％以下
を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する、降伏強さが655MPa以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 15.0　　　　　　　‥‥（１）
　　　Cr＋Mo＋0.3Si－43.5C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　‥‥（２）
　　　ここで、Cr、Ni、Mo、Cu、C、Si、Mn、N：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。
　［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：0.05～3.0％、W：0.1～3.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有する前記［１］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
　［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.01～0.20％、Ti：0.01～0.30％、Zr：0.01～0.20％、B：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Sn：0.02～0.20％、Ta：0.01～0.1％、Mg：0.002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記［１］または［２］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
　本発明によれば、熱間加工性に優れ、150℃以上の高温でかつ、CO２、Cl－を含む腐食環境下における優れた耐炭酸ガス腐食性を有し、強度のばらつきを抑制し、かつ降伏強さYS：655MPa以上の高強度を有するマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管を製造できる。
　本発明の継目無鋼管は、質量％で、C：0.005～0.05％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.20～1.80％、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Cr：12.0～17.0％、Ni：4.0～7.0％、Mo：0.5～3.0％、Al：0.005～0.10％、V：0.005～0.20％、Co：0.01～1.0％、N：0.005～0.15％、O：0.010％以下を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、降伏強さが655MPa以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管である。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　　Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 15.0　　　　　　　‥‥（１）
　　　Cr＋Mo＋0.3Si－43.5C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　‥‥（２）
　　　ここで、Cr、Ni、Mo、Cu、C、Si、Mn、N：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。
　まず、本発明の鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、質量％は単に％と記す。
　C：0.005～0.05％
　Cは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる重要な元素である。本発明では、所望の強度を確保するために0.005％以上のCを含有することが必要である。一方、0.05％を超えてCを含有すると、強度がかえって低下する。このため、本発明では、C含有量は0.005～0.05％とする。なお、耐炭酸ガス腐食性の観点から、C含有量は0.03％以下とすることが好ましい。より好ましくは、C含有量は0.015％以上である。より好ましくは、C含有量は0.025％以下である。
　Si：0.05～0.50％
　Siは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は0.05％以上のSi含有で得られる。一方、0.50％を超えるSiの含有は、熱間加工性が低下するとともに、耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、Si含有量は0.05～0.50％とする。好ましくは、Si含有量は0.10％以上である。好ましくは、Si含有量は0.30％以下である。
　Mn：0.20～1.80％
Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の強度を確保するために、本発明では0.20％以上のMnの含有を必要とする。一方、1.80％を超えて含有すると、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Mn含有量は0.20～1.80％の範囲とする。Mn含有量は、好ましくは0.25％以上である。より好ましくは、Mn含有量は0.30％以上である。さらに好ましくは、Mn含有量は0.35％以上である。好ましくは、Mn含有量は1.0％以下である。より好ましくは、Mn含有量は0.80％以下である。さらに好ましくは、Mn含有量は0.50％以下である。
　P：0.030％以下
　Pは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性をともに低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの高騰を招く。このため、特性の極端な低下を招くことなく、工業的に比較的安価に実施可能な範囲として、P含有量は0.030％以下とする。好ましくは、P含有量は0.020％以下である。
　S：0.005％以下
　Sは、熱間加工性を著しく低下させ、パイプ製造工程の安定操業を阻害する元素であり、できるだけ低減することが好ましい。S含有量は0.005％以下であれば通常工程によるパイプ製造が可能となる。このようなことから、S含有量は0.005％以下とする。好ましくは、S含有量は0.003％以下である。
　Cr：12.0～17.0％
　Crは、保護皮膜を形成して耐食性向上に寄与する元素であり、高温での耐食性を確保するために、本発明では12.0％以上のCrの含有を必要とする。一方、17.0％を超えるCrの含有は、熱間加工性を低下させるうえ、残留オーステイトを生じやすくすることで所望の強度が得られなくなる。このため、Cr含有量は12.0～17.0％とする。好ましくは、Cr含有量は14.0％以上である。好ましくは、Cr含有量は16.0％以下である。さらに好ましくは、Cr含有量は15.5％以下である。
　Ni：4.0～7.0％
　Niは、保護皮膜を強固にして耐食性を向上させる作用を有する元素である。また、Niは、固溶して鋼の強度を増加させる。このような効果は4.0％以上のNiの含有で得られる。一方、7.0％を超えるNiの含有は、残留オーステイトを生じやすくすることで強度が低下する。このため、Ni含有量は4.0～7.0％とする。好ましくは、Ni含有量は5.5％以上である。さらに好ましくは、Ni含有量は5.8％以上である。好ましくは、Ni含有量は6.5％以下である。
　Mo：0.5～3.0％
　Moは、Cl－や低pHによる孔食に対する抵抗性を増加させる元素であり、本発明では0.5％以上のMoの含有を必要とする。0.5％未満のMoの含有では、苛酷な腐食環境下での耐食性を低下させる。一方、3.0％を超えるMoの含有は、δフェライトを発生させて、熱間加工性および耐食性の低下を招く。このため、Mo含有量は0.5～3.0％とする。好ましくは、Mo含有量は1.5％以上である。好ましくは、Mo含有量は2.5％以下である。
　Al：0.005～0.10％
　Alは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は、Alを0.005％以上含有することで得られる。一方、0.10％を超えてAlを含有すると、酸化物量が多くなりすぎて、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Al含有量は0.005～0.10％とする。好ましくは、Al含有量は0.01％以上である。好ましくは、Al含有量は0.03％以下である。
　V：0.005～0.20％
　Vは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Vを0.005％以上含有することで得られる。一方、0.20％を超えてVを含有しても、低温靭性が低下する。このため、V含有量は0.20％以下とする。好ましくは、V含有量は0.03％以上である。好ましくは、V含有量は0.08％以下である。
　Co：0.01～1.0％
　Coは、残留オーステナイト分率のばらつきを低減し、降伏強さYSのばらつき（△YS）を低減させる効果を有する、本発明で非常に重要な元素である。これは、Coが、（１）Ms点を上昇させることにより、焼入れ時の冷却停止温度のばらつきに伴う残留オーステナイトの変動を抑制する効果と、（２）Ac1点を上昇させることにより、焼き戻し時に一部のマルテンサイト相がオーステナイト相に変態することを抑制する効果との両方に影響するためであると考えている。これらの効果は0.01％以上のCoを含有することで得られる。一方、1.0％を超えてCoを含有しても熱間加工性が低下する。このため、Co含有量は0.01～1.0％とする。好ましくは、Co含有量は0.05％以上である。好ましくは、Co含有量は0.15％以下である。より好ましくは、Co含有量は0.09％以下である。
　N：0.005～0.15％
　Nは、耐孔食性を著しく向上させる元素である。この効果は、0.005％以上のNの含有で得られる。一方、0.15％を超えてNを含有しても、低温靭性が低下する。このようなことから、N含有量は0.005～0.15％とする。好ましくは、N含有量は0.03～0.15％である。より好ましくは、N含有量は0.054％以上、さらに好ましくは、N含有量は0.08％以下である。
　O（酸素）：0.010％以下
　O（酸素）は、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、Oはできるだけ低減することが望ましい。特に、O含有量が0.010％を超えると、熱間加工性、耐食性がともに著しく低下する。このため、O含有量は0.010％以下とする。好ましくは、O含有量は0.006％以下である。より好ましくは、O含有量は0.004％以下である。
　また、本発明では、Cr、Ni、Mo、Cu、Cを、上記した範囲内でかつ次（１）式
Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 15.0　　　　　　　‥‥（１）
（ここで、Cr、Ni、Mo、Cu、C：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。）
を満足するように含有する。
　（１）式の左辺値が15.0未満であると、150℃以上の高温でCO２、Cl－を含む高温腐食環境下における耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、本発明では、Cr、Ni、Mo、Cu、Cについて、（１）式を満足するように含有する。なお、（１）式の左辺値が25.0以上であると、Ms点が低下することにより、鋼中のオーステナイト量が過大となり、所望の高強度を得にくくなる。そのため、（１）式の左辺値は25.0未満であることが好ましい。
　さらに、本発明では、Cr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、Nを、次（２）式
Cr＋Mo＋0.3Si－43.5C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　‥‥（２）
（ここで、Cr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、N：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。）
を満足するように含有する。（２）式の左辺値が11超えであると、マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管を造管するうえでの必要十分な熱間加工性を得ることができず、鋼管の製造性が低下する。このため、本発明では、Cr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、Nについて、（２）式を満足するように含有する。なお、（２）式の左辺値が0未満では熱間加工性の向上効果は飽和するため、（２）式の左辺値の下限値は0であることが好ましい。
　本発明では、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
　上記した成分が基本の成分であるが、これら基本の組成に加えてさらに、必要に応じて選択元素として、Cu：0.05～3.0％、W：0.1～3.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有することができる。さらに、Nb：0.01～0.20％、Ti：0.01～0.30％、Zr：0.01～0.20％、B：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％、Sn：0.02～0.20％、Ta：0.01～0.1％、Mg：0.002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することもできる。
　Cu：0.05～3.0％
　Cuは、保護皮膜を強固にして、耐食性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.05％以上のCuを含有することで得られる。一方、3.0％を超えるCuの含有は、CuSの粒界析出を招き熱間加工性が低下する。このため、Cuを含有する場合には、Cu含有量は0.05～3.0％とする。好ましくは、Cu含有量は0.5％以上である。好ましくは、Cu含有量は2.5％以下である。より好ましくは、Cu含有量は0.5％以上である。より好ましくは、Cu含有量は1.1％以下である。
　W：0.1～3.0％
　Wは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.1％以上のWを含有することで得られる。一方、3.0％を超えてWを含有しても、効果は飽和する。このため、Wを含有する場合には、W含有量は0.1～3.0％とする。好ましくは、W含有量は0.5％以上である。好ましくは、W含有量は1.5％以下である。
　Nb：0.01～0.20％
　Nbは、強度を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.01％以上のNbを含有することで得られる。一方、0.20％を超えてNbを含有しても、効果は飽和する。このため、Nbを含有する場合には、Nb含有量は0.01～0.20％とする。好ましくは、Nb含有量は0.07％以上である。好ましくは、Nb含有量は0.15％以下である。
　Ti：0.01～0.30％
　Tiは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.01％以上Tiを含有することが望ましい。一方、0.30％を超えてTiを含有しても、効果は飽和する。このため、Tiを含有する場合には、Ti含有量は0.01～0.30％とする。
　Zr：0.01～0.20％
　Zrは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.01％以上のZrを含有することで得られる。一方、0.20％を超えてZrを含有しても、効果は飽和する。このため、Zrを含有する場合には、Zr含有量は0.01～0.20％とする。
　B：0.0005～0.01％
　Bは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0005％以上のBを含有することで得られる。一方、0.01％を超えてBを含有すると、熱間加工性が低下する。このため、Bを含有する場合には、B含有量は0.0005～0.01％とする。
　REM：0.0005～0.01％
　REMは、耐食性改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.0005％以上のREMを含有することで得られる。一方、0.01％を超えてREMを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、REMを含有する場合には、REM含有量は0.0005～0.01％とする。
　Ca：0.0005～0.01％
　Caは、耐食性改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果をは、0.0005％以上のCaを含有することで得られる。一方、0.01％を超えてCaを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Caを含有する場合には、Ca含有量は0.0005～0.01％とする。
　Sn：0.02～0.20％
　Snは、耐食性改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.02％以上のSnを含有することで得られる。一方、0.20％を超えてSnを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、Snを含有する場合には、Sn含有量は0.02～0.20％とする。
　Ta：0.01～0.1％
　Taは、強度を増加させる元素であり、耐硫化物応力割れ性を改善する効果も有する。また、TaはNbと同様の効果をもたらす元素であり、Nbの一部をTaに置き換えることができる。このような効果は、0.01％以上のTaを含有することで得られる。一方、0.1％を超えてTaを含有すると、靭性が低下する。このため、Taを含有する場合には、Ta含有量は0.01～0.1％とする。
　Mg：0.002～0.01％
　Mgは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.002％以上のMgを含有することで得られる。一方、0.01％を超えてMgを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Mgを含有する場合には、Mg含有量は0.002～0.01％とする。
　本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管では、所望の強度を確保するために、マルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）を主相とする。主相以外の残部は、残留オーステナイト相、あるいはさらにフェライト相である。ここで、主相とは、体積率（面積率）で45％以上のことを指す。また、残留オーステナイト相は、体積率（面積率）で、30％以下であれば、本願発明の目的を達成できる。また、フェライト相は、針状フェライトやベネテイクフェライトのことではなく、ポリゴナルフェライトを意味し、体積率（面積率）で、フェライト相は、体積率（面積率）で5％未満であることが好ましく、3％以下であることがより好ましい。
　ここで、本発明の継目無鋼管の上記の組織の測定としては、まず、組織観察用試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ2g、10mlおよび100mｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（体積％）を算出する。
　そして、Ｘ線回折用試験片を、管軸方向に直交する断面（Ｃ断面）が測定面となるように、研削および研磨し、Ｘ線回折法を用いて残留オーステナイト（γ）量を測定する。残留オーステナイト量は、γの（220）面、αの（211）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式
　γ（体積率）＝100/（１＋（ＩαＲγ/ＩγＲα））
　（ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値）
を用いて換算する。
　また、焼戻しマルテンサイト相の分率は、フェライト相および残留γ相以外の残部とする。
　ここで、本発明の継目無鋼管の上記の組織は、後述の特定条件の熱処理（焼入れ処理および焼戻処理）により調整することができる。
　次に、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の好ましい製造方法について、説明する。
　本発明では、上記した組成を有するステンレス継目無鋼管を出発素材とする。出発素材であるステンレス継目無鋼管の製造方法は、特に限定する必要なく、通常公知の継目無鋼管の製造方法がいずれも適用できる。
　上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法または、造塊－分塊圧延法等、通常の方法でビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼管素材を加熱し、通常公知の造管方法である、マンネスマン－プラグミル方式、あるいはマンネスマン－マンドレルミル方式の造管工程を用いて、熱間加工し造管して、所望寸法の上記した組成を有する継目無鋼管とする。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管としてもよい。造管後の継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。これにより、マルテンサイト相を主相とする鋼管組織を確保できる。
　造管後の空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する冷却に引続き、本発明では、さらに鋼管に、Ac3変態点以上、好ましくは800℃以上の温度へ再加熱し、好ましくは5分間以上保持し、続いて空冷以上の冷却速度で100℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を施す。これにより、マルテンサイト相の微細化と高靭化が達成できる。なお、焼入れ処理の加熱温度は、組織の粗大化を防止する観点から800～1000℃とすることが好ましい。
　また、ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、0.01℃／ｓ以上である。
　焼入れ処理を施された鋼管は、ついで、焼戻処理を施される。焼戻処理は、500℃以上Ac1変態点未満の温度（焼戻温度）に加熱し、所定時間、好ましくは10分間以上保持した後空冷する処理とする。焼戻温度がAc1変態点以上となると、焼戻後に、新たなマルテンサイト相が析出し、所望の靭性を確保できなくなる。このため、焼戻温度は500℃以上Ac1変態点未満とすることがより好ましい。これにより、組織が、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織となり、所望の強度と、所望の耐食性を有する継目無鋼管となる。
　なお、上記のAc3変態点およびAc1変態点は、15℃/minの速度で試験片（φ3mm×L10mm）を昇温、冷却した場合の膨張率の変化から読み取った実測値とする。
　ここまでは継目無鋼管を例にして説明したが、本発明はこれに限定されるものではない。上記した組成の鋼管素材を用いて、通常の工程に従い、電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管を製造し油井用鋼管とすることも可能である。
　以下、さらに実施例に基づき、本発明を説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）に鋳造し、モデルシームレス圧延機を用いる熱間加工により造管し、造管後空冷し、外径83.8mm×肉厚12.7mmの継目無鋼管とした。
　次いで、得られた継目無鋼管から、試験片素材を切り出し、表２に示す加熱温度（再加熱温度）、均熱時間で加熱したのち、表２に示す冷却停止温度で空冷する焼入れ処理を施した。そして、さらに表２に示す焼戻温度、均熱時間で加熱し空冷する焼戻処理を施した。
　また、焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、API(American Petroleum Institute)弧状引張試験片を採取し、APIの規定に準拠して引張試験を実施し引張特性（降伏強さYS、引張強さTS）を求めた。降伏強さYSが655MPa以上のものを合格とし、655MPa未満のものを不合格とした。
　また、表２に示した焼戻温度の±10℃で焼き戻しを別途行い、そのサンプルを上述と同様に引張試験を行い、焼戻温度－10℃での降伏強さYSから焼き戻し温度＋10℃での降伏強さYSを差し引いた値を△YSと定義した。△YSが120MPa以下のものを合格とし、120MPa超えのものを不合格とした。
　さらに、焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、厚さ3mm×幅30mm×長さ40mmの腐食試験片を機械加工によって作製し、腐食試験を実施した。
　腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：20質量％NaCl水溶液（液温：150℃、10気圧のCO２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を14日間として実施した。試験後の試験片について、重量を測定し、腐食試験前後の重量減から計算した腐食速度を求めた。腐食速度が0.125mm/y以下のものを合格とし、0.125mm/y超えのものを不合格とした。
　また、腐食試験後の試験片について倍率：10倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察した。なお、孔食有りは、直径：0.2mm以上の場合をいう。孔食発生無のものを合格とし、孔食発生有のものを不合格とした。
　熱間加工性の評価には、平行部径１０ｍｍの丸棒形状の平滑試験片を用い、グリーブル試験機にて1250℃に加熱し、100秒間保持後、1℃/secで1000℃まで冷却し、10秒間保持した後、破断するまで引っ張り、断面減少率を測定した。断面減少率が70％以上の場合を、優れた熱間加工性を有するとみなし合格とした。断面減少率が70％未満の場合を不合格とした。得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　本発明例はいずれも、降伏強さYS：655MPa以上で、CO２、Cl－を含む150℃以上の高温の腐食環境下における耐食性（耐炭酸ガス腐食性）に優れ、さらに焼き戻し温度が20℃変動しても降伏強さYSの変化（△YS）が120MPa以下の優れたYS安定性を示し、断面減少率が70％以上であった。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さYS、△YS、腐食速度、断面減少率の少なくとも１つが所望の値を得られなかった。
　鋼管No.22（鋼種No.V）、鋼管No.29（鋼種No.AC）は、C含有量が0.05質量％超えであり、降伏強さYSが655MPa未満であった。
　鋼管No.23（鋼種No.W）は、Ni含有量が7.0質量％超えであり、降伏強さYSが655MPa未満であった。
　鋼管No.24（鋼種No.X）は、Ni含有量が4.0質量％未満でであるため、降伏強さYSが655MPa未満であるとともに孔食が発生した。
　鋼管No．30（鋼種No.AD）は、Ni含有量が4.0質量％未満であるため、降伏強さYSが655MPa未満であるとともに腐食速度が0.125mm/y超えであった。
　鋼管No.25（鋼種No.Y）は、Co含有量が1.0質量％超えであり、断面減少率が70％未満であった。
　鋼管No．26（鋼種No.Z）、鋼管No．31（鋼種No.AE）、鋼管No．32（鋼種No.AF）は、Coを含有しておらず、△YSが120MPa超えであった。
　鋼管No.27（鋼種No.AA）、鋼管No.33（鋼種No.AG）は、式（１）の左辺値が15.0未満であり、腐食速度が0.125mm/y超えであった。
　鋼管No.28（鋼種No.AB）、鋼管No.34（鋼種No.AH）は、式（２）の左辺値が11超えであり、断面減少率が70％未満であった。
 

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　C ：0.005～0.05％、　　　　　Si：0.05～0.50％、
    　Mn：0.20～1.80％、 　　　　　P ：0.030％以下、
    　S ：0.005％以下、　　　　　　Cr：12.0～17.0％、
    　Ni：4.0～7.0％、 　　　　　　Mo：0.5～3.0％、
    　Al：0.005～0.10％、　　　　　V ：0.005～0.20％、
    　Co：0.01～1.0％、 　　　　　　N ：0.005～0.15％、
    　O ：0.010％以下
    を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する、降伏強さが655MPa以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
    　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 15.0　　　　　　　‥‥（１）
    Cr＋Mo＋0.3Si－43.5C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　‥‥（２）
    　　　ここで、Cr、Ni、Mo、Cu、C、Si、Mn、N：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Cu：0.05～3.0％、
    W：0.1～3.0％のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Nb：0.01～0.20％、
    Ti：0.01～0.30％、
    Zr：0.01～0.20％、
    B：0.0005～0.01％、
    REM：0.0005～0.01％、
    Ca：0.0005～0.01％、
    Sn：0.02～0.20％、
    Ta：0.01～0.1％、
    Mg：0.002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
     
PCT/JP2016/087596 2016-03-29 2016-12-16 油井用高強度ステンレス継目無鋼管 WO2017168874A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP16897090.3A EP3438305B1 (en) 2016-03-29 2016-12-16 High-strength seamless stainless-steel pipe for oil well
BR112018068914-9A BR112018068914B1 (pt) 2016-03-29 2016-12-16 Tubo de aço inoxidável sem costura de alta resistência para poço de óleo
US16/089,198 US11414719B2 (en) 2016-03-29 2016-12-16 High strength stainless steel seamless pipe for oil country tubular goods
MX2018011883A MX2018011883A (es) 2016-03-29 2016-12-16 Tubo de acero inoxidable sin soldadura de alta resistencia para articulos tubulares para la industria del petroleo.
JP2017518366A JP6460229B2 (ja) 2016-03-29 2016-12-16 油井用高強度ステンレス継目無鋼管

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016065840 2016-03-29
JP2016-065840 2016-03-29

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017168874A1 true WO2017168874A1 (ja) 2017-10-05

Family

ID=59962891

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/087596 WO2017168874A1 (ja) 2016-03-29 2016-12-16 油井用高強度ステンレス継目無鋼管

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11414719B2 (ja)
EP (1) EP3438305B1 (ja)
JP (1) JP6460229B2 (ja)
AR (1) AR107987A1 (ja)
BR (1) BR112018068914B1 (ja)
MX (1) MX2018011883A (ja)
WO (1) WO2017168874A1 (ja)

Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019518871A (ja) * 2016-05-19 2019-07-04 フォエスタルピネ ベーラー エデルシュタール ゲーエムベーハー ウント コンパニー カーゲー 鋼材の製造方法および鋼材
WO2019166244A1 (en) * 2018-02-28 2019-09-06 Siemens Aktiengesellschaft Improvements relating to the metal alloy components and their manufacture
WO2019225281A1 (ja) * 2018-05-25 2019-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2019225280A1 (ja) * 2018-05-25 2019-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2020071344A1 (ja) * 2018-10-02 2020-04-09 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
WO2020071348A1 (ja) * 2018-10-02 2020-04-09 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
WO2020095559A1 (ja) * 2018-11-05 2020-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN111636037A (zh) * 2019-03-01 2020-09-08 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热作模具钢、其热处理方法及热作模具
CN111748727A (zh) * 2019-03-27 2020-10-09 宝山钢铁股份有限公司 一种可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法
JPWO2021187330A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23
WO2021200571A1 (ja) * 2020-04-01 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JPWO2021206080A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14
WO2022009598A1 (ja) 2020-07-06 2022-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JPWO2022181164A1 (ja) * 2021-02-26 2022-09-01
JP7226675B1 (ja) * 2021-09-29 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2023054586A1 (ja) 2021-10-01 2023-04-06 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼管
WO2023053743A1 (ja) * 2021-09-29 2023-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2023145346A1 (ja) * 2022-01-31 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2020002836A (es) * 2017-09-29 2020-07-22 Jfe Steel Corp Tubo sin costura de acero inoxidable martensitico para productos tubulares de region petrolifera, y metodo para la fabricacion del mismo.
MX2022007286A (es) * 2019-12-24 2022-07-12 Jfe Steel Corp Tuberia de acero inoxidable sin soldadura de alta resistencia para pozos de petroleo.
CN112191857B (zh) * 2020-12-04 2021-07-06 西安欧中材料科技有限公司 一种利用高能量密度等离子旋转电极制备铁基粉的方法
WO2022202913A1 (ja) * 2021-03-24 2022-09-29 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2004001082A1 (ja) * 2002-06-19 2003-12-31 Jfe Steel Corporation 油井用ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2005017222A1 (ja) * 2003-08-19 2005-02-24 Jfe Steel Corporation 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2006307287A (ja) * 2005-04-28 2006-11-09 Jfe Steel Kk 拡管性に優れる油井用ステンレス鋼管
JP2010242163A (ja) * 2009-04-06 2010-10-28 Jfe Steel Corp 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2013146046A1 (ja) * 2012-03-26 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP2015110822A (ja) * 2012-12-21 2015-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5778714A (en) 1995-05-19 1998-07-14 Nkk Corporation Method for manufacturing seamless pipe
JPH101755A (ja) 1996-04-15 1998-01-06 Nippon Steel Corp 耐食性、耐硫化物応力腐食割れに優れたマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法
US6899773B2 (en) * 2003-02-07 2005-05-31 Advanced Steel Technology, Llc Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof
US7520942B2 (en) * 2004-09-22 2009-04-21 Ut-Battelle, Llc Nano-scale nitride-particle-strengthened high-temperature wrought ferritic and martensitic steels
US8980167B2 (en) 2005-04-28 2015-03-17 Jfe Steel Corporation Stainless steel pipe having excellent expandability for oil country tubular goods
JP6102798B2 (ja) * 2014-02-28 2017-03-29 Ｊｆｅスチール株式会社 リールバージ敷設に優れるラインパイプ用マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法
WO2016113794A1 (ja) * 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用継目無ステンレス鋼管およびその製造方法
BR112018000540B1 (pt) * 2015-07-10 2022-03-03 Jfe Steel Corporation Tubo de aço inoxidável sem costura de alta resistência e método para a fabricação de tubo de aço inoxidável sem costura de alta resistência
CN106282845A (zh) 2016-08-31 2017-01-04 浙江恒源钢业有限公司 一种耐腐蚀无缝不锈钢管及其制备方法
MX2019008377A (es) * 2017-01-13 2019-09-16 Jfe Steel Corp Tubo de acero inoxidable sin soldadura de alta resistencia y metodo de fabricacion del mismo.
CN110312816A (zh) * 2017-02-24 2019-10-08 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2004001082A1 (ja) * 2002-06-19 2003-12-31 Jfe Steel Corporation 油井用ステンレス鋼管およびその製造方法
WO2005017222A1 (ja) * 2003-08-19 2005-02-24 Jfe Steel Corporation 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2006307287A (ja) * 2005-04-28 2006-11-09 Jfe Steel Kk 拡管性に優れる油井用ステンレス鋼管
JP2010242163A (ja) * 2009-04-06 2010-10-28 Jfe Steel Corp 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2013146046A1 (ja) * 2012-03-26 2013-10-03 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP2015110822A (ja) * 2012-12-21 2015-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

Cited By (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019518871A (ja) * 2016-05-19 2019-07-04 フォエスタルピネ ベーラー エデルシュタール ゲーエムベーハー ウント コンパニー カーゲー 鋼材の製造方法および鋼材
WO2019166244A1 (en) * 2018-02-28 2019-09-06 Siemens Aktiengesellschaft Improvements relating to the metal alloy components and their manufacture
US11773461B2 (en) 2018-05-25 2023-10-03 Jfe Steel Corporation Martensitic stainless steel seamless pipe for oil country tubular goods, and method for manufacturing same
WO2019225281A1 (ja) * 2018-05-25 2019-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2019225280A1 (ja) * 2018-05-25 2019-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
EP3805420A4 (en) * 2018-05-25 2021-04-14 JFE Steel Corporation MARTENSITIC STAINLESS STEEL SEAMLESS STEEL PIPE FOR OIL PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING IT
JP6680409B1 (ja) * 2018-05-25 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP6680408B1 (ja) * 2018-05-25 2020-04-15 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN112166205A (zh) * 2018-05-25 2021-01-01 杰富意钢铁株式会社 油井管用马氏体系不锈钢无缝钢管及其制造方法
WO2020071348A1 (ja) * 2018-10-02 2020-04-09 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
US11965232B2 (en) 2018-10-02 2024-04-23 Nippon Steel Corporation Martensitic stainless seamless steel pipe
EP3862451A4 (en) * 2018-10-02 2022-06-15 Nippon Steel Corporation MARTENSITE STAINLESS STEEL SEAMLESS PIPE
US11970759B2 (en) * 2018-10-02 2024-04-30 Nippon Steel Corporation Martensitic stainless seamless steel pipe
US20210317556A1 (en) * 2018-10-02 2021-10-14 Nippon Steel Corporation Martensitic stainless seamless steel pipe
EP3862455A4 (en) * 2018-10-02 2022-06-15 Nippon Steel Corporation MARTENSITE STAINLESS STEEL SEAMLESS PIPE
JPWO2020071344A1 (ja) * 2018-10-02 2021-09-02 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JPWO2020071348A1 (ja) * 2018-10-02 2021-09-02 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP7060108B2 (ja) 2018-10-02 2022-04-26 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP7060109B2 (ja) 2018-10-02 2022-04-26 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
WO2020071344A1 (ja) * 2018-10-02 2020-04-09 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
EP3845680A4 (en) * 2018-11-05 2021-12-01 JFE Steel Corporation MARTENSITIC STAINLESS STEEL SEAMLESS TUBE FOR OIL DRILLING AND METHOD OF MANUFACTURING IT
JP6743992B1 (ja) * 2018-11-05 2020-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2020095559A1 (ja) * 2018-11-05 2020-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
US20220074009A1 (en) * 2018-11-05 2022-03-10 Jfe Steel Corporation Martensitic stainless steel seamless pipe for oil country tubular goods, and method for manufacturing same
CN112955576A (zh) * 2018-11-05 2021-06-11 杰富意钢铁株式会社 油井管用马氏体系不锈钢无缝钢管及其制造方法
CN111636037A (zh) * 2019-03-01 2020-09-08 育材堂（苏州）材料科技有限公司 热作模具钢、其热处理方法及热作模具
CN111748727A (zh) * 2019-03-27 2020-10-09 宝山钢铁股份有限公司 一种可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法
CN111748727B (zh) * 2019-03-27 2022-01-14 宝山钢铁股份有限公司 一种可焊性优良的超高强无缝钢管及其制造方法
JP7156536B2 (ja) 2020-03-19 2022-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2021187330A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2021187330A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23
JPWO2021200571A1 (ja) * 2020-04-01 2021-10-07
WO2021200571A1 (ja) * 2020-04-01 2021-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN115298346A (zh) * 2020-04-01 2022-11-04 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
JP7201094B2 (ja) 2020-04-01 2023-01-10 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN115298346B (zh) * 2020-04-01 2023-10-20 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
WO2021206080A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JPWO2021206080A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14
JP7397375B2 (ja) 2020-04-07 2023-12-13 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
WO2022009598A1 (ja) 2020-07-06 2022-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2022181164A1 (ja) * 2021-02-26 2022-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP7315097B2 (ja) 2021-02-26 2023-07-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JPWO2022181164A1 (ja) * 2021-02-26 2022-09-01
WO2023053743A1 (ja) * 2021-09-29 2023-04-06 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP7226675B1 (ja) * 2021-09-29 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2023054586A1 (ja) 2021-10-01 2023-04-06 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼管
WO2023145346A1 (ja) * 2022-01-31 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管
JP7347714B1 (ja) * 2022-01-31 2023-09-20 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管

Also Published As

Publication number Publication date
EP3438305B1 (en) 2021-01-27
EP3438305A4 (en) 2019-02-06
US11414719B2 (en) 2022-08-16
JP6460229B2 (ja) 2019-01-30
MX2018011883A (es) 2018-12-17
BR112018068914A2 (pt) 2019-01-22
BR112018068914B1 (pt) 2022-02-15
EP3438305A1 (en) 2019-02-06
JPWO2017168874A1 (ja) 2018-04-05
US20190136337A1 (en) 2019-05-09
AR107987A1 (es) 2018-07-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6460229B2 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管
JP6766887B2 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP6399259B1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP6226081B2 (ja) 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
US11072835B2 (en) High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods, and method for producing the same
JP5861786B2 (ja) 油井用ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP5924256B2 (ja) 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼継目無管およびその製造方法
WO2017138050A1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP6358411B1 (ja) 二相ステンレス鋼およびその製造方法
JP6369662B1 (ja) 二相ステンレス鋼およびその製造方法
JP6156609B1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2014097628A1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP7315097B2 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN115298346B (zh) 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
WO2019225281A1 (ja) 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
US20230137295A1 (en) Stainless steel seamless pipe and method for manufacturing stainless steel seamless pipe
JP7226675B1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
US20230048685A1 (en) Stainless steel seamless pipe and method for manufacturing stainless steel seamless pipe
WO2023053743A1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP7347714B1 (ja) 油井用高強度ステンレス継目無鋼管
JP7279863B2 (ja) ステンレス鋼管およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017518366

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2018/011883

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112018068914

Country of ref document: BR

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2016897090

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016897090

Country of ref document: EP

Effective date: 20181029

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16897090

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112018068914

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20180918