鋼管用鋼的製作方法
2023-10-08 12:59:29 1
專利名稱：鋼管用鋼的製作方法
技術領域：
本發明涉及用於油井用和天然氣井用的套管、管道、鑽井用的鑽管、鑽環等油井管的、抗硫化物應力腐蝕裂紋性(抗SSC性)及抗氫致裂紋性(抗HIC性)優良的鋼管用鋼。
背景技術：
鋼中的非金屬夾雜物成為產生發紋和裂紋的原因，使鋼的性能下降，因此對由減少鋼中非金屬夾雜物的方法和控制鋼中非金屬夾雜物的形態使其無害化等，進行了各種各樣的研究。這些非金屬夾雜物主要是Al2O3或MnS等氧化物和硫化物，通過對氧化物實施鋼水的真空處理等淨化精煉的強化、對硫化物實施徹底的脫硫等，能大幅度降低非金屬夾雜物的量。而且，通過Ca處理來控制殘留的夾雜物的形態也能實現使其無害化，能大幅度地降低由非金屬夾雜物引起的產品性能下降。
可是，當所需的強度上升、使用環境更嚴酷時，鋼對非金屬夾雜物的影響更敏感，為了提高鋼的性能，需要進一步使非金屬夾雜物無害化。
例如，由於能源供求狀況和資源的存在狀態等，需要用於油井、天然井的油井管用的鋼管在深度更深、含硫化氫更多的強酸性環境下進行採掘，需要鋼管強度高、且對硫化物應力腐蝕裂紋(SSC)的抗性優良。
通常，當鋼的強度變高時，鋼的抗SSC性下降。為了提高該抗SSC性，作為金相，採用(1)細化晶粒組織、(2)做成含有較多馬氏體相的組織、(3)提高回火溫度、(4)增加有抑制腐蝕作用的合金元素等措施。但即使採用了這樣的措施，如果存在有害的非金屬夾雜物，則強度越高，越容易以該非金屬夾雜物為起點產生裂紋。
因此，為了用強度提高了的鋼做成抗SSC性優良的鋼管，必須使非金屬夾雜物的量和形態的控制與金相的改善相一致。
在專利文獻1的發明中，公開了如下的高強度的鋼管，該鋼管中的直徑5μm以上的TiN夾雜物的數量是每1mm2截面為10個以下，其屈服應力為758MPa以上(110ksi以上)。該發明指出在屈服應力為758MPa以上的鋼管中，由為改善抗SSC性而添加的Ti所形成的TiN在鋼的凝固過程中粗大地析出，在鋼表面的該TiN夾雜物露出的部位產生點腐蝕，該點腐蝕成為SSC的起點，因此需要控制TiN的析出。
推斷出如果該TiN大小為5μm以下或者產生密度較小，則該TiN不會成為腐蝕的起點，TiN在酸中不溶解，但由於有導電性，在腐蝕的環境下作為陰極部位起作用，使周邊的鐵素體溶解而形成點腐蝕，並且使附近的吸附氫的濃度增加，由於腐蝕點底部應力集中而產生SSC。基於這樣的觀點，在專利文獻1中，為了使TiN夾雜物為5μm以下的大小、使直徑5μm以下的TiN夾雜物數量為每1mm2截面為10個以下，而使鋼的N含量為0.005％以下，Ti的含量為0.005～0.03％，而且使(N％)×(Ti％)的積之值為0.0008以下。
另外，公知的是Ca的微量添加或者鋼水的Ca處理具有如下的效果，即在儘量減少了O(氧)量、S量的鋼中，通過抑制Al2O3等氧化物的成群生成、使容易伸長的MnS系夾雜物粒狀化等，從而使夾雜物的形狀無害化。在專利文獻2中公開的發明是抗SSC性優良的低合金鋼，該低合金鋼通過活用該Ca的效果、生成Al-Ca系的細小的夾雜物、以該夾雜物為核析出Ti-Nb-Zr系碳氮化物，從而使其複合夾雜物的大小是長徑為7μm以下，而且將該長徑為7μm以下的複合夾雜物分散成每0.1mm2為10個以上。
專利文獻2中公開的鋼是這樣製造出的，即對含有0.2～0.55％的C、0.0005～0.01％的S、0.0010～0.01％的O(氧)、0.015％以下的N的、少量添加了Ti、Nb、Zr等元素的、對Al進行脫氧了的鋼水實施Ca處理，在鑄造鋼坯時使從1500℃至1000℃的冷卻為500℃％/min以下。
專利文獻1日本特開2001-131698號公報專利文獻2日本特開2004-2978號公報本發明的目的在於提供一種在高強度的油井管用等的鋼管中進一步提高了抗腐蝕性、特別是抗SSC性的鋼管用鋼。
通過減少硫化物和氧化物等非金屬夾雜物和控制這些非金屬夾雜物的形態來改善抗SSC性，這樣的改善是通過提高脫硫及真空處理等熔煉技術和進行Ca處理等實現的，從平衡處理成本的增加與由此得到的效果方面考慮，認為已接近現實可用的極限，不容易進一步改善。
相反，上述的專利文獻1或2的發明是為了抑制以由TiN等氮化物引起的點腐蝕為起點而產生的SSC而做成的，其通過控制該氮化物等的形狀來進一步改善鋼的抗SSC性。
另外，當對由該點腐蝕產生的SSC進一步研究時，得知除了可抑制點腐蝕之外，如果也能抑制產生氫致裂紋(HIC)，則可以進一步提高抗SSC性。因此，從該觀點出發，本發明要得到除了抑制點腐蝕之外，還使抗HIC性提高、抗SSC性更優良的鋼管用鋼。
發明內容
本發明的要旨如下。
(1)一種鋼管用鋼，以質量％計，含有0.2～0.7％的C、0.01～0.8％的Si、0.1～1.5％的Mn、0.005％以下的S、0.03％以下的P、0.0005～0.1％的Al、0.005～0.05％的Ti、0.0004～0.005％的Ca、0.007％以下的N、0.1～1.5％的Cr、0.2～1.0％的Mo、0～0.1％的Nb、0～0.1％的Zr、0～0.5％的V及0～0.005％的B，剩餘部分由Fe及雜質構成，其特徵在於，在該鋼中存在含有Ca、Al、Ti、N、O(氧)及S的非金屬夾雜物，該夾雜物中的(Ca％)/(Al％)為0.55～1.72、而且(Ca％)/(Ti％)為0.7～19。
(2)根據上述(1)所述的鋼管用鋼，其中，含有0.005～0.1％的Nb、0.005～0.1％的Zr、0.005～0.5％的V及0.0003～0.005％的B中的一種以上元素。
圖1是表示鋼中的含有Ca、Al及Ti的夾雜物中的(Ca％)/(Al％)(在圖中記作「夾雜物中的Ca/Al之比」)與氮化物存在比的關係的圖。
圖2是表示鋼中的含有Ca、Al及Ti的夾雜物中的(Ca％)/(Ti％)(在圖中記作「夾雜物中的Ca/Ti之比」)與氮化物存在比的關係的圖。在該圖中，把(Ca％)/(Al％)記作「Ca/Al」。
圖3是表示鋼中的含有Ca、Al及Ti的夾雜物中的(Ca％)/(Al％)(在圖中記作「夾雜物中的Ca/Al之比」)與該鋼產生氫致裂紋(HIC)的關係的圖。
圖4是表示鋼中的含有Ca、Al及Ti的夾雜物中的(Ca％)/(Ti％)(在圖中記作「夾雜物中的Ca/Ti之比」)與該鋼產生氫致裂紋(HIC)的關係的圖。在該圖中，把(Ca％)/(Al％)記作「Ca/Al」。
具體實施例方式
本發明的鋼管用鋼的化學成分及用質量％表示的化學成分的範圍的限定理由如下。
C0.2～0.7％C是用於確保鋼管熱處理產生的強度的重要元素，含有0.2％以上。但是，C過多時，不僅效果飽和，而且非金屬夾雜物的生成形態產生變化、鋼的韌性變差，因此使C的含量到0.7％為止。
Si0.01～0.8％Si是為了鋼的脫氧或提高鋼的強度而含有的元素。在含有Si的情況下，當Si不到0.01％時沒有效果，而Si含量超過0.8時，會使Ca和S的活度下降，影響夾雜物的形態，因此使Si含量為0.01～0.8％。
Mn0.1～1.5％為了提高鋼的淬透性、並增大其強度，使Mn的含量為0.1％以上。但是，由於過多含有Mn時往往使鋼的韌性變差，因此Mn最多為1.5％。
S0.005％以下S是形成硫化物系夾雜物的雜質，當S含量增加時，鋼的韌性和耐腐蝕性嚴重變差。因此使S為0.005％以下。S含量越少越好。
P0.03％以下P是作為雜質混入的元素，由於使鋼的韌性下降、使耐腐蝕性變差，因此P最多為0.03％，希望儘可能地低。
Al0.0005～0.1％Al是為了鋼水脫氧而添加的元素。在Al含量不到0.0005％時，脫氧不充分，往往生成Al-Si系、Al-Ti系、Al-Ti-Si系等粗大的複合氧化物。另一方面，即使增加Al含量，效果飽和，只是增加無用的固溶Al， 因此Al最多為0.1％。
Ti0.005～0.05％Ti因晶粒的細化、沉澱硬化的作用而具有提高鋼的強度的效果，可以在含有B而謀求提高淬透性的情況下，抑制B的氮化而發揮其作用。為了得到這些效果，需要含有0.005％以上的Ti。但當Ti含量過多時，碳化物系析出物增加而使鋼的韌性變差，因此Ti最多為0.05％。
Ca0.0004～0.005％Ca是在本發明的鋼中控制夾雜物的形態、提高鋼的抗SSC性的重要元素。為了得到該效果，需要含有0.0004％以上的Ca，但當Ca過多時，使夾雜物粗大化、而且使耐腐蝕性變差，因此使Ca到0.005％為止。
N0.007％以下N是混入到原料中或熔煉中的雜質元素，當N含量增加時，導致韌性變差、耐腐蝕性變差、抗SSC性變差，或導致阻礙由添加B產生的淬透性提高的效果等，因此N越少越好。為了抑制該N的危害，添加用於形成Ti等氮化物的元素，其結果產生氮化物系夾雜物。本發明是控制該氮化物的形態、並使其無害化了的鋼，由於當N過多時不能進行控制，因此N含量最多到0.007％為止。
Cr0.1～1.5％Cr具有改善耐腐蝕性的效果，由於Cr能使淬透性提高並使鋼的強度提高，同時能提高抗回火軟化性並能進行高溫回火，因此在改善鋼的抗SSC性上有效。為了得到這樣的效果，需要含有0.1％以上的Cr，但Cr含量多時，抗回火軟化性的提高效果飽和，往往導致鋼的韌性下降，因此Cr最多到1.5％為止。
Mo0.2～1.0％Mo使淬透性提高並使鋼的強度提高，同時提高了抗回火軟化而能進行高溫回火，因此改善了鋼的抗SSC性。為了得到這樣的效果，需要含有0.2％以上的Mo，但Mo含量過多時，由於抗回火軟化性的提高效果飽和，往往導致鋼的韌性下降，因此，Mo最多為1.0％。
Nb0～0.1％、Zr0～0.1％Nb及Zr是任意添加的成分。如果含有Nb和/或Zr，則有提高強度的效果。即，Nb及Zr有細化晶粒和沉澱硬化的作用，還有提高強度的效果。為了得到該效果，優選含有0.005％以上的Nb及0.005％以上的Zr，Nb和Zr含量超過0.1％，則使鋼的韌性變差。因此在含有Nb及Zr時，無論Nb還是Zr，都可以使其為0.005～0.1％。
V0～0.5％V是任意添加的成分。如果含有V，則有提高強度的效果。即，V具有沉澱硬化、淬透性提高、抗回火軟化性上升等作用，如果含有V，則有提高強度的效果，而且，可以期待V因上述作用而改善抗SSC性的效果。為了得到這些效果，最好含有0.005％以上的V，當V含量過多時，引起鋼的韌性變差和耐腐蝕性變差，在含有V時，可以使其含量為0.005～0.5％。
B0～0.005％B是任意添加的成分。如果含有B，則有提高強度的效果。即，用微量的B，就具有使鋼的淬透性提高的作用，有提高強度的效果。為了得到該效果，優選含有0.0003％以上的B，但當B含量超過0.005％時，使鋼的韌性下降，因此在含有B時，優選使其含量為0.0003～0.005％。
上述的Nb、Zr、V及B可以只添加其中的1種或者複合它們的2種以上地進行添加。
在上述那樣的化學成分的鋼中，在鋼中存在由Ca、Al、Ti、N、O(氧)及S組成的非金屬夾雜物，該夾雜物中的(Ca％)/(Al％)為0.55～1.72，而(Ca％)/(Ti％)為0.7～19。
以進行了淬火、回火、且添加了屈服應力超過758MPa的Ti的鋼為對象，在NACE-TM-0177-96A法所規定的電解液(用硫化氫飽和了的25℃的0.5％醋酸+5％食鹽水)中進行恆負荷試驗時，對抗SSC性不好的不穩定的鋼進行了調查，結果表明TiN的存在使抗SSC性下降，而且在TiN系夾雜物從鋼表面露出的部位上產生了點腐蝕，該點腐蝕的腐蝕點底成為SSC產生的起點。如果該TiN系夾雜物小，則沒有問題，但當其大到某種程度以上時，容易成為點腐蝕的起點。
因此，對各種鋼調查了該TiN夾雜物的存在狀態，結果表明可以通過Ca處理來控制氮化物系夾雜物的形態。
在未進行Ca處理時、或者雖然進行了Ca處理但Ca量低時，在鋼中存在以氧化鋁為主的氧化物系夾雜物、以MnS為主的硫化物系夾雜物及獨立於它們存在的TiN的氮化物系夾雜物。氧化物系夾雜物的大小是0.2～35μm，較小的氧化物系夾雜物是球狀或塊狀，較大的氧化物系夾雜物是塊狀或群狀，硫化物系夾雜物沿加工方向伸長得較長。
相反，當進行Ca處理時，如許多文獻等所說的那樣，硫化物系夾雜物進行球化退火，氧化物系夾雜物變小且分散，形成含有Ca的氧硫化物系夾雜物。但是，以往認為氮化物系夾雜物獨立於氧化物系夾雜物和硫化物系夾雜物，氮化物系夾雜物的形態在Ca處理中沒有變化。
但是，當調查了Ca-Al-O-S系夾雜物時，發現存在在該夾雜物中含有Ti的情況，此時，獨立於氧硫化物系夾雜物存在的氮化物系夾雜物的數量有大幅減少的傾向。
因此，研磨鋼試樣的表面，通過用掃描電子顯微鏡(SEM)觀察，測量0.2μm以上的夾雜物在單位面積上的個數，求出以單質存在的氮化物系夾雜物的個數相對於全部夾雜物個數的比率，將該比率作為「氮化物存在比」，並調查了該比率與鋼成分、夾雜物成分等的關係。從這些調查中發現當Ca-Al-O-S系夾雜物中的(Ca％)/(Al％)變化時，氮化物存在比也變化，在(Ca％)/(Al％)是1左右時，氮化物存在比特別小。
圖1表示由試驗室規模的溶解實驗得到的結果，在Ca-Al-O-S系夾雜物中的(Ca％)/(Al％)為0.5 5～1.72時氮化存在比變小。可以認為在該氮化物存在比極小時，在Ca-Al-O-S系夾雜物中取入了很多Ti，N與Ti一起與該夾雜物結合。在圖1中，把Ca-Al-O-S系夾雜物中的(Ca％)/(Al％)記作「夾雜物的Ca/Al之比」。
鋼水中的Ti與N的濃度積、即(Ti％)×(N％)的值越高，以TiN為主體的氮化物夾雜物越增加。因此，在圖1中按級區分(Ti％)×(N％)的大小、並改變標記記號，試繪製了曲線。於是，得知不管Ti及N在鋼水中濃度如何，夾雜物中的(Ca％)/(Al％)在上述的1左右的範圍內變小。
在Ca-Al-O-S系夾雜物中的(Ca％)/(Al％)是1左右、具體是0.9～1.3時，從(Ca％)/(Ti％)與氮化物存在比的關係看，得到了圖2的結果。當這樣形成取入了Ti的Ca-Al-O-S系夾雜物時，在其夾雜物中的(Ca％)/(Ti％)的值處於0.7～19之間時，氮化物存在比變得更小。在圖2中，把夾雜物中的(Ca％)/(Ti％)記作「夾雜物中的Ca/Ti之比」。另外，把(Ca％)/(Al％)記作「Ca/Al」。
如上述那樣，如果鋼中的氮化物存在比較小，則在腐蝕環境下基於氮化物的點腐蝕的發生被抑制，鋼的抗SSC性大幅提高。
接著，調查了氫致裂紋(HIC)。該調查用如下方法進行，即把切出的試樣在無應力狀態下浸在用101325Pa(1atm)的硫化氫飽和了的25℃的0.5％醋酸+5％食鹽水中96小時，調查裂紋的產生。對於得到的結果，與調查抗SSC性時同樣，當把Ca-Al-O-S系夾雜物中的相對於(Ca％)/(Al％)或(Ca％)/(Ti％)的裂紋產生傾向畫出曲線來看時，得到了圖3或圖4那樣的結果。在圖3中，把Ca-Al-O-S系夾雜物中的(Ca％)/(Al％)記作「夾雜物中的Ca/Al之比」。在圖4中，把夾雜物中的(Ca％)/(Ti％)記作「夾雜物中的Ca/Ti之比」，把(Ca％)/(Al％)記作「Ca/Al」。
從這些圖中可知抗SSC性優良的鋼中的夾雜物形態會帶來抗HIC性也優良的結果。即，如果把在鋼中產生的Ca-Al-O-S系夾雜物中的(Ca％)/(Al％)控制在特定的範圍內，同時使特定範圍量的Ti進入到該夾雜物中，就會成為抗SSC性和抗HIC性都優良的鋼。
因此，研究了用於實現這種夾雜物形態的製造條件，結果發現在由通常使用的轉爐、RH精煉、連鑄的工序製造成為原料的鋼坯時，只要採用下面的方法及條件即可。
首先，儘可能地減少鋼水中的S。這是由轉爐精煉之前的鐵水處理來進行的，也可以由RH處理來進行，由通常採用的方法實施。接著，為了提高對夾雜物成分的控制精度，使用熔渣改性劑等使「熔渣中的低氧化物濃度」、即熔渣中的Fe氧化物和Mn氧化物的總濃度為5％以下，把熔渣中CaO/Al2O3質量比調整到1.2～1.5。其原因是熔渣中的低氧化物濃度過高時，難以控制鋼中夾雜物的組成； 當CaO/Al2O3質量比低於1.2時，夾雜物中的(Ca％)/(Al％)不到0.55；當CaO/Al2O3質量比超過1.5時，上述(Ca％)/(Al％)超過1.72。然後，把合金成分等鋼成分調整到目標成分。
添加Ti是在由Al進行脫氧之後、添加Ca之前，此時，使鋼水中的(Al％)/(Ti％)為1～3。其原因是在鋼水中的(Al％)/(Ti％)不到1時，鋼中夾雜物的(Ca％)/(Ti％)高於19；當鋼水中的(Al％)/(Ti％)超過3時，上述的(Ca％)/(Ti％)低於0.7。
Ca添加或者Ca處理使用純Ca、CaSi等金屬、合金、或者它們與助熔劑的混合物。通常，Ca的添加量在以控制氧化物系夾雜物、硫化物系夾雜物的形態為目的時，多由鋼水中的S濃度((S％))、氧濃度((0％))等確定。但是，本發明的Ca添加在於控制Ca-Al-Ti系夾雜物的形態，因此以往的Ca添加量指標不能充分發揮其效果。
對Ca的添加量、與Ca利用率及實現上述夾雜物中的(Ca％)/(Al％)、(Ca％)/(Ti％)的最佳範圍的關係進行了各種調查，其結果表明可以採用如下的方法。
即，使對由Al進行脫氧、並添加了Ti的鋼水添加的Ca的量在以控制通常的夾雜物為目的的Ca添加量((Kg)/鋼水(ton))的範圍內，但在該範圍內還進一步使下述式(1)所示的「Ca添加比」為1.6～3.2的範圍。
Ca添加比＝{Ca添加量(kg/ton)/40}/{(Al(％))/27+(Ti(％))/48}……(1)在此，(Al(％))及(Ti(％))都是鋼水中的質量％。式(1)所示的添加比無論是不到1.6還是超過3.2，在鋼中都有氧化物系夾雜物增加的傾向。
鑄造時的鑄片中心部的從液相線溫度到固相線溫度的冷卻速度希望在6～20℃/min。其原因是冷卻速度過快或過慢都會使鋼中夾雜物的(Ca％)/(Al％)脫離目標範圍。
如上述那樣地含有Ti的Ca-Al-O-S系夾雜物成為鋼中的夾雜物的主體，但在添加了Nb、Zr時，在夾雜物中還含有Nb或Zr。即使在這種情況下，鋼中夾雜物的(Ca％)/(Al％)及(Ca％)/(Ti％)的關係或製造方法也是同樣的。
實施例淬火、回火後，以製造屈服強度為758MPa以上的鋼管為目的，在用轉爐精煉低合金鋼A～X之後，由RH真空處理進行成分調整及溫度調整，由連鑄法制出了直徑220～360mm的圓鋼坯。此時，由在從轉爐出鋼時投入到澆勺內的熔渣改性劑使熔渣中的低氧化物濃度在7％以下的範圍內，改變了CaO/Al2O3質量比。在調整成分、由Al進行脫氧、添加了Ti之後，以CaSi合金的形式用鋼絲送料器添加了Ca，然後進行澆鑄。另外，為了進行比較，有時在添加了Ca之後再添加Ti。把這些條件表示在表2中。另外，使鑄造時的鑄片中心部的從液相線溫度到固相線溫度的冷卻速度為10～15℃/min。
鑄造後的圓鋼坯，在通常使用的條件下，由穿孔軋制使管成型，由芯棒式無縫管軋機及拉伸縮徑軋機進行熱軋及尺寸調整，從而制出無縫鋼管。
對得到的鋼管進行成分分析，在研磨出與長度方向垂直的截面後，由能量分散型X射線分光裝置(EDX)進行夾雜物的成分分析，並測量夾雜物中的(Ca％)/(Al％)及(Ca％)/(Ti％)，從20個夾雜物的分析值中求出了它們的平均值。
表1表示這些鋼管的化學成分分析結果、和鋼中夾雜物的(Ca％)/(Al％)及(Ca％)/(Ti％)。
這些鋼管加熱到920℃進行淬火後，通過調整回火溫度，分別製造成相當於「110ksi級」的屈服強度758MPa以上的鋼管、和相當於「125ksi級」的屈服強度861MPa以上的鋼管。
實施熱處理、並確認了屈服強度及洛氏硬度(HRC硬度)的鋼管在與鋼管的長度方向平行地取直徑6.35mm的圓棒拉伸試樣，進行了抗SSC性的試驗。該試驗是用遵照了NACE-TM-0177-A-96法的方法進行的。即，「110ksi級」(屈服強度為758～861MPa)的評價在用101325Pa(1atm)的硫化氫飽和了的25℃的0.5％醋酸+5％食鹽水中，承受實際屈服強度的90％的強度並保持720小時，試驗有無斷裂；「125ksi級」(屈服強度為861～965MPa)的評價在用10132.5Pa(0.1atm)的硫化氫、和剩餘部分為101325Pa(1atm)的二氧化碳氣體飽和了的25℃的0.5％醋酸+5％食鹽水中，試驗有無斷裂。
對於抗HIC性，使用把強度調整到「110ksi級」的鋼管，在與長度方向平行地取厚度10mm、寬度20mm、長度100mm的試樣，在無應力狀態下，浸在用101325Pa(1atm)的硫化氫飽和了的25℃的0.5％醋酸+5％食鹽水中96小時，調查了氫致裂紋的產生。
在表3中表示由表1所示的鋼製成的鋼管的抗SSC性及抗HIC性的評價結果。這些結果表明本發明的鋼A～L在SSC試驗及HIC試驗中不產生裂紋，耐腐蝕性良好。另一方面，由於其夾雜物中的(Ca％)/(Al％)不到0.55或超過1.72，夾雜物的成分不合適，因此鋼M、N、P～R及T～X的抗SSC性及抗HIC性較差。另外，由於其夾雜物中的(Ca％)/(Ti％)不到0.7或超過19，因此鋼O、Q、S、及U～W生成較多的TiN系夾雜物而SSC性不好。
表1
表2
表3
產業可利用性由本發明的鋼管用鋼製成的鋼管在屈服強度超過758MPa的高強度下具有優良的抗SSC性及抗HIC性。為此，本發明的鋼管用鋼可以用作更大深度或更嚴重腐蝕環境的油井、天然氣井的套管、管道、鑽井用鑽管、鑽環等油井管用的鋼管的原料。
權利要求
1.一種鋼管用鋼，以質量％計，含有0.2～0.7％的C、0.01～0.8％的Si、0.1～1.5％的Mn、0.005％以下的S、0.03％以下的P、0.0005～0.1％的Al、0.005～0.05％的Ti、0.0004～0.005％的Ca、0.007％以下的N、0.1～1.5％的Cr、0.2～1.0％的Mo、0～0.1％Nb、0～0.1％的Zr、0～0.5％的V及0～0.005％的B，剩餘部分由Fe及雜質構成，其特徵在於，在鋼中存在含有Ca、Al、Ti、N、O(氧)及S的非金屬夾雜物，該夾雜物中的(Ca％)/(Al％)為0.55～1.72、而且(Ca％)/(Ti％)為0.7～19。
2.根據權利要求1所述的鋼管用鋼，其中，該鋼管用鋼含有0.005～0.1％的Nb、0.005～0.1％的Zr、0.005～0.5％的V及0.0003～0.005％的B中的一種以上元素。
全文摘要
本發明提供一種鋼管用鋼。該鋼管用鋼中含有0.2～0.7％的C、0.01～0.8％的Si、0.1～1.5％的Mn、0.005％以下的S、0.03％以下的P、0.0005～0.1％的Al、0.005～0.05％的Ti、0.0004～0.005％的Ca、0.007％以下的N、0.1～1.5％的Cr、0.2～1.0％的Mo、0～0.1％Nb、0～0.1％的Zr、0～0.5％的V及0～0.005％的B，剩餘部分由Fe及雜質構成，在鋼中存在含有Ca、Al、Ti、N、O(氧)及S的非金屬夾雜物，該夾雜物中的(Ca％)/(Al％)為0.55～1.72、而且(Ca％)/(Ti％)為0.7～19，該鋼可以用作較大深度或者嚴酷腐蝕環境下的油井和天然氣井的套管、管道、鑽井用的鑽管、鑽環等油井管用的鋼管的原料。
文檔編號C22C38/28GK1989263SQ20058002455
公開日2007年6月27日 申請日期2005年7月19日 優先權日2004年7月20日
發明者沼田光裕, 大村朋彥, 樋口善彥 申請人:住友金屬工業株式會社