CN104781440B - 抗硫化物应力裂纹性优异的低合金油井管用钢及低合金油井管用钢的制造方法 - Google Patents

抗硫化物应力裂纹性优异的低合金油井管用钢及低合金油井管用钢的制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于，提供具有862MPa(125ksi)以上的屈服应力、抗硫化物应力裂纹性(抗SSC性)优异的低合金油井管用钢。本发明的低合金油井管用钢具有下述化学组成：按质量％计含有C：0.56～1.00％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Mo：0.40～1.00％、V：0.07～0.30％、O：0.010％以下、N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成，该低合金油井管用钢具有862MPa以上的屈服应力，通过X射线衍射得到的[211]晶面的半值宽度为0.50°以下。

Description

抗硫化物应力裂纹性优异的低合金油井管用钢及低合金油井 管用钢的制造方法
技术领域
本发明涉及油井管用钢及其制造方法，更具体而言，涉及油井及天然气井用的套管、管道等油井管中使用的低合金油井管用钢及其制造方法。
背景技术
由于油井、气井(以下将油井和气井仅总称为“油井”)的深井化，而要求油井管的高强度化。以往，广泛利用80ksi级(屈服应力为80～95ksi、也就是说551～654MPa)、95ksi级(屈服应力为95～110ksi、也就是说654～758MPa)的油井管。但是，最近开始利用110ksi级(屈服应力为110～125ksi、也就是说758～862MPa)的油井管。
进而，最近开发的深井大多含有具有腐蚀性的硫化氢。因此，油井管不仅要求高强度，还要求抗硫化物应力裂纹性(抗Sulfide Stress Cracking性：以下称为抗SSC性)。
作为以往的95～110ksi级的油井管的抗SSC性的改善方案，已知将钢清净化或者将钢组织微细化的方法。例如日本特开昭62-253720号公报提出了降低Mn、P等杂质元素来改善抗SSC性的方法。日本特开昭59-232220号公报提出了通过实施两次淬火处理、将晶粒微细化，而改善抗SSC性的方法。
如上所述，根据油井管的高强度化的要求，最近提出了125ksi级(屈服应力为862～965MPa)的油井管用钢。但是，强度越高则越容易产生硫化物应力裂纹(SSC)。因此，对于125ksi级以上的油井管用钢，与以往的95ksi级、110ksi级的油井管用钢相比，要求进一步改善抗SSC性。
日本特开平6-322478号公报、日本特开平8-311551号公报、日本特开平11-335731号公报、日本特开2000-178682号公报、日本特开2000-256783号公报、日本特开2000-297344号公报、日本特开2000-119798号公报、日本特开2005-350754号公报和日本特开2006-265657号公报提出了高强度的油井管用钢的抗SSC性的改善方案。
日本特开平6-322478号公报提出了通过感应加热热处理、将钢组织微细化，而改善125ksi级的钢材的抗SSC性的方法。日本特开平8-311551号公报提出了利用直接淬火法来提高淬火性、提高回火温度时，改善110ksi级～140ksi级的钢管的抗SSC性的方法。日本特开平11-335731号公报提出了通过调整到最合适的合金成分、来改善110ksi级～140ksi级的低合金钢的抗SSC性的方法。日本特开2000-178682号公报、日本特开2000-256783号公报和日本特开2000-297344号公报提出了控制碳化物的形态来改善110ksi级～140ksi级的低合金油井管用钢的抗SSC性的方法。日本特开2000-119798号公报提出了析出大量的微细的V碳化物来延迟110ksi级～125ksi级的钢材的SSC的产生时间的方法。日本特开2005-350754号公报提出了将位错密度和氢扩散系数控制到所希望的值来改善125ksi级以上的油井管的抗SSC性的方法。日本特开2006-265657号公报提出了通过含有大量的C并且水冷时在400～600℃下停止水冷，在400～600℃下实施等温相变热处理(奥氏体等温淬火处理)，而生成贝氏体单相组织，由此改善125ksi级以上的油井管用钢的抗SSC性的方法。
发明内容
发明要解决的问题
但是，最近要求125ksi级以上(屈服应力为862MPa以上)的油井管用钢的抗SSC性的进一步提高。
本发明的目的在于，提供具有862MPa(125ksi)以上的屈服应力、抗SSC性优异的低合金油井管用钢。
用于解决问题的方案
本发明的低合金油井管用钢，其具有下述化学组成：按质量％计含有C：0.56～1.00％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Mo：0.40～1.00％、V：0.07～0.30％、O：0.010％以下和N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成，该低合金油井管用钢具有862MPa以上的屈服应力，通过X射线衍射得到的[211]晶面的半值宽度为0.50°以下。
本发明的低合金油井管用钢具有862MPa以上的屈服应力，并且具有优异的抗SSC性。
本发明的低合金油井管用钢可以含有Cr：2.00％以下来替代Fe的一部分。另外，本发明的低合金油井管用钢可以含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代Fe的一部分。本发明的低合金油井用钢管可以含有Ca：0.0100％以下来替代Fe的一部分。本发明的低合金油井管用钢可以含有B：0.0030％以下来替代Fe的一部分。优选本发明的低合金油井管用钢中，进而残余奥氏体率不足5％。
本发明的低合金油井管用钢的第一制造方法，其具备下述工序：将钢材热加工的工序，所述钢材具有下述化学组成：按质量％计含有C：0.56～1.00％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Mo：0.40～1.00％、V：0.07～0.30％、O：0.010％以下和N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成；通过连续冷却处理，以由淬火温度直至达到马氏体相变开始温度为止的时间为600秒以内的冷却速度将钢材淬火的工序；和将经过淬火的钢材回火的工序。
本发明的第一制造方法可以制造抗SSC性优异的低合金油井管用钢。
本发明的低合金油井管用钢的第二制造方法，其具备下述工序：将钢材热加工的工序，所述钢材具有下述化学组成：按质量％计含有C：0.56～1.00％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Mo：0.40～1.00％、V：0.07～0.30％、O：0.010％以下和N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成；对钢材实施包括恒温处理的淬火处理的工序；和将经过淬火的钢材回火的工序。实施包括恒温处理的淬火处理的工序包括下述工序：将钢材以0.7℃/s以上的冷却速度由淬火温度冷却至超过100℃且300℃以下的温度的初期冷却工序；在超过100℃且300℃以下的温度范围内保持初期冷却工序后的钢材的恒温处理工序；和冷却恒温处理工序后的钢材的最终冷却工序。
本发明的第二制造方法可以制造抗SSC性优异的低合金油井管用钢。
附图说明
图1为表示碳化物的长宽比和碳化物中的合金元素浓度与碳浓度的关系的图。
图2为表示[211]面衍射峰半值宽度(°)和钢中的氢浓度与碳浓度的关系的图。
图3为用于说明本发明的第一制造方法的利用连续冷却处理进行的淬火工序、和本发明的第二制造方法的包括恒温处理的淬火工序的图。
图4为表示本发明的第一制造方法中的钢管的壁厚t(mm)与用于不会产生淬裂的钢管外表面温度由800℃直至达到500℃时临界冷却速度(℃/s)的关系的图。
具体实施方式
以下参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。对图中相同或相当部分附加相同的附图标记并且合并其说明。化学组成的元素的％指的是质量％。
[本发明的低合金油井管用钢的概要]
本发明人等认为，低合金油井管用钢的抗SSC性受到钢中的碳化物的形状和位错密度的影响。而调查和研究的结果，本发明人等得到以下的发现。
(1)低合金油井管用钢通常实施淬火回火。淬火回火时，在钢中生成各种碳化物。碳化物中，生成于晶界的M3C碳化物和M23C6碳化物的形状越扁平，则越容易以这些碳化物作为起点而产生硫化物应力裂纹(SSC)。在此，M3C碳化物和M23C6碳化物的“M”为Fe、Cr或Mo。以下将生成于晶界的M3C碳化物和M23C6碳化物定义为“晶界碳化物”。
晶界碳化物越接近球状则越难以由晶界碳化物产生SSC，抗SSC性提高。因此，为了提高抗SSC性，优选含有晶界碳化物的碳化物的球状化。
通过提高回火温度，可以将碳化物以某种程度球状化。但是，利用回火温度的高温化实现的碳化物的球状化有限。因此，优选通过提高回火温度的方法以外的其它方法，可以将碳化物进一步球状化。
(2)若C含量为0.56％以上，则通过适当选择回火条件等制造条件，可以将碳化物进一步球状化。图1的曲线C1为表示低合金钢中的C含量与碳化物的长宽比的关系的图。本说明书中，碳化物的长宽比指的是后述的碳化物的平均短径与平均长径之比。长宽比越接近1则碳化物的球状化的程度越大。图1通过以下方法得到。准备本发明的化学组成的范围内的板材、和仅C含量在本发明的化学组成范围之外的板材。各板材都通过后述的本发明的制造方法制造。具体而言，将上述化学组成的各钢材熔炼50～180kg，制造钢锭。将钢锭热锻，制造毛坯(block)。将毛坯热轧，制造厚度12～15mm的板材。通过连续冷却处理将板材淬火。此时，板材的表面温度由淬火温度(920℃)直至达到马氏体相变开始温度(Ms点)的时间为600秒以内。冷却后，700℃下将板材回火。回火后，由各板材采集厚度仍然为板厚、宽度20mm、长度10mm的试验片。在板材的断面方向用树脂掩埋试验片，并进行研磨。对于研磨后的试验片，实施利用萃取复型法的电子显微镜观察，求出碳化物的长宽比。具体而言，以10000倍的倍率观察5个视野，测定各视野内的全部碳化物的长径和短径。此时，各碳化物内测定多个直径，将最大直径作为“长径”，将最小直径作为“短径”。求出5个视野中测得的全部碳化物的长径的平均(以下称为平均长径)。同样地，求出5个视野中测得的全部碳化物的短径的平均(以下称为平均短径)。基于以下的式(A)，求出板材的长宽比。
长宽比＝平均短径/平均长径(A)
进而，各视野中任意选择的10个碳化物中的Cr含量、Mo含量和Mn含量通过EDX(能量分散型X射线微量分析仪)鉴定。各碳化物中所鉴定的Cr含量、Mo含量和Mn含量的总计的平均定义为碳化物中的“合金元素浓度”(单位为质量％)。使用由上述方法求得的长宽比和合金元素浓度(％)，制成图1。
图1中的曲线C1表示相对于C含量的碳化物的长宽比。图1中的曲线C2表示相对于C含量的合金元素浓度(％)。参照图1可知，关于碳化物的长宽比，直至C含量为0.56％为止，随着C含量增大而显著增大。也就是说，随着C含量增大而碳化物球状化。另一方面，若C含量超过0.56％，则虽然长宽比随着C含量增大而增大，但是其增大的程度与C含量为0.56％以下的情况相比小。
进而，图1中的曲线C2所示的碳化物中的合金元素浓度，直至C含量为0.56％为止，随着C含量增大而显著减少。另一方面，若C含量为0.56％以上，则合金元素浓度的减少程度与C含量不足0.56％的情况相比小。
由以上可知，若C含量为0.56％以上，则通过合适地选择制造条件，碳化物被显著球状化。对于该理由，推定为以下的事项。合金元素(Cr、Mo、Mn)与碳化物中的Fe置换而含有于碳化物中。如图1的曲线C2所示，若钢中的C含量增加，则碳化物中的合金元素浓度降低，碳化物中的Fe浓度升高。因此，推定碳化物球状化。
(3)[211]面的衍射峰的半值宽度(与钢中的位错密度具有正相关)和钢中的氢浓度与碳浓度的关系如图2所示。在此，[211]面指的是α-Fe(铁素体)的[211]面。图2通过以下的方法得到。准备C以外的元素的含量处于本发明的化学组成的范围内、并且具有各种C含量的多种板材。通过与得到图1时相同的制造方法制造所准备的板材。由回火后的板材采集厚度仍然为板厚、宽度20mm、长度1mm的试验片。使用试验片，通过X射线衍射，求出[211]晶面的半值宽度。认为半值宽度反映钢材中的位错密度。进而，由板材采集厚度2mm、宽度10mm、长度40mm的试验片。将所采集的试验片浸渍于试验浴(常温、1atm的硫化氢气体饱和的5％NaCl+0.5％CH3COOH水溶液)内336小时。接着，将所浸渍的试验片由试验浴取出，通过程序升温脱附法测定钢中的扩散性包藏氢含量，得到图2。图2中的曲线C3表示C含量与半值宽度的关系。图2中的横轴表示C含量(％)。图2中的曲线C4表示C含量与钢中的氢浓度(ppm)的关系。
通常，C含量越多则马氏体率(相对于钢中的全部组织的马氏体的体积率)越容易升高。参照图2的曲线C3可知，C含量越高则钢中的位错密度越显著降低。进而，参照图2的曲线C4可知，钢中的氢浓度也随着C含量增加而显著降低。并且，若C含量为0.56％以上则氢浓度不那么降低。
由以上可知，随着C含量升高、马氏体率升高，而回火后的位错密度降低、钢中的氢浓度也显著降低。并且，氢浓度的降低在C含量为0.56％左右收束，若C含量为0.56％以上则不那么降低。
因此，马氏体率越高则回火后的位错密度越降低。位错形成氢的捕获部位。通过位错密度降低，钢中的氢浓度也降低，抗SSC性提高。
(4)位错密度与利用X射线衍射得到的[211]晶面的衍射峰的半值宽度(°)成比例。若使得C含量为0.56％以上而形成适当的马氏体率，使得[211]晶面的半值宽度(°)为0.50以下，则能够得到优异的抗SSC性。
(5)如上所述，若C含量为0.56％以上，并且通过X射线衍射得到的[211]晶面的半值宽度(°)为0.50以下，则碳化物球状化，并且位错密度也降低，因此抗SSC性提高。但是，C含量为0.56％以上的情况下，根据淬火条件而有可能产生由于马氏体相变所导致的淬裂。日本特开2006-265657号公报中，为了防止由于马氏体相变所导致的淬裂，热加工后在400℃～600℃下实施恒温相变热处理(奥氏体等温淬火处理)，使得钢的组织形成贝氏体主体的组织。但是，将C含量为0.56％以上的钢的组织形成贝氏体主体的情况下，奥氏体等温淬火处理时生成大量的碳化物。所生成的大量的碳化物阻碍回火时的位错回复。因此，回火后的钢的位错密度升高。因此，淬火后的钢的组织优选并非单纯的贝氏体、还含有马氏体。这是由于，在生成马氏体的淬火条件下，在淬火时不易生成大量的碳化物。
(6)定量性地测定冷却后的钢的马氏体和贝氏体是困难的。但是，钢中的马氏体率越大则淬火后的钢(也就是说，淬火状态(as-quenched)的材料)的硬度越高。若淬火后且回火前的低合金油井用钢的硬度满足以下的式(1)，则在钢中生成对于降低位错密度而言充分量的马氏体，回火后的钢的[211]晶面的半值宽度为0.50°以下。
洛氏硬度(HRC)≧50×C+26 (1)
在此，式(1)中的元素(C)代入所对应的元素的含量(质量％)。
(7)本发明的低合金油井管用钢的淬火工序，例如可以采用图3所示的利用连续冷却处理进行的淬火C10和包括恒温处理的淬火C11中的任意一种。利用连续冷却处理进行的淬火C10，通过水冷、油冷而连续地降低钢的温度，将钢淬火。包括恒温处理的淬火C11，由淬火温度直至超过100℃且300℃以下的温度为止，以0.7℃/s以上的冷却速度冷却(以下将该冷却工序称为初期冷却工序)。通过冷却而形成超过100℃且300℃以下的温度后，停止冷却，在超过100℃且300℃以下的温度下将钢保持一定时间(以下将该工序称为恒温处理工序)。然后，将钢进一步冷却至常温(以下将该冷却称为最终冷却工序)。总之，包括恒温处理的淬火C11包括初期冷却工序、恒温处理工序和最终冷却工序。
本发明中的“包括恒温处理的淬火工序”中，在恒温处理的温度比容易产生贝氏体相变的温度区域低的方面，与日本特开2006-265657号公报中记载的奥氏体等温淬火不同。
本发明中的“包括恒温处理的淬火工序”中，恒温处理，将钢材保持于超过100℃且300℃以下的温度。恒温处理若将钢材保持于上述温度范围内即可，不限于将钢材保持于恒定温度。
从淬裂控制的观点考虑，优选恒温处理在超过Ms点且300℃以下进行。此时，可以充分增大初期冷却的冷却速度。详细机理不明确，但是推定，此时恒温处理过程中析出一定量的贝氏体抑制最终冷却中的淬裂的产生。
“恒温处理”可以在Ms点以下且超过100℃的温度范围内进行。此时，抑制初期冷却的冷却速度。但是，若冷却速度过慢则淬火后的钢的硬度过低。至少应该避免在初期冷却中、生成铁素体·珠光体或大量的贝氏体的冷却速度。因此，此时，初期冷却时的优选冷却速度为0.7℃/s以上。
对最终冷却的冷却方法没有特别限定。但是，对于厚壁的钢管等容易产生淬裂的形状的钢，优选进行慢冷却。
采用利用连续冷却处理进行的淬火的情况下，若由淬火温度(850～920℃)直至达到Ms点为止的时间(以下称为Ms点通过时间)处于600秒以内，则满足式(1)，回火后的钢的[211]晶面的半值宽度为0.50°以下。因此，能够得到具有优异的抗SSC性的低合金油井管用钢。另一方面，为了抑制淬裂，优选Ms点通过时间为100秒以上。
采用包括恒温处理的淬火的情况下，若初期冷却的停止温度和恒温处理温度超过100℃且300℃以下，则满足式(1)并且淬裂得到抑制。
(8)对于C含量为0.30％以上的低合金钢而言，容易由于淬火而产生淬裂。认为淬裂起因于随着马氏体相变而产生的应力。钢中的C浓度越高则晶格的应变越大、应力越增大。
与钢板相比，钢管具有被圆周方向拘束的形状。对钢管施加的应力比对钢板施加的应力复杂。因此，与钢板相比，钢管中更容易产生淬裂。壁厚大的钢管进一步容易产生淬裂。C含量为0.30％以上的钢管中，外径为100～400mm、壁厚为5～100mm的钢管中，进一步容易产生淬裂，若C含量为0.50％以上则进一步容易产生淬裂。若利用上述(7)中记载的方法实施淬火，则C含量为0.56％以上的低合金钢管通过淬火可以得到最合适量的马氏体、合适形状的碳化物、合适的半值宽度，并且可以抑制淬裂的产生。
基于以上的发现，本发明人等完成了本发明。以下对本发明的低合金油井管用钢进行说明。
[化学组成]
本发明的低合金油井管用钢具有以下所示的化学组成。
C：0.56～1.00％
本发明的低合金油井管用钢中，碳(C)的含量比以前的低合金油井管用钢多。通过含有大量C，晶界碳化物的球状化得到促进，钢的抗SSC性提高。进而，通过含有大量C，钢的马氏体相变得到促进。其结果，回火时位错的回复得到促进，回火后的钢的位错密度降低。另一方面，若C过量含有则其效果饱和。因此，C含量为0.56～1.00％。优选的C含量的下限为0.58％，进一步优选为0.61％。优选的C含量的上限为0.80％，进一步优选为0.70％。
Si：0.05～0.50％
硅(Si)将钢脱氧。另一方面，若Si过量含有则其效果饱和。因此，Si含量为0.05～0.50％。优选的Si含量的下限为0.10％，进一步优选为0.13％。优选的Si含量的上限为0.35％，进一步优选为0.30％。
Mn：0.05～1.00％
锰(Mn)提高钢的淬火性。另一方面，若Mn过量含有则与磷(P)和硫(S)等杂质元素一起在晶界偏析。其结果，钢的抗SSC性降低。因此，Mn含量为0.05～1.00％。优选的Mn含量的下限为0.10％，进一步优选为0.35％。优选的Mn含量的上限为0.60％，更优选为0.50％，进一步优选为0.47％。
P：0.025％以下
磷(P)为杂质。P在晶界偏析而降低钢的抗SSC性。因此，P含量优选少。因此，P含量为0.025％以下。优选的P含量为0.018％以下，进一步优选为0.014％以下。
S：0.010％以下
硫(S)与P同样地是杂质。S在晶界偏析而降低钢的抗SSC性。因此，S含量优选少。因此，S含量为0.010％以下。优选的S含量为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下，进一步优选为0.0015％以下。
Al：0.005～0.100％
铝(Al)将钢脱氧。另一方面，若Al过量含有则其效果饱和且夹杂物增加。因此，Al含量为0.005～0.100％。优选的Al含量的下限为0.010％，进一步优选为0.020％。优选的Al含量的上限为0.060％，进一步优选为0.050％。本说明书中所称的“Al”的含量指的是“酸可溶Al”也就是说“sol.Al”的含量。
Mo：0.40～1.00％
钼(Mo)与后述的V一起形成作为微细碳化物的MC(M为Mo和V)。由此，提高用于得到862MPa以上(125ksi以上)的屈服应力的钢的回火温度。因此，晶界碳化物球状化，位错密度降低。另一方面，若Mo过量含有则其效果饱和。因此，Mo含量为0.40～1.00％。优选的Mo含量的下限为0.65％，进一步优选为0.70％。优选的Mo含量的上限为0.90％，进一步优选为0.80％。
V：0.07～0.30％
钒(V)与Mo一起形成作为微细碳化物的MC(M为Mo和V)，提高用于得到862MPa以上的屈服应力的钢的回火温度。另一方面，若V过量含有，则淬火时固溶的V量饱和，提高回火温度的效果也饱和。因此，V含量为0.07～0.30％。优选的V含量的下限为0.08％。优选的V含量的上限为0.20％，进一步优选为0.15％。
O：0.010％以下
氧(O)为杂质。若O过量含有，则生成粗大的氧化物，降低钢的韧性和抗SSC性。因此，优选O含量少。因此，O含量为0.010％以下。
N：0.0300％以下
氮(N)与Al、Nb、Ti、Zr结合而形成氮化物、碳氮化物，通过钉扎效应，将钢的组织进行晶粒细化。为了得到这种效果而优选的N含量的下限为0.0030％，进一步优选为0.0040％。优选的N含量的上限为0.0200％，进一步优选为0.0150％。
需要说明的是，在钢铁的制造中，N为杂质。不积极地要求上述氮化物或碳氮化物的效果的情况下，N作为杂质，可以不足0.0030％。
低合金油井管用钢的化学组成的剩余部分由Fe和杂质组成。在此所称的杂质指的是作为钢的原料利用的矿石、废料、或由制造过程的环境等混入的元素。
[关于选择元素]
低合金油井管用钢可以还含有Cr来替代Fe的一部分。
Cr：2.00％以下
铬(Cr)为选择元素。Cr提高钢的淬火性。另一方面，若Cr过量含有则其效果饱和。因此，Cr含量为2.00％以下。若Cr含量为0.10％以上则能够显著得到上述效果。但是，即使Cr含量不足0.10％，也能够以某种程度得到上述效果。优选的Cr含量的下限为0.50％。优选的Cr含量的上限为1.50％，进一步优选为1.20％。
低合金油井管用钢可以还含有选自由Nb、Ti、Zr组成的组中的一种或两种以上来替代Fe的一部分。
Nb：0.100％以下
Ti：0.100％以下
Zr：0.100％以下
铌(Nb)、钛(Ti)和锆(Zr)都是选择元素。这些元素与C、N结合而形成碳化物、氮化物或碳氮化物。这些析出物(碳化物、氮化物和碳氮化物)通过钉扎(pinning)效应而将钢的组织进行晶粒细化。若选自由Nb、Ti和Zr组成的组中的一种或两种以上少量含有则能够得到上述效果。另一方面，若Nb、Ti、Zr过量含有则其效果饱和。因此，Nb含量为0.100％以下、Ti含量为0.100％以下、Zr含量为0.100％以下。若Nb含量为0.002％以上、或Ti含量为0.002％以上、或Zr含量为0.002％以上则能够显著得到上述效果。优选的Nb含量、Ti含量和Zr含量的下限都为0.005％。优选的Nb含量、Ti含量和Zr含量的上限都为0.050％。
本发明的低合金油井管用钢可以还含有Ca来替代Fe的一部分。
Ca：0.0100％以下
钙(Ca)为选择元素。Ca与钢中的S结合而形成硫化物，改善夹杂物的形状而提高抗SSC性。若Ca少量含有则能够得到上述效果。另一方面，若Ca过量含有则其效果饱和。因此，Ca含量为0.0100％以下。优选的Ca含量的下限为0.0003％，进一步优选为0.0005％。优选的Ca含量的上限为0.0030％，进一步优选为0.0020％。
本发明的低合金油井管用钢可以还含有B来替代Fe的一部分。
B：0.0030％以下
硼(B)为选择元素。B提高钢的淬火性。另一方面，若B过量含有则其效果饱和。因此，B含量为0.0030％以下。优选的B含量的下限为0.0003％以上，进一步优选为0.0005％。优选的B含量的上限为0.0015％，进一步优选为0.0012％。
[组织和位错密度]
本发明的低合金油井管用钢的组织包含回火马氏体和回火贝氏体的混合组织。更具体而言，低合金油井管用钢的组织主要包含回火马氏体和回火贝氏体，另外，还可以包含碳化物、氮化物、碳氮化物等析出物，夹杂物，残余奥氏体。但是，残余奥氏体率(相对于全部组织的残余奥氏体的体积率：单位为％)为5％以下。这是由于，残余奥氏体产生强度的偏差。需要说明的是，在油井管的壁厚薄、产生淬裂的可能性极低的情况下，低合金油井管用钢的组织可以为回火马氏体单相。残余奥氏体率通过X射线衍射法如以下所述测定。具体而言，采集所制造的钢板或钢管的包含厚度的中央部的样品。将所采集的样品的表面进行化学研磨。对于经过化学研磨的表面，使用CoKα射线作为入射X射线，实施X射线衍射。由铁素体的(211)面、(200)面、(110)面的面积分强度，和奥氏体的(220)面、(200)面、(111)面的面积分强度将残余奥氏体率定量。
进而，本发明的低合金油井管用钢中，通过X射线衍射法得到的[211]晶面的衍射峰的半值宽度为0.50°以下。
半值宽度通过以下的方法求得。对经过研磨的试验片的表面实施X射线衍射。X射线衍射中，在30kV、100mA的条件下使用CoKα射线(波长为)。通过拟合(fitting)分离CoKα射线中的Kα1和Kα2，仅抽出Kα1，求出因Kα1射线在试验片的αFe[221]面的衍射而得到的半值宽度(°)。基于峰位法，将达到峰高的一半的高度作为半值宽度来测定。进而，使用LaB6(六硼化镧)的单晶(不具有半值宽度的理想单晶)，测定源自X射线衍射装置的半值宽度。由所测得的半值宽度减去所测得的装置固有的半值宽度来进行校正。校正后的值定义为[211]晶面的衍射峰的半值宽度。
若半值宽度为0.50°以下，则由于位错密度低而钢中不易蓄积氢，抗SSC性提高。另一方面，若半值宽度超过0.50°，则由于位错密度高，而抗SSC性降低。
[制造方法]
对本发明的低合金油井管用钢的制造方法的一例进行说明。本例子中，对无缝钢管(低合金油井管)的制造方法进行说明。
将上述化学组成的钢熔炼，用周知的方法精炼。接着，通过连续铸造法将钢液形成连续铸造材料。连续铸造材料例如为板坯(slab)、大方坯(bloom)、小方坯(billet)。另外，可以利用铸锭法将钢液形成钢锭(ingot)。
将板坯、大方坯、钢锭热加工形成小方坯。可以通过热轧来形成小方坯，也可以通过热锻来形成小方坯。
将通过连续铸造或热加工得到的小方坯热加工，制造钢材。本例子中，钢材为管坯。例如作为热加工，实施曼内斯曼法，形成管坯。也可以通过其它热加工方法来制造管坯。
对于经过热加工的钢材(管坯)实施淬火。如上所述，本说明书中，将图3中的利用连续冷却处理进行的淬火C10、和包括恒温处理的淬火C11都定义为“淬火”。
任意一种淬火(利用连续冷却处理进行的淬火、包括恒温处理的淬火)中，都优选钢材的淬火温度(钢材的淬火时的表面温度)为850～920℃。
利用连续冷却处理进行的淬火的情况下，如图3的曲线C10所示，自淬火温度连续性地降低钢材的表面温度。连续冷却处理例如有将钢材浸渍于水槽、油槽来进行冷却的方法，通过喷淋水冷将钢材冷却的方法。连续冷却处理中，钢材的表面温度由淬火温度直至达到Ms点为止的时间(称为Ms点通过时间)处于100秒～600秒的范围内。若通过时间超过600秒，则得不到满足式(1)的硬度，钢组织中的马氏体率过低。因此，得不到优异的抗SSC性。另一方面，通过时间不足100秒的情况下，产生淬裂的可能性升高。
包括恒温处理的淬火的情况下，如图3的曲线C11所示，通过初期冷却而冷却后，在超过100℃～300℃的温度范围内保持一定时间(恒温处理)。包括恒温处理的淬火的情况下，不易产生淬裂。初期冷却的冷却停止温度高于100℃且为300℃以下。若冷却停止温度超过300℃，则钢组织中的贝氏体率过高，生成大量的碳化物。因此，回火处理中，位错难以回复，位错密度难以降低。因此，冷却后的钢的硬度不满足式(1)，得不到优异的抗SSC性。恒温处理中的优选保持时间为5～60分钟。另外，恒温处理后对于钢材实施最终冷却。最终冷却可以为水冷或空气冷却。总之，对最终冷却时的冷却速度没有特别限定。
钢材为管坯(钢管)的情况下，实施利用上述连续冷却进行的淬火时，将钢管外表面的温度由800℃直至达到500℃为止期间的冷却速度定义为CR8-5(℃/s)。管坯的C含量为约0.6％的情况下，优选冷却速度CR8-5满足下式(2)。
CR8-5≦2837t-2.2 (2)
在此，t为钢管的壁厚(单位为mm)。
若冷却速度CR8-5满足式(2)则淬裂的产生得到抑制。淬火时，在管坯(钢管)的外表面侧和内表面侧，马氏体相变的产生存在时间差。因此认为钢管内产生成为淬裂原因的残余应力。淬火时的残余应力可以通过利用有限元素法(FEM)的应力应变分布分析来求得。将利用FEM分析结果得到的残余应力值与实际的钢管的淬裂特性进行对应，结果可以确认，若拉伸残余应力为200MPa以下则本实施方式的钢管的淬裂得到抑制。
钢管的壁厚t(mm)越厚，则钢管的内外表面中的马氏体相变越会产生时间差，拉伸残余应力越增大。若冷却速度慢则上述马氏体相变的时间差越小。因此，拉伸残余应力也减小，淬裂的产生也会得到抑制。
图4为表示本发明的第一制造方法的连续冷却处理中的钢管的壁厚t(mm)与用于不会产生淬裂的钢管外表面温度由800℃直至达到500℃时的临界冷却速度(℃/s)的关系的图。图4中的曲线C5指的是式(2)的右边(＝2837t-2.2)。曲线C5表示拉伸残余应力为200MPa的冷却速度CR8-5(℃/s)与钢管壁厚t(mm)的关系。曲线C5的下侧中，淬裂得到抑制。另一方面，曲线C5的上侧中，容易产生淬裂。因此，优选冷却时使得冷却速度CR8-5满足式(2)来冷却钢管。此时，即使是本发明的第一制造方法，特别是对于具有100～400mm的外径和5～45mm的壁厚的无缝钢管而言，也能够制造[211]晶面的半值宽度为0.50°以下、不具有淬裂缺陷、或者淬裂的产生得到抑制的无缝钢管。
实施利用连续冷却处理进行的淬火或者包括恒温处理的淬火后，对于钢材实施回火。回火温度根据钢材的化学组成和想要得到的屈服应力适当调整。回火温度例如为650～735℃。通过回火，将钢材的屈服应力调整到862MPa以上。在此，屈服应力指的是0.2％条件屈服强度。优选的回火温度为700℃以上。此时，钢管中的碳化物进一步被球状化，抗SSC性进一步提高。
通过以上的工序，能够制造低合金油井管(无缝钢管)。上述制造方法中，在热加工后实施淬火。但是，也可以在热加工与淬火之间实施正火(normalize)处理。具体而言，将热加工后的钢材(管坯)在高于A3点的温度(例如850～950℃)下保持一定时间，然后自然冷却。保持时间例如为5～60分钟。
正火处理通常在热加工后将钢材冷却到常温后，加热到Ac3点以上。但是，本发明中，正火处理可以通过在热加工后、将钢材直接保持于Ar3点以上的温度来实施。
若实施正火处理则钢的晶粒微细化。具体而言，正火处理后的淬火后，(也就是说，淬火状态的材料中)，旧奥氏体晶界的粒度编号为ASTM E112中规定的10以上。通过晶粒的微细化，抗SSC性进一步提高。特别是具有925MPa以上的屈服应力的低合金油井管用钢，通过实施正火处理，具有进一步优异的抗SSC性。
通过以上的工序制造的低合金油井管(无缝钢管)的利用X射线衍射得到的[211]晶面的半值宽度为0.50°以下。因此，抗SSC性优异。
上述制造方法中，使得钢材为管坯或钢管，对无缝钢管的制造方法进行说明。但是，对钢材的形状没有特别限定。钢材可以为板材、棒钢、线材。
实施例1
制造具有表1所示化学组成的钢A～Z和钢AA～AC的钢锭。
钢A～钢O、钢AB和钢AC的化学组成都处于本发明的化学组成的范围内。另一方面，钢P～钢U的C含量不足本发明的C含量的下限。钢V的Mn含量超过本发明的Mn含量的上限。钢W的P含量超过本发明的P含量的上限。钢X的S含量超过本发明的S含量的上限。钢Y的Mo含量不足本发明的Mo含量的下限。钢Z不含有V。钢AA的O(氧)的含量超过本发明的O含量的上限。
各钢锭的重量为30～150kg。由各钢锭采集毛坯。将毛坯加热到1250℃。将所加热的毛坯热锻以及热轧，制造具有15～25mm厚度的板材。
对于所制造的板材，实施淬火回火处理或者在正火处理后实施淬火回火，将板材的屈服应力调整到125ksi级(862MPa～965MPa)和140ksi级(965MPa～1068MPa)。
正火处理中，在A3点以上的温度(920℃)下均热10分钟，然后，用周知的方法自然冷却。另一方面，淬火以及回火如下所述实施。
[淬火]
将淬火时的淬火温度调整到850～920℃的范围内。
[利用连续冷却处理进行的淬火]
利用连续冷却处理进行淬火的情况下，将板材加热到淬火温度后，通过喷淋冷却、喷雾冷却或空气冷却，调整由淬火温度直至达到马氏体相变开始温度(Ms点)为止的时间(Ms点通过时间)。
[包括恒温处理的淬火]
进行包括恒温处理的淬火的情况下，通过盐浴冷却或水冷，以5℃/s以上实施初期冷却，在冷却中途进行板材的提升，改变初期冷却的停止温度。在停止温度下保持25～40分钟(恒温处理)后，水冷至常温(最终冷却)。
[对于淬火状态的材料的试验]
对于淬火后的板材(以下称为淬火状态的材料)实施以下的试验。
[淬火状态的材料的硬度试验]
淬火状态的材料的硬度通过以下的方法测定。将淬火状态的材料在板厚方向切断。接着，基于JIS G0202求得断面的板厚中央部的洛氏硬度HRC。具体而言，在断面的板厚中央部的任意三点求出洛氏硬度HRC。所求出的三点的洛氏硬度HRC的平均定义为所对应的试验编号的硬度。
[旧奥氏体晶粒度试验]
进而，使用淬火状态的材料实施旧奥氏体晶粒度试验。具体而言，将淬火状态的材料在板厚方向切断。接着，用树脂掩埋所切断的板材，断面通过苦味酸蚀刻。观察所蚀刻的断面，根据ASTM E112，确定旧奥氏体晶粒的粒度编号。
(回火)
对于淬火后的板材实施回火，将板材的屈服应力调整到125ksi级(862MPa～965MPa)和140ksi级(965MPa～1068MPa)。回火温度为650℃～735℃。
(对于回火后的板材的评价试验)
使用实施了淬火回火的板材，实施以下的评价试验。
[半值宽度测定试验和残余奥氏体率试验]
由回火后的板材采集试验片。用砂纸将试验片的表面研磨。研磨越进展，则使用粒度越细的砂纸。用1200号的砂纸将试验片表面研磨后，在含有微量氢氟酸的常温的过氧化氢溶液中浸渍试验片，去除通过研磨而形成于试验片表面的加工硬化层。对于去除了加工硬化层的试验片进行X射线衍射。X射线衍射中，在30kV、100mA的条件下使用CoKα射线(波长为)。通过拟合(fitting)分离CoKα射线中的Kα1和Kα2，仅抽出Kα1，求出因Kα1射线在试验片的αFe[221]面的衍射而得到的半值宽度(°)。半值宽度以达到峰高的一半的高度测定(峰位法)。进而，使用LaB6(六硼化镧)的单晶(不具有半值宽度的理想单晶)，测定源自装置的半值宽度。由实际测得值减去所测得的装置固有的半值宽度来进行校正。校正后的值定义为各试验片的半值宽度。
进而，通过上述X射线衍射法，测定残余奥氏体率(相对于全部的奥氏体的体积率(％))。具体而言，采集钢材的包含厚度方向的中央部的样品。将所采集的样品的表面化学研磨，对于经过化学研磨的表面，使用CoKα射线作为入射X射线，实施X射线衍射。由铁素体的(211)面、(200)面、(110)面的面积分强度，和奥氏体的(220)面、(200)面、(111)面的面积分强度将残余奥氏体率定量。
[屈服应力试验]
由回火后的各板材，采集具有外径6mm、长度40mm的平行部的圆棒拉伸试验片。使用所采集的圆棒拉伸试验片，在常温(25℃)下进行拉伸试验，求出屈服应力(0.2％条件屈服强度)。
[抗SSC性试验]
抗SSC试验中，利用a浴～c浴。使用a浴和b浴实施恒定负荷拉伸试验。使用c浴实施高压釜试验。
[恒定负荷拉伸试验]
由各板材采集具有在轧制方向延伸的平行部的圆棒拉伸试验片。平行部的外径为6.35mm、长度为25.4mm。基于NACE TM0177 Method A，在常温(25℃)下在试验浴中实施恒定负荷拉伸试验。试验浴准备a浴和b浴。a浴为常温、1atm的硫化氢气体饱和的5％NaCl+0.5％CH3COOH水溶液。b浴为常温、0.1atm的硫化氢气体(剩余部分为二氧化碳)饱和的5％NaCl+0.5％CH3COOH水溶液。
对于具有125ksi(862MPa)左右的屈服应力的板材，使用a浴实施抗SSC性试验。具体而言，将试验片浸渍于a浴。接着，对于a浴中的试验片，负荷125ksi(862MPa)的85％的恒定负荷。观察经过720小时后的试验片是否产生断裂。没有产生断裂的板材评价为抗SSC性优异。
对于具有140ksi左右的屈服应力的板材，使用b浴实施抗SSC性试验。具体而言，将试验片浸渍于b浴。接着，对于b浴中的试验片，负荷实际屈服应力(各试验编号的屈服应力)的90％的恒定负荷。肉眼观察经过720小时后的试验片是否产生裂纹。没有观察到裂纹的情况，将该板材评价为抗SSC性优异。
[高压釜试验]
实施使用了c浴的高压釜试验，评价抗SSC性。c浴为常温、10atm的硫化氢饱和的5％NaCl水溶液。
由各板材采集2mm×10mm×75mm的4点弯曲试验片。使用4点弯曲夹具，对于所采集的4点弯曲试验片，根据ASTM G39负荷实际屈服应力(各试验编号的屈服应力)的90％的应力。将负荷了应力的4点弯曲试验片配置于高压釜内。配置4点弯曲试验片后，将经过脱气的5％NaCl水溶液注入到高压釜内。然后，封入10atm的硫化氢。通过以上的工序，在高压釜内制作c浴，在c浴中浸渍4点弯曲试验片。从封入10atm的硫化氢起经过720小时后，肉眼观察试验片是否产生裂纹。没有产生裂纹的情况下，该板材评价为抗SSC性优异。需要说明的是，调整试验中的高压釜中的压力使其总是10atm。
[试验结果]
表2示出试验结果。
[表2]
表2
表2中的“正火”栏的“有”表示对于所对应的试验编号的钢实施了正火处理。“冷却方法”栏的“连续”表示对于所对应的试验编号的钢实施了利用连续冷却处理进行的淬火。“恒温”表示对于所对应的试验编号的钢实施了包括恒温处理的淬火。“Ms点通过时间”栏中示出连续冷却处理中的Ms点通过时间(s)。“停止温度”栏中示出包括恒温处理的淬火中的初期冷却的冷却停止温度(℃)。“硬度(HRC)”栏中示出所对应的试验编号的洛氏硬度(HRC)。“旧γ粒度编号”栏中示出所对应的试验编号的旧奥氏体粒度编号。“50C(％)+26”栏中示出式(1)的右边的值F1＝50C+26。“回火温度”栏和“回火时间”栏中示出所对应的试验编号的板材的回火温度(℃)和回火时间(分钟)。“半值宽度”栏中示出所对应的试验编号的半值宽度(°)。“碳化物中的合金元素浓度”栏中示出利用图1中说明的方法得到的各试验编号的碳化物中的合金元素浓度(％)。“碳化物的长宽比”栏中示出通过式(A)求出的各试验编号的碳化物的长宽比。“YS”栏中示出所对应的试验编号的屈服应力(MPa)。“SSC试验”示出a浴～c浴中的试验结果。“无”表示没有产生裂纹。“有”表示产生了裂纹。需要说明的是，全部试验编号1～72的残余奥氏体率为0％。
参照表2可知，试验编号1～43的化学组成处于本发明的低合金油井管用钢的化学组成的范围内。另外，试验编号1～43的板材的屈服应力都为862MPa以上、125ksi以上。
进而，试验编号1～43中，实施了利用连续冷却处理进行的淬火的试验编号(1～5、11～19、22～28、31～43)中，Ms点通过时间处于600秒以内。试验编号1～43中，实施了包括恒温处理的淬火的试验编号(6～10、20、21、29及30)中，停止温度比100℃高且为300℃以下。因此，试验编号1～43都满足式(1)，其半值宽度都为0.50°以下。进而，试验编号1～43的碳化物中的合金元素浓度为20.0％以下，碳化物的长宽比为0.45以上。这些试验编号的回火温度都为700℃以上。
试验编号1～43中，使用了a浴和b浴的抗SSC试验中，没有确认到裂纹。进而，屈服应力为862MPa～925MPa的试验片中，无论正火处理的有无，c浴中的抗SSC试验中都没有确认到裂纹。即，862MPa～925MPa的板材，即使在含有1atm以上的硫化氢的环境下，也表现出优异的抗SSC性。
为了将碳化物球状化，除了降低碳化物中的合金元素浓度之外，提高淬火后的回火温度也是有效的。为了将碳化物球状化，优选回火温度为700℃以上。
试验编号3、14～19、22、25～28、30、33及34中，实施了正火处理。因此，旧奥氏体晶粒度编号为10以上。因此，具有超过925MPa的屈服应力的试验编号(3、22及25)在c浴中的抗SSC试验中，没有确认到裂纹。另一方面，具有超过925MPa的屈服应力的试验编号1，由于没有进行正火处理，在c浴中的抗SSC性试验中确认到裂纹。
实施了包括恒温处理的淬火的试验编号44～46、49～58的化学组成处于本发明的低合金油井管用钢的化学组成的范围内。但是，包括恒温处理的淬火中的初期冷却的停止温度超过300℃。因此，试验编号44～46、49～58的淬火状态的材料的洛氏硬度(HRC)不满足式(1)，试验编号44～46、49～58的半值宽度都超过0.50°。因此，a浴和c浴的抗SSC性试验中，试验编号44～46、49～58的试验片确认到裂纹。
实施了连续冷却处理的试验编号47和48的化学组成处于本发明的低合金油井管用钢的化学组成的范围内。但是，Ms点通过时间超过600秒。因此，试验编号47和48的洛氏硬度(HRC)不满足式(1)，半值宽度都超过0.50°。因此，a浴和c浴的抗SSC性试验中，试验编号47和48的试验片确认到裂纹。
试验编号59～66的C含量不足本发明的低合金油井管用钢的C含量的下限。因此，试验编号59～66的碳化物中的合金元素浓度超过20.0％，碳化物的长宽比不足0.45。因此，a浴和c浴的抗SSC性试验中、或者b浴的抗SSC性试验中，试验编号59～66的试验片确认到裂纹。
试验编号67的Mn含量超过本发明的低合金油井管用钢的Mn含量的上限。试验编号68的P含量超过本发明的低合金油井管用钢的P含量的上限。试验编号69的S含量超过本发明的低合金油井管钢的S含量的上限。试验编号70的Mo含量超过本发明的低合金油井管用钢的Mo含量的上限。试验编号71的化学组成不含有V。试验编号72的O含量超过本发明的低合金油井管用钢的O含量的上限。因此，a浴和c浴的抗SSC性试验中，试验编号67～72的试验片确认到裂纹。
实验例2
制造具有表3所示化学组成的钢种类AD和AE的钢液(各190吨)。使用所制造的钢液，通过连续铸造法，制造直径310mm的圆小方坯。根据通常的曼内斯曼芯棒法，将圆小方坯穿轧以及拉伸轧制，制造外径114.0～244.5mm、壁厚13.8～60.0mm的管坯(无缝钢管)。将所制造的管坯自然冷却。自然冷却后，对于管坯进行表4所示的包含利用连续冷却处理进行的淬火或包括恒温处理的淬火中的任意一工序的热处理，制造无缝钢管。对于壁厚为50mm以上的试验编号80～83，不采用利用连续冷却处理进行的淬火，作为淬火方法，采用包括恒温处理的淬火。需要说明的是，淬火温度处于850～920℃的范围内。另外，包括恒温处理的淬火的实施中，加热到淬火温度后，作为初期冷却，通过水冷以5℃/s以上进行冷却，达到冷却停止温度后，根据需要以间歇冷却，使得钢管的温度在恒温处理温度左右稳定化，实施恒温热处理。
对于所制造的无缝钢管实施与实施例1同样的评价试验。但是，屈服应力试验中，由各无缝钢管采集弧状拉伸试验片来替代圆棒拉伸试验片。弧状拉伸试验片的横断面为弧状，弧状拉伸试验片的长度方向与钢管的长度方向平行。
抗SSC性评价用的圆棒试验片的长度方向与无缝钢管的长度方向平行。圆棒试验片的尺寸与实施例1相同。
评价试验的结果如表4所示。
对于采用利用连续冷却处理进行的淬火的情况下，表4中的“CR8-5”栏中示出冷却速度CR8-5(℃/s)。另外，“2837t-2.2”栏中示出式(2)的右边的值。“淬裂”栏中的“有”表示淬火后产生淬裂。“无”表示淬火后没有发现淬裂。
参照表4可知，试验编号73在淬火时实施浸渍水冷。因此，Ms点通过时间短、为10秒，冷却速度CR8-5不满足式(2)。因此，试验编号73的无缝钢管观察到在两管端之间延伸的淬裂。需要说明的是，试验编号73的无缝钢管直接实施回火。接着，对于试验编号73的无缝钢管，也实施上述评价试验。
试验编号74～83满足本发明的化学组成以及本发明的第一制造方法或本发明的第二制造方法中规定的制造条件，第一制造方法的情况下，冷却速度CR8-5也满足式(2)。因此，淬火后的无缝钢管不会产生淬裂，并且也得到优异的抗SSC性。特别是试验编号76、77、79、81及83中，实施正火处理来将无缝钢管晶粒细化。因此，这些试验编号中，即使在试验条件苛刻的c浴中，也不会产生SSC。需要说明的是，试验编号73的钢管虽然产生淬裂，但是抗SSC性良好。
表4中，试验编号73～83中，碳化物中的合金元素浓度都为20.0％以下。为了降低碳化物中的合金元素，C含量的增加和Cr、Mo等合金元素的降低是有效的。但是，Mo由于提高回火温度，Mo含量的降低从回火温度的高温化的观点考虑不优选。因此，Cr含量的降低对于碳化物中的合金元素的浓度降低是有效的。
进而，试验编号73～83中，长宽比都为0.45以上，充分达成碳化物的球状化。为了实现碳化物的球状化，除了降低碳化物中的合金元素浓度之外，提高淬火后的回火温度也是有效的。为了将碳化物球状化，优选回火温度为700℃以上。
以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式只不过为用于实施本发明的例示。由此，本发明不被上述实施方式限定，在不脱离其宗旨的范围内能够将上述实施方式适当变形来实施。

Claims (22)

1.一种低合金油井管用钢，其具有下述化学组成：按质量％计含有
C：0.61～1.00％、
Si：0.05～0.50％、
Mn：0.05～1.00％、
P：0.025％以下、
S：0.010％以下、
Al：0.005～0.100％、
Mo：0.40～1.00％、
V：0.07～0.30％、
O：0.010％以下、和
N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成，
该低合金油井管用钢具有862MPa以上的屈服应力，
通过X射线衍射得到的[211]晶面的半值宽度为0.50°以下，
碳化物的长宽比为0.45以上，
所述碳化物中的Cr含量、Mo含量以及Mn含量的总量为20.0％以下。
2.根据权利要求1所述的低合金油井管用钢，其含有Cr：2.00％以下来替代所述Fe的一部分。
3.根据权利要求1所述的低合金油井管用钢，其含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
4.根据权利要求2所述的低合金油井管用钢，其含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的低合金油井管用钢，其含有Ca：0.0100％以下来替代所述Fe的一部分。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的低合金油井管用钢，其含有B：0.0030％以下来替代所述Fe的一部分。
7.根据权利要求5所述的低合金油井管用钢，其含有B：0.0030％以下来替代所述Fe的一部分。
8.根据权利要求1所述的低合金油井管用钢，其中，进而残余奥氏体率不足5％。
9.一种低合金油井管，其由权利要求1～8中任一项所述的低合金油井管用钢制造，具有100～450mm的外径和5～100mm的壁厚，并且不具有淬裂缺陷。
10.一种低合金油井管用钢的制造方法，其具备下述工序：
将小方坯热加工，制造钢材的工序，所述小方坯具有下述化学组成：按质量％计含有C：0.61～1.00％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Mo：0.40～1.00％、V：0.07～0.30％、O：0.010％以下和N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成；
通过连续冷却处理，以由淬火温度直至达到马氏体相变开始温度为止的时间为100秒以上且600秒以内的冷却速度将所述钢材淬火的工序；和
将经过淬火的所述钢材在650～735℃的温度下回火而使碳化物的长宽比为0.45以上的工序，
所述碳化物中的Cr含量、Mo含量以及Mn含量的总量为20.0％以下。
11.一种低合金油井管用钢的制造方法，其具备下述工序：
将小方坯热加工，制造钢材的工序，所述小方坯具有下述化学组成：按质量％计含有C：0.61～1.00％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.05～1.00％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Al：0.005～0.100％、Mo：0.40～1.00％、V：0.07～0.30％、O：0.010％以下和N：0.0300％以下，剩余部分由Fe和杂质组成；
对所述钢材实施包括恒温处理的淬火处理的工序；和
将经过淬火的所述钢材在650～735℃的温度下回火而使碳化物的长宽比为0.45以上的工序，
所述碳化物中的Cr含量、Mo含量以及Mn含量的总量为20.0％以下，
所述实施包括恒温处理的淬火处理的工序包括下述工序：
将所述钢材以0.7℃/s以上的冷却速度由淬火温度冷却至超过100℃且300℃以下的温度的初期冷却工序；
在超过100℃且300℃以下的温度范围内保持所述初期冷却处理工序后的钢材的恒温处理工序；和
冷却所述恒温处理工序后的钢材的最终冷却工序。
12.根据权利要求10或11所述的低合金油井管用钢的制造方法，其还具备对所述热加工之后且所述淬火之前的所述钢材实施正火处理的工序。
13.根据权利要求10所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有Cr：2.00％以下来替代所述Fe的一部分。
14.根据权利要求11所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有Cr：2.00％以下来替代所述Fe的一部分。
15.根据权利要求10所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
16.根据权利要求11所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
17.根据权利要求13所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
18.根据权利要求14所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有选自由Nb：0.100％以下、Ti：0.100％以下和Zr：0.100％以下组成的组中的一种或两种以上来替代所述Fe的一部分。
19.根据权利要求10、11、13～18中任一项所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有Ca：0.0100％以下来替代所述Fe的一部分。
20.根据权利要求10、11、13～18中任一项所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有B：0.0030％以下来替代所述Fe的一部分。
21.根据权利要求19所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述小方坯含有B：0.0030％以下来替代所述Fe的一部分。
22.根据权利要求10或11所述的低合金油井管用钢的制造方法，其中，所述钢材为管坯，
所述制造方法制造具有100～450mm的外径和5～100mm的壁厚的无缝钢管。
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