JP2018070970A - 高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管を提供する。【解決手段】高強度低合金油井用継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．１０〜１．２０％、Ｍｏ：１．１〜２．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００５０％以下等を含有し、１１０３〜１２０６ＭＰａの降伏強度を有し、前記化学組成が下記式（１）及び式（２）を満たし、結晶粒度番号で８．５以上の旧オーステナイト粒を有する。Ｖｃ９０≦１．０ （１）Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）【選択図】図２
Description
本発明は、高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法に関し、より詳しくは、耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法に関する。
油井用鋼管は、油井やガス井でケーシング又はチュービングとして使用される。以下、油井とガス井とを総じて油井と称する。油井用鋼管としては、従来９５〜１２５ｋｓｉ（６５５〜８６２ＭＰａ）級の降伏強度を有する鋼管が使用されている。
石油や天然ガス等のエネルギー確保の必要性から、油田開発は高深度化が進んでいる。油田開発に用いられる油井用鋼管は、地中で連結されて使用されるが、地中数千メートルの深度に達する場所での開発が行われており、深度が増すにつれて油井用鋼管にかかる外圧も増加する。そのため、油井用鋼管の降伏強度を高める必要があり、従来使用されてきた９５〜１２５ｋｓｉ級を超える、１６０ｋｓｉ（１１０３ＭＰａ）級の高強度を有する油井用鋼管にニーズが生じつつある。
一方で、１６０ｋｓｉ以上の高強度にした場合、鋼中への水素の侵入量が増加するため、遅れ破壊に代表される水素脆化の発生が懸念される。一般に硫化水素を含まないとされる環境であっても水素の影響は少なからずあり、水素脆化への対策は必須である。すなわち、目標とする降伏強度と、耐水素脆化特性とを両立させることが課題となる。
特開昭６１−６４８１５号公報には、所定の化学組成の鋼をオーステナイト粒度が８．５以上となるように調整して焼入れし、焼戻しパラメータＰＬＭが１６８００以上となる条件で焼戻しをする高強度鋼の製造方法が記載されている。同公報によれば、この製造方法で製造された鋼は、１５０ｋｓｉを超える降伏強度を有し、かつ遅れ破壊性にも優れるとされている。
特開昭６２−４０３４５号公報には、（Ｍｏ×１／１６＋Ｖ×３／１７）／Ｃ＝Ｘなる式におけるＸが０．５≦Ｘ≦１．５を満足する高張力油井用鋼管が記載されている。同公報によれば、この油井用鋼管は、１５０ｋｓｉを超える降伏強度を有し、かつ遅れ破壊性にも優れるとされている。
特開昭６１−６４８１５号公報や特開昭６２−４０３４５号公報に記載された技術をもってしても、降伏強度を安定して確保しつつ、さらに降伏強度と耐水素脆化特性とを両立させることは困難な場合がある。
本発明の目的は、耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法を得ることである。
本発明の一実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｏ：１．１〜２．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、１１０３〜１２０６ＭＰａの降伏強度を有し、前記化学組成が下記式（１）及び式（２）を満たし、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準拠したオーステナイト結晶粒度番号で８．５以上の旧オーステナイト粒を有する。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。
本発明の一実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｏ：１．１〜２．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼素材を準備する工程と、前記鋼素材を熱間加工して鋼素管とする工程と、前記鋼素管を空冷以上の速度で室温まで冷却する工程と、前記冷却した鋼素管を焼戻しする工程と、前記焼戻しされた鋼素管をＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度に再加熱して焼入れする工程と、前記焼入れされた鋼素管を再び焼戻しする工程とを備え、前記化学組成が下記式（１）及び式（２）を満たし、前記再び焼戻しする工程において、下記式（３）で定義される焼戻しパラメータＴＰが１８２００〜１８４００である。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０） （３）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。式（３）において、Ｔは焼戻し温度、ｔは焼戻し保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０） （３）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。式（３）において、Ｔは焼戻し温度、ｔは焼戻し保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
本発明によれば、耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管及びその製造方法が得られる。
本発明者らは、１６０ｋｓｉ（１１０３ＭＰａ）以上の高強度を有する低合金油井用継目無鋼管の耐水素脆化特性について検討した。
安定して高い降伏強度を得る方法として、鋼の焼入れ性を高め、焼入れ組織の体積分率の高い組織とすることが考えられる。
また、耐水素脆化特性を向上させる方法として、焼戻し温度を高くしたり焼戻し時間を長くしたりすることが考えられる。焼戻し温度を高くしたり焼戻し時間を長くしたりすることで、炭化物を球状化できるとともに、水素のトラップサイトである転位の密度を減らせるためである。一方、転位は、鋼の高強度化にも寄与するため、単純に焼戻し温度を高くしたり焼戻し時間を長くしたりすれば、必要な降伏強度を維持できなくなる。
Ｍｏは、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を向上させる元素として知られている。しかし、１．０質量％を超えてＭｏを含有させると、針状のＭＣ型の合金炭化物が析出し、耐水素脆化特性が低下すると考えられている（例えば、特開２００１−２７１１３４号公報を参照。）。
本発明者らは、Ｍｏ含有量をさらに高くし、かつＣｒ含有量との比を適正にすることで、炭化物の形態を制御できることに着目した。具体的には、Ｍｏ含有量を１．１質量％以上にし、かつＭｏ／Ｃｒを２．０以下にすることで、ＭＣ型の合金炭化物に代えて、Ｍｏ２Ｃ等のＭ２Ｃ型の合金炭化物を析出させることができる。Ｍ２Ｃ型の合金炭化物は、水素をトラップし、耐水素脆化特性を改善する。そのため、焼戻し軟化抵抗向上による降伏強度の向上と、耐水素脆化特性の向上とを実現することができる。
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管を詳述する。
［化学組成］
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．２０〜０．５０％
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．２０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、鋼の焼割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．２０〜０．５０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．２２％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃ含有量が０．２０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．５０％を超えると、鋼の焼割れ感受性が高くなる。したがって、Ｃ含有量は、０．２０〜０．５０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．２２％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜１．００％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
Ｍｎ：０．１〜１．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えると、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．６％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えると、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１〜１．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．３％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．６％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓ：０．００５０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｓ含有量は、好ましくは０．００２０％以下である。
Ａｌ：０．００５〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、介在物が粗大化して鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、介在物が粗大化して鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｃｒ：０．１０〜１．２０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｃｒはまた、適切な量のＭｏとともに含有されれば、炭化物を球状化する作用を有し、耐水素脆化特性の向上に寄与する。Ｃｒ含有量が０．１０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えると、Ｍ２Ｃ型の合金炭化物の析出が妨げられる。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜１．２０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．８％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｃｒはまた、適切な量のＭｏとともに含有されれば、炭化物を球状化する作用を有し、耐水素脆化特性の向上に寄与する。Ｃｒ含有量が０．１０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．２０％を超えると、Ｍ２Ｃ型の合金炭化物の析出が妨げられる。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜１．２０％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．８％である。
Ｎ：０．０１％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは窒化物系介在物を形成し、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００６％である。コストの観点から、Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは窒化物系介在物を形成し、鋼の耐水素脆化特性を低下させる。したがって、Ｎ含有量は０．０１％以下である。Ｎ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．００６％であり、さらに好ましくは０．００６％である。コストの観点から、Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。
Ｍｏ：１．１〜２．５％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｍｏはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏはまた、Ｍ２Ｃ型の合金炭化物として析出し、鋼の耐水素脆化特性を向上させる。Ｍｏ含有量が１．１％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が２．５％を超えると、析出物が過剰になって耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．１〜２．５％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは１．１５％であり、さらに好ましくは１．２％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．８％である。
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｍｏはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｍｏはまた、Ｍ２Ｃ型の合金炭化物として析出し、鋼の耐水素脆化特性を向上させる。Ｍｏ含有量が１．１％未満では、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が２．５％を超えると、析出物が過剰になって耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．１〜２．５％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは１．１５％であり、さらに好ましくは１．２％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは１．８％である。
Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物又は炭窒化物を形成し、ピン止め効果によって結晶粒の微細化に寄与する。Ｔｉ含有量が０．００２％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、窒化物系介在物が粗大化し、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．００３％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．００９％である。
チタン（Ｔｉ）は、窒化物又は炭窒化物を形成し、ピン止め効果によって結晶粒の微細化に寄与する。Ｔｉ含有量が０．００２％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．０２０％を超えると、窒化物系介在物が粗大化し、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０２０％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．００３％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．００９％である。
Ｎｂ：０．０５０％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成し、ピン止め効果によって結晶粒の微細化に寄与する。Ｎｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、窒化物系介在物が粗大化し、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２％以下である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成し、ピン止め効果によって結晶粒の微細化に寄与する。Ｎｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．０２０％を超えると、窒化物系介在物が粗大化し、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２％以下である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。
Ｖ：０．０１〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）は、微細な合金炭化物を形成し、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、析出物が過剰になって耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．３０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
バナジウム（Ｖ）は、微細な合金炭化物を形成し、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｖ含有量が０．０１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．３０％を超えると、析出物が過剰になって耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．３０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｂ：０．００５０％以下
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、窒化物系介在物が形成され、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００４０％である。
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。Ｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、窒化物系介在物が形成され、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００５０％以下である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００４０％である。
Ｏ：０．００５０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して鋼の耐水素脆化特性や靱性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは酸化物を形成して鋼の耐水素脆化特性や靱性を低下させる。したがって、Ｏ含有量は０．００５０％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｏ含有量は、好ましくは０．００３０％以下である。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、以下に説明する元素を含有してもよい。以下に説明する元素は、すべて選択元素である。すなわち、本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の化学組成は、以下の元素の一部又は全部を含有していなくてもよい。
Ｃａ：０〜０．００５０％
Ｍｇ：０〜０．００５０％
ＲＥＭ：０〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及び希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を細粒化し、耐水素脆化特性の向上に寄与する。これらの元素が少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、これらの元素の各々の含有量が０．００５０％を超えると、酸化物系介在物が形成され、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭのそれぞれの含有量は０〜０．００５０％である。これらの元素の各々の含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。これらの元素の各々の含有量の上限は、好ましくは０．００２５％である。
Ｍｇ：０〜０．００５０％
ＲＥＭ：０〜０．００５０％
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及び希土類元素（ＲＥＭ）は、硫化物を細粒化し、耐水素脆化特性の向上に寄与する。これらの元素が少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、これらの元素の各々の含有量が０．００５０％を超えると、酸化物系介在物が形成され、鋼の耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃａ、Ｍｇ、及びＲＥＭのそれぞれの含有量は０〜０．００５０％である。これらの元素の各々の含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。これらの元素の各々の含有量の上限は、好ましくは０．００２５％である。
なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹ及びＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種以上を含有させることができる。ＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
Ｃｕ：０〜１．０％
Ｎｉ：０〜１．０％
銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。これらの元素が少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、これらの元素の各々の含有量が１．０％を超えると、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃｕ及びＮｉのそれぞれの含有量は０〜１．０％である。これらの元素の各々の含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。これらの元素の各々の含有量の上限は、好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．１％である。
Ｎｉ：０〜１．０％
銅（Ｃｕ）及びニッケル（Ｎｉ）は、鋼の焼入れ性を高め、強度の向上に寄与する。これらの元素が少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、これらの元素の各々の含有量が１．０％を超えると、耐水素脆化特性が低下する。したがって、Ｃｕ及びＮｉのそれぞれの含有量は０〜１．０％である。これらの元素の各々の含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。これらの元素の各々の含有量の上限は、好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは０．１％である。
Ｃｏ：０〜１．０％
Ｗ ：０〜１．０％
コバルト（Ｃｏ）及びＷ（タングステン）は、腐食速度を低減し、鋼の耐水素脆化特性を高める。これらの元素が少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、これらの元素の各々の含有量が１．０％を超えると、効果が飽和するとともに、コストが増加する。したがって、Ｃｏ及びＷのそれぞれの含有量は０〜１．０％である。これらの元素の各々の含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。これらの元素の各々の含有量の上限は、好ましくは０．８％である。
Ｗ ：０〜１．０％
コバルト（Ｃｏ）及びＷ（タングステン）は、腐食速度を低減し、鋼の耐水素脆化特性を高める。これらの元素が少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、これらの元素の各々の含有量が１．０％を超えると、効果が飽和するとともに、コストが増加する。したがって、Ｃｏ及びＷのそれぞれの含有量は０〜１．０％である。これらの元素の各々の含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。これらの元素の各々の含有量の上限は、好ましくは０．８％である。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の化学組成は、さらに、下記式（１）及び式（２）を満たす。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。
［式（１）について］
Ｖｃ９０は焼入れ性の指標であり、具体的には、体積率で９０％以上のマルテンサイト組織を得るための臨界冷却速度（℃／秒）である。本実施形態では、Ｖｃ９０が１．０以下になる化学組成とする。Ｖｃ９０が１．０よりも大きい化学組成では、焼入れ性が十分ではなく、必要な降伏強度を得ることが困難になる。Ｖｃ９０は、好ましくは０．８以下である。
Ｖｃ９０は焼入れ性の指標であり、具体的には、体積率で９０％以上のマルテンサイト組織を得るための臨界冷却速度（℃／秒）である。本実施形態では、Ｖｃ９０が１．０以下になる化学組成とする。Ｖｃ９０が１．０よりも大きい化学組成では、焼入れ性が十分ではなく、必要な降伏強度を得ることが困難になる。Ｖｃ９０は、好ましくは０．８以下である。
［式（２）について］
本実施形態では、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を上述の範囲にするとともに、質量％で表したＣｒ含有量に対するＭｏ含有量の比率Ｍｏ／Ｃｒを２．０以上にする。Ｍｏは、上述のようにＭｏ２Ｃを形成して耐水素脆化特性の向上に寄与する。しかし、Ｃｒ含有量が増加すると、Ｍｏ２Ｃの形成が妨げられる。Ｍｏ／Ｃｒが２．０未満では、Ｃｒの影響によって、Ｍｏ２Ｃの形成が不十分になる。Ｍｏ／Ｃｒの値は、好ましく２．３以上である。
本実施形態では、Ｃｒ含有量及びＭｏ含有量を上述の範囲にするとともに、質量％で表したＣｒ含有量に対するＭｏ含有量の比率Ｍｏ／Ｃｒを２．０以上にする。Ｍｏは、上述のようにＭｏ２Ｃを形成して耐水素脆化特性の向上に寄与する。しかし、Ｃｒ含有量が増加すると、Ｍｏ２Ｃの形成が妨げられる。Ｍｏ／Ｃｒが２．０未満では、Ｃｒの影響によって、Ｍｏ２Ｃの形成が不十分になる。Ｍｏ／Ｃｒの値は、好ましく２．３以上である。
［組織、降伏強度、耐水素脆化特性］
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の組織は、好ましくは、体積分率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを有し、さらに焼戻し中に析出した炭化物を含む。高強度低合金油井用継目無鋼管の組織は、窒化物や炭窒化物等の炭化物以外の析出物、介在物、並びに残留オーステナイトを含んでいてもよい。ただし、残留オーステナイトは強度のばらつきを生じさせるため、体積分率で５％以下であることが好ましい。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の組織は、好ましくは、体積分率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを有し、さらに焼戻し中に析出した炭化物を含む。高強度低合金油井用継目無鋼管の組織は、窒化物や炭窒化物等の炭化物以外の析出物、介在物、並びに残留オーステナイトを含んでいてもよい。ただし、残留オーステナイトは強度のばらつきを生じさせるため、体積分率で５％以下であることが好ましい。
残留オーステナイトの体積分率は、次のように測定する。鋼管の厚さ方向の中央部を含む試験片を採取する。採取した試験片の表面を研磨する。研磨した試験片に対して、ＣｏＫα線を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施する。α相の（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の積分強度と、オーステナイトの（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率を定量する。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の組織はさらに、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準拠した結晶粒度番号で８．５以上の旧オーステナイト粒を有する。旧オーステナイト粒が結晶粒度番号で８．５未満の粗粒の場合、必要な耐水素脆化特性を得ることができない。旧オーステナイト粒は、好ましくは結晶粒度番号で９．０以上である。
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、鋼管の長さ方向（製管方向）に垂直な断面が被検面になるように、各鋼管から試験片を切り出して樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準じて測定する。
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、焼入れ後、焼戻し前の鋼材（いわゆる焼入れまま材）を用いて測定しても良いし、焼戻しされた鋼材を用いて測定しても良い。いずれの鋼材を用いても、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号はほとんど変わらない。
なお、焼戻し後の鋼材に対しては、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）等の方法を用いて、結晶の方位関係から旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ粒度番号を求めることもできる。この場合、焼戻し後の継目無鋼管の金属組織をＥＢＳＤによって、次のように測定する。焼戻し後の継目無鋼管の横断面（継目無鋼管の軸方向と垂直な断面）の肉厚中央位置からサンプルを採取する。採取したサンプルを用いて５００×５００μｍ２の観察範囲でＥＢＳＤによって結晶方位解析を行い、Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ａｎｇｌｅが１５〜５１°の範囲にある粒同士の境界を旧オーステナイト粒界と定義して、線描画させ、その描画図を元に、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準拠して結晶粒度番号を求める。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管は、１６０ｋｓｉ（１１０３ＭＰａ）〜１７５ｋｓｉ（１２０６ＭＰａ）の降伏強度を有する。本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の降伏強度の下限は、好ましくは１６５ｋｓｉ（１１３８ＭＰａ）である。
本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管は、優れた耐水素脆化特性を有する。本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管は、好ましくは、４℃の環境下において、ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ液に分圧０．１ｂａｒのＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に９６時間浸漬した後のＣＬＲが５％以下である。
［製造方法］
以下、本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。この製造方法はあくまでも一例であり、本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
以下、本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。この製造方法はあくまでも一例であり、本実施形態による高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法は、これに限定されない。
図１は、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法の一例を示すフロー図である。この製造方法は、鋼素材を準備する工程（ステップＳ１）、鋼素材を熱間加工して鋼素管にする工程（ステップＳ２）、鋼素管を補熱する工程（ステップＳ３）、鋼素管を冷却する工程（ステップＳ４）、冷却された鋼素管を焼戻しする工程（ステップＳ５）、並びに、再加熱焼入れ及び焼戻しをさらに１回以上行う工程（ステップＳ６〜Ｓ９）を備えている。以下、各工程を詳述する。
［鋼素材準備工程（ステップＳ１）］
上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法によって連続鋳造材にする。連続鋳造材は例えば、スラブ、ブルーム、又はビレットである。溶鋼を造塊法によってインゴットにしてもよい。スラブ、ブルーム、又はインゴットは、熱間加工によってビレットにする。
上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法によって連続鋳造材にする。連続鋳造材は例えば、スラブ、ブルーム、又はビレットである。溶鋼を造塊法によってインゴットにしてもよい。スラブ、ブルーム、又はインゴットは、熱間加工によってビレットにする。
［熱間加工工程（ステップＳ２）］
連続鋳造又は熱間加工によって得られたビレットを熱間加工して鋼素管を製造する。熱間加工は例えば、マンネスマン法である。他の熱間加工によって鋼素管を製造してもよい。
連続鋳造又は熱間加工によって得られたビレットを熱間加工して鋼素管を製造する。熱間加工は例えば、マンネスマン法である。他の熱間加工によって鋼素管を製造してもよい。
［補熱工程（ステップＳ３）］
熱間加工工程（ステップＳ２）後、冷却工程（ステップＳ４）の前に、鋼素管をＡｃ３変態点以上の温度に補熱する（ステップＳ３）。補熱工程（ステップＳ３）は、任意の工程である。すなわち、補熱工程（ステップＳ３）を実施せずに、冷却工程（ステップＳ４）を実施してもよい。補熱工程（ステップＳ３）を実施すれば、鋼素管の温度を均一にすることができ、より均一な組織を得ることができる。
熱間加工工程（ステップＳ２）後、冷却工程（ステップＳ４）の前に、鋼素管をＡｃ３変態点以上の温度に補熱する（ステップＳ３）。補熱工程（ステップＳ３）は、任意の工程である。すなわち、補熱工程（ステップＳ３）を実施せずに、冷却工程（ステップＳ４）を実施してもよい。補熱工程（ステップＳ３）を実施すれば、鋼素管の温度を均一にすることができ、より均一な組織を得ることができる。
［冷却工程（ステップＳ４）］
熱間加工された鋼素管、又は補熱された鋼素管を、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する（ステップＳ４）。冷却方法は、水冷が好ましい。すなわち、熱間加工によって形成された鋼素管を水冷する直接焼入れを実施するか、補熱後に水冷するインライン焼入れを実施することが好ましい。鋼素管を焼入れすることで、組織が焼入れ組織になる。このとき得られた焼入れ組織が、再加熱焼入れの際の昇温時にオーステナイトに逆変態することで、結晶粒をより微細にすることができる。
熱間加工された鋼素管、又は補熱された鋼素管を、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する（ステップＳ４）。冷却方法は、水冷が好ましい。すなわち、熱間加工によって形成された鋼素管を水冷する直接焼入れを実施するか、補熱後に水冷するインライン焼入れを実施することが好ましい。鋼素管を焼入れすることで、組織が焼入れ組織になる。このとき得られた焼入れ組織が、再加熱焼入れの際の昇温時にオーステナイトに逆変態することで、結晶粒をより微細にすることができる。
［焼戻し工程（ステップＳ５）］
冷却された鋼素管を焼戻しする（ステップＳ５）。焼戻し温度は、好ましくはＡｃ１変態点以下である。
冷却された鋼素管を焼戻しする（ステップＳ５）。焼戻し温度は、好ましくはＡｃ１変態点以下である。
［再加熱焼入れ工程及び焼戻し工程（ステップＳ６〜Ｓ９）］
焼戻し工程（ステップＳ５）後の鋼素管に対して、再加熱焼入れ及び焼戻しを１回以上実施する（ステップＳ６〜Ｓ９）。図１には、２回の再加熱焼入れ及び焼戻しを実施する場合を示しているが、再加熱焼入れ焼戻しの回数は１回でもよく、また、３回以上であってもよい。再加熱焼入れ焼戻しの回数を多くするほど、結晶粒をより微細にすることができる。
焼戻し工程（ステップＳ５）後の鋼素管に対して、再加熱焼入れ及び焼戻しを１回以上実施する（ステップＳ６〜Ｓ９）。図１には、２回の再加熱焼入れ及び焼戻しを実施する場合を示しているが、再加熱焼入れ焼戻しの回数は１回でもよく、また、３回以上であってもよい。再加熱焼入れ焼戻しの回数を多くするほど、結晶粒をより微細にすることができる。
最終の焼入れ工程（ステップＳ８）の焼入れ温度は、Ａｃ３変態点以上１０００℃以下である。焼入れ温度がＡｃ３変態点未満であると、マルテンサイト組織の体積率の高い組織が得られない。また、焼入れ温度が１０００℃よりも高いと、オーステナイト粒が粗大化し、微細な組織が得られない。
最終の焼入れ工程（ステップＳ８）以外の焼入れ工程（ステップＳ６）の条件は特に限定されないが、最終の焼入れ工程（ステップＳ８）と同様、焼入れ温度がＡｃ３変態点以上１０００℃以下であることが好ましい。
最終の焼戻し工程（ステップＳ９）では、下記式（３）で定義される焼戻しパラメータＴＰが１８２００〜１８４００になるようにする。
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０） （３）
式（３）において、Ｔは焼戻し温度、ｔは焼戻し保持時間、ｌｏｇは常用対数である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０） （３）
式（３）において、Ｔは焼戻し温度、ｔは焼戻し保持時間、ｌｏｇは常用対数である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。
焼戻しパラメータＴＰが１８２００未満であると、必要な耐水素脆化特性を得るのが困難になる。一方、焼戻しパラメータＴＰが１８４００を超えると、必要な降伏強度を得るのが困難になる。
最終の焼戻し工程（ステップＳ９）における、焼戻し温度Ｔの上限は、好ましくはＡｃ１変態点であり、より好ましくは７００℃である。焼戻し温度Ｔの下限は、好ましくは６００℃であり、さらに好ましくは６５０℃である。
最終の焼戻し工程（ステップＳ９）以外の焼戻し工程（ステップＳ７）の条件は特に限定されないが、最終の焼戻し工程（ステップＳ９）と同様に、焼戻し温度はＡｃ１変態点以下であることが好ましい。
以上、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法の一例を説明した。この製造方法によれば、１１０３〜１２０６ＭＰａの降伏強度を有し、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準拠した結晶粒度番号で８．５以上の旧オーステナイト粒を有し、耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管が得られる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜Ｇの鋳片に対し、１２５０℃×３０分の加熱後、熱間製管を実施し、外径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無鋼管を製造した。表１の「−」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。
熱間加工によって製造された継目無鋼管に対して、補熱炉で９５０℃に補熱してから水冷するインライン焼入れを実施し、その後、５５０℃で３０分間焼戻した。その後さらに、表２に記載の熱処理を実施した。
表２に示すように、Ｎｏ．１〜４、８〜１５、及び１８では、インライン焼入れ、焼戻しの後、さらに１回の再加熱焼入れ及び焼戻しを実施した。Ｎｏ．５〜７、１６、及び１７では、インライン焼入れ、焼戻しの後、さらに２回の再加熱焼入れ及び焼戻しを実施した。表２の「ＴＰ」の欄には、最終の焼戻しの焼戻しパラメータＴＰの値が記載されている。
［旧オーステナイト粒度測定］
最終の焼入れ後、最終の焼戻し前の各継目無鋼管に対して、実施形態で説明したＢｅｃｈｅｔ−Ｂｅａｕｊａｒｄ法を適用して旧オーステナイト粒を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準じて粒度番号を調査した。
最終の焼入れ後、最終の焼戻し前の各継目無鋼管に対して、実施形態で説明したＢｅｃｈｅｔ−Ｂｅａｕｊａｒｄ法を適用して旧オーステナイト粒を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準じて粒度番号を調査した。
［引張試験］
最終の焼戻し後の各継目無鋼管から、ＡＰＩ ５ＣＴの規定に準拠してＡＰＩ丸棒試験片（試験片サイズ：平行部径８．９ｍｍ、Ｇ．Ｌ．３６．５ｍｍ）を採取し、引張試験を実施して、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を求めた。０．２％オフセット耐力を降伏強度とした。
最終の焼戻し後の各継目無鋼管から、ＡＰＩ ５ＣＴの規定に準拠してＡＰＩ丸棒試験片（試験片サイズ：平行部径８．９ｍｍ、Ｇ．Ｌ．３６．５ｍｍ）を採取し、引張試験を実施して、降伏強度（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を求めた。０．２％オフセット耐力を降伏強度とした。
［ＨＩＣ試験］
最終の焼戻し後の各継目無鋼管の耐水素脆化特性をＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠したＨＩＣ試験を実施して評価した。具体的には、最終の焼戻し後の各継目無鋼管から、厚さ１３．８４ｍｍ（素材肉厚と同じ）、幅（円周方向）２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を採取した。試験片を４℃の温度環境下で、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ液（５．０ｗｔ％ＮａＣｌ＋２．５ｗｔ％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋０．４１ｗｔ％ＣＨ３ＣＯＯＮａ、ｐｈ：３．５）に分圧０．１ｂａｒのＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に９６時間（４日間）浸漬した。
最終の焼戻し後の各継目無鋼管の耐水素脆化特性をＮＡＣＥ−ＴＭ０２８４に準拠したＨＩＣ試験を実施して評価した。具体的には、最終の焼戻し後の各継目無鋼管から、厚さ１３．８４ｍｍ（素材肉厚と同じ）、幅（円周方向）２０ｍｍ、長さ１００ｍｍの試験片を採取した。試験片を４℃の温度環境下で、Ｓｏｌｕｔｉｏｎ Ｂ液（５．０ｗｔ％ＮａＣｌ＋２．５ｗｔ％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋０．４１ｗｔ％ＣＨ３ＣＯＯＮａ、ｐｈ：３．５）に分圧０．１ｂａｒのＨ２Ｓガスを飽和させた試験液中に９６時間（４日間）浸漬した。
試験後の試験片に対して超音波探傷（ＵＴ）を実施して最大割れ箇所を特定し、その部位を切断した。断面は、試験片の肉厚×幅（円周方向）の断面であった。切断された試験片を用いて、割れ長さ率ＣＬＲ（＝割れ長さ（ｍｍ）／試験片の幅（ｍｍ））を求めた。ＣＬＲが５％以下であることを目標とした。
なお、ＨＩＣ試験では環境温度が低いほど、鋼中の水素濃度は高くなる。したがって、４℃の温度環境下で実施した本実施例のＨＩＣ試験は、室温でのＨＩＣ試験よりも過酷な環境での試験である。
結果を表３に示す。
表３に示すように、製造した継目無鋼管は、いずれも焼戻しマルテンサイト相を主相とする組織を有していた。表３の「旧γ粒度」の欄には、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が記載されている。また、「ＣＬＲ」の欄が「−」となっているものは、ＨＩＣ試験を実施しなかったことを示す。
表３に示すとおり、Ｎｏ．２、３、６、９及び１２の継目無鋼管は、１１０３ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつＣＬＲが５％以下であった。
Ｎｏ．１、５、８、及び１１の継目無鋼管は、ＣＬＲが５％を超えた。これは、焼戻しパラメータＴＰの値が小さすぎ、降伏強度が高すぎたためと考えられる。
Ｎｏ．４、７、１０、及び１３の継目無鋼管は、降伏強度が１１０３ＭＰａ未満であった。これは、焼戻しパラメータＴＰの値が大きすぎたためと考えられる。
Ｎｏ．１４〜１７は、降伏強度が１１０３ＭＰａ未満であるか、ＣＬＲが５％を超えた。これらの鋼管は、化学組成が適切ではなかったため、降伏強度と耐水素脆化特性を両立できる焼戻し条件が存在しなかった。Ｎｏ．１８（鋼Ｇ）は、Ｖを含有しなかったため、他の継目無鋼管と比較して焼戻しパラメータＴＰを大幅に低くしなければ、降伏強度を１１０３ＭＰａ以上にできなかった。
図２は、焼戻しパラメータＴＰと降伏強度ＹＳとの関係を示す散布図である。白抜きの四角（□）は鋼Ａ〜Ｄから製造された継目無鋼管のものであり、中実の丸（●）は鋼Ｅ、Ｆから製造された継目無鋼管のものである。図２から、鋼Ａ〜Ｄから製造された継目無鋼管を焼戻しパラメータＴＰが１８２００〜１８４００になる条件で焼戻しすれば、降伏強度を１１０３〜１２０６ＭＰａにできることがわかる。また、鋼Ａ〜Ｄから製造された継目無鋼管は、鋼Ｅ、Ｆから製造された継目無鋼管と比較して、同じ水準の焼戻しパラメータで処理されたものであっても、より高い降伏強度が得られていることがわかる。
図３は、降伏強度ＹＳと割れ長さ率ＣＬＲとの関係を示す散布図である。白抜きの丸（○）は鋼Ａ〜Ｄから製造された継目無鋼管のものであり、中実の四角（■）は鋼Ｅ、Ｆから製造された継目無鋼管のものである。図３から、鋼Ａ〜Ｄから製造された継目無鋼管の降伏強度を１２０６ＭＰａ以下にすれば、ＣＬＲを５％以下にできることがわかる。また、鋼Ａ〜Ｄから製造された継目無鋼管は、鋼Ｅ、Ｆから製造された継目無鋼管と比較して、同じ水準の降伏強度であっても、より優れた耐水素脆化特性が得られていることがわかる。
以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
Claims (10)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．２０〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００５０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｃｒ：０．１０〜１．２０％、
Ｎ ：０．０１％以下、
Ｍｏ：１．１〜２．５％、
Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．０５０％以下、
Ｖ ：０．０１〜０．３０％、
Ｂ ：０．００５０％以下、
Ｏ ：０．００５０％以下、
Ｃａ：０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．００５０％、
Ｃｕ：０〜１．０％、
Ｎｉ：０〜１．０％、
Ｃｏ：０〜１．０％、
Ｗ ：０〜１．０％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
１１０３〜１２０６ＭＰａの降伏強度を有し、
前記化学組成が下記式（１）及び式（２）を満たし、
ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１０に準拠したオーステナイト結晶粒度番号で８．５以上の旧オーステナイト粒を有する、耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。 - 請求項１に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、
からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、高強度低合金油井用継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、及び
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択される１又は２の元素を含有する、高強度低合金油井用継目無鋼管。 - 請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜１．０％、及び
Ｗ ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択される１又は２の元素を含有する、高強度低合金油井用継目無鋼管。 - 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．２０〜０．５０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｃｒ：０．１０〜１．２０％、Ｎ：０．０１％以下、Ｍｏ：１．１〜２．５％、Ｔｉ：０．００２〜０．０２０％、Ｎｂ：０．０５０％以下、Ｖ：０．０１〜０．３０％、Ｂ：０．００５０％以下、Ｏ：０．００５０％以下、Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｃｕ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｃｏ：０〜１．０％、Ｗ：０〜１．０％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼素材を準備する工程と、
前記鋼素材を熱間加工して鋼素管とする工程と、
前記鋼素管を空冷以上の速度で室温まで冷却する工程と、
前記冷却した鋼素管を焼戻しする工程と、
前記焼戻しされた鋼素管をＡｃ３変態点以上１０００℃以下の温度に再加熱して焼入れする工程と、
前記焼入れされた鋼素管を再び焼戻しする工程とを備え、
前記化学組成が下記式（１）及び式（２）を満たし、
前記再び焼戻しする工程において、下記式（３）で定義される焼戻しパラメータＴＰが１８２００〜１８４００である、耐水素脆化特性に優れた高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法。
Ｖｃ９０≦１．０ （１）
Ｍｏ／Ｃｒ≧２．０ （２）
ＴＰ＝（Ｔ＋２７３）（ｌｏｇ（ｔ）＋２０） （３）
ただし、ｌｏｇＶｃ９０＝２．９４−０．７５（２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．４５Ｎｉ＋０．４５Ｃｕ＋０．８Ｃｒ＋２Ｍｏ）
上記式中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。ｌｏｇは常用対数である。式（３）において、Ｔは焼戻し温度、ｔは焼戻し保持時間である。Ｔの単位は℃であり、ｔの単位は時間である。 - 請求項５に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｍｇ：０．００１０〜０．００５０％、及び
ＲＥＭ：０．００１０〜０．００５０％、
からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法。 - 請求項５又は６に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０１〜１．０％、及び
Ｎｉ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択される１又は２の元素を含有する、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法。 - 請求項５〜７のいずれか一項に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜１．０％、及び
Ｗ ：０．０１〜１．０％
からなる群から選択される１又は２の元素を含有する、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法。 - 請求項５〜８のいずれか一項に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法であって、
前記熱間加工後、前記室温まで冷却する工程の前に、前記鋼素管をＡｃ３変態点以上の温度に補熱する工程をさらに備える、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法。 - 請求項５〜９のいずれか一項に記載の高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法であって、
前記焼戻しする工程後、前記再加熱して焼入れする工程の前に、前記鋼素管を焼入れ焼戻しをする工程をさらに備える、高強度低合金油井用継目無鋼管の製造方法。
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