JP2018524472A - 耐食鋼、耐食鋼の製造方法、及び使用 - Google Patents

耐食鋼、耐食鋼の製造方法、及び使用 Download PDF

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Abstract

本発明は、少なくとも７５８ＭＰａの降伏力を有する耐腐食性鋼であって、重量％で、０．００５≦Ｃ＜０．０３、１４≦Ｃｒ≦１７、２．３≦Ｍｏ≦３．５、３．２≦Ｎｉ≦４．５、Ｓｉ≦０．６、０．５≦Ｃｕ≦１．５、０．４≦Ｍｎ≦１．３、０．３５≦Ｖ≦０．６、３．２ｘＣ≦Ｎｂ≦０．１、Ｗ≦１．５、０．５≦Ｃｏ≦１．５、０．０２≦Ｎ≦０．０５、Ｔｉ≦０．０５、Ｐ≦０．０３、Ｓ≦０．００５、Ａｌ≦０．０５を含み、鋼の化学組成の残余がＦｅ及び不可避の不純物から構成される、鋼を扱う。また、本発明は、急冷して焼き戻した半完成品を得るために、そのような鋼の製造方法も扱う。【選択図】なし

Description

本発明は、標準的マルテンサイトステンレス鋼よりも良好な硫化物応力亀裂耐食性及び高温耐食性を有し、少なくとも７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）、好ましくは少なくとも８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）の降伏力を有するステンレス鋼に関する。本発明の鋼は、製造用導管及び製造用ライナーにおいて使用され、製造用ケーシングの底部で用いられるのはごく稀である。
一般的に言うと、米国石油協会（API Specification 5CT Ninth Edition, January 1, 2012 and API Specification 5CRA First Edition, August 1, 2010）で定義される１３％Ｃｒを含む鋼は、耐食性を必要とする井戸で用いられる。しかしながら、過去数年においてあるプレ塩井では改善された腐食性能が必要とされ、上記基準で定義した以前の１３％Ｃｒと比べて改善された耐食性を有する二相材料によって応答が得られた。
改善された耐食性を有する鋼等級に関して、国際公開公報第ＷＯ２００６１１７９２６号は、ＣＯ２、Ｃｌなどを含む厳しい腐食環境下でＣＯ２による腐食に対して優れた耐性を示す油井用のステンレス鋼パイプを提供する。それは、優れた拡大特性を示し、有利なコストで製造することができる。それは、拡大特性に優れた油井用ステンレス鋼パイプに対処し、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０．５〜１７．０％、Ｎｉ：０．５〜７．０％、Ｍｏ：３．０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｏ：０．００８％以下、及び任意選択的にそれぞれ特定の含有量の１以上のＮｂ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｂ及びＷ、ならびに残余、すなわちＦｅ及び不可避の不純物の化学組成を有し、焼き戻しマルテンサイト相が主相であり、オーステナイト相が２０％を超える量で含まれる構造を有する。そのような鋼は興味深い機械的性質をもたらすが、耐食性が改善された鋼を得るために高温条件で製造することは困難である。それでもこの鋼の耐食性を改善することができる。
次に記載するのは、優れたろう付け性を有し、質量パーセントで０．０３％以下のＣ、０．０５％以下のＮ、０．０１５％以上のＣ＋Ｎ、０．０２〜１．５％のＳｉ、０．０２〜２％のＭｎ、１０〜２２％のＣｒ、０．０３〜１％のＮｂ、及び０．５％以下のＡｌを含むフェライトステンレス鋼に関する欧州出願公開公報第ＥＰ２２２４０３０号であり、さらに次式（１）及び（２）を満たす含有量でＴｉをさらに含み、残りはＦｅ及び不可避の不純物から構成される。Ｔｉ−３Ｎ≦０．０３ （１）及び１０（Ｔｉ−３Ｎ）＋Ａｌ≦０．５ （２）（ここで、式（１）及び（２）中の原子記号は各元素の含有量（質量％）を表し、原子記号の前の数値は定数である。）。かかる発明は、冷却器、油冷却器、自動車や様々な種類の工場で用いられる熱交換装置、自動車用尿素ＳＣＲ（選択的接触還元）システムで用いられる尿素水溶液タンク、自動車燃料送達システム構成要素などに用いられる。フェライトステンレス鋼によって提供される機械的性質及び提供される耐食性は製造用導管の要件とは合致しない。
国際公開公報第ＷＯ２０１２１１７５４６号も知られており、この発明の目的は、０．０３ａｔｍを越える硫化水素分圧を有する厳しい腐食性環境においてさえも高性能を示すマルテンサイトステンレス鋼を提供することである。ステンレス鋼は、８６２ＭＰａ等級の低Ｃ、高Ｃｒ合金鋼で構成され、高い耐食性を有し、質量％で、０．００５〜０．０５％のＣ、１２〜１６％のＣｒ、１．０％までのＳｉ、２．０％までのＭｎ、３．５〜７．５％のＮｉ、１．５〜３．５％のＭｏ、０．０１〜０．０５％のＶ、０．０２％までのＮ、及び０．０１〜０．０６％のＴａを含有し、関係式（１）を満足し、残りはＦｅ及び付随的不純物を含むことを特徴とする油井用パイプである。２５−２５［％Ｎｉ］＋５［％Ｃｒ］＋２５［％Ｍｏ］≧０ （１）。そのような鋼は興味深い機械的性質をもたらすが、高温条件で改善された耐食性を有する鋼を得ることは困難である。それでも、耐食性は依然として改善することができる。
本発明の鋼は、改善された耐食性及び改善された破壊靭性耐性を有する一方で、高温条件で製造することが容易な鋼で上記課題を解決することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明の鋼の目的は、少なくとも７５８ＭＰａの降伏力を有する鋼であって、重量％で、
０．００５≦Ｃ＜０．０３
１４≦Ｃｒ≦１７
２．３≦Ｍｏ≦３．５
３．２≦Ｎｉ≦４．５
Ｓｉ≦０．６
０．５≦Ｃｕ≦１．５
０．４≦Ｍｎ≦１．３
０．３５≦Ｖ≦０．６
３．２ｘＣ≦Ｎｂ≦０．１
Ｗ≦１．５
０．５≦Ｃｏ≦１．５
０．０２≦Ｎ≦０．０５
Ｔｉ≦０．０５
Ｐ≦０．０３
Ｓ≦０．００５
Ａｌ≦０．０５
を含み、
この鋼の化学組成の残余がＦｅ及び不可避の不純物から構成される鋼である。
また、本発明は、個別に又は組み合わせて考慮される以下に記載する特性を示し得る。
好ましい実施形態では、本発明の鋼は、重量％で、１５．５≦Ｃｒ≦１６．５を含む。
別の好ましい実施形態では、本発明の鋼は、重量％で、０．８≦Ｃｕ≦１．２を含む。
好ましくは、本発明の鋼は、３０％〜５０％のフェライトを含む微細構造を有する。
好ましくは、本発明の鋼は、５％〜１５％のオーステナイトを含む微細構造を有する。
好ましくは、本発明の鋼は、３５％〜６５％のマルテンサイトを含む微細構造を有する。
別の好ましい実施形態では、本発明の鋼は、体積分率で０．５％未満の金属間化合物を有する微細構造を有する。
別の好ましい実施形態では、本発明の鋼は、金属間化合物を含まない微細構造を有する。
別の実施形態では、本発明の鋼は、少なくとも８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）の降伏力を有する。
好ましい実施形態では、本発明の鋼は、−１０℃で少なくとも６８Ｊの破壊靭性耐性を有する。
本発明のさらなる目的は、鋼管の製造方法であって、
本発明に係る組成を有する鋼を提供し、
管を得るための鍛造、圧延、押出などの一般的に知られている熱成形プロセスであって、最終的に少なくとも１つのステップで組み合わせられるプロセスにより１１５０℃〜１２６０℃の温度にて鋼を熱成形し、
管を９２０℃〜１０５０℃の温度ＡＴまで加熱し、そして５〜３０分間温度ＡＴにて保持し、続いて周囲温度に冷却して、急冷した管を得、
急冷した管を５００℃〜７００℃の温度ＴＴまで加熱し、５〜６０分の間の時間Ｔｔの間、温度ＴＴにて保持し、続いて周囲温度まで冷却して、急冷して焼き戻した管を得る、製造方法である。
好ましい実施形態では、周囲温度への少なくとも１回の冷却は、水を用いて実施される。
好ましい実施形態では、焼き戻し時間Ｔｔは１０〜４０分である。
理想的には、本発明に係る方法で製造される本発明に係る鋼を使用して、削井、製造、抽出、及び／又は油及び天然ガスの輸送のうちの少なくとも１つのためのシームレス鋼管を得る。
また、本発明の枠組みの中で、化学組成元素、好ましい微細構造的特徴及び製造プロセスパラメータの影響を以下でさらに詳述する。
化学組成範囲を重量パーセントで表す。
炭素
炭素含有量は０．００５％〜０．０３％でなければならず、０．００５の下限値は含まれ、０．０３の上限値は含まれない。炭素含有量が０．００５％よりも低い場合、脱炭プロセスが長すぎて困難になり、一方、工業製造力はマイナスの影響を受ける。炭素含有量が０．０３％以上である場合、炭素はオーステナイト形成元素であるので、マルテンサイトを犠牲にしてオーステナイト含有量が過度に多くなり、オーステナイト相降伏力はマルテンサイト相降伏力よりも低いので、この結果、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）に達しにくく、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標にはさらに達しにくい降伏力を有する軟鋼を得る。
クロム
Ｃｒ含有量は１４％〜１７％でなければならず、ここで、下限及び上限は含まれる。Ｃｒ含有量が１４％よりも低い場合、腐食に対する耐性は予想よりも低くなり、実際、Ｃｒは保護スケールの耐食性を増加させることによって腐食性能を改善する。Ｃｒ含有量の腐食に対する影響は、高温環境中、高いＣＯ２分圧の存在下でより高い。Ｃｒ含有量が１７％を上回ると、マルテンサイト相を犠牲にしてフェライト含有量が非常に多くなる。フェライト相降伏力はマルテンサイト相降伏力よりも低いので、この結果、降伏力が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）に達し難く、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標にはさらに達し難い軟鋼となる。加えて、１７％を超えるＣｒ含有量は靭性及び熱間加工性を低下させる。好ましい実施形態において、Ｃｒ含有量は１５．５％〜１６．５％であり、限界値は含まれる。
モリブデン
Ｍｏ含有量は２．３％〜３．５％でなければならず、ここで、下限及び上限が含まれる。Ｍｏ含有量が２．３％よりも低い場合、腐食に対する耐性は予想よりも低くなり、実際、Ｍｏは、保護スケールの耐食性を増加させることによって腐食性能を改善する。Ｍｏ含有量の腐食に対する影響は硫化物応力腐食亀裂に対してより高い。Ｍｏ含有量が３．５％を上回る場合、それは靭性に対して有害な金属間化合物の析出に有利になる。本発明による鋼中には金属間化合物は存在しないのが好ましい。
ニッケル
ニッケルは本発明において重要な元素である。しかしながら、それは含有量が高すぎる場合はマルテンサイトを犠牲にしてオーステナイトを安定化させる。一方、その含有量が低すぎる場合は、フェライト相はマルテンサイトを犠牲にして高くなりすぎる。フェライト及びオーステナイト相降伏力はマルテンサイト降伏力よりも低いので、この結果、降伏力が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）に達し難く、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標にはさらに達し難い軟鋼となる。したがって残余はこの元素について見いだされなければならず、そのような残余は３．２〜４．５％のＮｉの含有量について得られ、両端は含まれる。
ケイ素
Ｓｉはフェライト形成元素である。結果として、Ｓｉ含有量が０．６％を上回る場合、フェライト相はマルテンサイトを犠牲にして高くなりすぎる。フェライトは軟質相であるので、この結果、降伏力が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）に達し難く、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標にはさらに達し難い軟鋼となる。したがって、Ｓｉ含有量は０．６％以下でなければならない。
銅
銅含有量は０．５％〜１．５％でなければならず、両端は含まれる。Ｃｕ含有量が０．５％より低い場合、腐食に対する耐性は予想よりも低く、実際、Ｃｕは耐食性を改善する。Ｃｕ含有量の腐食に対する影響は、高温環境中、高いＣＯ２分圧の存在下でさらに高い。しかしながら、銅含有量が１．５％より高い場合、熱間加工性はマイナスの影響を受け、その結果、熱成形後に表面欠陥が生じる。好ましくは、銅含有量は０．８％〜１．２％であり、両端は含まれる。
マンガン
Ｍｎ含有量は０．４％〜１．３％でなければならず、両端は含まれる。Ｍｎは、その含有量が高すぎる場合、マルテンサイトを犠牲にしてオーステナイトを安定化させる。一方、その含有量が低すぎる場合、フェライト相がマルテンサイトを犠牲にして高くなりすぎる。フェライト及びオーステナイト相降伏力はマルテンサイト降伏力よりも低いので、この結果、降伏力が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）に達し難く、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標にはさらに達し難い軟鋼となる。加えて、１．３％より高いＭｎで、耐食性は予想よりも低い。したがって、残余はこの元素について見いだされなければならず、そのような残余は０．４〜１．３％のＭｎの含有量について得られ、両端は含まれる。
バナジウム
バナジウムは本発明の重要な元素である。Ｖ含有量は０．３５％〜０．６％でなければならず、両端は含まれる。本発明によると、Ｖは炭窒化物（Ｖ（Ｃ，Ｎ））を形成し、炭窒化物は粒子間及び粒子内であり、５００ｎｍより小さく、好ましくは３０〜２００ｎｍのサイズを有する。そのような析出物は、降伏力を増大させ粒子境界接着を改善するのに寄与する。Ｖ析出物の降伏力に対する寄与は、ソフトフェライトの存在に起因する強度の損失とバランスをとる。加えて、０．３５％〜０．６％の量でＶが存在することで、金属間化合物が析出しないようにすることが実証され、それらの金属間化合物は靭性にとって有害である。０．３５％より低いＶで、その寄与は、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）又はさらには１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標の降伏力に達するのに十分ではない。０．６％超で、無益な合金化費用増加に加えて飽和効果がある。
ニオブ
Ｎｂ含有量は３．２ｘＣ≦Ｎｂ≦０．１％となるようなものでなければならず、ここで、Ｃ及びＮｂは重量パーセントである。炭素がオーステナイトを安定化しないようにＮｂを添加する。実際、炭化ニオブ（ＮｂＣ）は、オーステナイト安定剤としての役割を果たさないＣをトラップする。そのようなＣトラッピング効果を提供するためには３．２×％Ｃの最低Ｎｂ含有量が必要である。０．１％超で、靭性は大きく影響を受け、非常に急速に減少する。
タングステン
Ｗ含有量は１．５％以下でなければならない。Ｗ含有量が１．５％より高い場合、マルテンサイト相を犠牲にしてフェライト含有量が多くなりすぎ、フェライト相降伏力はマルテンサイト相降伏力よりも低いので、この結果、降伏力が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）に達し難く、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標にはさらに達し難い軟鋼となる。さらに、Ｗの存在は、靭性にとって有害な金属間化合物の析出に有利である。
コバルト
Ｃｏ含有量は０．５％〜１．５％でなければならず、両端は含まれる。０．５％未満で、Ｃｏは強化効果を有するので、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）の目標は到達し難い。１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）の目標はさらに到達するのが困難である。加えて、０．５％未満のＣｏで、高温環境中、高いＣＯ２分圧の存在下で耐食性は満足できないレベルまで減少する。さらに、０．５％を超えるＣｏは金属間化合物が析出しないようにすることが実証され、それらの金属間化合物は靭性にとって有害である。１．５％超のＣｏで、無益な合金化費用増加に加えて飽和効果が予想される。
窒素
窒素含有量は０．０２％〜０．０５％でなければならず、限界値は含まれる。窒素は腐食に対する耐性を改善する。０．０２％より低い窒素で、耐食性に対する効果は不十分である。０．０５％を上回ると、オーステナイト含有量が増加し；実際、窒素はマルテンサイトを犠牲にしてオーステナイトを安定化させる。マルテンサイト降伏力はオーステナイト降伏力よりも低いので、高いオーステナイト含有量はマルテンサイトを犠牲にして１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）より低い等級になる。
残りの元素
残余は、Ｆｅと、鋼製造及び鋳造プロセスから生じる不可避の不純物とで構成される。主な不純物元素の含有量は、チタン、リン、硫黄及びアルミニウムについて以下で定義するように制限される。
Ｔｉ≦０．０５％
Ｐ≦０．０３％
Ｓ≦０．００５％
Ａｌ≦０．０５％
Ｃａ及びＲＥＭ（希土類鉱物）などの他の元素も不可避の不純物として存在し得る。
不純物元素含有量の合計は０．１％よりも低い。
処理条件
本発明によって請求される方法は、後述する以下の連続的ステップを含む。この最良の実施形態において、鋼管が製造される。
本発明によって請求される組成を有する鋼は当業者に公知の方法にしたがって得られる。次に、あらゆる点で到達する温度が高い変形率に有利であるように、鋼を１１５０℃〜１２６０℃の温度で加熱し、鋼を熱成形する。この温度範囲はフェライト−オーステナイト範囲内にある必要がある。好ましくは、熱成形欠陥に好都合であり得る過度のフェライト相を回避するために、最高温度は１２３０℃よりも低い。１１５０℃より低いと、熱成形の間のフェライト含有量は低すぎ、これは鋼の熱間延性にマイナスの影響を与える。半完成品を次いで少なくとも１つのステップで熱成形し、所望の寸法を有する管を得る。
管を次にオーステナイト化し、すなわち微細構造がフェライト−オーステナイトである温度ＡＴまで加熱する。オーステナイト化温度ＡＴは、好ましくは９２０℃〜１０５０℃であり、ＡＴが９２０℃未満である場合、金属間化合物は溶解せず、その量が体積分率で０．５％を上回る場合に材料の靭性にマイナスの影響を及ぼす。１０５０℃を上回ると、オーステナイト及びフェライト粒子は望ましくないほどに大きく成長し、粗い最終構造に至り、これは靭性にマイナスの影響を及ぼす。
本発明による鋼で作られた管を次にオーステナイト化温度ＡＴにて少なくとも５分のオーステナイト化時間Ａｔ保持し、その目的は、管のあらゆる点で、到達する温度がオーステナイト化温度に少なくとも等しくなるようにすることである。それは、温度が管全体にわたって均一であることを確実にすることである。オーステナイト化時間Ａｔは３０分を越えてはならない。その理由は、そのような期間を超えると、オーステナイト及びフェライト粒子は望ましくないほどに大きく成長して、粗い最終構造に至るからである。これは靭性に対して有害である。
次に本発明による鋼で作られた管を、好ましくは水急冷を使用して周囲温度まで冷却する。このようにして、面積率で３０〜５０％のフェライト、５〜１５％の残存オーステナイト及び３５〜６５％のマルテンサイトを含む、鋼製の急冷管が得られる。
次いで、本発明による鋼製の急冷管は、好ましくは焼き戻し、すなわち、５００℃〜７００℃、好ましくは５００℃〜６５０℃の焼き戻し温度ＴＴで加熱する。そのような焼き戻しを５〜６０分の焼き戻し時間Ｔｔの間で実施する。好ましくは、焼き戻し時間は１０〜４０分である。これにより急冷され焼き戻しされた鋼管を得る。
最後に、本発明による急冷され焼き戻された鋼管を、水冷又は空冷のいずれかを用いて周囲温度まで冷却する。
微細構造的特徴
フェライト
本発明による鋼中のフェライト含有量は最終管中で３０％〜５０％でなければならず、両端は含まれる。３０％未満のフェライトで、熱間加工性はマイナスの影響を受ける。実際、高温で、すなわち９００℃超で、フェライト及びオーステナイトの両方が熱間圧延の間に共存する。フェライトはオーステナイトよりもかなり軟質であるので、最初に変形するであろう。フェライト含有量が低いほど、歪みの局在化が高くなり、したがって、微小亀裂出現の可能性が高くなる。５０％超のフェライトで、マルテンサイト含有量は１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）等級に到達するのを可能にするのに十分高くない。１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）等級に到達するのはさらに困難である。
オーステナイト
本発明による鋼中のオーステナイト含有量は、最終管中で５％〜１５％でなければならず、両端は含まれる。オーステナイトが存在することのプラスの効果は、本発明による鋼を用いて高温環境中、高いＣＯ２分圧の存在下での腐食に関して見いだされた。５％未満で、そのようなプラスの効果は消失する。１５％超で、マルテンサイト含有量は、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）等級に達するのを可能にするために十分高くない。１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）等級に到達するのはさらに困難である。
マルテンサイト
本発明による鋼中のマルテンサイト含有量は最終管中で３５％〜６５％でなければならず、下限及び上限は含まれない。マルテンサイトは、耐食性に関してフェライト及びオーステナイトと比較した場合、最弱の相であるが、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）等級に少なくとも到達するためにはその強度が必要とされることが判明している。
マルテンサイトは強度をもたらすので、３５％未満では、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）等級には到達しない。６５％超のマルテンサイトでは、そのような高いマルテンサイト相含有量に関連する低いフェライト含有量のために、熱間加工性はマイナスの影響を受ける。さらに、高温環境中、高いＣＯ２分圧の存在下での腐食はマイナスの影響を受ける。
好ましい実施形態において、本発明による急冷され焼き戻された鋼管は、最終冷却後、体積分率で０．５％未満の金属間化合物を有する微細構造を呈する。本発明による鋼の靭性にとって有害であるので、金属間化合物がないのが理想的である。
好ましい実施形態において、本発明による鋼は改善された靭性、すなわち−１０℃にてジュールで表して少なくとも６８Ｊの靭性値を有する。
好ましい実施形態において、本発明による鋼は、０．１３ｍｍ／年未満の腐食率を示す耐食鋼である。試験は実施例の節で詳述する。
なお一層好ましい実施形態では、本発明による鋼は優れた硫化物応力腐食亀裂耐性を呈する耐食鋼である。試験を実施例の節で詳述する。
本発明を次の非限定的実施例に基づいて以下で説明する。
鋼を調製し、その組成を重量パーセントで表して以下の表１中に示す。
鋼Ｉ１〜Ｉ５の組成は本発明によるものである。
比較のために、組成Ｒ１〜Ｒ１２は参考の作製のために使用する鋼に関するものであって、本発明によるものではない。
表１：本例の化学組成
Figure 2018524472
 下線を引いた値は本発明に適合しない。
上流プロセス（溶融から熱成形まで）は、熱成形のために１１５０℃〜１２６０℃の温度で加熱した後、一般的に知られているシームレス鋼パイプの製造方法で実施する。例えば、前記構成成分組成の溶融鋼を通常使用される溶融実施法によって溶融させることが望ましい。関連する一般的方法は、例えば連続鋳造プロセス、インゴット鋳造−ブルーミング法である。次に、これらの材料を加熱し、次いで公知の製造方法であるマンネスマンプラグミルプロセス又はマンネスマンマンドレルミルプロセスによる熱間加工によって、パイプに製造し、前記構成成分組成のシームレス鋼パイプを所望の寸法に製造する。
表１の組成を以下の表２にまとめることができる製造プロセスに供する。
ＡＴ（℃）：オーステナイト化温度（℃）
Ａｔ：オーステナイト化時間（分）
ＴＴ：焼き戻し温度（℃）
Ｔｔ：焼き戻し時間（分）
冷却法は冷却を実施する媒体を表し、表３中の「金属間化合物」の欄は、金属間化合物が鋼の微細構造中に体積分率で０．５％を超えて存在するか否かを示す。
表２：鍛造及び圧延後の本例の処理条件
Figure 2018524472
本発明による鋼Ｉ１〜Ｉ５及び参考Ｒ１〜Ｒ１２を表２にまとめた処理条件に付した。これにより、焼き戻し温度からの最終冷却後に、表３で詳細に記載した微細構造を呈する急冷され焼き戻しされた鋼管が得られた。
表３：本例の微細構造的特徴
Figure 2018524472
 「なし」は金属間化合物がないことを意味し、「あり」はそれらの含有量が０．５％を上回ることを意味する。
本発明による急冷され焼き戻しされた鋼管は、最終冷却（焼き戻し後の冷却）後に、表３に記載する微細構造を有する。表１の化学組成に適用した表２のプロセスによっても、以下の表４にまとめるような機械的挙動、耐食性及び靭性が得られた。
ここで、ＭＰａ及びｋｓｉで表したＹＳは、規格ＡＳＴＭ Ａ３７０及びＡＳＴＭ Ｅ８で定義される引張試験で得られる降伏力である。
ＭＰａ及びｋｓｉで表したＵＴＳは、規格ＡＳＴＭ Ａ３７０及びＡＳＴＭ Ｅ８で定義される引張試験で得られる引張強度である。
ＫＣＶ−１０℃は、規格ＡＳＴＭ Ａ３７０及びＡＳＴＭ Ｅ２３で定義するようなＶ字型ノッチ付き試験バーを用いた−１０℃での破壊靭性であり、好ましくは６８Ｊを上回る。
腐食率は質量損失試験の結果である。この腐食試験は、試験片を１４日間、２０質量％のＮａＣｌ水溶液を含有する試験溶液中に浸漬することによって実施する。液体温度は１００ａｔｍのＣＯ２ガス雰囲気圧力で２３０℃である。
試験片の質量を浸漬前後で測定する。腐食率計算値は前記条件での浸漬前後の質量の減少に由来する。腐食率は優先的に０．１３ｍｍ／年より低くなければならない。
ＳＳＣ耐性は、規格ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５方法Ａにしたがって評価した硫化物応力腐食亀裂耐性である。ＳＳＣ試験は、２０質量％のＮａＣｌの試験溶液中酢酸及び酢酸ナトリウムの添加でｐＨ４に調節された水溶液中に負荷下で試験片を浸漬することにある。溶液温度は２４℃であり、Ｈ２Ｓは０．１ａｔｍであり、ＣＯ２は０．９ａｔｍである。試験期間は７２０時間であり、加えられた応力は降伏力の９０％である。試験後、試験片を亀裂に関して観察した。成功した試験は、７２０時間後に試験片上に不具合がなく亀裂がないことを意味する。これは表４中、「合格」とみなされる。
空白のセルは対応する値が測定されなかったことを意味する。
表４：本例の機械的性質、靭性及び耐食性
Figure 2018524472
本発明による鋼は少なくとも７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）の降伏力を有することに留意する。
好ましくは、本発明による鋼は−１０℃で少なくとも６８Ｊの破壊靭性耐性を有する。
耐食性に関して言えば、好ましくは、本発明による鋼は０．１３ｍｍ／年の最大腐食率を示す。なお一層好ましくは、それは亀裂がなくＳＳＣ試験に合格する。
鋼組成Ｉ１〜Ｉ５は本発明に従う。これら５つの鋼は表２の好ましい処理条件に供し、表３の好ましい微細構造的特徴を得る。結果として、鋼Ｉ１〜Ｉ５によって得られる機械的性質、破壊靭性耐性及び耐食性は目標範囲内である、すなわち、降伏力については７５８ＭＰａ超であり、好ましくは−１０℃で少なくとも６８Ｊの破壊靭性耐性であり、０．１３ｍｍ／年未満の腐食率であり、成功したＳＳＣ試験は亀裂がない。
全ての降伏力値は７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）を上回り、Ｉ３〜Ｉ５はさらに８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）超にも達する。
参考鋼Ｒ１は、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｃｏ及びＮ含有量が本発明の範囲外であるので、本発明によるものではない。結果として、表２に詳細に記載するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、降伏力は７５８ＭＰａの最小目標と比べて非常に低い。
参考鋼Ｒ２は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃｏ及びＡｌ含有量が本発明の範囲外であるので、本発明によるものではない。結果として、表２に詳細に記載するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、残留オーステナイト含有量は５〜１５％の好ましい範囲よりも高い。加えて、この材料の好ましい耐食性応答は腐食率を満たすものではなく、０．２５ｍｍ／年、ＳＳＣ試験に不合格である。
参考鋼Ｒ３は、Ｎｂ含有量が０．１％の許容される最大値よりも高いので、本発明によるものではない。結果として、破壊靭性応答は多大な影響を受け、−１０℃で、６８Ｊの好ましい最小値よりもはるかに低い４９Ｊの値である。加えて、微細構造的特徴、すなわちフェライト、残留オーステナイト及びマルテンサイト含有量は目標範囲外である。
参考鋼Ｒ４は、Ｎｂ含有量がＣを重量％で表して３．２ｘＣの可能な最小よりも低いので、本発明によるものではない。結果として、Ｃトラッピング効果は有効ではなく、７５８ＭＰａの最小降伏力には到達しない。
参考鋼Ｒ５は、Ｃｕ及びＣｏ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２で詳細に記載するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、フェライト、オーステナイト及びマルテンサイト含有量は好ましい範囲外である。さらに、７５８ＭＰａの最小降伏力には達しない。
参考鋼Ｒ６は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃｏ及びＡｌ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２で詳細に記載するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、この鋼中に残留オーステナイトはない。加えて、金属間化合物が特定されているが、その存在は回避されるのが好ましい。さらに、この材料の好ましい耐食性応答は０．５６ｍｍ／年の腐食率を満たすものではなく、ＳＳＣ試験に不合格である。さらに、靭性耐性は１９Ｊで予想をはるかに下回る。
参考鋼Ｒ７は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｗ、Ｃｏ及びＡｌ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２で詳細に記載するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、金属間化合物が特定され、腐食及び破壊靭性耐性は好ましい目標とする挙動と比較した場合、満足できるものではない。実際、この物質の好ましい耐食性応答は０．５４ｍｍ／年の腐食率を満たさず、破壊抵抗靭性は８Ｊである。
参考鋼Ｒ８は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、Ｗ及びＣｏ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２で詳細に記載するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、得られる微細構造は、好ましいものとは全く異なる。得られる降伏力は７５８ＭＰａの目標からほど遠い。
参考鋼Ｒ９は、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ及びＣｏ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２に詳細に記載する好ましい製造ルートパラメータに供しても、金属間化合物が特定され、腐食及び破壊靭性耐性は、好ましい目標とする挙動と比較した場合、満足できるものではない。実際、この材料の好ましい耐食性応答は０．４７ｍｍ／年の腐食率を満足せず、ＳＳＣ試験に不合格である。さらに、破壊靭性耐性は−１０℃で６２Ｊに等しく、これは−１０℃で６８Ｊの好ましい最小値よりも低い。
参考鋼Ｒ１０は、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、Ｎｂ、及びＮ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２で詳述するような好ましい製造ルートパラメータに供しても、到達する降伏力は７５８ＭＰａの目標をはるかに下回る。
参考鋼Ｒ１１は、Ｃ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｗ、Ｎ及びＴｉ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。表２で詳述するように好ましい製造ルートパラメータに供しても、７５８ＭＰａの最小降伏力に到達しない。
参考鋼Ｒ１２は、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｖ、Ｎｂ及びＣｏ含有量が本発明の範囲外であるので本発明によるものではない。結果として、表２で詳述するように好ましい製造ルートパラメータに供しても、得られる微細構造は、オーステナイトがなくマルテンサイトが過剰でフェライトが不十分であって、好ましいものとは程遠いものである。さらに、破壊靭性耐性は−１０℃で４５Ｊもの低い値であり、これは−１０℃で６８Ｊの好ましい最小値よりも低い。腐食率はまた０．３９ｍｍ／年で高すぎる。
本発明によって請求される鋼組成物は、有利には、製造用導管及び製造用ライナー用シームレス管の製造、ごくまれに製造用ケーシングの底部で用いられる。そのような管は好ましくは硫化物応力亀裂腐食及び高温媒体に対して耐性である。

Claims (14)

  1. 少なくとも７５８ＭＰａの降伏力を有する鋼であって、重量％で、
    ０．００５≦Ｃ＜０．０３
    １４≦Ｃｒ≦１７
    ２．３≦Ｍｏ≦３．５
    ３．２≦Ｎｉ≦４．５
    Ｓｉ≦０．６
    ０．５≦Ｃｕ≦１．５
    ０．４≦Ｍｎ≦１．３
    ０．３５≦Ｖ≦０．６
    ３．２ｘＣ≦Ｎｂ≦０．１
    Ｗ≦１．５
    ０．５≦Ｃｏ≦１．５
    ０．０２≦Ｎ≦０．０５
    Ｔｉ≦０．０５
    Ｐ≦０．０３
    Ｓ≦０．００５
    Ａｌ≦０．０５
    を含み、
    前記鋼の化学組成の残余がＦｅ及び不可避の不純物から構成される、鋼。
  2. 請求項１に記載の鋼において、
    重量％で、１５．５≦Ｃｒ≦１６．５である、鋼。
  3. 請求項１又は２に記載の鋼において、
    重量％で、０．８≦Ｃｕ≦１．２である、鋼。
  4. 請求項１から３のいずれか１項に記載の鋼において、
    ３０％〜５０％のフェライトを含む微細構造を有する、鋼。
  5. 請求項１から４のいずれか１項に記載の鋼において、
    ５％〜１５％のオーステナイトを含む微細構造を有する、鋼。
  6. 請求項１から５のいずれか１項に記載の鋼において、
    ３５％〜６５％のマルテンサイトを含む微細構造を有する、鋼。
  7. 請求項１から６のいずれか１項に記載の鋼において、
    体積分率で０．５％未満の金属間化合物を有する微細構造を有する、鋼。
  8. 請求項１から７のいずれか１項に記載の鋼において、
    金属間化合物を含まない微細構造を有する、鋼。
  9. 請求項１から８のいずれか１項に記載の鋼において、
    少なくとも８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）の降伏力を有する、鋼。
  10. 請求項１から９のいずれか１項に記載の鋼において、
    −１０℃で少なくとも６８Ｊの破壊靭性耐性を有する、鋼。
  11. 鋼管の製造方法であって、
    請求項１から３のいずれかの組成を有する鋼を提供し、
    管を得るための鍛造、圧延、押出などの一般的に知られている熱成形プロセスであって、最終的に少なくとも１つのステップで組み合わせられるプロセスにより１１５０℃〜１２６０℃の温度にて鋼を熱成形し、
    管を９２０℃〜１０５０℃の温度ＡＴまで加熱し、そして５〜３０分間温度ＡＴにて保持し、続いて周囲温度に冷却して、急冷した管を得、
    急冷した管を５００℃〜７００℃の温度ＴＴまで加熱し、５〜６０分の間の時間Ｔｔの間、温度ＴＴにて保持し、続いて周囲温度まで冷却して、急冷して焼き戻した管を得る、
    鋼管の製造方法。
  12. 請求項１１に記載の鋼管の製造方法において、
    周囲温度への少なくとも１回の冷却は、水を用いて行われる、鋼管の製造方法。
  13. 請求項１１又は１２に記載の鋼管の製造方法において、
    焼き戻し時間Ｔｔは、１０〜４０分の間である、鋼管の製造方法。
  14. 請求項１〜１０のいずれかの鋼又は請求項１１〜１３のいずれかの製造方法で製造された鋼の使用であって、削井、製造、抽出、及び／又は油及び天然ガスの輸送のうちの少なくとも１つのためのシームレス鋼管を得る、鋼の使用。
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