JP2021514424A - 高抗張力鋼および高靭性鋼 - Google Patents

高抗張力鋼および高靭性鋼 Download PDF

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Abstract

本発明は、少なくとも８６２ＭＰａ（１２５Ｋｓｉ）の降伏強度を有し、特に氷点下の温度において凍上・融解沈下サイクルに曝される可能性のある厳しい条件で、優れた硬さおよび靭性挙動を示す合金鋼に関する。また、本発明は、当該鋼を備えるシームレスパイプおよびそのパイプの製造方法に関する。【選択図】図なし

Description

本発明は、少なくとも８６２ＭＰａ（１２５Ｋｓｉ）の降伏強度を有し、特に氷点下の温度において凍上・融解沈下サイクルに曝される可能性のある厳しい条件下で、優れた硬さおよび靭性挙動を示す合金鋼に関する。
より詳細には、本発明の鋼は、特に−６０℃まで下がる過酷な環境条件や使用温度が生じる油井およびガス井の付属物、陸上または海洋での用途、および油圧シリンダーとしての機械的用途に使用することができる。
したがって、本発明の鋼は、氷点下の寒冷地での使用に特に適している。
また、本発明は、上記鋼を備えるシームレスパイプ（継目無管）およびそのようなパイプの製造方法に関する。
北極圏における油田およびガス田の開発に伴い、特に−６０℃または−８０℃までの氷点下の使用温度で高負荷の歪みが生じる可能性があるような低温において良好な且つ安定した機械的特性を有し、満足のいく靭性挙動を示す鋼製の付属物が求められてきた。
このような用途において、掘削現場で便利に使用することができるシームレスパイプなどの各種鋼材を製造するために、高い降伏強度（ＹＳ）や最大抗張力（ＵＴＳ）などの良好な機械的特性と、−６０℃までの低温での良好な衝撃靭性とを示す鋼の開発が多く試みられてきた。
ＡＰＩ規格５ＣＴは、３８．１ｍｍ（１．５インチ）までの壁の厚さを有する鋼製パイプの詳細な仕様を提供する。それよりも厚い壁の厚さ（例えば７６．２ｍｍ（３インチ）まで）については、標準的な要件はない。
しかしながら、上述した厳しい条件では、従来使用されてきたものよりも降伏強度や最大抗張力が高く、−６０℃または−８０℃までの氷点下の温度においても優れた延性や靭性特性を示し、且つ重厚な壁の厚さに適したより高い鋼種の鋼を製造することを必要とする。
溶接管や板材の製造において６９０ＭＰａまでの鋼種あるいはそれ以上の鋼種を対象とした特性は、化学組成をわずかに変化させた熱機械圧延と熱処理とを組み合わせることで得ることができる。しかしながら、シームレスパイプに必要な特性は、制御された圧延プロセスと、次いで、十分に調整された化学分析と組み合わされた焼入れおよび焼戻し処理とを使用して達成する必要がある。
焼入れ処理によって、シームレスパイプの微細構造にマルテンサイト相を形成して、その強度を向上させることができる。
また、上述した用途における熱間処理されたシームレスパイプの十分な延性を維持しながら強度を増加させるために、新たな合金化概念を開発する必要がある。特に、６９０ＭＰａを超える降伏強度を有する鋼の場合、従来の合金化概念や従来のプロセスでは低い使用温度での十分に高い延性または靭性を得ることは困難である。
強度を増加させる一般的に知られている方法として、析出硬化のプロセスに基づいて、従来の合金化概念および／またはマイクロ合金化概念を使用して、炭素の含有量または炭素当量を増加させることが挙げられる。
一般的には、チタン、ニオブおよびバナジウムなどのマイクロ合金元素も、強度を増加させるために採用される。チタンは、液相且つ高温において、非常に粗大な窒化チタンとして部分的に析出している。ニオブは、低温でニオブ（Ｃ，Ｎ）析出物を生成する。さらに温度を下げると、バナジウムが窒化炭素の形態で炭素や窒素と共に蓄積し、ＶＣ粒子の場合、材料の脆化を引き起こす。
また、これらのマイクロ合金元素の非常に粗大な析出物は、延性を阻害することが多い。そのため、これらの合金元素の濃度は、全体的に制限される。また、析出物の形成に必要な炭素や窒素の濃度を考慮する必要があり、化学組成の定義全体が複雑になる。
したがって、これらのよく知られた概念は、鋼の延性や靭性の劣化につながる可能性がある。
上述した欠点を克服するために、マイクロ合金化技術と組み合わせた溶液硬化を用いて強度を増加させるのに適した元素の添加に基づく新しい合金化概念の研究が進められてきた。
しかしながら、上記鋼から得られたシームレスパイプは、非常に低い使用温度、特に氷点下の温度において、安定した機械的特性や満足のいく延性または靭性挙動を示さない。そのため、寒冷地での用途に使用することは困難であり、手間がかかる。
実際、これらのシームレスパイプの硬さは、その壁の厚さに応じて著しく低下する。これは、その微細構造、特に焼入れステップ中に生じるマルテンサイト変態が、特に壁の中央部において不均一であることを意味する。すなわち、硬さは、シームレスパイプの厚さによって異なるため、厳しい条件下にある海洋での用途における使用を著しく阻害することになる。
また、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、上述した鋼を用いて得られたシームレスパイプの靭性値は、氷点下の温度で著しく低下し、寒冷地での用途における使用を妨げる。
例えば、４０ｍｍ〜５０ｍｍ程度の壁の厚さを有する上記鋼の靭性値は、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、０℃〜−４０℃の範囲で約４３％減少する。これは、上記鋼を用いて得られたシームレスパイプの靭性挙動は、氷点下の温度で安定しないことを意味する。
したがって、氷点下の使用温度で良好で安定した機械的特性を有し、優れた靭性挙動を示す寒冷地での使用に適した鋼を提供することが実際に求められている。
また、本発明の目的の１つは、氷点下の使用温度が生じる海洋での用途、ラインプロセスパイプおよび機械的用途に使用することができるシームレスパイプの製造を可能にする鋼を提供することである。
特に、本発明の目的の１つは、高い降伏強度および最大抗張力を有し、壁の厚さ全体で（横断方向において）−６０℃までの使用温度で優れた衝撃特性を有し、シームレスパイプの硬度特性を向上させることができる鋼を提供することである。
より詳細には、本発明の目的の１つは、鋼種Ｐ１１０やＱ１２５（少なくとも７５８ＭＰａおよび８６２ＭＰａの降伏強度にそれぞれ対応）の鋼材よりも高い降伏強度を有し、良好で均一な機械的特性および低温での高い靭性を有し、北極圏での使用を可能にする鋼種の鋼材を提供することである。
さらにより詳細には、本発明は、氷点下の使用温度において高抗張力および高靭性特性を有するシームレスパイプのための鋼を提供することを目的としている。
したがって、本発明は（以下の元素は重量パーセントで示されている。）、
Ｃ：０．２７ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
Ｓｉ：０．２０ｗｔ％〜０．３５ｗｔ％、
Ｍｎ：０．８０ｗｔ％〜０．９０ｗｔ％、
Ｃｒ：１．３０ｗｔ％〜１．４５ｗｔ％、
Ｍｏ：０．６５ｗｔ％〜０．７５ｗｔ％、
Ｎｉ：０．１５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、
Ｃｕ：最大０．２５ｗｔ％、
Ａｌ：０．０１５ｗｔ％〜０．０３５ｗｔ％、
Ｔｉ：０．０２４ｗｔ％〜０．０３８ｗｔ％、
Ｎ：最大０．０１２ｗｔ％、
Ｖ：最大０．０５ｗｔ％、
Ｂ：０．００１ｗｔ％〜０．００２５ｗｔ％、および
Ｎｂ：０．０２ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％
を含む化学組成を有するシームレスパイプのための鋼に関する。ここで、鋼の残部（balance）は、鉄および工業的加工で生じる不可避の不純物である。該鋼は、少なくとも８６２ＭＰａの降伏強度（ＹＳ）および最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、降伏強度（ＹＳ）対最大抗張力（ＵＴＳ）比は、０．９３未満である。
本発明の鋼は、低い降伏強度対最大抗張力比および少なくとも８６２ＭＰａの降伏強度を示す。これは、このような鋼の最大抗張力が、少なくとも９２７ＭＰａであり、好ましくは少なくとも１０００ＭＰａであることを意味する。
その結果、このような鋼によって、高い歪み能力を有するシームレスパイプを得ることができる。換言すると、このような鋼は、シームレスパイプの歪み能力を向上させることができる。
さらに、本発明の鋼は、氷点下の使用温度において優れた靭性挙動を示す。例えば、１２５ｋｓｉの鋼種の場合、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、長手方向における靭性値は、−４０℃で少なくとも１２０ジュール、−６０℃で約１００ジュールを示し、横断方向における靭性値は、−４０℃で少なくとも１００ジュール、−６０℃で約８０ジュールを示す。
より詳細には、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、横断方向における靭性値は、０℃〜−４０℃で安定している。これは、氷点下の温度において靭性挙動が安定していることを意味する。
また、このような鋼によって、厚さに全体で均一な硬さを示すシームレスパイプを得ることができる。
実際、本発明の鋼は、実質的に均一な微細構造を示す。すなわち、マルテンサイト相の量は、微細構造全体に対して少なくとも９５％、好ましくは９９％である。これにより、そのような鋼に基づくシームレスパイプの機械的特性の均一性が確保される。
これは、本発明の鋼が、鋼種Ｐ１１０やＱ１２５の鋼材よりも高い、少なくとも１２５Ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）、好ましくは少なくとも９３０ＭＰａ（１３５Ｋｓｉ）の降伏強度を有し、低温において高い最大抗張力および高い靭性挙動を示すことを意味する。
また、本発明の鋼が、シームレスパイプの硬さや硬化性を向上させることができることを意味する。
したがって、本発明の鋼は、特に氷点下の寒冷地での用途に適している。
その結果、本発明の鋼によって、その全長および壁の厚さ全体で、高い降伏強度および高抗張力、高い歪み能力、ならびに高く均一な硬さを有し、氷点下の温度において高く安定した靭性性能を示すシームレスパイプを得ることができる。
特に、本発明による鋼は、好ましくは１２．５ｍｍ超、より好ましくは２０ｍｍ超、さらにより好ましくは３８ｍｍ〜７８ｍｍの範囲の壁の厚さを有するシームレスパイプを得るために有利に使用される。
したがって、この鋼を使用して、壁の厚さが厚く、壁の外側、内側および中央部のいずれにおいても機械的特性が安定しているシームレスパイプを得ることができる。これは、機械的特性が壁の厚さに依存しないことを意味し、厳しい条件下において高い歪みを受ける場合に有効である。
本発明の別の目的は、少なくとも以下の連続するステップ：
（ｉ）上述した化学組成を有する鋼を準備するステップと、
（ｉｉ）熱間成形プロセスを介して、鋼を１１００℃〜１３００℃の範囲の温度で熱間成形してパイプを得るステップと、
（ｉｉｉ）次いで、パイプを８９０℃以上のオーステナイト化温度（ＡＴ）に加熱し、５分間〜３０分間、パイプをオーステナイト化温度（ＡＴ）に維持するステップであって、次いで、
・ パイプを最大１００℃の温度に冷却して焼入れされたパイプを得るステップ、および
・ 焼入れされたパイプを５８０℃〜７２０℃の範囲の焼戻し温度（ＴＴ）で加熱および保持し、焼戻し時間の間は焼戻し温度（ＴＴ）に維持し、次いでそれを最大２０℃の温度に冷却して、焼入れおよび焼戻しされたパイプを得るステップ、
を含むステップと、
（ｉｖ）降伏強度対最大抗張力比を測定し、その比が０．９３未満であるように制御するステップと、
を含む鋼製シームレスパイプの製造方法に関する。
本発明による方法によって、主にマルテンサイトから構成された実質的に均一な微細構造を有する鋼製シームレスパイプを得ることができる。ここで、マルテンサイトの量は、微細構造全体に対して好ましくは少なくとも９５％であり、より好ましくは９９％である。フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計は、１００％である。
本発明の方法が示すように、降伏強度対最大抗張力比は、本発明の鋼の化学組成と共に、機械的特性の安定性、特に鋼製シームレスパイプの壁の厚さ全体で硬さの均一性、ならびに氷点下の温度での高抗張力値および高い靭性を保証する制御パラメーターである。
換言すると、降伏強度対最大抗張力比および化学組成によって、鋼に必要な性能が保証される。
また、本発明は、上述した鋼から形成されたシームレスパイプに関する。
上述したように、鋼製シームレスパイプは、寒冷地での用途に特に適しており、油井およびガス井の付属物および／または機械部品、好ましくは北極圏の海洋での用途に使用することができる。
鋼製シームレスパイプは、その長さおよび壁の厚さ全体で良好で安定した、実質的に均一な微細構造の特徴である機械的特性を有し、氷点下の温度での高い靭性を示す。
本発明の別の目的は、上述したシームレスパイプを少なくとも備える油井およびガス井の付属物および／または機械部品に関する。
本発明のその他の目的、特徴、態様ならびに利点は、以下の説明および実施例を参照することでさらに明確になるであろう。
パイプの壁において硬さ測定が決定された場所の関数としての硬さの値を示す図である。 本発明による鋼製シームレスパイプの代表的な温度の関数としてのシャルピー遷移曲線を示す図である。 本発明による鋼製シームレスパイプの代表的な温度の関数としてのシャルピー遷移曲線を示す図である。 試験片について、横断方向におけるシャルピー遷移曲線を示す図である。 試験片について、横断方向におけるシャルピー遷移曲線を示す図である。 試験片の、硬さの測定値と水焼入れされた一端からの距離とがプロットされたジョミニー曲線を示す図である。 試験片の、硬さの測定値と水焼入れされた一端からの距離とがプロットされたジョミニー曲線を示す図である。
以下の説明では、
明記されない限り、特に「〜の間」および「〜の範囲」という表現において、値の範囲は、その記載された範囲に含まれる。
また、本明細書において使用される「少なくとも１つ」という表現は、「１つまたは複数」という表現と同等の意味を有する。
本発明によれば、鋼の降伏強度対最大抗張力比は、０．９３未満である。これは、０．９３という値を含まないことを意味する。
好ましい実施形態において、本発明による鋼の降伏強度対最大抗張力比は、０．９未満であり、好ましくは０．８８未満である。
好ましくは、本発明による鋼の降伏強度対最大抗張力比は、０．８４〜０．９３の範囲であり、ここで、０．９３という値は含まれない。
より好ましくは、本発明による鋼の降伏強度対最大抗張力比は、０．８４〜０．９１の範囲であり、さらにより好ましくは０．８５〜０．９０の範囲である。
好ましい実施形態において、本発明による鋼の降伏強度（ＹＳ）は、少なくとも９００ＭＰａであり、好ましくは少なくとも９３０ＭＰａである。
好ましくは、鋼の降伏強度は、８６２ＭＰａ〜１２００ＭＰａの範囲であり、より好ましくは９００ＭＰａ〜１１００ＭＰａの範囲であり、さらにより好ましくは９３０ＭＰａ〜１１００ＭＰａの範囲である。
好ましい実施形態において、本発明による鋼の最大抗張力（ＵＴＳ）は、少なくとも９５０ＭＰａであり、好ましくは少なくとも１０００ＭＰａであり、より好ましくは少なくとも１０３５ＭＰａである。
これは、上記鋼が、高い歪み能力を維持するのに適したシームレスパイプの製造に適していることを意味する。
好ましい実施形態によれば、本発明による鋼の横断方向における靭性値は、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、−４０℃で少なくとも以下の通りである。
Figure 2021514424
特に、本発明による鋼の横断方向における靭性値は、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、−６０℃で少なくとも以下の通りである。
Figure 2021514424
これは、本発明の鋼が氷点下の温度で改善された靭性を示すことを意味する。
また、これは、上記鋼が氷点下の温度で明らかに延性のある挙動を示すことを意味する。
好ましくは、本発明による鋼は、ニッケル、クロムおよびマンガンの含有量に関して、以下の関係を満たす化学組成を有する。
・ Σ（Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ）≧２．２
これは、本発明の鋼が、有利にはＡＳＴＭ Ａ２５５規格の指標ＤＩを満たすことを意味する。
さらにより好ましくは、本発明による鋼は、ニッケル、クロム、マンガンおよびシリシウム（ケイ素）の含有量に関して、以下の関係を満たす化学組成を有する。
・ Σ（Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｓｉ）≧２．４
好ましい実施形態によれば、本発明による鋼は、微細構造全体に基づいて少なくとも９５％のマルテンサイト、好ましくは微細構造全体に基づいて９９％のマルテンサイトを含む微細構造を有する。フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計は、１００％である。
また、本発明の枠組みの中で、化学組成の元素、微細構造の好ましい特徴および製造プロセスパラメーターの影響を以下でさらに詳述する。
なお、化学組成の範囲は、重量パーセントで示されており、上限値と下限値とを含むことに留意されたい。
［鋼の化学組成を構成する元素］
［炭素］０．２７％〜０．３０％
炭素は、本発明による鋼の降伏強度および硬さを著しく増加させる強力なオーステナイト形成元素である。０．２７％を下回ると、降伏強度および抗張力が著しく低下し、降伏強度が予想を下回る危険性がある。０．３０％を超えると、溶接性、延性および靭性などの特性に悪影響を及ぼす。
［ケイ素］０．２０％〜０．３５％
ケイ素は、溶鋼を脱酸する元素である。含有量が少なくとも０．２０％であれば、そのような効果を得ることができる。また、ケイ素は、本発明において０．２０％を超えるレベルで強度および伸びを増加させる。０．３５％を超えると、本発明による鋼の靭性が悪影響を受けて低下する。このような悪影響を避けるために、Ｓｉの含有量は、０．２０％〜０．３５％の範囲である。
好ましくは、ケイ素の含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．２２ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％の範囲である。
［マンガン］０．８０％〜０．９０％
マンガンは、鋼の鍛造性および硬さを向上させる元素であり、焼入れされる鋼の適性に寄与する。さらに、この元素も、強力なオーステナイト形成元素であり、鋼の強度を増加させる。その結果、その含有量は、最低０．８０％である必要がある。０．９０％を超えると、溶接性および靭性に悪影響を及ぼす場合がある。
さらに、０．９０％を超えると、オーステナイト相の増加が予想される。これは、マルテンサイト相の量を減少させて機械的特性の安定性を阻害し、微細構造の不均一化を招く可能性がある。
好ましくは、マンガンの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．８０ｗｔ％〜０．８５ｗｔ％の範囲であり、好ましくは０．８０ｗｔ％〜０．８３ｗｔ％の範囲である。
［アルミニウム］０．０１５％〜０．０３５％
アルミニウムは、鋼を強力に脱酸し、その存在は、鋼の脱硫も促進する。この効果を得るために、少なくとも０．０１５％の量で添加される。
しかしながら、０．０３５％を超えると、上述した効果に対して飽和効果が生じる。また、粗大で延性に有害なＡｌ窒化物が形成されやすい。そのため、Ａｌの含有量は、０．０１５％〜０．０３５％の範囲である必要がある。
好ましくは、アルミニウムの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．０１７ｗｔ％〜０．０３０ｗｔ％の範囲であり、好ましくは０．０２０ｗｔ％〜０．０２８ｗｔ％の範囲である。
［銅］最大０．２５％
銅は、溶液硬化のための元素であるが、この元素は、一般には靭性や溶接性に悪影響を及ぼすことで知られている。銅の存在は、鋼の靭性を阻害する傾向がある。そのため、Ｃｕの量は、最大でも０．２５に抑える必要がある。
好ましくは、銅の含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．１ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％の範囲であり、好ましくは０．１ｗｔ％〜０．２ｗｔ％の範囲である。
［クロム］１．３０％〜１．４５％
本発明による鋼におけるクロムの存在によって、特に降伏強度を増加させるクロム析出物が形成される。そのため、降伏強度を著しく増加させるには、最低１．３０％のＣｒ含有量が必要である。１．４５％を超えると、析出密度は、本発明による鋼の靭性に悪影響を及ぼす。
好ましくは、クロムの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、１．３０ｗｔ％〜１．４０ｗｔ％の範囲であり、好ましくは１．３５ｗｔ％〜１．４０ｗｔ％の範囲である。
［ニッケル］０．１５％〜０．２５％
ニッケルは、本発明の鋼における溶液硬化にとって非常に重要な元素である。Ｎｉは、降伏強度や抗張力を増加させる。Ｃｕの存在と組み合わせることで、靭性特性を向上させることができる。そのため、その最低含有量は、０．１５％である。０．２５％を超えると、本発明による鋼の表面品質は、熱間圧延プロセスによって悪影響を受ける。
好ましくは、ニッケルの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．１５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％の範囲である。
［モリブデン］０．６５％〜０．７５％
モリブデンは、降伏強度と抗張力の両方を増加させ、パイプの長さおよび厚さ全体で母材の機械的特性、微細構造および靭性の均一性を支持する。０．６５％を下回ると、上述した効果が十分に発揮されない。０．７５％を超えると、靭性に関しては鋼の挙動に悪影響を及ぼす。
好ましくは、モリブデンの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．６５ｗｔ％〜０．７０ｗｔ％の範囲である。
［ニオブ］０．０２０％〜０．０３０％
ニオブの存在は、炭化物および／または窒化物の析出物をもたらし、さらに、粒界ピン止め効果および向上した抗張力によって、微細な粒度の微細構造をもたらす。これらのすべての効果のために、本発明の鋼は、最低０．０２０％のＮｂを必要とする。０．０３０％を超えると、窒素の含有量を厳密に制御して、ＮｂＣの脆性効果を回避する必要ある。また、０．０３０％を超えると、本発明による鋼の靭性挙動が低下すると予想される。
好ましくは、ニオブの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．０２０ｗｔ％〜０．０２５ｗｔ％の範囲である。
［ホウ素］０．００１％〜０．００２５％
ホウ素の存在は、シームレスパイプの硬化性を向上させる。
０．００２５％を下回ると、パイプの長さおよび厚さ全体で、母材の機械的特性、微細構造および靭性の均一性を支持する。０．００１％を下回ると、正しい効果が失われる。
好ましくは、ホウ素の含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、０．００１％〜０．００２５％の範囲であり、より好ましくは０．００１％〜０．００１８％の範囲である。
［バナジウム］≦０．０５％
０．０５％を超えると、バナジウム析出物は、低温で靭性値にばらつきが生じる危険性および／または遷移温度が高温にシフトする危険性を増加させる。その結果、靭性特性は、０．０５％を超えるバナジウムの含有量によって悪影響を受ける。好ましくは、バナジウムの含有量は、厳密に重量で０．０２％未満である。
［チタン］０．０２４％〜０．０３８％
Ｔｉの存在は、炭化物および／または窒化物の析出物をもたらす。ＴｉＮは、ＢＮよりも優先的に生成される。したがって、Ｂは、主に原子の形態であり、これにより、硬化性の性能が向上する。０．０３８％を超えると、ＴｉＮおよびＴｉＣは、靭性挙動を減少させる。０．０２４％を下回ると、上述した効果が十分に発揮されない。
好ましくは、チタンの含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、重量で０．０２８％〜０．０３８％の範囲である。
［窒素］≦０．０１２％
０．０１２％を超えると、粗大な窒化物の析出物が予想される。これらの析出物は、遷移温度を上限範囲で変化させて、靭性挙動に悪影響を及ぼす。
好ましくは、窒素の含有量は、鋼の化学組成の総重量に基づいて、重量で０．００１％〜０．０１０％の範囲である。
［残留元素］
残部は、Ｆｅならびに鋼の作製および鋳造プロセスで生じる不可避の不純物から構成される。主要な不純物元素の含有量は、リン、硫黄および水素に関しては、以下のように制限される：
・ Ｐ≦０．０１５％、好ましくはＰ≦０．０１２％、より好ましくはＰ≦０．０１０％、
・ Ｓ≦０．００３％、好ましくはＳ≦０．００２％、および
・ Ｈ≦０．００３％。
ＣａおよびＲＥＭ（希土類鉱物）などのその他の元素は、不可避の不純物として存在し得る。
不可避の不純物元素の含有量の合計は、０．１％未満である。
［化学組成］
好ましい実施形態によれば、化学組成は、
Ｃ：０．２７ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
Ｓｉ：０．２０ｗｔ％〜０．３５ｗｔ％、
Ｍｎ：０．８０ｗｔ％〜０．９０ｗｔ％、
Ｃｒ：１．３０ｗｔ％〜１．４５ｗｔ％、
Ｍｏ：０．６５ｗｔ％〜０．７５ｗｔ％、
Ｎｉ：０．１５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、
Ｃｕ：０．１０ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、
Ａｌ：０．０１５ｗｔ％〜０．０３５ｗｔ％、
Ｔｉ：０．０２４ｗｔ％〜０．０３８ｗｔ％、
Ｎ：０．００１ｗｔ％〜０．０１２ｗｔ％、
Ｖ：０．００１ｗｔ％〜０．０５０ｗｔ％、
Ｂ：０．００１ｗｔ％〜０．００２５ｗｔ％、および
Ｎｂ：０．０２ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％
からなり、鋼の残部は、鉄および工業的加工で生じる不可避の不純物である。
本実施形態によれば、不可避の不純物は、化学組成の総重量に対して、
・ Ｐ≦０．０１５ｗｔ％、好ましくはＰ≦０．０１２ｗｔ％、より好ましくはＰ≦０．０１０ｗｔ％、および
・ Ｓ≦０．００３ｗｔ％、好ましくはＳ≦０．００２ｗｔ％
から選択される。
より好ましい実施形態において、化学組成は、
Ｃ：０．２７ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
Ｓｉ：０．２２ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
Ｍｎ：０．８０ｗｔ％〜０．８５ｗｔ％、
Ｃｒ：１．３０ｗｔ％〜１．４０ｗｔ％、
Ｍｏ：０．６５ｗｔ％〜０．７０ｗｔ％、
Ｎｉ：０．１５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％、
Ｃｕ：０．１０ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％、
Ａｌ：０．０１７ｗｔ％〜０．０３０ｗｔ％、
Ｔｉ：０．０２８ｗｔ％〜０．０３８ｗｔ％、
Ｎ：０．００１ｗｔ％〜０．０１０ｗｔ％、
Ｖ：０．００１ｗｔ％〜０．０２０ｗｔ％、
Ｂ：０．００１０ｗｔ％〜０．００１８ｗｔ％、および
Ｎｂ：０．０２０ｗｔ％〜０．０２５ｗｔ％
からなり、鋼の残部は、鉄および工業的加工で生じる不可避の不純物である。
本実施形態によれば、不可避の不純物は、上述した元素から選択される。
［製造方法］
上述したように、本発明の方法は、少なくとも以下の連続するステップ：
（ｉ）上述した化学組成を有する鋼を準備するステップと、
（ｉｉ）熱間成形プロセスを介して、鋼を１１００℃〜１３００℃の範囲の温度で熱間成形してパイプを得るステップと、
（ｉｉｉ）次いで、パイプを８９０℃以上のオーステナイト化温度（ＡＴ）に加熱し、５分間〜３０分間、パイプをオーステナイト化温度（ＡＴ）に維持するステップと、
（ｉｖ）次いで、
・ パイプを最大１００℃の温度に冷却して焼入れされたパイプを得るステップ、および
・ 次いで、焼入れされたパイプを５８０℃〜７２０℃の範囲の焼戻し温度（ＴＴ）で加熱および保持し、焼戻し時間の間は焼戻し温度（ＴＴ）に維持し、次いでそれを最大２０℃の温度に冷却して、焼入れおよび焼戻しされたパイプを得るステップ、
を含むステップと、
（ｖ）降伏強度対最大抗張力比を測定し、その比が０．９３未満であるようにするステップと、
を含む。
本方法によれば、シームレスパイプが作製される。
本発明の方法は、０．９３未満の降伏強度対最大抗張力比を達成することができる微細構造を生成するという利点を有する。
実際、鋼の降伏強度対最大抗張力比が０．９３超の場合、機械的特性の安定性および低温での靭性が阻害される。
好ましくは、本発明による方法は、以下に列挙する連続するステップを含む。
このように、当該技術分野で知られている鋳造方法に従って、上述した化学組成を有する鋼を得ることができる。
次いで、到達した温度がすべての点において、熱間成形の間に鋼が受ける高い変形率に有利な温度となるように、鋼を１１００℃〜１３００℃の範囲の温度で加熱する。この温度範囲は、オーステナイト化の範囲内である必要がある。好ましくは、最高温度は、１３００℃未満である。
次いで、インゴットまたはビレットを、例えば鍛造、ピルガー圧延、マンドレル製法（conti mandrel）、高品質仕上げなどの世界的に一般的に使用されている熱間成形プロセスを用いて、少なくとも１つのステップで所望の寸法を有するパイプに熱間成形する。
最小変形率は、少なくとも２．８である必要がある。
次いで、パイプをオーステナイト化する。すなわち、微細構造がオーステナイトになる温度（ＡＴ）までパイプを加熱する。オーステナイト化温度（ＡＴ）は、Ａｃ３より高く、好ましくは８９０℃超であり、より好ましくは９１０℃である。
次いで、本発明による鋼から形成されたパイプを、少なくとも５分間のオーステナイト化時間（Ａｔ）の間、オーステナイト化温度（ＡＴ）に保持する。その目的は、パイプのすべての点において到達した温度が少なくともオーステナイト化温度に等しくなって、パイプ全体で均一な温度になるようにすることである。また、オーステナイト化時間（Ａｔ）は、３０分を超えてはならない。超えると、オーステナイト粒が意図せずに大きくなり、最終的な構造が粗大になる。これは、靭性に有害である。
好ましくは、オーステナイト化時間（Ａｔ）は、５分〜１５分の範囲である。
次いで、好ましくは水焼入れを用いて、本発明による鋼から形成されたパイプを最大１００℃の温度に冷却する。換言すると、パイプを１００℃以下の温度、好ましくは２０℃の温度に冷却する。
次いで、本発明による鋼から形成された焼入れされたパイプを、好ましくは焼戻しする。すなわち、パイプを、５８０℃〜７２０℃の範囲の焼戻し温度（ＴＴ）、特に６００℃〜６８０℃の範囲の焼戻し温度（ＴＴ）で加熱および保持する。
このような焼戻しは、１０分間〜６０分間、特に１５分間の焼戻し時間（Ｔｔ）の間に行われる。
最後に、空冷を用いて、本発明によるパイプを最大２０℃、好ましくは２０℃の温度に冷却して、焼入れおよび焼戻しされたパイプを得る。
このようにして、微細構造全体に対してマルテンサイトを面積で少なくとも９５％、好ましくは９９％含む鋼から形成された焼入れおよび焼戻しされたパイプを得ることができる。フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計は、１００％である。
特に、本発明の方法は、好ましくは少なくとも以下の連続するステップ：
（ｉ）上述した化学組成を有する鋼を準備するステップと、
（ｉｉ）熱間成形プロセスを介して、鋼を１１００℃〜１３００℃の範囲の温度で熱間成形してパイプを得るステップと、
（ｉｉｉ）次いで、パイプを８９０℃以上のオーステナイト化温度（ＡＴ）に加熱し、５分間〜３０分間、パイプをオーステナイト化温度（ＡＴ）に維持するステップと、
（ｉｖ）次いで、
・ パイプを１００℃以下の温度に冷却して焼入れされたパイプを得るステップ、および
・ 焼入れされたパイプを５８０℃〜７２０℃の範囲の焼戻し温度（ＴＴ）で加熱および保持し、焼戻し時間の間は焼戻し温度（ＴＴ）に維持し、次いでそれを最大２０℃の温度に冷却して、焼入れおよび焼戻しされたパイプを得るステップ、
を含むステップと、
（ｖ）降伏強度対最大抗張力比を測定し、その比が０．９３未満であるようにするステップと、
を含む。
本発明の方法のステップ（ｖ）によれば、降伏強度対最大抗張力比の測定は、結果が０．９３未満であることを確認するために実施される。
［微細構造の特徴］
［マルテンサイト］
本発明による鋼におけるマルテンサイトの含有量は、化学組成と共に、焼入れ作業の間の冷却速度に依存する。マルテンサイトの含有量は、少なくとも９５％であり、好ましくは９９％である。１００％までの残部は、フェライトとベイナイトである。
［フェライト］
好ましい実施形態において、最終冷却後の本発明による焼入れおよび焼戻しされた鋼製パイプは、体積分率で１％未満のフェライトを含む微細構造を示す。理想的には、本発明による降伏強度（ＹＳ）および最大抗張力（ＵＴＳ）に悪影響を及ぼすため、鋼中にフェライトが存在しないことが望ましい。
さらに、フェライトの存在は、壁の厚さ全体において機械的特性、特に硬さの均一性を阻害する場合がある。
［ベイナイト］
本発明による鋼におけるベイナイトの含有量は、化学組成と共に、焼入れ作業の間の冷却速度に依存する。その含有量は、最大１％に制限される。１００％までの残部は、フェライトとマルテンサイトである。
［機械部品］
上述したように、本発明は、上述した鋼を備えるシームレスパイプに関する。
好ましくは、シームレスパイプは、上記鋼から形成される。
好ましい実施形態において、本発明は、上述した鋼を備える鋼製シームレスパイプに関し、好ましくは上述した鋼から形成されたシームレスパイプに関する。
好ましい実施形態によれば、鋼製シームレスパイプの壁の厚さは、１２．５ｍｍ超、好ましくは２０ｍｍ超、より好ましくは３８ｍｍ（１．５インチ未満）〜７８ｍｍ（３インチ超）の範囲である。
好ましくは、鋼製シームレスパイプの外径は、８０ｍｍ〜６６０ｍｍの範囲である。
また、上述したように、本発明は、上述した鋼を備える油井およびガス井の付属物および／または機械部品に関する。
［鋼の使用］
また、本発明は、シームレスパイプを製造するために、上記鋼を使用することに関する。
特に、本発明は、シームレスパイプの硬化性を向上させるために上述した鋼を使用することに関する。
本発明によれば、鋼材の硬化性は、焼入れしたときに硬化する鋼材の能力として定義され、断面全体の深さと硬さの分布に関連する。
本発明によれば、硬化性は、ジョミニー式一端焼入れ試験を用いて測定される。
また、本発明は、油井およびガス井の付属物および／または機械部品の製造における上述した鋼の仕様に関する。
特に、本発明は、油井およびガス井の付属物の製造における上述した鋼の使用に関する。
以下の実施例は、本発明の例示として挙げられる。
［Ｉ．鋼Ａ（本発明によるもの）］
溶融から熱間成形までの上流のプロセスは、一般的に知られている鋼製シームレスパイプのための製造方法によって実施される。
例えば、以下の構成の溶鋼は、一般的に使用されている溶融方法で溶融することが望ましい。一般的な方法として、連続鋳造法またはインゴット鋳造法が挙げられる。
表１は、本発明による鋼の化学組成を示す（記載された量は重量パーセントで計算され、その組成の残部は鉄から形成される。）。
Figure 2021514424
次いで、例えば一般的に知られている製造方法である鍛造、プラグまたはピルガー圧延プロセスによる熱間加工を介して、これらの材料を１１００℃〜１３００℃の範囲の温度で加熱して、上記構成のパイプを所望の寸法に形成する。
次いで、表１に示す組成は、以下に示すステップ：
・ パイプを９１０℃のオーステナイト化温度（ＡＴ）に加熱し、１０分間（Ａｔ：オーステナイト化時間）、その温度に維持するステップ、
・ 次いで、パイプを１００℃以下の温度に水で冷却して焼入れされたパイプを得て、次いで、１５分間、焼入れされたパイプを焼戻し温度（ＴＴ）で加熱および保持し、次いで２０℃以下の温度に冷却して、焼入れおよび焼戻しされたパイプを得るステップ、および
・ 焼戻しステップの後に、降伏強度（ＹＳ）対最大抗張力（ＵＴＳ）比を制御するステップ
の特徴を有する、以下の表２にまとめた製造プロセスを経る。
上述した方法を実施して、３８．１ｍｍ（１．５インチに相当）の壁の厚さをそれぞれ有する２つのシームレスパイプ（Ａ−１．１およびＡ−１．２）と、７６．２ｍｍ（３インチに相当）の壁の厚さをそれぞれ有する２つのシームレスパイプ（Ａ−２．１およびＡ−２．２）とを得た。
上述した方法におけるパラメーターを以下の表２にまとめた。
Figure 2021514424
表２に示すプロセスパラメーターは、本発明と一致している。
これにより、焼戻し温度から最終的に冷却した後に、その微細構造に基づいて少なくとも９９％のマルテンサイトを含む微細構造を示す焼入れおよび焼戻しされた鋼製パイプが得られた。
さらに、得られた焼入れおよび焼戻しされた鋼製パイプは、３０４．８ｍｍの外径を有する。
［１．機械的特性］
［１．１．焼入れされたシームレスパイプの硬さ］
ロックウェルスケール（ＨＲＣ）に基づく硬さは、表１（鋼組成Ａ）に示す組成から得られた焼入れおよび焼戻しされた鋼製シームレスパイプ（試験片Ａ−１．１、壁の厚さは３８．１ｍｍに相当）の４つの象限（Ｑ１，Ｑ２，Ｑ３およびＱ４）について測定される。各象限は、９０°の角度方向を示している。
各象限について、鋼製シームレスパイプの壁の外側、内側および中央部において硬さを３回測定した。
その結果を表３にまとめた。
Figure 2021514424
図１は、パイプの壁、すなわち壁の外側、内側および中央部において硬さの測定値が判定された場所の関数として、各象限について表３にまとめた硬さの値を示す。
これらの結果から、シームレスパイプ全体で硬さが均一であることがわかる。
［１．２．降伏強度（ＹＳ）および抗張力（ＵＴＳ）の判定］
［１．２．１．壁の厚さ：３８．１ｍｍ（１．５インチ）］
シームレスパイプＡ−１．１（壁の厚さ：３８．１ｍｍ）およびシームレスパイプＡ−１．２（壁の厚さ：３８．１ｍｍ）から、それぞれ２つの試験片のセットを採取した。これらの試験片は、シームレスパイプのそれぞれの端部から１つ採取された。
各試験片について、降伏強度（ＹＳ（ＭＰａ））、最大抗張力（ＵＴＳ（ＭＰａ））、破断時の伸び（Ａ％）および収縮率（reduction area：ｍｉｎ％）を、長手方向における０°および１８０°の２つの象限で評価した。
機械的特性に関する結果を表４にまとめた。
Figure 2021514424
試験片全体が、０．９３未満の降伏強度対最大抗張力比を示した。
これらの結果から、各試験片は、高い降伏強度および抗張力を有し、破断時の伸びが大きく、破断前の収縮率が少なくとも６０％であることがわかる。
これは、本発明の鋼から得られた試験片は、高い歪み変形率に耐えることができることを意味する。
［１．２．２．壁の厚さ：７６．２ｍｍ（３インチ）］
シームレスパイプＡ−２．１（壁の厚さ：７６．２ｍｍ）およびシームレスパイプＡ−２．２（壁の厚さ：７６．２ｍｍ）から、それぞれ２つの試験片のセットを採取した。これらの試験片は、シームレスパイプのそれぞれの端部から１つ採取した。
各試験片について、降伏強度（ＹＳ（ＭＰａ））、最大抗張力（ＵＴＳ（ＭＰａ）、破断時の伸び（Ａ％）および収縮率（ｍｉｎ％）を、長手方向における０°および１８０°の２つの象限で評価した。
機械的特性に関する結果を表５にまとめた。
Figure 2021514424
試験片全体が、０．９３未満の降伏強度対最大抗張力比を示した。
これらの結果から、各試験片は、高い降伏強度および抗張力を有し、破断時の伸びが大きく、破断前の収縮率が約６０％であることがわかる。
これは、本発明の鋼から得られた試験片は、高い歪み変形率に耐えることができることを意味する。
［２．衝撃試験結果（壁の厚さ：３８．１ｍｍ）］
３８．１ｍｍの壁の厚さを有する上述した試験片の各々について、低温での靭性を評価した。
［２．２．横断方向］
各試験片について、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）への−２０℃でのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａにより、横断方向における衝撃値（ジュール：Ｋｃｖ）を判定した。
各試験片について、これらのパラメーターを３回判定した。衝撃値については、平均値（Ａｖｅ）を判定した。その結果を表６にまとめた。
Figure 2021514424
［２．３．温度の関数としてのシャルピー遷移値］
シャルピー試験のための寸法および形状を標準化するために、シームレスパイプＡ−１．１（壁の厚さ：３８．１ｍｍ）から試験片を採取した。
また、この試験片について、０℃〜−６０℃の範囲の温度の関数としての衝撃値（ジュール：Ｋｃｖ）を横断方向で評価した。各温度においてこのパラメーターを３回判定した。その結果を表７にまとめた。
Figure 2021514424
図２は、表７に記載された値に基づく横断方向における温度の関数としての、および３８．１ｍｍ（１．５インチ）の壁の厚さを有する本発明による鋼製シームレスパイプの代表的な温度の関数としてのシャルピー遷移曲線（ジュール）を示す。
表７に記載された結果から、氷点下の温度において鋼が延性のある挙動を示すことが明確である。特に、試験片は、−６０℃では、９０ジュール超の高い衝撃値と安定した挙動とを示した。
［３．衝撃試験結果（壁の厚さ：７６．２ｍｍ）］
上述した試験片Ａ−２．１．ａ、Ａ−２．１．ｂおよびＡ−２．２．ａについて、低温での靭性を評価した。この評価のために、シームレスパイプＡ−２から追加の試験片（試験片Ａ−２．２．ｃ）を採取した。
測定は、横断方向において実施した。
上述した試験片の各々について、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）への−２０℃でのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａにより、横断方向における衝撃値（ジュール：Ｋｃｖ）を判定した。
各試験片について、そのパラメーターを３回判定した。衝撃値については、平均値（Ａｖｅ）を判定した。その結果を表８にまとめた。
Figure 2021514424
これらの結果から、−２０℃で高い衝撃値（１００ジュール超）を示すことがわかる。これは、各試験編が、氷点下の温度で靭性挙動を示すことを意味する。
［３．３．温度の関数としてのシャルピー遷移値］
また、試験片Ａ−２．２．ｃについて、０℃〜−６０℃の範囲の温度の関数としての衝撃値（ジュール：Ｋｃｖ）を横断方向で評価した。各温度においてこのパラメーターを３回判定した。その結果を表９にまとめた。
Figure 2021514424
図３は、表９に記載された値に基づく横断方向における温度の関数としての、および７６．２ｍｍ（３インチ）の壁の厚さを有する本発明による鋼製シームレスパイプの代表的な温度の関数としてのシャルピー遷移曲線（ジュール）を示す。
これらの結果から、−６０℃で高い衝撃値（平均で少なくとも約８０ジュール）を示すことがわかる。これは、各試験片が、氷点下の温度で靭性挙動を示すことを意味する。
さらに、本発明の鋼は、氷点下の使用温度において優れた靭性挙動を示す。例えば実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、１５０ｋｓｉの鋼種について、長手方向における靭性値は、−４０℃で少なくとも１３０ジュールであり、−６０℃で少なくとも約１００ジュールであり、横断方向における靭性値は、−４０℃で少なくとも１００ジュールであり、−６０℃で約８０ジュールである。
その結果、本発明による試験片は、壁の厚さが３８．１ｍｍに対応するか７６．２ｍｍに対応するかに関わらず、氷点下の温度での靭性および延性のある挙動を示す。
［５．衝撃試験結果（壁の厚さ：５０．８ｍｍ）］
上述した方法を実施して、表１（本発明による鋼Ａ）に記載された化学組成から５０．８ｍｍ（２インチに相当）の壁の厚さを有するシームレスパイプ（Ａ−３）を得た。
上述した方法におけるパラメーターを以下の表１０にまとめた。
Figure 2021514424
この試験片について、０℃〜−６０℃の範囲の温度の関数としての衝撃値（ジュール：Ｋｃｖ）を評価した。
図４は、この試験片について、横断方向におけるシャルピー遷移曲線（ジュール）を示す。
これらの結果から、−６０℃で高い衝撃値（少なくとも約９０ジュール）を示すことがわかる。これは、氷点下の温度での当該試験片の靭性挙動を示す。
［ＩＩ．鋼Ｂ（比較対象鋼）］
表１１は、比較対象鋼の化学組成を示す（記載された量は重量パーセントで計算され、その組成の残部は鉄から形成される。）。
Figure 2021514424
なお、鋼Ｂについて実施した上流のプロセスおよび製造プロセスは、鋼Ａについて説明したものと同一である。
上記方法を実施して、７６．２ｍｍ（３インチに相当）の壁の厚さを有するシームレスパイプ（Ｂ−１）を得た。
上述した方法におけるパラメーターを以下の表１２にまとめた。
Figure 2021514424
［１．機械的特性］
［１．１．降伏強度および最大抗張力］
シームレスパイプＢ−１から、３つの試験片のセットを採取した。
各試験片について、降伏強度（ＹＳ（ＭＰａ））、最大抗張力（ＵＴＳ（ＭＰａ））および破断時の伸び（Ａ％）を、長手方向で評価した。
特に、これらの特性の評価を、試験片Ｂ−１．２およびＢ−１．３の壁の外側、ならびに試験片Ｂ−１．５の壁の内側で実施した。
機械的特性に関する結果を表１３にまとめた。
Figure 2021514424
［２．衝撃試験結果］
実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのシャルピー衝撃試験ＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａにより、シームレスパイプＢ−１から３つの試験片のセットを採取した。
各試験片について、０℃での横断方向における衝撃値を判定することで、靭性を評価した。各試験片について、衝撃値を３回判定した。その結果を以下に示す。
Figure 2021514424
試験片Ｂ−１．８について、試験片の壁の外側、内側および中央部において測定値を判定した。
Figure 2021514424
［３．温度の関数としてのシャルピー遷移値］
試験片Ｂ−１．６について、２０℃〜−４０℃の範囲の温度の関数としての衝撃値（ジュール：Ｋｃｖ）を横断方向で評価した。各温度においてこのパラメーターを３回判定した。その結果を表１６にまとめた。
Figure 2021514424
図５は、この試験片について、横断方向におけるシャルピー遷移曲線（ジュール）を示す。
これらの結果によれば、衝撃値は、２０℃で１１０ジュール超を示しながら、氷点下の温度、特に−４０℃で著しく低下することがわかる。実際、衝撃値は、−４０℃で約７５ジュールである。
したがって、当該試験片の靭性は、非常に低温では著しく低下する。
［ＩＶ．本発明による鋼Ｄ］
表１７は、本発明による鋼の化学組成を示す（記載された量は重量パーセントで計算され、その組成の残部は鉄から形成される。）。
Figure 2021514424
なお、鋼Ｄについて実施した上流のプロセスおよび製造プロセスは、鋼Ａについて説明したものと同一である。
特に、上述した方法を実施して、３８．１ｍｍ（１．５インチに相当）の壁の厚さを有するシームレスパイプ（Ｄ−１）を得た。
上述した方法におけるパラメーターを以下の表１８にまとめた。
Figure 2021514424
この方法により、焼戻し温度から最終的に冷却した後に、９９％のマルテンサイトを含み、且つ残部がフェライトおよびベイナイトである微細構造を示す焼入れおよび焼戻しされた鋼製パイプが得られた。
さらに、得られた焼入れおよび焼戻しされた鋼製パイプは、３７４．６５ｍｍの外径を有する。
［１．降伏強度（ＹＳ）および抗張力（ＵＴＳ）の判定］
シームレスパイプＤ−１から、試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ（ＭＰａ））、最大抗張力（ＵＴＳ（ＭＰａ））および破断時の伸び（Ａ（％））を長手方向で評価した。
機械的特性に関する結果を表１９にまとめた。
Figure 2021514424
［２．ジョミニー式試験による硬化性］
表１７に記載された組成から得られた試験片の硬化性（ロックウェルスケールに基づく）を、ジョミニー式試験によって検討した。
［２．１．手順］
ジョミニー式試験（ＡＳＴＭ Ａ２５５）の要件に従って、試験片の形状および寸法を標準化した。
９１０℃のオーステナイト化温度（ＡＴ）でのオーステナイト化および１０分間（Ａｔ：オーステナイト化時間）のこの温度での保持の後に、ジョミニー式試験を実施した。
これらの試験は、水焼入れを用いて試験片の一端を焼入れし、焼入れされた一端から１．５ｍｍ（約１６分の１インチ）刻みで試験片の硬さを測定し、硬さの測定値と焼入れされた一端からの距離とのプロットを作製することで実行された。
焼入れされた一端からの距離が増加するにつれて硬さが急激に低下することは、硬化性（硬さ）が低いことを示す。したがって、ジョミニー曲線が水平線に近いほど、硬化性（硬さ）は高くなる。
一般的に、硬さが５０ＨＲＣ未満のロックウェル硬さになる水焼入れされた一端からの距離は、ジョミニー深さと呼ばれる。
［２．２．結果］
図６は、硬さの測定値と水焼入れされた一端からの距離とがプロットされたジョミニー曲線（ロックウェルスケールに基づく硬さ）を示す。
この図の結果から、試験片の焼入れされた一端から４０ｍｍの距離まで、ジョミニー曲線が約５０ＨＲＣで平坦なままであることがわかる。
これらの結果から、当該試験片の長さ全体で硬さが安定しており、高い硬化性を示すことがわかる。
このような焼入れ性により、４０ｍｍの壁の厚さを有するパイプを水焼入れした場合、完全なマルテンサイト構造（９９．９％）を得ることができると推定される。
換言すると、本発明の鋼から得られた試験片について、純粋なマルテンサイト構造の製造が、その硬化性ジョミニー曲線によってさらに裏付けられた。
［３．比較対象鋼と比較した硬化性］
［３．１．鋼の組成］
表２０は、比較対象鋼の化学組成を示す（記載された量は重量パーセントで計算され、その組成の残部は鉄から形成される。）。
Figure 2021514424
［３．２．手順］
ジョミニー式試験の要件に従って、鋼組成Ｆから採取した試験片を標準化した。
９１０℃のオーステナイト化温度（ＡＴ）でのオーステナイト化および１０分間（Ａｔ：オーステナイト化時間）のこの温度での保持の後に、ジョミニー式試験を実施した。
［３．３．結果］
図７は、鋼組成Ｆからの試験片の、硬さの測定値と水焼入れされた一端からの距離とがプロットされたジョミニー曲線（ロックウェルスケールに基づく硬さ）を示す。
この図の結果から、この試験片のジョミニー曲線が平坦ではなく、焼入れされた一端からの距離が長くなるにつれて著しく低下することがわかる。
特に、鋼組成Ｆから得られた試験片の曲線は、著しく低下する前に約１５ｍｍの屈曲点を有する。
これらの結果から、当該試験片の長さ全体で硬さが安定していないことが明確にわかる。
また、これらの結果は、実現された焼入れ性が完全なマルテンサイト構造をもたらすことができないという事実を裏付けるものである。実際、この試験片の構造は、焼入れされた一端から４０ｍｍの距離で９０％未満のマルテンサイトから構成される。
特に、このような焼入れ性では、水焼入れされた４０ｍｍの壁の厚さを有するパイプの完全なマルテンサイト構造（９９．９％）を（外部焼入れを用いて測定しても外部および内部焼入れを用いて測定しても）得ることができず、むしろ９０％未満のマルテンサイトを有する構造をもたらすことを意味する。

Claims (15)

  1. シームレスパイプのための鋼であって、重量パーセントで、
    Ｃ：０．２７ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
    Ｓｉ：０．２０ｗｔ％〜０．３５ｗｔ％、
    Ｍｎ：０．８０ｗｔ％〜０．９０ｗｔ％、
    Ｃｒ：１．３０ｗｔ％〜１．４５ｗｔ％、
    Ｍｏ：０．６５ｗｔ％〜０．７５ｗｔ％、
    Ｎｉ：０．１５ｗｔ％〜０．２５ｗｔ％、
    Ｃｕ：最大０．２５ｗｔ％、
    Ａｌ：０．０１５ｗｔ％〜０．０３５ｗｔ％、
    Ｔｉ：０．０２４ｗｔ％〜０．０３８ｗｔ％、
    Ｎ：最大０．０１２ｗｔ％、
    Ｖ：最大０．０５ｗｔ％、
    Ｂ：０．００１ｗｔ％〜０．００２５ｗｔ％、および
    Ｎｂ：０．０２ｗｔ％〜０．０３ｗｔ％
    を含む化学組成を有し、
    前記鋼の残部は、鉄および工業的加工で生じる不可避の不純物であり、前記鋼は、少なくとも８６２ＭＰａの降伏強度（ＹＳ）および最大抗張力（ＵＴＳ）を有し、前記降伏強度（ＹＳ）と前記最大抗張力（ＵＴＳ）との比は、０．９３未満である、
    鋼。
  2. 前記化学組成は、重量パーセントで、
    Ｃ：０．２７ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
    Ｓｉ：０．２２ｗｔ％〜０．３０ｗｔ％、
    Ｍｎ：０．８０ｗｔ％〜０．８５ｗｔ％、
    Ｃｒ：１．３０ｗｔ％〜１．４０ｗｔ％、
    Ｍｏ：０．６５ｗｔ％〜０．７０ｗｔ％、
    Ｎｉ：０．１５ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％、
    Ｃｕ：０．１０ｗｔ％〜０．２０ｗｔ％、
    Ａｌ：０．０１７ｗｔ％〜０．０３０ｗｔ％、
    Ｔｉ：０．０２８ｗｔ％〜０．０３８ｗｔ％、
    Ｎ：０．００１ｗｔ％〜０．０１０ｗｔ％、
    Ｖ：０．００１ｗｔ％〜０．０２０ｗｔ％、
    Ｂ：０．００１０ｗｔ％〜０．００１８ｗｔ％、および
    Ｎｂ：０．０２０ｗｔ％〜０．０２５ｗｔ％
    を含み、
    前記鋼の残部は、鉄および工業的加工で生じる不可避の不純物である、
    請求項１に記載の鋼。
  3. 前記降伏強度（ＹＳ）と前記最大降伏強度（ＵＴＳ）との比は、０．９未満であり、好ましくは０．８８未満である、
    請求項１または２に記載の鋼。
  4. 前記降伏強度（ＹＳ）は、少なくとも９００ＭＰａであり、好ましくは少なくとも９３０ＭＰａである、
    請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
  5. 前記最大抗張力（ＵＴＳ）は、少なくとも９５０ＭＰａであり、好ましくは少なくとも１０３５ＭＰａである、
    請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼。
  6. 前記鋼の横断方向における靭性値は、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、−４０℃で少なくとも以下の通りである、
    請求項１〜５のいずれか１項に記載の鋼。
    Figure 2021514424
  7. 前記鋼の横断方向における靭性値は、実物大試験体（１０×１０ｍｍ）へのＡＳＴＭ Ｅ２３−Ｔｙｐｅ Ａによれば、−６０℃で少なくとも以下の通りである、
    請求項１〜６のいずれか１項に記載の鋼。
    Figure 2021514424
  8. 前記組成は、ニッケル、クロムおよびマンガンの含有量に関して以下の関係を満たす、請求項１〜７のいずれか１項に記載の鋼。
    Σ（Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ）≧２．２
  9. 前記組成は、ニッケル、クロム、マンガンおよびシリシウムの含有量に関して以下の関係を満たす、請求項１〜８のいずれか１項に記載の鋼。
    Σ（Ｎｉ，Ｃｒ，Ｍｎ，Ｓｉ）≧２．４
  10. 前記鋼の微細構造は、前記微細構造全体に対して少なくとも９５％のマルテンサイトを含み、好ましくは９９％のマルテンサイトを含む、請求項１〜９のいずれか１項に記載の鋼。
  11. 鋼製シームレスパイプの製造方法であって、少なくとも以下の連続するステップ：
    （ｉ）請求項１〜１０のいずれか１項に記載の化学組成を有する鋼を準備するステップと、
    （ｉｉ）熱間成形プロセスを介して、前記鋼を１１００℃〜１３００℃の範囲の温度で熱間成形してパイプを得るステップと、
    （ｉｉｉ）次いで、前記パイプを８９０℃以上のオーステナイト化温度（ＡＴ）に加熱し、５分間〜３０分間、前記パイプを前記オーステナイト化温度（ＡＴ）に維持するステップであって、次いで、
    ・ 前記パイプを最大１００℃の温度に冷却して焼入れされたパイプを得るステップ、および
    ・ 前記焼入れされたパイプを５８０℃〜７２０℃の範囲の焼戻し温度（ＴＴ）で加熱および保持し、焼戻し時間の間は前記パイプを前記焼戻し温度（ＴＴ）に維持し、次いで前記パイプを最大２０℃の温度に冷却して、焼入れおよび焼戻しされたパイプを得るステップ、
    を含むステップと、
    （ｉｖ）降伏強度対最大抗張力比を測定し、前記比が０．９３未満であるように制御するステップと、
    を含む、方法。
  12. 請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼から形成されたシームレスパイプ。
  13. 前記鋼製シームレスパイプは、３８ミリメートル〜７８ミリメートルの範囲の壁の厚さを有する、請求項１２に記載のシームレスパイプ。
  14. 請求項１２または１３に記載のシームレスパイプを少なくとも備える油井およびガス井の付属物および／または機械的構成要素。
  15. 油井およびガス井の付属物および／または機械部品の製造における、請求項１〜１０のいずれか１項に記載の鋼の使用。
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