JP6213683B2 - 鋼材および拡管用油井鋼管 - Google Patents

鋼材および拡管用油井鋼管 Download PDF

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Description

本発明は、鋼材および拡管用油井鋼管に係り、特に、高い拡管性を備えるとともに、硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む油井およびガス井環境等で使用される耐硫化物応力割れ性に優れる鋼材およびそれを用いた拡管用油井鋼管に関する。
油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の掘削においては、掘削孔が所定の深度まで到達した後にケーシングを挿入して埋設することで、坑井壁の崩落を防止する方法が一般的に採用されている。そして、さらに掘削しながらより外径の小さいケーシングを順次挿入する作業を繰り返す。そのため、従来は、高深度まで掘削する必要がある場合、ケーシングを挿入する回数が増加するため、地層表層部における油井の外径方向の掘削面積が広くなり、掘削費用および工期が嵩み、経済的に不利であった。そこで近年、油井に挿入されたケーシングを油井内で拡管することによって、地層表層部における掘削面積を低減し、掘削工期を大幅に短縮することが可能な工法が提案されている（例えば、特許文献１を参照。）。
Ｈ２Ｓを含有する原油、天然ガス等の油井では、湿潤硫化水素環境における鋼の硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）が問題となることから、耐ＳＳＣ性に優れるケーシング用鋼管が必要となる。上記の工法では、ケーシングは、拡管のための加工を受けたまま、熱処理等が施されることなく、腐食環境に曝されることになる。そのため、ケーシングに用いられる材料は、拡管性に優れるとともに、冷間加工後の耐食性に優れている必要がある。例えば、特許文献１〜３には、拡管性能および耐食性に優れた材料が提案されている。
特開２００８−２０２１２８号公報 特開２００２−２６６０５５号公報 特開２００６−９０７８号公報
上記の工程に用いるのに不可欠な鋼管の拡管性を確保するためには、高い均一伸びが要求される。特許文献１および２には、耐ＳＳＣ性に優れる鋼管が開示されているものの、均一伸びについては検討されておらず、改善の余地が残されている。また、特許文献３では均一伸びの値が開示されているが、２１％以下という結果であり、加えて耐ＳＳＣ性に関しては検討されていない。油井内で拡管する鋼管の適用機会をさらに増やしていくためには、例えば４０％以上の均一伸びを持つとともに、拡管後の耐ＳＳＣ性が確保されている必要がある。
本発明は、高い拡管性を有するとともに、冷間加工後の耐ＳＳＣ性に優れ、しかも経済性が高い鋼材およびそれを用いた拡管用油井鋼管を提供することを目的とする。
発明者らは、上記の条件を満足する鋼材の化学組成について検討した結果、以下の知見を得るに至った。
（Ａ）高い耐ＳＳＣ性および均一伸びを確保するためには、オーステナイト安定化元素であるＭｎおよびＣを含有させることが有効であり、特に多量のＭｎを含有させることが有効である。オーステナイト組織はＳＳＣに対する高い抵抗性を有するが、ＣおよびＭｎの含有量を適切に選択すれば、オーステナイト組織は、冷間加工に対しても安定で、加工誘起マルテンサイト変態が生じにくくなる。そして、それゆえＢＣＣ（体心立方）組織が存在した場合に生じやすいＳＳＣの発生を抑制できる。
（Ｂ）Ｍｎは、湿潤硫化水素環境中では、耐全面腐食性の悪化を引き起こすという問題がある。しかしながら、耐全面腐食性の悪化は、鋼材中にＣｕを含有させることによって改善することが可能である。
（Ｃ）Ｃ含有量を適切に管理するに際して、炭化物形成元素であるＶが含有される場合、Ｃは炭化物として消費される。そのため、炭化物として消費される量も考慮してＣ含有量を調整する必要がある。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、下記の鋼材および拡管用油井鋼管を要旨とする。
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．６〜１．８％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：２５．０％を超えて４５．０％以下、
Ａｌ：０．００３〜０．０６％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｃｕ：０．５〜３．０％、
Ｎ：０．１０％以下、
Ｖ：０〜２．０％、
Ｃｒ：０〜３．０％、
Ｍｏ：０〜３．０％、
Ｎｉ：０〜１．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｔａ：０〜０．５％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｚｒ：０〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．００５％、
Ｍｇ：０〜０．００５％、
ＲＥＭ：０〜０．０１％、
Ｂ：０〜０．０１５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式を満足し、
金属組織が、オーステナイト単相からなり、
降伏強度が２４１ＭＰａ以上であり、均一伸びが４０％以上である、鋼材。
０．６＜Ｃ−０．１８Ｖ＜１．４４ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｖ：０．０３〜２．０％
を含有する、上記（１）に記載の鋼材。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜３．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％および
Ｎｉ：０．１〜１．５％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の鋼材。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
Ｔａ：０．００５〜０．５％、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｚｒ：０．００５〜０．５％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
ＲＥＭ：０．００１〜０．０１％および
Ｂ：０．０００１〜０．０１５％
から選択される１種以上を含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼材。
（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼材からなる、拡管用油井鋼管。
（６）前記鋼管が継目無鋼管である、上記（５）に記載の拡管用油井鋼管。
本発明によれば、高い均一伸びを有するため拡管性に優れ、かつ冷間加工後であっても耐ＳＳＣ性に優れる鋼材を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る鋼材は、湿潤硫化水素環境下における拡管用油井鋼管として好適に用いることができる。
Ｍｎ含有量と均一伸びとの関係を示した図である。 Ｃｕ含有量と腐食速度との関係を示した図である。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．６〜１．８％
炭素（Ｃ）は、ＭｎまたはＮｉの含有量を低減しても、安価にオーステナイト相を安定化させる効果を有するとともに、双晶変形を促進し加工硬化特性と均一伸びとを向上させることができるため、本発明において極めて重要な元素である。そのため、Ｃを０．６％以上含有させる必要がある。一方、Ｃの含有量が多すぎると、セメンタイトが析出し粒界強度を低下させて応力腐食割れ感受性を増大させるだけでなく、材料の融点が顕著に低下し熱間加工性が悪化するため、Ｃ含有量は１．８％以下とする。Ｃ含有量は０．６５％以上であるのが好ましく、０．７％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は１．６％以下であるのが好ましく、１．４％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸に必要な元素であり、その含有量が０．０５％未満であると、脱酸が不十分となって非金属介在物が多く残存し、所望の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、その含有量が１．００％を超えると、粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎ：２５．０％を超えて４５．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は、安価にオーステナイト相を安定化させることができる元素であるとともに、高い均一伸びを確保するために重要な元素である。それらの効果を十分に発揮させるためには、２５．０％を超える量のＭｎを含有させる必要がある。一方、湿潤硫化水素環境中ではＭｎは優先的に溶解し、材料表面に安定な腐食生成物は形成されない。その結果、Ｍｎ含有量が増加するのに伴い、耐全面腐食性が低下する。本発明においては、４５．０％を超える量のＭｎを含有させると、Ｃｕを一定量以上含有させたとしても低合金油井管の標準的な腐食速度を上回るため、Ｍｎ含有量は４５．０％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は４０．０％以下とするのが好ましい。
なお、本発明において、上記の「低合金油井管の標準的な腐食速度」とは、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５に規定される溶液Ａ（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液、１ｂａｒ Ｈ２Ｓ飽和）に３３６ｈ浸漬させた際の腐食量から換算される腐食速度で１．５ｇ/（ｍ２・ｈ）であることを意味する。
Ａｌ：０．００３〜０．０６％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に必要な元素であるため、０．００３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０６％を超えると、酸化物が介在物として混入しやすくなり、靭性および耐食性に悪影響を与えるおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．００３〜０．０６％とする。Ａｌ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１２％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０５％以下であるのが好ましく、０．０４％以下であるのがより好ましい。本発明では、Ａｌは酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
Ｐ：０．０３％以下
リン（Ｐ）は、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。しかし、その含有量が０．０３％を超えると、粒界に偏析して耐ＳＳＣ性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は、０．０３％以下とする必要がある。なお、Ｐの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０２％以下とするのが好ましく、０．０１２％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、鋼材の製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．００１％とするのが好ましく、０．００５％とするのがより好ましい。
Ｓ：０．０３％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物として鋼中に不可避的に存在するが、０．０３％を超えると粒界に偏析するとともに、硫化物系の介在物を生成して耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は、０．０３％以下とする必要がある。なお、Ｓの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０１５％以下とするのが好ましく、０．０１％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、鋼材の製造コスト上昇を招くため、その下限は、０．００１％とするのが好ましく、０．００２％とするのがより好ましい。
Ｃｕ：０．５〜３．０％
銅（Ｃｕ）は、Ｍｎ含有量が低い鋼材の場合には局部腐食を促進し、鋼材表面に応力集中部を形成しやすい元素である。しかし、Ｃｕは鋼材中の母相の腐食速度が大きい場合には、湿潤硫化水素環境中で材料表面に硫化物を形成し、その後の腐食を抑制する効果を有する。本発明においては、Ｍｎ含有量が高く母相の腐食速度の増加を招きやすいため、Ｃｕを０．５％以上含有させる必要がある。一方、Ｃｕ含有量が過剰であると上記の効果が飽和するだけでなく、局部腐食を促進し鋼材表面に応力集中部を形成するおそれがある。そのため、Ｃｕ含有量は３．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．６％以上であるのが好ましく、０．７％以上であるのがより好ましい。また、Ｃｕ含有量は２．５％以下であるのが好ましく、２．０％以下であるのがより好ましく、１．５％以下であるのがさらに好ましい。
Ｖ：０〜２．０％
バナジウム（Ｖ）は、適切な温度および時間で熱処理を行うことにより、鋼中に微細な炭化物（Ｖ４Ｃ３）を析出させ、鋼材を高強度化させることのできる元素であるため、必要に応じて含有させても良い。しかしながら、Ｖ含有量が過剰であると上記の効果が飽和するだけでなく、オーステナイト相を安定化させるＣを多量に消費してしまう。そのため、Ｖ含有量は２．０％以下とする。Ｖ含有量は１．８％以下であるのが好ましく、１．６％以下であるのがより好ましい。なお、本発明においては、高い均一伸びを確保するために顕著な強度上昇は控えるべきであり、また、Ｖ含有量の増加に伴い製造性の低下が懸念されるため、Ｖ含有量は０．５％未満であるのがさらに好ましい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０３％以上であるのが好ましい。
Ｎ：０．１０％以下
窒素（Ｎ）は、鉄鋼材料においては、通常は不純物元素として扱われ、脱窒により低減させる。しかし、Ｎはオーステナイト相を安定化させる元素であるため、オーステナイト安定化のためにＮが多く含有されていても良い。しかし、本発明ではＣおよびＭｎによりオーステナイトの安定化を意図しているため、積極的にＮを含有させる必要はない。また、Ｎを過剰に含有させると、高温強度を上昇させて高温での加工応力を増大させ、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．１０％以下とする必要がある。なお、精錬コストの観点から不必要に脱窒する必要はなく、Ｎ含有量の下限は０．００１５％とするのが好ましい。
Ｃｒ：０〜３．０％
クロム（Ｃｒ）は、耐全面腐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有させても良い。しかしながら、その含有量が３．０％を超えると、粒界に偏析し耐ＳＳＣ性の低下を招くおそれもあるので、含有させる場合のＣｒ含有量は３．０％以下とする。また、上述のように、本発明においては、Ｍｎ含有量を高めることにより腐食を促進させるとともに、Ｃｕ硫化物を生成させることによって、その後の腐食を抑制する。そのため、Ｃｒ含有量は積極的に含有させる必要はなく、１．０％未満であるのが好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましく、０．５％以上とするのがさらに好ましい。
Ｍｏ：０〜３．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、Ｃｕと同様に、鋼材中の母相の腐食速度が大きい場合には、湿潤硫化水素環境中で材料表面に硫化物を形成し、その後の腐食を抑制する効果を有する元素であるため、必要に応じて含有させても良い。ただし、その効果はＣｕと比較して小さく、また極めて高価な元素であるため過剰に含有させることは好ましくない。Ｍｏ含有量が３．０％を超えると上記の効果が飽和するだけでなく、経済性が悪化するため、含有させる場合のＭｏ含有量は３．０％以下とする。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましく、０．５％以上とするのがさらに好ましい。
Ｎｉ：０〜１．５％
ニッケル（Ｎｉ）もＣｕと同様に、オーステナイト相を安定化させることのできる元素であり、さらに、Ｃｕ含有鋼に生じることのある熱間圧延時のひび割れを抑制する効果があるので必要に応じて含有させることができる。しかしながら、Ｎｉは局部腐食を促進し、鋼材表面に応力集中部を形成しやすい元素であるため、過剰に含有させると耐ＳＳＣ性を低下させるおそれがある。したがって、含有させる場合のＮｉ含有量は１．５％以下とする。上記のひび割れを抑制する効果は少量の含有量でも認められるが、０．１％以上含有させるのが好ましく、０．２％以上含有させるのがより好ましい。
Ｎｂ：０〜０．５％
Ｔａ：０〜０．５％
Ｔｉ：０〜０．５％
Ｚｒ：０〜０．５％
ニオブ（Ｎｂ）、タンタル（Ｔａ）、チタン（Ｔｉ）およびジルコニウム（Ｚｒ）は、ＣまたはＮと結びつき微小な炭化物または炭窒化物を形成することで、鋼の強化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させても良い。加えて、これら炭化物、炭窒化物形成能を有する元素を含有させておけば、時効熱処理を行うことにより、時効熱処理による析出強化を図ることができる。しかしながら、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和する上、靭性の低下およびオーステナイト相の不安定化を引き起こすことがあるため、各元素ともその含有量を０．５％以下とする必要があり、０．３５％以下とするのが好ましい。上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．００５％以上含有させることが好ましく、０．１％以上含有させることがより好ましい。
Ｃａ：０〜０．００５％
Ｍｇ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）およびマグネシウム（Ｍｇ）は、介在物の形態を制御することで靭性および耐食性を改善する効果があり、さらに、鋳込み時のノズル詰まりを抑制して鋳込み特性を改善する効果もあるため、必要に応じて含有させても良い。しかしながら、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和するだけでなく、介在物がクラスター化し易くなり、かえって靱性および耐食性が低下する。したがって、各元素ともその含有量を０．００５％以下とする。各元素の含有量は０．００３％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、ＣａおよびＭｇの１種または２種を０．０００３％以上含有させることが好ましく、０．０００５％以上含有させることがより好ましい。
ＲＥＭ：０〜０．０１％
希土類元素（ＲＥＭ）も、ＣａおよびＭｇと同様に、介在物の形態を制御することで靭性および耐食性を改善する効果があるため、必要に応じて含有させても良い。しかしながら、ＲＥＭを多量に含有させても効果が飽和するだけでなく、介在物がクラスター化し易くなり、かえって靱性および耐食性が低下する。したがって、ＲＥＭの含有量は、０．０１％以下とする。ＲＥＭ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、ＲＥＭは０．００１％以上含有させることが好ましく、０．００２％以上含有させることがより好ましい
なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの２種以上を複合的に含有させる場合、その含有量の合計を０．００８％以下とすることが好ましい。
Ｂ：０〜０．０１５％
ホウ素（Ｂ）は、析出物を微細化する作用とオーステナイト結晶粒径を微細化する作用とを有するので必要に応じて含有させても良い。しかしながら、Ｂを多量に含有させると低融点の化合物を形成して熱間加工性が低下することがあり、特にＢの含有量が０．０１５％を超えると熱間加工性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｂの含有量は、０．０１５％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂは０．０００１％以上含有させることが好ましい。
本発明の鋼材は、上記のＣからＢまでの元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。
ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
０．６＜Ｃ−０．１８Ｖ＜１．４４ ・・・（ｉ）
但し、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
本発明においては、オーステナイト相を安定化させるため、Ｃ含有量を上記の範囲に規定しているが、Ｖ炭化物を析出させることによって鋼材を強化した場合には、Ｃの一部が消費され、オーステナイト安定性が低下し、均一伸びが低下するおそれがある。Ｖ炭化物は全てＶ４Ｃ３であるとすると、オーステナイトの安定化に寄与する有効Ｃ量は上記（ｉ）式に示すようにＣ−０．１８Ｖで表され、該有効Ｃ量が０．６を超えるようにＣおよびＶの含有量を調整する必要がある。一方、有効Ｃ量が１．４４以上となるとセメンタイトの生成に伴う組織の不均一化および熱間加工性の低下の問題が生じるため、有効Ｃ量が１．４４未満となるようにＣおよびＶの含有量を調整する必要がある。有効Ｃ量は０．６５以上であるのが好ましく、０．７以上であるのがより望ましい。また、有効Ｃ量は１．４以下であるのが好ましく、１．３以下であるのがより好ましい。
２．金属組織
上述のように、金属組織中にＢＣＣ構造であるα’マルテンサイトおよびフェライトが混在すると、均一伸びが低下するだけでなく、耐ＳＳＣ性の低下を招くおそれがある。そのため、本発明では、金属組織をＦＣＣ（面心立方）構造であるオーステナイト単相とする。
なお、ＢＣＣ構造であるα’マルテンサイトおよびフェライトの混入量が、Ｘ線回折（ＸＲＤ）では検出できないほどに微量であっても、均一伸びおよび耐ＳＳＣ性が劣化するおそれがある。そこで、本発明においては、Ｈｅｌｍｕｔ Ｆｉｓｃｈｅｒ製のフェライトメーター（型番：ＦＥ８ｅ３）を用いてＢＣＣ構造を有するフェライトおよびα’マルテンサイトの体積量を測定し、評価するものとする。
３．機械的性質
本発明に係る鋼材は、２４１ＭＰａ以上の降伏強度を有する。一方、拡管性を確保するためには、鋼材の降伏強度は８６２ＭＰａ未満であることが望ましい。特に、本発明に係る鋼材を拡管用油井鋼管として用いる場合には、鋼材の降伏強度は７５８ＭＰａ未満であることが望ましく、６５４ＭＰａ未満であることがより望ましい。
また、本発明に係る鋼材は、良好な拡管性を確保するために、高い均一伸びが必要である。通常の油井における拡管法では、拡管率は２５％程度であるが、２５％の冷間加工が加えられた後にも十分な伸びを示す材料が実用上は望ましい。そのため、本発明における鋼材は４０％以上の均一伸びを有するものとする。
鋼材の均一伸びは、概して降伏強度と反比例する傾向にある。そのため、降伏強度の低い鋼材においては、その降伏強度に応じてより高い均一伸びを有することが望ましい。したがって、本発明に係る鋼材は下記（ii）式を満たすことが望ましい。
ｕＥｌ（％）＞７０−０．０６×ＹＳ（ＭＰａ） ・・・（ii）
但し、式中のｕＥｌは鋼材の均一伸び（％）、ＹＳは降伏強度（ＭＰａ）を意味する。
特に、降伏強度が５００ＭＰａ未満の場合、固溶化熱処理された鋼管を予め冷間加工により強化して出荷することも想定されるので、上記式（ii）を満たすことが望ましいといえる。
４．用途
上述のように本発明に係る鋼材は、拡管性に優れるだけでなく、拡管後に熱処理を施さなくても耐食性が悪化しないという特長を有する。そのため、本発明の鋼材は拡管用油井鋼管として用いるのに好適である。鋼管の種類については特に限定されず、継目無鋼管、電縫鋼管またはアーク溶接鋼管等を用いることができる。
通常、拡管する上では、厚さに多少のばらつきがある継目無鋼管を用いるより、厚さが均一である鋼帯または鋼板を管状に加工した後に接合させた鋼管を用いる方が望ましい。しかしながら、本発明に係る鋼材は、加工を施すことによって著しく硬化される特徴を有する。そのため、厚さのばらつきがある鋼管を拡管した場合、薄い部分がまず拡張されることにより硬化され、それ以上の伸びが制限される。そして、次いで厚い部分が拡張されることになるため、結果的には均一に拡張されることとなる。したがって、本発明に係る鋼材は、継目無鋼管として好適に用いることができる。加えて、良好な耐ＳＳＣ性を安定的に発揮するためには溶接部を含まない継目無鋼管がより望ましい。
５．製造方法
本発明に係る鋼材は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
＜溶解および鋳造＞
溶解および鋳造については一般的なオーステナイト系鋼材の製造方法で行われる方法を用いることができ、鋳造はインゴット鋳造でも連続鋳造でも良い。継目無鋼管を製造する場合には、ラウンドＣＣにより、製管用ラウンドビレットの形状に鋳造しても良い。
＜熱間加工（鍛造、穿孔、圧延）＞
鋳造後は、鍛造、穿孔、圧延等の熱間加工が施される。なお、継目無鋼管の製造では、上述のラウンドＣＣによって円形ビレットを鋳造した場合、円形ビレットに成形するための鍛造、分塊圧延等の工程は必要ない。鋼材が継目無鋼管の場合は、上記の穿孔工程の後、マンドレルミルまたはプラグミルを使用して圧延が行われる。また、鋼材が板材の場合は、スラブを粗圧延した後、仕上げ圧延するという工程になる。穿孔、圧延等の熱間加工の望ましい条件は、以下の通りである。
ビレットの加熱は、穿孔圧延機での熱間穿孔が可能な程度に行えば良いが、望ましい温度範囲は１０００〜１２５０℃である。穿孔圧延およびマンドレルミル、プラグミル等のその他の圧延機による圧延に関しても特別の制約はないが、熱間加工性の上から、具体的には表面疵の防止のために、仕上げ温度を９００℃以上とするのが望ましい。仕上げ温度の上限にも特に制約はないが、１１００℃までに留めるのが良い。
鋼板を製造する場合は、スラブ等の加熱温度は、熱間圧延が可能な温度範囲、例えば、１０００〜１２５０℃とすれば十分である。熱間圧延のパススケジュールは任意であるが、製品の表面疵、耳割れなどの発生を少なくするための熱間加工性を考慮して、仕上げ温度を９００℃以上とするのが望ましい。仕上げ温度は、上記継目無鋼管と同様に１１００℃までとするのが良い。
＜固溶化熱処理＞
熱間加工後の鋼材は、炭化物等を完全に固溶させるのに十分な温度に加熱してから急冷する。この場合、１０００〜１２００℃の温度範囲に１０ｍｉｎ以上保持した後、急冷するのが望ましい。すなわち、加熱温度が１０００℃未満であると、炭化物、特にＣｒおよびＭｏを含有させた場合にＣｒ−Ｍｏ系の炭化物を完全固溶させることができず、このＣｒ−Ｍｏ系炭化物周辺にＣｒおよびＭｏの欠乏層が形成され、孔食発生に伴う応力腐食割れを起こし、所望の耐ＳＳＣ性が得られなくなる場合がある。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、フェライト等の異相が析出し、所望の耐ＳＳＣ性が得られなくなる場合がある。また、保持時間が１０ｍｉｎ未満であると、固溶化の効果が不十分となって炭化物を完全に固溶させられないために、加熱温度が１０００℃未満である場合と同様の理由により、所望の耐ＳＳＣ性が得られなくなる場合がある。
保持時間の上限は、鋼材のサイズ、形状にも依存し、一概には決められない。いずれにしても、鋼材全体が均熱される時間が必要であるが、製造コストを抑えるという観点からは長すぎる時間は望ましくなく、通常１ｈ以内とするのが適当である。また、冷却は、冷却中の炭化物（セメンタイトまたはＣｒ−Ｍｏ系炭化物）、その他の金属間化合物等の析出を防ぐために、油冷以上の冷却速度で冷却するのが望ましい。
なお、上記保持時間の下限値は、熱間加工後の鋼材を１０００℃未満の温度に一旦冷却した後、上記１０００〜１２００℃の温度範囲に再加熱する場合の保持時間である。しかし、熱間加工の終了温度（仕上がり温度）を１０００〜１２００℃の範囲にした場合、その温度でおよそ５ｍｉｎ以上の補熱を行えば上記の条件によった場合の固溶化熱処理と同じ効果が得られ、再加熱することなく、そのまま急冷することができる。したがって、本発明における上記保持時間の下限値は、熱間加工の終了温度（仕上がり温度）を１０００〜１２００℃の範囲とし、その温度でおよそ５ｍｉｎ以上の補熱を行う場合を含むものとする。
＜時効熱処理＞
本発明鋼材は、主に炭化物、炭窒化物の析出による析出強化を目的とした時効熱処理を行っても良い。特に、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＺｒの１種または２種以上を含有する場合に有効である。しかしながら、過度の時効熱処理は、過剰な炭化物の生成を招き、母相中のＣ濃度を低減させオーステナイトの不安定化を引き起こす。熱処理条件としては、６００〜８００℃の温度範囲で数１０ｍｉｎ〜数ｈ程度の時間加熱するのが好ましい。
＜冷間加工＞
固溶化熱処理またはさらに時効熱処理を施した後の鋼材には、必要に応じて冷間加工を施しても良い。加工度（断面減少率）については特に制限は設けないが、特に４００ＭＰａ以上８６２ＭＰａ未満の降伏強度を得たい場合は、１０％程度の冷間加工を施すことが好ましい。一方、本発明に係る鋼材を拡管用油井鋼管として用いる場合は、高い拡管性を確保するため、過度に冷間加工を行うのは好ましくなく、加工度は２５％以下とするのが望ましい。加工度が高すぎれば、その分均一伸びは低下するとともに、強度が上昇するため現場での均一な拡管が困難となる。
冷間加工方法としては、鋼材を均一に加工できる方法であれば、特に制限されない。しかし、鋼材が鋼管の場合は、孔明きダイスとプラグを用いるいわゆる冷間抽伸機またはコールドピルガーミルと称される冷間圧延機等を用いるのが工業的に有利である。また、鋼材が板材の場合は、通常の冷延鋼板の製造に用いられる圧延機を用いるのが工業的に有利である。
＜焼鈍＞
上記の冷間加工後、焼鈍を行っても良い。特に、冷間加工により狙い以上の強度が出た際に強度を低減させ、伸びを回復させる目的で適用することが可能である。焼鈍条件としては、３００〜５００℃の温度範囲で数ｍｉｎ〜１ｈ程度の時間加熱するのが好ましい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学成分を有するＡ〜ＰおよびＡＡ〜ＡＧの２３種類の鋼を、５０ｋｇ真空炉で溶製し、インゴットに鋳造した。各インゴットを１１８０℃で３ｈ加熱した後、鍛造し、放電切断により分断した。その後さらに１１５０℃で１ｈ均熱し、熱間圧延して厚さ２０ｍｍの板材とした後、１１００℃、１ｈの固溶化熱処理を行い、試験材（試験番号１〜２３）を得た。加えて、試験番号１〜２３と同様にして作製した試験材に対して、固溶化熱処理後にさらに加工度１０％の冷間加工を施し、強度を高めた試験材（試験番号２４〜４６）を得た。
Figure 0006213683
上記の試験材（試験番号１〜４６）を用いて機械的性質および金属組織を調査した後、それぞれの試験材に対して拡管を模擬した加工度２５％の冷間加工を施し、その後、機械的性質、金属組織、耐ＳＳＣ性および腐食速度を調査した。機械的性質については、降伏強度および均一伸びの測定を行った。各鋼から、外径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取し、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力）（ＭＰａ）および均一伸び（％）を求めた。
本実施例においては、均一伸びが４０％以上であり、かつ、降伏応力との関係で下記（ii）式を満たす場合を、均一伸びに優れるとした。なお、下記の表２には、４０％または７０−０．０６×ＹＳのいずれか大きい方の値を、要求伸び（％）として示した。
ｕＥｌ（％）＞７０−０．０６×ＹＳ（ＭＰａ） ・・・（ii）
但し、式中のｕＥｌは鋼材の均一伸び（％）、ＹＳは降伏強度（ＭＰａ）を意味する。
耐ＳＳＣ性は、板状の平滑試験片を採取し、４点曲げ法によって一方の面に降伏強度の９０％に相当する応力を付加した後、試験溶液として、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５に規定される溶液Ａ（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液、１ｂａｒ Ｈ２Ｓ飽和）に浸漬させ、２４℃で３３６ｈ保持して破断するか否かを判定し、破断しないものを耐ＳＳＣ性が良好（表２において「○」と表記する。）、破断したものを耐ＳＳＣ性が不良（表２において「×」と表記する。）として評価した。
また、耐全面腐食性を評価するために腐食速度を以下の方法により求めた。上記の試験材を常温において上記の溶液Ａに３３６ｈ浸漬させ、腐食減量を求め、平均腐食速度に換算した。本発明においては、腐食速度が１．５ｇ／（ｍ２・ｈ）未満である場合を、耐全面腐食性に優れるとした。
試験番号１〜４６の、加工度２５％の冷間加工の前後の試験材それぞれに対して、フェライトメーターを用いてＢＣＣ構造を有するフェライトおよびα’マルテンサイトの体積量を測定した。なお、冷間加工前の試験材については、いずれの試料においてもＢＣＣ構造を有する組織は検出されず、オーステナイト単相であった。そのため、表には冷間加工後の試験材についてのＢＣＣ構造を有する組織の体積量のみを、ＢＣＣ率として体積％で示している。これらの結果を表２および３に示す。
Figure 0006213683
Figure 0006213683
表２に示すように、本発明例である試験番号１〜１６は、６０％以上という極めて高い均一伸びを有しており、その後、拡管を模擬した加工度２５％の冷間加工を施しても、耐ＳＳＣ性に優れ、また腐食速度も１．５ｇ／（ｍ２・ｈ）未満に抑制可能である。また、表３に示すように、本発明例である試験番号２４〜３９は加工度１０％の冷間加工を施すことによって、５１９ＭＰａ以上の降伏強度が得られているにもかかわらず４７％以上の均一伸びを有しており、強度と拡管性のバランスに優れることが分かる。また、その後に拡管を模擬した加工度２５％の冷間加工を施しても、耐ＳＳＣ性に優れ、また腐食速度も１．５ｇ／（ｍ２・ｈ）未満に抑制可能である。
一方、Ｃ含有量、Ｍｎ含有量または有効Ｃ量が本発明で規定する下限に満たない試験番号１７、１８、２２、２３、４０、４１、４５および４６は、均一伸びが低く、拡管性が劣る結果となった。なお、試験番号２２および２３は、均一伸びはそれぞれ４２％および４９％であり、本発明の規定を一応満足するが、降伏強度が３０８ＭＰａおよび３１３ＭＰａと低いことを考慮すると、下記（ii）式を満足せず、拡管性が十分とはいえない。
試験番号１７、２２、４０および４５については、有効Ｃ量が本発明の規定を満足しなかったため、オーステナイト安定性が低下し、わずかにＢＣＣ構造を有する組織が検出され、そのことに起因して均一伸びが低下したものと考えられる。一方、ＢＣＣ構造を有する組織の混入量がわずかであり、また強度もそれほど高くないため、本実施例においては、耐ＳＳＣ性に与える影響は認められなかった。
Ｎｉ含有量が本発明で規定する上限を超える試験番号２１および４４は、耐ＳＳＣ性が劣る結果となった。また、Ｃｕ含有量が本発明で規定する下限に満たない試験番号１９および４２、ならびにＣｒ含有量が本発明で規定する上限を超える試験番号２０および４３は、耐ＳＳＣ性は良好であるものの、腐食速度が大きく、耐全面腐食性が劣る結果となった。
図１は、本発明の規定を満足する鋼ＡおよびＢならびに規定範囲外の鋼ＡＢおよびＡＧについて、Ｍｎ含有量と、固溶化熱処理後および加工度１０％の冷間加工後の均一伸びとの関係を示した図である。なお、これらの鋼はＭｎ含有量以外の組成が類似している。図１から分かるように、Ｍｎ含有量が２５％を超える本発明に係る鋼材は、均一伸びが極めて高く良好な拡管性を有する。
また、図２は、本発明の規定を満足する鋼Ａ、ＣおよびＤならびに規定範囲外の鋼ＡＣについて、Ｃｕ含有量と、固溶化熱処理後および加工度１０％の冷間加工後の腐食速度との関係を示した図である。なお、これらの鋼はＣｕ含有量以外の組成が類似している。図２から明らかなように、Ｃｕ含有量を本発明で規定するように０．５％以上とすることで、顕著に腐食速度が低下し、耐全面腐食性に優れるようになることが分かる。
実施例１で準備した鋼Ｋ、Ｌ、ＯおよびＡＦを用いて、固溶化処理後の時効熱処理の影響を調査した。固溶化熱処理の条件は、実施例１と同様であり、その後の時効熱処理の条件は８００℃、１ｈである。なお、評価試験の方法は実施例１の場合と同様である。
上記の時効熱処理後の金属組織についても、実施例１と同様に加工度２５％の冷間加工の前後の試験材それぞれに対して、フェライトメーターを用いて調査した。その結果、冷間加工前の試験材については、いずれの試料においてもＢＣＣ構造の組織が検出されず、オーステナイト単相であった。そのため、表には冷間加工後の試験材についてのＢＣＣ構造を有する組織の体積量のみを、ＢＣＣ率として体積％で示している。それらの結果を表４に示す。
Figure 0006213683
表４から分かるように、本発明例である試験番号４７〜４９では、Ｖを含有させた鋼に時効熱処理を施すことによって、降伏強度を５００ＭＰａ以上に強化させつつ、４０％以上の均一伸びを確保することができる。一方、比較例である試験番号５０では、時効熱処理によって、降伏強度を５００ＭＰａ以上にはできるものの、有効Ｃ量が本発明の規定を満足しなかったため、わずかにＢＣＣ構造を有する組織が検出された。そして、そのことに起因して均一伸びが３４％と低くなり、拡管性が劣る結果となった。
本発明によれば、高い均一伸びを有するため拡管性に優れ、かつ冷間加工後であっても耐ＳＳＣ性に優れる鋼材を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る鋼材は、湿潤硫化水素環境下における拡管用油井鋼管として好適に用いることができる。

Claims (6)

  1. 化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．６〜１．８％、
    Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
    Ｍｎ：２５．０％を超えて４５．０％以下、
    Ａｌ：０．００３〜０．０６％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｃｕ：０．５〜３．０％、
    Ｎ：０．１０％以下、
    Ｖ：０〜２．０％、
    Ｃｒ：０〜３．０％、
    Ｍｏ：０〜３．０％、
    Ｎｉ：０〜１．５％、
    Ｎｂ：０〜０．５％、
    Ｔａ：０〜０．５％、
    Ｔｉ：０〜０．５％、
    Ｚｒ：０〜０．５％、
    Ｃａ：０〜０．００５％、
    Ｍｇ：０〜０．００５％、
    ＲＥＭ：０〜０．０１％、
    Ｂ：０〜０．０１５％、
    残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    下記（ｉ）式を満足し、
    金属組織が、オーステナイト単相からなり、
    降伏強度が２４１ＭＰａ以上であり、均一伸びが４０％以上である、鋼材。
    ０．６＜Ｃ−０．１８Ｖ＜１．４４ ・・・（ｉ）
    但し、式中の各元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｖ：０．０３〜２．０％
    を含有する、請求項１に記載の鋼材。
  3. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｃｒ：０．１〜３．０％
    Ｍｏ：０．１〜３．０％および
    Ｎｉ：０．１〜１．５％
    から選択される１種以上を含有する、請求項１または請求項２に記載の鋼材。
  4. 前記化学組成が、質量％で、
    Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
    Ｔａ：０．００５〜０．５％、
    Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
    Ｚｒ：０．００５〜０．５％、
    Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、
    Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、
    ＲＥＭ：０．００１〜０．０１％および
    Ｂ：０．０００１〜０．０１５％
    から選択される１種以上を含有する、請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼材。
  5. 請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼材からなる、拡管用油井鋼管。
  6. 前記鋼管が継目無鋼管である、請求項５に記載の拡管用油井鋼管。
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