JP6264521B1 - ダウンホール部材用棒鋼、及び、ダウンホール部材 - Google Patents

Abstract

耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性に優れたダウンホール部材用棒鋼を提供する。本実施形態のダウンホール部材用マルテンサイト系ステンレス棒鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．１０〜２．５０％、Ｃｒ：１０〜１４％、Ｎｉ：１．５〜７．０％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、式（１）及び式（２）を満たす。［Ｍｏ］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３０ （１）［中心位置析出物中総Ｍｏ量］−［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≦０．０３ （２）

Description

本発明は棒鋼、及び、ダウンホール部材に関し、さらに詳しくは、油井、ガス井にて油井管とともに使用されるダウンホール部材用途のダウンホール部材用棒鋼、及び、ダウンホール部材に関する。

油井、ガス井（以下、油井及びガス井を総称して油井という）から石油、天然ガス等の生産流体を採掘するために、上記油井環境において、油井管及びダウンホール部材が使用されている。

図１は、油井環境で使用される油井管及びダウンホール部材の一例を示す図である。油井管はたとえば、ケーシング、チュービング等である。図１では、ケーシング１内に２本のチュービング２が配置されている。各チュービング２の先端は、パッカー３、ボールキャッチャ４、及びブラストジョイント５等によりケーシング１内に固定されている。ダウンホール部材はたとえば、これらパッカー３、ボールキャッチャ４、ブラストジョイント５等であり、ケーシング１やチュービング２の付属品として利用される。

ダウンホール部材の多くは、油井管のように管軸（管の中心軸）に対して対称な形状（点対称な形状）ではない。そこでダウンホール部材は通常、中実材である丸棒（ダウンホール部材用棒鋼）を素材とする。丸棒の一部を切削したりくり抜いたりして、所定形状のダウンホール部材が製造される。ダウンホール部材用棒鋼のサイズはダウンホール部材のサイズにもよるが、たとえば、ダウンホール部材用棒鋼の直径は１５２．４〜２１５．９ｍｍであり、ダウンホール部材用棒鋼の長さはたとえば３０００〜６０００ｍｍである。

上述のとおり、ダウンホール部材は油井管と同様に、油井環境で使用される。生産流体は、硫化水素ガスや炭酸ガス等の腐食性ガスを含む。そのため、ダウンホール部材も油井管と同様に、優れた耐応力腐食割れ性（以下、耐ＳＣＣ性という。ＳＣＣ：Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）及び優れた耐硫化物応力割れ性（以下、耐ＳＳＣ性という。ＳＳＣ：Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ）が求められる。

Ｃｒを１３％程度含有するマルテンサイト系ステンレス鋼（以下、１３Ｃｒ鋼という）を油井管として利用すれば、優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られる。しかしながら、１３Ｃｒ鋼をダウンホール部材として利用する場合、油井管の場合と比較して耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性が低下する場合がある。

したがって、ダウンホール部材用丸棒としては通常、Ａｌｌｏｙ７１８（商標）に代表される、Ｎｉ基合金が使用されている。しかしながら、Ｎｉ基合金を用いてダウンホール部材を製造する場合、製造コストが高くなる。したがって、Ｎｉ基合金よりもコストの安いステンレス鋼を用いたダウンホール部材が検討されている。

特許第３７４３２２６号（特許文献１）は、耐硫化物応力腐食割れ性に優れたダウンホール部材用マルテンサイト系ステンレス鋼を提案している。特許文献１に開示されたマルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜１４％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｎｉ：１．５〜７％、Ｎ：０．０２％以下、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｍｏ量に応じて式：４Ｓｂ／Ｓａ ＋１２Ｍｏ≧２５（Ｓｂ：鍛造及び／又は分塊圧延前の断面積、Ｓａ：鍛造及び／又は分塊圧延後の断面積、Ｍｏ：含有Ｍｏの質量％値）を満たすように鍛造及び／又は分塊圧延されたことを特徴とする。

特許第３７４３２２６号

特許文献１に提案されたダウンホール部材用マルテンサイトステンレス鋼でも、ある程度の耐ＳＳＣ性が得られる。しかしながら、特許文献１とは異なる構成により、良好な耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性を備えるダウンホール部材用棒鋼も望まれている。

本発明の目的は、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性に優れたダウンホール部材用棒鋼を提供することである。

本実施形態のダウンホール部材用棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．１０〜２．５０％、Ｃｒ：１０〜１４％、Ｎｉ：１．５〜７．０％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００８％、及び、Ｃｏ：０〜０．５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。ダウンホール部材用棒鋼の上記化学組成のＭｏ含有量を［Ｍｏ量］（質量％）と定義し、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面における、ダウンホール部材用棒鋼の表面とダウンホール部材用棒鋼の中心とを二等分する位置での析出物中のＭｏ含有量を［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たす。さらに、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置での析出物中のＭｏ含有量を［中心位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（２）を満たす。
［Ｍｏ量］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３０ （１）
［中心位置析出物中総Ｍｏ量］−［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≦０．０３ （２）

本実施形態によるダウンホール部材用棒鋼は、優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性を有する。

図１は、油井環境で使用される油井管及びダウンホール部材の一例を示す図である。 図２は、ダウンホール部材用棒鋼の化学組成でのＭｏ含有量と、ダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置での析出物（ラーベス相等の金属間化合物）中のＭｏ含有量（［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］）と、耐食性（耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性）との関係を示す図である。

本発明者らは、ダウンホール部材用棒鋼の耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性について調査、検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

油井用のステンレス鋼材の製造では、強度を調整するために焼入れ及び焼戻しを実施する。ダウンホール部材は、中空材である鋼管ではなく、中実材である棒鋼から製造される。中実材である棒鋼に対する焼戻しでは、中空材である鋼管の場合と比較して、焼戻し時間を長く設定しなければならない。その理由は次のとおりである。

棒鋼の軸方向（長手方向）に垂直な断面での中心部は、製鋼時の偏析等により、その他の箇所とは異なる組織になりやすい。実際のダウンホール部材の多くは、棒鋼の中心部がくり抜かれて製造される。しかしながら、ダウンホール部材によっては、棒鋼の中心部がくり抜かれないまま使用されるものもある。棒鋼の中心部が残存する場合、中心部の組織はダウンホール部材の性能に大きな影響を与えうる。したがって、ダウンホール部材の長手方向に垂直な断面における中心部の組織は、中心部周辺の組織と均一であるのが好ましい。したがって、棒鋼の長手方向に垂直な断面における表面から中心部までなるべく均一な組織となるように、鋼管の場合と比較して、焼戻し時間を長くする。

しかしながら、ステンレス鋼からなる棒鋼に対する焼戻し時間が長くなれば、ラーベス相（ＬＡＶＥＳ相）等の金属間化合物（以下、単に「ラーベス相」という）を含む種々の析出物が析出する。ラーベス相は、耐食性を高める元素であるＭｏを含有する。そのため、ラーベス相が生成すれば、母材中の固溶Ｍｏ量が低下する。母材中の固溶Ｍｏ量が低下すれば、ダウンホール部材の耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性が低下してしまう。したがって、ラーベス相の析出を抑制できれば、母材中の固溶Ｍｏ量の低下を抑制でき、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が高まる。

ラーベス相の析出を抑制するために、オーステナイト形成元素であるＮ含有量を高める方法が考えられる。しかしながらこの場合、固溶Ｎにより鋼材の強度が高まる。そのため、焼戻し時間をさらに長くする必要がある。焼戻し時間が長くなれば、上記のとおり、ラーベス相の析出量が増加してしまう。そこで、本発明者らは、長時間の焼戻しを実施してもラーベス相の生成を抑制でき、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性に優れるダウンホール部材用棒鋼について検討を行った。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

［Ｃｕ含有によるラーベス相の低減］
本実施形態では、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１０〜１４％、Ｎｉ：１．５〜７．０％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、及び、Ｎ：０．０５％以下を含有するダウンホール部材用棒鋼に対して、Ｎ含有量を増加するのではなく、Ｎと同じオーステナイト形成元素であるＣｕを０．１０〜２．５０質量％含有する。この場合、上記化学組成のステンレス棒鋼において、Ｃｕ含有によりラーベス相の析出量が低減される。さらに、Ｃｕは固溶Ｎほど鋼材の強度を高めないため、焼戻し時間を抑制できる。Ｃｕ含有量が０．１０〜２．５０％であれば、これらの効果を十分に得ることができる。

［十分な耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性を得るために必要な固溶Ｍｏ量］
ダウンホール部材用棒鋼の化学組成でのＭｏ含有量を［Ｍｏ量］（質量％）と定義し、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面における、ダウンホール部材用棒鋼の表面とダウンホール部材用棒鋼の中心とを二等分する位置（以下、Ｒ／２位置という）での析出物中のＭｏ含有量を［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義する。ここで、析出物中のＭｏ含有量とは、Ｒ／２位置のミクロ組織の析出物の総質量を１００％（質量％）とした場合の、析出物中のＭｏの総含有量（質量％）を意味する。このとき、上記化学組成を有するダウンホール部材用棒鋼はさらに、式（１）を満たす。
［Ｍｏ量］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３ （１）

図２は、ダウンホール部材用棒鋼の化学組成でのＭｏ含有量（［Ｍｏ量］）と、Ｒ／２位置での析出物中のＭｏ含有量（［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］）と、耐食性（耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性）との関係を示す図である。図２は、後述の実施例により得られた。

図２を参照して、図中の「◆」印は、耐ＳＣＣ性評価試験及び耐ＳＳＣ性評価試験において、ＳＣＣ及びＳＳＣのいずれも観察されなかった（つまり、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性に優れる）ことを示す。図中の「□」印は、耐ＳＣＣ性評価試験及び耐ＳＳＣ性評価試験において、ＳＣＣ及びＳＳＣのいずれかが観察された（つまり、耐ＳＣＣ性又は耐ＳＳＣ性が低い）ことを示す。

図２を参照して、棒鋼の化学組成におけるＭｏ含有量（［Ｍｏ量］）が境界線（［Ｍｏ量］＝４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］＋１．３）以上であれば、つまり、式（１）が満たされれば、母材中に十分な固溶Ｍｏ量を確保することができ、優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られる。

［ミクロ組織均一化による中心部での粗大ラーベス相の生成抑制］
上述のとおり、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面において、中心部のミクロ組織は、その他の領域のミクロ組織となるべく均一である方が好ましい。以下、この点について説明する。

ダウンホール部材用棒鋼のＭｏ偏析に注目する。ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面において、中心部は最終凝固位置に相当する。最終凝固位置では、他の領域と比較して、Ｃｒ及びＭｏが多く偏析する。さらに、中心部は、他の領域と比較して、熱間加工での加工度が小さくなりがちである。そのため、中心部の組織は、他の領域と比較して、粗粒になりやすい。ラーベス相は結晶粒界に析出する。そのため、組織が粗粒であれば、ラーベス相が粗大化しやすい。粗大なラーベス相が多数析出すれば、母材中の固溶Ｍｏ量が低減するだけでなく、粗大なラーベス相を起点として、孔食が発生し、その結果、ＳＣＣ及び／又はＳＳＣが発生する。Ｍｏが偏析しやすい中心部のミクロ組織の結晶粒も、中心部以外の他の領域と同等に微細化して、ラーベス相の粗大化を抑制すれば、中心部のミクロ組織が中心部以外の他の領域のミクロ組織と均一になり、中心部の固溶Ｍｏ量が中心部以外の他の領域の固溶Ｍｏ量と同等になる。この場合、ダウンホール部材用棒鋼の全体で優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られる。

ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置での析出物中のＭｏ含有量を［中心位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義する。ここで、析出物中のＭｏ含有量とは、中心位置のミクロ組織の析出物の総質量を１００％（質量％）とした場合の、析出物中のＭｏの総含有量（質量％）を意味する。この場合、本実施形態のダウンホール部材用棒鋼は、上記化学組成を有し、かつ、式（１）を満たすことを前提として、さらに式（２）を満たす。
［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］−［中心位置析出物中総Ｍｏ量］≦０．０３ （２）

本実施形態のダウンホール部材用棒鋼は、上記化学組成を満たし、かつ、式（１）及び式（２）を満たすことにより、中心位置及びＲ／２位置において優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性を有する。

［上記ダウンホール部材の製造方法の一例］
上述のダウンホール部材用棒鋼は、たとえば、次の製造方法により製造できる。上記化学組成を有する素材に対して熱間加工工程を実施し、その後、焼入れ及び焼戻しを含む調質熱処理工程を実施する。

熱間加工において、自由鍛造を実施する場合は、鍛錬成形比を４．０以上とし、回転鍛造又は熱間圧延を実施する場合は、鍛錬成形比を６．０以上とする。ここで、鍛錬成形比は式（Ａ）で定義される。
鍛錬成形比＝熱間加工実施前の素材の断面積（ｍｍ^２）／熱間加工完了後の素材の断面積（ｍｍ^２） （Ａ）

さらに、熱間加工後の調質熱処理工程では、焼入れ後の焼戻しにおいて、Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰを、１６０００〜１８０００とする。Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰは、式（Ｂ）で定義される。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ）） （Ｂ）

以上の知見に基づいて完成した本実施形態のダウンホール部材用棒鋼は、質量％で、Ｃ：０．０２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．１０〜２．５０％、Ｃｒ：１０〜１４％、Ｎｉ：１．５〜７．０％、Ｍｏ：０．２〜３．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃａ：０〜０．００８％、及び、Ｃｏ：０〜０．５％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。ダウンホール部材用棒鋼の化学組成でのＭｏ含有量を［Ｍｏ量］（質量％）と定義し、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面における、ダウンホール部材用棒鋼の表面とダウンホール部材用棒鋼の中心とを二等分する位置での析出物中のＭｏ含有量を［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たす。さらに、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置での析出物中のＭｏ含有量を［中心位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（２）を満たす。
［Ｍｏ量］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３０ （１）
［中心位置析出物中総Ｍｏ量］−［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≦０．０３ （２）

上記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、及び、Ｃａ：０．０００１〜０．００８％からなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

上記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏ：０．０５〜０．５％を含有してもよい。

本実施形態のダウンホール部材は、上述の化学組成を有する。ダウンホール部材の化学組成でのＭｏ含有量を［Ｍｏ量］（質量％）と定義し、ダウンホール部材の長手方向に垂直な断面における、ダウンホール部材の表面とダウンホール部材の中心とを二等分する位置での析出物中のＭｏ含有量を［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たす。
［Ｍｏ量］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３ （１）

以下、本実施形態のダウンホール部材用棒鋼について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

［化学組成］
本実施形態のダウンホール部材用棒鋼の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．０２０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。Ｃは、鋼の強度を高めるものの、焼戻し時にＣｒ炭化物を生成する。Ｃｒ炭化物は、耐食性（耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性）を低下する。したがって、Ｃ含有量は低い方が好ましい。Ｃ含有量は０．０２０％以下である。好ましいＣ含有量の上限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、不可避に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。さらに、フェライト生成量が増加し、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。好ましいＳｉ含有量は１．０％未満であり、さらに好ましくは０．５０％以下であり、さらに好ましくは０．３０％以下である。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、Ｓｉは脱酸剤として特に有効に作用する。しかしながら、Ｓｉ含有量が０．０５％未満であっても、Ｓｉは、鋼をある程度脱酸する。

Ｍｎ：１．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は、不可避に含有される。Ｍｎは鋼を脱酸及び脱硫し、熱間加工性を向上する。しかしながら、Ｍｎ含有量が多すぎると、鋼中に偏析が生じやすくなり、靭性及び高温塩化物水溶液中での耐ＳＣＣ性が低下する。さらに、Ｍｎはオーステナイト形成元素である。そのため、鋼が、オーステナイト形成元素であるＮｉ及びＣｕを含有する場合、Ｍｎ含有量が多すぎれば、残留オーステナイトが増加し、鋼の強度が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以下である。好ましいＭｎ含有量の下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。好ましいＭｎ含有量の上限は０．８％であり、さらに好ましくは０．５％である。

Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下である。好ましいＰ含有量の上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２２％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく少ない方が好ましい。

Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは、鋼の熱間加工性を低下する。Ｓはさらに、Ｍｎ等と結合し介在物を形成する。形成された介在物はＳＣＣやＳＳＣの起点となり、鋼の耐食性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１％以下である。好ましいＳ含有量の上限は０．００５０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｓ含有量はなるべく少ない方が好ましい。

Ｃｕ：０．１０〜２．５０％
銅（Ｃｕ）は、ラーベス相の生成を抑制する。その理由は定かではないが、次の事項が考えられる。Ｃｕは、Ｃｕ粒子としてマトリクス中に微細分散する。分散したＣｕ粒子のピンニング効果により、ラーベス相の生成及び成長が抑制される。これにより、ラーベス相の析出量が抑制され、固溶Ｍｏ量の低下が抑制される。その結果、棒鋼において、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃｕ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、Ｃｒ及びＭｏの中心偏析が過剰に促進され、その結果、式（２）が満たされなくなる。この場合、ダウンホール部材用棒鋼の全体で優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られない場合がある。Ｃｕ含有量が高ければさらに、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０〜２．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は２．００％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％である。

Ｃｒ：１０〜１４％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃｒはフェライト形成元素である。そのため、Ｃｒ含有量が多すぎると、鋼中にフェライトが生成して鋼の降伏強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１０〜１４％である。好ましいＣｒ含有量の下限は１１％であり、さらに好ましくは１１．５％であり、さらに好ましくは１１．８％である。好ましいＣｒ含有量の上限は１３．５％であり、さらに好ましくは１３．０％であり、さらに好ましくは１２．５％である。

Ｎｉ：１．５〜７．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素である。そのため、高温での鋼中のオーステナイトを安定化し、常温でのマルテンサイト量を増加する。これにより、Ｎｉは鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、鋼の耐食性（耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性）を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、残留オーステナイトが増加しやすくなり、特に工業生産時において、高強度のダウンホール部材用棒鋼を安定的に得ることが困難になる。したがって、Ｎｉ含有量は１．５〜７．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３．０％であり、さらに好ましくは４．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６．５％であり、さらに好ましくは６．２％である。

Ｍｏ：０．２〜３．０％
油井において生産流体の生産が一時停止したとき、油井管内の流体の温度は低下する。このとき、ダウンホール部材の硫化物応力腐食割れ感受性は高くなる。モリブデン（Ｍｏ）は、耐ＳＳＣ性を高める。Ｍｏはさらに、Ｃｒとの共存下において鋼の耐ＳＣＣ性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏはフェライト形成元素であるため、Ｍｏ含有量が多すぎれば、鋼中のフェライトが生成して鋼の強度が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．２〜３．０％である。好ましいＭｏ含有量の下限は１．０％であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．８％である。好ましいＭｏ含有量の上限は２．８％であり、さらに好ましくは２．８％未満であり、さらに好ましくは２．７％であり、さらに好ましくは２．６％であり、さらに好ましくは２．５％である。

Ｔｉ：０．０５〜０．３％
チタン（Ｔｉ）は炭化物を形成して鋼の強度及び靭性を高める。ダウンホール部材用棒鋼の直径が大きければさらに、Ｔｉ炭化物はダウンホール部材用棒鋼の強度ばらつきを低減する。Ｔｉはさらに、Ｃを固定してＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐ＳＣＣ性を高める。Ｔｉ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、炭化物が粗大化して鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．３％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．２％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。

Ｖ：０．０１〜０．１０％
バナジウム（Ｖ）は、炭化物を形成して鋼の強度及び靭性を高める。Ｖはさらに、Ｃを固定してＣｒ炭化物の生成を抑制し、耐ＳＣＣ性を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、炭化物が粗大化して鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。

Ｎｂ：０．１％以下
ニオブ（Ｎｂ）は不純物である。Ｎｂは炭化物を形成して鋼材の強度及び靭性を高める効果があるものの、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭化物が粗大化して鋼材の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１％以下である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０１％である。

Ａｌ：０．００１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中のフェライト量が増加して鋼の強度が低下する。さらに、アルミナ系介在物が鋼中に多量に生成され、鋼材の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。好ましいＡｌ含有量の上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。なお、本実施形態の棒鋼材において、Ａｌ含有量は酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）含有量を意味する。

Ｎ：０．０５％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、鋼の強度を高める効果があるものの、Ｎ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下するとともに、鋼材の強度が過剰に高くなる。この場合、強度調整のために焼戻し時間を長くしなければならず、ラーベス相が生成しやすくなる。ラーベス相が生成すれば固溶Ｍｏ量が低下するため、耐ＳＣＣ性、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。

本実施の形態による棒鋼の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、ダウンホール部材用棒鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の棒鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

［任意元素について］
本実施形態の棒鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ及びＣａからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、熱間加工における疵や欠陥の発生を抑制する。

Ｂ：０〜０．００５％
Ｃａ：０〜０．００８％
ボロン（Ｂ）及びカルシウム（Ｃａ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｂ及びＣａはいずれも、熱間加工における疵や欠陥の発生を抑制する。Ｂ及びＣａの少なくとも１種以上が少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、結晶粒界にＣｒの炭硼化物が析出し、鋼の靭性が低下する。また、Ｃａ含有量が高すぎれば、鋼中の介在物が増加して、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００５％であり、Ｃａ含有量は０〜０．００８％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、好ましい上限は０．０００２％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、好ましい上限は０．００２０％である。

本実施形態の棒鋼材はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｏを含有してもよい。

Ｃｏ：０〜０．５％
コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃｏは鋼の焼入性を高め、特に工業生産時において、安定した高強度を確保する。より具体的には、Ｃｏは残留オーステナイトを抑制し、強度のばらつきを抑制する。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が多すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は、０〜０．５％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。

［式（１）について］
本実施形態のダウンホール部材用棒鋼において、［Ｍｏ量］（質量％）と、［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）とを次のとおり定義する。
［Ｍｏ量］：ダウンホール部材用棒鋼の化学組成におけるＭｏ含有量（質量％）
［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］：ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面において、ダウンホール部材用棒鋼の表面と中心とを二等分する位置（Ｒ／２位置という）でのミクロ組織における、析出物の総質量を１００％とした場合の、析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）

この場合、ダウンホール部材用棒鋼の化学組成で特定される［Ｍｏ量］と、Ｒ／２位置でのミクロ組織で特定される［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］とは、式（１）を満たす。
［Ｍｏ量］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３０ （１）

Ｆ１＝[Ｍｏ量]−４×[Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量]と定義する。Ｆ１は、ダウンホール部材用棒鋼中の固溶Ｍｏ量の指標である。Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量は、ダウンホール部材用棒鋼をマクロで見た場合に、ラーベス相に吸収されたＭｏ量を意味する。Ｆ１が１．３０以上であれば、十分な固溶Ｍｏ量が存在する。そのため、図２に示すとおり、優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られる。Ｆ１の好ましい下限は１．４０であり、さらに好ましくは１．４５である。

［Ｍｏ量］は、化学組成におけるＭｏ含有量（％）である。そのため、周知の成分分析法により求めることができる。具体的には、例えば、次の方法で求める。ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に対して垂直に切断し、長さ２０ｍｍのサンプルを採取する。サンプルを切粉にして、酸に溶解させて溶液を得る。溶液に対して、ＩＣＰ−ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析法を実施して、化学組成の元素分析を実施する。なお、化学組成中のＣ含有量及びＳ含有量については、具体的には、例えば、上記溶液を酸素気流中で高周波加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出して、Ｃ含有量及びＳ含有量を求める。

一方、［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］は次の方法で測定される。ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な任意の断面において、Ｒ／２位置を含むサンプル（直径９ｍｍ×長さ７０ｍｍ）を採取する。サンプルの長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向に平行であり、サンプルの横断面（直径９ｍｍの円）の中心は、ダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置とする。１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン‐１％テトラメチルアンモニウムクロライド‐メタノール電解液）を用いて供試材を電解する。電解時の電流は２０ｍＡ／ｃｍ²とする。電解液を２００ｎｍのフィルターでろ過して残渣の質量を測定し、［Ｒ／２位置析出物総質量］を求める。さらに、残渣を酸分解した溶液中に含まれるＭｏ量を、ＩＣＰ発光分光分析で求める。溶液中のＭｏ量及び［Ｒ／２位置析出物総質量］に基づいて、Ｒ／２位置での析出物の総質量を１００（質量％）としたときの析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）を求める。上記丸棒（直径９ｍｍ、長さ７０ｍｍ）のサンプルは任意の箇所のＲ／２位置を含む領域で５つ採取し、各サンプルから求めた析出物中の総Ｍｏ含有量の平均値を、［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義する。

［式（２）について］
ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置において、析出物の総質量を１００（質量％）とした場合の析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）を［中心位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義する。このとき、本実施形態のダウンホール部材用棒鋼は、上記化学組成を有し、かつ、式（１）を満たすことを前提として、さらに式（２）を満たす。
［中心位置析出物中総Ｍｏ量］−［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≦０．０３ （２）

Ｆ２＝［中心位置析出物中総Ｍｏ量］−［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］と定義する。Ｆ２は、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面におけるミクロ組織の均一性に関する指標である。Ｆ２が０．０３以下であれば、中心位置でのラーベス相の析出量が、Ｒ／２位置でのラーベス相の析出量とほぼ同等となることを意味する。これは、中心位置でのミクロ組織の結晶粒度が、Ｒ／２位置でのミクロ組織の結晶粒度とほぼ同等であることを意味しており、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面において、ミクロ組織がほぼ均一であることを意味する。したがってこの場合、ダウンホール部材用棒鋼において、Ｒ／２位置でも中心位置でも優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られ、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面全体において、優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られることを意味する。Ｆ２の好ましい上限は０．０２であり、さらに好ましくは０．０１である。

［中心位置析出物中総Ｍｏ量］は次の方法で測定される。ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な任意の断面の中心位置を含むサンプル（直径９ｍｍ、長さ７０ｍｍ）を採取する。サンプルの長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向に平行であり、サンプルの横断面（直径９ｍｍの円）の中心は、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面における中心位置とする。１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン‐１％テトラメチルアンモニウムクロライド‐メタノール電解液）を用いて供試材を電解する。電解時の電流は２０ｍＡ／ｃｍ²とする。電解液を２００ｎｍのフィルターでろ過して残渣の質量を測定し、［中心位置析出物総質量］を求める。さらに、残渣を酸分解した溶液中に含まれるＭｏ量を、ＩＣＰ発光分光分析で求める。溶液中のＭｏ量及び［中心位置析出物総質量］に基づいて、中心位置での析出物の総質量を１００（質量％）としたときの析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）を求める。サンプルは任意の箇所で５つ採取し、各サンプルから求めた析出物中の総Ｍｏ含有量の平均値を、［中心位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義する。

本実施形態のダウンホール部材用棒鋼は上述の化学組成を有し、Ｃｕ含有量が０．１０〜２．５０％である。さらに、上記化学組成を満たすことを前提に、式（１）及び式（２）を満たす。そのため、母材中において十分な固溶Ｍｏを確保でき、かつ、中心部及びＲ／２部において均一な組織を有する。その結果、中心部及びＲ／２部において優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が得られる。

［製造方法］
本実施形態のダウンホール部材用棒鋼はたとえば、次の製造方法により製造可能である。ただし、本実施形態のダウンホール部材の製造方法は本例に限定されない。以下、本実施形態のダウンホール部材用棒鋼の製造方法の一例を説明する。本製造方法は、熱間加工により中間材（ビレット）を製造する工程（熱間加工工程）と、中間材に対して焼入れ及び焼戻しを実施して強度を調整し、ダウンホール部材用棒鋼とする工程（調質熱処理工程）とを含む。以下、各工程について説明する。

［熱間加工工程］
上述の化学組成を有する中間材を準備する。具体的には、上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて、素材を製造する。連続鋳造法により素材である鋳片を製造してもよい。溶鋼を用いて素材であるインゴットを製造してもよい。

製造された素材（鋳片又はインゴット）を加熱する。加熱された素材に対して熱間加工を実施して、中間材を製造する。熱間加工はたとえば、自由鍛造、回転鍛造及び熱間圧延である。熱間圧延は分塊圧延であってもよいし、一列に並ぶ複数の圧延スタンドを備えた連続圧延機を用いた圧延であってもよい。

熱間加工において、鍛錬成形比を次の式で定義する。
鍛錬成形比＝熱間加工実施前の素材の断面積（ｍｍ^２）／熱間加工完了後の素材の断面積（ｍｍ^２） （Ａ）

式（Ａ）でいう「熱間加工実施前の素材の断面積」とは、素材先端から素材の軸方向に１０００ｍｍの領域（先端部）及び素材後端から素材の軸方向に１０００ｍｍの領域（後端部）を除く素材部分（素材本体部という）において、素材の長手方向に対して垂直な断面のうち、最も面積の小さい断面積（ｍｍ^２）で定義される。

熱間加工が自由鍛造である場合、鍛錬成形比を４．０以上とする。また、熱間加工が回転鍛造又は熱間圧延である場合、鍛錬成形比を６．０以上とする。自由鍛造での鍛錬成形比が４．０未満、又は、回転鍛造又は熱間圧延での鍛錬成形比が６．０未満であれば、熱間加工での圧下が素材の長手方向に垂直な断面の中心部まで浸透しにくい。この場合、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置でのミクロ組織が、Ｒ／２位置でのミクロ組織よりも粗粒となり、Ｆ２が式（２）を満たさなくなる。自由鍛造での鍛錬成形比が４．０以上、又は、回転鍛造又は熱間圧延での鍛錬成形比が６．０以上であれば、熱間加工での圧下が素材中心部まで十分に浸透する。そのため、ダウンホール部材用棒鋼の中心位置でのミクロ組織の結晶粒度が、Ｒ／２位置でのミクロ組織の結晶粒度とほぼ同等となり、Ｆ２が式（２）を満たす。自由鍛造での好ましい鍛錬成形比ＦＲは４．２であり、さらに好ましくは５．０であり、さらに好ましくは６．０である。旋回鍛造又は熱間圧延での好ましい鍛錬成形比ＦＲは６．２以上であり、さらに好ましくは６．５以上である。

［調質熱処理工程］
中間材に対して調質熱処理を実施する（調質熱処理工程）。調質熱処理工程は、焼入れ工程と焼戻し工程とを含む。

［焼入れ工程］
熱間加工工程により製造された中間材に対して、周知の焼入れ処理を実施する。焼入れ処理における焼入れ温度はＡｃ₃変態点以上である。上記化学組成を有する中間材において、焼入れ温度の好ましい下限は８００℃であり、好ましい上限は１０００℃である。

［焼戻し工程］
焼入れ工程後の中間材に対して、焼戻しを実施する。好ましい焼戻し温度Ｔは５５０〜６５０℃である。焼戻し温度Ｔでの好ましい保持時間は４〜１２時間である。

さらに、焼戻し工程におけるＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰは、１６０００〜１８０００である。Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータは、式（Ｂ）で定義される。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ）） （Ｂ）
式（Ｂ）中のＴは焼戻し温度（℃）であり、ｔは焼戻し温度Ｔでの保持時間（ｈｒ）である。

Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰが小さすぎれば、焼戻しが不十分であるため、鋼材中にひずみが残存する。そのため、望ましい機械的特性が得られない。具体的には、強度が高すぎ、その結果、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰの好ましい下限は１６０００である。一方、Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰが大きすぎると、ラーベス相が過剰に多く生成する。その結果、Ｆ１が式（１）を満たさない。この場合、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性が低くなる。したがって、Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰの上限は１８０００である。Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰの好ましい下限は１６５００であり、さらに好ましくは１７０００であり、さらに好ましくは１７５００である。Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰの好ましい上限は１７９７０であり、さらに好ましくは１７９４０である。

以上の製造工程により、上述のダウンホール部材用棒鋼が製造される。

［ダウンホール部材］
本実施形態によるダウンホール部材は、上述のダウンホール部材用棒鋼を用いて製造される。具体的には、ダウンホール部材用棒鋼に対して切削加工を実施して、所望の形状のダウンホール部材を製造する。

ダウンホール部材は、ダウンホール部材用棒鋼と同じ化学組成を有する。ダウンホール部材はさらに、ダウンホール部材の化学組成でのＭｏ含有量を［Ｍｏ量］（質量％）と定義し、ダウンホール部材の長手方向に垂直な断面における、ダウンホール部材の表面とダウンホール部材の中心とを二等分する位置での析出物中のＭｏ含有量を［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たす。
［Ｍｏ量］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３ （１）

以上の構成を有するダウンホール部材は、長手方向に垂直な断面において、十分な固溶Ｍｏ量を確保しており、かつ、均一なミクロ組織を有する。そのため、長手方向に垂直な断面全体において、優れた耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性を有する。なお、ダウンホール部材において、ダウンホール部材用棒鋼の中心部が残存する場合、そのダウンホール部材は上記式（１）だけでなく、式（２）を満たす。

表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。表１中の「−」は、対応する元素の含有量が測定限界未満の値であることを意味する。

試験番号１〜２２では、連続鋳造法により鋳片を製造した。鋳片に対して表２に示す熱間加工（自由鍛造、回転鍛造、及び、熱間圧延のいずれか）を実施して、長手方向に垂直な断面が円形状であり、表２に示す外径を有する、中実の中間材（棒鋼）を製造した。

試験番号２３〜２６では、上記溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片を製造した。鋳片を分塊圧延してビレットにした後、マンネスマン法による穿孔圧延を実施して、表２に示す外径を有し、中心部に貫通孔を有する中間材（継目無鋼管）を製造した。試験番号２３、２４、２６の肉厚は１７．７８ｍｍであり、試験番号２５の肉厚は２６．２４ｍｍであった。

製造された中間材（棒鋼、継目無鋼管）を、表２に示す焼入れ温度（℃）で０．５時間保持した後、焼入れ（急冷）した。焼入れ温度は、いずれの試験番号においても、Ａｃ_３変態点以上であった。その後、中間材を５５０〜６５０℃の焼戻し温度、４〜１２時間の保持時間であって、表２に示すＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰとなる焼戻しを実施し、鋼材（ダウンホール部材用棒鋼材及び参考例である継目無鋼管）を製造した。

得られた鋼材に対して、次の評価試験を実施した。

［各鋼材の化学組成及び［Ｍｏ量］の測定］
各試験番号の鋼材に対して、次の方法により成分分析法を実施して、［Ｍｏ量］を含む化学組成の分析を実施した。各試験番号の鋼材の長手方向に対して垂直に切断し、長さ２０ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを切粉にして、酸に溶解させて溶液を得た。溶液に対して、ＩＣＰ−ＯＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ Ｏｐｔｉｃａｌ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を実施して、化学組成の元素分析を実施した。Ｃ含有量及びＳ含有量については、上記溶液を酸素気流中で高周波加熱により燃焼して、発生した二酸化炭素、二酸化硫黄を検出して、Ｃ含有量及びＳ含有量を求めた。

［［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］及び［中心位置析出物中総Ｍｏ量］の測定試験］
試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な任意の断面において、ダウンホール部材用棒鋼の表面と中心とを二等分する位置（Ｒ／２位置という）を含むサンプル（直径９ｍｍ、長さ７０ｍｍ）を採取した。サンプルの長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向に平行であり、サンプルの横断面（直径９ｍｍの円）の中心は、ダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置であった。１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン‐１％テトラメチルアンモニウムクロライド‐メタノール電解液）を用いて供試材を電解した。電解時の電流は２０ｍＡ／ｃｍ²とした。電解液を２００ｎｍのフィルターでろ過して残渣の質量を測定し、［Ｒ／２位置析出物総質量］を求めた。さらに、残渣を酸分解した溶液中に含まれるＭｏ量を、ＩＣＰ発光分光分析で求めた。溶液中のＭｏ量及び［Ｒ／２位置析出物総質量］に基づいて、Ｒ／２位置での析出物の総質量を１００（質量％）としたときの析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）を求めた。サンプルは任意の箇所で５つ採取し、各サンプルから求めた析出物中の総Ｍｏ含有量の平均値を、［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義した。

同様に、試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な任意の断面において、ダウンホール部材用棒鋼の中心位置を含むサンプル（直径９ｍｍ、長さ７０ｍｍ）を採取した。サンプルの横断面（直径９ｍｍの円）の中心は、ダウンホール部材用棒鋼の中心軸と一致した。サンプルは任意の箇所で５つ採取した。［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］と同様の方法により、溶液中のＭｏ量及び［中心位置析出物総質量］を求め、中心位置での析出物の総質量を１００（質量％）としたときの析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）を求めた。各サンプル（合計５つ）から求めた析出物中の総Ｍｏ含有量の平均値を、［中心位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義した。

なお、参考資料として、試験番号２３〜２６の継目無鋼管において、［肉厚／２位置析出物中総Ｍｏ量］を次の方法で求めた。試験番号２３〜２６の継目無鋼管の長手方向に垂直な任意の断面において、継目無鋼管の外周面から径方向に肉厚／２深さ位置（肉厚／２位置）を含むサンプル（直径９ｍｍ、長さ７０ｍｍ）を採取した。サンプルの長手方向は継目無鋼管の長手方向に平行であり、サンプルの横断面（直径９ｍｍの円）の中心は、継目無鋼管の肉厚／２位置であった。１０％ＡＡ系電解液（１０％アセチルアセトン‐１％テトラメチルアンモニウムクロライド‐メタノール電解液）を用いて供試材を電解した。電解時の電流は２０ｍＡ／ｃｍ²とした。電解液を２００ｎｍのフィルターでろ過して残渣の質量を測定し、［肉厚／２位置析出物総質量］を求めた。さらに、残渣を酸分解した溶液中に含まれるＭｏ量を、ＩＣＰ発光分光分析で求めた。溶液中のＭｏ量及び［肉厚／２位置析出物総質量］に基づいて、肉厚／２位置での析出物の総質量を１００（質量％）としたときの析出物中の総Ｍｏ含有量（質量％）を求めた。サンプルは任意の箇所で５つ採取し、各サンプルから求めた析出物中の総Ｍｏ含有量の平均値を、［肉厚／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義した。

試験番号２３〜２６の［肉厚／２位置析出物中総Ｍｏ量］を、表２中の［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］欄に記載する。なお、試験番号２３〜２６のＦ１は、次の式で求めた。
試験番号２３〜２６のＦ１＝［Ｍｏ量］−４×［肉厚／２位置析出物中総Ｍｏ量］

［引張試験］
試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置から、引張試験片を採取した。試験番号１〜２２の引張試験片の長手方向は、ダウンホール部材用棒鋼の長手方向と平行であり、中心軸はダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置に一致した。また、試験番号２３〜２６の継目無鋼管の肉厚中央位置から、引張試験片を採取した。試験番号２３〜２６の引張試験片の長手方向は、継目無鋼管の長手方向と平行であり、中心軸は、継目無鋼管の肉厚／２位置と一致した。各引張試験片の平行部の長さは３５．６ｍｍ又は２５．４ｍｍであった。引張試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中にて引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ、ｋｓｉ）及び引張強度（ＭＰａ、ｋｓｉ）を求めた。

［耐ＳＳＣ性評価試験］
試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置、及び、中心位置から、及び、試験番号２３〜２６の継目無鋼管の肉厚／２（肉厚中央位置）から、丸棒試験片を採取した。試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置から採取した丸棒試験片の長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向と平行であり、中心軸はＲ／２位置と一致した。試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼の中心位置から採取した丸棒試験片の長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向と平行であり、中心軸はダウンホール部材用棒鋼の中心位置と一致した。試験番号２３〜２６の継目無鋼管の肉厚／２位置から採取した丸棒試験片の長手方向は継目無鋼管の長手方向と平行であり、中心軸は肉厚／２位置と一致した。各丸棒試験片の平行部の外径は６．３５ｍｍ、平行部の長さは２５．４ｍｍであった。

ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７Ａ法に準拠して、定荷重試験によって、各丸棒試験片の耐ＳＳＣ性を評価した。試験浴は、０．０５ｂａｒのＨ₂Ｓガス及び０．９５ｂａｒのＣＯ₂ガスを飽和させ、２４℃、ｐＨ＝４．５である、２０％塩化ナトリウム水溶液とした。各丸棒試験片に対し、各番号の鋼材の実降伏応力（ＡＹＳ）の９０％に相当する負荷応力を負荷して、試験浴に７２０時間浸漬した。７２０時間経過後、各丸棒試験片が破断したか否かを１００倍視野の光学顕微鏡により確認した。破断していなかった場合、その鋼の耐ＳＳＣ性は高いと判断した（表２中で「Ｎｏ ＳＳＣ」と表示）。破断していた場合、その鋼の耐ＳＳＣ性は低いと判断した（表２中で「ＳＳＣ」と表示）。

［耐ＳＣＣ性評価試験］
試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置、及び、中心位置から、及び、試験番号２３〜２６の継目無鋼管の肉厚／２（肉厚中央位置）から、矩形試験片を採取した。試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼のＲ／２位置から採取した矩形試験片の長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向と平行であり、中心軸はＲ／２位置と一致した。試験番号１〜２２のダウンホール部材用棒鋼の中心位置から採取した矩形試験片の長手方向はダウンホール部材用棒鋼の長手方向と平行であり、中心軸はダウンホール部材用棒鋼の中心位置と一致した。試験番号２３〜２６の継目無鋼管の肉厚／２位置から採取した矩形試験片の長手方向は継目無鋼管の長手方向と平行であり、中心軸は肉厚／２位置と一致した。各矩形試験片の厚さは２ｍｍであり、幅は１０ｍｍであり、長さは７５ｍｍであった。

各試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｇ３９に準拠して４点曲げによって各試験番号の鋼材の実降伏応力（ＡＹＳ）の１００％に相当する応力を負荷した。

０．０５ｂａｒのＨ_２Ｓと６０ｂａｒのＣＯ₂とが加圧封入された１５０℃のオートクレーブを準備した。上記応力を負荷した各試験片を、各オートクレーブに収納した。そして、各オートクレーブ内において、各試験片を、ｐＨ＝４．５である２０％塩化ナトリウム水溶液に７２０時間浸漬した。

７２０時間浸漬した後、各試験片について、応力腐食割れ（ＳＣＣ）の発生の有無を調査した。具体的には、各試験片の引張応力が付加された部分の断面を、１００倍視野の光学顕微鏡で観察し、割れの有無を判定した。ＳＣＣが確認された場合、耐ＳＣＣ性が低いと判断した（表２中で「Ｎｏ ＳＣＣ」と表示）。ＳＣＣが確認されなかった場合、耐ＳＣＣ性が高いと判断した（表２中の「ＳＣＣ」と表示）。

［試験結果］
表２を参照して、試験番号１〜１２のダウンホール部材用鋼材の化学組成は適切であり、特に、Ｃｕ含有量が０．１０〜２．５０の範囲内であった。さらに、Ｆ１が式（１）を満たし、Ｆ２が式（２）を満たした。その結果、降伏強度ＹＳは７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上であり、高強度が得られた。さらに、高強度であるにもかかわらず、Ｒ／２位置及び中心位置のいずれにおいてもＳＣＣ及びＳＳＣが発生せず、耐ＳＣＣ性及び耐ＳＳＣ性に優れた。

一方、試験番号１３のＣ含有量、Ｖ含有量は高すぎ、Ｃｕ含有量、Ｔｉ含有量は低すぎた。さらに、焼戻し工程でのＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰが高すぎた。そのため、Ｆ１が１．３０未満であり、式（１）を満たさなかった。その結果、Ｒ／２位置及び中心位置のいずれにおいても、ＳＣＣ及びＳＳＣが確認され、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が低かった。

試験番号１４のＣｕ含有量、Ｔｉ含有量は低すぎた。そのため、Ｆ１が１．３０未満であり、式（１）を満たさなかった。その結果、Ｒ／２位置及び中心位置のいずれにおいても、ＳＣＣ及びＳＳＣが確認され、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が低かった。

試験番号１５〜１８では、化学組成が適切であったものの、焼戻し工程において、Ｌａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰが高すぎた。そのため、Ｆ１が１．３０未満であり、式（１）を満たさなかった。その結果、Ｒ／２位置及び中心位置のいずれにおいても、ＳＣＣ及び／又はＳＳＣが確認され、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が低かった。

試験番号１９では、Ｃｕ含有量が高すぎた。そのため、熱間加工での鍛錬成形比が適切であるにもかかわらず、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、中心位置においてＳＣＣ及びＳＳＣが確認され、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が低かった。

試験番号２０では、Ｃｕ含有量が低すぎた。そのため、熱間加工での鍛錬成形比が適切であり、焼戻し工程でのＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰが適切であるにも係らず、Ｆ１が式（１）を満たさなかった。その結果、Ｒ／２位置及び中心位置のいずれにおいても、ＳＣＣ及びＳＳＣが確認され、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が低かった。

試験番号２１及び２２では、化学組成は適切であったものの、熱間加工での鍛錬成形比が低すぎた。そのため、Ｆ２が式（２）を満たさなかった。その結果、中心位置において、ＳＣＣ及びＳＳＣが確認され、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が低かった。

なお、試験番号２３〜２６では、Ｃｕ含有量が低かったものの、鋼材が継目無鋼管であった。そのため、Ｆ１（＝［Ｍｏ量］−４×［肉厚／２位置析出物中総Ｍｏ量］）が１．３０以上となり、耐ＳＳＣ性及び耐ＳＣＣ性が良好であった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。

Claims (3)

1. ダウンホール部材用棒鋼であって、
   質量％で、
   Ｃ：０．０２０％以下、
   Ｓｉ：１．０％以下、
   Ｍｎ：１．０％以下、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０１％以下、
   Ｃｕ：０．１０〜２．５０％、
   Ｃｒ：１０〜１４％、
   Ｎｉ：１．５〜７．０％、
   Ｍｏ：０．２〜３．０％、
   Ｔｉ：０．０５〜０．３％、
   Ｖ：０．０１〜０．１０％、
   Ｎｂ：０．１％以下、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｎ：０．０５％以下、
   Ｂ：０〜０．００５％、
   Ｃａ：０〜０．００８％、及び、
   Ｃｏ：０〜０．５％、
   を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
   前記ダウンホール部材用棒鋼の前記化学組成でのＭｏ含有量を［Ｍｏ量］（質量％）と定義し、前記ダウンホール部材用棒鋼の表面と前記ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心とを二等分する位置での析出物中のＭｏ含有量を［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］（質量％）と定義したとき、式（１）を満たし、
   前記ダウンホール部材用棒鋼の長手方向に垂直な断面の中心位置での析出物中のＭｏ含有量を［中心位置析出物中総Ｍｏ量］と定義したとき、式（２）を満たす、ダウンホール部材用棒鋼。
   ［Ｍｏ］−４×［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≧１．３０ （１）
   ［中心位置析出物中総Ｍｏ量］−［Ｒ／２位置析出物中総Ｍｏ量］≦０．０３ （２）
2. 請求項１に記載のダウンホール部材用棒鋼であって、
   前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
   Ｂ：０．０００１〜０．００５％、及び、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００８％、
   からなる群から選択される１種以上を含有する、ダウンホール部材用棒鋼。
3. 請求項１又は請求項２に記載のダウンホール部材用棒鋼であって、
   前記化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、
   Ｃｏ：０．０５〜０．５％、
   を含有する、ダウンホール部材用棒鋼。
   
   

Images