JP6551633B1 - 油井用低合金高強度継目無鋼管 - Google Patents

油井用低合金高強度継目無鋼管 Download PDF

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Abstract

特定の合金組成を有するとともに、組成比が下記(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al2O3、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm2当り20個以下であり、組成比が下記(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al2O3、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm2当り50個以下である、降伏強度758〜861MPa以上の高強度を有しつつ、硫化水素ガス飽和環境下における優れた耐SSC性を有する油井用低合金高強度継目無鋼管。(CaO)/(Al2O3)≦0.25 (1)1.0≦(Al2O3)/(MgO)≦9.0 (2)(CaO)/(Al2O3)≧2.33 (3)(CaO)/(MgO)≧1.0 (4)ここで(CaO)、(Al2O3)、(MgO)はそれぞれ酸化物系の鋼中非金属介在物中の、CaO、Al2O3、MgOの質量%である。

Description

本発明は、油井やガス井用(以下、単に油井とも記す。)の高強度継目無鋼管であって、特に硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ(SSC)に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強度が758〜861MPa(110ksi以上125ksi未満)の強度を有する場合をいうものとする。
近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来では省みられなかったような高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度で、かつ優れた耐食性(耐サワー性)を兼ね備えた材質を有することが要求される。
このような要求に対し、例えば、特許文献1には、重量%で、C:0.2〜0.35%、Cr:0.2〜0.7%、Mo:0.1〜0.5%、V:0.1〜0.3%を含む低合金からなり、析出している炭化物の総量が2〜5重量%であり、そのうちMC型炭化物の割合が8〜40重量%とすることで、耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼が開示されている。
また、特許文献2には、質量%で、C:0.22〜0.35%、Si:0.05〜0.5%、Mn:0.1〜1%、P:0.025%以下、S:0.01%以下、Cr:0.1〜1.08%、Mo:0.1〜1%、Al:0.005〜0.1%、B:0.0001〜0.01%、N:0.005%以下、O(酸素):0.01%以下、Ni:0.1%以下、Ti:0.001〜0.03%、でかつ、0.00008/N%以下、V:0〜0.5%、Zr:0〜0.1%、Ca:0〜0.01%を含み、残部はFeおよび不純物を含み、かつ直径5μm以上のTiNの数が断面1mm当たり10個以下とすることで、降伏強度が758〜862MPaでありかつ割れ発生限界応力(σth)が鋼材の規格最小強度(SMYS)の85%以上である耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管が開示されている。
一方、特許文献3には、質量%で、C:0.15〜0.35%、Si:0.1〜1.5%、Mn:0.15〜2.5%、P:0.025%以下、S:0.004%以下、sol.Al:0.001〜0.1%、Ca:0.0005〜0.005%を含有し、Ca系非金属介在物の組成がCaOとCaSの合計量X(質量%)が100−X≦120−(10/3)×HRCを満足することで、耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼が開示されている。
特開2000−178682号公報 特開2001−131698号公報 特開2002−60893号公報
これらの特許文献1〜3に開示された技術の鋼の耐硫化物応力腐食割れ性とは、NACE(National Association of Corrosion Engineeringの略)TM0177 method Aに規定されている、丸棒引張試験片を硫化水素ガス飽和した試験浴中で一定応力を負荷したままでのSSC発生の有無を意味している。
ここで、特許文献1については、試験浴として、1気圧(=0.1MPa)の硫化水素を飽和させた25℃の0.5%酢酸+5%食塩水溶液を用いてSSC試験の評価を行っている。また、特許文献2については、試験浴を25℃の0.5%酢酸+5%食塩水溶液として、硫化水素の分圧がC110は1気圧(=0.1MPa)でSSC試験の評価を行っている。さらに、特許文献3については、試験浴として、1気圧(=0.1MPa)の硫化水素が飽和した0.5%酢酸+5%食塩水溶液を用いてSSC試験の評価を行っている。さらに、特許文献1〜3のいずれにおいても、SSC試験の試験時間は720時間としている。
しかしながら、実井戸環境においては必ずしもこのような1気圧硫化水素ガス飽和環境ではなく、例えば、0.1気圧(=0.01MPa)でSSC試験を行い、破断しなければ十分であり、その分合金元素量が少なく低コストである降伏強度110ksi級(758〜861MPa)の油井用鋼管の需要が、近年増加している。
硫化水素ガスの分圧が低い場合、試験液中に存在する水素イオン(H)が原子水素化して試験片中に侵入する単位時間当たりの侵入水素量が少なくなる。ただし、低い硫化水素ガス分圧の場合は、高い硫化水素ガス分圧、たとえば1気圧(=0.1MPa)の場合とくらべて、長時間浸漬した場合の単位時間当たり侵入水素量の減衰が少ない。その結果、長時間の浸漬で鋼中に侵入した水素が蓄積して割れ限界量に達した場合には、SSCが発生するおそれがあることが近年の研究により判明した。このことから、特に硫化水素ガス分圧が低い環境におけるSSC試験の720時間での浸漬評価は不十分で、より長い浸漬時間でSSC試験を行い、それでもSSCが発生しないことが必要となる。
本発明は、このような問題点に鑑みてなされたものであり、降伏強度758〜861MPaの高強度を有しつつ、比較的緩やかな硫化水素ガス飽和環境、具体的には硫化水素ガス分圧0.01MPa以下のサワー環境下で長時間試験しても優れた耐硫化物応力腐食割れ性(耐SSC性)を有する油井用低合金高強度継目無鋼管を提供することを目的とする。
本発明者等は、上述の課題を解決するため、最初に、種々の化学組成を有する降伏強度が758〜861MPaの継目無鋼管に対して、NACE TM0177 method Aにもとづいて、浸漬時間を1500時間としたSSC試験を行った。なお、試験浴としては0.1気圧(=0.01MPa)の硫化水素ガスを飽和させた24℃の0.5質量%CHCOOHとCHCOONaとの混合水溶液を用いた。なお、試験浴のpHは硫化水素ガスの飽和終了時点で3.5となるように調整した。また、SSC試験における試験応力は、それぞれの鋼管の実降伏強度の90%とした。さらに、SSC試験の試験本数は鋼管ごとに3本ずつ実施した。実施したSSC試験の各3本の破断時間の平均を、それぞれの鋼管の降伏強度で整理したグラフを図1に示す。図1において、縦軸はSSC試験の各3本の破断時間の平均(hr)であり、横軸は鋼管の降伏強度YS(MPa)である。
図1中、○プロットで示される鋼管のSSC試験の結果は、いずれも1500時間で3本試験中3本共破断しなかった。一方、□プロットで示される鋼管のSSC試験の結果は、3本試験中3本共、あるいは3本試験中1ないし2本が破断し、その3本の破断時間の平均(未破断のものは破断時間1500時間として計算)が720時間未満であった。さらに、△プロットで示される鋼管のSSC試験の結果は、3本試験中3本共720時間時点では破断しなかったものの、それ以降に3本試験中3本共、あるいは3本試験中1ないし2本が破断し、その3本の破断時間の平均が720時間超え1500時間未満であった。
これらの結果を受けて、発明者らは、このように従来技術における浸漬時間が720時間では見つけることができないSSCについて、従来通りに720時間以内で破断が生じるもの、720時間を超えて1500時間でも破断しないものとの違いを鋭意研究した。その結果、鋼中の介在物分布の違いによって、これらのSSC発生挙動が変わることを見出した。具体的には、SSC試験片を採取したパイプの近傍より、SSC試験片を採取した肉厚位置において鋼管長手方向断面で13mm×13mmの検鏡面の観察サンプルを採取し、鏡面研磨を実施した。その後、走査型電子顕微鏡(SEM)にて10mm×10mmの領域について介在物のSEM観察、およびSEMに付随する特性X線分析装置にて介在物の化学組成を分析し、その質量%を算出した。その結果、長径が5μm以上の介在物のほとんどがAl、CaO、MgOを含む酸化物であり、かつAl、CaO、MgOの3元組成図にそれぞれの質量比をプロットすると、上述のSSC発生挙動の違いによって酸化物組成が異なることを見出した。
図2には、図1において破断時間平均が720時間超1500時間未満であった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成図の一例を示す。図2に示すように、CaO比が比較的小さいAl‐MgO複合介在物の数が非常に多い。一方、図3には、図1において破断時間平均が720時間以下であった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成図の一例を示す。図3に示すように、図2とは対照的に、CaO比が大きいCaO‐Al‐MgO複合介在物の数が非常に多い。さらに、図4には、図1において1500時間で3本試験中3本共破断しなかった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成図の一例を示す。図4に示すように、図2、図3と比較してCaO比が小さい介在物、およびCaO比が大きい介在物の両方の数が少なくなっていることがわかる。
以上のことから、破断時間平均が720時間超1500時間未満で、試験片の表面からSSCが発生した鋼管に多く存在した介在物組成、および破断時間平均が720時間以下で、試験片の内部からSSCが発生した鋼管に多く存在した介在物組成の範囲を導出し、SSCが1500時間で発生しなかった鋼管におけるそれらの介在物組成となっている介在物の個数との対比から、問題となる介在物の個数上限を明らかにした。
本発明は、これらの知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
[1] 質量%で、C:0.20〜0.50%、Si:0.01〜0.35%、Mn:0.45〜1.5%、P:0.020%以下、S:0.002%以下、O:0.003%以下、Al:0.01〜0.08%、Cu:0.02〜0.09%、Cr:0.35〜1.1%、Mo:0.05〜0.35%、B:0.0010〜0.0030%、Ca:0.0010〜0.0030%、Mg:0.001%以下、N:0.005%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織は、組成比が下記(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り20個以下、組成比が下記(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り50個以下であり、降伏強度が758〜861MPaである油井用低合金高強度継目無鋼管。
(CaO)/(Al)≦0.25 (1)
1.0≦(Al)/(MgO)≦9.0 (2)
(CaO)/(Al)≧2.33 (3)
(CaO)/(MgO)≧1.0 (4)
ここで(CaO)、(Al)、(MgO)はそれぞれ酸化物系の鋼中非金属介在物中の、CaO、Al、MgOの質量%である。
[2] 前記組成に加えてさらに、質量%で、Nb:0.005〜0.035%、V:0.005〜0.02%、W:0.01〜0.2%、Ta:0.01〜0.3%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する上記[1]に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
[3] 前記組成に加えてさらに、質量%で、Ti:0.003〜0.10%、Zr:0.003〜0.10%のうちから選ばれた1種または2種を含有する上記[1]または[2]に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強度が758〜861MPa(110ksi以上125ksi未満)の強度を有することを指す。
また、本発明の油井用低合金高強度継目無鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性(耐SSC性)に優れている。耐硫化物応力腐食割れ性に優れるとは、NACE TM0177 methodAにもとづくSSC試験であって、特に0.1気圧(0.01MPa)の硫化水素ガスを飽和させた24℃の0.5質量%CHCOOHとCHCOONaとの混合水溶液を試験浴としたSSC試験を各3本ずつ試験し、そのいずれもが破断時間が1500時間以上(好適には3000時間以上)であることを指す。
また、本発明において、CaO、Al、MgOを含む酸化物系とは、鋼中のMnS等の形態制御等の目的で添加されるCaと溶鋼中に含まれるOとの反応で生成されるCaO、および、転炉法等で精錬された溶鋼を取鍋に出鋼する際、あるいは出鋼後に添加される脱酸材のAlと溶鋼中に含まれるOとの反応で生成されるAl、さらには、溶鋼の脱硫処理中に、取鍋のMgO‐C組成の耐火物と、脱硫のために用いられるCaO‐Al‐SiO系スラグとの反応で、溶鋼中に溶出したMgO、といった酸化物が連続鋳造法あるいは造塊法などの鋳造時に凝集・複合したまま凝固後の鋼中に残存したものを意味する。
本発明によれば、降伏強度758〜861MPaの高強度を有しつつ、比較的緩やかな硫化水素ガス飽和環境、具体的には硫化水素ガス分圧0.01MPa以下のサワー環境下で長時間試験しても優れた耐硫化物応力腐食割れ性(耐SSC性)を有する油井用低合金高強度継目無鋼管を提供することができる。
図1は、鋼管の降伏強度とSSC試験3本分の平均破断時間のグラフである。 図2は、SSC試験において破断時間平均が720時間超1500時間未満であった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成図の一例である。 図3は、SSC試験において破断時間平均が720時間以下であった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成図の一例である。 図4は、SSC試験において1500時間で3本試験中3本共破断しなかった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成図の一例である。
以下、本発明について詳細に説明する。
本発明の油井用低合金高強度継目無鋼管は、質量%で、C:0.20〜0.50%、Si:0.01〜0.35%、Mn:0.45〜1.5%、P:0.020%以下、S:0.002%以下、O:0.003%以下、Al:0.01〜0.08%、Cu:0.02〜0.09%、Cr:0.35〜1.1%、Mo:0.05〜0.35%、B:0.0010〜0.0030%、Ca:0.0010〜0.0030%、Mg:0.001%以下、N:0.005%以下を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織は、組成比が下記(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り20個以下、組成比が下記(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り50個以下であり、降伏強度が758〜861MPaである。また、上記組成に加えて、さらに、質量%で、Nb:0.005〜0.035%、V:0.005〜0.02%、W:0.01〜0.2%、Ta:0.01〜0.3%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することができる。さらに、質量%で、Ti:0.003〜0.10%、Zr:0.003〜0.10%のうちから選ばれた1種または2種を含有することができる。
(CaO)/(Al)≦0.25 (1)
1.0≦(Al)/(MgO)≦9.0 (2)
(CaO)/(Al)≧2.33 (3)
(CaO)/(MgO)≧1.0 (4)
ここで(CaO)、(Al)、(MgO)はそれぞれ酸化物系の鋼中非金属介在物中の、CaO、Al、MgOの質量%である。
まず、本発明の鋼管の化学組成の限定理由について説明する。以下、特に断わらないかぎり質量%は単に%で記す。
C:0.20〜0.50%
Cは、鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の高強度を確保するために重要な元素である。本発明で目的とする降伏強度が758MPa以上の高強度化を実現するためには、0.20%以上のCの含有を必要とする。一方、0.50%を超えるCの含有は、高温焼戻しを実施してもなお硬さが低下せずに耐硫化物応力腐食割れ感受性を著しく阻害する。このためCは、0.20〜0.50%とする。Cは、好ましくは0.22%以上であり、より好ましくは0.23%以上である。Cは、好ましくは0.35%以下であり、より好ましくは0.27%以下である。
Si:0.01〜0.35%
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上のSiの含有を必要とする。一方、0.35%を超えるSiの含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、SSCの起点となる。このため、Siは、0.01〜0.35%とする。Siは、好ましくは0.02%以上である。Siは、好ましくは0.15%以下であり、より好ましくは0.04%以下である。
Mn:0.45〜1.5%
Mnは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Sと結合しMnSとしてSを固定して、Sによる粒界脆化を防止する作用を有する元素である。本発明では0.45%以上のMnの含有を必要とする。一方、1.5%を超えるMnの含有は、鋼の硬さを著しく上昇させ、高温焼戻しを実施してもなお硬さが低下せずに耐硫化物応力腐食割れ感受性を著しく阻害する。このためMnは、0.45〜1.5%とする。Mnは、好ましくは0.70%以上であり、より好ましくは0.90%以上である。Mnは、好ましくは1.45%以下であり、より好ましくは1.40%以下である。
P:0.020%以下
Pは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.020%までは許容できる。このようなことから、Pは0.020%以下とする。Pは、好ましくは0.018%以下であり、より好ましくは0.015%以下である。
S:0.002%以下
Sは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下させる。Sの一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。このため、Sは、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Sは、その悪影響が許容できる0.002%以下とする。Sは、好ましくは0.0014%以下である。
O(酸素):0.003%以下
O(酸素)は不可避的不純物として、Al、Si、Mg、Ca等の酸化物として鋼中に存在する。後述するように、SSC試験において、特に、(CaO)/(Al)≦0.25、かつ1.0≦(Al)/(MgO)≦9.0を満たす組成比の、長径5μm以上の酸化物数が100mm当り20個を超える場合、これらの酸化物が起点となって、試験片の表面から長時間で破断するSSCが発生する。また、SSC試験において、(CaO)/(Al)≧2.33、かつ(CaO)/(MgO)≧1.0を満たす組成比の、長径5μm以上の酸化物数が100mm当り50個を超える場合、これらの酸化物が起点となって、試験片内部から短時間で破断するSSCが発生する。このため、O(酸素)は、その悪影響が許容できる0.003%以下とする。O(酸素)は、好ましくは0.0022%以下であり、より好ましくは0.0015%以下である。
Al:0.01〜0.08%
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合しAlNを形成して固溶Nの低減に寄与する。このような効果を得るために、Alは0.01%以上の含有を必要とする。一方、0.08%を超えてAlを含有すると、鋼中の清浄度が低下し、後述するように、SSC試験において、特に、(CaO)/(Al)≦0.25、かつ1.0≦(Al)/(MgO)≦9.0を満たす組成比の、長径5μm以上の酸化物数が100mm当り20個を超える場合、これらの酸化物が起点となって、試験片の表面から長時間で破断するSSCが発生する。このため、Alは、その悪影響が許容できる0.01〜0.08%とする。Alは、好ましくは0.025%以上であり、より好ましくは0.050%以上である。Alは、好ましくは0.075%以下であり、より好ましくは0.070%以下である。
Cu:0.02〜0.09%
Cuは、耐食性を向上させる作用を有する元素である。Cuを微量に含有した場合、緻密な腐食生成物が形成され、SSCの起点となるピットの生成および成長が抑制されて、耐硫化物応力腐食割れ性が顕著に向上する。このため、本発明では、0.02%以上のCuの含有を必要とする。一方、0.09%を超えてCuを含有すると、継目無鋼管の製造プロセス時の熱間加工性が低下する。このため、Cuは0.02〜0.09%とする。Cuは、好ましくは0.07%以下であり、より好ましくは0.04%以下である。
Cr:0.35〜1.1%
Crは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Crは、焼戻時にCと結合し、MC系、M系、M23系等の炭化物を形成する。特にMC系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻しによる強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。本発明で目的とする758MPa以上の降伏強度の達成には、0.35%以上のCrの含有を必要とする。一方、1.1%を超えて多量に含有しても、上記効果が飽和するため、経済的に不利となる。このため、Crは、0.35〜1.1%とする。Crは、好ましくは0.40%以上である。Crは、好ましくは0.90%以下であり、より好ましくは0.80%以下である。
Mo:0.05〜0.35%
Moは、焼入れ性の増加を介して、微量の添加により鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、0.05%以上のMoの含有を必要とする。一方、0.35%を超えて多量に含有しても、上記効果が飽和するため、経済的に不利となる。このため、Moは、0.05〜0.35%とする。Moは、好ましくは0.25%以下であり、より好ましくは0.15%以下である。
B:0.0010〜0.0030%
Bは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素である。本発明では0.0010%以上のBの含有を必要とする。一方、0.0030%を超えてBを含有しても、上記効果が飽和するか、あるいはFe硼化物(Fe−B)の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Bは0.0010〜0.0030%とする。Bは、好ましくは0.0015%以上である。Bは、好ましくは0.0025%以下である。
Ca:0.0010〜0.0030%
Caは、鋼中の酸化物系介在物の形態制御のため、積極的に添加する。上述したように、SSC試験において、特に、(Al)/(MgO)比が1.0〜9.0となる、Al‐MgO主体の複合酸化物数が100mm当り20個を超えて存在すると、これらの酸化物が起点となって、試験片の表面から長時間で破断するSSCが発生する。このような、Al‐MgO主体の複合酸化物生成抑制のため、本発明では0.0010%以上のCaの含有を必要とする。一方、SSC試験において、0.0030%を超えるCaの含有は、(CaO)/(Al)≧2.33、かつ(CaO)/(MgO)≧1.0を満たす組成比の、長径5μm以上の酸化物数の増加を引き起こし、これらの酸化物が起点となって、試験片内部から短時間で破断するSSCが発生する。このため、Caは、0.0010〜0.0030%とする。Caは、好ましくは0.0020%以下である。
Mg:0.001%以下
Mgは、積極的に添加はしないが、低Sのために行われるレードルファーネス(LF)のような脱硫処理中に、取鍋のMgO‐C組成の耐火物と、脱硫のために用いられるCaO‐Al‐SiO系スラグとの反応で、溶鋼中にMg成分として侵入する。上述したように、SSC試験において、特に、(Al)/(MgO)比が1.0〜9.0となる、Al‐MgO主体の複合酸化物数が100mm当り20個を超えて存在すると、これらの酸化物が起点となって、試験片の表面から長時間で破断するSSCが発生する。このため、Mgは、その悪影響が許容できる0.001%以下とする。Mgは、好ましくは0.0008%以下であり、より好ましくは0.0005%以下である。
N:0.005%以下
Nは、鋼中不可避的不純物であり、Ti、Nb、Al等の窒化物形成元素と結合しMN型の析出物を形成する。さらに、これらの窒化物を形成した残りの余剰Nは、Bと結合してBN析出物も形成する。この際、B添加による焼入れ性向上効果が失われるため、余剰Nはできるだけ低減することが望ましい。このため、Nは0.005%以下とする。Nは、好ましくは0.004%以下である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。
本発明では、下記を目的として、上記の基本の組成に加えて、さらに、Nb:0.005〜0.035%、V:0.005〜0.02%、W:0.01〜0.2%、Ta:0.01〜0.3%のうちから選ばれた1種または2種以上を含有することができる。さらに、質量%で、Ti:0.003〜0.10%、Zr:0.003〜0.10%のうちから選ばれた1種または2種を含有することができる。
Nb:0.005〜0.035%
Nbは、オーステナイト(γ)温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、焼入直後の鋼の下部組織(例えばパケット、ブロック、ラス)の微細化に極めて有効に作用する元素である。このような効果を得るためには、0.005%以上のNbの含有とすることが好ましい。一方、0.035%を超えるNbの含有は、鋼の硬さを著しく上昇させ、高温焼戻しを実施してもなお硬さが低下せずに耐硫化物応力腐食割れ感受性を著しく阻害するおそれがある。このため、Nbを含有する場合には、Nbは0.005〜0.035%とすることが好ましい。Nbは、より好ましくは0.015%以上であり、より好ましくは0.030%以下である。
V:0.005〜0.02%
Vは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.005%以上のVの含有とすることが好ましい。一方、0.02%を超えてVを含有すると、V系炭化物が粗大化して硫化物応力腐食割れの起点となり、SSCが発生するおそれがある。このため、Vを含有する場合には、Vは0.005〜0.02%とすることが好ましい。Vは、より好ましくは0.010%以上であり、より好ましくは0.015%以下である。
W:0.01〜0.2%
Wもまた、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上のWの含有とすることが好ましい。一方、0.2%を超えてWを含有すると、W系炭化物が粗大化して硫化物応力腐食割れの起点となり、SSCが発生するおそれがある。このため、Wを含有する場合には、Wは0.01〜0.2%とすることが好ましい。Wは、より好ましくは0.03%以上であり、より好ましくは0.1%以下である。
Ta:0.01〜0.3%
Taもまた、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01%以上のTaの含有とすることが好ましい。一方、0.3%を超えてTaを含有すると、Ta系炭化物が粗大化して硫化物応力腐食割れの起点となり、SSCが発生するおそれがある。このため、Taを含有する場合には、Taは0.01〜0.3%とすることが好ましい。Taは、より好ましくは0.04%以上であり、より好ましくは0.2%以下である。
Ti:0.003〜0.10%
Tiは、窒化物を形成し、鋼の焼入れ時においてオーステナイト粒のピン止め効果による粗大化の防止に寄与する元素である。さらに、オーステナイト粒を細粒化することで、耐硫化水素割れ感受性が改善される。特に、後述する熱間圧延後の直接焼き入れ(DQ)を行わずとも、必要とするオーステナイト粒の細粒化を達成することができる。このような効果を得るためには、0.003%以上のTiの含有とすることが好ましい。一方、0.10%を超えてTiを含有すると、粗大化したTi系窒化物が硫化物応力腐食割れの起点となり、SSCが発生するおそれがある。このため、Tiを含有する場合には、Tiは0.003〜0.10%とすることが好ましい。Tiは、より好ましくは0.005%以上であり、さらに好ましくは0.008%以上である。Tiは、より好ましくは0.05%以下であり、さらに好ましくは0.015%以下である。
Zr:0.003〜0.10%
Zrもまた、Tiと同様に窒化物を形成し、鋼の焼入れ時においてオーステナイト粒のピン止め効果による粗大化を防止し、耐硫化水素割れ感受性を改善する。特に、Tiとの複合添加によってその効果は著しくなる。このような効果を得るためには、0.003%以上のZrの含有とすることが好ましい。一方、0.10%を超えてZrを含有すると、粗大化したZr系窒化物あるいはTi-Zr複合窒化物が硫化物応力腐食割れの起点となり、SSCが発生するおそれがある。このため、Zrを含有する場合には、Zrは0.003〜0.10%とすることが好ましい。Zrは、より好ましくは0.010%以上であり、より好ましくは0.025%以下である。
次に、本発明の鋼管の組織として、鋼中介在物の規定について説明する。
組成比が下記(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り20個以下
(CaO)/(Al)≦0.25 (1)
1.0≦(Al)/(MgO)≦9.0 (2)
ここで(CaO)、(Al)、(MgO)はそれぞれ酸化物系の鋼中非金属介在物中の、CaO、Al、MgOの質量%である。
上述のように、0.01MPaの硫化水素ガスを飽和させた24℃の0.5質量%CHCOOHとCHCOONaとの混合水溶液で、そのpHが硫化水素ガスの飽和終了時点で3.5となるように調整した試験浴中で、試験応力を鋼管の実降伏強度の90%とし、1鋼管ごとに3本ずつSSC試験を実施した。SSC試験において、破断時間平均が720時間超であった鋼管における長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成は、図2に示したように、(CaO)/(Al)比においてはAlが占める割合が大きく、かつ(Al)/(MgO)比においてもAlが占める割合が大きいものが多数存在した。この範囲を定量的に示すのが(1)式と(2)式である。さらに、SSC試験において、全試験片が1500時間で破断していなかった鋼管の同介在物組成における5μm以上の介在物個数との比較により、その個数が、100mm当り20個以下であれば1500時間で破断しないことがわかった。このため、(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り20個以下とする。好ましくは、10個以下である。なお、このような(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上の介在物が耐硫化物応力腐食割れ性に悪影響する理由として、これらの組成の介在物が試験片表面に露出した場合、まず、介在物自身が試験浴中で溶解し、その後ゆるやかに孔食が進行し、およそ720時間を超えた段階でその孔食部から侵入した水素量の蓄積がSSCを発生させるのに十分な水素量を超えた結果、破断が生じたと考えられる。
組成比が下記(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り50個以下
(CaO)/(Al)≧2.33 (3)
(CaO)/(MgO)≧1.0 (4)
ここで(CaO)、(Al)、(MgO)はそれぞれ酸化物系の鋼中非金属介在物中の、CaO、Al、MgOの質量%である。
上述のように、0.01MPaの硫化水素ガスを飽和させた24℃の0.5質量%CHCOOHとCHCOONaとの混合水溶液で、そのpHが硫化水素ガスの飽和終了時点で3.5となるように調整した試験浴中で、試験応力を鋼管の実降伏強度の90%とし、1鋼管ごとに3本ずつSSC試験を実施した。このSSC試験において、破断時間平均が720時間以下であった鋼管の長径が5μm以上の介在物のAl、CaO、MgOの3元組成は、図3に示したように、(CaO)/(Al)比においてはCaOが占める割合が大きく、かつ(CaO)/(MgO)比においてもCaOが占める割合が大きいものが多数存在した。この範囲を定量的に示すのが(3)式と(4)式である。さらに、SSC試験において、全試験片が1500時間で破断していなかった鋼管の同介在物組成における5μm以上の介在物個数との比較により、その個数が、100mm当り50個以下であれば1500時間で破断しないことがわかった。このため、(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り50個以下とする。好ましくは、30個以下である。このような(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上の介在物が耐硫化物応力腐食割れ性に悪影響する理由として、(CaO)/(Al)比においてはCaOが占める割合が大きいほど介在物の溶鋼中での晶出温度が高くなり、その結果介在物サイズが非常に粗大化する。そして、SSC試験時にはこれら粗大な介在物と地鉄界面の隙間が起点となって、試験片内部から迅速にSSCが発生し、破断に至ると考えられる。
次に、耐硫化物応力腐食割れ性(耐SSC性)に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法について、説明する。
本発明では、上記した組成を有する鋼管素材の製造方法はとくに限定する必要はない。例えば、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等、通常の方法でビレット等の鋼管素材とする。
特に、上述した2種類の介在物組成を有する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数を規定値以下とするために、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製した後、ただちにAlによる脱酸処理を行うことが好ましい。さらに、溶鋼中のS(硫黄)を低減するためレードルファーネス(LF)などの脱硫処理を引き続き実施してから、脱ガス装置により溶鋼中のN、O(酸素)を低減し、その後にCa添加処理を実施し、最後に鋳造することが好ましい。さらに、脱ガス処理終了後、Ca添加処理を実施する前の溶鋼中のCa濃度が0.0010質量%以下となるよう、LFや脱ガス処理時に使用する合金原料中不純物Ca濃度を極力低減する管理を実施することが好ましい。
Ca添加処理を実施する前の溶鋼中のCa濃度が0.0010質量%を超える場合、後述するCa添加処理をする際の適正なCa添加量[%Ca*]で添加した場合にかえって溶鋼中Ca濃度が増加する結果、CaO比が高く、かつ(CaO)/(MgO)比が1.0以上となる、CaO‐Al‐MgO複合酸化物数が増加する。その結果、SSC試験において、これらの酸化物が起点となって、試験片内部から短時間で破断するSSCが発生する。脱ガス処理終了後、Ca添加処理をする際は、溶鋼中酸素[%T.O]値に応じて適正なCa濃度(Ca添加量の溶鋼重量に対する比、[%Ca*])となるよう添加することが好ましい。例えば、下記の(5)式に従い、脱ガス処理終了時に迅速に分析して得られた溶鋼中酸素[%T.O]値に応じて、適正Ca濃度[%Ca*]を決めることができる。
0.63≦[%Ca*]/[%T.O]≦0.91 (5)
ここで、[%Ca*]/[%T.O]が0.63未満の場合、Ca添加が不足する結果、鋼管のCa値が本願の範囲内であってもCaO比が低く、かつ(Al)/(MgO)比が1.0〜9.0となる、Al-MgO主体の複合酸化物数が増加する。その結果、SSC試験において、これらの酸化物が起点となって、試験片の表面から長時間で破断するSSCが発生する。一方、[%Ca*]/[%T.O]が0.91を超える場合、CaO比が高く、かつ(CaO)/(MgO)比が1.0以上となる、CaO‐Al‐MgO複合酸化物数が増加する。その結果、SSC試験において、これらの酸化物が起点となって、試験片内部から短時間で破断するSSCが発生する。
得られた鋼管素材は、熱間成形により継目無鋼管に成形される。熱間成形方法は通常公知の方法で行うことができる。例えば、熱間成形方法として、鋼管素材を加熱し、ピアサー穿孔の後、マンドレルミル圧延、あるいはプラグミル圧延の方法を用いて所定の肉厚に成形後、適切な縮径圧延までを熱間で行われる。ここでは、鋼管素材の加熱温度は、1150〜1280℃の範囲とすることが好ましい。加熱温度が1150℃未満では、加熱時の鋼管素材の変形抵抗が大きくピアサー穿孔不良となる。一方、加熱温度が1280℃超えでは、ミクロ組織の粗大化が著しく、後述する焼入れ時の細粒化が困難となる。加熱温度は、より好ましくは1200℃以上である。
また、圧延終了温度は、750〜1100℃の範囲とすることが好ましい。圧延終了温度が750℃未満では、縮径圧延時の荷重負荷が大きく成形不良となる。一方、圧延終了温度が1100℃超えでは、圧延再結晶による細粒化が不十分で、後述する焼入れ時の細粒化が困難となる。圧延終了温度は、好ましくは850℃以上であり、好ましくは1050℃以下である。
なお、本発明では、細粒化の観点から、TiやZrが無添加の場合は熱間圧延後に直接焼入れ(DQ)を実施することが好ましい。
継目無鋼管成形後、本発明で目標とする降伏強度758MPa以上を達成するために、鋼管の焼入れ(Q)、鋼管の焼戻し(T)を実施する。このときの焼入れ温度は細粒化の観点から930℃以下とすることが好ましい。一方、焼入れ温度が860℃未満の場合は、MoあるいはV、W、Taといった2次析出強化元素の固溶が不十分でその後の焼戻し終了時の2次析出量が確保できない。このため、焼入れ温度は860〜930℃とすることが好ましい。焼入れ温度は、好ましくは870℃以上であり、好ましくは900℃以下である。
焼戻し温度は、オーステナイト再変態を避けるため、Ac温度以下とする必要があるが、500℃未満だとCrおよびMo、あるいはV、W、Taの炭化物の2次析出量が確保できない。このため、焼戻し温度は、少なくとも500℃以上とすることが好ましい。特に、最終の焼戻し温度は、好ましくは540℃以上であり、好ましくは640℃以下である。
なお、細粒化による耐硫化水素割れ感受性の改善のため、焼入れ(Q)および焼戻し(T)を繰り返してもよい。
また、熱間圧延後にDQを適用できない場合は、TiあるいはZrの添加を行うか、あるいは少なくとも2回以上、焼入れおよび焼戻しを行い、特に初回の焼入れ温度を950℃以上としてDQの効果を代替することができる。
以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
[実施例1]
表1に示す組成の鋼を転炉法で溶製し、ただちにAl脱酸を行った後、LF-脱ガス処理の順で2次精錬を行い、引き続きCa添加処理を行って、最後に連続鋳造を実施し、鋼管素材を作製した。ここで、一部を除いてAl脱酸、LFおよび脱ガス処理時に使用する合金原料にはCa不純物を含まない高純度なものを使用した。そして、脱ガス処理後に溶鋼サンプルを採取し、溶鋼中Ca分析を行った。分析結果は表2−1および表2−2に示す。また、上述のCa添加処理に当り、溶鋼中酸素[%T.O]分析値とCa添加量の溶鋼重量に対する比である[%Ca*]について、[%Ca*]/[%T.O]値を算出し、表2−1および表2−2に記載した。
連続鋳造については、鋳片断面形状が円形である丸ビレット連鋳と、同形状が矩形であるブルーム連鋳の2種類について行った。さらにブルーム連鋳鋳片についてはおよそ1200℃の加熱保持後、鋼片圧延を行い丸ビレットに成形した。なお、表2−1および表2−2には、丸ビレット連鋳を「直鋳ビレット」と記載し、鋼片圧延を行い丸ビレットに成形したものを「鋼片圧延ビレット」と記載した。次に、これらの丸ビレット素材を用い、表2−1および表2−2に示すビレット加熱温度、圧延終了温度で継目無鋼管の熱間圧延を実施した。次に、これらの継目無鋼管について、表2−1および表2−2に記載した焼入れ(Q)温度、焼戻し(T)温度にて熱処理を行った。なお、一部の継目無鋼管については直接焼入れ(DQ)を実施し、それ以外の継目無鋼管については空冷後に熱処理を行った。
最終焼戻し終了段階で、管端の周方向の任意1箇所の肉厚中央より13mm×13mmの検鏡面の介在物調査サンプル、引張試験片、SSC試験片をそれぞれ採取した。特にSSC試験片については各3本ずつ採取した。そして、以下の方法で評価した。
介在物調査サンプルは、鏡面研磨実施後、走査型電子顕微鏡(SEM)にて10mm×10mmの領域について介在物のSEM観察、およびSEMに付随する特性X線分析装置にて介在物の化学組成を分析し、その質量%を算出した。そして(1)式と(2)式、および(3)式と(4)式の組成比を満足する長径5μm以上の介在物個数をそれぞれ数え、表2−1および表2−2に記載した。
次に、採取した引張試験片を用いて、JIS Z2241の引張試験を行い、降伏強度を測定した。試験で得られた鋼管の降伏強度を表2−1および表2−2に示す。ここでは、降伏強度が758MPa以上861MPa以下を合格とした。
さらに、採取したSSC試験片を用いて、NACE TM0177 method Aにもとづいて、SSC試験を行った。試験浴としては0.1気圧(=0.01MPa)の硫化水素ガスを飽和させた24℃の0.5質量%CHCOOHとCHCOONaとの混合水溶液を用いた。なお、試験浴のpHは、それぞれの硫化水素ガスの飽和終了時点で3.5となるように調整した。また、SSC試験における試験応力は、それぞれの鋼管の実降伏強度の90%とした。試験時間は1500時間としたが、1500時間経過時点で未破断であったものは、破断するか、3000時間に到達するまで試験を継続した。試験で得られた各3本のSSC試験片の破断時間を、それぞれ表2−1および表2−2に示す。ここでは、SSC試験については、3本の試験片が3本とも破断時間が1500時間以上であるものを合格とした。なお、3000時間に到達しても破断しなかったものは3000と記載した。
化学組成、(1)式と(2)式を満たす組成の長径5μm以上の介在物個数、および(3)式と(4)式を満たす組成の長径5μm以上の介在物個数の全てが、本発明範囲であった発明例(鋼管No.1−1および鋼管No.1−6〜1−13)は、いずれも降伏強度が758MPa以上861MPa以下であり、3本実施したSSC試験の破断時間が3本共1500時間以上であった。
一方、化学組成のCaが本発明範囲を上回った比較例(鋼管No.1−2)、および、脱ガス処理後の溶鋼中Ca濃度が高く、かつCa添加時の[%Ca*]/[%T.O]値が0.91を超えていた結果、(3)式と(4)式を満たす組成比の長径5μm以上の介在物個数が本発明範囲外であった比較例(鋼管No.1−3)は、SSC試験3本共が1500時間以内に破断した。
また、Ca添加時の[%Ca*]/[%T.O]値が0.63を下回った結果、(1)式と(2)式を満たす組成比の長径5μm以上の介在物個数が本発明範囲外であった比較例(鋼管No.1−4)、および、Caが本発明範囲を下回り、かつCa添加時の[%Ca*]/[%T.O]値が0.63を下回った結果、(1)式と(2)式を満たす組成比の長径5μm以上の介在物個数が本発明範囲外であった比較例(鋼管No.1−5)は、SSC試験3本中2本以上が1500時間以内に破断した。
化学組成のC、Mnが本発明範囲を上回った比較例(鋼管No.1−14、1−16)は、高温焼き戻しを実施してもなお強度が高かったため、SSC試験3本共1500時間以内に破断した。
逆に、化学組成のC、Mn、Cr、Mo、Bが本発明範囲を下回った比較例(鋼管No.1−15、1−17、1−22、1−23、1−24)は、目標とする降伏強度を達成しなかった。
化学組成のP、Sが本発明範囲を上回った比較例(鋼管No.1−18、1−19)は、SSC試験3本共が1500時間以内に破断した。
化学組成のO(酸素)が本発明範囲を上回り、かつ、(1)式と(2)式を満たす組成比の長径5μm以上の介在物個数、および(3)式と(4)式を満たす組成比の長径5μm以上の介在物個数が本発明範囲外であった比較例(鋼管No.1−20)は、SSC試験3本共1500時間以内に破断した。
化学組成のAlが本発明範囲を上回った比較例(鋼管No.1−21)は、(1)式と(2)式を満たす組成比の長径5μm以上の介在物個数も本発明範囲外となり、SSC試験3本共1500時間以内に破断した。
化学組成のMgが本発明範囲を上回り、かつ、(1)式と(2)式を満たす組成の長径5μm以上の介在物個数が本発明範囲外であった比較例(鋼管No.1−25)は、SSC試験3本共1500時間以内に破断した。
化学組成のNが本発明範囲を上回った比較例(鋼管No.1−26)は、余剰NがBと結合しBNを形成したことで固溶Bが不足となり、焼き入れ性が低下したため、目標とする降伏強度を達成しなかった。
[実施例2]
表3に示す組成の鋼を転炉法で溶製し、ただちにAl脱酸を行った後、LF-脱ガス処理の順で2次精錬を行い、引き続きCa添加処理を行って、最後に連続鋳造を実施し、鋼管素材を作製した。ここで、一部を除いてAl脱酸、LFおよび脱ガス処理時に使用する合金原料にはCa不純物を含まない高純度なものを使用した。そして、脱ガス処理後に溶鋼サンプルを採取し、溶鋼中Ca分析を行った。分析結果は表4−1および表4−2に示す。また、上述のCa添加処理に当り、溶鋼中酸素[%T.O]分析値とCa添加量の溶鋼重量に対する比である[%Ca*]について、[%Ca*]/[%T.O]値を算出し、表4−1および表4−2に記載した。
連続鋳造については、鋳片断面形状が円形である丸ビレット連鋳で行った。次に、これらの丸ビレット素材を用い、表4−1および表4−2に示すビレット加熱温度、圧延終了温度で継目無鋼管の熱間圧延を実施した。次に、これらの継目無鋼管について、表4−1および表4−2に記載した焼入れ(Q)温度、焼戻し(T)温度にて熱処理を行った。なお、一部の継目無鋼管については直接焼入れ(DQ)を実施し、それ以外の継目無鋼管については空冷後に熱処理を行った。
最終焼戻し終了段階で、管端の周方向の任意1箇所の肉厚中央より13mm×13mmの検鏡面の介在物調査サンプル、引張試験片、SSC試験片をそれぞれ採取した。特にSSC試験片については各3本ずつ採取した。そして、以下の方法で評価した。
介在物調査サンプルは、鏡面研磨実施後、走査型電子顕微鏡(SEM)にて10mm×10mmの領域について介在物のSEM観察、およびSEMに付随する特性X線分析装置にて介在物の化学組成を分析し、その質量%を算出した。そして(1)式と(2)式、および(3)式と(4)式の組成比を満足する長径5μm以上の介在物個数をそれぞれ数え、表4−1および表4−2に記載した。
次に、採取した引張試験片を用いて、JIS Z2241の引張試験を行い、降伏強度を測定した。試験で得られた鋼管の降伏強度を表4−1および表4−2に示す。ここでは、降伏強度が758MPa以上861MPa以下を合格とした。
さらに、採取したSSC試験片を用いて、NACE TM0177 method Aにもとづいて、SSC試験を行った。試験浴としては0.1気圧(=0.01MPa)の硫化水素ガスを飽和させた24℃の0.5質量%CHCOOHとCHCOONaとの混合水溶液を用いた。なお、試験浴のpHは、それぞれの硫化水素ガスの飽和終了時点で3.5となるように調整した。また、SSC試験における試験応力は、それぞれの鋼管の実降伏強度の90%とした。試験時間は1500時間としたが、1500時間経過時点で未破断であったものは、破断するか、3000時間に到達するまで試験を継続した。試験で得られた各3本のSSC試験片の破断時間を、それぞれ表4−1および表4−2に示す。ここでは、SSC試験については、3本の試験片が3本とも破断時間が1500時間以上であるものを合格とした。なお、3000時間に到達しても破断しなかったものは3000と記載した。
化学組成、(1)式と(2)式を満たす組成の長径5μm以上の介在物個数、および(3)式と(4)式を満たす組成の長径5μm以上の介在物個数の全てが、本発明範囲であった発明例(鋼管No.2−1〜2−16)は、いずれも降伏強度が758MPa以上861MPa以下であり、3本実施したSSC試験の破断時間が3本共1500時間以上であった。

Claims (3)

  1. 質量%で、
    C:0.20〜0.50%、
    Si:0.01〜0.35%、
    Mn:0.45〜1.5%、
    P:0.020%以下、
    S:0.002%以下、
    O:0.003%以下、
    Al:0.01〜0.08%、
    Cu:0.02〜0.09%、
    Cr:0.35〜1.1%、
    Mo:0.05〜0.35%、
    B:0.0010〜0.0030%、
    Ca:0.0010〜0.0030%、
    Mg:0.001%以下、
    N:0.005%以下
    を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    組織は、
    組成比が下記(1)式および(2)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り20個以下、
    組成比が下記(3)式および(4)式を満足する長径5μm以上のCaO、Al、MgOを含む酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が100mm当り50個以下であり、
    降伏強度が758〜861MPaである油井用低合金高強度継目無鋼管。
    (CaO)/(Al)≦0.25 (1)
    1.0≦(Al)/(MgO)≦9.0 (2)
    (CaO)/(Al)≧2.33 (3)
    (CaO)/(MgO)≧1.0 (4)
    ここで(CaO)、(Al)、(MgO)はそれぞれ酸化物系の鋼中非金属介在物中の、CaO、Al、MgOの質量%である。
  2. 前記組成に加えてさらに、質量%で、
    Nb:0.005〜0.035%、
    V:0.005〜0.02%、
    W:0.01〜0.2%、
    Ta:0.01〜0.3%
    のうちから選ばれた1種または2種以上を含有する
    請求項1に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量%で、
    Ti:0.003〜0.10%、
    Zr:0.003〜0.10%
    のうちから選ばれた1種または2種を含有する
    請求項1または請求項2に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
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