JPS59182951A - 耐遅れ破壊性の優れた超高強度鋼 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 この発明は、　　Ｊ　５０　ｋｓｉ　（ＩＯ５，５Ｋｐ
ｆ／ｍｔｒ？）を越える降伏強度を有し、かつ耐遅れ破
壊性が従来の低合金鋼よシも優れておシ、油井管尋の用
途に好適な超高強度鋼に関するものである。

近年、長期的展望に立ったエネルギー確保の必要性が各
方面から叫ばれるよう罠なってきたことに呼応し７て１
世界の各地において新だな油田やガス圧の開発が盛んに
行われておシ、従来散瞳されていた地表深層部といった
ような苛酷な環境の石油や天然ガスにまで開発の目が向
けられるようになるなど、エネルギー採掘にもこれまで
よシ以上に高度な技術が必要となってきている。

例えば、最近では、深さが１５０００　　フィート（４
５７２ｍ）　　以上という極めて深い場所や、深さｌフ
ィート（３０，５ｍ）当り０．５ｐａｉ（０，３５１５
ｆｆ／ｍｍ”）以上の圧力増加が見込まれる標準状態よ
シも高い地圧を持つ地層にも石油や天然ガス採取用の井
戸を掘ることが多くなってきておシ、このような環境条
件で安定した作業を確保するＫは、■−１５０クラス以
上Ｉ　ＳＭＹＳ　（５ｐｅｃｉｆｉｅｄ　Ｍｉｎｉｍｕ
ｍＹｔｅＩｄ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ　）が１５０　ｋｓｉ
　（１０５，５麺ｆ／ｍｍ”　）以上１の極めて高い強
度を有する油井管が必要であるとされ、その安定供給に
対する要望が頓に高まってきているのが現状である。

しかし、従来から油井管用として使用されている低合金
鋼では、引張強さが１２５　Ｋｌ　ｆ　１ｍｒｄを越え
るようなものＫなると、結晶粒界が弱いことにも起因し
て、降伏点以下の静荷重でも破壊に至るという「遅れ破
壊」の危険を内在するようＫなるものであった。また一
般に、油田では井戸が古くなって自噴しなくなつ、てく
ると、水圧やガス圧をかけたり酸を添加（Ａｃｉｄｔｚ
ｔｎｇ　）　して汲み上は効率を向上しているが、この
ようにＡｃｉｄｉｚｉｎｇを行う場合や、酸性環境下の
油田においては、従来の低合金鋼では水素の影響によっ
て遅れ破壊の危険性が大きくなるという問題があった。

一方、１８　Ｎｉ−５Ｍｏ−７，５Ｃｏ系のマルエージ
ング鋼やオーステナイト系の高合金鋼は、通常の低合金
鋼よシも耐遅れ破壊性に優れていることが知られている
が、マルエージング鋼には、 ｏ　　Ｃ□を含有しているのでコストが高い。

０　時効によって硬度を得る必要があるので。

工数が多くなる、 ０　靭性が良くない。

等の問題があシ、オーステナイト系高合金鋼には、０　
強度を得るために強い冷間加工を施さなければならない
、 ＯＮｉ’ＰＣｒ等の含有量が高いので、コスト高となる
、 といった問題があって、いずれも単なる高強度油井管用
として適当な材料ではなかったのである。

本発明者等は、上述のような観点から、１５０ｋｓｉ　
（１０５，５Ｋｆｆ／ｍｍ’）を越える降伏強度を有す
るとともに、耐遅れ破壊性が従来の低合金鋼よりも一段
と優れている上、酸添加井戸でも十分に使用に耐え、か
つ１８Ｎ＋マルエージング鋼やオーステナイト系高合金
鋼等よシも廉価な、油井管としての用途に好適な超高強
度鋼を得るべく、鋼材の化学成分組成、熱処理条件、そ
れによって得られる組織と髄性との関係等について詳細
な研究を重ねた結果、以下（ａ）〜（ｆ）に示すような
知見を得るに至ったのである。即ち、 （ａ）　　遅れ破壊は、靜荷重下におかれた鋼が成る時
間全経過後、突然、脆性的に破断する現象であシ、外部
環境から鋼中に侵入した水素や、メッキ等によって侵入
した鋼中水素等によって発生する一種の水素脆性とされ
ているものであるが、鋼中に焼戻し加熱時の変態によっ
て生ずる安定な逆変態オーステナイトが存、在すると、
この逆変態オーステナイト相に水素が捕捉されて遅れ破
壊が生じにくくなること、 （ｂ）　　圧ｌＡ後或いは焼入れ後の残留オーステナイ
トは非常に不安定で、経時的又は熱的変化により消失し
てしまうものであるが、焼入れ・焼戻しの際の焼戻し途
中に析出してくる逆変態オーステナイトは、適温で焼戻
しすると非常に安定になシ、耐遅れ破壊性を長期にわた
って持続できること、（ｃ）　　低合金鋼中に９チ程度
のＮｉを添加すると、逆変態オーステナイトを生成でき
るが、特定の熱処理と組合せることによってＮｉ添加鋼
中に逆変態オーステナイトの適量を安定に析出させ、壕
だ。

焼戻しマルテンサイトが減少して強度低下を生ずる分を
Ｍｏ　、　Ｗ　、　Ｎｂ又はＶ等の添加による析出強化
で補い、かつ高Ｃ化や、Ｍｏ　、　Ｗ　、　Ｎｂ及び■
添加によって生ずる逆変態オーステナイトの安定化作用
。

Ｎｂ添加よりの細粒化による強度・靭性向上作用、及び
該細粒化例よって生ずる焼戻しマルテンサイト部の遅れ
破壊発生を抑制する作用等を利用することにより、熱的
に安定な逆変態オーステナイト＝１０〜３０容量係と焼
戻しマルテンサイトの２相組織を有するところの、降伏
強さがＩ　Ｏ５，５Ｋｇｆ／ｍ５ｙｙ／（１５（Ｌｋｓ
ｉ）以上を、引張強さが低合金鋼での遅れ破壊に対する
臨界強さとされる１　２５　Ｋ９ｆ／ｍｎ？（１７７，
８ｋｓｉ）以上をそれぞれ示し、かつ耐遅れ破壊性の優
れた超高強度鋼が得られること。

（ｄ）　　このようにＣ含有曾を高め、更にＭＯやＮｂ
及び■を添加すると、９４Ｎｉ鋼などに比べて高い強度
が得られるとともに、適正焼戻し温度域が広くなって、
工業的に生産が容易となること。

即ち、低Ｃの通常の９Ｎｉ鋼の場合には、特に高温で焼
戻すと逆変態オーステナイトが不安定になって焼戻し後
の冷却によりマルテンサイト化するが、これは焼戻しさ
れていないので遅れ破壊、靭性ともに悪くなるという結
果をもたらす。従って、焼戻し範囲が広いということは
、工業的に１品質のバラツキの少ない良好な製品が得ら
れることを意味するのである。

（ｅ）　　上記鋼にＶ及びＣｕの１種以上を添加すると
。

その強度が一層向上し、特にＣｕの添加では耐食性も同
士すること、 （ｆ）　　さらに、俤ｉ中のＰを０．０１０％以下に、
Ｓを０．００５　％以下に抑え、かつ（Ｓｉ＋Ｍｎ）の
１＋１１制限することによって、粒界のＰ　＋　Ｓ　Ｈ
Ｍｎ及びＳｔ　　の偏析を減少させると、粒界強度が向
上し、ｐＨの低い塩酸を含む環境下でも破壊の発生しな
い優れた材料が得られること。

この発明は、上記知見ｙｃ基づいてなされたものであシ
、鋼を、 Ｃ：　ｏ、ｓ　５〜０．２５％（以下、成分割合を表わ
すチは重量％とする）、 Ｓｚ：　Ｏ−８０係以下、　　Ｍｎ：０．０１〜１．０
０チ。

Ｎｉ：　８．０〜１０．０％、　Ｎｂ：　０．０１〜０
．２５％。

Ｍｏ　＋！−Ｗ　：　１．０〜２．５　％　。

ｓｏｅ、Ａ６　：　０．０１　＝　Ｏ，Ｌ　Ｏ％　。

を含有するか、更に必要により、 ｖ　：　０．１０−０．２５％、　Ｃｕ：　１．０％以
下、のうちの１棟又は２種をも含み、 Ｆｅ及び不可避不純物：残す、 で構成するとともに、焼戻しマルテンサイトと逆変態オ
ーステナイトの２相組織を有せ［７め、降伏強さ：　ｌ
　Ｏ５，５Ｋｆｆ／ｍｍ’以上、引張強さ：１２５ｈｆ
／ｍｒｒ？以上を示し、かつ優れだ劇遅れ破壊性を備え
た超高強度を実現した点に特徴を有するものである。

次に、この発明において、鋼の成分組成を前記のように
数値限定した理由を説明する。

■　Ｃ Ｃ成分には、鋼に必要す強度を付与するとともに、逆変
態オーステナイトを増やし、かつそれを安定化する作用
があるが、その含有量が０．１５１未満では前記作用に
所望の効果が得られず、他方０．２５　％を越えて含有
させると他の合金元素との関連で耐遅れ破壊性を損ない
、かつ靭性をも劣化するようになることから、Ｃ含有量
を帆１５〜０．２５　％と定めた。

■　５１ ８４成分は鋼の脱酸剤として有効なものであるが。

その含有量が０．８０チを越えると靭性及び延性を劣化
させるようになシ、また９チ程度のＮｉを含む鋼におい
ては、酸を含む厳しい環境下で耐遅れ破壊性を劣化させ
ることともなるので、Ｓｉ含含有管０．８０％以下と定
めた。

なお、酸を含む環境下での耐遅れ破壊性をよシ一層向上
させるためには、ＰやＳの低減とともＫ（Ｓｔ＋Ｍｆｉ
）の値を０．２５％未満とすることが好ましい。

■　Ｍｎ Ｍｎ成分には、鋼の脱酸及び脱硫作用があシ、特に（Ｍ
ｎ／　Ｓ　）　　の値が３以上で、熱間加工性や耐遅れ
破壊特性を向上する効果がみられるが、多量に含有さぜ
ると逆に、鋼のカロエ性や耐遅れ破壊性を劣化するよう
になることから、その含有量の上限を１゜００チと定め
た。特に、この発明の鋼のように、９％程度のＮｉを含
む鋼においては、Ｐ−？Ｓの量をできるだけ低減し、か
つ（Ｓｔ　＋Ｍｎ　）の値を０．２５１未満と可能な限
シ低減することが、酸性環境下での遅れ破壊を防止する
上で有効であるが。

Ｍｎ含有量をｏ、ｏ　１％未満とすることは鋼の製造上
極めて困難であシ、コストアップを招くことから。

Ｍｎ含有量を０．０１〜・１．００％と定めた。

（ｉ４）　　Ｎｉ Ｎｉ成分は、鋼のオーステナイト安定化に有効な元素で
あシ、Ａ１変態点やＡ３変態点はいずれもＮｉの増量と
ともに低下する。そして、この発明の鋼の構成成分であ
るＮｂ　、　Ｍｏ　、　Ｗ或いはＶ等の析出強化が利用
できる焼戻し温度範囲で、熱的に安定なオーステナイト
を生成せしめるためには８チ以上のＮ１成分が必要であ
るが、Ｉ　Ｏ，０％を越えて含有させても鋼の強度は飽
和するか或いは減少し、かつコスト高になるので、Ｎｉ
含有量を８．０〜１０．０チと定めた。

■　Ｎｂ Ｎｂ成分には、析出強化によシ鋼の強度を上昇させる作
用と、耐遅れ破壊性を向上する作用があるが、その含有
量が０．０１１未満では前記作用に所望の効果が得られ
ず、他方、０．２５　％を越えて含有させてもそれ以上
の向上効果が得られないことから、Ｎｂ含有量’ｋＯ，
０１〜０．２５％と定めた。

■ ■　ＭＯ＋ΣＷ ＭＯ酸成分Ｗ成分には、析出強化によシ鋼の強度を向上
するという同様の作用があるが、ＭｏとＷの含有量に関
して（Ｍｏ　＋ＬＷ　）で規定するのは、ＷがＭ、ｏ　
Ｋ対して原子量が約２倍で、効果の点では約半分で均等
となるからであり、この値が１．０１未満では上記：作
用に所望の効果が得られず、他方。

この値が２．５チを越えてもよシ一層の強度上昇効果を
得ることができず、実質的に不必要な量のＭＯ及びＷの
含有となってコスト高を招くので、ＭＯ及びＷの各成分
量を、（Ｍｏ＋ΣＷ）の値で１．０〜２゜５チと定めた
。

＠　　ｓｏｌ、Ａｌ ５ｏ１．Ａ６　　成分は脱酸剤として有効なものである
が、その含有量が０．０１１未満では所望の脱酸効果を
得ることができず、他方口ｌＯ％を越えて含有させても
その効果は飽和してしまい、また介在物の増大による疵
が発生し、靭性も劣化することとなる。従って、５ｏ４
Ａ／　　含有量を０．０１〜０．ｊＯチと足めた。

■　Ｖ ■成分には、Ｎｂ、Ｍｏ　　及びＷと同様、析出強化に
よって鋼の強度を上昇させる作用があるので、強度をよ
シ一層向上させる必要がある場合に添加されるものであ
るが、その含有量が０．１０４未満では所望の効果を得
ることができず、他方０．２５Ｓｔ越えて含有させると
靭性の劣化を招くようになることから、その含有量’ｅ
０．１０〜０．２５％と定めた。

■　Ｃｕ Ｃｕ成分には、鋼の強度及び耐食性を向上する作用があ
るので、これらの特性をより一層向上させる必要がある
場合に添加されるものであるが、その含有量が１．０％
’ｒ越えると靭性の劣化を招くようになるので、　Ｃｕ
含有址’ｋ１．０％ｌｌ下と定めた。

なお、前述したように、この発明の鋼においては、不純
物であるＰ及びＳの含有散ヲできるだけ低減することが
好ましく、できれば、 Ｐ　：　０．０１０％以下、　Ｓ　：　０．００５％以
下。

であることが推奨される。

なぜなら、Ｐ及びＳは、井戸中に酸添加（ａｃｉ−ｄｉ
ｚｉｎｇ）する場合のように、ｐＨの低い厳しい環境下
での遅れ破壊に対する感受性を高める作用があり、この
作用は、Ｐ及びＳの含有量がそれぞれ０．０１０％及び
０．００５％を越えると大きく現われるようになるから
である。

壕だ、鋼中の介在物の形状変化又は清浄化向上のために
ＣａやＲＥＭを含有させることは有効である。

次いで、前記の如き成分組成の鋼に、所望の組織と特性
を付与する処理方法について説明する。

この発明においては、＠をＡｃａ変態点以上にＩＪ。

熱後急冷してマルテンサ−ｒ　ト組織にした後、５７０
〜６５０℃という比較的狭い温度範囲内で焼戻すことは
重要なことである。即ち、５７０〜６５０℃の間で焼戻
すことによｈ　、Ｎｂ　、Ｍｏ　、Ｗ、　Ｖ、或いはε
＋　ＣＵ　　による析出強化を利用し、かつ熱的に安定
な逆変態オーステナイトを、好適な範囲の工Ｏ〜３０容
ｉｔ％の割合で生成させることができるのである。

焼戻し温度が５７０°Ｃ未満では、十分な析出強化が得
られず、また、逆変態オーステナイト量が１０容楡チ未
満となシ、この発明の組成の鋼では水素捕捉が少なくな
って十分な耐遅れ破壊性能を得難くなる。一方、焼戻し
温度が６５０℃を越えると、焼戻し中に生ずる逆変態オ
ーステナイトが熱的に不安定になり、焼戻し後の冷却で
再びマルテンサイト化するので、靭性及び耐遅れ破壊性
が劣化することとなる。

次に、この発明を実施例によシ比較例と対比しながら説
明する。

実施例１ まず、第１表に示でれるような成分組成の鋼１〜２９を
溶製した。

次いで、これらの鋼をＪＪＤ熱・圧延し、鋼１〜２４に
ついては、９８０°Ｃに３０分保持後油焼入れしてから
、５２５°Ｇ、５７５６Ｃ，６３５℃、及び６７５℃の
各温度に１時間保持後油冷するという焼戻し処理を施し
、一方、鋼２５〜２９についてｉＪ：、９３０℃に３０
分保持後油焼入れし、続いて４００℃、４５０℃及び５
００℃の各温度に１時間保持後人気中放冷するという焼
戻し処理を施した後、それぞれについて引張試験と遅れ
破壊試験を行った。なお、処理後の鋼材の組織を調べだ
ところ、本発明鋼を焼入れし、５７５℃及び６３５℃で
焼戻したものにのみ、適正な焼戻しマルテンサイトと逆
変態オーステナイトとの２相組織が認められた。

引張試験は、平行部８．５φの丸棒試験片を用いて行い
、遅れ破壊試験は次の条件で実施した。即ち、各鋼種の
鋼材から、第１図（ａ）に全体の斜視図を、第１図（ｂ
）にＵノツチ部の詳細をそれぞれ示した試験片を１０本
ずつ切り出し、このＵノツチにくさびを静的に挿入した
後、５５℃の温水中に３００００時間浸漬して割れ発生
の有無を調べるという菌性でおる。

このようにして得られた試験結果を捷とめて、第２表に
示しだ。

第２表に示される結聚からも、本発明の成分になる鋼を
所足温度範囲で焼戻［７て、適正な焼戻しマルテンサイ
トと逆変態オーステナイトの２相組織としたものは、降
伏強さがＩ　Ｏ５，５匂ｆ／ｍｎ？以上。

引張強さが１２５に９ｆ／ｍ−以上となっておシ、しか
も遅れ破壊の発生本数がＯであって、強度と耐遅れ破壊
性のバランスが極めて良好であることが明白である。

実施例２ 前記第１表に示す鋼１〜２４について実施例１における
と同様の熱処理を施し、第１図に示す試験片を各１０本
ずつ切多出して、このＵノツチにくさびを静的に挿入し
た後、０．２ＮのＨ（Ｊ溶液中に常温で２５００時間浸
漬して割れ発生の有無を調べた。

とのようにして調べた割れ発生本数を、強度とともに第
３表に示した。

第３表に示される結果からも、本発明の鋼のうちでも、
特にＰがｏ、ｏ　ｔ　ｏ％以下、Ｓが０．００５チ以下
、そして（ＳＬ＋Ｍｎ）が０．２５％未満のものは、酸
を含むｐＨの低い苛酷環境下でも耐遅れ破壊性と強度の
バランスが極めて良好であることが明白である。

実施例 第１表に示される本発明鋼ｌを加熱・圧延後、９５０℃
に３０分保持してから油焼入れし、次いで各種温度に１
時間保持後水冷するという焼戻し２１− 処理を施して、更に一１９６℃でサブゼロ処理し、Ｘ線
でオーステナイト搦を測定した。その結果を第４表に示
した。

第４表 第４表に示される結束からは、安定な逆変態オーステナ
イトを得るためには５７０〜６５０℃の焼戻しが効果的
であることが確認された。

実施例 第１表に示される本発明鋼１１を加熱・圧廷後、９５０
℃に３０分保持してから水焼入れし、次いで各種温圧に
１時間保持後水冷するという焼戻し処理を施して、更に
一８０℃でサブゼロ処理し、Ｘ線でオーステナイ）ｔを
測定した。その結束を第５表に示した。

第５表に示される結果からも、安定な逆変態オーステナ
イトを得るためには５７０〜６５０℃の焼戻しが効果的
であることが確認された。

上述のように、この発明によれば、Ｖ−１５０グレ一ド
以上の高強度と、優れた耐遅れ破壊性を具備した。しか
も安価な超高強度油井管の製造が可能となるなど、工業
上もたらされる効果は極めて大きいものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は遅れ破壊試験片の形状を示すものであυ、第１
図（ａ）は全体の斜視図であシ、第１図（ｂ）はノツチ
部の詳細を示すものである。 出願人　　住友金属工業株式会社

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ＋１）　　Ｃ：　０．１５〜０．２５％。 ｓｔ：　ｏ、ｇ　ｏ％以下。 Ｍｎ：　０．０１〜１．００％。 Ｎｉａ　８−０　〜１０．０チ。 Ｎｂ：　０．０１〜０．２５％。 Ｍｏ　＋２−Ｗ　：　１．０〜２．５％。 Ｂｏ（１，ｋｌ　：　０．０１〜０．１０％。 を含有し、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残シ。 （以上重量％）から成り、かつ焼戻しマルテンサイトと
   逆変態オーステナイトの２相組織を有していることを特
   徴とする耐遅れ破壊性の優れた超高強度鋼。 （２）　　Ｃ：　０．１５〜０．２５チ。 ｓｔ：　ｏ、ｓ　０％以下。 Ｍｎ：　０．０１〜１．００　％　。 Ｎｉ：　　８．Ｏ〜１０．０％　。 Ｎｂ：　ｏ、ｏ　ｔ〜０．２５％　。 ＭＯ＋−Ｗ：１．０〜２．５チ。 ｓｏｌ、Ａβ：０．０１〜０．１θ％。 を含有するとともｒ（、 Ｖ　：　０．１０−０．２５％。 をも含み、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残シ、 （以上重量％）から成り、かつ焼戻しマルテンサイトと
   逆変態オーステナイトの２相組織を有していることを特
   徴とする耐遅れ破壊性の優れた超高強度鋼。 （３）　　ｃ　：　０．１５〜０．２５％。 ｂｔ：　Ｏ−８０９６以下。 Ｍｎ：　０−０１〜１−００　Ｔｏ　＋Ｎｉ：　８．０
   へ−１０，０ｑＩＤ＋ Ｎｂ：　０．０１〜０゜２５％　。 ＭＯ＋！−Ｗ　：　Ｊ、、Ｏ〜２．５　％　　。 ２ ｓｏｇ、Ａｌ：　０．０１〜０．１０％。 を含有するとともに、 （、’ｕ：　１．０　％以下。 をも含み、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残シ、 （以上重量％）から成シ、かつ焼戻しマルテンサイトと
   逆変態オーステナイトの２相組織を有していることを特
   徴とする耐遅れ破壊性の優れた超高強度鋼。 （４１Ｃ：　０．１５〜０．２５係。 Ｓｔ：　０．８０％以下。 Ｍｎ：　０．０１−−１．００％。 Ｎｉ：　８．０〜１０．０％。 Ｎｂ：　ｏ、ｏ　ｒ〜０．２５チ。 Ｍｏ＋’Ｗ：　１．０〜・２．５係。 ｓｏｌ、ＡＡ’　：　０．０１−０．１０　％　。 を含有するとともに。 Ｖ　：　０．１０〜０．２５％。 Ｃｕ：１．０％以下、 をも含み、 Ｆｅ及び不可避的不純物：残り。 （以上重量％）から成シ、かつ焼戻しマルテンサイトと
   逆変態オーステナイトの２相組織を有していることを特
   徴とする耐遅れ破壊性の優れた超高強度鋼。