JPWO2013191131A1 - 油井管用鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
この油井管用鋼は、化学組成が、C、Si、Mn、Al、Mo、P、S、O、N、及び、残部としてFeと不純物とを含み、α相の(211)結晶面に相当する結晶面の半価幅HWと化学組成中の質量%で示した炭素含有量とが、HW×C1/2≦0.38を満たし、化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが、C×Mo≧0.6を満たし、円相当径が1nm以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するM2C炭化物の個数が、1平方ミクロン当たり5個以上であり、降伏強度が758MPa以上である。
Description
本発明は、油井管用鋼及びその製造方法に関する。さらに詳しくは、油井及びガス井用のケーシングやチュービング等の油井管に用いられる、低合金油井管用鋼及びその製造方法に関する。
本願は、2012年6月20日に、日本に出願された特願2012−138650号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、2012年6月20日に、日本に出願された特願2012−138650号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
油井やガス井(以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という)の深井戸化により、油井管の高強度化が要求されている。従来、80ksi級(降伏強度が80〜95ksi、つまり、551〜654MPa)や、95ksi級(降伏強度が95〜110ksi、つまり、654〜758MPa)の油井管が広く利用されてきた。しかしながら最近では、110ksi級(降伏強度が110〜125ksi、つまり、758〜862MPa)の油井管が利用され始めている。
さらに、最近開発される深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有する。そのため、油井管は高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性(耐Sulfide Stress Cracking性:以下、耐SSC性という)も要求される。
従来の95〜110ksi級の油井管の耐SSC性の改善策として、鋼を清浄化したり、鋼組織を微細化したりする方法が知られている。たとえば、日本国特開昭62−253720号公報は、Mn、P等の不純物元素を低減して耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開昭59−232220号公報は、焼入れ処理を2回実施することにより結晶粒を微細化して、耐SSC性を改善する方法を提案する。
油井管の高強度化の要求に応じて、最近では、125ksi級(降伏強度が862〜965MPa)の油井管用鋼が提案されている。しかしながら、硫化物応力割れ(SSC)は、強度が高くなるほど発生しやすい。したがって、125ksi級以上の油井管用鋼に対しては、従来の95ksi級や110ksi級の油井管用鋼よりも、耐SSC性のさらなる改善が求められる。
日本国特開平6−322478号公報、日本国特開平8−311551号公報、日本国特開平11−335731号公報、日本国特開2000−178682号公報、日本国特開2000−256783号公報、日本国特開2000−297344号公報、日本国特開2000−119798号公報、日本国特開2005−350754号公報、日本国特開2006−265657号公報、日本国特開2000−313919号公報及び国際公開第2007/007678号公報は、高強度の油井管用鋼の耐SSC性の改善策を提案する。
日本国特開平6−322478号公報は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して125ksi級の鋼材の耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開平8−311551号公報は、直接焼入れ法を利用して焼入れ性を高め、焼戻し温度を高めるとき、110ksi級〜140ksi級の鋼管の耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開平11−335731号公報は、最適な合金成分に調整することにより、110ksi級〜140ksi級の低合金鋼の耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開2000−178682号公報、日本国特開2000−256783号公報、及び日本国特開2000−297344号公報は、炭化物の形態を制御して110ksi級〜140ksi級の低合金油井管用鋼の耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開2000−119798号公報は、微細なV炭化物を多量に析出して110ksi級〜125ksi級の鋼材のSSCの発生時間を遅らせる方法を提案する。日本国特開2005−350754号公報は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、125ksi級以上の油井管の耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開2006−265657号公報は、Cを多く含有し、かつ、水冷時に400〜600℃で水冷を停止し、400〜600℃で等温変態熱処理(オーステンパ処理)を実施してベイナイト単相組織を生成することにより、125ksi級以上の油井管用鋼の耐SSC性を改善する方法を提案する。日本国特開2000−313919号公報及び国際公開第2007/007678号公報は、従来の油井用鋼管よりもMo含有量を高めることにより鋼管の耐SSC性を改善する方法を開示する。
上述したように、最近では、110ksi級(降伏強度が758MPa以上)又は125ksi級以上(降伏強度が862MPa以上)の油井管用鋼の耐SSC性のさらなる向上が求められている。最近の油井及びガス井は、多量の硫化水素を含有するためである。たとえば、日本国特開2005−350754号公報及び日本国特開2006−265657号公報は、降伏強度が125ksi級の耐SSC性に優れる油井管用鋼を開示する。しかしながら、耐SSC評価試験で利用された試験浴は、いずれも0.1atmの硫化水素を飽和させた試験浴である。したがって、高強度の油井管用鋼においては、さらなる高圧の硫化水素を飽和させた試験浴でも優れた耐SSC性が求められる。
また、従来の110ksi級以上の降伏強度を有する油井管は、チュービングパイプへの利用に適さない。95ksi級以下の降伏強度を有する油井管は、ケーシングパイプ及びチュービングパイプに利用される。しかしながら、110ksi級以上の降伏強度の油井管では、切欠きが付与された場合の耐SSC性(硫化水素環境中の応力拡大係数KISSC値)が低くなる。そのため、生産流体に直接曝されるチュービングパイプに110ksi級以上の従来の油井管を利用する場合、潜在する欠陥又は孔食を起点としてSSCが発生する可能性がある。したがって、110ksi級以上の強度の油井管用鋼に対しては、チュービングパイプにも利用できるように、KISSC値が高いことも望まれている。
本発明の目的は、耐SSC性に優れた低合金油井管用鋼を提供することである。具体的には、110ksi級以上(758MPa以上)または125ksi級以上(862MPa以上)の降伏強度(0.2%耐力)を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐SSC性や切欠きが付与された場合の耐SSC性などを含む耐SSC性に優れる低合金油井管用鋼を提供することを目的とする。
本発明の要旨は、以下の通りである。
(1)本発明の一態様に係る低合金油井管用鋼は、化学組成が、質量%で、
C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、X線回折により得られるα相の(211)結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°でHWとしたとき、前記半価幅HWと前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とが、下記の式1を満たし、前記化学組成中の質量%で示した前記炭素含有量とモリブデン含有量とが、下記の式2を満たし、円相当径が1nm以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するM2C炭化物の個数が、1平方ミクロン当たり5個以上であり、降伏強度が758MPa以上である。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
C×Mo≧0.6 (式2)
C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、X線回折により得られるα相の(211)結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°でHWとしたとき、前記半価幅HWと前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とが、下記の式1を満たし、前記化学組成中の質量%で示した前記炭素含有量とモリブデン含有量とが、下記の式2を満たし、円相当径が1nm以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するM2C炭化物の個数が、1平方ミクロン当たり5個以上であり、降伏強度が758MPa以上である。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
C×Mo≧0.6 (式2)
本発明の上記態様による低合金油井管用鋼は、優れた耐SSC性を有する。
(2)上記(1)に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量%で、Cr:0.1%〜2.0%を含有してもよい。
(3)上記(1)又は(2)に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量%で、V:0.05%〜0.30%を含有してもよい。
(4)上記(1)〜(3)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量%で、Nb:0.002%〜0.1%、Ti:0.002%〜0.1%、Zr:0.002%〜0.1%のうちの少なくとも1つを含有してもよい。
(5)上記(1)〜(4)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量%で、Ca:0.0003%〜0.01%を含有してもよい。
(6)上記(1)〜(5)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量%で、B:0.0003%〜0.003%を含有してもよい。
(7)本発明の一態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備える。
C×Mo≧0.6 (式2)
C×Mo≧0.6 (式2)
(8)上記(7)に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程で、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度に至るまでの時間が100秒以上600秒以下となる条件によって連続的に冷却して焼入れしてもよい。
(9)上記(7)に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程で、第1冷却処理として、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からMs点超300℃以下の温度範囲に至るまでの冷却速度が0.7℃/秒以上となる条件によって冷却し、恒温処理として、前記第1冷却処理後の前記鋼材を、Ms点超300℃以下の前記温度範囲となる条件によって保持し、第2冷却処理として、前記恒温処理後の前記鋼材を冷却してもよい。
(10)上記(7)〜(9)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たす条件によって前記鋼材を焼入れしてもよい。
HRC≧50×C+26 (式3)
HRC≧50×C+26 (式3)
(11)上記(7)〜(10)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記熱間加工工程後で前記焼入れ工程前に、前記鋼材をノルマライズ処理するノルマライズ工程をさらに備えてもよい。
(12)上記(7)〜(11)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Cr:0.1%〜2.0%を含有してもよい。
(13)上記(7)〜(12)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、V:0.05%〜0.30%を含有してもよい。
(14)上記(7)〜(13)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Nb:0.002%〜0.1%、Ti:0.002%〜0.1%、Zr:0.002%〜0.1%のうちの少なくとも1つを含有してもよい。
(15)上記(7)〜(14)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Ca:0.0003%〜0.01%を含有してもよい。
(16)上記(7)〜(15)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、B:0.0003%〜0.003%を含有してもよい。
本発明の上記態様による低合金油井管用鋼は、優れた耐SSC性を有する。
本発明の上記態様によって製造された低合金油井管用鋼は、優れた耐SSC性を有する。
具体的には、110ksi級以上(758MPa以上)または125ksi級以上(862MPa以上)の降伏強度(0.2%耐力)を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐SSC性や切欠きが付与された場合の耐SSC性などを含む耐SSC性に優れる低合金油井管用鋼を提供することができる。
本発明の上記態様によって製造された低合金油井管用鋼は、優れた耐SSC性を有する。
具体的には、110ksi級以上(758MPa以上)または125ksi級以上(862MPa以上)の降伏強度(0.2%耐力)を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐SSC性や切欠きが付与された場合の耐SSC性などを含む耐SSC性に優れる低合金油井管用鋼を提供することができる。
以下、本発明の好適な実施形態について図面を参照して詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明を援用する。化学組成の元素に関する%は、質量%を意味する。
本発明者らは、低合金油井管用鋼の耐SSC性に関する調査及び検討を行い、次の知見を得た。
(A)低合金油井管用鋼中にヘキサゴナル(Hexagonal)M2C炭化物を生成することにより、耐SSC性が高まる。ここで、ヘキサゴナルM2C炭化物とは、結晶構造がヘキサゴナル(六方晶)のM2C炭化物である。M2Cの「M」は、Mo又は、Mo及びVである。
Mo及びCは、微細炭化物であるヘキサゴナルM2C炭化物の生成を促進する。図1Aは、本発明の同実施形態に係る低合金油井管用鋼の透過型電子顕微鏡(TEM:Transmission Electron Microscope)画像である。ヘキサゴナルM2C炭化物は円盤状の微細な炭化物であり、その粒径は、円相当径で、概ね1nm〜50nmである。ヘキサゴナルM2C炭化物は、立方晶のM2C炭化物と異なる。ヘキサゴナルM2C炭化物は、円盤状であるため、拡散性の水素をトラップしやすい。ヘキサゴナルM2C炭化物は水素を強くトラップし、トラップされた水素は不活性となるので、SSCの発生が抑制されると考えられる。さらに、ヘキサゴナルM2C炭化物は微細であるため、SSCの起点になりにくい。したがって、ヘキサゴナルM2C炭化物は、耐SSC性の向上に寄与する。ヘキサゴナルM2C炭化物は、後述する電子顕微鏡観察及び電子線回折によって同定できる。また、ヘキサゴナルM2C炭化物の存在自体については、後述のように電解抽出物の残渣のX線回折によっても確認できる。
粒径(円相当径)が1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物が1平方ミクロン(μm2)中に5個以上あれば、低合金油井管用鋼の耐SSC性が高まる。なお、粒径が1nm未満のヘキサゴナルM2C炭化物も存在する可能性がある。しかしながら、1nm未満のヘキサゴナルM2C炭化物の電子顕微鏡および電子線回折での同定は技術的に困難である。したがって、本発明では、単位面積当たりの粒径が1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物の個数で規定した。
(B)Mo含有量を1%よりも高く、10%以下にする。この場合、上述のヘキサゴナルM2C炭化物の生成が促進されるだけでなく、硫化水素環境において、水素の鋼中への侵入が抑制される。具体的には、硫化水素環境下の鋼の表面には、腐食生成物であるFe硫化物が生成する。Moは、Fe硫化物中に濃化してFe硫化物の鋼表面に対する保護性能を高める。そのため、硫化水素環境から鋼中への水素の侵入が抑制され、耐SSC性が高まる。
(C)低合金油井管用鋼ではさらに、焼入れ焼戻し時に、ヘキサゴナルM2C炭化物以外の他の種々の炭化物も生成する。炭化物のうち、結晶粒界又はマルテンサイト組織のラス界面に主に生成するM3C炭化物及びM23C6炭化物を、本発明では「粒界炭化物」と定義する。ここで、M3C炭化物及びM23C6炭化物の「M」は、Fe、Cr、又はMoである。
粒界炭化物は、ヘキサゴナルM2C炭化物よりも顕著に大きく、数100nmのサイズを有する。粒界炭化物は大きいため、粒界炭化物の形状が扁平になるほど、粒界炭化物を起点として硫化物応力割れ(SSC)が発生しやすくなる。一方、粒界炭化物の形状が球状に近づくほど、粒界炭化物からSSCが発生しにくくなり、耐SSC性が向上する。したがって、耐SSC性を向上するためには、粒界炭化物を球状化するのが好ましい。
焼戻し温度を高くすることにより粒界炭化物をある程度球状化することはできる。しかしながら、焼戻し温度の高温化による粒界炭化物の球状化には限界がある。そのため、焼戻し温度を高くする方法以外の他の方法により、粒界炭化物をさらに球状化できる方が好ましい。
C含有量を高めれば、具体的には、C含有量を0.35%よりも高くすれば、鋼中の粒界炭化物をさらに球状化することができる。そのため、耐SSC性がさらに高まる。C含有量を高めることにより粒界炭化物が球状化する理由は、次のとおりと推定される。C含有量が高まれば、粒界炭化物の総量も増加する。そのため、各粒界炭化物中のCr及びMo濃度は低下し、粒界炭化物が球状化する。
(D)鋼中の転位密度が高い場合、耐SSC性が低下する。転位は水素のトラップサイトとして作用するためである。転位はコットレル効果によって水素を弱くトラップし、トラップされた水素は再び拡散することが可能なので、硫化物応力割れ(SSC)の亀裂先端部に拡散して水素脆性を引き起こすと考えられる。すなわち、ヘキサゴナルM2C炭化物を含み、かつ転位密度が低い場合、鋼中の水素は、優先的に、ヘキサゴナルM2C炭化物に強くトラップされる。その結果、耐SSC性が向上する。したがって、転位密度は低い方が好ましい。
ところで、X線回折での結晶面の半価幅は、転位密度の影響を受ける。具体的には、転位密度の増加によって半価幅は拡大する。したがって、本発明では、X線回折により得られる(211)結晶面の回折ピークの半価幅HW(°)を、結晶歪みの程度を示す指標とする。結晶格子の歪みが大きいほど、転位密度が高い。C含有量が0.35%よりも高く、Mo含有量が1%よりも高い場合、半価幅HWが式1を満たせば、鋼中の転位密度は十分に低く、優れた耐SSC性が得られる。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
ここで、式1のCには、炭素含有量(質量%)が代入される。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
ここで、式1のCには、炭素含有量(質量%)が代入される。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、金属組織として、主に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含む。ただ、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトは、いずれもBCC(Body Centered Cubic)の結晶構造またはそれを含む組織に対応するので、X線回折によって、フェライトと、マルテンサイトと、ベイナイトとを区別することは難しい。本発明では、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトをα相と見なす。すなわち、上記(211)結晶面の回折ピークの半価幅HWとは、α相の(211)結晶面に相当する結晶面の半価幅HWを意味する。
以上より、本実施形態が規定する化学組成の範囲において、粒径が1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物が1平方ミクロン(μm2)中に5個以上析出し、かつ、半価幅HWが式1を満たせば、優れた耐SSC性が得られる。
以上の知見に基づいて、本発明者らは、本発明を完成した。以下、本実施形態による低合金油井管用鋼について説明する。
[化学組成]
本実施形態による低合金油井管用鋼は、次に示す化学組成を有する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「%」は、「質量%」を意味する。また、下記する各元素の数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。ただ、下限値に「超」と示す数値限定範囲には下限値が含まれず、上限値に「未満」と示す数値限定範囲には上限値が含まれない。
本実施形態による低合金油井管用鋼は、次に示す化学組成を有する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「%」は、「質量%」を意味する。また、下記する各元素の数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。ただ、下限値に「超」と示す数値限定範囲には下限値が含まれず、上限値に「未満」と示す数値限定範囲には上限値が含まれない。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、基本元素として、C、Si、Mn、Al、Moを含有する。
C:0.35%超〜1.00%
本実施形態に係る低合金油井管用鋼では、炭素(C)の含有量が、従前の低合金油井管用鋼よりも多い。Cが多く含有されることにより、粒界炭化物の球状化が促進され、鋼の耐SSC性が向上する。一方、Cが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、C含有量は、0.35%よりも高く、1.00%以下である。好ましいC含有量の下限は0.45%であり、さらに好ましくは0.51%であり、さらに好ましくは0.56%である。好ましいC含有量の上限は、1.00%未満であり、さらに好ましくは0.80%であり、さらに好ましくは、0.70%である。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼では、炭素(C)の含有量が、従前の低合金油井管用鋼よりも多い。Cが多く含有されることにより、粒界炭化物の球状化が促進され、鋼の耐SSC性が向上する。一方、Cが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、C含有量は、0.35%よりも高く、1.00%以下である。好ましいC含有量の下限は0.45%であり、さらに好ましくは0.51%であり、さらに好ましくは0.56%である。好ましいC含有量の上限は、1.00%未満であり、さらに好ましくは0.80%であり、さらに好ましくは、0.70%である。
Si:0.05%〜0.5%
シリコン(Si)は、鋼を脱酸する。一方、Siが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Si含有量は、0.05%〜0.5%である。好ましいSi含有量の下限は、0.05%よりも高く、さらに好ましくは0.1%であり、さらに好ましくは、0.13%である。好ましいSi含有量の上限は、0.5%未満であり、さらに好ましくは0.40%であり、さらに好ましくは、0.30%である。
シリコン(Si)は、鋼を脱酸する。一方、Siが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Si含有量は、0.05%〜0.5%である。好ましいSi含有量の下限は、0.05%よりも高く、さらに好ましくは0.1%であり、さらに好ましくは、0.13%である。好ましいSi含有量の上限は、0.5%未満であり、さらに好ましくは0.40%であり、さらに好ましくは、0.30%である。
Mn:0.05%〜1.0%
マンガン(Mn)は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Mnが過剰に含有されれば、燐(P)及び硫黄(S)等の不純物元素とともに粒界に偏析する。その結果、鋼の耐SSC性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.05%〜1.0%である。好ましいMn含有量の下限は、0.05%よりも高く、さらに好ましくは0.10%であり、さらに好ましくは0.35%である。好ましいMn含有量の上限は、1.0%未満であり、さらに好ましくは0.70%であり、さらに好ましくは0.65%であり、さらに好ましくは0.50%である。
マンガン(Mn)は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Mnが過剰に含有されれば、燐(P)及び硫黄(S)等の不純物元素とともに粒界に偏析する。その結果、鋼の耐SSC性が低下する。したがって、Mn含有量は、0.05%〜1.0%である。好ましいMn含有量の下限は、0.05%よりも高く、さらに好ましくは0.10%であり、さらに好ましくは0.35%である。好ましいMn含有量の上限は、1.0%未満であり、さらに好ましくは0.70%であり、さらに好ましくは0.65%であり、さらに好ましくは0.50%である。
Al:0.005%〜0.10%
アルミニウム(Al)は、鋼を脱酸する。一方、Alが過剰に含有されれば、その効果は飽和するとともに、介在物が増加する。したがって、Al含有量は、0.005%〜0.10%である。好ましいAl含有量の下限は、0.005%よりも高く、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、0.10%未満であり、さらに好ましくは0.06%であり、さらに好ましくは、0.05%である。本実施形態でいう「Al」の含有量は、「酸可溶Al」、つまり、「sol.Al」の含有量を意味する。
アルミニウム(Al)は、鋼を脱酸する。一方、Alが過剰に含有されれば、その効果は飽和するとともに、介在物が増加する。したがって、Al含有量は、0.005%〜0.10%である。好ましいAl含有量の下限は、0.005%よりも高く、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、0.10%未満であり、さらに好ましくは0.06%であり、さらに好ましくは、0.05%である。本実施形態でいう「Al」の含有量は、「酸可溶Al」、つまり、「sol.Al」の含有量を意味する。
Mo:1.0%超〜10%
モリブデン(Mo)は、焼入れ性を高め、組織中のマルテンサイト率を高める。そのため、Moは鋼の強度を高める。Moはさらに、硫化水素環境において、鋼の表面に形成されるFe硫化物(腐食生成物)中に濃化し、Fe硫化物の鋼表面に対する保護性能を高める。これにより、鋼中への水素の侵入が抑制され、鋼の耐SSC性が高まる。Moはさらに、微細炭化物であるヘキサゴナル(Hexagonal)Mo2C炭化物を形成する。ヘキサゴナルMo2C炭化物は拡散性水素を強く固定(トラップ)するため、水素によるSSCの発生が抑制される。一方、Moが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Mo含有量は、1.0%よりも高く、10%以下である。好ましいMo含有量の下限は、1.20%であり、さらに好ましくは1.30%であり、さらに好ましくは1.55%である。好ましいMo含有量の上限は10%未満であり、さらに好ましくは4.0%であり、さらに好ましくは3.0%である。
モリブデン(Mo)は、焼入れ性を高め、組織中のマルテンサイト率を高める。そのため、Moは鋼の強度を高める。Moはさらに、硫化水素環境において、鋼の表面に形成されるFe硫化物(腐食生成物)中に濃化し、Fe硫化物の鋼表面に対する保護性能を高める。これにより、鋼中への水素の侵入が抑制され、鋼の耐SSC性が高まる。Moはさらに、微細炭化物であるヘキサゴナル(Hexagonal)Mo2C炭化物を形成する。ヘキサゴナルMo2C炭化物は拡散性水素を強く固定(トラップ)するため、水素によるSSCの発生が抑制される。一方、Moが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Mo含有量は、1.0%よりも高く、10%以下である。好ましいMo含有量の下限は、1.20%であり、さらに好ましくは1.30%であり、さらに好ましくは1.55%である。好ましいMo含有量の上限は10%未満であり、さらに好ましくは4.0%であり、さらに好ましくは3.0%である。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、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、または製造環境等から混入するものを指す。これら不純物のなかで、P、S、O、Nは、上記効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が0%でもよい。
P:0.025%以下
燐(P)は、不純物である。Pは、粒界に偏析して鋼の耐SSC性を低下する。そのため、P含有量は少ない方が好ましい。したがって、P含有量は、0.025%以下である。好ましいP含有量は、0.025%未満であり、さらに好ましくは0.020%以下であり、さらに好ましくは、0.015%以下である。
燐(P)は、不純物である。Pは、粒界に偏析して鋼の耐SSC性を低下する。そのため、P含有量は少ない方が好ましい。したがって、P含有量は、0.025%以下である。好ましいP含有量は、0.025%未満であり、さらに好ましくは0.020%以下であり、さらに好ましくは、0.015%以下である。
S:0.010%以下
硫黄(S)は、Pと同様に不純物である。Sは、粒界に偏析して鋼の耐SSC性を低下する。そのため、S含有量は少ない方が好ましい。したがって、S含有量は、0.010%以下である。好ましいS含有量は、0.010%未満であり、さらに好ましくは0.005%以下であり、さらに好ましくは、0.003%以下である。
硫黄(S)は、Pと同様に不純物である。Sは、粒界に偏析して鋼の耐SSC性を低下する。そのため、S含有量は少ない方が好ましい。したがって、S含有量は、0.010%以下である。好ましいS含有量は、0.010%未満であり、さらに好ましくは0.005%以下であり、さらに好ましくは、0.003%以下である。
O:0.01%以下
酸素(O)は、不純物である。Oが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が生成され、鋼の靭性及び耐SSC性を低下する。そのため、O含有量は少ない方が好ましい。したがって、O含有量は、0.01%以下であり、より好ましくは0.005%以下である。
酸素(O)は、不純物である。Oが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が生成され、鋼の靭性及び耐SSC性を低下する。そのため、O含有量は少ない方が好ましい。したがって、O含有量は、0.01%以下であり、より好ましくは0.005%以下である。
N:0.03%以下
窒素(N)は、不純物である。Nが過剰に含有されれば、粗大な窒化物が形成される。粗大な窒化物は、孔食の起点となり、耐SSC性が低下しやすい。したがって、N含有量は0.03%以下である。N含有量の上限は、好ましくは0.03%未満であり、さらに好ましくは0.025%であり、さらに好ましくは0.02%である。一方、微量に含有される窒素(N)は、Nb、Ti、Zrと結合して窒化物や炭窒化物を形成してピニング効果により鋼の組織を細粒化する。よって、微量のNが意図的に鋼に含有されてもよい。このような効果を得るための好ましいN含有量の下限は、0.003%であり、さらに好ましくは、0.004%である。
窒素(N)は、不純物である。Nが過剰に含有されれば、粗大な窒化物が形成される。粗大な窒化物は、孔食の起点となり、耐SSC性が低下しやすい。したがって、N含有量は0.03%以下である。N含有量の上限は、好ましくは0.03%未満であり、さらに好ましくは0.025%であり、さらに好ましくは0.02%である。一方、微量に含有される窒素(N)は、Nb、Ti、Zrと結合して窒化物や炭窒化物を形成してピニング効果により鋼の組織を細粒化する。よって、微量のNが意図的に鋼に含有されてもよい。このような効果を得るための好ましいN含有量の下限は、0.003%であり、さらに好ましくは、0.004%である。
なお、鉄鋼の製造において、Nは不純物である。上述のような窒化物又は炭窒化物の効果を積極的に求めない場合は、Nは不純物として、0.003%未満であってもよい。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の化学組成は、上述の基本元素と後述の選択元素とを含有し、残部は、Fe及び上述の不純物からなる。上記したように、ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。
[選択元素について]
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の化学組成は、上記Feの一部に代えて、さらに、Cr、V、Nb、Ti、Zr、Ca、Bのうちの少なくとも1つの選択元素を含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が0%でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の化学組成は、上記Feの一部に代えて、さらに、Cr、V、Nb、Ti、Zr、Ca、Bのうちの少なくとも1つの選択元素を含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が0%でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
低合金油井管用鋼はさらに、Feの一部に代えて、Crを含有してもよい。
Cr:0%〜2%
クロム(Cr)は、選択元素である。Crは、鋼の焼入れ性を高める。Crが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Crが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Cr含有量は0%〜2%とする。好ましいCr含有量の下限は、0.1%であり、さらに好ましくは0.2%であり、さらに好ましくは0.5%である。好ましいCr含有量の上限は、2%未満であり、さらに好ましくは1.5%であり、さらに好ましくは1.0%であり、さらに好ましくは0.8%未満であり、さらに好ましくは0.7%である。
クロム(Cr)は、選択元素である。Crは、鋼の焼入れ性を高める。Crが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Crが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Cr含有量は0%〜2%とする。好ましいCr含有量の下限は、0.1%であり、さらに好ましくは0.2%であり、さらに好ましくは0.5%である。好ましいCr含有量の上限は、2%未満であり、さらに好ましくは1.5%であり、さらに好ましくは1.0%であり、さらに好ましくは0.8%未満であり、さらに好ましくは0.7%である。
低合金油井管用鋼はさらに、Feの一部に代えて、Vを含有してもよい。
V:0%〜0.30%
バナジウム(V)は、Moと共に、微細炭化物であるヘキサゴナルM2C炭化物を生成し、耐SSC性を高める。ここでいうヘキサゴナルM2C炭化物の「M」は、Mo及びVである。Vはさらに、立方晶のMC炭化物(MはMo及びV)を形成し、高降伏強度を得るための鋼の焼戻し温度を高める。この立方晶のMC炭化物は、粒界炭化物と異なって微細であるため、SSCの起点になりにくい。Vが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Vが過剰に含有されれば、焼入れ時に固溶するV量が飽和し、焼戻し温度を高める効果も飽和する。したがって、必要に応じて、V含有量は0%〜0.30%とする。好ましいV含有量の下限は、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0.1%である。好ましいV含有量の上限は、0.30%未満であり、さらに好ましくは0.25%であり、さらに好ましくは、0.20%である。
バナジウム(V)は、Moと共に、微細炭化物であるヘキサゴナルM2C炭化物を生成し、耐SSC性を高める。ここでいうヘキサゴナルM2C炭化物の「M」は、Mo及びVである。Vはさらに、立方晶のMC炭化物(MはMo及びV)を形成し、高降伏強度を得るための鋼の焼戻し温度を高める。この立方晶のMC炭化物は、粒界炭化物と異なって微細であるため、SSCの起点になりにくい。Vが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Vが過剰に含有されれば、焼入れ時に固溶するV量が飽和し、焼戻し温度を高める効果も飽和する。したがって、必要に応じて、V含有量は0%〜0.30%とする。好ましいV含有量の下限は、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0.1%である。好ましいV含有量の上限は、0.30%未満であり、さらに好ましくは0.25%であり、さらに好ましくは、0.20%である。
低合金油井管用鋼はさらに、Feの一部に代えて、Nb、Ti、Zrからなる群から選択される1種又は2種以上を含有してもよい。
Nb:0%〜0.1%
Ti:0%〜0.1%
Zr:0%〜0.1%
ニオブ(Nb)、チタン(Ti)及びジルコニウム(Zr)は、いずれも選択元素である。これらの元素は、CやNと結合して炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成する。これらの析出物(炭化物、窒化物及び炭窒化物)は、ピンニング(pinning)効果により鋼の組織を細粒化する。Nb、Ti、及びZrからなる群から選択された1種又は2種以上が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Nb、Ti、Zrが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Nb含有量は0%〜0.1%とし、Ti含有量は0%〜0.1%とし、Zr含有量は、0%〜0.1%とする。Nb含有量が0.002%以上、又は、Ti含有量が0.002%以上、又は、Zr含有量が0.002%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。さらに好ましいNb含有量、Ti含有量、及びZr含有量の下限は、いずれも0.005%である。好ましいNb含有量、Ti含有量及びZr含有量の上限は、いずれも0.05%である。
Ti:0%〜0.1%
Zr:0%〜0.1%
ニオブ(Nb)、チタン(Ti)及びジルコニウム(Zr)は、いずれも選択元素である。これらの元素は、CやNと結合して炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成する。これらの析出物(炭化物、窒化物及び炭窒化物)は、ピンニング(pinning)効果により鋼の組織を細粒化する。Nb、Ti、及びZrからなる群から選択された1種又は2種以上が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Nb、Ti、Zrが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Nb含有量は0%〜0.1%とし、Ti含有量は0%〜0.1%とし、Zr含有量は、0%〜0.1%とする。Nb含有量が0.002%以上、又は、Ti含有量が0.002%以上、又は、Zr含有量が0.002%以上であれば、上記効果が顕著に得られる。さらに好ましいNb含有量、Ti含有量、及びZr含有量の下限は、いずれも0.005%である。好ましいNb含有量、Ti含有量及びZr含有量の上限は、いずれも0.05%である。
低合金油井管用鋼はさらに、Feの一部に代えて、Caを含有してもよい。
Ca:0%〜0.01%
カルシウム(Ca)は選択元素である。Caは、鋼中のSと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して耐SSC性を高める。Caが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Caが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Ca含有量は、0%〜0.01%とする。好ましいCa含有量の下限は、0.0003%であり、さらに好ましくは、0.0005%である。好ましいCa含有量の上限は、0.0030%であり、さらに好ましくは、0.002%である。
カルシウム(Ca)は選択元素である。Caは、鋼中のSと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して耐SSC性を高める。Caが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Caが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Ca含有量は、0%〜0.01%とする。好ましいCa含有量の下限は、0.0003%であり、さらに好ましくは、0.0005%である。好ましいCa含有量の上限は、0.0030%であり、さらに好ましくは、0.002%である。
低合金油井管用鋼はさらに、Feの一部に代えて、Bを含有してもよい。
B:0%〜0.003%
ボロン(B)は選択元素である。Bは、鋼の焼入れ性を高める。Bが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Bが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、B含有量は、0%〜0.003%とする。好ましいB含有量の下限は、0.0003%であり、さらに好ましくは、0.0005%である。好ましいB含有量の上限は、0.0015%であり、さらに好ましくは、0.0012%である。
ボロン(B)は選択元素である。Bは、鋼の焼入れ性を高める。Bが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Bが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、B含有量は、0%〜0.003%とする。好ましいB含有量の下限は、0.0003%であり、さらに好ましくは、0.0005%である。好ましいB含有量の上限は、0.0015%であり、さらに好ましくは、0.0012%である。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の金属組織は、主に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含み、また、ヘキサゴナル構造を有するM2C炭化物などの析出物を含む。
[ヘキサゴナルM2C炭化物について]
低合金油井管用鋼は、1平方ミクロン当たり5個(つまり、5個/μm2)以上のヘキサゴナルM2C炭化物を含有する。ここで、ヘキサゴナルM2C炭化物は、ヘキサゴナル(六方晶)の炭化物であり、立方晶のM2C炭化物とは異なる。ヘキサゴナルM2C炭化物の「M」は、Mo又は、Mo及びVである。
低合金油井管用鋼は、1平方ミクロン当たり5個(つまり、5個/μm2)以上のヘキサゴナルM2C炭化物を含有する。ここで、ヘキサゴナルM2C炭化物は、ヘキサゴナル(六方晶)の炭化物であり、立方晶のM2C炭化物とは異なる。ヘキサゴナルM2C炭化物の「M」は、Mo又は、Mo及びVである。
ヘキサゴナルM2C炭化物の個数は、次の方法で測定される。低合金油井管用鋼の任意の箇所、例えば、鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含む領域からTEM(透過型電子顕微鏡)用サンプルを採取する。サンプルの採取方法は薄膜法、または抽出レプリカ法等の方法を用いる。採取されたサンプル中の10視野をTEMで観察し、各視野のTEM画像を得る。各視野の面積は1μm2とする。各視野の炭化物の電子線回折パターンを確認し、炭化物の種類を同定する。図1Bは、電子顕微鏡観察時のヘキサゴナルM2C炭化物の回折パターンの典型例を示す。なお、ヘキサゴナルM2C炭化物は、X線回折によっても、立方晶のM2C炭化物を含む他の炭化物と明確に区別することができる。したがって、ヘキサゴナルM2C炭化物が析出していることの確認自体は、鋼材中の炭化物を電解抽出した後、抽出残渣のX線回折を行うことによっても可能である。図2は、X線回折の一例を示す図である。図2の横軸はX線の2θ(°)を示し(ただし、θは入射角である)、縦軸は回折強度を示す。図2中の「Mo2C」、「MC」は、炭化物の種類を示す。「Mo2C」は、ヘキサゴナルMo2C炭化物を示す。「MC」は、立方晶のMC炭化物(MはMo及びV)又は立方晶のM2C炭化物を示す。図2中の「(021)」、「(112)」等は、結晶面(ミラー指数)を示す。図2に示すとおり、ヘキサゴナルM2C炭化物は、X線回折により、立方晶のMC炭化物又は立方晶のM2C炭化物を含む他の炭化物と明確に区別することができる。
電子顕微鏡観察の各視野で同定された粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物の個数をカウントし、1μm2当たりの平均個数を算出する。算出された平均個数を、1μm2あたりのヘキサゴナルM2C炭化物の個数(個/μm2)と定義する。ヘキサゴナルM2C炭化物の個数が5個/μm2以上であれば、優れた耐SSC性が得られる。
ヘキサゴナルM2C炭化物の粒径は概ね1nm〜50nmである。ここで、ヘキサゴナルM2C炭化物の粒径は次の方法で測定される。画像解析により、各ヘキサゴナルM2C炭化物の面積を求める。求めた面積の円相当径を、そのヘキサゴナルM2C炭化物の粒径と定義する。上述のように、本実施形態においては粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物の個数を計数する。
ヘキサゴナルM2C炭化物の粒径及び個数の上限値は、特に限定されない。ただ、粒径が50nm超のヘキサゴナルM2C炭化物はほとんど観察されないので、ヘキサゴナルM2C炭化物の粒径の上限値を50nmとしてもよい。
また、本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、上述したように、粒界炭化物の形状が球状であることが好ましい。具体的には、炭化物のうち、結晶粒界又はマルテンサイト組織のラス界面に生成するM3C炭化物及びM23C6炭化物などの粒界炭化物のアスペクト比の平均値が、3以下であることが好ましく、2以下であることがさらに好ましい。ここで、アスペクト比とは、観察面上の粒界炭化物の長径をその短径で割った値のことである。アスペクト比は、次の方法で測定される。低合金油井管用鋼の任意の箇所、例えば、鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含む領域からサンプルを採取する。採取されたサンプル中の10視野を、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡、または透過型電子顕微鏡を用いて観察する。各視野に含まれる粒界炭化物のアスペクト比を測定し、その平均値を計算すればよい。
また、本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、上述したように、ヘキサゴナルM2C炭化物を含むと同時に、転位密度が低いことが好ましい。
[半価幅HWについて]
本実施形態の低合金油井管用鋼においては、X線回折法により得られるα相の(211)結晶面に相当する結晶面の回折ピークの半価幅HW(°)は、式1を満たす。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
ここで、元素記号Cには、C含有量(質量%)が代入される。
本実施形態の低合金油井管用鋼においては、X線回折法により得られるα相の(211)結晶面に相当する結晶面の回折ピークの半価幅HW(°)は、式1を満たす。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
ここで、元素記号Cには、C含有量(質量%)が代入される。
半価幅HWは、X線回折法により、以下のとおり測定される。具体的には、低合金油井管用鋼の任意の箇所、例えば、鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含む領域からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を化学研磨する。化学研磨された表面に対して、CoKα線(Kα1)を入射X線として使用し、X線回折を実施する。そして、α相の(211)結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°で測定する。
具体的には、CoKα線中のKα1とKα2とをフィッティングにより分離して、Kα1のみを抽出し、試験片の(211)結晶面でのKα1線の回折による半価幅(°)を求める。なお、半価幅はピーク高さの半価になる高さで測定する(ピークトップ法)。また、装置由来の半価幅に関しては、LaB6 (六ホウ化ランタン) の単結晶 (半価幅を持たない理想な単結晶) を用いて、装置由来の半価幅を測定し、これを実測された値から差し引いて補正を行えばよい。
転位は水素の弱いトラップサイトとして作用し、トラップされた水素は再び拡散することが可能なので、耐SSC性を低下する。したがって、転位密度は低い方が好ましい。半価幅が式1を満たせば、転位密度が抑制され鋼中に拡散可能な水素が蓄積しにくいと考えられる。そのため、優れた耐SSC性が得られる。一方、半価幅が式1を満たさなければ、転位密度の抑制が不十分と考えられ、耐SSC性が低い。
HW×C1/2の下限値は、特に限定されない。耐SSC性を好ましく向上させるためには、HW×C1/2の値は小さいほど好ましい。
また、本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、本発明の一態様の効果をさらに好ましく得るために、上述した化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが、所定の関係を満たすことが好ましい。
[C含有量及びMo含有量の関係について]
好ましくは、低合金油井管用鋼の化学組成はさらに、式2を満たす。
C×Mo≧0.6 (式2)
ここで、式2中の元素記号Cには、C含有量(質量%)が代入され、元素記号Moには、Mo含有量(質量%)が代入される。
好ましくは、低合金油井管用鋼の化学組成はさらに、式2を満たす。
C×Mo≧0.6 (式2)
ここで、式2中の元素記号Cには、C含有量(質量%)が代入され、元素記号Moには、Mo含有量(質量%)が代入される。
C含有量及びMo含有量が式2を満たせば、後述の製造条件で製造する場合に、ヘキサゴナルM2C炭化物が生成され、その個数が5個/μm2以上になる。そのため、優れた耐SSC性が得られる。より具体的には、125ksi級以上で充分な耐SSC性が得られ、かつ、110ksi級以上で高いKISSC値が得られる。
さらに耐SSC性を向上させるためには、C含有量及びMo含有量の関係が、C×Mo≧0.65であることが好ましく、C×Mo≧0.7であることがより好ましい。
[組織について]
上述したように、本実施形態の低合金油井管用鋼の組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を含む。より具体的には、低合金油井管用鋼の組織は、主として、焼戻しマルテンサイトと、焼戻しベイナイトと含み、他に、炭化物や窒化物、炭窒化物等の析出物や、介在物や、残留オーステナイトを含んでもよい。ただし、残留オーステナイト率(組織全体に対する残留オーステナイトの体積率:単位は%)は、5%以下とする。残留オーステナイトは、強度のばらつきを発生させるためである。
上述したように、本実施形態の低合金油井管用鋼の組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を含む。より具体的には、低合金油井管用鋼の組織は、主として、焼戻しマルテンサイトと、焼戻しベイナイトと含み、他に、炭化物や窒化物、炭窒化物等の析出物や、介在物や、残留オーステナイトを含んでもよい。ただし、残留オーステナイト率(組織全体に対する残留オーステナイトの体積率:単位は%)は、5%以下とする。残留オーステナイトは、強度のばらつきを発生させるためである。
残留オーステナイト率は、X線回折法により、以下のとおり測定される。具体的には、製造された鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含むサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を化学研磨する。化学研磨された表面に対して、CoKα線(Kα1)を入射X線として使用し、X線回折を実施する。α相の(211)結晶面、(200)結晶面、(110)結晶面に相当する結晶面の積分回折強度と、オーステナイトの(220)結晶面、(200)結晶面、(111)結晶面の積分回折強度とから、残留オーステナイト率を定量する。
また、本実施形態の低合金油井管用鋼のように、C含有量が高ければ、マルテンサイト変態による焼割れが発生しやすい。焼割れを抑制する方法として、焼入れ時の水冷を途中で停止して、油井管用鋼の組織をベイナイト主体の組織にする方法がある。しかしながら、組織がベイナイト主体である場合、焼入れ時に相当量の炭化物が生成する。これらの炭化物は、焼戻し時の転位の回復を遅らせる。したがって、ベイナイト主体の組織の場合、転位密度が高くなり、式1が満たされない。
焼入れ後の組織内のマルテンサイト率が高ければ、焼戻しによって、転位密度は低減される。現状、焼入れ後の鋼中のマルテンサイトの体積率とベイナイトの体積率とを定量的に測定するのは困難である。しかしながら、焼入れ後の鋼(つまり、焼入れまま材)の硬さは、鋼中のマルテンサイト率が増えるほど、高まる。したがって、好ましくは、焼入れ後であって、焼戻し前の低合金油井管用鋼(つまり、焼入れまま材)の肉厚中央部(鋼板又は鋼管の厚さの中央部)のCスケールでのロックウェル硬さ(HRC)が、以下の式3を満たせば、焼戻しによって転位密度を低減するのに十分な量のマルテンサイトが鋼中に生成される。
ロックウェル硬さ(HRC)≧50×C+26 (式3)
ロックウェル硬さ(HRC)≧50×C+26 (式3)
たとえば、C含有量が0.6%の鋼の場合、焼入れままのロックウェル硬さ(HRC)が56以上であれば、焼戻し後において、転位は充分に回復し(つまり、式1が満たされ)、耐SSC性が高まる。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、上述した化学組成と金属組織とを同時に満たすことで、降伏強度と耐SSC性とが同時に優れるという顕著な効果を得ることができる。具体的には、上述した化学組成と金属組織とを同時に満たす本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、降伏強度が758MPa以上であり、かつ高圧の硫化水素の環境下での耐SSC性や切欠きが付与された場合の耐SSC性などの耐SSC性にも優れる。
次に、本発明の一実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法について説明する。本実施形態に係る製造方法は、上記した低合金油井管用鋼の製造方法に関する。
[製造方法]
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法では、一例として、継目無鋼管(低合金油井管)の製造方法について説明する。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法では、一例として、継目無鋼管(低合金油井管)の製造方法について説明する。
本実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、製鋼工程、鋳造工程、分塊加工工程、熱間加工工程、焼入れ工程、及び焼戻し工程を有する。
製鋼工程として、上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、鋳造工程として、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材(鋳片)にする。連続鋳造材はたとえば、スラブやブルームである。また、溶鋼を連続鋳造法によりラウンドビレットにしてもよい。また、溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
必要に応じて、分塊加工工程として、スラブやブルーム、インゴットを熱間分塊加工してビレット(継目無鋼管製管用ビレット)にする。熱間圧延によりビレットにしてもよいし、熱間鍛造によりビレットにしてもよい。
熱間加工工程として、連続鋳造又は熱間分塊加工により得られたビレットを熱間加工して鋼材を製造する。本実施形態では、鋼材の形状は素管である。たとえば、熱間加工工程では、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管とする。他の熱間加工方法により素管を製造してもよい。
焼入れ工程として、熱間加工された鋼材(素管)に対して、焼入れを実施する。焼入れ工程での焼入れは、たとえば、図3に示す連続冷却処理による焼入れC10と、恒温処理を含む焼入れC11とのいずれかを採用できる。本発明では、連続冷却処理による焼入れC10と、恒温処理を含む焼入れC11とを、いずれも「焼入れ」と定義する。本実施形態のようなC含有量の高い鋼では、一般的な焼入れ方法を採用する場合、管の肉厚が約10mm以上になると、焼入れ時に焼割れが発生しやすくなる。そのため、図3に示すような焼入れ方法を採用する。なお、図3中の「Ms点」は、マルテンサイト変態開始温度を意味する。
いずれの焼入れ(連続冷却処理による焼入れ、恒温処理を含む焼入れ)においても、鋼材の焼入れ開始温度(鋼材の焼入れ開始時の表面温度)を850℃〜920℃にするのが好ましい。
また、マルテンサイト変態開始温度(Ms点)は、鋼の化学組成に依存して変化する値である。各化学組成でのMs点は、一般的な推定式、例えば以下の式4によっても、あまり大きくない誤差で推定することができる。下記の推定式に関して、化学組成に含まれない元素にはゼロを代入すればよい。
Ms(℃)=521−353×C−22×Si−24.3×Mn−7.7×Cu−17.3×Ni−17.7×Cr−25.8×Mo (式4)
Ms(℃)=521−353×C−22×Si−24.3×Mn−7.7×Cu−17.3×Ni−17.7×Cr−25.8×Mo (式4)
以下に、連続冷却処理による焼入れ、および恒温処理を含む焼入れを詳しく説明する。
[焼入れ工程で連続冷却処理による焼入れを利用する場合]
連続冷却処理による焼入れの場合、図3の曲線C10に示すとおり、焼入れ開始温度から、鋼材を連続的に冷却し、鋼材の表面温度を連続的に低下する。連続冷却処理はたとえば、水槽や油槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却、又は空冷により鋼材を冷却する方法がある。
連続冷却処理による焼入れの場合、図3の曲線C10に示すとおり、焼入れ開始温度から、鋼材を連続的に冷却し、鋼材の表面温度を連続的に低下する。連続冷却処理はたとえば、水槽や油槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却、又は空冷により鋼材を冷却する方法がある。
連続冷却処理において、鋼材の表面温度が焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度(Ms点)に至るまでの時間(Ms点通過時間という)は、好ましくは、100秒以上600秒以下である。Ms点通過時間が600秒を超えると、式3を満たす硬度が得られにくくなり、焼入れ後の鋼組織中のマルテンサイト率が低下する。そのため、式1が満たされず、優れた耐SSC性が得られない。
また、Ms点通過時間が600秒を超えると、冷却中に粒界炭化物が生成される。これらの粒界炭化物が生成されると、焼戻し時にこれらを核として炭化物が成長し、鋼中のCやMoなどが消費される。そのため、ヘキサゴナルM2C炭化物を好ましく生成することが難しくなる。その結果、優れた耐SSC性が得られない。
一方、Ms点通過時間が100秒未満であると、焼入れ時に焼割れが発生しやすくなる。そのため、Ms点通過時間は100秒以上であることが好ましい。
鋼材が素管(鋼管)である場合であって、上記連続冷却処理による焼入れを実施するとき、鋼管外面の温度が800℃から500℃となるまでの間の冷却速度をCR8−5(℃/秒)と定義する。素管のC含有量が約0.6%である場合、好ましくは、冷却速度CR8−5は、次の式5を満たす。
CR8−5≦2837×t−2.2 (式5)
ここで、tは鋼管の肉厚(単位はmm)である。
CR8−5≦2837×t−2.2 (式5)
ここで、tは鋼管の肉厚(単位はmm)である。
冷却速度CR8−5が式5を満たせば、連続冷却処理による焼入れが実施された鋼管において、焼割れの発生が好ましく抑制される。焼入れ時において、鋼管の外面側と内面側とで、マルテンサイト変態の発生に時間差が生じる。そのため、鋼管内に、焼割れの原因となる残留応力が発生すると考えられる。焼入れ時の残留応力は、有限要素法(FEM:Finite Element Method)による応力歪み分布解析により求めることができる。FEM解析結果による残留応力値と、実際の鋼管の焼割れ挙動とを対応させた結果、引張残留応力が200MPa以下であれば、本実施形態の鋼管の焼割れは抑制されることが確認できた。
鋼管の肉厚t(mm)が大きいほど、鋼管の内外面でのマルテンサイト変態に時間差が生じ、引張残留応力は大きくなる。冷却速度が遅ければ、上述のマルテンサイト変態の時間差が小さくなる。したがって、引張残留応力も小さくなり、焼割れの発生も抑制される。
図4は、連続冷却処理による焼入れにおける、鋼管の肉厚t(mm)と、焼割れが発生しないための冷却速度CR8−5(℃/秒)との関係を示す図である。図4中の曲線C4は、式5の右辺(=2837×t−2.2)を意味する。曲線C4は、引張残留応力が200MPaとなる、冷却速度CR8−5(℃/秒)と鋼管肉厚t(mm)との関係を示す。
図4を参照して、曲線C4の下側では、焼割れが抑制される。一方、曲線C4の上側では、焼割れは発生しやすくなる。したがって、好ましくは、冷却時において、冷却速度CR8−5が式5を満たすように鋼管を冷却する。この場合、特に、100〜400mmの外径と、5〜100mmの肉厚とを有する継目無鋼管において、焼割れ欠陥を有さない、又は焼割れの発生が抑制される継目無鋼管が製造される。なお、式5の右辺値(=2837×t−2.2)は鋼中のC含有量が約0.6%の場合であるが、C含有量が増加すれば式5の右辺で計算されるよりも小さな冷却速度が、逆にC含有量が減少すれば式5の右辺で計算されるよりも大きな冷却速度が、焼割れ防止のための上限の冷却速度になる。
すなわち、焼入れ工程で連続冷却処理による焼入れを行う場合、Ms点通過時間を制御することで、低合金油井管用鋼の耐SSC性を向上させることが可能でなり、また、CR8−5≦2837×t−2.2の関係から好ましい製造条件を類推することで、製造時の焼割れを好ましく防止することが可能である。
[焼入れ工程で恒温処理を含む焼入れを利用する場合]
図3中の恒温処理を含む焼入れ(曲線C11)は、第1冷却処理(初期冷却)と、恒温処理と、第2冷却処理(最終冷却)とを含む。
図3中の恒温処理を含む焼入れ(曲線C11)は、第1冷却処理(初期冷却)と、恒温処理と、第2冷却処理(最終冷却)とを含む。
初期冷却では、熱間加工後の鋼材(素管)を、焼入れ開始温度からMs点超〜300℃の温度範囲内に至るまで冷却し、Ms点超〜300℃の温度範囲内で冷却を停止する。冷却停止温度が300℃を超えると、鋼組織中のベイナイト率が過剰に高くなり、大量の炭化物が生成される。そのため、焼戻し処理において転位が回復しにくく、転位密度が低下しにくい。したがって、冷却後の鋼の硬さが式3を満たさず、式1も満たされない。そのため、優れた耐SSC性が得られない。
また、冷却停止温度が300℃を超えると、粒界炭化物が生成される。これらの粒界炭化物が生成されると、焼戻し時にこれらを核として炭化物が成長し、鋼中のCやMoなどが消費される。そのため、ヘキサゴナルM2C炭化物を好ましく生成することが難しくなる。その結果、優れた耐SSC性が得られない。
一方、冷却停止温度がMs点以下であると、冷却速度が大きい場合に焼割れが発生しやすくなる。また、冷却停止温度がMs点以下である場合は、実質的に連続冷却処理を行うことに等しくなる。
恒温処理では、初期冷却後の鋼材を、Ms点超〜300℃の温度範囲内で一定時間保持する。恒温処理では、鋼材を上述の温度範囲に保持すれば足り、鋼材を一定温度に保持することに限定されない。恒温処理での好ましい保持時間は、5分〜60分である。
最終冷却では、恒温処理後の鋼材を冷却する。最終冷却は、水冷であってもよいし、空冷であってもよい。要するに、最終冷却時の冷却速度は特に限定されない。
恒温処理を含む焼入れ工程では、恒温処理の温度(Ms点超〜300℃)が、ベイナイト変態が生じやすい温度域よりも低い。したがって、恒温処理を含む焼入れ工程は、日本国特開2006−265657号公報に記載されたオーステンパとは異なる。
焼割れ制御の観点において、恒温処理をMs点超300℃以下で行う。この場合、初期冷却の冷却速度を十分大きくすることができる。詳細な機構は明確ではないが、この場合、恒温処理の過程で若干量析出するベイナイトが最終冷却における焼割れの発生を抑制するものと推定される。
恒温処理を含む焼入れを利用する場合においては、初期冷却での冷却速度が、0.7℃/秒以上とすることが好ましい。0.7℃/秒未満ではフェライト・パーライト又は大量のベイナイトが生成するおそれがある。なお恒温処理を含む焼入れを利用する場合においては、適正な恒温処理である限り、焼割れを回避できるので初期冷却速度に特段の上限はない。
また、連続冷却処理による焼入れ、及び恒温処理を含む焼入れを含む焼入れ工程では、焼入れ工程後で焼戻し工程前の鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たす条件によって鋼材を焼入れすることが好ましい。ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たせば、焼戻しによって転位密度を低減するのに十分な量のマルテンサイトが鋼中に生成される。
HRC≧50×C+26 (式3)
HRC≧50×C+26 (式3)
[焼戻し工程]
連続冷却処理による焼入れ、又は、恒温処理を含む焼入れを実施した後、鋼材に対して焼戻しを実施する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成と、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整される。換言すれば、焼戻し温度を調整することにより、降伏強度を758MPa以上、さらに好ましくは862MPa以上に調整できる。
連続冷却処理による焼入れ、又は、恒温処理を含む焼入れを実施した後、鋼材に対して焼戻しを実施する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成と、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整される。換言すれば、焼戻し温度を調整することにより、降伏強度を758MPa以上、さらに好ましくは862MPa以上に調整できる。
好ましい焼戻し温度は680℃〜AC1点である。さらに好ましい焼戻し温度の下限は690℃であり、さらに好ましい焼戻し温度の下限は700℃超であり、さらに好ましい焼戻し温度の下限は710℃である。焼戻温度がAC1点以下であれば、焼戻温度が高いほどヘキサゴナルM2C炭化物を好ましく生成することができる。好ましい焼戻し時間は、均熱で10分〜90分である。
なお、上記のAC1点は、加熱時にオーステナイト変態が始まる温度である。AC1点は、鋼の化学組成に依存して変化する値である。各化学組成でのAC1点は、一般的な推定式、例えば以下の式6によっても、あまり大きくない誤差で推定することができる。下記の推定式に関して、化学組成に含まれない元素にはゼロを代入すればよい。
AC1(℃)=750.8−26.6×C+17.6×Si−11.6×Mn−22.9×Cu−23×Ni−24.1×Cr+22.5×Mo−39.7×V−5.7×Ti+232.4×Nb−169.4×Al−894.7×B (式6)
AC1(℃)=750.8−26.6×C+17.6×Si−11.6×Mn−22.9×Cu−23×Ni−24.1×Cr+22.5×Mo−39.7×V−5.7×Ti+232.4×Nb−169.4×Al−894.7×B (式6)
鋼材の化学組成が上述した式2を満たす場合、上述の好ましい焼戻し温度で焼戻しを実施することにより、鋼中に粒径が1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物が5個/μm2以上析出し、耐SSC性が高まる。
以上の工程により、降伏強度と耐SSC性とが同時に優れた低合金油井管(継目無鋼管)用鋼が製造される。特に、上記の焼入れ工程と焼戻し工程とを複合的に制御することで、ヘキサゴナルM2C炭化物の生成と転位密度の制御とを同時に制御することが可能となる。
上述の製造方法例では、熱間加工工程後に焼入れ工程を実施する。しかしながら、熱間加工工程と焼入れ工程との間に、鋼材をノルマライズ(焼準)処理するノルマライズ工程を実施してもよい。具体的には、熱間加工工程後の鋼材(素管)を、AC3点以上の高い温度で一定時間保持し、その後放冷する。好ましい保持温度は、900℃〜920℃である。保持時間はたとえば、5分〜60分である。なお、上記のAC3点は、加熱時にオーステナイト変態が終了する温度である。
ノルマライズ処理は通常、熱間加工工程後、鋼材を常温に冷却した後、AC3点以上に加熱する。しかしながら、ノルマライズ処理は、熱間加工工程後、鋼材をそのままAr3点以上の温度に保持することにより実施されてもよい。なお、上記のAr3点は、冷却時にフェライト変態が始まる温度である。
ノルマライズ処理を実施すれば、鋼の結晶粒が微細化する。具体的には、ノルマライズ処理後の焼入れ後において、(つまり、焼入れまま材において)旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がASTM E112に規定される10以上になる。結晶粒の微細化により、耐SSC性がさらに向上する。
上記製造方法例では、鋼材を素管又は鋼管として、継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、鋼材の形状は特に限定されない。鋼材は板材や、棒鋼、線材であってもよい。
さらに、上述の製造方法例では、式2を満たす化学組成の鋼材を用いて、焼戻し温度を規定して、鋼中に粒径が1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物を5個/μm2以上生成する。しかしながら、他の製造条件により、粒径が1nm以上のヘキサゴナルM2Cを鋼中に5個/μm2以上析出させてもよい。
表1及び表2に示す化学組成を有する鋼A〜Z及び鋼AA〜AGのインゴットを製造した。また、表2中に、上記した式4から計算されるMs点、および式6から計算されるAC1点を示す。なお、表中で、下線付き数値は本発明の範囲外であることを示し、空欄は合金元素を意図的に添加していないことを示す。
表2中の「F2」欄には、次の式7により得られた値が記載される。
F2=C×Mo (式7)
要するに、F2は式2の左辺である。
F2=C×Mo (式7)
要するに、F2は式2の左辺である。
鋼A〜鋼Uの化学組成はいずれも、本発明の範囲内であり、かつ、F2が式2を満たした。一方、鋼V〜Z、鋼AB〜AEにおいては、いずれかの元素の含有量が本発明の範囲外であった。鋼AA、AF及びAGの化学組成は本発明の範囲内であったが、式2を満たさなかった。
各インゴットの重量は30kg〜150kgであった。各インゴットから、ブロックを採取した。ブロックを1250℃に加熱した。加熱されたブロックを熱間鍛造及び熱間圧延して、15mm〜25mmの厚さを有する鋼材(板材)を製造した。
製造された板材に対して、焼入れ焼戻し処理、又は、ノルマライズ処理後に焼入れ焼戻しを実施し、板材の降伏強度を110ksi級(758MPa以上)及び125ksi級(862MPa以上)に調整した。
ノルマライズ処理では、AC3点以上の温度(920℃)で10分均熱し、その後、放冷した。一方、焼入れ及び焼戻しは、次のとおり実施した。
[焼入れ]
焼入れ時の焼入れ開始温度を850℃〜920℃の範囲に調整した。
焼入れ時の焼入れ開始温度を850℃〜920℃の範囲に調整した。
[連続冷却処理による焼入れ]
連続冷却処理による焼入れを行う場合、板材を焼入れ開始温度に加熱した後、シャワー冷却、ミスト冷却又は空冷により、Ms点通過時間(焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度(Ms点)に至るまでの時間)TCC(秒)を調整した。
連続冷却処理による焼入れを行う場合、板材を焼入れ開始温度に加熱した後、シャワー冷却、ミスト冷却又は空冷により、Ms点通過時間(焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度(Ms点)に至るまでの時間)TCC(秒)を調整した。
[恒温処理を含む焼入れ]
恒温処理を含む焼入れを行う場合、塩浴冷却又は水冷により、0.7℃/秒以上の冷却速度で第1冷却処理(初期冷却)を実施した。冷却途中で板材の引き上げを行い、初期冷却における冷却停止温度ATIC(℃)を変化させた。冷却停止温度ATICで、25分〜40分保持した(恒温処理)後、常温まで水冷した(第2冷却処理(最終冷却))。
恒温処理を含む焼入れを行う場合、塩浴冷却又は水冷により、0.7℃/秒以上の冷却速度で第1冷却処理(初期冷却)を実施した。冷却途中で板材の引き上げを行い、初期冷却における冷却停止温度ATIC(℃)を変化させた。冷却停止温度ATICで、25分〜40分保持した(恒温処理)後、常温まで水冷した(第2冷却処理(最終冷却))。
[焼入れまま材に対する試験]
焼入れ後の板材(以下、焼入れまま材という)に対して、以下の試験を実施した。
焼入れ後の板材(以下、焼入れまま材という)に対して、以下の試験を実施した。
[焼入れまま材の硬さ試験]
焼入れまま材の硬さを、以下の方法により測定した。焼入れまま材を板厚方向に沿って切断した。そして、断面の板厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さHRCを、JIS(Japanese Industrial Standard) G0202に基づいて求めた。具体的には、断面の板厚中央部の任意の3点において、ロックウェル硬さHRCを求めた。求めた3点のロックウェル硬さHRCの平均を、対応するマークの硬さと定義した。
焼入れまま材の硬さを、以下の方法により測定した。焼入れまま材を板厚方向に沿って切断した。そして、断面の板厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さHRCを、JIS(Japanese Industrial Standard) G0202に基づいて求めた。具体的には、断面の板厚中央部の任意の3点において、ロックウェル硬さHRCを求めた。求めた3点のロックウェル硬さHRCの平均を、対応するマークの硬さと定義した。
[旧オーステナイト結晶粒度試験]
さらに、焼入れまま材を用いて、旧オーステナイト結晶粒度試験を実施した。具体的には、焼入れまま材を板厚方向に沿って切断した。そして、切断された板材を樹脂埋めして研磨し、この断面をピクリン酸によりエッチングした。エッチングされた断面を観察し、ASTM E112に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を決定した。
さらに、焼入れまま材を用いて、旧オーステナイト結晶粒度試験を実施した。具体的には、焼入れまま材を板厚方向に沿って切断した。そして、切断された板材を樹脂埋めして研磨し、この断面をピクリン酸によりエッチングした。エッチングされた断面を観察し、ASTM E112に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を決定した。
[焼戻し]
焼入れ後の板材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度(℃)及び焼戻し時間(分)を制御して、各板材の降伏強度を110ksi級(758MPa以上)及び125ksi級(862MPa以上)に調整した。
焼入れ後の板材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度(℃)及び焼戻し時間(分)を制御して、各板材の降伏強度を110ksi級(758MPa以上)及び125ksi級(862MPa以上)に調整した。
[焼戻し後の板材に対する評価試験]
焼入れ焼戻しが実行された板材を用いて、以下の評価試験を実施した。
焼入れ焼戻しが実行された板材を用いて、以下の評価試験を実施した。
[半価幅測定試験及び残留オーステナイト率測定試験]
焼戻し後の板材から試験片を採取した。試験片の表面をエメリー紙で研磨した。研磨が進むほど、粒度の細かいエメリー紙を使用した。1200番のエメリー紙で試験片の表面を研磨した後、微量の弗酸を含有した常温の過酸化水素水中に試験片を浸漬し、研磨により試験片の表面に形成された加工硬化層を除去した。加工硬化層が除去された試験片に対して30kV、100mAの条件でCoKα線(Kα1、波長は1.7889Å)を用いてX線回折試験を行い、試験片のα相の(211)結晶面に相当する結晶面の回折ピークの半価幅(°)を求めた。
焼戻し後の板材から試験片を採取した。試験片の表面をエメリー紙で研磨した。研磨が進むほど、粒度の細かいエメリー紙を使用した。1200番のエメリー紙で試験片の表面を研磨した後、微量の弗酸を含有した常温の過酸化水素水中に試験片を浸漬し、研磨により試験片の表面に形成された加工硬化層を除去した。加工硬化層が除去された試験片に対して30kV、100mAの条件でCoKα線(Kα1、波長は1.7889Å)を用いてX線回折試験を行い、試験片のα相の(211)結晶面に相当する結晶面の回折ピークの半価幅(°)を求めた。
具体的には、CoKα線中のKα1とKα2をフィッティングにより分離して、Kα1のみを抽出し、試験片のαFe(211)面でのKα1線の回折による半価幅(°)を求めた。なお、半価幅はピーク高さの半価になる高さで測定した(ピークトップ法)。また、装置由来の半価幅に関しては、LaB6 (六ホウ化ランタン) の単結晶 (半価幅を持たない理想な単結晶) を用いて、装置由来の半価幅を測定し、これを実測された値から差し引いて補正を行った。
さらに、上述のX線回折法により、残留オーステナイト率(全体に対する残留オーステナイトの体積率(%))を測定した。具体的には、鋼材の厚さ方向の中央部を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルの表面を化学研磨した。化学研磨された表面に対して、CoKα線(Kα1、波長は1.7889Å)を入射X線として使用し、X線回折を実施した。α相の(211)結晶面、(200)結晶面、(110)結晶面に相当する結晶面の積分回折強度と、オーステナイトの(220)結晶面、(200)結晶面、(111)結晶面の積分回折強度とから、残留オーステナイト率を定量した。
[降伏強度試験]
焼戻し後の各板材から、板材の長手方向または圧延方向と、引張方向とが同じとなるように、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た。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温(25℃)で引張試験を行い、降伏強度(0.2%耐力、単位はMPa)を求めた。
焼戻し後の各板材から、板材の長手方向または圧延方向と、引張方向とが同じとなるように、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た。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温(25℃)で引張試験を行い、降伏強度(0.2%耐力、単位はMPa)を求めた。
[耐SSC性試験]
耐SSC性試験では、降伏強度が125ksi(862MPa)以上の板材を用いて、定荷重引張試験及びオートクレーブ試験を実施した。
耐SSC性試験では、降伏強度が125ksi(862MPa)以上の板材を用いて、定荷重引張試験及びオートクレーブ試験を実施した。
[定荷重引張試験]
各板材から、板材の長手方向または圧延方向と引張方向とが同じとなる平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部の外径は6.35mmであり、長さは25.4mmであった。NACE TM0177 Method Aに基づいて、常温(25℃)において試験浴中で定荷重引張試験を実施した。試験浴にはA浴を利用した。A浴は、常温であり、1atmの硫化水素ガスを飽和させた5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液であった。
各板材から、板材の長手方向または圧延方向と引張方向とが同じとなる平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部の外径は6.35mmであり、長さは25.4mmであった。NACE TM0177 Method Aに基づいて、常温(25℃)において試験浴中で定荷重引張試験を実施した。試験浴にはA浴を利用した。A浴は、常温であり、1atmの硫化水素ガスを飽和させた5%NaCl+0.5%CH3COOH水溶液であった。
試験片をA浴に浸漬した。A浴中の試験片に対して、実降伏強度(各マークの降伏強度)の90%の定荷重を負荷した。720時間経過後の試験片に破断が発生しているか否かを観察した。破断が発生しなかった板材は耐SSC性に優れると評価した。
[オートクレーブ試験]
近年増加している1atm以上の圧力の硫化水素を含有する井戸環境での鋼材の使用を想定し、B浴を利用したオートクレーブ試験を実施した。B浴は、10atmの硫化水素を飽和させた5%NaCl水溶液であった。具体的な試験方法は次のとおりとした。
近年増加している1atm以上の圧力の硫化水素を含有する井戸環境での鋼材の使用を想定し、B浴を利用したオートクレーブ試験を実施した。B浴は、10atmの硫化水素を飽和させた5%NaCl水溶液であった。具体的な試験方法は次のとおりとした。
各板材から、2mm×10mm×75mmの4点曲げ試験片を採取した。4点曲げ治具を用いて、採取された4点曲げ試験片に、ASTM G39に準拠して、実降伏強度(各マークの降伏強度)の90%の応力を負荷した。応力が負荷された4点曲げ試験片をオートクレーブ内に配置した。4点曲げ試験片を配置した後、脱気した5%NaCl水溶液をオートクレーブ内に注入した。その後、10atmの硫化水素を封入した。以上の工程により、オートクレーブ内に、B浴が作製され、B浴中に4点曲げ試験片が浸漬された。10atmの硫化水素を封入してから720時間経過した後、試験片に割れが発生しているか否かを目視観察した。割れが発生していなかった場合、その板材は耐SSC性に優れると評価した。なお、試験中のオートクレーブ中の圧力は、常に10atmになるよう調整した。
[DCB試験]
降伏強度が110ksi(758MPa)以上の板材から、厚さ10mm、幅25mm、長さ100mmのDCB(Double Cantilever Beam)試験片を採取した。採取したDCB試験片を用いて、NACE TM0177 Method Dに基づいて、DCB試験を実施した。試験浴にはB浴を使用した。B浴にDCB試験片を336時間浸漬した。336時間経過後、DCB試験片に発生したき裂進展長さを測定した。測定したき裂進展長さに基づいて、応力拡大係数KISSC(ksi√in)を求めた。応力拡大係数KISSCが、25ksi√in以上の板材は耐SSC性に優れると評価した。
降伏強度が110ksi(758MPa)以上の板材から、厚さ10mm、幅25mm、長さ100mmのDCB(Double Cantilever Beam)試験片を採取した。採取したDCB試験片を用いて、NACE TM0177 Method Dに基づいて、DCB試験を実施した。試験浴にはB浴を使用した。B浴にDCB試験片を336時間浸漬した。336時間経過後、DCB試験片に発生したき裂進展長さを測定した。測定したき裂進展長さに基づいて、応力拡大係数KISSC(ksi√in)を求めた。応力拡大係数KISSCが、25ksi√in以上の板材は耐SSC性に優れると評価した。
[耐SSC性試験結果]
表3〜表6に、製造条件及び耐SSC試験結果を示す。
表3〜表6に、製造条件及び耐SSC試験結果を示す。
表3及び表4中の「ノルマライズ」欄の「有」は、対応するマークの鋼材に対して、ノルマライズ処理が実施されたことを示す。「冷却方法」欄の「CC」は、対応するマークの鋼に対して、連続冷却処理による焼入れが実施されたことを示す。「IC」は、対応するマークの鋼に恒温処理を含む焼入れが実施されたことを示す。「TCC」欄には、連続冷却処理におけるMs点通過時間TCC(秒)が示される。「ATIC」欄には、恒温処理を含む焼入れにおける初期冷却の冷却停止温度ATIC(℃)が示される。「硬さHRC」欄には、対応するマークのロックウェル硬さ(HRC)が示される。「粒度番号」欄には、対応するマークの旧オーステナイト粒度番号が示される。「F3」欄には、式3の右辺の値F3=50C+26が示される。表5及び表6中の「焼戻し」欄の「温度」欄及び「時間」欄には、対応するマークの焼戻し温度(℃)及び焼戻し時間(分)が示される。「HW」欄には、対応するマークの半価幅(°)が示される。「F1」欄には、式1の左辺F1=HW×C1/2の値が示される。「M2C」欄には、ヘキサゴナルM2C炭化物の個数(個/μm2)が示される。「YS」欄には、対応するマークの降伏強度(MPa)が示される。
「SSC試験」には、A浴及びB浴での耐SSC性試験結果が示される。「無」は、割れが発生しなかったことを示す。「有」は割れが発生したことを示す。
なお、マーク1〜70の全ての残留オーステナイト率は0%であった。
表3〜表6を参照して、マーク1〜53の鋼材の化学組成はいずれも、本発明による低合金油井管用鋼の化学組成の範囲内であった。さらに、マーク1〜53の鋼材では、F1値が0.38以下であり、式1を満たした。さらに、マーク1〜53の鋼材では、粒径(円相当径)が1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物が5個/μm2以上であった。さらに、マーク1〜53の鋼材では、粒界炭化物のアスペクト比の平均値が3以下であった。そのため、マーク1〜53の鋼材では、A浴及びB浴いずれの耐SSC性試験においても、割れが観察されなかった。
なお、ノルマライズ処理が実施されたマーク(3、4、7、8、11、12、15、16、19、20、23、24、26〜28、32、33、35,36、38、39、41、及び42)の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は10以上であり、同じ鋼種でノルマライズ処理を実施しなかったマーク(たとえば、マーク4に対するマーク1等)と比較して、細粒化された。
一方、マーク54、55、57及び58では、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式2を満たすものの、連続冷却処理による焼入れでのMs点通過時間TCCが600秒を超えた。さらに、焼戻し温度が680℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さがF3値よりも低く式3を満たさず、F1値が0.38を超えて式1を満たさず、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物も5個/μm2未満であった。そのため、マーク54、55、57及び58では、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。なお、54、55、57及び58と同様の焼入れを行った鋼について、720℃で30分の焼戻しを行った鋼を試作したが、758MPa以上の降伏強度を達成することができなかったのでその他の評価を行わなかった。
マーク56は、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式2を満たした。しかしながら、恒温処理を含む焼入れにおける冷却停止温度ATICが300℃を超えた。さらに、焼戻し温度が680℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さが式3を満たさず、F1値が0.38を超えて式1を満たさず、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物も5個/μm2未満であった。そのため、マーク56では、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。
マーク59では、C含有量が本発明のC含有量の下限未満であった。そのため、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。C含有量が少なすぎ、粒界炭化物が充分に球状化しなかったと推定される。
マーク60では、Mn含有量が本発明の上限を超えた。マーク61では、P含有量が本発明の上限を超えた。マーク62は、S含有量が本発明の上限を超えた。そのため、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。過剰なMn、P、Sが粒界に偏析し、耐SSC性が低下したと考えられる。
マーク63、65及び66では、Mo含有量が本発明の下限未満であった。そのため、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物の個数が5個/μm2未満であった。マーク63、65及び66はそのため、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。
マーク64、69及び70の化学組成は本発明の範囲内であったものの、式2を満たさず、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物の個数が5個/μm2未満であった。マーク64、69及び70はそのため、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。
マーク67のC含有量は本発明の下限未満であり、式2も満たさなかった。そのため、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物の個数が5個/μm2未満であった。そのため、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。
マーク68の鋼材はAlを含有せず、さらに、O含有量が本発明の上限を超えた。そのため、A浴及びB浴のいずれの耐SSC性試験においても、割れが観察された。
[DCB試験結果]
表7及び表8に、製造条件及びDCB試験結果を示す。なお、表7及び表8の表示方法や略語は、表3〜表6と対応する。
表7及び表8に、製造条件及びDCB試験結果を示す。なお、表7及び表8の表示方法や略語は、表3〜表6と対応する。
表8中の「KISSC」欄には、対応するマークの鋼の応力拡大係数KISSC(ksi√in)が示される。
表7及び表8を参照して、マーク71〜93の鋼材の化学組成はいずれも、本発明による低合金油井管用鋼の化学組成の範囲内であった。さらに、マーク71〜93の鋼材では、F1値が0.38以下であり、式1を満たした。さらに、マーク71〜93の鋼材では、粒径1nm以上のM2Cが5個/μm2以上であった。さらに、マーク71〜93の鋼材では、粒界炭化物のアスペクト比の平均値が3以下であった。そのため、マーク71〜93の鋼材の応力拡大係数KISSCは、25ksi√in以上と高かった。なお、ノルマライズ処理が実施されたマーク78及び82の旧オーステナイト結晶粒度は、10以上であった。
一方、マーク94、95及び97では、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式2を満たすものの、連続冷却処理による焼入れでのMs点通過時間TCCが600秒を超えた。さらに、焼戻し温度が680℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さが式3を満たさず、F1値が0.38を超えて式1を満たさず、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物も5個/μm2未満であった。そのため、マーク94、95及び97の鋼材の応力拡大係数KISSCはいずれも、25ksi√in未満と低かった。
マーク96では、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式2を満たした。しかしながら、恒温処理を含む焼入れにおける冷却停止温度ATICが300℃を超えた。さらに、焼戻し温度が680℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さが式3を満たさず、F1値が0.38を超えて式1を満たさず、粒径1nm以上のヘキサゴナルM2C炭化物も5個/μm2未満であった。そのため、マーク96の鋼材の応力拡大係数KISSCは、25ksi√in未満と低かった。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。
本発明の上記態様によれば、耐SSC性に優れた低合金油井管用鋼の提供が可能となる。具体的には、110ksi級以上(758MPa以上)または125ksi級以上(862MPa以上)の降伏強度を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐SSC性や切欠きが付与された場合の耐SSC性などを含む耐SSC性に優れる低合金油井管用鋼を提供することが可能となるので、産業上の利用可能性が高い。
C10 連続冷却処理による焼入れ工程
C11 恒温処理を含む焼入れ工程
C4 冷却速度と鋼管肉厚との関係
C11 恒温処理を含む焼入れ工程
C4 冷却速度と鋼管肉厚との関係
(7)本発明の一態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記焼入れ工程で、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度に至るまでの時間が100秒以上600秒以下となる条件によって連続的に冷却して焼入れする。
C×Mo≧0.6 (式2)
C×Mo≧0.6 (式2)
(8)本発明の他の態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上A C1 点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記焼入れ工程で、第1冷却処理として、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からMs点超300℃以下の温度範囲に至るまでの冷却速度が0.7℃/秒以上となる条件によって冷却し、恒温処理として、前記第1冷却処理後の前記鋼材を、Ms点超300℃以下の前記温度範囲となる条件によって保持し、第2冷却処理として、前記恒温処理後の前記鋼材を冷却する。
(9)上記(7)または(8)に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たす条件によって前記鋼材を焼入れしてもよい。
(10)本発明の他の態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上A C1 点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さHRCが下記の式8を満たす条件によって前記鋼材を焼入れする。
HRC≧50×C+26 (式8)
HRC≧50×C+26 (式8)
(12)本発明の他の態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上A C1 点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記熱間加工工程後で前記焼入れ工程前に、前記鋼材をノルマライズ処理するノルマライズ工程をさらに備える。
(13)上記(7)〜(12)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Cr:0.1%〜2.0%を含有してもよい。
(13)上記(7)〜(12)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Cr:0.1%〜2.0%を含有してもよい。
(14)上記(7)〜(13)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、V:0.05%〜0.30%を含有してもよい。
(15)上記(7)〜(14)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Nb:0.002%〜0.1%、Ti:0.002%〜0.1%、Zr:0.002%〜0.1%のうちの少なくとも1つを含有してもよい。
(16)上記(7)〜(15)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Ca:0.0003%〜0.01%を含有してもよい。
(17)上記(7)〜(16)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、B:0.0003%〜0.003%を含有してもよい。
(7)本発明の一態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、上記(1)に記載の油井管用鋼の製造方法であって、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記焼入れ工程で、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度に至るまでの時間が100秒以上600秒以下となる条件によって連続的に冷却して焼入れする。
C×Mo≧0.6 (式2)
C×Mo≧0.6 (式2)
(8)本発明の他の態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、上記(1)に記載の油井管用鋼の製造方法であって、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記焼入れ工程で、第1冷却処理として、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からMs点超300℃以下の温度範囲に至るまでの冷却速度が0.7℃/秒以上となる条件によって冷却し、恒温処理として、前記第1冷却処理後の前記鋼材を、Ms点超300℃以下の前記温度範囲となる条件によって保持し、第2冷却処理として、前記恒温処理後の前記鋼材を冷却する。
C×Mo≧0.6 (式2)
C×Mo≧0.6 (式2)
(9)上記(7)または(8)に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たす条件によって前記鋼材を焼入れしてもよい。
HRC≧50×C+26 (式3)
HRC≧50×C+26 (式3)
(10)本発明の他の態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、上記(1)に記載の油井管用鋼の製造方法であって、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たす条件によって前記鋼材を焼入れする。
C×Mo≧0.6 (式2)
HRC≧50×C+26 (式3)
C×Mo≧0.6 (式2)
HRC≧50×C+26 (式3)
(12)本発明の他の態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、上記(1)に記載の油井管用鋼の製造方法であって、化学組成が、質量%で、C:0.35%超〜1.00%、Si:0.05%〜0.5%、Mn:0.05%〜1.0%、Al:0.005%〜0.10%、Mo:1.0%超〜10%、P:0.025%以下、S:0.010%以下、O:0.01%以下、N:0.03%以下、Cr:0%〜2.0%、V:0%〜0.30%、Nb:0%〜0.1%、Ti:0%〜0.1%、Zr:0%〜0.1%、Ca:0%〜0.01%、B:0%〜0.003%であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備え、前記熱間加工工程後で前記焼入れ工程前に、前記鋼材をノルマライズ処理するノルマライズ工程をさらに備える。
C×Mo≧0.6 (式2)
(13)上記(7)〜(12)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Cr:0.1%〜2.0%を含有してもよい。
C×Mo≧0.6 (式2)
(13)上記(7)〜(12)のいずれか1項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、Cr:0.1%〜2.0%を含有してもよい。
Claims (16)
- 化学組成が、質量%で、
C:0.35%超〜1.00%、
Si:0.05%〜0.5%、
Mn:0.05%〜1.0%、
Al:0.005%〜0.10%、
Mo:1.0%超〜10%、
P:0.025%以下、
S:0.010%以下、
O:0.01%以下、
N:0.03%以下、
Cr:0%〜2.0%、
V:0%〜0.30%、
Nb:0%〜0.1%、
Ti:0%〜0.1%、
Zr:0%〜0.1%、
Ca:0%〜0.01%、
B:0%〜0.003%、
であり、残部がFe及び不純物からなり、
X線回折により得られるα相の(211)結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°でHWとしたとき、前記半価幅HWと前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とが、下記の式1を満たし、
前記化学組成中の質量%で示した前記炭素含有量とモリブデン含有量とが、下記の式2を満たし、
円相当径が1nm以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するM2C炭化物の個数が、1平方ミクロン当たり5個以上であり、
降伏強度が758MPa以上である、
ことを特徴とする油井管用鋼。
HW×C1/2≦0.38 (式1)
C×Mo≧0.6 (式2) - 前記化学組成として、質量%で、
Cr:0.1%〜2.0%、
を含有する、ことを特徴とする請求項1に記載の油井管用鋼。 - 前記化学組成として、質量%で、
V:0.05%〜0.30%、
を含有する、ことを特徴とする請求項1又は2に記載の油井管用鋼。 - 前記化学組成として、質量%で、
Nb:0.002%〜0.1%、
Ti:0.002%〜0.1%、
Zr:0.002%〜0.1%、
のうちの少なくとも1つを含有する、ことを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載の油井管用鋼。 - 前記化学組成として、質量%で、
Ca:0.0003%〜0.01%、
を含有する、ことを特徴とする請求項1〜4のいずれか1項に記載の油井管用鋼。 - 前記化学組成として、質量%で、
B:0.0003%〜0.003%、
を含有する、ことを特徴とする請求項1〜5のいずれか1項に記載の油井管用鋼。 - 化学組成が、質量%で、
C:0.35%超〜1.00%、
Si:0.05%〜0.5%、
Mn:0.05%〜1.0%、
Al:0.005%〜0.10%、
Mo:1.0%超〜10%、
P:0.025%以下、
S:0.010%以下、
O:0.01%以下、
N:0.03%以下、
Cr:0%〜2.0%、
V:0%〜0.30%、
Nb:0%〜0.1%、
Ti:0%〜0.1%、
Zr:0%〜0.1%、
Ca:0%〜0.01%、
B:0%〜0.003%、
であり、残部がFe及び不純物からなり、前記化学組成中の質量%で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式2を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と;
前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と;
前記焼入れ工程後の前記鋼材を、680℃以上AC1点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と;を備える
ことを特徴とする油井管用鋼の製造方法。
C×Mo≧0.6 (式2) - 前記焼入れ工程で、
前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度に至るまでの時間が100秒以上600秒以下となる条件によって連続的に冷却して焼入れする、ことを特徴とする請求項7に記載の油井管用鋼の製造方法。 - 前記焼入れ工程で、
第1冷却処理として、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からMs点超300℃以下の温度範囲に至るまでの冷却速度が0.7℃/秒以上となる条件によって冷却し、
恒温処理として、前記第1冷却処理後の前記鋼材を、Ms点超300℃以下の前記温度範囲となる条件によって保持し、
第2冷却処理として、前記恒温処理後の前記鋼材を冷却する、
ことを特徴とする請求項7に記載の油井管用鋼の製造方法。 - 前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のCスケールでのロックウェル硬さをHRCとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さHRCが下記の式3を満たす条件によって前記鋼材を焼入れする、ことを特徴とする請求項7〜9のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。
HRC≧50×C+26 (式3) - 前記熱間加工工程後で前記焼入れ工程前に、前記鋼材をノルマライズ処理するノルマライズ工程をさらに備える、ことを特徴とする請求項7〜10のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。
- 前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、
Cr:0.1%〜2.0%、
を含有する、ことを特徴とする請求項7〜11のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。 - 前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、
V:0.05%〜0.30%、
を含有する、ことを特徴とする請求項7〜12のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。 - 前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、
Nb:0.002%〜0.1%、
Ti:0.002%〜0.1%、
Zr:0.002%〜0.1%、
のうちの少なくとも1つを含有する、ことを特徴とする請求項7〜13のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。 - 前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、
Ca:0.0003%〜0.01%、
を含有する、ことを特徴とする請求項7〜14のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。 - 前記鋼片が、前記化学組成として、質量%で、
B:0.0003%〜0.003%、
を含有する、ことを特徴とする請求項7〜15のいずれか1項に記載の油井管用鋼の製造方法。
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