WO2013094179A1 - 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents

耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 Download PDF

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江口　健一郎
石黒　康英
宮田　由紀夫
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength seamless steel pipe suitable for use in oil wells, and particularly to improvement of resistance to sulfide stress cracking (SSC resistance) in a sour environment containing hydrogen sulfide.
  • SSC resistance sulfide stress cracking
  • “high strength” refers to a case where the strength is 110 ksi class, that is, the yield strength is 758 MPa or more and 862 MPa or less.
  • Patent Document 1 discloses that C: 0.15-0.35%, Si: 0.1-1.5%, Mn: 0.1-2.5%, P: 0.025% or less, S: 0.004% or less, sol .Al: 0.001 to 0.1%, Ca: 0.0005 to 0.005%, the composition of Ca-based nonmetallic inclusions is 50% by mass or more of CaS and CaO, and a composite oxide of Ca and Al Is less than 50 mass%, and the hardness of the steel is within the range of 21 to 30 in HRC, and the hardness of the steel and the total amount X (mass%) of CaO and CaS satisfy a specific relationship.
  • Oil well pipe steels with excellent physical stress cracking resistance (SSC resistance) are described.
  • SSC resistance physical stress cracking resistance
  • Patent Document 3 describes a method for producing a high-strength, high-corrosion-resistant seamless steel pipe.
  • the technology described in Patent Document 3 is: C: 0.30% or less, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.30 to 1.20%, S: 0.03% or less, Cr: 0.50 to 1.50%, Mo: 0.10 to 2,000 %, Ni: 0.50% or less, Cu: 0.10% or less, after quenching and tempering, with a temperature of 400 to 750 ° C, applying a plastic strain with a cross section plasticity ratio of 10 to 90%. is there.
  • the hardness of the inner and outer surface layers of a steel pipe that is in contact with a corrosive atmosphere is reduced, and a seamless steel pipe that satisfies both high strength and high corrosion resistance is obtained.
  • Patent Document 4 describes a steel excellent in sulfide cracking resistance.
  • C 0.01 to 0.10%
  • Si 0.05 to 0.60%
  • Mn 0.50 to 2.50%
  • P 0.010% or less
  • S less than 0.002%
  • Al 0.005 to 0.100%
  • the composition to include Ti: 0.005-0.020%, Ca: 0.0005-0.0050%, and adjusting the micro Vickers hardness to 250 or less and the deviation in the thickness direction of the hardness to 60 or less, It is said that the resistance to sulfide cracking of steel will be improved.
  • Patent Document 5 describes a method for producing a high-strength corrosion-resistant steel pipe.
  • C 0.30% or less
  • Si 0.05 to 1.00%
  • Mn 0.30 to 1.00%
  • P 0.03% or less
  • S 0.03% or less
  • Cr 0.30 to 1.50%
  • Mo 0.10 to 2.00%
  • Al 0.01 to 0.05%
  • N 0.015% or less
  • Nb 0.01 to 0.04%
  • V 0.03 to 0.10%
  • B 0.0010 to 0.0050%
  • Ca When steel pipes containing one or more of 0.0010 to 0.0050% are subjected to two quenching and tempering operations, after the first quenching and tempering, the steel pipes are completely bent in the cold or warm state.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2002-60893 JP 2000-219914 A Japanese Patent Laid-Open No. 05-287380 Japanese Unexamined Patent Publication No. 07-166293 JP 05-287381 A
  • Patent Document 4 it is possible to produce a steel pipe up to about YS500 MPa class, but there is a problem that it is difficult to produce a high-strength steel pipe exceeding that.
  • Patent Document 5 it is necessary to repeat quenching and tempering twice, and the bend removal correction is performed between each quenching and tempering process. May decrease.
  • the object of the present invention is to solve the problems of the prior art and to provide a high-strength seamless steel pipe excellent in sulfide stress cracking resistance (SSC resistance) suitable for oil wells.
  • SSC resistance sulfide stress cracking resistance
  • excellent in resistance to sulfide stress cracking (SSC resistance) refers to a 0.5% acetic acid + 5.0% saline solution saturated with H 2 S in accordance with the provisions of NACE TM0177 Method A ( A constant load test at a liquid temperature of 24 ° C. is performed, and a load stress of 85% of the yield strength exceeds a load time of 720 hours and no cracking occurs.
  • the present invention has been completed on the basis of such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. (1) Oil well seamless steel pipe with mass%, C: 0.15-0.50%, Si: 0.1-1.0%, Mn: 0.3-1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al : 0.01-0.1%, N: 0.01% or less, Cr: 0.1-1.7%, Mo: 0.40-1.1%, V: 0.01-0.12%, Nb: 0.01-0.08%, Ti: 0.03% or less, B: 0.0005- It contains 0.003% and consists of the balance Fe and unavoidable impurities, and is located at four locations that are 90 ° apart from each other in the circumferential direction.
  • the composition further comprises, in mass%, one or two selected from Cu: 1.0% or less and Ni: 1.0% or less. Seamless steel pipe for oil wells.
  • (1) or (2) in addition to the said composition, it is set as the composition which contains W: 2.0% or less by mass% further, The oil well seamless steel pipe characterized by the above-mentioned.
  • warm correction is performed in the temperature range of 580 ° C or higher and below the tempering temperature, and the inner surface side of the 2.54-3.81mm region from the inner surface of the tube to the plate thickness direction at four locations 90 ° apart from each other in the circumferential direction. Measured at three points at each position at a load of 10 kgf (test force: 98 MPa) at the outer surface side of the region 2.54 to 3.81 mm in the thickness direction from the outer surface of the tube and at each of the three positions in the center of the thickness.
  • a method for producing a seamless steel pipe for oil wells having excellent resistance to sulfide stress cracking characterized in that the specified Vickers hardness HV10 is a seamless steel pipe having a hardness distribution of 295 HV10 or less.
  • the temperature of the steel pipe material in a heating furnace for the hot working is within ⁇ 20 ° C. over the entire circumference and the entire length of the steel pipe material.
  • the temperature of the material to be rolled during the hot working is within ⁇ 50 ° C over the entire circumference and the entire length of the material to be rolled.
  • Manufacturing method of steelless pipe (10) The method for producing a seamless steel pipe for an oil well according to any one of (6) to (9), wherein the quenching treatment and the tempering treatment are repeated twice or more.
  • the quenching process is repeated twice or more, and then the tempering process is performed. Production method.
  • the quenching process is a process of reheating to a quenching temperature in the range of Ac 3 transformation point to 1050 ° C., holding for 5 minutes or more, and then rapidly cooling.
  • a method for producing a seamless steel pipe for oil wells characterized in that the tempering process is a process of cooling after holding at a tempering temperature in the range of 630 to 730 ° C for 10 minutes or more.
  • the composition in addition to the above-described composition, the composition further includes one or two selected from mass: Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less The manufacturing method of the seamless steel pipe for oil wells characterized by the above-mentioned.
  • the composition further comprises mass% and W: 2.0% or less.
  • the composition further includes mass: Ca: 0.001 to 0.005%.
  • FIG. 1 is an explanatory view schematically showing a measurement position of cross-sectional hardness.
  • C 0.15-0.50%
  • C is an element that has an action of increasing the strength of steel and is important for ensuring a desired high strength.
  • C is an element that improves hardenability and contributes to formation of a structure having a tempered martensite phase as a main phase. In order to obtain such an effect, the content of 0.15% or more is required.
  • the content exceeds 0.50%, a large amount of carbides acting as hydrogen trap sites will be precipitated during tempering, making it impossible to prevent excessive diffusible hydrogen from penetrating into the steel and suppressing cracking during quenching. become unable. Therefore, C is limited to 0.15 to 0.50%. More preferably, it is 0.20 to 0.30%.
  • Si 0.1-1.0%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and has a function of increasing the strength of the steel by dissolving in steel and suppressing rapid softening during tempering. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, a content exceeding 1.0% forms coarse oxide inclusions, acts as a strong hydrogen trap site, and lowers the solid solution amount of the effective element. For this reason, Si was limited to the range of 0.1 to 1.0%. More preferably, it is 0.20 to 0.30%.
  • Mn 0.3-1.0%
  • Mn is an element that has the effect of increasing the strength of steel through the improvement of hardenability and binding to S and fixing S as MnS to prevent grain boundary embrittlement due to S. In the present invention, It needs to contain 0.3% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, cementite precipitated at the grain boundaries becomes coarse and the resistance to sulfide stress cracking is lowered. Therefore, Mn is limited to the range of 0.3 to 1.0%. More preferably, the content is 0.4 to 0.8%.
  • P 0.015% or less P tends to segregate at grain boundaries and the like in the solid solution state to cause grain boundary embrittlement cracks and the like, and is desirably reduced as much as possible in the present invention, but is acceptable up to 0.015%. Therefore, P is limited to 0.015% or less. More preferably, it is 0.013% or less.
  • S 0.005% or less
  • S is mostly present as sulfide inclusions in steel, and deteriorates corrosion resistance such as ductility, toughness, and resistance to sulfide stress cracking. Some of them may exist in a solid solution state, but in that case, they segregate at grain boundaries and tend to cause grain boundary embrittlement cracks. For this reason, although it is desirable to reduce as much as possible in this invention, excessive reduction raises refining cost. For this reason, in the present invention, S is limited to 0.005% or less where the adverse effect is acceptable.
  • Al acts as a deoxidizer and combines with N to form AlN and contribute to the refinement of austenite crystal grains. In order to acquire such an effect, Al needs to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, oxide inclusions increase and toughness decreases. Therefore, Al is limited to the range of 0.01 to 0.1%. More preferably, it is 0.02 to 0.07%.
  • N 0.01% or less N combines with nitride-forming elements such as Mo, Ti, Nb, and Al to form MN-type precipitates.
  • nitride-forming elements such as Mo, Ti, Nb, and Al
  • MN-type precipitates lower the SSC resistance and reduce the amount of MC and M 2 C-based carbides precipitated during tempering, making it impossible to expect the desired high strength. For this reason, it is preferable to reduce N as much as possible, and N was limited to 0.01% or less.
  • the MN type precipitate has an effect of suppressing the coarsening of crystal grains when heating a steel material or the like, and therefore N is more preferably contained in an amount of about 0.003% or more.
  • Cr 0.1-1.7% Cr is an element that contributes to an increase in the strength of steel through an increase in hardenability and improves the corrosion resistance. Also, Cr combines with C during tempering to form carbides such as M 3 C, M 7 C 3 and M 23 C 6 systems, and especially M 3 C carbides improve temper softening resistance. Reduces strength change due to tempering and facilitates strength adjustment. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is required. On the other hand, if the content exceeds 1.7%, a large amount of M 7 C 3 -based carbides and M 23 C 6 -based carbides are formed, which act as hydrogen trap sites and reduce the resistance to sulfide stress cracking. Therefore, Cr is limited to the range of 0.1 to 1.7%. More preferably, it is 0.5 to 1.5%, and still more preferably 0.9 to 1.5%.
  • Mo 0.40-1.1%
  • Mo forms carbides and contributes to an increase in strength by precipitation hardening, and also forms a solid solution, segregates at the prior austenite grain boundaries, and contributes to further improvement of resistance to sulfide stress cracking.
  • Mo has the effect of densifying the corrosion product and further suppressing the generation / growth of pits or the like that are the starting points of cracks. In order to obtain such an effect, the content of 0.40% or more is required.
  • the content exceeds 1.1%, needle-like M 2 C type precipitates and, in some cases, a Laves phase (Fe 2 Mo) are formed, and the resistance to sulfide stress cracking is lowered. For this reason, Mo is limited to the range of 0.40 to 1.1%. More preferably, it is 0.6 to 1.1%.
  • V 0.01-0.12%
  • V is an element that forms carbides or nitrides and contributes to the strengthening of steel. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, if the content exceeds 0.12%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, V is limited to a range of 0.01 to 0.12%. More preferably, it is 0.02 to 0.08%.
  • Nb 0.01-0.08% Nb delays recrystallization in the austenite ( ⁇ ) temperature range, contributes to the refinement of ⁇ grains, and refines the substructure of martensite (for example, packets, blocks, lath). It is an element that has an effect of strengthening steel by forming carbides and acting extremely effectively on the conversion. In order to acquire such an effect, 0.01% or more of content is required. On the other hand, the content exceeding 0.08% promotes the precipitation of coarse precipitates (NbC, NbN) and causes a decrease in the resistance to sulfide stress cracking. For this reason, Nb was limited to the range of 0.01 to 0.08%. More preferably, it is 0.02 to 0.06%.
  • a packet is defined as a region composed of a group of laths having the same crystal habit plane arranged in parallel, and a block is composed of a group of laths parallel and in the same orientation.
  • Ti 0.03% or less
  • Ti is an element that forms carbides or nitrides and contributes to the strengthening of steel. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.01% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.03%, the formation of coarse TiN is promoted during casting, and since it does not dissolve even with subsequent heating, the toughness and resistance to sulfide stress cracking are reduced. For this reason, Ti was limited to the range of 0.03% or less. More preferably, the content is 0.01 to 0.02%.
  • B is an element that contributes to improving the hardenability when contained in a very small amount.
  • B is required to be contained in an amount of 0.0005% or more.
  • the effect is saturated or the formation of Fe-B boride makes it impossible to expect the desired effect, which is economically disadvantageous.
  • B is limited to the range of 0.0005 to 0.003%. More preferably, the content is 0.001 to 0.003%.
  • the above components are basic, but in addition to the basic composition, if necessary, Cu: 1.0% or less, and / or Ni: 1.0% or less, and / or W: 2.0% or less, and / or Alternatively, Ca: 0.001 to 0.005% may be selected and contained.
  • Cu 1.0% or less
  • Cu is an element having an action of increasing the strength of steel and improving toughness and corrosion resistance, and can be added as necessary.
  • strict sulfide stress cracking resistance it is an extremely important element.
  • the present invention contains 0.03% or more. It is desirable.
  • the content exceeds 1.0%, the effect is saturated and the cost is increased. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to 1.0% or less. More preferably, the content is 0.03% to 0.10%.
  • Ni 1.0% or less
  • Ni is an element that has the effect of increasing the strength of steel and improving toughness and corrosion resistance, and can be contained as required. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Ni: 0.03% or more, but even if Ni is contained in excess of 1.0%, the effect is saturated and the cost is increased. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ni: 1.0% or less.
  • W 2.0% or less W is an element that forms carbides and contributes to strengthening of steel, and can be contained as necessary.
  • W like Mo, forms carbides and contributes to an increase in strength by precipitation hardening, and also forms a solid solution, segregates at the prior austenite grain boundaries, and contributes to an improvement in resistance to sulfide stress cracking.
  • it is desirable to contain 0.03% or more, but inclusion exceeding 2.0% reduces the resistance to sulfide stress cracking. For this reason, it is preferable to limit W to 2.0% or less. More preferably, it is 0.05 to 0.50%.
  • Ca 0.001 to 0.005%
  • Ca has the action of controlling the form of so-called inclusions, with the expanded sulfide inclusions as granular inclusions, and through this form control of the inclusions, ductility, toughness and resistance to sulfide stress It is an element that has the effect of improving crackability, and can be contained if necessary. Such an effect becomes significant when the content is 0.001% or more. However, when the content exceeds 0.005%, nonmetallic inclusions increase, and ductility, toughness, and sulfide stress cracking resistance are deteriorated. For this reason, when contained, Ca is preferably limited to a range of 0.001 to 0.005%.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • the steel pipe of the present invention has the above-described composition, and has a structure in which the tempered martensite phase is the main phase and the prior austenite grains are 8.5 or more in particle size number.
  • the steel pipe of the present invention has a martensite phase structure, but has the desired toughness, ductility.
  • the main phase is a tempered martensite phase obtained by tempering these martensite phases.
  • the term “main phase” as used herein refers to a structure containing a tempered martensite phase single phase or a tempered martensite phase and a second phase of less than 5% by volume that does not affect the properties. And When the second phase is 5% or more, properties such as strength, toughness and ductility are deteriorated.
  • a structure having a tempered martensite phase as a main phase means a structure containing 95% or more of a tempered martensite phase by volume%.
  • the prior austenite ( ⁇ ) grain has a grain size number of 8.5 or more.
  • regulation of JIS-G-0551 shall be used for the particle size number of old ⁇ grain. If the prior ⁇ grains have a particle size number of less than 8.5, the substructure of the martensite phase produced by transformation from the ⁇ phase becomes coarse, and the desired sulfide stress cracking resistance cannot be ensured.
  • the steel pipe of the present invention has a thickness of 2.54 to 3.81 mm in the plate thickness direction from the inner surface of the pipe at four locations that are 90 ° apart from each other in the circumferential direction.
  • the load is 10kgf (test force: 98MPa)
  • each point has three points
  • the measured Vickers hardness HV10 is 295HV10 or less. That is, the steel pipe of the present invention is a steel pipe having a hardness of 295 HV10 or less at the maximum at least in each of the three positions on the inner surface side, the outer surface side, and the center of the plate thickness.
  • the resistance to sulfide stress cracking is significantly reduced. It is an indispensable requirement for producing steel pipes having excellent resistance to sulfide stress cracking without variations at all the measurement points (hardness) at 295HV10 or less at the three positions in the thickness direction described above. .
  • the steel pipe material having the above composition is heated to a temperature within a predetermined range, and thereafter, a seamless steel pipe having a predetermined size is obtained by hot working.
  • the production method of the steel pipe material having the above composition is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a generally known melting method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace or the like. It is preferable to make a slab such as a billet by a generally known continuous casting method. It is preferable to further heat the slab and subject the slab to hot working such as rolling to obtain a steel slab. This is effective for making the structure of the obtained steel pipe material uniform and making the steel pipe hardness 295HV10 or less. Further, there is no problem even if the steel pipe material is used by the ingot-bundling method instead of the continuous casting method.
  • These steel pipe materials are preferably heated to a temperature in the range of 1000 to 1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 1000 ° C.
  • the carbide is not sufficiently dissolved.
  • the temperature exceeds 1350 ° C.
  • the crystal grains become too coarse, cementite on the prior austenite ( ⁇ ) grain boundary becomes coarse, and impurity elements such as P and S are concentrated on the grain boundary (segregation). Becomes prominent, the grain boundary becomes brittle, and the grain boundary breakage tends to occur.
  • the holding time at the above-described temperature is within 4 hours.
  • the steel pipe material is preferably heated and held so that the temperature distribution is within ⁇ 20 ° C. over the entire circumference and the entire length. If the temperature distribution of the steel pipe material during heating is out of the above range, the structure of the steel pipe after hot working will vary, and it will not be possible to ensure the desired uniform hardness distribution after quenching and tempering treatment. .
  • the heated steel pipe material is then hot-worked and piped using a normal Mannesmann-plug mill method or Mannesmann-mandrel mill manufacturing process to obtain a seamless steel pipe of a predetermined size.
  • a seamless steel pipe is cooled to room temperature at a cooling rate higher than air cooling.
  • the temperature of the material to be rolled (steel pipe material) is preferably within ⁇ 50 ° C. over the entire circumference and length of the material to be rolled. If the temperature of the material to be rolled is out of the above-described range during rolling, the structure of the steel pipe after hot working will vary, and a desired uniform hardness distribution cannot be ensured after quenching and tempering.
  • the uneven thickness ratio of the obtained steel pipe can be adjusted to 8% or less.
  • Uneven thickness rate (maximum thickness-minimum thickness) / (average thickness)
  • the hot-worked seamless steel pipe is then subjected to a quenching treatment that is reheated and rapidly cooled (water-cooled) and a tempering treatment in order to stabilize the material and make the structure uniform.
  • the quenching process and the tempering process are preferably repeated twice or more. It is good also as a process which tempers after repeating a quenching process 2 times or more. By repeating the quenching treatment and tempering treatment twice or more, or by repeating the quenching treatment twice or more, the structure becomes more uniform, the maximum hardness decreases, and the resistance to sulfide stress cracking is remarkable. To increase.
  • the quenching treatment in the present invention after reheating to a quenching temperature of Ac 3 transformation point or more and 1050 ° C. or less, preferably 830 to 940 ° C., rapid cooling from the quenching temperature to a temperature range of Ms transformation point or less, preferably 100 ° C. or less. (Water cooling). Thereby, it can be set as the structure
  • the heating temperature of the quenching treatment it is preferable to limit the heating temperature of the quenching treatment to the Ac 3 transformation point or higher. If the quenching temperature is higher than 1050 ° C., the structure is coarsened, and the toughness and sulfide stress cracking resistance are reduced.
  • cooling from the quenching heating temperature is preferably water cooling of 2 ° C./s or more, and is performed up to a temperature range of Ms transformation point or less, preferably 100 ° C. or less.
  • tissue 95 volume% or more martensitic structure
  • the holding time at the quenching temperature is 5 min or more, preferably 10 min or less. Thereby, the homogenization of the structure is promoted, and the maximum hardness of the cross section of the steel pipe can be stabilized to 295HV10 or less.
  • the seamless steel pipe that has been tempered is subsequently tempered.
  • the tempering treatment is performed in order to reduce excessive dislocations, stabilize the structure, and combine desired high strength and excellent resistance to sulfide stress cracking.
  • the tempering temperature is preferably in the temperature range of 630 to 730 ° C. If the tempering temperature is out of the above range, hydrogen trap sites such as dislocations increase and the resistance to sulfide stress cracking decreases. On the other hand, if the tempering temperature is outside the above range, the softening of the structure becomes remarkable, the desired high strength cannot be ensured, and acicular M 2 C type precipitates increase, resulting in resistance to sulfide stress cracking. Decreases.
  • the tempering treatment is preferably a treatment of holding at a temperature within the above-described range for 10 minutes or more, and then preferably cooling to room temperature at a cooling rate of air cooling or more. Note that if the holding time at the tempering temperature is less than 10 minutes, the desired structure cannot be uniformized. Preferably, it is within 80 min. If the tempering holding time is too long, a Laves phase (Fe 2 Mo) is precipitated.
  • a straightening treatment is performed in order to correct the defective shape of the steel pipe and to reduce the hardness variation.
  • the straightening treatment is warm straightening performed in a temperature range of 580 ° C. or more and tempering temperature or less. In cold straightening performed at room temperature, the dislocation density increases and the resistance to sulfide stress corrosion cracking cannot be improved. The same applies to corrections performed at low temperatures below 580 ° C. If corrected in a high temperature range exceeding the tempering temperature, the strength decreases.
  • the straightening treatment is preferably performed so that the cross-sectional plasticity ratio is 1% or more and less than 10%. When the cross-section plasticity ratio is less than 1%, the effect of the straightening treatment becomes insufficient. On the other hand, at 10% or more, plastic deformation is added, the dislocation density serving as a hydrogen trap source increases, and the SSC resistance decreases.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and formed into a slab by a continuous casting method. These slabs were used as steel pipe materials, and were hot-worked and piped using a Mannesmann-plug mill manufacturing process to form seamless steel pipes having the dimensions shown in Table 2, and then cooled to room temperature. Next, the seamless steel pipe was reheated to the quenching temperature shown in Table 2 as it was hot-worked, followed by quenching treatment with water cooling and quenching treatment, followed by tempering treatment under the conditions shown in Table 2. Subsequently, correction was performed at the temperature shown in Table 2.
  • Test pieces were collected from the obtained steel pipes and subjected to a structure observation test, a tensile test, a cross-sectional hardness test, and a corrosion test.
  • the test method was as follows.
  • (1) Microstructure observation test A specimen for microstructural observation is collected from the obtained steel pipe, and the cross section (C cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the pipe is polished and corroded (corrosion liquid: nital liquid). : 1000 times) and a scanning electron microscope (magnification: 2000 times), the tissue was observed, imaged, and the type of tissue and its fraction were measured using an image analyzer.
  • the hardness HV10 was measured.
  • the measurement location was made into three points at each position.
  • the average hardness HV10 was calculated by arithmetic averaging, and the maximum hardness HV10 in each steel pipe was obtained.
  • Each of the examples of the present invention has a desired high strength (yield strength: 758 MPa or more), a desired hardness distribution with a maximum hardness of 295 HV10 or less, and a steel pipe excellent in sulfide stress cracking resistance. It has become.
  • comparative examples that are outside the scope of the present invention include a desired structure, a desired high strength, a desired hardness distribution with a maximum hardness of 295 HV10 or less, and / or a desired hardness distribution with a maximum hardness of 295 HV10 or less. The sulfide stress cracking resistance was reduced.

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Abstract

mass％で、Ｃ：0.15～0.50％、Si：0.1～1.0％、Mn：0.3～1.0％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01～0.1％以下、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.1～1.7％、Mo：0.40～1.1％、Ｖ：0.01～ 0.12％、Nb：0.01～0.08％、Ti：0.03％以下、Ｂ：0.0005～0.003％を含有する組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上である組織とを有し、管内表面から2.54～3.81mmの領域である内面側、管外表面から同じ距離離れた外面側、および板厚中心で、かつ円周方向で互いに90°離れた４位置で、いずれも295HV10以下となる硬さ分布を有する継目無鋼管とする。これにより、110ksi級（降伏強さ：758MPa以上）の高強度と、優れた耐SSC性を有する継目無鋼管となる。また、上記した組成に加えてさらに、Cu、および／または、Ｗ、および／または、Ni、および／または、Caを含有してもよい。

Description

耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
　本発明は、油井用として好適な高強度継目無鋼管に係り、とくに硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）の改善に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、110ksi級の強度、すなわち降伏強さが758MPa以上862MPa以下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、省みられなかったような深度が深い油田や、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て、例えば、特許文献１には、Ｃ：0.15～0.35％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～2.5％、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、CaSとCaOとの合計が50質量％以上であり、CaとAlとの複合酸化物が50質量％未満であり、かつ鋼の硬さがHRCで21～30の範囲内で、鋼の硬さおよびCaOとCaSの合計量Ｘ（質量％）が、特定の関係を満足する耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）に優れた油井管用鋼が記載されている。特許文献１に記載された技術では、耐SSC性に害のあるCaとAlとの複合酸化物を低減して無害のCaSとCaOへの反応を促進することにより、耐SSC性が向上した油井用鋼となるとしている。
　また、特許文献２には、Ｃ：0.15～0.35％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、sol.Al：0.001～0.1％以下、Cr：0.1～1.5％、Mo：０～1.0％、Ｎ：0.0070％以下、Ｖ：０～0.15％、Ｂ：０～0.0030％、Ti：０～Ａ％、ここでＡ＝3.4×Ｎ（％），さらにNb：0.005～0.012％を含む組成のビレットに、熱間で穿孔、圧延を行い、最終圧延温度900～1100℃の条件で製管して継目無鋼管とし、Ａr3点以上の温度域に保持したまま焼入れし、焼戻しをする、強度バラツキが小さく、オーステナイト粒度がASTM規格No.6以上の微細組織を有する継目無鋼管の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術では、鋼の組成および最終圧延温度を調整することにより、微細組織が得られ、強度ばらつきが小さくなるとしている。
　また、特許文献３には、高強度高耐食性継目無鋼管の製造方法が記載されている。特許文献３に記載された技術は、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05～1.00％、Mn：0.30～1.20％、Ｓ：0.03％以下、Cr：0.50～1.50％、Mo：0.10～2,00％、Ni：0.50％以下、Cu：0.10％以下を含む鋼管に、焼入れ焼戻後、400～750℃の温間で断面塑性率10～90％の塑性歪を加える継目無鋼管の製造方法である。特許文献３に記載された技術では、腐食雰囲気に接触する鋼管の内外表層の硬さが下がり、高強度と高耐食性の双方を満足する継目無鋼管となるとしている。
　また、特許文献４には、耐硫化物割れ性に優れた鋼が記載されている。特許文献４に記載された技術では、Ｃ：0.01～0.10％、Si：0.05～0.60％、Mn：0.50～2.50％、Ｐ：0.010％以下、Ｓ：0.002％未満、Al：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.020％、Ca：0.0005～0.0050％を含む組成に調整するとともに、ミクロビッカース硬さが250以下で、硬さの厚み方向での偏差が60以下になるように調整することにより、鋼の耐硫化物割れ性が向上するとしている。
　また、特許文献５には、高強度耐食性鋼管の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術では、Ｃ：0.30％以下、Si：0.05～1.00％、Mn：0.30～1.00％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.03％以下、Cr：0.30～1.50％、Mo：0.10～2.00％、Al：0.01～0.05％、Ｎ：0.015％以下を含み、さらにNb：0.01～0.04％、Ｖ：0.03～0.10％、Ti：0.01～0.05、Ｂ：0.0010～0.0050％、Ca：0.0010～0.0050％のうちの１種または２種以上を含有する鋼管に、２回の焼入れ焼戻しを行うにあたり、１回目の焼入れ焼戻し後に冷間若しくは温間で完全な曲り取りを行い、２回目の焼入れ焼戻し後は温間で軽微な曲り取りを行うかあるいは行なわないことによって、管の曲りが小さく、しかも肉厚方向の硬さ分布が均一な、110ksi級以上の高強度耐食性鋼管が得られるとしている。
特開2002－60893号公報 特開2000-219914号公報 特開平05－287380号公報 特開平07－166293号公報 特開平05－287381号公報
　しかしながら、耐SSC性に及ぼす各種要因は極めて複雑であり、110ksi級の高強度鋼管において安定して、耐SSC性を確保するための条件は明確になっていないのが現状である。例えば、特許文献１に記載された技術では、耐SSC性向上に有利な介在物を形成するための具体的な条件や、最高硬さについて明確になっていない。また、特許文献２に記載された技術では、最大硬さと最小硬さの差が示されているだけで、最高硬さの絶対値について記載がなく、耐SSC性確保のための具体的条件について言及されていない。また、特許文献３に記載された技術では、表層部の耐SSC性は向上すると言えるが、鋼管全体としての耐SSC性が十分であるとは言えない。また、特許文献４に記載された技術では、たかだかYS500MPa級程度までの鋼管の製造は可能であるが、それを超える高強度鋼管の製造は難しいという問題がある。また、特許文献５に記載された技術では、繰返し２回の焼入れ焼戻を行う必要があり、しかも各回の焼入れ焼戻処理の間で、曲り取り矯正を行うため、工程が複雑となり、生産性が低下するという恐れがある。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、油井用として好適な、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）に優れた高強度継目無鋼管を提供することを目的とする。なお、ここでいう「耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）に優れた」とは、ＮＡＣＥ TM0177 Method Ａの規定に準拠した、H２Sが飽和した0.5％酢酸＋5.0％食塩水溶液（液温：24℃）中での定荷重試験を実施し、降伏強さの85％の負荷応力で負荷時間：720時間を超えて、割れが生じない場合をいうものとする。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、継目無鋼管の強度および耐硫化物応力割れ性におよぼす各種要因について鋭意研究した。その結果、油井用の継目無鋼管として、所望の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを両立させるには、Moを１.1％以下程度まで低減し、さらに適正量のCr、Ｖ、Nb、Ｂを必須含有したうえで、さらに、
　鋼管の円周方向各位置において、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの内面側領域、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの外面側領域、および板厚中央で測定したビッカース硬さHV10がいずれも、最も高い値（最大硬さ）でも、295HV10以下である硬さ分布を有する継目無鋼管とする必要があることを見出した。そして、そのためには組織の均一化が重要となることを知見した。
　本発明は、かかる知見に基づいて、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
（１）油井用継目無鋼管であって、mass％で、Ｃ：0.15～0.50％、Si：0.1～1.0％、Mn：0.3～1.0％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01～0.1％、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.1～1.7％、Mo：0.40～1.1％、Ｖ：0.01～0.12％、Nb：0.01～0.08％、Ti：0.03％以下、Ｂ：0.0005～0.003％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の外面側、および、板厚中央の各３位置において、荷重：10kgf（試験力：98MPa）で、各位置各３点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下であることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｗ：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001～0.005％を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記油井用継目無鋼管の偏肉率が８％以下であることを特徴とする油井用継目無鋼管。
（６）mass％で、Ｃ：0.15～0.50％、Si：0.1～1.0％、Mn：0.3～1.0％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.01～0.1％、Ｎ：0.01％以下、Cr：0.1～1.7％、Mo：0.40～1.1％、Ｖ：0.01～0.12％、Nb：0.01～0.08％、Ti：0.03％以下、Ｂ：0.0005～0.003％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼管素材に、熱間加工を施し、所定形状の継目無鋼管とし、ついで、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却したのち、さらに再加熱し、焼入れ処理および焼戻処理を施し、ついで、580℃以上焼戻温度以下の温度範囲で温間矯正を施し、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の外面側、および、板厚中央の各３位置において、荷重：10kgf（試験力：98MPa）で、各位置各３点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下である硬さ分布を有する継目無鋼管とすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管の製造方法。
（７）（６）において、前記鋼管素材が、鋳片に熱間圧延を施してなる鋼片であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（８）（６）または（７）において、前記熱間加工のための加熱炉内での前記鋼管素材の温度が、該鋼管素材の全周および全長にわたり、±20℃以内であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（９）（６）または（７）において、前記熱間加工時の被圧延材の温度が、該被圧延材の全周および全長にわたり、±50℃以内であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（１０）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、前記焼入れ処理および焼戻処理を、２回以上繰返すことを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（１１）（６）ないし（９）のいずれかにおいて、焼入れ処理および焼戻処理に代えて、焼入れ処理を２回以上繰返したのち焼戻処理を施すことを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（１２）（６）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記焼入れ処理が、Ac3変態点～1050℃の範囲の焼入れ温度に再加熱し、５min以上保持したのち急冷する処理であり、前記焼戻処理が、630～730℃の範囲の焼戻温度に10min以上保持したのち冷却する処理であることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（１３）（６）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（１４）（６）ないし（１３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｗ：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
（１５）（６）ないし（１４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001～0.005％を含有する組成とすることを特徴とする油井用継目無鋼管の製造方法。
　本発明によれば、110ksi級の高強度と、さらに硫化水素を含む厳しい腐食環境下における優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備する高強度継目無鋼管を容易に、しかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。
図１は断面硬さの測定位置を模式的に示す説明図である。
　まず、本発明鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断わらないかぎりmass％は単に％で記す。
　Ｃ：0.15～0.50％
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。また、Ｃは、焼入れ性を向上させる元素であり、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、0.15％以上の含有を必要とする。一方、0.50％を超える含有は、焼戻時に、水素のトラップサイトとして作用する炭化物を多量に析出させ、鋼中への過剰な拡散性水素の侵入を阻止できなくなるとともに、焼入れ時の割れを抑制できなくなる。このため、Ｃは0.15～0.50％に限定した。なお、より好ましくは0.20～0.30％である。
　Si：0.1～1.0％
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、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、強い水素トラップサイトとして作用するとともに、有効元素の固溶量低下を招く。このため、Siは0.1～1.0％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.20～0.30％である。
　Mn：0.3～1.0％
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り、本発明では0.3％以上の含有を必要とする。一方、1.0％を超える含有は、粒界に析出するセメンタイトが粗大化し耐硫化物応力割れ性を低下させる。このため、Mnは0.3～1.0％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.4～0.8％である。
　Ｐ：0.015％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し、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、0.015％までは許容できる。このようなことから、Ｐは0.015％以下に限定した。なお、より好ましくは0.013％以下である。
　Ｓ：0.005％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、耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下する。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、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0.005％以下に限定した。
　Al：0.01～0.1％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しAlNを形成してオーステナイト結晶粒の微細化に寄与する。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、0.1％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し靭性が低下する。このため、Alは0.01～0.1％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.02～0.07％である。
　Ｎ：0.01％以下
Ｎは、Mo、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。しかし、これらの析出物は耐SSC性を低下させるとともに、焼戻時に析出するMC、M２C系の炭化物の析出量を低減し、所望の高強度化が期待できなくなる。このため、Ｎはできるだけ低減することが好ましく、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、MN型析出物は、鋼素材等の加熱時に、結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するため、Ｎは0.003％程度以上含有することがより好ましい。
　Cr：0.1～1.7％
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、M３C系、M７C３系、M２３C６系等の炭化物を形成し、とくにM３C系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、強度調整を容易にする。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.7％を超えて含有すると、多量のM７C３系炭化物、M２３C６系炭化物を形成し、水素のトラップサイトとして作用し耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、Crは0.1～1.7％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.5～1.5％、さらにより好ましくは0.9～1.5％である。
　Mo：0.40～1.1％
Moは、炭化物を形成し析出硬化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して更なる耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。また、Moは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピット等の生成・成長を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、0.40％以上の含有を必要とする。一方、1.1％を超える含有は、針状のM２C型析出物や、場合によってはLaves相（Fe２Mo）を形成し耐硫化物応力割れ性を低下させる。このため、Moは0.40～1.1％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.6～1.1％である。
　Ｖ：0.01～0.12％
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、0.01％以上の含有を必要とする。一方、0.12％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となる。このため、Ｖは0.01～0.12％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.02～0.08％である。
　Nb：0.01～0.08％
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、マルテンサイトの下部組織（例えばパケット（packet）、ブロック（block）、ラス（lath））の微細化に極めて有効に作用するとともに、炭化物を形成し鋼を強化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％以上の含有を必要とする。一方、0.08％を超える含有は、粗大な析出物（NbC、NbN）の析出を促進し、耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、Nbは0.01～0.08％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.02～0.06％である。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
　Ti：0.03％以下
Ti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、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.03％を超える含有は、鋳造時に粗大なTiＮの形成が促進され、その後の加熱でも固溶しないため、靭性や耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、Tiは0.03％以下の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.01～0.02％である。
　Ｂ：0.0005～0.003％
Ｂは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素であり、本発明では0.0005％以上の含有を必要とする。一方、0.003％を超えて多量に含有しても、効果が飽和するかあるいはFe－B硼化物の形成により、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。なお、0.003％を超えて含有すると、Mo２B、Fe２B等の粗大な硼化物の形成を促進し、熱延時に割れを発生しやすくする。このため、Ｂは0.0005～0.003％の範囲に限定した。なお、より好ましくは0.001～0.003％である。
　以上の成分が基本であるが、基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Cu：1.0％以下、および／または、Ni：1.0％以下、および／または、Ｗ：2.0％以下、および／または、Ca：0.001～0.005％を選択して含有してもよい。
　Cu：1.0％以下
Cuは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて添加できる。とくに、厳しい耐硫化物応力割れ性が要求される場合には、極めて重要な元素となる。添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、さらに割れの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力割れ性が顕著に向上するため、本発明では0.03％以上含有することが望ましい。一方、1.0％を超えて含有しても効果が飽和するうえ、コストの高騰を招く。このため、含有する場合には1.0％以下に限定することが好ましい。なお、さらに好ましくは、0.03％～0.10％である。
　Ni：1.0％以下
Niは、鋼の強度を増加させるとともに、靭性、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Ni：0.03％以上含有することが望ましいが、Ni：1.0％を超えて含有しても効果が飽和するうえ、コストの高騰を招く。このため、含有する場合には、Ni：1.0％以下に限定することが好ましい。
　Ｗ：2.0％以下
Ｗは、炭化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。
Ｗは、Moと同様に、炭化物を形成し析出硬化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.03％以上含有することが望ましいが、2.0％を超える含有は、耐硫化物応力割れ性を低下させる。このため、Ｗは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.05～0.50％である。
　Ca：0.001～0.005％
Caは、展伸した硫化物系介在物を粒状の介在物とする、いわゆる介在物の形態を制御する作用を有し、この介在物の形態制御を介して、延性、靭性や耐硫化物応力割れ性を向上させる効果を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、0.001％以上の含有で顕著となるが、0.005％を超える含有は、非金属介在物が増加し、かえって延性、靭性や耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、含有する場合には、Caは0.001～0.005％の範囲に限定することが好ましい。
　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。
　つぎに本発明鋼管は、上記した組成を有し、かつ焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上である組織を有する。
　多量の合金元素を含有することなく、比較的低い合金元素含有量で、110ksi級の高強度を確保するために、本発明鋼管では、マルテンサイト相組織とするが、所望の靭性、延性さらには耐硫化物応力割れ性の確保の観点から、これらマルテンサイト相を焼戻した焼戻マルテンサイト相を主相とする組織とする。ここでいう「主相」とは、焼戻マルテンサイト相単相、あるいは、焼戻マルテンサイト相に加えて、特性に影響しない範囲である、体積％で５％未満の第二相を含む組織とする。第二相が、５％以上となると、強度、さらには靭性、延性等の特性が低下する。なお、第二相としては、ベイナイト、パーライト、フェライトあるいはそれらの混合相等が例示できる。したがって、「焼戻マルテンサイト相を主相とする組織」とは、体積％で95％以上の焼戻マルテンサイト相を含む組織を意味する。
　また、本発明鋼管では、旧オーステナイト（γ）粒が粒度番号で8.5以上である組織とする。なお、旧γ粒の粒度番号は、JIS G 0551の規定に準拠して測定した値を用いるものとする。旧γ粒が粒度番号で8.5未満では、γ相から変態で生成するマルテンサイト相の下部組織が粗大化し、所望の耐硫化物応力割れ性を確保できなくなる。
　また、本発明鋼管は、図１に示すように、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の外面側、および、板厚中央の各３位置において、荷重：10kgf（試験力：98MPa）で、各位置各３点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下であることを特徴とする。すなわち、本発明鋼管は、少なくとも、上記した、管の内面側、外面側、および、板厚中央の各３位置における硬さが、最大でも295HV10以下となる鋼管である。少なくとも上記した板厚方向の３位置の測定点のうち、どれか１箇所の測定点で、硬さが、295HV10を超えると、耐硫化物応力割れ性が顕著に低下する。上記した板厚方向の３位置で、すべての測定点（硬さ）が295HV10以下とすることが、優れた耐硫化物応力割れ性を有する鋼管をばらつきなく製造するための、必須の要件である。
　つぎに、本発明鋼管の好ましい製造方法について説明する。
　上記した組成を有する鋼管素材を出発素材として、該鋼管素材を所定範囲の温度に加熱したのち、熱間加工により所定寸法の継目無鋼管とする。
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が、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、通常公知の連続鋳造法でビレット等の鋳片とすることが好ましい。なお、鋳片をさらに加熱し、該鋳片に圧延等の熱間加工を施し、鋼片とすることが好ましい。これにより、得られる鋼管素材の組織が均一化し、鋼管硬さを295HV10以下とするために有効である。また、連続鋳造法に代えて、造塊－分塊法で鋼管素材としてもなんら問題はない。
　これら鋼管素材を、好ましくは1000～1350℃の範囲の温度に加熱する。加熱温度が1000℃未満では、炭化物の溶解が不十分となる。一方、1350℃を超えると、結晶粒が粗大化しすぎて、旧オーステナイト（γ）粒界上のセメンタイトが粗大化するとともに、Ｐ，Ｓ等の不純物元素の粒界上への濃化（偏析）が顕著となり、粒界が脆弱となり、粒界破壊を生じやすくなる。なお、上記した温度での保持時間は４ｈ以内とすることが生産性の観点から好ましい。
　なお、熱間加工のための加熱炉内では、鋼管素材は、その全周および全長にわたり、±20℃以内の温度分布となるように加熱保持されることが好ましい。加熱時の鋼管素材の温度分布が、上記した範囲を外れると、熱間加工後の鋼管の組織にばらつきが生じ、焼入れ焼戻処理を施した後に、所望の均一な硬さ分布を確保できなくなる。
　加熱された鋼管素材は、ついで、通常のマンネスマン－プラグミル方式、あるいはマンネスマン－マンドレルミル方式の製造工程を用いて熱間加工し造管して、所定寸法の継目無鋼管とする。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管を製造してもよい。なお、造管後、継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する。なお、熱間加工時には、被圧延材（鋼管素材）の温度は、被圧延材の全周および全長にわたり、±50℃以内とすることが好ましい。圧延時に被圧延材の温度が、上記した範囲を外れると、熱間加工後の鋼管の組織にばらつきが生じ、焼入れ焼戻処理を施した後に、所望の均一な硬さ分布を確保できなくなる。
　このような鋼管素材、被圧延材の温度管理を行うことにより、得られる鋼管の偏肉率は８％以下に調整できる。なお、偏肉率は次式を用いて算出するものとする。
偏肉率＝（最大肉厚－最小肉厚）／（平均肉厚）
　熱間加工後の継目無鋼管には、ついで材質安定化、組織均一化のために、再加熱し急冷（水冷）する焼入れ処理と、さらに焼戻処理を施す。なお、焼入れ処理および焼戻処理は２回以上繰返すことが好ましい。焼入れ処理を２回以上繰返した後、焼戻する処理としてもよい。焼入れ処理および焼戻処理を２回以上繰返すこと、あるいは焼入れ処理を２回以上繰返すことにより、組織の均一化がより進行し、最大硬さが低下して、耐硫化物応力割れ性が顕著に増加する。
　本発明における焼入れ処理は、Ａc3変態点以上1050℃以下、好ましくは830～940℃の焼入れ温度に再加熱したのち、該焼入れ温度からMs変態点以下、好ましくは100℃以下の温度域まで急冷（水冷）する処理とする。これにより、微細なγ相から変態した微細な下部組織を有するマルテンサイト相を主相とする組織とすることができる。焼入れ加熱温度が、Ａc3変態点未満では、オーステナイト単相域に加熱することができず、その後の冷却で十分なマルテンサイト組織とすることができないため、所望の強度を確保できなくなる。このため、焼入れ処理の加熱温度はＡc3変態点以上に限定することが好ましい。なお、焼入れ温度を1050℃を超えて高温とすると、組織の粗大化を招き、靭性および耐硫化物応力割れ性が低下する。
　また、焼入れ加熱温度からの冷却は、好ましくは２℃／ｓ以上の水冷とし、Ms変態点以下、好ましくは100℃以下の温度域まで行う。これにより、十分な焼入れ組織（95体積％以上のマルテンサイト組織）を得ることができる。また、焼入れ温度における保持時間は、５min以上、好ましくは10min以下とする。これにより、組織の均一化が促進され、鋼管断面の最大硬さを295HV10以下に安定してすることができる。
　焼入れ処理を施された継目無鋼管は、引続き、焼戻処理を施される。
　本発明では焼戻処理は、過剰な転位を減少させ組織の安定化を図り、所望の高強度と優れた耐硫化物応力割れ性とを兼備させるために行う。
　焼戻温度は、630～730℃の温度域の温度とすることが好ましい。焼戻温度が上記した範囲を低く外れると、転位等の水素トラップサイトが増加し、耐硫化物応力割れ性が低下する。一方、焼戻温度が上記した範囲を高く外れると、組織の軟化が著しくなり、所望の高強度を確保できなくなるうえ、針状のM２C型析出物が増加し、耐硫化物応力割れ性が低下する。なお、焼戻処理は、上記した範囲内の温度で、10min以上保持したのち、好ましくは空冷以上の冷却速度で、好ましくは室温まで冷却する処理とすることが好ましい。なお、焼戻温度での保持時間が、10min未満では、所望の組織の均一化が達成できない。なお、好ましくは、80min以内である。焼戻保持時間が長すぎると、Laves相（Fe２Mo）が析出する。
　焼入れ処理および焼戻処理後に、鋼管形状の不良を矯正するため、および硬さバラツキを低減するために、矯正処理を行う。矯正処理は、580℃以上焼戻温度以下の温度範囲で行う温間矯正とする。室温で行う冷間矯正では、転位密度が増加し、耐硫化物応力腐食割れ性の改善ができない。580℃未満の低温域で行う矯正でも同様である。焼戻温度超えの高温域で矯正すると、強度が低下する。なお、矯正処理では、断面塑性率が１％以上10％未満となるように行うことが好ましい。断面塑性率が１％未満では、矯正処理の効果が不十分となる。一方、10％以上では、塑性変形が加わり、水素トラップ源となる転位密度が増加し、耐SSC性が低下する。
　以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片とした。これら鋳片を鋼管素材として、マンネスマン－プラグミル方式の製造工程を用いて熱間加工し造管して、表２に示す寸法の継目無鋼管としたのち、室温まで空冷した。ついで、熱間加工まま継目無鋼管に表２に示す焼入れ温度まで再加熱し、水冷する焼入れ処理と、焼入れ処理に引続き、表２に示す条件の焼戻処理を施した。ついで、表２に示す温度で矯正を行った。
　得られた鋼管から、試験片を採取し、組織観察試験、引張試験、断面硬さ試験、腐食試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察試験
得られた鋼管から、組織観察用試験片を採取し、管長手方向に直交する断面（Ｃ断面）を研磨、腐食（腐食液：ナイタール液）して、光学顕微鏡（倍率：1000倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：2000倍）で組織を観察し、撮像して、画像解析装置を用い、組織の種類およびその分率を測定した。
　なお、旧γ粒界の現出は、ピクラール腐食液を用いて腐食し、得られた組織を光学顕微鏡（倍率：1000倍）で各３視野観察し、JIS G 0551の規定に準拠して、切断法を用いて旧γ粒の粒度番号を求めた。
（２）断面硬さ試験
　また、得られた鋼管の管端から400mmの位置で、図１にしめすように、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の外面側、および、板厚中央の各３位置において、荷重：10kgf（試験力：98MPa）で、ビッカース硬さHV10を測定した。なお、測定箇所は、各位置各３点とした。得られた測定値について、算術平均して平均硬さHV10を算出するとともに、各鋼管における最大硬さHV10を求めた。
（３）腐食試験
得られた鋼管から、腐食試験片を10本採取し、NACE  TM0177  Method Ａの規定に準拠した、H２Sが飽和した0.5％酢酸＋5.0％食塩水溶液（液温：24℃）中での定荷重試験を実施し、降伏強さの85％の負荷応力で、720時間、負荷したのち、試験片の割れの有無を観察し、耐硫化物応力割れ性を評価した。なお、割れ観察は、倍率：10倍の投影機を使用した。耐硫化物応力割れ性の評価は、割れ発生率(＝（割れが発生した試験片本数）／（全試験片数）×100（％）)で行った。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、所望の高強度（降伏強さ：758MPa以上）を有するとともに、最大硬さが295HV10以下という所望の硬さ分布を確保でき、耐硫化物応力割れ性に優れた鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の組織、所望の高強度、最大硬さが295HV10以下という所望の硬さ分布、および／または、最大硬さが295HV10以下という所望の硬さ分布を確保できず、耐硫化物応力割れ性が低下していた。

Claims (15)

  1. 　油井用継目無鋼管であって、mass％で、
    　Ｃ：0.15～0.50％、　　 　　　　　　　　 Si：0.1～1.0％、
    Mn：0.3～1.0％、　　 　　　　　　　　　Ｐ：0.015％以下、
    Ｓ：0.005％以下、                       Al：0.01～0.1％、
    Ｎ：0.01％以下、　　　　　　　　　　　　Cr：0.1～1.7％、
    Mo：0.40～1.1％、     　　　　　　　　　Ｖ：0.01～0.12％、
    Nb：0.01～0.08％、　　　　　　　　　　　Ti：0.03％以下、
    Ｂ：0.0005～0.003％
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上である組織とを有し、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の外面側、および、板厚中央の各３位置において、荷重：10kgf（試験力：98MPa）で、各位置各３点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下であることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管。
  2. 　前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の油井用継目無鋼管。
  3. 　前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｗ：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載の油井用継目無鋼管。
  4. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001～0.005％を含有する組成とすることを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の油井用継目無鋼管。
  5. 前記油井用継目無鋼管の偏肉率が８％以下であることを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の油井用継目無鋼管。
  6. 　mass％で、
    　Ｃ：0.15～0.50％、　　 　　　　　　　　 Si：0.1～1.0％、
    Mn：0.3～1.0％、　　 　　　　　　　　　Ｐ：0.015％以下、
    Ｓ：0.005％以下、                       Al：0.01～0.1％、
    Ｎ：0.01％以下、 　　　　　　　　　　　 Cr：0.1～1.7％、
    Mo：0.40～1.1％、     　　　　　　　　  Ｖ：0.01～0.12％、
    Nb：0.01～0.08％、　　　　　　　　　　　Ti：0.03％以下、
    Ｂ：0.0005～0.003％
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成の鋼管素材に、
    熱間加工を施し、所定形状の継目無鋼管とし、ついで、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却したのち、さらに再加熱し、焼入れ処理および焼戻処理を施し、ついで、580℃以上焼戻温度以下の温度範囲で温間矯正を施し、円周方向に互いに90°離れた４箇所で、管内表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の内面側、管外表面から板厚方向に2.54～3.81mmの領域の外面側、および、板厚中央の各３位置において、荷重：10kgf（試験力：98MPa）で、各位置各３点、測定したビッカース硬さHV10がいずれも、295HV10以下である硬さ分布を有する継目無鋼管とすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた油井用継目無鋼管の製造方法。
  7. 前記鋼管素材が、鋳片に熱間圧延を施してなる鋼片であることを特徴とする請求項６に記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  8. 前記熱間加工のための加熱炉内での前記鋼管素材の温度が、該鋼管素材の全周および全長にわたり、±20℃以内であることを特徴とする請求項６または７に記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  9. 前記熱間加工時の被圧延材の温度が、該被圧延材の全周および全長にわたり、±50℃以内であることを特徴とする請求項６ないし８のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  10. 前記焼入れ処理および焼戻処理を、２回以上繰返すことを特徴とする請求項６ないし９のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  11. 前記焼入れ処理および焼戻処理に代えて、焼入れ処理を２回以上繰返したのち焼戻処理を施すことを特徴とする請求項６ないし９のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  12. 前記焼入れ処理が、Ac3変態点～1050℃の範囲の焼入れ温度に再加熱し、５min以上保持したのち急冷する処理であり、前記焼戻処理が、630～730℃の範囲の焼戻温度に10min以上保持したのち急冷する処理であることを特徴とする請求項６ないし１１のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  13. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する組成とすることを特徴とする請求項６ないし１２のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  14. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｗ：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項６ないし１３のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
  15. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001～0.005％を含有する組成とすることを特徴とする請求項６ないし１４のいずれかに記載の油井用継目無鋼管の製造方法。
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