WO2013133076A1 - 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法 - Google Patents

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桂一 近藤
勇次 荒井
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength steel material having excellent resistance to sulfide stress cracking. Specifically, the present invention relates to a method for producing a high-strength steel material excellent in sulfide stress cracking resistance, which is particularly suitable as a casing for oil wells and gas wells, steel pipes for oil wells such as tubing. More specifically, the present invention relates to an inexpensive method for producing a low-alloy high-strength steel material that is excellent in strength and sulfide stress cracking resistance and can be expected to improve toughness due to refinement of prior austenite grains.
  • oil wells and gas wells are collectively referred to simply as “oil wells”.
  • oil well pipes high strength steel pipes for oil wells (hereinafter referred to as “oil well pipes”) are required. Yes.
  • an oil well pipe having an 80 ksi class that is, a yield stress (hereinafter referred to as “YS”) of 551 to 655 MPa (80 to 95 ksi), or a 95 ksi class, that is, a YS of 655 to 758 MPa (95).
  • Oil well pipes of ⁇ 110 ksi) have been widely used.
  • oil well pipes having a 110 ksi class, that is, YS of 758 to 862 MPa (110 to 125 ksi), and further 125 ksi class, that is, a YS of 862 to 965 MPa (125 to 140 ksi) have begun to be used.
  • SSC sulfide stress cracking
  • SSCC sulfide corrosion cracking
  • Patent Documents 1 and 2 propose a method for improving SSC resistance by limiting nonmetallic inclusions to a specific size.
  • Patent Document 4 discloses a technique for refining crystal grains and improving SSCC resistance by subjecting a low alloy steel to quenching treatment twice or more.
  • Patent Document 5 also discloses a technique for improving the toughness by refining crystal grains by the same treatment.
  • the steel pipe after hot pipe making is directly quenched from the temperature above the Ar 3 transformation point, and then tempered using the retained heat of the hot pipe made steel pipe.
  • direct quenching method the steel pipe after hot pipe making is subsequently soaked at a temperature of Ar 3 or higher (hereinafter, also referred to as “supplemental heat”), and then Ar.
  • supplemental heat also referred to as “supplemental heat”.
  • a process in which quenching is performed from three or more temperatures and then tempering is also performed.
  • Patent Documents 6 and 7 respectively reheat the steel pipe directly quenched and the steel pipe quenched by in-line heat treatment before final tempering, A method of quenching from a temperature of Ar 3 or higher has been proposed.
  • Patent Documents 4 and 5 either in the middle of a plurality of reheating quenching processes, and in Patent Documents 6 and 7, respectively, between the quenching process by direct quenching and in-line heat treatment and the reheat quenching process. Is also disclosed to perform tempering at a temperature of Ac 1 point or less.
  • Patent Documents 4 and 7 it has been proposed to make the crystal grains ultrafine by increasing the rate of temperature increase during reheating and quenching, but the heating means becomes induction heating or the like, Significant equipment modification is required.
  • the present invention has been made in view of the above-described present situation, and an object thereof is to provide an inexpensive method for manufacturing a high-strength steel material having excellent SSC resistance.
  • the present invention is a method for producing a high-strength steel material that realizes refinement of prior austenite grains by means of high economic efficiency, thereby being excellent in SSC resistance and further expected to improve toughness.
  • “high strength” means that YS is 655 MPa (95 ksi) or more, preferably 758 MPa (110 ksi) or more, and more preferably 862 MPa (125 ksi) or more.
  • prior austenite grains can be refined by further reheating to a temperature of Ac 3 point or higher after quenching.
  • quenching is further repeated on the quenched steel, it is often performed to perform intermediate tempering at a temperature of Ac 1 point or less after the preceding quenching treatment.
  • This intermediate tempering has the effect of preventing delayed fracture such as so-called “cracking” that occurs in quenched steel.
  • the above-described intermediate tempering needs to be performed under appropriate conditions. If the temperature of the intermediate tempering is too low or the heating time is too short, a sufficient cracking suppression effect may not be obtained. On the other hand, even if the temperature is less than Ac 1 point, if the temperature of intermediate tempering is too high or the heating time is excessive, even if reheating and quenching is performed after intermediate tempering, the effect of crystal grain refinement is obtained. It may be lost, and the effect of improving SSC resistance may be lost.
  • the present inventors can provide a high-strength steel material with a sufficient crack-inhibiting effect, and at the same time, an inexpensive manufacturing method that can also provide good SSC resistance by realizing refinement of prior austenite grains.
  • Various studies were conducted.
  • present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the present invention lies in the following method for producing a high-strength steel material having excellent resistance to sulfide stress cracking.
  • present invention (1) to “present invention (7)”, respectively.
  • present invention (1) to the present invention (7) may be collectively referred to as “the present invention”.
  • a step of cooling after heating to a temperature exceeding Ac 1 point and less than Ac 3 point [2] A process of reheating to a temperature of Ac 3 or higher, quenching and quenching, [3] A step of tempering at a temperature of Ac 1 point or less.
  • a step of cooling after heating to a temperature exceeding Ac 1 point and less than Ac 3 point [2] A process of reheating to a temperature of Ac 3 or higher, quenching and quenching, [3] A step of tempering at a temperature of Ac 1 point or less, (A) Nb: 0.4% or less, V: 0.5% or less, and B: 0.01% or less (b) Ca: 0.005% or less, Mg: 0.005% or less, and REM: 0.005 %Less than
  • the heating in the step [1] is performed by a heating apparatus connected to a quenching apparatus that performs direct quenching, and has high resistance to sulfide stress cracking according to (5) above.
  • a high-strength steel material having excellent SSC resistance can be obtained at a low cost.
  • a high-strength, low-alloy steel seamless well pipe having excellent SSC resistance can be manufactured at a relatively low manufacturing cost.
  • improvement in toughness due to refinement of prior austenite grains can also be expected.
  • C 0.15-0.65% C is an element necessary for improving the hardenability and improving the strength. However, if the C content is less than 0.15%, the effect of improving the hardenability is poor and sufficient strength cannot be obtained. On the other hand, when C is contained exceeding 0.65%, the tendency of occurrence of quench cracks during quenching becomes significant. Therefore, the C content is set to 0.15 to 0.65%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.20%, more preferably 0.23%. Further, the upper limit of the C content is preferably 0.45%, and more preferably 0.30%.
  • Si 0.05 to 0.5% Si is necessary for deoxidation of steel, and has the effect of increasing the temper softening resistance and improving the SSC resistance.
  • Si when Si is contained excessively, the steel becomes brittle and the SSC resistance is also lowered.
  • the Si content exceeds 0.5%, the toughness and the SSC resistance are significantly lowered. . Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.5%.
  • the Si content is preferably 0.15% at the lower limit and 0.35% at the upper limit.
  • Mn 0.1 to 1.5% Mn is contained for deoxidation and desulfurization of steel. However, if the Mn content is less than 0.1%, the above effect is poor. On the other hand, when Mn is contained exceeding 1.5%, toughness and SSC resistance are lowered. Therefore, the Mn content is set to 0.1 to 1.5%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.15%, more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.85%, and more preferably 0.55%.
  • Cr 0.2 to 1.5% Cr is an element that ensures hardenability and improves SSC resistance as well as strength. However, if the Cr content is less than 0.2%, a sufficient effect cannot be obtained. On the other hand, when the content of Cr exceeds 1.5%, the SSC resistance is lowered, and the toughness is further lowered. Therefore, the Cr content is set to 0.2 to 1.5%. Note that the lower limit of the Cr content is preferably 0.35%, and more preferably 0.45%. Further, the upper limit is preferably 1.28%, and more preferably 1.2%.
  • Mo 0.1-2.5% Mo enhances hardenability and secures high strength and improves temper softening resistance. Therefore, tempering at a high temperature is possible, and as a result, the carbide shape is spheroidized and SSC resistance is improved.
  • Mo content is set to 0.1 to 2.5%.
  • the lower limit of the Mo content is preferably 0.3%, more preferably 0.4%.
  • the upper limit of the Mo content is preferably 1.5%, and more preferably 1.0%.
  • Ti 0.005 to 0.50%
  • Ti has the effect of fixing N, which is an impurity in steel, and improving the hardenability by making B exist in a solid solution state in the steel during quenching. Moreover, it precipitates as a fine carbonitride in the temperature rising process for reheating and quenching, and has an effect of preventing coarsening of crystal grains and abnormal grain growth during reheating and quenching.
  • the Ti content is set to 0.005 to 0.50%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.010%, and more preferably 0.012%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.10%, and more preferably 0.030%.
  • Al 0.001 to 0.50%
  • Al is an element effective for deoxidation of steel. However, if the Al content is less than 0.001%, the desired effect cannot be obtained, and if it exceeds 0.50%, inclusions increase and the toughness decreases, and the SSC resistance increases due to the coarsening of the inclusions. descend. Therefore, the Al content is set to 0.001 to 0.50%.
  • the Al content is preferably 0.005% at the lower limit and 0.05% at the upper limit.
  • the content of Al is sol. It means the amount of Al (acid-soluble Al).
  • One of the chemical compositions of steel used in the production method of the present invention (specifically, the chemical composition of the steel according to the present invention (1)) is composed of Fe and impurities in the balance in addition to the above elements.
  • Ni is 0.1% or less
  • P is 0.04% or less
  • S is 0.01% or less
  • N is 0.01% or less
  • O is 0.01% or less.
  • impurities are elements mixed in due to various factors in the manufacturing process, including raw materials such as ores and scraps, when steel is industrially produced, and have an adverse effect on the present invention. It means what is allowed in the range not given.
  • Ni 0.1% or less Ni deteriorates the SSC resistance. In particular, when the Ni content exceeds 0.1%, the SSC resistance is significantly lowered. Therefore, the content of Ni in the impurities is set to 0.1% or less.
  • the Ni content is preferably 0.05% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • P 0.04% or less P segregates at the grain boundary and decreases toughness and SSC resistance.
  • the content of P in the impurities is set to 0.04% or less.
  • the upper limit of the P content in the impurities is preferably 0.025%, more preferably 0.015%.
  • S 0.01% or less S generates coarse inclusions and decreases toughness and SSC resistance.
  • the content of S in the impurities is set to 0.01% or less.
  • the upper limit of the S content in the impurities is preferably 0.005%, and more preferably 0.002%.
  • N 0.01% or less N combines with B to prevent the effect of improving the hardenability of B, and when it is excessively present, coarse inclusions are formed together with Al, Ti, Nb, etc. toughness and SSC resistance. There is a tendency to decrease the sex. In particular, when the N content exceeds 0.01%, the toughness and the SSC resistance are significantly lowered. Therefore, the N content in the impurities is set to 0.01% or less. The upper limit of the N content in the impurities is preferably 0.005%.
  • the upper limit of the O content in the impurities is preferably 0.005%.
  • the other chemical composition of the steel used for the production method of the present invention (specifically, the chemical composition of the steel according to the present invention (2)) is Nb, V, B, Ca, Mg, and REM ( One or more of the rare earth elements).
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM means the total content of one or more elements of REM.
  • Nb 0.4% or less
  • V 0.5% or less
  • B 0.01% or less Nb, V, and B all have an effect of improving SSC resistance. For this reason, when it is desired to obtain better SSC resistance, these elements may be contained.
  • Nb, V and B will be described.
  • Nb 0.4% or less
  • Nb is an element having the effect of precipitating as a fine carbonitride to refine the prior austenite grains and improving the SSC resistance, and may be contained as necessary.
  • the Nb content exceeds 0.4%, the toughness deteriorates. Therefore, the content of Nb in the case of inclusion is set to 0.4% or less.
  • the Nb content is preferably 0.1% or less.
  • the content of Nb in the case of inclusion is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • V 0.5% or less V precipitates as fine carbides (VC) during tempering and increases temper softening resistance, so that tempering at high temperatures is possible, and as a result, there is an effect of improving SSC resistance. . Further, V has an effect of suppressing the generation of needle-like Mo 2 C that becomes the starting point of SSC generation when the Mo content is large. Furthermore, by containing V in combination with Nb, even greater SSC resistance can be obtained. For this reason, you may contain V as needed. However, when the content of V exceeds 0.5%, the toughness decreases. Therefore, when V is included, the content of V is set to 0.5% or less. In addition, when V is contained, the content of V is preferably 0.2% or less.
  • the V content in the case of inclusion is preferably 0.02% or more.
  • the above amount of V in combination when 0.68% or more of Mo is contained in the steel, in order to suppress the formation of acicular Mo 2 C, it is preferable to contain the above amount of V in combination.
  • B 0.01% or less
  • B is an element that has the effect of improving hardenability and improving SSC resistance, and may be contained as necessary. However, if the content of B exceeds 0.01%, the SSC resistance is lowered, and the toughness is also lowered. Therefore, when B is included, the B content is set to 0.01% or less. When B is included, the B content is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.0025% or less.
  • the B content when contained is preferably 0.0001% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • the effect of B is manifested when B is present in a solid solution state in the steel.
  • B when B is contained, for example, it is preferable to adjust the chemical composition so as to include an amount of Ti that can fix N having a high affinity with B as a nitride.
  • the content of these elements when contained is preferably 0.001% or more.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM.
  • REM is generally contained in misch metal. For this reason, for example, it may be added in the form of misch metal and contained so that the amount of REM falls within the above range.
  • the above-mentioned Ca, Mg and REM can be contained in only one of them, or in a combination of two or more. Note that the total content of these elements is preferably 0.006% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the method for producing a high-strength steel material excellent in resistance to sulfide stress cracking according to the present invention has the chemical composition described in the item (A), and the steel processed into a required shape hot, [1] A step of cooling after heating to a temperature exceeding Ac 1 point and less than Ac 3 point, [2] A process of reheating to a temperature of Ac 3 or higher, quenching and quenching, [3] A step of tempering at a temperature of Ac 1 point or less, Are sequentially applied.
  • the production history until the step [1] is performed is particularly limited. It is not something.
  • the steel is processed into a required shape by various methods, such as ingot or cast slab after melting, by hot rolling, forging, etc. by a normal method, after hot working to the required shape, It may be steel cooled at a cooling rate such as air cooling, or may be steel cooled at a high cooling rate such as water cooling.
  • the steps [1] to [3] are subsequently performed in order to perform tempering at a temperature below the Ac 1 point in [3] above. This is because after finishing, the structure is mainly composed of fine tempered martensite.
  • the heating in the step [1] must be performed at a temperature exceeding the Ac 1 point and below the Ac 3 point. When the heating temperature is out of the above temperature range, sufficient refinement of prior austenite grains may not be realized even if reheating and quenching is performed in the next step [2].
  • the process [1] does not necessarily require any special limitation except that heating is performed at a temperature exceeding the Ac 1 point and below the Ac 3 point, that is, a two-phase region temperature of ferrite and austenite.
  • T is the heating temperature (° C.) and t is the heating time (h).
  • PL (T + 273) ⁇ (20 + log 10 t)
  • the refining of austenite grains is achieved by performing a step of reheating to a temperature of Ac 3 point or higher in [2], that is, austenite temperature range, quenching and quenching. .
  • the reheating temperature in the step [2] exceeds (Ac 3 point + 100 ° C.)
  • the prior austenite grains may be coarsened.
  • it is desirable that the reheating temperature in the step [2] is (Ac 3 points + 100 ° C.) or less.
  • the quenching method need not be particularly limited. Water quenching is common, but if it is a treatment that causes martensitic transformation, it may be quenched by appropriate means such as mist quenching.
  • the sulfide stress cracking resistance is excellent.
  • a high-strength steel material can be obtained.
  • the lower limit of the tempering temperature may be appropriately determined depending on the chemical composition of steel and the strength required for the steel material. For example, the tempering temperature may be increased to decrease the strength, while the tempering may be performed at a lower temperature to increase the strength.
  • the cooling after tempering is preferably air cooling.
  • the high-strength steel material excellent in sulfide stress cracking resistance is a seamless steel pipe
  • a billet having the chemical composition described in the item (A) is prepared.
  • the billet may be rolled from a steel ingot such as bloom or slab, or may be cast by round CC. Of course, it may be formed from an ingot.
  • the billet is hot-formed. Specifically, it is first heated to a temperature range in which drilling is possible, and is subjected to hot drilling.
  • the billet heating temperature before drilling is usually in the range of 1100-1300 ° C.
  • the means for hot drilling is not necessarily limited.
  • a hollow shell can be obtained by Mannesmann drilling or the like.
  • the resulting hollow shell is subjected to stretching and finishing.
  • Stretching is a process for producing a seamless steel pipe having a desired shape and dimensions by drawing and adjusting the dimensions of a hollow shell pipe drilled by a punching machine, and can be performed by, for example, a mandrel mill or a plug mill.
  • the finishing process can be performed by a sizer or the like.
  • the degree of processing for stretching and finishing is not necessarily limited.
  • the finishing temperature in the finishing process is desirably 1100 ° C. or lower.
  • the more preferable finishing temperature in finishing is 1050 degrees C or less.
  • processing may become difficult at a temperature of 900 ° C. or lower due to an increase in deformation resistance, it is desirable to make a pipe at a temperature exceeding 900 ° C.
  • the hot-finished seamless steel pipe may be air-cooled as it is as shown in the present invention (3).
  • the “air cooling” includes so-called “natural cooling” or “cooling”.
  • the hot-finished seamless steel pipe is supplemented in-line at a temperature of Ar 3 point or higher and 1050 ° C. or lower, and a temperature of Ar 3 point or higher, that is, an austenite temperature. It may be quenched from the zone. In this case, since the quenching is performed twice including the reheating quenching performed in the subsequent step [2], crystal grain refinement can be realized.
  • the upper limit of the supplementary heat temperature is preferably 1000 ° C.
  • a quenching method from the above-mentioned temperature of Ar 3 or higher general water quenching is economical, but a quenching method causing martensitic transformation is sufficient, for example, mist quenching may be used.
  • the above hot-finished seamless steel pipe may be directly quenched from a temperature not lower than the Ar 3 point, that is, from the austenite temperature range. Also in this case, since the quenching is performed twice including the reheating quenching performed in the subsequent step [2], the grain refinement can be realized.
  • a quenching method from a temperature of Ar 3 or higher general water quenching is economical, but a quenching method causing martensite transformation is sufficient, and for example, mist quenching may be used.
  • the seamless steel pipe after the hot working and the subsequent cooling by the above-described method is heated to a temperature of more than Ac 1 point and less than Ac 3 point in the above-mentioned [1], which is a characteristic process of the present invention.
  • the process of cooling is given.
  • the heating performed before the step [2], that is, the heating in the step [1] may be referred to as “intermediate heat treatment”.
  • the present invention In the case where an intermediate heat treatment is performed after the hot-finished seamless steel pipe is in-line supplemented at a temperature of Ar 3 point or higher and 1050 ° C. or lower and quenched from a temperature of Ar 3 point or higher, the present invention (6) As shown, the intermediate heat treatment is preferably performed by a heating device connected to an in-line heat treatment quenching device. In addition, when the above-mentioned hot-finished seamless steel pipe is directly quenched from a temperature of Ar 3 or higher and then subjected to an intermediate heat treatment, the intermediate heat treatment is performed in-line as shown in the present invention (7). It is preferable to carry out with the heating apparatus connected with the quenching apparatus of heat processing. By using the above heating equipment, a sufficient cracking suppression effect can be obtained.
  • the heating conditions in step [1] are not necessarily limited except for heating at a temperature exceeding the Ac 1 point and below the Ac 3 point, that is, the two-phase temperature of ferrite and austenite. There is no need to provide.
  • the seamless steel pipe subjected to the step [1] is subjected to reheating and quenching in the step [2], and further tempered in the step [3].
  • Example 1 Components of steels A to L having the chemical compositions shown in Table 1 were adjusted using a converter, and then continuously cast to produce billets having a diameter of 310 mm.
  • Table 1 shows the Ac 1 point and Ac 3 calculated using the Andrews formula (KW Andrews: JISI, 203 (1965), pp. 721 to 727) shown in [1] and [2] below. The points are also shown.
  • W Andrews: JISI, 203 (1965), pp. 721 to 727) shown in [1] and [2] below. The points are also shown.
  • Cu, W, and As were not detected in the impurities at concentrations that would affect the calculated values.
  • C, Si, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Ti, Al, W, As, and P in the above formula mean the content in mass% of the element.
  • a billet heated to 1250 ° C. was first perforated by Mannesmann Piercer to obtain a hollow shell.
  • the hollow shell is subjected to a diameter reduction process by a reducer as a drawing process and a finishing process by a mandrel mill to obtain a seamless steel pipe having an outer diameter of 244.48 mm, a wall thickness of 13.84 mm and a length of 12 m. Finished.
  • the finishing temperature of the diameter reducing process by the reducer was almost 950 ° C.
  • ILQ in Table 2 indicates that after finishing into a seamless steel pipe, in-line heating was performed at 950 ° C. ⁇ 10 min, followed by quenching by water cooling.
  • DQ indicates that after finishing into a seamless steel pipe, it was water-cooled from a temperature of 900 ° C. or higher, which is a temperature of Ar 3 or higher, without direct heating and directly quenched.
  • AR indicates that the steel pipe was finished to be seamless and then cooled to room temperature.
  • HRC Rockwell C hardness
  • the steel pipe that was air-cooled after the intermediate heat treatment was subjected to reheating and quenching in the step [2] of heating and quenching at 920 ° C. for 20 minutes.
  • the above reheating quenching is performed by water bath immersion quenching or rapid quenching with jet water for steel pipes using steels A to F and L, and cooling by mist water spraying for steel pipes using steels G to K. It was.
  • the prior austenite grain number was investigated. That is, a test piece is cut out from each steel pipe and embedded in a resin so that a cross section perpendicular to the length direction (pipe making direction) of the steel pipe subjected to reheating and quenching becomes a test surface, and corroded with a saturated aqueous solution of picric acid.
  • Former austenite grain boundaries were revealed by the Bechet-Beaujard method, and the former austenite grain number was investigated in accordance with ASTM E112-10.
  • Table 2 also shows the results of HRC in the case of air cooling after the intermediate heat treatment and the previous austenite particle number number measurement result after reheating and quenching.
  • HRC after intermediate heat treatment
  • the present invention was cooled after heating at a temperature exceeding the Ac 1 point specified by the present invention and below the Ac 3 point, that is, a two-phase region temperature of ferrite and austenite.
  • the prior austenite grain size number after reheating and quenching is 9.5 of test number 47 even in the case of the most coarse grains, and in many cases, it is clear that the grain size is 10 or more. .
  • the prior austenite grain size numbers of the test numbers 9, 34 and 40 to 47 of the present invention examples are 9.5 to 11.2, whereas the prior austenite grain size numbers of the test numbers 6 and 12 of the comparative example are 8.4 and 8.3, and after finishing, even if the seamless steel pipe is air-cooled and not quenched, it can be obtained by the method of the present invention, and an excellent refining effect can be obtained. it is obvious.
  • the HRC when air-cooled after the intermediate heat treatment is 30.3 or less, and the concern of cracking is also eliminated.
  • the prior austenite grain size number after reheating and quenching was at most 9.1 (test number). 11) which is coarser than the example of the present invention.
  • Example 2 In order to confirm the improvement of the SSC resistance due to the refinement of the prior austenite crystal grains achieved by the method of the present invention, a step [ 3] was tempered. Tempering was performed by heating at 650 to 710 ° C. for 30 to 60 minutes so that YS was approximately 655 to 862 MPa (95 to 125 ksi), and cooling after tempering was air cooling.
  • Table 3 shows the specific tempering conditions together with the cooling conditions after finishing the seamless steel pipe and the prior austenite grain number after reheating and quenching.
  • the test numbers in Table 3 correspond to the test numbers in Table 2 in the above (Example 1). Further, a to d added to the test numbers 7 and 8 are marks indicating that the tempering conditions are changed.
  • test piece for hardness measurement was cut out from each steel pipe subjected to the above tempering, and HRC was measured.
  • test numbers 1 to 5, 14, 21, 23, 26, 38, 42 and 44 to 47 shown in Table 3 90% AYS was loaded and a constant load test was performed.
  • test numbers 7a to 12 and 33 to 35 the tensile strength results indicate that the strength level is 110 ksi class with YS of 758 to 862 MPa (110 to 125 ksi), and 645 MPa is loaded as 85% SMYS.
  • a constant load test was performed. For each test number, the number of tests was 2 or 3, and the SSC resistance was evaluated with the shortest rupture time. However, the constant load test was terminated at that time when the test was not broken in the 720h test.
  • Table 3 also shows the survey results of the above HRC, tensile properties and SSC resistance.
  • the shortest breaking time “> 720” in the SSC resistance column of Table 3 indicates that none of the test pieces broke in the 720h test.
  • the determination column in Table 3 is “ ⁇ ” because the SSC resistance is excellent.
  • the determination column is set to “x” because the SSC resistance is poor.
  • the present invention it is possible to realize refinement of prior austenite grains by means of high economic efficiency, so that a high-strength steel material having excellent SSC resistance can be obtained at low cost. Further, according to the present invention, a high-strength, low-alloy steel seamless well pipe having excellent SSC resistance can be manufactured at a relatively low manufacturing cost. Furthermore, according to the present invention, improvement in toughness due to refinement of prior austenite grains can also be expected.

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Abstract

　C：0.15～0.65％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～1.5％、Cr：0.2～1.5％、Mo：0.1～2.5％、Ti：0.005～0.50％およびAl：0.001～0.50％と、必要に応じて、Nb：≦0.4%、V：≦0.5%、B：≦0.01%、Ca：≦0.005%、Mg：≦0.005%およびREM：≦0.005%から選択される１種以上と、残部Feおよび不純物とからなり、不純物中のNi≦0.1％、P≦0.04％、S≦0.01％、N≦0.01％およびO≦0.01％である化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に、〔Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程〕、〔Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れる工程〕および〔Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程〕の工程を順次施す。

Description

耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
　本発明は、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法に関する。詳しくは、本発明は、油井およびガス井用のケーシング、チュービング等の油井用鋼管等として特に好適な、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法に関する。さらに詳しくは、本発明は、強度および耐硫化物応力割れ性に優れるとともに、旧オーステナイト粒の微細化による靱性の向上が期待できる、低合金高強度鋼材の安価な製造方法に関する。
　油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の深井戸化により、油井用鋼管（以下、「油井管」という。）の高強度化が要求されている。
　こうした要求に対して、従来、８０ｋｓｉ級、つまり、降伏応力（以下、「ＹＳ」という。）が５５１～６５５ＭＰａ（８０～９５ｋｓｉ）の油井管または、９５ｋｓｉ級、つまり、ＹＳが６５５～７５８ＭＰａ（９５～１１０ｋｓｉ）の油井管が広く利用されてきた。さらに、最近では、１１０ｋｓｉ級、つまり、ＹＳが７５８～８６２ＭＰａ（１１０～１２５ｋｓｉ）、さらには１２５ｋｓｉ級、つまり、ＹＳが８６２～９６５ＭＰａ（１２５～１４０ｋｓｉ）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。このような環境では硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」ともいう。）と称される水素脆化を起こして、油井管が破壊に至ることがあり、鋼の高強度化に伴い、ＳＳＣに対する感受性が高まることが広く知られている。
　このため、高強度油井管の開発に当たっては、単に高強度鋼の材料設計に留まらず、同時に、耐ＳＳＣ性を具備することが要求される。そこで、特に高強度油井管の開発においては、ＳＳＣの克服が最大の課題になっている。なお、硫化物応力割れは硫化物腐食割れ（「ＳＳＣＣ」）と称されることもある。
　低合金油井管のＳＳＣを防止する方法としては、〈１〉鋼の高清浄化、〈２〉炭化物の形態制御、〈３〉結晶粒の細粒化等の方法が知られている。
　鋼の高清浄化に関しては、例えば、特許文献１および２に、非金属介在物を特定サイズに制限することにより、耐ＳＳＣ性を向上させる方法が提案されている。
　炭化物の形態制御に関しては、例えば、特許文献３に、炭化物の総量を２～５質量％に制限した上で、総炭化物中に占めるＭＣ型炭化物の割合を８～４０質量％にすることで、耐ＳＳＣ性が飛躍的に向上することが開示されている。
　結晶粒の微細化に関しては、例えば、特許文献４に、低合金鋼に対して焼入れ処理を２回以上施すことによって結晶粒を微細化し、耐ＳＳＣＣ性を改善する技術が開示されている。また、特許文献５にも、同様の処理によって結晶粒を微細化し、靱性を改善する技術が開示されている。
　従来、油井用継目無鋼管等の分野の低合金鋼鋼材の製造においては、強度特性および／または靱性を確保する目的で、熱間製管等の熱間圧延の終了後、焼入れ・焼戻しの熱処理が行われる場合が多い。なお、油井用継目無鋼管の焼入れ・焼戻しの熱処理の手法としては、従来、熱間製管完了後の鋼管をオフラインの熱処理炉でＡｃ3変態点以上に再加熱して焼入れし、さらに、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻す、いわゆる「再加熱焼入れ法」が一般的であった。
　しかしながら、近年では、省プロセス、省エネルギーの観点から、熱間製管された鋼管の保有熱を利用して、熱間製管後の鋼管をＡｒ3変態点以上の温度から直接焼入れし、その後焼戻しを行うプロセス（いわゆる「直接焼入れ法」）、さらには、熱間製管後の鋼管を引き続きＡｒ3点以上の温度で均熱（以下、特に、「補熱」ともいう。）し、その後Ａｒ3点以上の温度から焼入れし、その後焼戻しを行うプロセス（いわゆる「インライン熱処理法」または「インライン焼入れ法」）も行われるようになっている。
　上記特許文献４および５に開示されているように、低合金鋼の旧オーステナイト粒と、耐ＳＳＣ性および靱性とは、密接な関係があり、粗粒化により、耐ＳＳＣ性および靱性が著しく低下することは広く知られている。
　ところで、省プロセス、省エネルギーを目的に「直接焼入れ法」を採用した場合は、旧オーステナイト粒が粗大化し、高靱性で耐ＳＳＣ性の優れた継目無鋼管の製造が困難となる場合があった。上述の「インライン熱処理法」によれば、この問題は幾分改善されるが、「再加熱焼入れ法」には必ずしも及ばない。
　この理由は、単純な「直接焼入れ法」および「インライン熱処理法」において、後工程熱処理として焼戻しのみが行われる場合には、体心立方構造のフェライトから面心立方構造のオーステナイトへの逆変態の過程が存在しないためと考えられている。
　このような結晶粒の粗大化の問題を解決するため、特許文献６および７にそれぞれ、直接焼入れされた鋼管およびインライン熱処理により焼入れされた鋼管に対して、最終の焼戻し前に再加熱して、Ａｒ3点以上の温度から焼入れを行う方法が提案されている。
　なお、特許文献４および５においては、複数回の再加熱焼入れ処理の中間に、そして、特許文献６および７においてはそれぞれ、直接焼入れおよびインライン熱処理による焼入れ処理と再加熱焼入れ処理の中間に、いずれも、Ａｃ1点以下の温度で焼戻しを行うことが開示されている。
特開２００１－１７２７３９号公報 特開２００１－１３１６９８号公報 特開２０００－１７８６８２公報 特開昭５９－２３２２２０号公報 特開昭６０－００９８２４号公報 特開平６－２２０５３６号公報 ＷＯ９６／３６７４２号公報
　前述の特許文献１および２で提案された非金属介在物を特定サイズに制限する技術によって、良好な耐ＳＳＣ性が確保できる。しかしながら、鋼を清浄化する必要があるため、製造コストが嵩む場合がある。
　また、特許文献３で提案された炭化物の形態を制御する技術によって、極めて良好な耐ＳＳＣ性が確保できる。しかしながら、Ｍ23Ｃ6型の炭化物を抑制するために、Ｃｒ、Ｍｏの含有量の制約があり、焼入れ性が制限されるため、厚肉材においては焼入れ性が不足する懸念がある。
　直接焼入れまたはインライン熱処理に続けて最終の焼戻しを行った場合に比べて、あるいは熱間製管後に空冷して一旦室温近くまで降温させてから再加熱焼入れと焼戻しを行った場合に比べて、直接焼入れ後またはインライン熱処理後、最終の焼戻し前に再加熱して、Ａｒ3点以上の温度から焼入れを行うことにより、旧オーステナイト粒を微細化することが可能になり、耐ＳＳＣ性が改善する。
　しかしながら、上述の直接焼入れ後またはインライン熱処理後、最終の焼戻し前に再加熱して、Ａｒ3点以上の温度から焼入れを行う場合でさえ、特許文献４および５で提案されたような、２回の再加熱焼入れを行った場合に比較すると、まだまだ旧オーステナイト粒の微細化は不十分である。
　このため、特許文献６に開示されている、直接焼入れされた鋼管に対して、最終の焼戻し前に再加熱して、Ａｒ3点以上の温度から焼入れを行うだけの技術では、必ずしも十分な耐ＳＳＣ性を確保することができない。
　同様に、特許文献７で提案された、インライン熱処理により焼入れされた鋼管に対して、最終の焼戻し前に再加熱して、Ａｒ3点以上の温度から焼入れを行っても、上手くいかない場合もある。
　したがって、高強度油井用鋼管として、十分な結晶粒の微細化を実現させようとすると、特許文献４および５に開示されているように、再加熱焼入れを２回以上行う意義が大きい。しかしながら、再加熱焼入れを２回以上行うことは、製造コストの上昇に繋がってしまう。
　なお、特許文献４および７には、再加熱焼入れの際の昇温速度を大きくすることで、結晶粒を超微細化することが提案されているが、加熱手段が誘導加熱等になるため、大幅な設備改造が必要となる。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、耐ＳＳＣ性に優れた高強度鋼材の安価な製造方法を提供することである。具体的には、本発明は、経済性の高い手段で、旧オーステナイト粒の微細化を実現し、これによって耐ＳＳＣ性に優れ、さらに、靱性の向上も期待できる、高強度鋼材を製造する方法を提供することである。なお、本発明でいう「高強度」とは、ＹＳが６５５ＭＰａ（９５ｋｓｉ）以上、好ましくは７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上、さらに好ましくは８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）以上であることを意味する。
　前述のように、直接焼入れおよびインライン熱処理による焼入れを含めて、その焼入れ後さらにＡｃ3点以上の温度に再加熱して焼入れを行うことにより、旧オーステナイト粒を微細化することができる。そして、焼入れした鋼に対してさらに焼入れを繰り返す場合には、先行する焼入れ処理の後に、Ａｃ1点以下の温度で中間焼戻しを行うことがしばしば行われている。この中間焼戻しは、焼入れされた鋼に生じるいわゆる「置き割れ」等の遅れ破壊を防止する効果がある。
　しかしながら、上記の中間焼戻しは適正な条件で行う必要があり、中間焼戻しの温度が低すぎたり、加熱時間が短すぎる場合には、十分な置き割れ抑制効果が得られない場合がある。また逆に、たとえＡｃ1点以下の温度であっても、中間焼戻しの温度が高すぎたり、加熱時間が過剰な場合には、中間焼戻し後に再加熱焼入れしても結晶粒の微細化効果が失われ、耐ＳＳＣ性の向上効果が消失することもある。
　そこで本発明者らは、高強度鋼材に対して、十分な置き割れ抑制効果を付与できると同時に、旧オーステナイト粒の微細化実現による良好な耐ＳＳＣ性も具備させることができる安価な製造方法について種々検討を行った。
　その結果、従来、焼入れした鋼材の特性を向上させるためにＡｃ1点以下の温度で行う必要があるとされていた中間焼戻しを、Ａｃ1点を超えるフェライトとオーステナイトの２相域温度で行えば、次に再加熱焼入れした際の旧オーステナイト粒が顕著に微細化するという知見を得た。
　しかも、上記のフェライトとオーステナイトの２相域温度で熱処理すれば、焼入れを施していない鋼、例えば、熱間で所要の形状に加工した後、空冷のような冷却速度で冷却した鋼であっても、次に、適正なオーステナイト域の温度に加熱して焼入れすれば、旧オーステナイト粒が顕著に微細化するという全く新しい知見を得た。
　本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、以下に示す耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法にある。以下、それぞれ、単に「本発明（１）」～「本発明（７）」ということがある。また、本発明（１）～本発明（７）を総称して、「本発明」ということがある。
　（１）質量％で、Ｃ：０．１５～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～２．５％、Ｔｉ：０．００５～０．５０％およびＡｌ：０．００１～０．５０％と、残部Ｆｅおよび不純物とからなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下およびＯは０．０１％以下である化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に、以下の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　〔１〕Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程、
　〔２〕Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れる工程、
　〔３〕Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程。
　（２）質量％で、Ｃ：０．１５～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～２．５％、Ｔｉ：０．００５～０．５０％およびＡｌ：０．００１～０．５０％と、下記の（ａ）および（ｂ）から選択される１種以上の元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下およびＯは０．０１％以下である化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に、以下の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　〔１〕Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程、
　〔２〕Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れる工程、
　〔３〕Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程、
　（ａ）Ｎｂ：０．４％以下、Ｖ：０．５％以下およびＢ：０．０１％以下
　（ｂ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下
　（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を継目無鋼管に熱間仕上加工して空冷した後、前記の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　（４）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を継目無鋼管に熱間仕上加工後、インラインでＡｒ3点以上１０５０℃以下の温度で補熱し、Ａｒ3点以上の温度から焼入れした後、前記の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　（５）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼を継目無鋼管に熱間仕上加工後、Ａｒ3点以上の温度から直接焼入れし、その後前記の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　（６）前記の工程〔１〕における加熱を、インライン熱処理の焼入れ装置に連接された加熱装置で行うことを特徴とする、上記（４）に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　（７）前記の工程〔１〕における加熱を、直接焼入れを施す焼入れ装置に連接された加熱装置で行うことを特徴とする、上記（５）に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
　本発明によれば、経済性の高い手段で旧オーステナイト粒の微細化を実現することが可能なため、耐ＳＳＣ性に優れた高強度鋼材を安価に得ることができる。また、本発明により、比較的低い製造コストで、耐ＳＳＣ性に優れた高強度低合金鋼継目無油井管を製造することができる。さらに、本発明によれば、旧オーステナイト粒の微細化による靱性の向上も期待できる。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　（Ａ）化学組成
　先ず、本（Ａ）項において、本発明の製造方法に供される鋼の化学成分とその組成範囲の限定理由に関して説明する。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。
　Ｃ：０．１５～０．６５％
　Ｃは、焼入れ性を高めて強度を向上するために必要な元素である。しかし、Ｃの含有量が０．１５％未満では、焼入れ性を高める効果が乏しく十分な強度が得られない。一方、Ｃを０．６５％を超えて含有すると、焼入れ時の焼割れ発生傾向が顕著になる。したがって、Ｃの含有量を０．１５～０．６５％とした。なお、Ｃ含有量の下限は、０．２０％とすることが好ましく、０．２３％とすればさらに好ましい。また、Ｃ含有量の上限は、０．４５％とすることが好ましく、０．３０％とすればさらに好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～０．５％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に必要であり、焼戻し軟化抵抗を高めて耐ＳＳＣ性を向上する作用も有する。脱酸と耐ＳＳＣ性向上の目的からは、Ｓｉを０．０５％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有すると、鋼が脆化することに加えて耐ＳＳＣ性も却って低下し、特にＳｉの含有量が０．５％を超えると、靱性と耐ＳＳＣ性の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０５～０．５％とした。なお、Ｓｉの含有量は、下限を０．１５％、上限を０．３５％とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．１～１．５％
　Ｍｎは、鋼の脱酸と脱硫のために含有させる。しかし、Ｍｎの含有量が０．１％未満では上記の効果に乏しい。一方、１．５％を超えてＭｎを含有させると、靱性と耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．１～１．５％とした。なお、Ｍｎ含有量の下限は、０．１５％とすることが好ましく、０．２０％とすればさらに好ましい。また、Ｍｎ含有量の上限は、０．８５％とすることが好ましく、０．５５％とすればさらに好ましい。
　Ｃｒ：０．２～１．５％
　Ｃｒは、焼入れ性を確保し、強度とともに耐ＳＳＣ性を向上する元素である。しかし、Ｃｒの含有量が０．２％未満では十分な効果が得られない。一方、Ｃｒの含有量が１．５％を超えると、耐ＳＳＣ性が却って低下し、さらに靱性の低下も生じる。したがって、Ｃｒ含有量を０．２～１．５％とした。なお、Ｃｒの含有量は、下限を０．３５％とすることが好ましく、０．４５％とすることがより好ましい。また、上限を１．２８％とすることが好ましく、１．２％とすることがより好ましい。
　Ｍｏ：０．１～２．５％
　Ｍｏは、焼入れ性を高めて高強度を確保するとともに、焼戻し軟化抵抗を向上させるので、高温での焼戻しが可能となり、その結果、炭化物形状が球状化し、耐ＳＳＣ性が向上する。しかし、Ｍｏ含有量が０．１％未満ではこれらの効果に乏しい。一方、Ｍｏを２．５％を超えて含有すると、原料コストが嵩むにもかかわらず、上記の効果は飽和気味になる。したがって、Ｍｏの含有量を０．１～２．５％とした。なお、Ｍｏ含有量の下限は、０．３％とすることが好ましく、０．４％とすればさらに好ましい。また、Ｍｏ含有量の上限は、１．５％とすることが好ましく、１．０％とすればさらに好ましい。
　Ｔｉ：０．００５～０．５０％
　Ｔｉは、鋼中の不純物であるＮを固定して、焼入れ時にＢを鋼中に固溶状態で存在させて焼入れ性を向上する作用がある。また、再加熱焼入れのための昇温過程で微細な炭窒化物として析出して、結晶粒の粗大化および再加熱焼入れ時の異常粒成長を防止する効果がある。しかし、Ｔｉの含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が小さい。一方、０．５０％を超えてＴｉを含有すると、靱性の低下を招くこととなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５～０．５０％とした。なお、Ｔｉ含有量の下限は、０．０１０％とすることが好ましく、０．０１２％とすればさらに好ましい。また、Ｔｉ含有量の上限は、０．１０％とすることが好ましく、０．０３０％とすればさらに好ましい。
　Ａｌ：０．００１～０．５０％
　Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。しかし、Ａｌの含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、０．５０％を超えると介在物が多くなって靱性が低下するとともに、介在物の粗大化により耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌの含有量を０．００１～０．５０％とした。Ａｌの含有量は、下限を０．００５％、上限を０．０５％とすることが好ましい。なお、上記Ａｌの含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の量を意味する。
　本発明の製造方法に供される鋼の化学組成の一つ（具体的には、本発明（１）に係る鋼の化学組成）は、上記元素のほか、残部がＦｅと不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下およびＯは０．０１％以下のものである。
　ここで、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する元素であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　以下、不純物中のＮｉ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸素）について説明する。
　Ｎｉ：０．１％以下
　Ｎｉは、耐ＳＳＣ性を低下させてしまう。特に、Ｎｉの含有量が０．１％を超えると、耐ＳＳＣ性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＮｉの含有量を０．１％以下とした。Ｎｉの含有量は、０．０５％以下であることが好ましく、０．０３％以下であることがより好ましい。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、粒界に偏析して靱性と耐ＳＳＣ性を低下させてしまう。特に、Ｐの含有量が０．０４％を超えると、靱性と耐ＳＳＣ性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＰの含有量を０．０４％以下とした。不純物中のＰ含有量の上限は、０．０２５％とすることが好ましく、０．０１５％とすればさらに好ましい。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、粗大な介在物を生成して靱性と耐ＳＳＣ性を低下させてしまう。特に、Ｓの含有量が０．０１％を超えると、靱性と耐ＳＳＣ性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＳの含有量を０．０１％以下とした。不純物中のＳ含有量の上限は、０．００５％とすることが好ましく、０．００２％とすればさらに好ましい。
　Ｎ：０．０１％以下
　Ｎは、Ｂと結合して、Ｂの焼入れ性向上効果を妨げ、また過剰に存在すると、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ等とともに粗大な介在物を生成して靱性と耐ＳＳＣ性を低下させる傾向がある。特に、Ｎの含有量が０．０１％を超えると、靱性と耐ＳＳＣ性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＮの含有量を０．０１％以下とした。不純物中のＮ含有量の上限は、０．００５％とすることが好ましい。
　Ｏ（酸素）：０．０１％以下
　ＯはＡｌ、Ｓｉ等とともに介在物を生成し、その粗大化により、靱性と耐ＳＳＣ性を低下させてしまう。特に、Ｏの含有量が０．０１％を超えると、靱性と耐ＳＳＣ性の低下が著しくなる。したがって、不純物中のＯの含有量を０．０１％以下とした。不純物中のＯ含有量の上限は、０．００５％とすることが好ましい。
　本発明の製造方法に供される鋼の化学組成の他の一つ（具体的には、本発明（２）に係る鋼の化学組成）は、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）のうちの１種以上の元素を含有するものである。
　ここで、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を意味する。
　以下、任意元素である上記Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　（ａ）Ｎｂ：０．４％以下、Ｖ：０．５％以下およびＢ：０．０１％以下
　Ｎｂ、ＶおよびＢは、いずれも、耐ＳＳＣ性を向上させる作用を有する。このため、より優れた耐ＳＳＣ性を得たい場合には、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＮｂ、ＶおよびＢについて説明する。
　Ｎｂ：０．４％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物として析出して旧オーステナイト粒を微細化し、耐ＳＳＣ性を向上する効果を有する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．４％を超えると、靱性が劣化する。したがって、含有させる場合のＮｂの含有量を０．４％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの含有量は０．１％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの含有量は、０．００５％以上とすることが好ましく、０．０１％以上とすれば一層好ましい。
　Ｖ：０．５％以下
　Ｖは、焼戻し時に微細な炭化物（ＶＣ）として析出して、焼戻し軟化抵抗を高めるので、高温での焼戻しが可能となり、その結果、耐ＳＳＣ性を向上させる効果がある。また、Ｖは、Ｍｏ含有量が多い場合に、ＳＳＣの発生起点となる針状のＭｏ2Ｃの生成を抑制する効果を有する。さらに、ＶをＮｂと複合して含有させることで、一層大きな耐ＳＳＣ性が得られる。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかし、Ｖの含有量が０．５％を超えると、靱性が低下する。したがって、含有させる場合のＶの含有量を０．５％以下とした。なお、含有させる場合のＶの含有量は０．２％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＶの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＶの含有量は、０．０２％以上とすることが好ましい。特に、鋼に０．６８％以上のＭｏが含まれている場合には、針状のＭｏ2Ｃの生成を抑制するために、上記の量のＶを複合して含有させることが好ましい。
　Ｂ：０．０１％以下
　Ｂは、焼入れ性を向上させ、耐ＳＳＣ性を改善する効果を有する元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかし、Ｂの含有量が０．０１％を超えると、耐ＳＳＣ性が却って低下し、さらに靱性の低下も生じる。したがって、含有させる場合のＢの含有量を０．０１％以下とした。なお、含有させる場合のＢの含有量は０．００５％以下とすることが好ましく、０．００２５％以下とすることがさらに好ましい。
　一方、前記したＢの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢの含有量は、０．０００１％以上とすることが好ましく、０．０００５％以上とすれば一層好ましい。
　ただし、上記Ｂの効果は、鋼中にＢを固溶状態で存在させた場合に発現される。このため、Ｂを含有させる場合には、例えば、Ｂとの親和力の大きいＮを窒化物として固定できる量のＴｉを含むように、化学組成を調整することが好ましい。
　（ｂ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下
　Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭは、いずれも、鋼中に不純物として存在するＳと反応して硫化物を形成して介在物の形状を改善し、耐ＳＳＣ性を向上させる作用を有するので、必要に応じて含有させてもよい。しかし、いずれの元素も０．００５％を超えて含有させると、耐ＳＳＣ性が却って低下することに加えて、靱性の低下を招き、さらに鋼表面に欠陥が多発しやすくなる。したがって、含有させる場合のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭの含有量をいずれも０．００５％以下とした。なお、含有させる場合のこれらの元素の含有量は、いずれも０．００３％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＣａ、ＭｇおよびＲＥＭの効果を安定して得るためには、含有させる場合のこれらの元素の含有量は、いずれも０．００１％以上とすることが好ましい。
　既に述べたように、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種または２種以上の元素の合計含有量を指す。
　なお、ＲＥＭについては、一般的にミッシュメタルに含有される。このため、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
　上記のＣａ、ＭｇおよびＲＥＭは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。なお、これらの元素の合計含有量は０．００６％以下とすることが好ましく、０．００４％以下とすればさらに好ましい。
　（Ｂ）製造方法
　次に、本（Ｂ）項において、本発明の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法について詳しく説明する。
　本発明に係る耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に対して、
　〔１〕Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程、
　〔２〕Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れる工程、
　〔３〕Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程、
を順次施すものである。
　上記〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことによって、旧オーステナイト粒の微細化を実現することが可能になって、耐ＳＳＣ性に優れた高強度鋼材を安価に得ることができ、さらに、旧オーステナイト粒の微細化による靱性の向上も期待できる。
　なお、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼であれば、上記〔１〕の工程が施されるまでの製造履歴は、特に制限されるものではない。例えば、通常の方法によって、溶製後インゴットまたは鋳片とし、熱間での圧延、鍛造等各種の方法で所要の形状に加工された鋼であれば、所要の形状への熱間加工後に、空冷のような冷却速度で冷却された鋼であってもよいし、また、水冷のような速い冷却速度で冷却された鋼であってもよい。
　所要の形状に熱間加工した後、どのような処理を施しても、その後〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことによって、上記〔３〕のＡｃ1点以下の温度での焼戻しを終えた後は、微細な焼戻マルテンサイトを主体とした組織になるからである。
　上記〔１〕の工程の加熱は、Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度で行わねばならない。加熱温度が上記温度範囲を外れる場合には、次の〔２〕の工程で再加熱焼入れしても、十分な旧オーステナイト粒の微細化が実現できないことがある。
　上記〔１〕の工程は、Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度、つまり、フェライトとオーステナイトの２相域温度で加熱することを除いて、必ずしも特別な限定を設ける必要はない。
　なお、Ｔを加熱温度（℃）、ｔを加熱時間（ｈ）として、
　ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ10ｔ）
で表されるＰＬの値が２３５００を超える条件で加熱処理を行っても、次に〔２〕の工程で焼入れしたオーステナイト粒の微細化は飽和する傾向があって、コストが嵩むだけである。したがって、ＰＬの値が２３５００以下となる条件で加熱処理することが好ましい。なお、加熱時間に関しては、加熱に使用する炉形式にもよるが、少なくとも１０ｓ以上とすることが望ましい。また、加熱処理後の冷却は、空冷とすることが望ましい。
　上記〔１〕の工程の後、〔２〕のＡｃ3点以上の温度、つまり、オーステナイト温度域に再加熱し、急冷して焼入れる工程を施すことによって、オーステナイト粒の微細化が達成される。
　なお、〔２〕の工程の再加熱温度が（Ａｃ3点＋１００℃）を超えると、旧オーステナイト粒が粗大化することがある。このため、〔２〕の工程の再加熱温度は（Ａｃ3点＋１００℃）以下とすることが望ましい。
　焼入れ法は、特に限定する必要はない。水焼入れが一般的であるが、マルテンサイト変態が生ずる処理であれば、ミスト焼入れ等の適宜の手段で急冷してもよい。
　上記〔２〕の工程の後、〔３〕のＡｃ1点以下の温度、つまり、オーステナイトへの逆変態が生じない温度域で焼戻す工程を施すことによって、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材を得ることができる。焼戻し温度の下限は、鋼の化学組成および鋼材に要求される強度によって、適宜決定すればよい。例えば、強度を低くするにはこの焼戻し温度を高くし、一方、強度を高くするには低い温度で焼戻しすればよい。なお、焼戻しを行った後の冷却は、空冷とすることが望ましい。
　以下、本発明に係る鋼材の製造方法に関して、継目無鋼管の製造の場合を例にして、より詳しく説明する。
　耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材が継目無鋼管である場合、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有するビレットが準備される。
　前記ビレットは、ブルームあるいはスラブ等の鋼塊から分塊圧延されてもよく、ラウンドＣＣにより鋳造されたものであってもよい。勿論インゴットから成形したものであってもよい。
　ビレットは、熱間で製管される。具体的には、先ず穿孔可能な温度範囲に加熱され、熱間穿孔に供される。穿孔前のビレット加熱温度は、通常、１１００～１３００℃の範囲である。
　熱間穿孔の手段は必ずしも限定されるものではない。例えば、マンネスマン穿孔等により、中空素管を得ることができる。
　得られた中空素管には、延伸加工と仕上加工が施される。
　延伸加工は、穿孔機で穿孔された中空素管を延伸および寸法調整して所望の形状・寸法の継目無鋼管を製造する工程であって、例えばマンドレルミルまたはプラグミル等により行うことができる。また、仕上加工は、サイザー等により行うことができる。
　延伸加工および仕上加工の加工度は、必ずしも限定されない。なお、仕上加工における仕上がり温度は１１００℃以下であることが望ましい。ただし、上記の仕上がり温度が１０５０℃を超えると結晶粒の粗大化傾向が生じることがある。このため、仕上加工におけるより好ましい仕上がり温度は１０５０℃以下である。なお、９００℃以下の温度では、変形抵抗の増大により、加工が困難になることがあるので、９００℃を超える温度で製管することが望ましい。
　熱間仕上加工された継目無鋼管は、本発明（３）に示すように、そのまま空冷されてもよい。なお、上記の「空冷」にはいわゆる「自然冷却」または「放冷」を含む。
　また、上記熱間仕上加工された継目無鋼管は、本発明（４）に示すように、インラインでＡｒ3点以上１０５０℃以下の温度で補熱され、Ａｒ3点以上の温度、つまりオーステナイト温度域から焼入れされてもよい。この場合、後の工程〔２〕で行う再加熱焼入れを含めて２回の焼入れを行うこととなるため、結晶粒微細化を実現することができる。
　なお、１０５０℃を超える温度で補熱すると、オーステナイトの粗粒化が顕著になり、後の工程〔２〕で再加熱焼入れを行っても、旧オーステナイト粒径の微細化が困難となる場合がある。補熱温度の上限は、１０００℃とすることが好ましい。上記のＡｒ3点以上の温度からの焼入れ方法として、一般的な水焼入れが経済的であるが、マルテンサイト変態が生ずる焼入れ法であれば足り、例えばミスト焼入れであってもよい。
　さらに、上記熱間仕上加工された継目無鋼管は、本発明（５）に示すように、Ａｒ3点以上の温度、つまりオーステナイト温度域から直接焼入れされてもよい。この場合も、後の工程〔２〕で行う再加熱焼入れを含めて２回の焼入れを行うこととなるため、結晶粒微細化を実現することができる。Ａｒ3点以上の温度からの焼入れ方法としては、一般的な水焼入れが経済的であるが、マルテンサイト変態が生ずる焼入れ法であれば足り、例えばミスト焼入れであってもよい。
　上述の方法で、熱間加工とその後の冷却を終えた継目無鋼管は、本発明の特徴的な工程である前記〔１〕の「Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程」を施される。
　なお、以下の説明において、〔２〕の工程の前に行う加熱、つまり工程〔１〕における加熱を「中間熱処理」ということがある。
　上記熱間仕上加工された継目無鋼管を、インラインでＡｒ3点以上１０５０℃以下の温度で補熱し、Ａｒ3点以上の温度から焼入れした後、中間熱処理をする場合、本発明（６）に示すように、上記の中間熱処理は、インライン熱処理の焼入れ装置に連接された加熱装置で行うのが好ましい。また、上記熱間仕上加工された継目無鋼管を、Ａｒ3点以上の温度から直接焼入れし、その後、中間熱処理をする場合、本発明（７）に示すように、上記の中間熱処理は、インライン熱処理の焼入れ装置に連接された加熱装置で行うのが好ましい。上記の加熱設備を用いることで、十分な置き割れ抑制効果が得られる。
　既に述べたように、工程〔１〕における加熱条件は、Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度、つまり、フェライトとオーステナイトの２相域温度で加熱することを除いて、必ずしも特別な限定を設ける必要はない。
　〔１〕の工程を施された継目無鋼管は、〔２〕の工程の再加熱と焼入れを施され、さらに〔３〕の工程の焼戻しを施される。
　上記の方法によって、耐ＳＳＣ性に優れ、さらに、靱性の向上も期待できる、高強度継目無鋼管を得ることができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～Lを転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、直径３１０ｍｍのビレットを作製した。表１には、下記の［１］および［２］に示すＡｎｄｒｅｗｓの式（Ｋ．Ｗ．Ａｎｄｒｅｗｓ：ＪＩＳＩ、２０３（１９６５）、ｐｐ．７２１～７２７）を用いて算出したＡｃ1点およびＡｃ3点を併せて示した。なお、各鋼とも不純物中にＣｕ、ＷおよびＡｓは、計算値に影響する程度の濃度では、検出されなかった。
　Ａｃ1点（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ－１０．７×Ｍｎ－１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ＋６．３８×Ｗ＋２９０×Ａｓ・・・［１］、
　Ａｃ3点（℃）＝９１０－２０３×Ｃ0.5＋４４．７×Ｓｉ－１５．２×Ｎｉ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ＋１３．１×Ｗ－（３０×Ｍｎ＋１１×Ｃｒ＋２０×Ｃｕ－７００×Ｐ－４００×Ａｌ－１２０×Ａｓ－４００×Ｔｉ）・・・［２］。
ただし、上記の式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｗ、ＡｓおよびＰは、その元素の質量％での含有量を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
　これらのビレットを１２５０℃に加熱した後、熱間加工して所要形状の継目無鋼管に仕上げた。具体的には、１２５０℃に加熱したビレットを、先ずマンネスマン・ピアサーによって穿孔して中空素管を得た。次いで、上記の中空素管に、マンドレルミルによる延伸加工および仕上加工としてレデューサーによる縮径加工を施して、外径が２４４．４８ｍｍ、肉厚が１３．８４ｍｍで長さが１２ｍの継目無鋼管に仕上げた。なお、上記レデューサーによる縮径加工の仕上がり温度は、いずれもほぼ９５０℃であった。
　上記寸法に仕上げた継目無鋼管は、表２に示す条件で冷却した。
　表２における「ＩＬＱ」は、継目無鋼管に仕上げた後、インラインで、９５０℃×１０ｍｉｎの補熱を行い、水冷による焼入れを行ったことを示す。「ＤＱ」は、継目無鋼管に仕上げた後、補熱せずにＡｒ3点以上の温度である９００℃以上の温度から水冷し、直接焼入れしたことを示す。「ＡＲ」は、継目無鋼管に仕上げた後、室温まで空冷したことを示す。
　このようにして得た各継目無鋼管を分断し、実験室的に、表２に示す条件で中間熱処理を施した。中間熱処理後の冷却は空冷とした。なお、表２において中間熱処理欄の「－」は、中間熱処理を行わなかったことを示す。
　中間熱処理後空冷した鋼管から、硬さ測定用試験片を切り出し、ロックウェルＣ硬さ（以下、「ＨＲＣ」という。）を測定した。なお、上記のＨＲＣ測定は、耐置き割れ性の評価の観点から行ったものであって、ＨＲＣで４１以下、特に、ＨＲＣで４０以下であれば、置き割れの発生が抑制できると判断できる。ただし、継目無鋼管に仕上げた後、室温まで空冷した「ＡＲ」のものは、焼入れを行っていないので置き割れの懸念がない。このため、中間熱処理を行ったものに対しても、上記のＨＲＣ測定は割愛した。
　次いで、上記の中間熱処理後空冷した鋼管に、実験室的に、９２０℃で２０ｍｉｎ加熱して焼入れする工程〔２〕の再加熱焼入れを施した。なお、上記の再加熱焼入れは、鋼Ａ～ＦおよびＬを用いた鋼管では、水槽浸漬焼入れまたはジェット水による強急冷とし、鋼Ｇ～Ｋを用いた鋼管では、ミスト水噴霧による冷却にて行った。
　再加熱焼入れ後、旧オーステナイト粒度番号を調査した。すなわち、再加熱焼入れを施した鋼管の長さ方向（製管方向）に垂直な断面が被検面になるように、各鋼管から試験片を切り出して樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ－Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－１０に準じて旧オーステナイト粒度番号を調査した。
　表２に、中間熱処理後に空冷した場合のＨＲＣおよび再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号測定結果を併せて示す。なお、表２においては上記のＨＲＣを簡単のために、「中間熱処理後のＨＲＣ」と表示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　表２から、継目無鋼管の冷却条件に拘わらず、本発明で規定するＡｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度、つまり、フェライトとオーステナイトの２相域温度で加熱後冷却した本発明例の試験番号については、再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は、最も粗粒の場合でも、試験番号４７の９．５であり、多くの場合、１０以上の細粒であることが明らかである。
　なお、本発明例の試験番号９、３４および４０～４７の旧オーステナイト粒度番号が９．５～１１．２であるのに対して、比較例の試験番号６および１２の旧オーステナイト粒度番号は、８．４と８．３であり、仕上加工後、継目無鋼管を空冷して焼入れを施さなかった場合にも、本発明の方法で製造すれば、優れた細粒化効果が得られることが明らかである。
　しかも、本発明例の場合、中間熱処理後に空冷した場合のＨＲＣは３０．３以下であって、置き割れの懸念も払拭されている。
　これに対して、本発明で規定する条件から外れたＡｃ1点以下の温度で加熱後冷却した比較例の試験番号については、再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号は高々９．１（試験番号１１）であって、本発明例に比較して粗粒である。
　上記のように、本発明で規定する化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に、本発明で規定する〔１〕および〔２〕の工程を順次施すことによって、つまり、Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度で加熱後冷却し、次いで、Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れすることによって、旧オーステナイト結晶粒を微細化できることが明らかである。そして、旧オーステナイト結晶粒の微細化によって、耐ＳＳＣ性および靱性の向上が期待できる。
　（実施例２）
　本発明の方法で達成された旧オーステナイト結晶粒の微細化による耐ＳＳＣ性の向上を確認するために、前記（実施例１）の再加熱焼入れを施した鋼管の一部に対して、工程〔３〕の焼戻しを施した。なお、焼戻しは、ＹＳがほぼ６５５～８６２ＭＰａ（９５～１２５ｋｓｉ）となるように、６５０～７１０℃で３０～６０ｍｉｎ加熱することで行い、焼戻し後の冷却は空冷とした。
　表３に、継目無鋼管の仕上加工後の冷却条件および再加熱焼入れ後の旧オーステナイト粒度番号とともに、具体的な焼戻し条件を示す。なお、表３中の試験番号は前記（実施例１）の表２の試験番号に対応するものである。また、試験番号７および８に付記したａ～ｄは、焼戻し条件を変化させたことを意味するマークである。
　上記焼戻しを行った各鋼管から、硬さ測定用試験片を切り出し、ＨＲＣを測定した。
　また、上記の各鋼管から、長手方向が鋼管の長さ方向（製管方向）で、平行部の寸法が外径６．３５ｍｍ、長さ２５．４ｍｍのＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａ　に規定される丸棒引張試験片を切り出し、室温での引張特性を調査し、その結果に基づいて、上記のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに規定される定荷重試験を行って耐ＳＳＣ性を調査した。
　耐ＳＳＣ性調査の試験溶液には、０．５％酢酸＋５％食塩水溶液を用い、この溶液に０．１ＭＰａの硫化水素ガスを通気しながら、実測ＹＳの９０％の応力（以下、「９０％ＡＹＳ」という。）または公称下限ＹＳの８５％の応力（以下、「８５％ＳＭＹＳ」という。）を負荷して、定荷重試験を行った。
　具体的には、表３に示す試験番号１～５、１４、２１、２３、２６、３８、４２および４４～４７については、９０％ＡＹＳを負荷して、定荷重試験を行った。また、試験番号７ａ～１２および３３～３５については、引張特性結果から、強度レベルをＹＳが７５８～８６２ＭＰａ（１１０～１２５ｋｓｉ）の１１０ｋｓｉ級と見做し、８５％ＳＭＹＳとして６４５ＭＰａを負荷して、定荷重試験を行った。なお、各試験番号について、試験数は２または３とし、最短の破断時間で耐ＳＳＣ性を評価した。ただし、７２０ｈの試験で破断しない場合、その時点で定荷重試験を打ち切った。
　表３に、上記のＨＲＣ、引張特性および耐ＳＳＣ性の調査結果を併せて示す。なお、表３の耐ＳＳＣ性欄における最短破断時間「＞７２０」は、７２０ｈの試験でいずれの試験片も破断しなかったことを示す。上記の場合に耐ＳＳＣ性に優れるとして表３では判定欄を「○」とした。一方、７２０ｈ以下の破断時間の場合には、耐ＳＳＣ性に劣るとして判定欄を「×」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　表３から、本発明で規定する〔１〕および〔２〕の工程を順次施して、旧オーステナイト結晶粒の微細化が達成された鋼に、〔３〕の工程の焼戻しを施すことによって、優れた耐ＳＳＣ性が得られることが明らかである。
　本発明によれば、経済性の高い手段で旧オーステナイト粒の微細化を実現することが可能なため、耐ＳＳＣ性に優れた高強度鋼材を安価に得ることができる。また、本発明により、比較的低い製造コストで、耐ＳＳＣ性に優れた高強度低合金鋼継目無油井管を製造することができる。さらに、本発明によれば、旧オーステナイト粒の微細化による靱性の向上も期待できる。
 
 

Claims (7)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～２．５％、Ｔｉ：０．００５～０．５０％およびＡｌ：０．００１～０．５０％と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＮｉ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯは、Ｎｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．０１％以下である化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に、以下の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    　〔１〕Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程、
    　〔２〕Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れる工程、
    　〔３〕Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程。
  2. 　質量％で、Ｃ：０．１５～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．１～１．５％、Ｃｒ：０．２～１．５％、Ｍｏ：０．１～２．５％、Ｔｉ：０．００５～０．５０％およびＡｌ：０．００１～０．５０％と、下記の（ａ）および（ｂ）に示される元素から選択される１種以上と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＮｉ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯは、Ｎｉ：０．１％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ：０．０１％以下である化学組成を有し、熱間で所要の形状に加工された鋼に、以下の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
    　〔１〕Ａｃ1点を超えてＡｃ3点未満の温度に加熱後冷却する工程、
    　〔２〕Ａｃ3点以上の温度に再加熱し、急冷して焼入れる工程、
    　〔３〕Ａｃ1点以下の温度で焼戻す工程、
    　（ａ）Ｎｂ：０．４％以下、Ｖ：０．５％以下およびＢ：０．０１％以下
    　（ｂ）Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下およびＲＥＭ：０．００５％以下
  3. 　請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を継目無鋼管に熱間仕上加工して空冷した後、前記の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、請求項１または２に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  4. 　請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を継目無鋼管に熱間仕上加工後、インラインでＡｒ3点以上１０５０℃以下の温度で補熱し、Ａｒ3点以上の温度から焼入れした後、前記の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、請求項１または２に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  5. 　請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼を継目無鋼管に熱間仕上加工後、Ａｒ3点以上の温度から直接焼入れし、その後前記の〔１〕～〔３〕の工程を順次施すことを特徴とする、請求項１または２に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  6. 　前記の工程〔１〕における加熱を、インライン熱処理の焼入れ装置に連接された加熱装置で行うことを特徴とする、請求項４に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
  7. 　前記の工程〔１〕における加熱を、直接焼入れを施す焼入れ装置に連接された加熱装置で行うことを特徴とする、請求項５に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法。
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