WO2015011917A1 - 低合金油井用鋼管及びその製造方法 - Google Patents

低合金油井用鋼管及びその製造方法 Download PDF

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勇次 荒井
大村　朋彦
桂一 近藤
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新日鐵住金株式会社
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to a steel pipe for oil wells and a method for producing the same, and more particularly to a steel pipe for low alloy oil wells used for casings and tubing for oil wells and gas wells, and a method for producing the same.
  • oil wells and gas wells are simply referred to as “oil wells”.
  • oil wells and gas wells are simply referred to as “oil wells”.
  • steel pipes for oil wells of 80 ksi class yield stress is 80 to 95 ksi, that is, 551 to 654 MPa
  • 95 ksi class yield stress is 95 to 110 ksi, that is, 654 to 758 MPa
  • oil well steel pipes of 110 ksi class yield stress is 110 to 125 ksi, that is, 758 to 862 MPa
  • SSC resistance sulfide Stress Cracking resistance
  • Japanese Patent Laid-Open No. Sho 62-253720 proposes a method for improving SSC resistance by reducing impurity elements such as Mn and P.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-232220 proposes a method of improving SSC resistance by refining crystal grains by performing quenching twice.
  • SSC Sulfide stress cracking
  • JP-A-6-322478, JP-A-8-31551, JP-A-11-335731, JP-A-2000-178682, JP-A-2000-256783, JP-A-2000-297344, JP-A-2000-297344 JP 2000-119798, JP 2005-350754 A, and JP 2006-265657 A propose measures for improving the SSC resistance of high strength steel for oil country tubular goods.
  • JP-A-6-322478 proposes a method for improving the SSC resistance of a 125 ksi grade steel material by refining the steel structure by induction heat treatment.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 8-311551 proposes a method for improving the SSC resistance of 110 ksi class to 140 ksi class steel pipes by using a direct quenching method to enhance the hardenability and raise the tempering temperature.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-335731 proposes a method for improving the SSC resistance of a low alloy steel of 110 ksi class to 140 ksi class by adjusting to an optimum alloy component.
  • JP 2000-178682, JP 2000-256783, and JP 2000-297344 improve the SSC resistance of 110 ksi class to 140 ksi class low alloy oil country tubular goods by controlling the form of carbides. Suggest a method.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2000-119798 proposes a method of delaying the SSC generation time of 110 ksi-class to 125 ksi-class steel materials by precipitating a large amount of fine V carbide.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2005-350754 proposes a method for improving the SSC resistance of oil well steel pipes of 125 ksi class or higher by controlling the dislocation density and the hydrogen diffusion coefficient to desired values.
  • JP-A-2006-265657 discloses a bainite single-phase structure containing a large amount of C, stopping water cooling at 400 to 600 ° C. during water cooling, and performing isothermal transformation heat treatment (austempering) at 400 to 600 ° C.
  • a method for improving the SSC resistance of oil well pipe steel of 125 ksi class or higher is proposed.
  • An object of the present invention is to provide a steel pipe for a low alloy oil well that has a yield stress of 965 MPa (140 ksi) or more and can stably obtain excellent SSC resistance.
  • the steel pipe for a low alloy oil well is, in mass%, C: 0.40 to 0.65%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.10 to 1.00%, P: 0 0.020% or less, S: 0.0020% or less, Cu: 0.15% or less, Cr: 0.40 to 1.50%, Mo: 0.50 to 2.50%, V: 0.05 to 0 25%, Ti: 0 to less than 0.01%, Nb: 0.01 to 0.2%, sol.
  • a composition comprising a composition, a tempered martensite, and a structure composed of residual austenite with a volume fraction of 0 to less than 2%, and the grain size number of the prior austenite grains in the structure is 9.0 or more.
  • the circle equivalent diameter of the substructure surrounded by the boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more is 3 ⁇ m or less.
  • a method of manufacturing a steel pipe for a low alloy oil well includes a hot working step in which a raw material having the above-described chemical composition is hot-worked to form a raw pipe, and the raw pipe temperature is 500 ° C. to 500 ° C.
  • a final quenching step in which quenching is performed at a cooling rate of 100 ° C. between 1 ° C./s and less than 15 ° C./s, and a tube temperature at which cooling is stopped is 100 ° C. or less, and the tube after quenching And a step of performing tempering.
  • the steel pipe for a low alloy oil well according to the present invention has a yield stress of 965 MPa (140 ksi) or more and can stably obtain excellent SSC resistance.
  • FIG. 1 is an old austenite grain boundary map of a structure having a substructure grain size of 2.6 ⁇ m.
  • FIG. 2 is a large-angle grain boundary map of a structure in which the grain size of the substructure is 2.6 ⁇ m.
  • FIG. 3 is an old austenite grain boundary map of a structure in which the grain size of the substructure is 4.1 ⁇ m.
  • FIG. 4 is a large-angle grain boundary map of a structure in which the grain size of the substructure is 4.1 ⁇ m.
  • the present inventors investigated and studied the SSC resistance of low alloy oil well steel pipes having a yield strength of 965 MPa or more, and obtained the following knowledge.
  • the precipitated carbide is mainly cementite, and also includes alloy carbide (Mo carbide, V carbide, Nb carbide, Ti carbide when Ti is contained).
  • alloy carbide Mo carbide, V carbide, Nb carbide, Ti carbide when Ti is contained.
  • carbide spheroidization can be realized by tempering at the highest possible temperature.
  • tempering at high temperature reduces the dislocation density in the steel pipe.
  • the reduction of the dislocation density itself is effective for improving the SSC resistance.
  • the strength is reduced. Since the dislocation becomes a hydrogen trap site, it is difficult to stably secure excellent SSC resistance when the dislocation density is high.
  • Inclusion of alloy elements such as Mo and V, which increase the resistance to temper softening, is effective in suppressing the decrease in strength due to high temperature tempering. However, its effect is limited.
  • the C content is 0.40% or more, a large amount of carbide precipitates and disperses, so that the strength of the steel can be further increased by precipitation strengthening without depending on the dislocation density. If the C content is 0.40% or more, the alloy element concentration in the cementite is further lowered, and the cementite is spheroidized. Therefore, SSC resistance is stabilized while high strength is obtained. If the C content is 0.40% or more, the volume fraction of martensite in the structure is further increased. The higher the martensite volume fraction, the lower the dislocation density after tempering, so that the SSC resistance is also stabilized.
  • the structure is substantially a tempered martensite single phase, and the volume fraction of retained austenite relative to the entire structure (hereinafter referred to as the volume fraction of retained austenite) (%) is as low as possible. preferable. If the structure contains a phase (bainite or the like) other than tempered martensite, the above-described high strength cannot be obtained. Moreover, if the volume fraction of retained austenite is high, the strength varies. Therefore, the structure of the steel pipe for a low alloy oil well needs to be composed of tempered martensite and retained austenite having a volume fraction of 0 to less than 2%.
  • Tempered martensite contains a plurality of prior austenite particles, a plurality of packets, a plurality of blocks, and a plurality of laths. More specifically, tempered martensite includes a plurality of prior austenite grains, and each prior austenite grain is composed of a plurality of packets. Each packet is composed of a plurality of plate-like blocks, and each block is composed of a plurality of laths.
  • the region surrounded by the large-angle grain boundary among the regions partitioned by the packet boundary, block boundary and lath boundary is defined as “substructure”. Further, among the above-described boundaries (packet boundary, block boundary, lath boundary), a boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more is defined as a “large-angle grain boundary”.
  • a low alloy oil well steel pipe having a yield strength of 965 MPa or more the finer the prior austenite grains and substructure, the more stable SSC resistance can be obtained.
  • the final quenching process conditions in the manufacturing process are controlled. Specifically, in the final quenching process, the cooling rate in the range of the tube temperature of 500 to 100 ° C. is set to 1 ° C./s or more, and the tube temperature at which the cooling is stopped (hereinafter referred to as the cooling stop temperature) is It shall be 100 degrees C or less.
  • An intermediate heat treatment may be performed before the final quenching treatment. Specifically, soaking in the element tube after the hot rolling A 1 point (A c1 point or A r1 point) or higher. In this case, since austenite is generated in the structure, the prior austenite grains are further refined, and excellent SSC resistance is obtained.
  • the steel pipe for a low alloy oil well is, in mass%, C: 0.40 to 0.65%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.10 to 1.00%, P: 0 0.020% or less, S: 0.0020% or less, Cu: 0.15% or less, Cr: 0.40 to 1.50%, Mo: 0.50 to 2.50%, V: 0.05 to 0 25%, Ti: 0 to less than 0.01%, Nb: 0.01 to 0.2%, sol.
  • a composition comprising a composition, a tempered martensite, and a structure composed of residual austenite having a volume fraction of 0 to less than 2%, and the grain size number of the prior austenite grains in the structure is 9.0 or more.
  • the circle equivalent diameter of the substructure surrounded by the boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more is 3 ⁇ m or less.
  • a method of manufacturing a steel pipe for a low alloy oil well includes a hot working step in which a material having the above chemical composition is hot worked to form a raw pipe, and a temperature between 500 ° C. and 100 ° C. with respect to the raw pipe.
  • a final quenching process is performed in which a cooling rate is set to 1 ° C./s to less than 15 ° C./s, and a tube temperature at which cooling is stopped is set to 100 ° C. or less, and tempering is performed on the quenched tube.
  • the manufacturing method further prior to final hardening step even after hot working step, base tube and may comprise a soaking intermediate heat treatment step at a temperature of more than 1 point A.
  • the steel pipe for a low alloy oil well according to the present invention has the following chemical composition.
  • the carbon (C) content is higher than that of a conventional steel pipe for a low alloy oil well.
  • the carbide include cementite and alloy carbide (Mo carbide, V carbide, Nb carbide, Ti carbide, etc.).
  • the sub-structure becomes finer and the SSC resistance increases. If the C content is too low, the above effect cannot be obtained.
  • the C content is 0.40 to 0.65%.
  • the minimum with preferable C content is 0.50%, More preferably, it is higher than 0.50%, More preferably, it is 0.55%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.62%, More preferably, it is 0.60%.
  • Si 0.05 to 0.50% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the SSC resistance decreases. Therefore, the Si content is 0.05 to 0.50%.
  • the minimum of preferable Si content is 0.10%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit of the preferable Si content is 0.40%, and more preferably 0.35%.
  • Mn 0.10 to 1.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes steel. If the Mn content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, it segregates at grain boundaries together with impurity elements such as phosphorus (P) and sulfur (S). As a result, the SSC resistance of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 0.10 to 1.00%.
  • the minimum of preferable Mn content is 0.20%, More preferably, it is 0.28%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is 0.80%, more preferably 0.50%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and lowers the SSC resistance of the steel. Therefore, the one where P content is low is preferable. Therefore, the P content is 0.020% or less.
  • the P content is preferably 0.015% or less, and more preferably 0.012% or less.
  • S 0.0020% or less Sulfur (S) is an impurity like P. S segregates at the grain boundaries and lowers the SSC resistance of the steel. Therefore, the one where S content is low is preferable. Therefore, the S content is 0.0020% or less. The preferable S content is 0.0015% or less, and more preferably 0.0010% or less.
  • Cu 0.15% or less Copper (Cu) is an impurity. Cu embrittles the steel and lowers the SSC resistance of the steel. Therefore, it is preferable that the Cu content is low. Therefore, the Cu content is 0.15% or less.
  • the upper limit of the preferable Cu content is less than 0.03%, more preferably 0.02%, and still more preferably 0.01%.
  • Chromium (Cr) increases the hardenability of the steel and increases the strength of the steel. On the other hand, if Cr is excessively contained, the toughness of the steel is lowered and the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the Cr content is 0.40 to 1.50%. The minimum with preferable Cr content is 0.45%. The upper limit with preferable Cr content is 1.30%, More preferably, it is 1.00%.
  • Mo 0.50 to 2.50% Molybdenum (Mo) contributes to the improvement of SSC resistance by high-temperature tempering as a result of forming carbides and increasing temper softening resistance as described above. If the Mo content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the above effect is saturated. Therefore, the Mo content is 0.50 to 2.50%.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.60%, More preferably, it is 0.65%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 2.0%, More preferably, it is 1.6%.
  • V 0.05-0.25% Vanadium (V) contributes to the improvement of SSC resistance by high temperature tempering as a result of forming carbides and increasing temper softening resistance as described above. If the V content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the V content is too high, the toughness of the steel decreases. Therefore, the V content is 0.05 to 0.25%. The minimum with preferable V content is 0.07%. The upper limit with preferable V content is 0.15%, More preferably, it is 0.12%.
  • Niobium (Nb) combines with C and N to form carbide, nitride or carbonitride. These precipitates (carbides, nitrides and carbonitrides) refine the steel substructure by the pinning effect and increase the SSC resistance of the steel. If the Nb content is too low, this effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, nitrides are generated excessively, which makes the SSC resistance of the steel unstable. Therefore, the Nb content is 0.01 to 0.2%.
  • the minimum with preferable Nb content is 0.012%, More preferably, it is 0.015%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.10%, More preferably, it is 0.05%.
  • Al 0.010 to 0.100%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is too low, the deoxidation of the steel is insufficient, and the SSC resistance of the steel decreases. On the other hand, if the Al content is too high, an oxide is generated and the SSC resistance of the steel is lowered. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.100%.
  • the minimum with preferable Al content is 0.015%, More preferably, it is 0.020%.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.080%, More preferably, it is 0.050%.
  • the content of “Al” means the content of “acid-soluble Al”, that is, “sol. Al”.
  • N 0.006% or less
  • Nitrogen (N) is an impurity. N forms a nitride and makes the SSC resistance of the steel unstable. Therefore, a lower N content is preferable. Therefore, the N content is 0.006% or less.
  • a preferable N content is 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • the balance of the chemical composition of the low alloy oil well steel pipe is composed of Fe and impurities.
  • Impurities here refer to ores and scraps used as raw materials for steel, or elements mixed from the environment of the manufacturing process.
  • the low alloy oil well steel pipe may further contain Ti instead of a part of Fe.
  • Titanium (Ti) is an optional element. Ti forms nitrides and refines the steel. Further, Ti has an effect of suppressing surface cracks of the slab that occasionally occur during continuous casting. During continuous casting, solute N in the slab is bonded to Al, and Al nitride is strain-induced precipitated. In this case, the surface of the slab is easily broken. Ti preferentially bonds with solute N to form Ti nitride and suppress the precipitation of Al nitride. Therefore, the surface crack of the slab during continuous casting is suppressed. If Ti is contained even a little, these effects can be obtained. However, if the Ti content is too high, TiN becomes coarse and makes the SSC resistance of the steel unstable. Therefore, the Ti content is 0 to less than 0.01%. The minimum with preferable Ti content is 0.001%, More preferably, it is 0.003%. The upper limit with preferable Ti content is 0.008%, More preferably, it is 0.006%.
  • the steel pipe for low alloy oil wells may further contain B instead of a part of Fe.
  • B 0 to 0.0015%
  • Boron (B) is an optional element. B increases hardenability and increases the strength of the steel. If B is contained even a little, the above effect can be obtained. However, if the B content is too high, M 23 CB 6 is formed at the grain boundaries and the SSC resistance of the steel is reduced. Therefore, the one where B content is low is preferable. Therefore, the B content is 0 to 0.0015% or less.
  • the minimum with preferable B content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0012%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the steel pipe for low alloy oil wells may further contain Ca instead of a part of Fe.
  • Ca 0 to 0.003%
  • Calcium (Ca) is an optional element. Ca combines with S in the steel to form a sulfide, improves the shape of inclusions, and increases the toughness of the steel. If Ca is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if the Ca content is too high, the effect is saturated. Therefore, the Ca content is 0 to 0.003%.
  • the minimum of preferable Ca content is 0.0005%, More preferably, it is 0.0010%.
  • the upper limit of the preferable Ca content is 0.0025%, more preferably 0.0020%.
  • the structure of the low alloy oil well steel pipe according to the present invention is mainly composed of tempered martensite. More specifically, the parent phase in the structure is composed of tempered martensite and retained austenite having a volume fraction of 0 to less than 2%.
  • the volume fraction of retained austenite is preferably as low as possible.
  • the preferred volume fraction of retained austenite is less than 1%.
  • a more preferable structure of the steel pipe for a low alloy oil well according to the present invention is composed of tempered martensite, and the volume fraction of retained austenite is 0%.
  • the volume fraction of retained austenite is measured as follows using an X-ray diffraction method.
  • a sample including the center of thickness of the manufactured oil well steel pipe is collected.
  • the surface of the collected sample is chemically polished.
  • X-ray diffraction is performed on the chemically polished surface using CoK ⁇ rays as incident X-rays. From the (211), (200), and (110) surface area strengths of ferrite and the (220), (200), and (111) surface area strengths of austenite, the volume fraction of retained austenite is obtained. The rate is determined quantitatively.
  • crystal grain size of prior austenite grains The crystal grain size number of the prior austenite grains having the above structure is 9.0 or more.
  • the grain size number of the prior austenite grains referred to in this specification is measured in accordance with ASTM E112. When the crystal grain size number of the prior austenite grains is 9.0 or more, even a steel having a yield strength of 965 MPa (140 ksi) or more exhibits excellent SSC resistance. When the grain size number of the prior austenite grains is less than 9.0, the SSC resistance is lowered in the steel having the above strength.
  • the preferred grain size number of the prior austenite grains is larger than 9.0, more preferably 10.0 or more.
  • the crystal grain size number of the prior austenite grains may be measured using a steel material before quenching and before tempering (so-called as-quenched material), or may be measured using a tempered steel material. Whichever steel material is used, the size of the prior austenite grains does not change.
  • tempered martensite contains a plurality of prior austenite particles, a plurality of packets, a plurality of blocks, and a plurality of laths.
  • the circle equivalent diameter of the substructure surrounded by the boundary (large-angle grain boundary) having a crystal orientation difference of 15 ° or more out of the region defined by the packet boundary, block boundary, and lath boundary is 3 ⁇ m or less. is there.
  • the SSC resistance depends not only on the size of the prior austenite grains but also on the size of the substructure.
  • the grain size number of the prior austenite grains is 9.0 or more and the equivalent circle diameter of the substructure is 3 ⁇ m or less
  • the steel pipe for low alloy oil well having a high strength of 965 MPa or more has excellent SSC resistance. Obtained stably.
  • the preferred equivalent circle diameter of the substructure is 2.5 ⁇ m or less, and more preferably 2.0 ⁇ m or less.
  • the equivalent circle diameter of the sub-structure is measured by the following method. A sample having an observation surface of 25 ⁇ m ⁇ 25 ⁇ m centered on the center of the wall thickness is taken at an arbitrary cross section of the low alloy oil well steel pipe (surface perpendicular to the axial direction of the low alloy oil well steel pipe).
  • Crystal orientation analysis by electron backscatter diffraction imaging (EBSP) is performed on the observation surface. Then, based on the analysis result, a boundary having a crystal orientation difference of 15 ° or more is drawn on the observation surface to identify the substructure.
  • EBSP electron backscatter diffraction imaging
  • the equivalent circle diameter means the diameter of a circle when the area of the substructure is converted into a circle having the same area.
  • the equivalent circle diameter can be measured, for example, by determining the average particle diameter by using the average section length measurement method described in JIS G 0551.
  • the average of the equivalent circle diameters of the obtained substructures is defined as the equivalent circle diameter of the substructures referred to in this specification.
  • FIG. 1 and FIG. 2 exemplify a tissue whose sub-structure has an equivalent circle diameter of 2.6 ⁇ m.
  • FIG. 1 is an old austenite grain boundary map
  • FIG. 2 is a large angle grain boundary map.
  • FIG. 3 and FIG. 4 exemplify a structure having a sub-structure particle size of 4.1 ⁇ m.
  • FIG. 3 is an old austenite grain boundary map
  • FIG. 4 is a large angle grain boundary map.
  • Old austenite grain size no. Is 11.5, C: 0.26%, Si: 0.19%, Mn: 0.82%, P: 0.013%, S: 0.0008%, Cu: 0.01%, Cr : 0.52%, Mo: 0.70%, V: 0.11%, Ti: 0.018%, Nb: 0.013%, Ca: 0.0001%, B: 0.0001%, sol. It contains Al: 0.040%, N: 0.0041%, and the balance is a structure obtained from steel composed of Fe and impurities.
  • yield strength of the steel pipe for a low alloy oil well of the present invention is 965 MPa or more (140 ksi or more). Yield strength is defined as 0.2% yield strength.
  • the upper limit of the yield strength is not particularly limited, but the upper limit of the yield strength is, for example, 1150 MPa.
  • the yield ratio YR of the steel pipe for low alloy oil well of the present invention is 0.9 or more, and the structure is composed of tempered martensite single phase or tempered martensite and 0 to less than 2% retained austenite. Therefore, the steel pipe for low alloy oil wells of the present invention has excellent SSC resistance as well as high yield strength (965 MPa or more).
  • ⁇ Steel with the above chemical composition is melted and refined by a well-known method. Subsequently, the molten steel is made into a continuous cast material by a continuous casting method.
  • the continuous cast material is, for example, a slab, bloom or billet. Moreover, you may make molten steel into an ingot by an ingot-making method.
  • the billet may be formed by hot rolling or may be formed by hot forging.
  • the billet is hot-worked to produce a blank tube.
  • the billet is heated in a heating furnace.
  • the billet extracted from the heating furnace is hot-worked to produce a raw pipe (seamless steel pipe).
  • the Mannesmann method is performed as hot working to manufacture a raw tube.
  • the round billet is pierced and rolled by a piercing machine.
  • the round billet that has been pierced and rolled is further hot-rolled by a mandrel mill, a reducer, a sizing mill, or the like into a blank tube.
  • the blank tube may be manufactured from the billet by another hot working method.
  • At least one re-heating treatment and tempering are performed on the hot-worked tube.
  • the quenching temperature in the quenching process is a well-known temperature (temperature of AC 3 points or more).
  • the upper limit of the preferable quenching temperature is 900 ° C. or less. In this case, the prior austenite grains are further refined.
  • Quenching may be performed once or multiple times.
  • the raw tube temperature that is, the cooling stop temperature
  • the cooling stop temperature when stopping the cooling during the final quenching is 100 ° C. or less.
  • the equivalent circle diameter of the substructure becomes larger than 3 ⁇ m.
  • the cooling rate between the raw tube temperature of 500 to 100 ° C. is set to 1 ° C./s to less than 15 ° C./s.
  • the cooling rate in the said temperature range is less than 1 degree-C / s
  • tissue will become larger than 3 micrometers.
  • the cooling rate is 15 ° C./s or more, firing cracks are likely to occur. If the cooling rate when the tube temperature is between 500 ° C. and 100 ° C.
  • the minimum with a preferable cooling rate is 2 degree-C / s, More preferably, it is 3 degree-C / s.
  • tempering temperature is appropriately adjusted according to the chemical composition of the raw tube and the yield strength to be obtained.
  • a preferred tempering temperature is 650 to 700 ° C., and a preferred soaking time at the tempering temperature is 15 to 120 minutes.
  • the volume fraction of retained austenite can also be reduced by adjusting the tempering temperature. Due to the tempering treatment, the yield strength of the raw pipe becomes 965 MPa or more. Quenching and tempering may be performed multiple times.
  • the steel pipe for a low alloy oil well according to the present invention is manufactured.
  • normalization processing may be performed on the raw tube after hot working. Specifically, hot blank tube to A 3-point temperature higher than the post-processing (e.g., 850 ⁇ 950 ° C.) and held at a certain time, and then allowed to cool. The holding time is, for example, 15 to 120 minutes.
  • the raw tube is cooled to room temperature, and then heated to the AC3 point or higher.
  • normal rise process in the present invention after hot working, may be performed by holding mother tube directly to a temperature of more than C3 points A.
  • the crystal grains of steel will be further refined. Specifically, when a normalized tube is quenched, the grain size number of the prior austenite grains of the as-quenched material becomes 10.0 or more.
  • a quenching process may be performed instead of the above normalization process.
  • the quenching process is performed a plurality of times as described above.
  • the intermediate heat treatment has the same effect even when heat treatment is performed at a temperature of two phases of ferrite and austenite (hereinafter referred to as “two-phase region heating”).
  • two-phase region heating if at least a part of the steel structure is transformed into austenite, a favorable effect can be obtained for refinement of crystal grains. Therefore, the intermediate heat treatment, it is preferable to soak at least mother tube at a temperature of more than A c1 point.
  • the final quenching cooling stop temperature As described above, by setting the final quenching cooling stop temperature to 100 ° C. or less and the cooling rate between the raw tube temperature of 500 to 100 ° C. to 1 ° C./s to less than 15 ° C./s, the prior austenite grains
  • the crystal grain size number is 9.0 or more, and the equivalent circle diameter of the substructure is 3.0 ⁇ m or less. Therefore, even in a low alloy oil well steel pipe having a yield strength of 965 MPa or more, excellent SSC resistance can be stably obtained.
  • a seamless steel pipe having an outer diameter of 244.5 mm and a wall thickness of 13.8 mm was manufactured by hot working (piercing and rolling).
  • the seamless steel pipe was reheated to the temperature shown in Table 2 and subjected to intermediate heat treatment and final quenching treatment.
  • the “final quenching” column in Table 2 describes the content of the final quenching process performed on the seamless steel pipe after the intermediate heat treatment of the corresponding test number.
  • the “cooling rate” column describes the cooling rate (° C./s) when the temperature of the seamless steel pipe is between 500 ° C. and 100 ° C.
  • Table 3 shows the results of microstructural observation.
  • M in the table means that the microstructure of the corresponding number consists of tempered martensite or tempered martensite and retained austenite.
  • B in the table means that the microstructure of the corresponding number is a bainite structure.
  • the microstructure was a structure composed of tempered martensite or a structure composed of tempered martensite and retained austenite. In No. 22, a bainite structure was observed.
  • the volume fraction (%) of retained austenite in the steel was measured by the X-ray diffraction method described above. Specifically, a sample including the central thickness of the seamless steel pipe was collected. The surface of the collected sample was chemically polished. X-ray diffraction was performed on the chemically polished surface using CoK ⁇ rays as incident X-rays. From the (211), (200), and (110) surface area strengths of ferrite and the (220), (200), and (111) surface area strengths of austenite, the volume fraction of retained austenite is obtained. The rate (%) was quantified.
  • yield stress test From each seamless steel pipe after tempering, a round bar tensile test piece having a parallel portion with an outer diameter of 6 mm and a length of 40 mm was collected. The parallel part was parallel to the axial direction of the seamless steel pipe. A tensile test was performed at room temperature (25 ° C.) using the collected round bar tensile test pieces, and yield strength YS (0.2% yield strength) (MPa) and tensile strength TS (MPa) were obtained. As a result, as shown in Table 3, the yield strength was 965 MPa (140 ksi) or more in any of the numbers.
  • Table 3 shows the test results. “NF” in the “SSC resistance test” column in Table 3 indicates that the test piece did not break even after 720 hours (that is, SSC did not occur). “F” indicates that the test piece broke during the test (that is, SSC occurred).
  • the chemical composition of the material was within the range of the present invention, and the manufacturing conditions (cooling rate and cooling stop temperature of the final quenching process) were appropriate. Therefore, the structure was composed of tempered martensite and 0 to less than 2% retained austenite, and the crystal grain size number of the prior austenite grains was 9.0 or more. Furthermore, the equivalent circle diameter of the substructure was 3.0 ⁇ m or less. Furthermore, the yield ratio YR was 0.90 or more. Therefore, in the SSC resistance test, none of the three test pieces broke, and excellent SSC resistance was stably obtained.

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Abstract

　９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏応力を有し、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる低合金油井用鋼管を提供する。本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．４０～１．５０％、Ｍｏ：０．５０～２．５０％、Ｖ：０．０５～０．２５％、Ｔｉ：０～０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１～０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０～０．００１５％、及び、Ｃａ：０～０．００３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０～２％未満の残留オーステナイトとからなる組織とを備え、組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である。

Description

低合金油井用鋼管及びその製造方法
　本発明は、油井用鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、油井及びガス井用のケーシングやチュービング等に用いられる、低合金油井用鋼管及びその製造方法に関する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。従来、８０ｋｓｉ級（降伏応力が８０～９５ｋｓｉ、つまり、５５１～６５４ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏応力が９５～１１０ｋｓｉ、つまり、６５４～７５８ＭＰａ）の油井用鋼管が広く利用されてきた。しかしながら最近では、１１０ｋｓｉ級（降伏応力が１１０～１２５ｋｓｉ、つまり、７５８～８６２ＭＰａ）の油井用鋼管が利用され始めている。
　最近開発される深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有する。そのため、油井用鋼管は高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
　従来の９５～１１０ｋｓｉ級の油井用鋼管の耐ＳＳＣ性の改善策として、鋼を清浄化したり、鋼組織を微細化したりする方法が知られている。たとえば、特開昭６２－２５３７２０号公報は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物元素を低減して耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開昭５９－２３２２２０号公報は、焼入れ処理を２回実施することにより結晶粒を微細化して、耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。
　油井用鋼管の高強度化の要求に応じて、最近では、１２５ｋｓｉ級（降伏応力が８６２～９６５ＭＰａ）の油井用鋼管が使用され始めている。さらに、１４０ｋｓｉ（降伏応力が９６５ＭＰａ）以上の降伏強度を有する油井用鋼管の要求が高まっている。
　硫化物応力割れ（ＳＳＣ）は、強度が高くなるほど発生しやすい。したがって、１４０ｋｓｉ以上の油井用鋼管に対しては、従来の９５ｋｓｉ級、１１０ｋｓｉ級の及び１２５ｋｓｉ級といった油井用鋼管よりも、耐ＳＳＣ性のさらなる改善が求められる。
　特開平６－３２２４７８号公報、特開平８－３１１５５１号公報、特開平１１－３３５７３１号公報、特開２０００－１７８６８２号公報、特開２０００－２５６７８３号公報、特開２０００－２９７３４４号公報、特開２０００－１１９７９８号公報、特開２００５－３５０７５４号公報及び特開２００６－２６５６５７号公報は、高強度の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性の改善策を提案する。
　特開平６－３２２４７８号公報は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開平８－３１１５５１号公報は、直接焼入れ法を利用して焼入れ性を高め、焼戻し温度を高めることにより、１１０ｋｓｉ級～１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開平１１－３３５７３１号公報は、最適な合金成分に調整することにより、１１０ｋｓｉ級～１４０ｋｓｉ級の低合金鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開２０００－１７８６８２号公報、特開２０００－２５６７８３号公報及び特開２０００－２９７３４４号公報は、炭化物の形態を制御して１１０ｋｓｉ級～１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開２０００－１１９７９８号公報は、微細なＶ炭化物を多量に析出して１１０ｋｓｉ級～１２５ｋｓｉ級の鋼材のＳＳＣの発生時間を遅らせる方法を提案する。特開２００５－３５０７５４号公報は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の油井用鋼管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開２００６－２６５６５７号公報は、Ｃを多く含有し、かつ、水冷時に４００～６００℃で水冷を停止し、４００～６００℃で等温変態熱処理（オーステンパ処理）を実施してベイナイト単相組織を生成することにより、１２５ｋｓｉ級以上の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。
特開昭６２－２５３７２０号公報 特開昭５９－２３２２２０号公報 特開平６－３２２４７８号公報 特開平８－３１１５５１号公報 特開平１１－３３５７３１号公報 特開２０００－１７８６８２号公報 特開２０００－２５６７８３号公報 特開２０００－２９７３４４号公報 特開２０００－１１９７９８号公報 特開２００５－３５０７５４号公報 特開２００６－２６５６５７号公報
　しかしながら、上記特許文献に開示された技術を適用しても、１４０ｋｓｉ以上の降伏強度を有する油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。
　本発明の目的は、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏応力を有し、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる低合金油井用鋼管を提供することである。
　本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．４０～１．５０％、Ｍｏ：０．５０～２．５０％、Ｖ：０．０５～０．２５％、Ｔｉ：０～０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１～０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０～０．００１５％、及び、Ｃａ：０～０．００３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０～２％未満の残留オーステナイトとからなる組織とを備え、組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である。
　本発明による低合金油井用鋼管の製造方法は、上述の化学組成を備えた素材を熱間加工して素管にする熱間加工工程と、素管に対して、素管温度が５００℃～１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ～１５℃／ｓ未満とし、冷却を停止する素管温度を１００℃以下とする焼入れを実施する最終焼入れ工程と、焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施する工程とを備える。
　本発明による低合金油井用鋼管は、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏応力を有し、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる。
図１は、サブ組織の粒径が２．６μｍである組織の旧オーステナイト粒界マップである。 図２は、サブ組織の粒径が２．６μｍである組織の大角粒界マップである。 図３は、サブ組織の粒径が４．１μｍである組織の旧オーステナイト粒界マップである。 図４は、サブ組織の粒径が４．１μｍである組織の大角粒界マップである。
　以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。本明細書中の「％」は、特に断りがない場合、質量％を意味する。
　本発明者らは、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する低合金油井用鋼管の耐ＳＳＣ性について調査及び研究を行い、次の知見を得た。
　（１）高強度低合金油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定的に確保するために、Ｃ含有量が０．４０％以上のＣ含有量の高い鋼を用いることが有効である。この理由は以下のとおりである。
　通常、低合金油井用鋼管は、熱間製管後の焼入れ及び焼戻しによって、焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織に調整される。従来から焼戻し工程において炭化物が球状化するほど、耐ＳＳＣ性が向上すると考えられている。そして、析出する炭化物は、主としてセメンタイトであり、他に合金炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｔｉが含有される場合はＴｉ炭化物）を含む。炭化物が粒界に析出する場合、炭化物の形状が扁平であるほど、これらの炭化物を起点としてＳＳＣが発生しやすくなる。換言すれば、炭化物が球状に近づくほど、粒界炭化物からＳＳＣが発生しにくくなり、耐ＳＳＣ性が高まる。したがって、耐ＳＳＣ性を向上するためには、炭化物、特にセメンタイトの球状化が望ましい。
　炭化物の球状化はできるだけ高い温度で焼戻すことで実現できることが知られている。しかしながら、高温での焼戻しは、鋼管内の転位密度を低減する。転位密度の低減自体は耐ＳＳＣ性の向上には有効である。しかしながら、一般的には強度の低下を招く。転位は水素のトラップサイトとなるため、転位密度が高い場合、優れた耐ＳＳＣ性を安定して確保することが困難である。ＭｏやＶ等、焼戻し軟化抵抗を高める合金元素の含有は高温焼戻しによる強度の低下抑制に有効である。しかしながら、その効果には限界がある。
　Ｃを０．４０％以上含有すれば、炭化物、特にセメンタイトの球状化が促進され、さらに、炭化物が鋼中に多数析出する。そのため、転位密度に依存しない、析出強化による鋼の強化を実現できる。即ち、Ｃ含有量の高い低合金鋼は、適切な焼戻し条件により焼戻すことにより、多数の炭化物の析出による析出強化による強度確保と、その炭化物の球状化による耐ＳＳＣ性の確保とが期待できる。
　以上より、Ｃ含有量を０．４０％以上にすれば、炭化物が多量に析出及び分散するため、転位密度に依存せずに析出強化により鋼の強度をさらに高めることができる。Ｃ含有量を０．４０％以上にすればさらに、セメンタイト中の合金元素濃度が下がり、セメンタイトが球状化する。そのため、高強度が得られつつ、耐ＳＳＣ性が安定化する。Ｃ含有量を０．４０％以上とすればさらに、組織中のマルテンサイトの体積分率も高まる。マルテンサイトの体積分率が高いほど、焼戻し後の転位密度は低下するため、耐ＳＳＣ性も安定化する。
　９６５ＭＰａ以上の降伏強度を得るには、組織が実質的に焼戻しマルテンサイト単相であり、組織全体に対する残留オーステナイトの体積率（以下、残留オーステナイトの体積分率という）（％）ができるだけ低い方が好ましい。組織に焼戻しマルテンサイト以外の相（ベイナイト等）が含まれれば、上述の高強度が得られない。また、残留オーステナイトの体積分率が高ければ、強度がばらつく。したがって、低合金油井用鋼管の組織は、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０～２％未満の残留オーステナイトとからなる組織とする必要がある。
　（２）９６５ＭＰａ以上の高強度を有する低合金油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定的に得るために、焼戻しマルテンサイト組織を微細化する。焼戻しマルテンサイトは、複数の旧オーステナイト粒子、複数のパケット、複数のブロック及び複数のラスを含有する。より具体的には、焼戻しマルテンサイトは複数の旧オーステナイト粒を含み、各旧オーステナイト粒は複数のパケットからなる。各パケットは板状の複数のブロックからなり、各ブロックは複数のラスからなる。
　焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット境界、ブロック境界及びラス境界の境界で区画される領域のうち、大角粒界で囲まれる領域を「サブ組織」と定義する。さらに、上述の各境界（パケット境界、ブロック境界、ラス境界）のうち、結晶方位差が１５°以上の境界を「大角粒界」と定義する。
　９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する低合金油井用鋼管において、旧オーステナイト粒及びサブ組織が微細であるほど、優れた耐ＳＳＣ性が安定して得られる。具体的には、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が９．０以上であり、かつ、サブ組織の円相当径が３μｍ以下であれば、９６５ＭＰａ以上の高強度を有する低合金油井用鋼管において優れた耐ＳＳＣ性が安定して得られる。
　（３）サブ組織の円相当径を３μｍ以下にするために、好ましくは、製造工程中の最終の焼入れ処理条件を制御する。具体的には、最終の焼入れ処理において、素管温度が５００～１００℃の範囲の冷却速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、冷却を停止する素管温度（以下、冷却停止温度という）を１００℃以下とする。
　（４）最終の焼入れ処理の前に中間熱処理を実施してもよい。具体的には、熱間圧延後の素管をＡ１点（Ａｃ１点又はＡｒ１点）以上で均熱する。この場合、組織中にオーステナイトが生成されるため、旧オーステナイト粒がさらに微細化し、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは次の発明を完成した。
　本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０～０．６５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．１０～１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．４０～１．５０％、Ｍｏ：０．５０～２．５０％、Ｖ：０．０５～０．２５％、Ｔｉ：０～０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１～０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０～０．００１５％、及び、Ｃａ：０～０．００３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０～２％未満の残留オーステナイトとからなる組織とを備え、組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である。
　本発明による低合金油井用鋼管の製造方法は、上記化学組成を備えた素材を熱間加工して素管にする熱間加工工程と、素管に対して、５００℃～１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ～１５℃／ｓ未満とし、冷却を停止する素管温度を１００℃以下とする焼入れ処理を実施する最終焼入れ工程と、焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施する工程とを備える。
　上記製造方法はさらに、熱間加工工程後であって最終焼入れ工程前に、素管をＡ１点以上の温度で均熱する中間熱処理工程を備えてもよい。
　以下、本発明による低合金油井用鋼管及びその製造方法について詳述する。
　［化学組成］
　本発明による低合金油井用鋼管は、次の化学組成を有する。
　Ｃ：０．４０～０．６５％
　本発明による低合金油井用鋼管では、炭素（Ｃ）の含有量が、従前の低合金油井用鋼管よりも多い。Ｃが多く含有されることにより、多量の微細な炭化物が鋼中に分散し、鋼の強度が高まる。炭化物はたとえば、セメンタイト、合金炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｔｉ炭化物等）である。さらに、サブ組織が微細化し、耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ状態での靭性が低下し、焼き割れ感受性が高まる。したがって、Ｃ含有量は０．４０～０．６５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．５０％よりも高く、さらに好ましくは０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６２％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５～０．５０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．２０％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３５％である。
　Ｍｎ：０．１０～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、燐（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）等の不純物元素とともに粒界に偏析する。その結果、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１０～１．００％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２０％であり、さらに好ましくは０．２８％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｐ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は、０．０２０％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０１５％以下であり、さらに好ましくは、０．０１２％以下である。
　Ｓ：０．００２０％以下
　硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｓ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｓ含有量は、０．００２０％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００１５％以下であり、さらに好ましくは、０．００１０％以下である。
　Ｃｕ：０．１５％以下
　銅（Ｃｕ）は不純物である。Ｃｕは鋼を脆化し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｃｕ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｃｕ含有量は０．１５％以下である。好ましいＣｕ含有量の上限は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは、０．０１％である。
　Ｃｒ：０．４０～１．５０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼の靱性が低下し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．４０～１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
　Ｍｏ：０．５０～２．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、上述のとおり、炭化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を高める結果、高温焼戻による耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０～２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．６０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．０％であり、さらに好ましくは１．６％である。
　Ｖ：０．０５～０．２５％
　バナジウム（Ｖ）は、上述のとおり、炭化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を高める結果、高温焼戻による耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．２５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０７％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
　Ｎｂ：０．０１～０．２％
　ニオブ（Ｎｂ）は、ＣやＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成する。これらの析出物（炭化物、窒化物及び炭窒化物）は、ピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）効果により鋼のサブ組織を細粒化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、窒化物が過剰に生成し、鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１～０．２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．１００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、鋼の脱酸が不足し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、酸化物が生成し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０～０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書でいう「Ａｌ」の含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
　Ｎ：０．００６％以下
　窒素（Ｎ）は、不純物である。Ｎは窒化物を形成し、鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。そのため、Ｎ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．００６％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４％以下である。
　低合金油井用鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。
　［任意元素について］
　低合金油井用鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。
　Ｔｉ：０～０．０１％未満
　チタン（Ｔｉ）は任意元素である。Ｔｉは窒化物を形成して鋼を細粒化する。Ｔｉはさらに、連続鋳造中に時折発生する鋳片の表面割れを抑制する効果もある。連続鋳造中、鋳片中の固溶ＮはＡｌと結合し、Ａｌ窒化物が歪み誘起析出する。この場合、鋳片の表面が割れやすくなる。Ｔｉは、固溶Ｎと優先的に結合してＴｉ窒化物を形成して、Ａｌ窒化物が析出するのを抑制する。そのため、連続鋳造中の鋳片の表面割れが抑制される。Ｔｉが少しでも含有されれば、これらの効果が得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化し、鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０１％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
　低合金油井用鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
　Ｂ：０～０．００１５％
　ボロン（Ｂ）は任意元素である。Ｂは、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界にＭ２３ＣＢ６を形成し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｂ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｂ含有量は０～０．００１５％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　低合金油井用鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
　Ｃａ：０～０．００３％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素である。Ｃａは、鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して鋼の靱性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は、０～０．００３％である。好ましいＣａ含有量の下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。好ましいＣａ含有量の上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
　［組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
　本発明による低合金油井用鋼管の組織は、主として焼戻しマルテンサイトからなる。さらに具体的には、組織中の母相は、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０～２％未満の残留オーステナイトとからなる。
　本発明に係る低合金油井用鋼管においては、鋼中のＣ含有量が比較的高いため、焼割れ防止の観点から、焼入れ処理における冷却速度が制約される。そのため、焼入れ処理後の鋼管中に残留オーステナイトが残存する場合がある。最終製品（焼戻し後の状態）において、残留オーステナイトは、強度のばらつきを発生させる。したがって、残留オーステナイトの体積分率はなるべく低い方が好ましい。残留オーステナイトの好ましい体積分率は１％未満である。本発明に係る低合金油井用鋼管のさらに好ましい組織は、焼戻しマルテンサイトからなり、残留オーステナイトの体積分率は０％である。
　残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法を用いて、次のとおり測定される。製造された油井用鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を化学研磨する。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施する。フェライトの（２１１）面、（２００）面、（１１０）面の面積分強度と、オーステナイトの（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の面積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率を定量して求める。
　［旧オーステナイト粒の結晶粒度］
　上記組織の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上である。本明細書にいう旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して測定される。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が９．０以上である場合、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏強度を有する鋼であっても、優れた耐ＳＳＣ性を示す。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が９．０未満である場合、上記強度を有する鋼において、耐ＳＳＣ性が低くなる。旧オーステナイト粒の好ましい結晶粒度番号は９．０よりも大きく、さらに好ましくは１０．０以上である。
　旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、焼入れ後、焼戻し前の鋼材（いわゆる焼入れまま材）を用いて測定してもよいし、焼戻しされた鋼材を用いて測定してもよい。いずれの鋼材を用いても、旧オーステナイト粒のサイズは変わらない。
　［サブ組織のサイズ］
　上述のとおり、焼戻しマルテンサイトは、複数の旧オーステナイト粒子、複数のパケット、複数のブロック及び複数のラスを含有する。焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット境界、ブロック境界及びラス境界の境界で区画される領域のうち、結晶方位差が１５°以上の境界（大角粒界）で囲まれるサブ組織の円相当径は３μｍ以下である。
　９６５ＭＰａ以上の高強度を有する鋼において、耐ＳＳＣ性は、旧オーステナイト粒のサイズだけでなく、サブ組織のサイズにも依存する。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が９．０以上であり、さらに、サブ組織の円相当径が３μｍ以下であれば、９６５ＭＰａ以上の高強度を有する低合金油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる。サブ組織の好ましい円相当径は２．５μｍ以下であり、さらに好ましくは２．０μｍ以下である。
　サブ組織の円相当径は、次の方法で測定される。低合金油井用鋼管の任意の横断面（低合金油井用鋼管の軸方向と垂直な面）において、肉厚の中央を中心とした２５μｍ×２５μｍの観察面を有するサンプルを採取する。
　上記観察面に対して、電子後方散乱回折像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析を実施する。そして、解析結果に基づいて、観察面において、１５°以上の結晶方位差を有する境界を描画して、サブ組織を特定する。
　特定された各サブ組織の円相当径を測定する。円相当径とは、サブ組織の面積を同じ面積の円に換算した場合の円の直径を意味する。円相当径の測定はたとえば、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の平均切片長の測定法を援用し、平均粒径を求めることで実施できる。得られた各サブ組織の円相当径の平均を、本明細書でいうサブ組織の円相当径と定義する。
　図１および図２に、サブ組織の円相当径が２．６μｍである組織を例示する。図１は旧オーステナイト粒界マップであり、図２は大角粒界マップである。旧オーステナイト粒度Ｎｏ．は１０．５であり、Ｃ：０．５１％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：０．４７％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００１４％、Ｃｕ：０．０２％、Ｃｒ：１．０６％、Ｍｏ：０．６７％、Ｖ：０．０９８％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎｂ：０．０１２％、Ｃａ：０．００１８％、Ｂ：０．０００１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００３４％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼から得られた組織である。
　図３および図４に、サブ組織の粒径が４．１μｍである組織を例示する。図３は旧オーステナイト粒界マップであり、図４は大角粒界マップである。旧オーステナイト粒度Ｎｏ．は１１．５であり、Ｃ：０．２６％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．８２％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．０００８％、Ｃｕ：０．０１％、Ｃｒ：０．５２％、Ｍｏ：０．７０％、Ｖ：０．１１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｎｂ：０．０１３％、Ｃａ：０．０００１％、Ｂ：０．０００１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％、Ｎ：０．００４１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼から得られた組織である。
　［降伏強度］
　本発明の低合金油井用鋼管の降伏強度は９６５ＭＰａ以上（１４０ｋｓｉ以上）である。降伏強度は０．２％耐力で定義される。降伏強度の上限は特に限定されないが、降伏強度の上限はたとえば、１１５０ＭＰａである。
　［降伏比］
　上記化学組成及び組織を有する本発明の低合金油井用鋼管の降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）は０．９０以上である。降伏比ＹＲが０．９０未満である場合、組織中に焼戻しマルテンサイト以外の相（たとえばベイナイト等）が含まれる。この場合、耐ＳＳＣ性が低くなる。本発明の低合金油井用鋼管の降伏比ＹＲは０．９以上であり、組織は焼戻しマルテンサイト単相、又は、焼戻しマルテンサイト及び０～２％未満の残留オーステナイトからなる。そのため、本発明の低合金油井用鋼管は、高い降伏強度（９６５ＭＰａ以上）とともに、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　［製造方法］
　本発明に係る低合金油井用鋼管の製造方法の一例を説明する。本例では、継目無鋼管（低合金油井用鋼管）の製造方法について説明する。
　上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材はたとえば、スラブやブルームやビレットである。また、溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
　スラブやブルーム、インゴットを熱間加工してビレットにする。熱間圧延によりビレットにしてもよいし、熱間鍛造によりビレットにしてもよい。
　ビレットを熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。
　熱間加工後の素管に対して、少なくとも１回の再加熱による焼入れ処理、及び焼戻し処理を実施する。
　焼入れ処理における焼入れ温度は周知の温度（ＡＣ３点以上の温度）である。好ましい焼入れ温度の上限は９００℃以下である。この場合、旧オーステナイト粒がさらに微細化する。
　焼入れを１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。最終の焼入れ時の冷却を停止するときの素管温度（つまり、冷却停止温度）は１００℃以下である。冷却停止温度が１００℃よりも高い場合、サブ組織の円相当径が３μｍよりも大きくなる。
　さらに、最終の焼入れ時において、素管温度が５００～１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ～１５℃／ｓ未満とする。上記温度範囲における冷却速度が１℃／ｓ未満である場合、サブ組織の円相当径が３μｍよりも大きくなる。さらに、組織において、マルテンサイトだけでなく、ベイナイトも生成される。一方、上記冷却速度が１５℃／ｓ以上である場合、焼き割れが発生しやすくなる。素管温度が５００～１００℃の間の冷却速度が１℃／ｓ～１５℃／ｓ未満であれば、サブ組織の円相当径が３．０μｍ以下になり、焼き割れが発生しにくい。冷却速度の好ましい下限は２℃／ｓであり、さらに好ましくは３℃／ｓである。
　上記の最終の焼入れ処理を実施した後、ＡＣ１点未満の焼戻し温度で焼戻しを実施する。焼戻し温度は、素管の化学組成と、得ようとする降伏強度とに応じて適宜調整される。好ましい焼戻し温度は６５０～７００℃であり、その焼戻し温度での好ましい均熱時間は１５～１２０分である。残留オーステナイトの体積分率も、焼き戻し温度の調整で低減が可能である。焼戻し処理により、素管の降伏強度は９６５ＭＰａ以上になる。焼入れ及び焼戻しを複数回実施してもよい。
　以上の製造工程により、本発明による低合金油井用鋼管が製造される。
　［中間熱処理工程］
　上述の製造方法では、熱間加工後に焼入れ処理を実施する。しかしながら、熱間加工後に、他の熱処理（中間熱処理）を実施してもよい。
　たとえば、熱間加工後の素管に対してノルマライズ（焼準）処理を実施してもよい。具体的には、熱間加工後の素管をＡ３点よりも高い温度（たとえば、８５０～９５０℃）で一定時間保持し、その後放冷する。保持時間はたとえば、１５～１２０分である。ノルマライズ処理は通常、熱間加工後、素管を常温に冷却した後、ＡＣ３点以上に加熱する。しかしながら、本発明においてノルマライズ処理は、熱間加工後、素管をそのままＡＣ３点以上の温度に保持することにより実施されてもよい。
　ノルマライズ処理を実施すれば、鋼の結晶粒（旧オーステナイト粒）がさらに微細化する。具体的には、ノルマライズ処理した素管を焼入れ処理した場合、焼入れまま材の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１０．０以上になる。
　また、上述のノルマライズ処理に替えて、焼入れ処理を実施してもよい。この場合、上述のとおり焼入れ処理が複数回実施される。
　また、中間熱処理は、フェライト＋オーステナイトの２相域温度での熱処理（以下、「２相域加熱」という）でも同様の効果がある。中間熱処理では、鋼の組織の少なくとも一部がオーステナイトに変態すれば、結晶粒の微細化のために好ましい効果が得られる。したがって、中間熱処理では、少なくとも素管をＡｃ１点以上の温度で均熱することが好ましい。
　最終の焼入れ処理より前に上述の中間熱処理を実施すれば、旧オーステナイト結晶粒がさらに微細化され、耐ＳＳＣ性がさらに高まる。
　以上のとおり、最終の焼入れ処理の冷却停止温度を１００℃以下とし、素管温度が５００～１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ～１５℃／ｓ未満とすることにより、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上となり、かつ、サブ組織の円相当径は３．０μｍ以下となる。そのため、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する低合金油井用鋼管においても、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる。
　表１に示す化学組成を有する鋼Ａ～鋼Ｋのインゴットを製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１中の「－」は実質的に「０」％であったことを示す。表１を参照して、鋼Ａ～鋼Ｈの化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、鋼ＩのＣ含有量は、本発明のＣ含有量の下限未満であった。鋼ＪのＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の上限を超えた。鋼ＫのＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の上限を超えた。
　各インゴットを加熱した後、熱間加工（穿孔圧延）により外径２４４．５ｍｍで肉厚１３．８ｍｍの継目無鋼管を製造した。継目無鋼管に対して、表２に示す温度に再加熱して中間熱処理及び最終焼入れ処理を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２中の「中間熱処理」欄には、対応する試験番号の熱間加工後の継目無鋼管に対して実施した中間熱処理の内容が記載されている。具体的には、「中間熱処理」欄の「種類」欄には、実施した熱処理の種類（ノルマライズ、２相域加熱、又は焼入れ）が記載されている。たとえば、番号２の場合、中間熱処理として、９２０℃の熱処理温度でノルマライズ処理を実施し、冷却方法は放冷であったことを示す。番号３の場合、９２０℃の焼入れ温度で焼入れし、ミスト噴霧により強制冷却したことを示す。番号４の場合、Ａｃ１点以上の温度に加熱して放冷したことを示し、番号７の場合、焼入れ時に油槽に素管を浸漬して強制冷却したことを示し、番号１８の場合、水槽に素管を浸漬して強制冷却したことを示す。
　表２中の「最終焼入れ」欄には、対応する試験番号の中間熱処理後の継目無鋼管に対して実施した最終焼入れ処理の内容が記載されている。具体的には、「冷却速度」欄には、継目無鋼管の温度が５００～１００℃の間での冷却速度（℃／ｓ）が記載されている。
　表２において、「中間熱処理」欄に「－」印が記載されている場合、その番号では中間熱処理が実施されなかったことを示す。
　［旧オーステナイト結晶粒度試験］
　最終焼入れ処理が実施された継目無鋼管（焼入れまま材）を用いて、旧オーステナイト結晶粒度試験を実施した。具体的には、焼入れまま材を肉厚方向に切断して試料を採取した。そして、試料を樹脂埋めし、試料のうち鋼管の管軸方向に垂直な面（以下、観察面という）をピクリン酸によりエッチングした。エッチングされた観察面を観察し、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を決定した。
　［焼戻し処理］
　最終焼入れ処理後の継目無鋼管に対して、表３に示す焼戻し温度（℃）及び均熱時間（分）で焼戻し処理を実施し、各番号の継目無鋼管の降伏強度が９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上になるよう調整した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［焼戻し後の継目無鋼管に対する評価試験］
　［ミクロ組織観察試験及び残留オーステナイトの体積率測定試験］
　焼戻し後の各番号の継目無鋼管に対して、次のミクロ組織観察試験を行った。継目無鋼管の横断面（継目無鋼管の軸方向に垂直な面）において、肉厚中央部分をナイタールでエッチングした。エッチングされた肉厚中央部分の任意の３視野（各視野１００μｍ×１００μｍ）を観察した。観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた。エッチングにより、焼戻しマルテンサイトを確認できた。
 
　ミクロ組織観察の結果を表３に示す。表中の「Ｍ」は、対応する番号のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイトからなる、又は、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトからなることを意味する。表中の「Ｂ」は、対応する番号のミクロ組織が、ベイナイト組織であることを意味する。
　番号１～２１では、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイトからなる組織、又は、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトからなる組織であった。番号２２では、ベイナイト組織が観察された。
　上述のＸ線回折法により、鋼中の残留オーステナイトの体積分率（％）を測定した。具体的には、継目無鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルの表面を化学研磨した。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施した。フェライトの（２１１）面、（２００）面、（１１０）面の面積分強度と、オーステナイトの（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の面積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率（％）を定量した。
　定量した結果を表３に示す。いずれの番号においても、残留オーステナイトの体積分率は２％未満であった。
　［サブ組織の円相当径測定試験］
　焼戻し処理後の各番号の継目無鋼管に対して、上述の方法で、ＥＢＳＰによる結晶方位解析を実施して、サブ組織の円相当径を求めた。
　［降伏応力試験］
　焼戻し後の各継目無鋼管から、外径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部は継目無鋼管の軸方向に平行であった。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力）（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。その結果、表３に示すとおり、いずれの番号においても降伏強度は９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上であった。
　［耐ＳＳＣ性試験］
　各番号の継目無鋼管に対して、次に示す定荷重引張試験を実施した。各番号の継目無鋼管から、軸方向に延びる平行部を有する丸棒引張試験片を３本採取した。丸棒引張試験片の平行部の外径は６．３５ｍｍであり、長さは２５．４ｍｍであった。ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　Ａ法に基づいて、常温（２４℃）において試験浴中で定荷重引張試験を実施した。試験浴として、０．１ｂａｒの硫化水素ガス（残部はＣＯ２ガス）を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液を用いた。ｐＨ３．５の条件で、試験浴中の各試験片（合計３本）に対して、引張試験で測定された降伏強度の９０％の定荷重を負荷した。７２０時間経過しても破断しなかった場合、ＳＳＣが発生しなかったと判断し、試験途中（つまり、７２０時間未満）で破断した場合、ＳＳＣが発生したと判断した。
　［試験結果］
　表３に試験結果を示す。表３中の「耐ＳＳＣ試験」欄の「ＮＦ」は、７２０時間経過しても試験片が破断しなかった（つまり、ＳＳＣが発生しなかった）ことを示す。「Ｆ」は、試験途中で試験片が破断した（つまり、ＳＳＣが発生した）ことを示す。
　番号１～４、６～１０、１２～１７では、素材の化学組成が本発明の範囲内であり、製造条件（最終焼入れ処理の冷却速度及び冷却停止温度）が適正であった。そのため、組織は焼戻しマルテンサイト及び０～２％未満の残留オーステナイトからなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であであった。さらに、サブ組織の円相当径は３．０μｍ以下であった。さらに、降伏比ＹＲは０．９０以上であった。そのため、耐ＳＳＣ性試験では、３本の試験片がいずれも破断せず、優れた耐ＳＳＣ性が安定して得られた。
　特に、番号２～４、６～８、１０、１２～１４、１６及び１７では、中間熱処理として、ノルマライズ処理、焼入れ処理又は２相域加熱を実施した。そのため、これらの番号の継目無鋼管の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は１０．０以上であり、中間熱処理を実施しなかった番号１、９及び１５よりも高かった。
　一方、番号５及び１１では、素材の化学組成及び最終焼入れ処理での冷却速度は適切だったものの、冷却停止温度がいずれも１００℃より高かった。そのため、サブ組織の円相当径が３．０μｍを超え、耐ＳＳＣ試験において、３本の試験片がいずれも破断した。
　番号１８では、素材のＣ含有量が低すぎた。さらに、最終焼入れ処理での冷却速度が１５℃／ｓを超えた。Ｃ含有量が低かったため、焼割れは発生しなかったものの、サブ組織の円相当径が３．０μｍを超え、耐ＳＳＣ性試験において、３本の試験片がいずれも破断した。
　番号１９では、素材のＴｉ含有量が高すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性試験において、３本の試験片中の２本が破断し、耐ＳＳＣ性が不安定であった。
　番号２０では、素材のＭｎ含有量が高すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性試験において、３本の試験片中の２本が破断し、耐ＳＳＣ性が不安定であった。
　番号２１では、素材の化学組成は本発明の範囲内であったものの、最終焼入れ処理における冷却速度が高すぎた。そのため、焼き割れが発生した。
　番号２２では、素材の化学組成は本発明の範囲内であったものの、最終焼入れ処理における冷却速度が低すぎた。そのため、ベイナイト組織となり、降伏比ＹＲが０．９０未満となった。そのため、耐ＳＳＣ試験において、３本の試験片がいずれも破断した。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．４０～０．６５％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．１０～１．００％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．００２０％以下、
    　Ｃｕ：０．１５％以下、
    　Ｃｒ：０．４０～１．５０％、
    　Ｍｏ：０．５０～２．５０％、
    　Ｖ：０．０５～０．２５％、
    　Ｔｉ：０～０．０１％未満、
    　Ｎｂ：０．０１～０．２％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０～０．１００％、
    　Ｎ：０．００６％以下、
    　Ｂ：０～０．００１５％、及び、
    　Ｃａ：０～０．００３％を含有し、
    　残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
    　焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０～２％未満の残留オーステナイトとからなる組織とを備え、
    　９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有し、
    　前記組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、
    　前記焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である、低合金油井用鋼管。
  2. 　請求項１に記載の化学組成を備えた素材を熱間加工して素管にする熱間加工工程と、
    　前記素管に対して、素管温度が５００℃～１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ～１５℃／ｓ未満とし、冷却を停止する前記素管温度を１００℃以下とする焼入れ処理を実施する最終焼入れ工程と、
    　前記焼入れ後の前記素管に対して焼戻しを実施する工程とを備える、低合金油井用鋼管の製造方法。
  3. 　請求項２に記載の製造方法であってさらに、
    　前記熱間加工工程後であって前記最終焼入れ工程前に、前記素管をＡ１点以上の温度で均熱する中間熱処理工程を備える、製造方法。
     
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