WO2017149570A1 - 油井用低合金高強度継目無鋼管 - Google Patents

油井用低合金高強度継目無鋼管 Download PDF

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岡津　光浩
正雄 柚賀
太田　裕樹
和樹 藤村
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength seamless steel pipe excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) for oil wells and gas wells, particularly in a sour environment containing hydrogen sulfide.
  • SSC resistance stress corrosion cracking resistance
  • “high strength” refers to a case where the strength is API standard T95 or higher, that is, the yield strength is 655 MPa or more (95 ksi or more).
  • Patent Document 1 discloses that, in weight%, C: 0.2 to 0.35%, Cr: 0.2 to 0.7%, Mo: 0.1 to 0.5 %, V: Low well steel containing 0.1 to 0.3%, which defines the total amount of precipitated carbides and the proportion of MC type carbides in them. Steel for use is disclosed.
  • Patent Document 2 by mass, C: 0.15 to 0.30%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.10 to 1.0%, P: 0.025 %: S: 0.005% or less, Cr: 0.1-1.5%, Mo: 0.1-1.0%, Al: 0.003-0.08%, N: 0.008%
  • B 0.0005 to 0.010%
  • Nb 0.05% or less
  • Zr 0.0.
  • V For steel inclusions containing one or more selected from 0.30% or less, the maximum length of continuous non-metallic inclusions and the number of particles having a particle size of 20 ⁇ m or more An oil well steel material excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance is disclosed.
  • Patent Document 3 by mass%, C: 0.15 to 0.35%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.1 to 2.5%, P: 0.025 %, S: 0.004% or less, sol.Al: 0.001 to 0.1%, Ca: 0.005 to 0.005% steel Ca-based non-metallic inclusion composition, Ca and Al An oil well steel having excellent sulfide stress corrosion cracking resistance in which the hardness of the composite oxide and steel is defined by HRC is disclosed.
  • the resistance to sulfide stress corrosion cracking of steels of the techniques disclosed in these Patent Documents 1 to 3 refers to a round bar tensile test piece defined in NACE (abbreviation of National Association of Corrosion Engineering) TM0177 method A. This means the presence or absence of SSC when immersed for 720 hours in a test bath described in NACE TM0177 under constant stress.
  • NACE abbreviation of National Association of Corrosion Engineering
  • K stress intensity factor K under a hydrogen sulfide corrosion environment obtained by performing a DCB (Double Cantilever Beam) test prescribed in NACE TM0177 method D for the purpose of ensuring further safety of steel pipes for oil wells. It is being demanded that the ISSC value satisfies a specified value or more.
  • the above prior art does not disclose a specific measure for improving such a K ISSC value.
  • the present invention has been made in view of such problems, and has an excellent sulfide stress corrosion cracking resistance in a sour environment containing hydrogen sulfide while having high strength of API standard T95 grade or higher (
  • the object of the present invention is to provide a low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells that exhibits a stable and high KISSC value.
  • the present inventors first made a seamless steel pipe having various chemical compositions and microstructures of steel and having a yield strength of 655 MPa or more based on NACE TM0177 method D, with a thickness of 10 mm, Three or more DCB test pieces each having a width of 25 mm and a length of 100 mm were sampled and subjected to a DCB test.
  • the test bath for the DCB test was a 5 mass% NaCl + 0.5 mass% CH 3 COOH aqueous solution at 24 ° C. saturated with hydrogen sulfide gas at 1 atm (0.1 MPa).
  • FIG. 1 is a schematic diagram of a DCB test piece.
  • h is the height of each arm of the DCB test piece
  • B is the thickness of the DCB test piece
  • Bn is the web thickness of the DCB test piece.
  • the target of the K ISSC value was set to 26.4 MPa ⁇ m or more (24 ksi ⁇ inch or more) based on the assumed maximum notch defect of the oil well pipe and the load weighting condition.
  • FIG. 2 shows a graph in which the obtained K ISSC values are arranged by the average hardness (Rockwell C scale hardness) of the seamless steel pipe provided with the test piece.
  • the K ISSC value obtained in the DCB test tended to decrease as the hardness of the seamless steel pipe increased, but it was found that the numerical values varied greatly even at the same hardness.
  • FIG. 3 shows an example of a stress-strain curve.
  • the stress-strain curves (solid line A and broken line B) of the two steel pipes shown in FIG. 3 do not change the stress value of 0.5 to 0.7% strain corresponding to the yield stress, but one (broken line B) is continuous. Yield is occurring, and the other (solid line A) has an upper yield point. It was also found that the steel exhibiting a continuous yield type stress-strain curve (broken line B) has a larger variation in KISSC values.
  • the present inventors conducted further research and arranged the magnitude of the variation of the K ISSC value according to ( ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 ) of this stress-strain curve, and as shown in FIG. It has been found that by setting ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 of the seamless steel pipe to 1.02 or less, the variation of the K ISSC value can be reduced to about half compared to the case of exceeding 1.02.
  • the fact that the variation of the K ISSC value is reduced to about half means that the hardness of the steel, which is the lower limit of the variation of the K ISSC value in the hardness-K ISSC value correlation, extends to the high hardness side. Specifically, in FIG.
  • the stress-strain curve should not be a continuous yield type.
  • the precipitation Mo which precipitated before hardening is made into a primary precipitate, and it melts at the time of hardening, and Mo which precipitated after tempering is made into a secondary precipitate.
  • the quenching temperature is lower.
  • DQ is hot At the end of rolling, it indicates that quenching is performed immediately from a state where the steel pipe temperature is still high.
  • the present invention has been completed based on these findings and comprises the following gist.
  • the value of the ratio of Ti content to N content (Ti / N) is 3.0 to 4.0, Having a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, In the stress-strain curve, the ratio of the stress at 0.7% strain to the stress at 0.4% strain ( ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 ) is 1.02 or less and the yield strength is 655 MPa or more.
  • a low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells [2] In addition to the above composition, V: 0.01 to 0.06%, W: 0.1-0.2% Zr: 0.005 to 0.03% The low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells according to [1], containing one or more selected from among the above. [3] In addition to the above composition, Ca: 0.0005 to 0.0030% In addition, the number of non-metallic inclusions in the oxide-based steel composed of Ca and Al having a major axis of 5 ⁇ m or more and satisfying the following formula (1) in mass% is 20 or less per 100 mm 2 The low alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells according to [1] or [2]. (CaO) / (Al 2 O 3 ) ⁇ 4.0 (1)
  • high strength means that the strength is API standard T95 or higher, that is, the yield strength is 655 MPa or higher (95 ksi or higher).
  • the upper limit of yield strength is not particularly limited, but is preferably 825 MPa.
  • the low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells of the present invention is excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance), and is excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance based on NACE TM0177 methodD.
  • SSC resistance sulfide stress corrosion cracking resistance
  • NACE TM0177 methodD Three DCB tests using an aqueous solution containing 5% by mass NaCl at 24 ° C. and 0.5% by mass CH 3 COOH saturated with hydrogen sulfide gas at 1 atm (0.1 MPa) as a test bath in all three when performing, K ISSC obtained from the above equation (2) refers to is stable 26.4MPa ⁇ m or by.
  • the present invention has high strength of API standard T95 or higher, and further has excellent sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) in a sour environment containing hydrogen sulfide, specifically, stable.
  • SSC resistance sulfide stress corrosion cracking resistance
  • a low alloy high-strength seamless steel pipe exhibiting a high K ISSC value can be provided.
  • K is a diagram showing stress-strain curves of steel pipes with different variations in ISSC value. It is a figure which shows that the dispersion
  • the steel pipe of the present invention is, by mass%, C: 0.23 to 0.27%, Si: 0.01 to 0.35%, Mn: 0.45 to 0.70%, P: 0.010% or less S: 0.001% or less, O: 0.0015% or less, Al: 0.015 to 0.080%, Cu: 0.02 to 0.09%, Cr: 0.8 to 1.5%, Mo: 0.5 to 1.0%, Nb: 0.02 to 0.05%, B: 0.0015 to 0.0030%, Ti: 0.005 to 0.020%, N: 0.005%
  • the ratio of the Ti content to the N content (Ti / N) is 3.0 to 4.0, the composition is composed of the balance Fe and inevitable impurities, and a stress-strain curve 0.7% strain when the ratio of the values of the stress to the stress at 0.4% strain in ( ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4) is 1.02 or less, the yield strength is 655MP
  • a oil well for low alloy high strength seamless steel pipe is at least.
  • C 0.23-0.27%
  • C has an effect of increasing the strength of the steel and is an important element for ensuring a desired strength.
  • it is necessary to contain 0.23% or more of C.
  • the content of C exceeding 0.27% causes a significant increase in ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 , which will be described later, and increases the variation of the K ISSC value. Therefore, C is set to 0.23 to 0.27%.
  • C is 0.24% or more.
  • Si 0.01 to 0.35%
  • Si is an element that acts as a deoxidizer and has a function of increasing the strength of the steel by dissolving in steel and suppressing rapid softening during tempering. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.01% or more of Si. On the other hand, the inclusion of Si exceeding 0.35% forms coarse oxide inclusions and increases the variation of the K ISSC value. For this reason, Si is made 0.01 to 0.35%. Preferably, Si is 0.01 to 0.04%.
  • Mn 0.45 to 0.70%
  • Mn is an element that has the effect of increasing the strength of steel through the improvement of hardenability and binding to S to fix S as MnS, thereby preventing grain boundary embrittlement due to S. In the present invention, therefore, it is necessary to contain 0.45% or more of Mn. On the other hand, the content of Mn exceeding 0.70% causes a significant increase in ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 and increases the variation of the K ISSC value. Therefore, Mn is set to 0.45 to 0.70%.
  • Mn is 0.50% or more.
  • Mn is 0.65% or less.
  • P 0.010% or less
  • P has a tendency to segregate at grain boundaries in the solid solution state and cause grain boundary embrittlement cracks, etc., and is desirably reduced as much as possible in the present invention. acceptable. Therefore, P is set to 0.010% or less.
  • S 0.001% or less S is mostly present as sulfide inclusions in steel, and deteriorates corrosion resistance such as ductility, toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking. Some of them may exist in a solid solution state, but in that case, they segregate at grain boundaries and tend to cause grain boundary embrittlement cracks. For this reason, although it is desirable to reduce as much as possible in this invention, excessive reduction raises refining cost. For this reason, in the present invention, S is set to 0.001% or less where the adverse effect is acceptable.
  • O (oxygen) 0.0015% or less
  • O (oxygen) is present as an inevitable impurity in the steel as an oxide such as Al or Si.
  • O (oxygen) is made 0.0015% or less to which the adverse effect is allowable.
  • O (oxygen) is 0.0010% or less.
  • Al acts as a deoxidizer and combines with N to form AlN and contribute to the reduction of solid solution N. In order to acquire such an effect, Al needs to contain 0.015% or more. On the other hand, when Al is contained exceeding 0.080%, oxide inclusions increase and the variation in K ISSC value increases. For this reason, Al is made 0.015 to 0.080%. Preferably, Al is 0.05% or more. Preferably, Al is 0.07% or less.
  • Cu 0.02 to 0.09%
  • Cu is an element that has the effect of improving corrosion resistance. When added in a trace amount, a dense corrosion product is formed, and the formation and growth of pits starting from SSC is suppressed, and the resistance to sulfide stress corrosion cracking. In the present invention, it is necessary to contain 0.02% or more of Cu. On the other hand, when it contains Cu exceeding 0.09%, the hot workability at the time of the manufacturing process of a seamless steel pipe will fall. For this reason, Cu is made 0.02 to 0.09%.
  • Cu is 0.03% or more.
  • Cu is 0.05% or less.
  • Cr 0.8 to 1.5% Cr is an element that contributes to an increase in the strength of steel through an increase in hardenability and improves the corrosion resistance. Also, Cr combines with C during tempering to form carbides such as M 3 C, M 7 C 3 and M 23 C 6 systems, and especially M 3 C carbides improve temper softening resistance. Reduces strength change due to tempering and contributes to improved yield strength. In order to achieve a yield strength of 655 MPa or more, it is necessary to contain 0.8% or more of Cr. On the other hand, even if Cr is contained exceeding 1.5%, the effect is saturated, which is economically disadvantageous. Therefore, Cr is set to 0.8 to 1.5%. Preferably, Cr is 0.9% or more. Preferably, Cr is 1.1% or less.
  • Mo 0.5 to 1.0% Mo is an element that contributes to an increase in the strength of steel through an increase in hardenability and improves the corrosion resistance.
  • the present inventors particularly focused on the point of forming M 2 C-based carbides.
  • Mo 2 C carbides that are secondarily precipitated after tempering improve resistance to temper softening, reduce strength change due to tempering, contribute to improvement of yield strength, and change the stress-strain curve of steel from a continuous yield type.
  • the present inventors have found that a yield type shape can be obtained.
  • the effect of improving the strain can be obtained by changing the stress-strain curve from the continuous yield type to the yield type. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.5% or more of Mo.
  • Mo is set to 0.5 to 1.0%.
  • Mo is 0.55% or more.
  • Mo is 0.75% or less.
  • Nb 0.02 to 0.05% Nb delays recrystallization in the austenite ( ⁇ ) temperature range, contributes to the refinement of ⁇ grains, and works extremely effectively in refinement of the substructure (eg, packet, block, lath) at the end of quenching of steel. In addition, it is an element that has the effect of forming carbides and strengthening the steel. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.02% or more of Nb. On the other hand, the content of Nb exceeding 0.05% promotes the precipitation of coarse precipitates (NbN) and causes a decrease in resistance to sulfide stress corrosion cracking. Therefore, Nb is set to 0.02 to 0.05%. Preferably, Nb is 0.025% or more.
  • Nb is 0.035% or less.
  • a packet is defined as a region composed of a group of laths having the same crystal habit plane arranged in parallel, and a block is composed of a group of laths parallel and in the same orientation.
  • B 0.0015 to 0.0030%
  • B is an element that contributes to improving the hardenability when contained in a very small amount.
  • B needs to contain 0.0015% or more of B.
  • the effect is saturated or the formation of Fe boride (Fe-B) makes it impossible to expect the desired effect, which is economically disadvantageous. .
  • B is made 0.0015 to 0.0030%.
  • B is 0.0020 to 0.0030%.
  • Ti forms a nitride and reduces the surplus N in the steel to make the effect of B described above effective.
  • Ti is an element that contributes to prevention of coarsening due to the pinning effect of austenite grains during steel quenching. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.005% or more of Ti.
  • the Ti content exceeding 0.020% promotes the formation of coarse MC-type nitride (TiN) during casting, and causes coarsening of austenite grains during quenching. For this reason, Ti is made 0.005 to 0.020%.
  • Ti is 0.008% or more.
  • Ti is 0.015% or less.
  • N 0.005% or less N is an unavoidable impurity in steel and forms MN-type precipitates by combining with nitride-forming elements such as Ti, Nb, and Al. Further, the remaining surplus N that forms these nitrides combines with B to form BN precipitates. At this time, since the effect of improving hardenability due to the addition of B is lost, it is preferable to reduce surplus N as much as possible, and N is set to 0.005% or less.
  • Ti / N is defined.
  • Ti / N is less than 3.0, surplus N is generated, and as a result of the formation of BN, the solid solution B at the time of quenching is insufficient, so that the microstructure at the end of quenching is martensite and bainite, or martensite and ferrite.
  • the stress-strain curve after tempering such a multi-phase structure becomes a continuous yield type, and the value of ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 greatly increases.
  • Ti / N exceeds 4.0, the austenite grain pinning effect is reduced by the coarsening of TiN, and the required fine grain structure cannot be obtained. Therefore, Ti / N is set to 3.0 to 4.0.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities, but in addition to the above basic composition, V: 0.01 to 0.06%, W: 0.1 to 0 as necessary. .2%, Zr: One or more selected from 0.005 to 0.03% may be selected and contained.
  • Ca and Al containing 0.0005 to 0.0030% Ca, mass%, composition ratio (CaO) / (Al 2 O 3 ) ⁇ 4.0, and having a major axis of 5 ⁇ m or more.
  • the number of non-metallic inclusions in the oxide-based steel may be 20 or less per 100 mm 2 .
  • V 0.01 to 0.06%
  • V is an element that forms carbides or nitrides and contributes to the strengthening of steel. In order to obtain such an effect, the V content of 0.01% or more is required.
  • V when V is contained exceeding 0.06%, the V-based carbide becomes coarse and becomes a starting point of sulfide stress corrosion cracking, which rather causes a decrease in the K ISSC value. Therefore, when V is contained, V is set to 0.01 to 0.06%.
  • W 0.1-0.2% W, like Mo, forms carbides and contributes to an increase in strength by precipitation hardening, and also forms a solid solution, segregates at the prior austenite grain boundaries, and contributes to an improvement in resistance to sulfide stress corrosion cracking.
  • Zr 0.005 to 0.03% Zr, like Ti, is effective in suppressing austenite grain growth during quenching by forming a nitride and pinning effect. In order to obtain a necessary effect, it is desirable to contain 0.005% or more of Zr. On the other hand, even if it contains Zr exceeding 0.03%, the effect is saturated. Therefore, when Zr is contained, Zr is set to 0.005 to 0.03%.
  • Ca 0.0005 to 0.0030%
  • Ca is effective in preventing nozzle clogging during continuous casting, and in order to obtain a necessary effect, it is desirable to contain 0.0005% or more of Ca.
  • Ca forms oxide-based non-metallic inclusions complexed with Al.
  • Ca exceeds 0.0030%, a large number of coarse substances exist, and resistance to sulfide stress corrosion cracking is present. Reduce.
  • the major axis has a particularly adverse effect, so that the major axis is 5 ⁇ m or more.
  • the number of inclusions satisfying the expression (1) is 20 or less per 100 mm 2 .
  • the number of inclusions is obtained by taking a sample for a scanning electron microscope (SEM) having a cross section orthogonal to the longitudinal direction of the pipe from an arbitrary circumferential position on the end of the steel pipe. At least the outer surface of the pipe, the center of the wall, It can be calculated from the SEM observation of inclusions at three locations on the surface and the analysis result of the chemical composition with the characteristic X-ray analyzer attached to the SEM. Therefore, when Ca is contained, the Ca content is set to 0.0005 to 0.0030%.
  • the number of non-metallic inclusions in the oxide-based steel composed of Ca and Al having a major axis of 5 ⁇ m or more satisfying the following formula (1) in mass% is 20 or less per 100 mm 2.
  • Ca is 0.0010% or more.
  • Ca is 0.0016% or less.
  • the number of inclusions described above is to control the amount of Al input during Al deoxidation treatment after decarburization refining and to add an amount of Ca according to the analytical values of Al, O, and Ca in the molten steel before Ca addition. Can be controlled.
  • the manufacturing method of the steel pipe material having the above composition is not particularly limited, but the molten steel having the above composition is melted by a generally known melting method such as a converter, an electric furnace or a vacuum melting furnace. It is preferable to produce a steel pipe material such as billet by a conventional method such as continuous casting or ingot-splitting rolling.
  • the steel pipe material is formed into a seamless steel pipe by hot forming.
  • hot forming method after piercer drilling, after forming to a predetermined thickness using any one of mandrel mill rolling and plug mill rolling, hot rolling is performed until appropriate diameter reduction rolling. In order to stabilize ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 to 1.02 or less, it is desirable to perform direct quenching (DQ) after hot rolling.
  • DQ direct quenching
  • the microstructure at the end of this DQ becomes a multiphase structure such as martensite and bainite, or martensite and ferrite, the crystal grain size of steel after subsequent quenching and tempering heat treatment, Mo, etc. It is necessary to prevent the amount of secondary precipitation from becoming heterogeneous and the value of ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 from exceeding 1.02. Therefore, it is preferable that completion
  • the temperature of the steel pipe at the end of DQ is preferably 200 ° C. or lower.
  • the steel pipe is quenched (Q) and tempered (T) in order to achieve a target yield strength of 655 MPa or more.
  • the quenching temperature at this time is preferably 930 ° C. or lower from the viewpoint of crystal grain refinement.
  • the quenching temperature is preferably 860 to 930 ° C.
  • the tempering temperature In order to avoid austenite retransformation, the tempering temperature needs to be Ac 1 temperature or less, but if it is less than 600 ° C., the secondary precipitation amount of Mo or the like cannot be secured. For this reason, the tempering temperature is preferably at least 600 ° C. or higher.
  • the value ( ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 ) of the ratio of the stress at the time of 0.7% strain ( ⁇ 0.7 ) to the stress at the time of 0.4% strain ( ⁇ 0.4 ) in the stress-strain curve is 1.02 or less
  • the variation of the K ISSC value varies greatly depending on the shape of the stress-strain curve of the steel.
  • the value ( ⁇ 0 ) of the ratio of the stress at the time of 0.7% strain ( ⁇ 0.7 ) to the stress at the time of 0.4% strain ( ⁇ 0.4 ) .7 / ⁇ 0.4 ) was found to be approximately halved in variation in K ISSC value when 1.02 or less.
  • ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 is set to 1.02 or less.
  • the yield strength, the stress at 0.4% strain ( ⁇ 0.4 ), and the stress at 0.7% strain ( ⁇ 0.7 ) are measured by a tensile test based on JIS Z2241. be able to.
  • microstructure of the present invention is not particularly limited, but the main phase is martensite, and the other remaining structures are one type or two types or more of ferrite, retained austenite, pearlite, bainite, etc. And if it is 5% or less, the objective of this invention can be achieved.
  • the steel pipe is cooled to the room temperature (below 35 ° C.) by direct quenching (DQ) or air cooling (0.1 to 0.5 ° C./s), and then the heat treatment conditions (Q1 temperature: Table 1) shown in Tables 3 to 6 Heat treatment was performed at the first quenching temperature, T1 temperature: first tempering temperature, Q2 temperature: second quenching temperature, T2 temperature: second tempering temperature).
  • Q1 temperature Table 1
  • T1 temperature first tempering temperature
  • Q2 temperature second quenching temperature
  • T2 temperature second tempering temperature
  • T2 temperature second tempering temperature
  • a tensile test piece and a DCB test piece were collected from any one place in the circumferential direction of the pipe end. Three or more DCB test pieces were collected from each steel pipe.
  • the DCB test was implemented based on NACETM0177 methodD using the extract
  • the test bath for the DCB test was a 5 mass% NaCl + 0.5 mass% CH 3 COOH aqueous solution at 24 ° C. saturated with hydrogen sulfide gas at 1 atm (0.1 MPa). After immersing the DCB test piece in which the wedge was introduced into this test bath under predetermined conditions for 336 hours, the length a of the crack generated in the DCB test piece during the immersion and the wedge opening stress P were measured, and the following equation (2 ) To calculate K ISSC (MPa ⁇ m).
  • h is the height of each arm of the DCB test piece
  • B is the thickness of the DCB test piece
  • Bn is the web thickness of the DCB test piece.
  • Comparative Example 17 (steel No. N) in which the amount of C in the chemical composition was below the range of the present invention
  • Comparative Example 19 (steel No. P) in which the amount of Mn was below the range of the present invention, and the amount of Cr was within the range of the present invention.
  • Comparative Example 18 (steel No. O) in which the amount of C in the chemical composition exceeded the range of the present invention
  • Comparative Example 20 in which the amount of Mn exceeded the range of the present invention were ⁇ 0.7 / ⁇
  • none of the three DCB tests satisfied the target of 26.4 MPa ⁇ m or more.
  • Comparative Example 23 (steel No. T) in which the Mo amount exceeded the scope of the present invention did not satisfy the target of 26.4 MPa ⁇ m or more in all three DCB tests.
  • Comparative Example Ti content is below the range of the present invention 26 (steel No. 2.)
  • K ISSC value varies greatly, three During the DCB test, the target of 26.4 MPa ⁇ m or more was not satisfied.
  • Comparative Example 31 (steel No. AB) in which the Ti / N ratio exceeded the range of the present invention, TiN was coarse and a sufficient pinning effect was not obtained, and the microstructure of the steel became coarse, and ⁇ 0.7
  • the K ISSC values varied greatly, and two of the three DCB tests did not satisfy the target of 26.4 MPa ⁇ m or more.
  • the bloom slab was formed into a billet with a round cross section by hot rolling. Furthermore, after heating to the billet heating temperature shown in Table 8 using this billet as a raw material, Mannesmann piercing-plug mill rolling-reducing rolling was performed hot, and the rolling was finished at the rolling completion temperature shown in Table 8 and seamlessly performed. Molded into a steel pipe.
  • the steel pipe is cooled to room temperature (35 ° C or less) by direct quenching (DQ) or air cooling (0.2 to 0.5 ° C / s), and then the heat treatment conditions for the steel pipe shown in Table 8 (Q1 temperature: first time) , T1 temperature: first tempering temperature, Q2 temperature: second quenching temperature, T2 temperature: second tempering temperature).
  • DQ direct quenching
  • T1 temperature first tempering temperature
  • Q2 temperature second quenching temperature
  • T2 temperature second tempering temperature
  • the DCB test was implemented based on NACETM0177 methodD using the extract
  • the test bath for the DCB test was a 5 mass% NaCl + 0.5 mass% CH 3 COOH aqueous solution at 24 ° C. saturated with hydrogen sulfide gas at 1 atm (0.1 MPa). After immersing the DCB test piece into which the wedge was introduced into the test bath under predetermined conditions for 336 hours, the crack length a and the wedge opening stress P generated in the DCB test piece during the immersion were measured, and the above equation (2 ) To calculate K ISSC (MPa ⁇ m).
  • the steel pipes 2-1 to 2-6 whose chemical composition, number of inclusions and ⁇ 0.7 / ⁇ 0.4 were within the scope of the present invention, all had a yield strength of 655 MPa or more, and were obtained by three DCB tests. All of the obtained K ISSC values satisfied the target of 26.4 MPa ⁇ m without greatly varying.
  • Comparative Example 2-7 (steel No. AI) in which the upper limit of Ca exceeded the range of the present invention, the K ISSC value greatly varied, and one of the three DCB tests was targeted at 26.4 MPa ⁇ m I was not satisfied.
  • Comparative Example 2-8 (steel No. AJ) in which the upper limit of Ca exceeded the range of the present invention, the K ISSC value greatly varied, and one of the three DCB tests was targeted at 26.4 MPa ⁇ m I was not satisfied.
  • Comparative Example 2-8 (steel No. AJ)
  • the amount of Ca in the molten steel before addition of Ca is high due to impurities Ca contained in the alloy iron of other elements added during secondary refining.
  • Ca was within the scope of the present invention because Ca was added, but the number of non-metallic inclusions in the oxide-based steel composed of Ca and Al satisfying the formula (1) was 5 mm or more.
  • the upper limit of the range was exceeded, the K ISSC value varied greatly, and one of the three DCB tests did not satisfy the target

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Abstract

耐ＳＳＣ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管を提供する。　質量％で、Ｃ：０．２３～０．２７％、Ｓｉ：０．０１～０．３５％、Ｍｎ：０．４５～０．７０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０８０％、Ｃｕ：０．０２～０．０９％、Ｃｒ：０．８～１．５％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｎｂ：０．０２～０．０５％、Ｂ：０．００１５～０．００３０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎ：０．００５％以下、を含有し、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３．０～４．０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、応力－歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ０．７／σ０．４）が１．０２以下であり、降伏強度が６５５ＭＰａ以上であるようにする。

Description

油井用低合金高強度継目無鋼管
　本発明は、油井やガス井用の、特に硫化水素を含むサワー環境下における耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れた高強度継目無鋼管に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、ＡＰＩ規格Ｔ９５級以上の強度、すなわち降伏強度が６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）の強度を有する場合をいうものとする。
　近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度で、かつ優れた耐食性（耐サワー性）を兼ね備えた材質を有することが要求される。
　このような要求に対し、例えば、特許文献１には、重量％で、Ｃ：０．２～０．３５％、Ｃｒ：０．２～０．７％、Ｍｏ：０．１～０．５％、Ｖ：０．１～０．３％を含む低合金鋼からなり、析出している炭化物の総量とその内のＭＣ型炭化物の割合を規定した、耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼が開示されている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３０％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．１～１．５％、Ｍｏ：０．１～１．０％、Ａｌ：０．００３～０．０８％、Ｎ：０．００８％以下、Ｂ：０．０００５～０．０１０％、Ｃａ＋Ｏ（酸素）：０．００８％以下を含み、さらにＴｉ：０．００５～０．０５％、Ｎｂ：０．０５％以下、Ｚｒ：０．０５％以下、Ｖ：０．３０％以下から選択される１種または２種以上を含有する鋼の鋼中介在物性状について、連続した非金属介在物の最大長さおよび粒径２０μｍ以上の個数を規定した、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼材が開示されている。
　また、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１５～０．３５％、Ｓｉ：０．１～１．５％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．００４％以下、sol.Ａｌ：０．００1～０．1％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％を含有する鋼のＣａ系非金属介在物組成、ＣａとＡｌの複合酸化物および鋼の硬さをＨＲＣで規定した、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼が開示されている。
特開２０００－１７８６８２号公報 特開２００１－１７２７３９号公報 特開２００２－６０８９３号公報
　これらの特許文献１～３に開示された技術の鋼の耐硫化物応力腐食割れ性とは、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ　Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇの略）ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄ　Ａに規定されている、丸棒引張試験片をＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７記載の試験浴中で一定応力を負荷したまま７２０時間浸漬した際のＳＳＣ発生の有無を意味している。一方、近年、油井用鋼管のさらなる安全確保を目的に、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定されている、ＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ　Ｂｅａｍ）試験を実施することにより得られる硫化水素腐食環境下での応力拡大係数ＫＩＳＳＣ値が規定値以上を満足することが求められるようになりつつある。上記先行技術にはこのようなＫＩＳＳＣ値を向上させる具体的な対策は開示されていない。 
　本発明は、このような問題点に鑑みてなされたものであり、ＡＰＩ規格Ｔ９５級以上の高強度を有しつつ、さらに硫化水素を含むサワー環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）、具体的には安定して高いＫＩＳＳＣ値を示す油井用低合金高強度継目無鋼管を提供することを目的としている。
　本発明者等は、上述の課題を解決するため、最初に種々の化学組成および鋼のミクロ組織を有する降伏強度が６５５ＭＰａ以上の継目無鋼管から、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄ　Ｄにもとづいて、厚さ１０ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのＤＣＢ試験片を各３本以上ずつ採取し、ＤＣＢ試験に供した。ＤＣＢ試験の試験浴は、１気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、下記式（２）によってＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000001
　ここで、図１は、ＤＣＢ試験片の模式図である。図１に示すように、ｈはＤＣＢ試験片の各アーム高さ（ｈｅｉｇｈｔ　ｏｆ　ｅａｃｈ　ａｒｍ）、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｗｅｂ　ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）である。これらは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定された数値を用いた。なお、ＫＩＳＳＣ値の目標は、油井管の想定最大切欠欠陥と負荷加重条件から２６．４ＭＰａ√ｍ以上（２４ｋｓｉ√ｉｎｃｈ以上）とした。得られたＫＩＳＳＣ値を、試験片を供した継目無鋼管の平均硬さ（ロックウェルＣスケール硬さ）で整理したグラフを図２に示す。ＤＣＢ試験で得られたＫＩＳＳＣ値は、継目無鋼管の硬さの増加に伴い低下する傾向にあるが、同じ硬さでも数値が大きくばらつくことがわかった。
　このばらつきの原因を鋭意調査した結果、鋼管によってばらつきが大きいものと少ないものがあり、さらにそのばらつき具合が、鋼管の降伏強度を測定した際に得られた応力－歪曲線によって異なることをつきとめた。図３に応力－歪曲線の例を示す。図３に示す２つの鋼管の応力－歪曲線（実線Ａと破線Ｂ）は、降伏応力に相当する０．５～０．７％歪の応力値は変わらないが、片方（破線Ｂ）は連続降伏をしており、もう片方（実線Ａ）は上降伏点が現出している。そして、連続降伏型の応力－歪曲線（破線Ｂ）を呈した鋼の方がＫＩＳＳＣ値のばらつきが大きいことを見出した。本発明者らは、さらに鋭意研究を行い、ＫＩＳＳＣ値のばらつきの大小を、この応力－歪曲線の（σ０．７／σ０．４）によって整理を行い、図４に示すように、継目無鋼管のσ０．７／σ０．４を１．０２以下とすることで、１．０２超えの場合にくらべてＫＩＳＳＣ値のばらつきを約半分にできることを見出した。
　ＫＩＳＳＣ値のばらつきを約半分にするということは、硬さ－ＫＩＳＳＣ値相関においてＫＩＳＳＣ値のばらつき下限となる鋼の硬さが高硬度側まで広がることを意味する。具体的には、図４において、鋼管のσ０．７／σ０．４が１．０２を超える場合（図中、白丸参照）はロックウェルＣスケール硬さが２４．３であってもＫＩＳＳＣ値の目標とした２６．４ＭＰａ√ｍを下回る値が発生するのに対し、鋼管のσ０．７／σ０．４が１．０２以下の場合（図中、黒丸参照）は、ロックウェルＣスケール硬さが２７．０という高い値であっても２６．４ＭＰａ√ｍを満足しうる。すなわち、高強度化しても安定して高いＫＩＳＳＣ値を得ることができる。
　以上より、硫化水素を含むサワー環境下で使用する継目無鋼管を高強度化しつつ、安定して高いＫＩＳＳＣ値を得ることができるという知見が得られた。なお、継目無鋼管の応力－歪曲線における０．４％歪時の応力（σ０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ０．７）の比の値が低いことによって安定して高いＫＩＳＳＣ値を得ることができる理由として、以下の理由が考えられる。ＤＣＢ試験のような初期切欠が存在する状態で応力が付与された際、その切欠先端で塑性変形が起こる可能性があり、塑性変形が起こった場合は硫化物応力腐食割れ感受性が増大する。一方で、図３に示すようにσ０．７／σ０．４が高い、すなわち０．４～０．７％歪領域ではまだ連続降伏しない引張特性を有する鋼の場合（実線Ａ）は、切欠先端の塑性変形が抑制できるため、硫化物応力腐食割れ感受性が変化せず、安定して高いＫＩＳＳＣ値が得られる。
　継目無鋼管のσ０．７／σ０．４を安定して１．０２以下にするためには、後述する鋼の化学組成の限定に加え、応力－歪曲線を連続降伏型にしないようにミクロ組織をマルテンサイトとし、かつマルテンサイト以外のミクロ組織の生成を極力抑制し、さらにＭｏの２次析出量を増加させるために、焼入れ時に焼入れ温度を高めてＭｏを極力固溶させる必要がある。なお、上記の２次析出量について、焼入れ前に析出していた析出Ｍｏを１次析出物とし、焼入れ時には固溶していて、焼戻し後に析出したＭｏを２次析出物とする。
　一方、σ０．４値を高くするには結晶粒の細粒化が必要で、逆に焼入れ温度が低い方が好ましい。これらを両立するために、継目無鋼管の製造において、まず鋼管成形のための熱間圧延時の圧延終了温度を高くし、圧延終了後、直接焼入（ＤＱとも記す。ＤＱとは、熱間圧延終了段階において、まだ鋼管温度が高い状態からただちに焼入れを行うことを指す。）を施す。すなわち、圧延終了温度を高くして、一旦Ｍｏを極力固溶させ、その後鋼管の焼入および焼戻し熱処理時の焼入れ温度を低くすることで、上述したＭｏの２次析出量の増加とミクロ組織の細粒化が両立し、σ０．７／σ０．４を安定して１．０２以下にすることができる。また、鋼管の熱間圧延後にＤＱを適用できない場合は、焼入および焼戻し熱処理を複数回行い、特に初回の焼入れ温度を１０００℃以上に高温化することでＤＱの効果を代替することができる。
　本発明は、これらの知見に基づいて完成されたものであり、下記の要旨からなる。
［１］質量％で、
Ｃ：０．２３～０．２７％、
Ｓｉ：０．０１～０．３５％、
Ｍｎ：０．４５～０．７０％、
Ｐ：０．０１０％以下、
Ｓ：０．００１％以下、
Ｏ：０．００１５％以下、
Ａｌ：０．０１５～０．０８０％、
Ｃｕ：０．０２～０．０９％、
Ｃｒ：０．８～１．５％、
Ｍｏ：０．５～１．０％、
Ｎｂ：０．０２～０．０５％、
Ｂ：０．００１５～０．００３０％、
Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
Ｎ：０．００５％以下、
を含有し、
Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３．０～４．０であり、
残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
応力－歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ０．７／σ０．４）が１．０２以下である降伏強度が６５５ＭＰａ以上である油井用低合金高強度継目無鋼管。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｖ：０．０１～０．０６％、
Ｗ：０．１～０．２％、
Ｚｒ：０．００５～０．０３％
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
を含有し、さらに、質量％で、組成比が下記（１）式を満足する長径５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ２当り２０個以下である［１］または［２］に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
　（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧４．０　　　　　　　（１）
　なお、ここでいう「高強度」とは、ＡＰＩ規格Ｔ９５級以上の強度、すなわち降伏強度が６５５ＭＰａ以上（９５ｋｓｉ以上）の強度を有することを指す。なお、降伏強度の上限値は、特に限定されないが、８２５ＭＰａであることが好ましい。
　また、本発明の油井用低合金高強度継目無鋼管は、耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）に優れており、耐硫化物応力腐食割れ性に優れるとは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄＤにもとづくＤＣＢ試験であって、１気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌと０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨを有する水溶液を試験浴としたＤＣＢ試験を３回行った場合に３回全てにおいて、上記の式（２）から得られるＫＩＳＳＣが安定して２６．４ＭＰａ√ｍ以上であることを指す。
　本発明によれば、ＡＰＩ規格Ｔ９５級以上の高強度を有しつつ、さらに硫化水素を含むサワー環境下における優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）、具体的には安定して高いＫＩＳＳＣ値を示す低合金高強度継目無鋼管を提供することができる。
ＤＣＢ試験片の模式図である。 鋼管の硬さとＫＩＳＳＣ値の関係を示す図である。 ＫＩＳＳＣ値のばらつき方が異なる鋼管の応力－歪曲線を示す図である。 鋼管の応力－歪曲線図から得られるσ０．７／σ０．４を１．０２以下とすることでＫＩＳＳＣ値のばらつきが低減することを示す図である。
　本発明の鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２３～０．２７％、Ｓｉ：０．０１～０．３５％、Ｍｎ：０．４５～０．７０％、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００１％以下、Ｏ：０．００１５％以下、Ａｌ：０．０１５～０．０８０％、Ｃｕ：０．０２～０．０９％、Ｃｒ：０．８～１．５％、Ｍｏ：０．５～１．０％、Ｎｂ：０．０２～０．０５％、Ｂ：０．００１５～０．００３０％、Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、Ｎ：０．００５％以下、を含有し、Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３．０～４．０であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、応力－歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ０．７／σ０．４）が１．０２以下であり、降伏強度が６５５ＭＰａ以上である油井用低合金高強度継目無鋼管である。
　まず、本発明の鋼管の化学組成の限定理由について説明する。以下、特に断わらないかぎり質量％は単に％で記す。
　Ｃ：０．２３～０．２７％
　Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の強度を確保するために重要な元素である。降伏強度６５５ＭＰａ以上の高強度化を実現するためには、０．２３％以上のＣの含有を必要とする。一方、０．２７％を超えるＣの含有は、後述するσ０．７／σ０．４の著しい上昇を引き起こし、ＫＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ｃは０．２３～０．２７％とする。好ましくは、Ｃは０．２４％以上である。
　Ｓｉ：０．０１～０．３５％
　Ｓｉは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、焼戻時の急激な軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＳｉの含有を必要とする。一方、０．３５％を超えるＳｉの含有は、粗大な酸化物系介在物を形成し、ＫＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ｓｉは０．０１～０．３５％とする。好ましくは、Ｓｉは０．０１～０．０４％である。
　Ｍｎ：０．４５～０．７０％
　Ｍｎは、焼入れ性の向上を介して、鋼の強度を増加させるとともに、Ｓと結合しＭｎＳとしてＳを固定して、Ｓによる粒界脆化を防止する作用を有する元素であり、本発明では、０．４５％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、０．７０％を超えるＭｎの含有は、σ０．７／σ０．４の著しい上昇を引き起こし、ＫＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ｍｎは０．４５～０．７０％とする。好ましくは、Ｍｎは０．５０％以上である。好ましくは、Ｍｎは０．６５％以下である。
　Ｐ：０．０１０％以下
　Ｐは、固溶状態では粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示し、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、０．０１０％までは許容できる。このようなことから、Ｐは０．０１０％以下とする。
　Ｓ：０．００１％以下
　Ｓは、鋼中ではほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性や、耐硫化物応力腐食割れ性等の耐食性を低下する。一部は固溶状態で存在する場合があるが、その場合には粒界等に偏析し、粒界脆化割れ等を引き起こす傾向を示す。このため、本発明ではできるだけ低減することが望ましいが、過剰な低減は精錬コストを高騰させる。このようなことから、本発明では、Ｓは、その悪影響が許容できる０．００１％以下とする。
　Ｏ（酸素）：０．００１５％以下
　Ｏ（酸素）は不可避的不純物として、ＡｌやＳｉ等の酸化物として鋼中に存在する。特に、その粗大な酸化物の数が多いと、ＫＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする要因となる。このため、Ｏ（酸素）は、その悪影響が許容できる０．００１５％以下とする。好ましくは、Ｏ（酸素）は０．００１０％以下である。
　Ａｌ：０．０１５～０．０８０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用するとともに、Ｎと結合しＡｌＮを形成して固溶Ｎの低減に寄与する。このような効果を得るために、Ａｌは０．０１５％以上の含有を必要とする。一方、０．０８０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物系介在物が増加しＫＩＳＳＣ値のばらつきを大きくする。このため、Ａｌは０．０１５～０．０８０％とする。好ましくは、Ａｌは０．０５％以上である。好ましくは、Ａｌは０．０７％以下である。
　Ｃｕ：０．０２～０．０９％
　Ｃｕは、耐食性を向上させる作用を有する元素であり、微量添加した場合、緻密な腐食生成物が形成され、ＳＳＣの起点となるピットの生成・成長が抑制されて、耐硫化物応力腐食割れ性が顕著に向上するため、本発明では、０．０２％以上のＣｕの含有を必要とする。一方、０．０９％を超えてＣｕを含有すると、継目無鋼管の製造プロセス時の熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕは０．０２～０．０９％とする。好ましくは、Ｃｕは０．０３％以上である。好ましくは、Ｃｕは０．０５％以下である。
　Ｃｒ：０．８～１．５％
　Ｃｒは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Ｃｒは、焼戻時にＣと結合し、Ｍ３Ｃ系、Ｍ７Ｃ３系、Ｍ２３Ｃ６系等の炭化物を形成し、とくにＭ３Ｃ系炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻しによる強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与する。６５５ＭＰａ以上の降伏強度の達成には、０．８％以上のＣｒの含有を必要とする。一方、１．５％を超えてＣｒを含有しても、効果が飽和するため、経済的に不利となる。このため、Ｃｒは０．８～１．５％とする。好ましくは、Ｃｒは０．９％以上である。好ましくは、Ｃｒは１．１％以下である。
　Ｍｏ：０．５～１．０％
　Ｍｏは、焼入れ性の増加を介して、鋼の強度の増加に寄与するとともに、耐食性を向上させる元素である。このＭｏについては、本発明者らは特に、Ｍ２Ｃ系の炭化物を形成する点に着目した。そして、焼戻し後に２次析出するＭｏ２Ｃ炭化物は焼戻軟化抵抗を向上させ、焼戻による強度変化を少なくして、降伏強度の向上に寄与し、鋼の応力－歪曲線を連続降伏型から降伏型の形状にさせることを、本発明者らは知見した。このように、応力－歪曲線を連続降伏型から降伏型の形状にさせることで、歪みを改善するという効果が得られる。このような効果を得るためには、０．５％以上のＭｏの含有を必要とする。一方、１．０％を超えてＭｏを含有すると、Ｍｏ２Ｃ炭化物が粗大化し、硫化物応力腐食割れの起点となってむしろＫＩＳＳＣ値が低下する原因となる。このため、Ｍｏは０．５～１．０％とする。好ましくは、Ｍｏは０．５５％以上である。好ましくは、Ｍｏは０．７５％以下である。
　Ｎｂ：０．０２～０．０５％
　Ｎｂは、オーステナイト（γ）温度域での再結晶を遅延させ、γ粒の微細化に寄与し、鋼の焼入れ終了時点の下部組織（例えばパケット、ブロック、ラス）の微細化に極めて有効に作用するとともに、炭化物を形成し鋼を強化する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、０．０２％以上のＮｂの含有を必要とする。一方、０．０５％を超えるＮｂの含有は、粗大な析出物（ＮｂＮ）の析出を促進し、耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Ｎｂは０．０２～０．０５％とする。好ましくは、Ｎｂは０．０２５％以上である。好ましくは、Ｎｂは０．０３５％以下である。ここで、パケットとは、平行に並んだ同じ晶癖面を持つラスの集団から成る領域と定義され、ブロックは、平行でかつ同じ方位のラスの集団から成る。
　Ｂ：０．００１５～０．００３０％
　Ｂは、微量の含有で焼入れ性向上に寄与する元素であり、本発明では０．００１５％以上のＢの含有を必要とする。一方、０．００３０％を超えてＢを含有しても、効果が飽和するかあるいはＦｅ硼化物（Ｆｅ－Ｂ）の形成により、逆に所望の効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Ｂは０．００１５～０．００３０％とする。好ましくは、Ｂは０．００２０～０．００３０％である。
　Ｔｉ：０．００５～０．０２０％
　Ｔｉは、窒化物を形成し、鋼中の余剰Ｎを低減させて上述のＢの効果を有効にする。また、Ｔｉは、鋼の焼入れ時においてオーステナイト粒のピン止め効果による粗大化の防止に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．００５％以上のＴｉを含有することを必要とする。一方、０．０２０％を超えるＴｉの含有は、鋳造時に粗大なＭＣ型窒化物（ＴｉＮ）の形成が促進され、かえって焼入れ時のオーステナイト粒の粗大化を招く。このため、Ｔｉは０．００５～０．０２０％とする。好ましくは、Ｔｉは０．００８％以上である。好ましくは、Ｔｉは０．０１５％以下である。
　Ｎ：０．００５％以下
　Ｎは、鋼中不可避的不純物であり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ａｌ等の窒化物形成元素と結合しＭＮ型の析出物を形成する。さらに、これらの窒化物を形成した残りの余剰Ｎは、Ｂと結合してＢＮ析出物も形成する。この際、Ｂ添加による焼入れ性向上効果が失われるため、余剰Ｎはできるだけ低減することが好ましく、Ｎは０．００５％以下とする。
　Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）：３.０～４．０
　Ｔｉ添加によるＴｉＮ窒化物形成でのオーステナイト粒ピン止め効果、および余剰Ｎ抑制によるＢＮ形成防止を通じたＢ添加による焼入れ性向上効果を両立させるために、Ｔｉ／Ｎを規定する。Ｔｉ／Ｎが３．０を下回る場合、余剰Ｎが発生し、ＢＮ形成することで焼入れ時の固溶Ｂが不足する結果、焼入れ終了時のミクロ組織がマルテンサイトとベイナイト、あるいはマルテンサイトとフェライトの複相組織となり、このような複相組織を焼戻した後の応力－歪曲線が連続降伏型となって、σ０．７／σ０．４の値が大きく上昇する。一方、Ｔｉ／Ｎが４．０を超える場合、ＴｉＮの粗大化によってオーステナイト粒ピン止め効果が低減し、必要とする細粒組織が得られない。このため、Ｔｉ／Ｎは３．０～４．０とする。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物であるが、上記の基本の組成に加えてさらに、必要に応じて、Ｖ：０．０１～０．０６％、Ｗ：０．１～０．２％、Ｚｒ：０．００５～０．０３％のうちから選ばれた１種または２種以上を選択して含有してもよい。加えて、Ｃａを０．０００５～０．００３０％含有し、質量％で、組成比が（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧４．０であり、長径が５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ２当り２０個以下であってもよい。
　Ｖ：０．０１～０．０６％
　Ｖは、炭化物あるいは窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、０．０１％以上のＶの含有を必要とする。一方、０．０６％を超えてＶを含有すると、Ｖ系炭化物が粗大化して硫化物応力腐食割れの起点となり、むしろＫＩＳＳＣ値が低下する原因となる。このため、Ｖを含有する場合、Ｖは０．０１～０．０６％とする。
　Ｗ：０．１～０．２％
　Ｗは、Ｍｏと同様に、炭化物を形成し析出硬化により強度の増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、０．１％以上のＷを含有することが望ましいが、０.２％を超えるＷの含有は、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。このため、Ｗを含有する場合、Ｗは０．１～０．２％とする。
　Ｚｒ：０．００５～０．０３％
　Ｚｒは、Ｔｉと同様に、窒化物を形成しピン止め効果によって、焼入れ時のオーステナイト粒成長抑制に有効である。必要な効果を得るためには、０．００５％以上のＺｒを含有することが望ましい。一方、０．０３％を超えてＺｒを含有しても効果が飽和する。このため、Ｚｒを含有する場合、Ｚｒは０．００５～０．０３％とする。
　Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
　Ｃａは、連続鋳造時のノズル詰まり防止に有効で、必要な効果を得るためには０．０００５％以上のＣａを含有することが望ましい。一方、Ｃａは、Ａｌと複合した酸化物系非金属介在物を形成し、特に０．００３０％を超えてＣａを含有した場合、粗大なものが多数存在し、耐硫化物応力腐食割れ性を低下させる。具体的には、Ｃａ酸化物（ＣａＯ）とＡｌ酸化物（Ａｌ２Ｏ３）との組成比が、質量％で（１）式を満たす介在物が特に悪影響を及ぼすことから、長径が５μｍ以上かつ（１）式を満たす介在物の個数を１００ｍｍ２当り２０個以下とすることが望ましい。なお、この介在物の個数は、鋼管管端の周方向任意１箇所より管長手直交断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試料を採取し、該試料について、少なくとも管外面、肉厚中央、管内面の３か所について介在物のＳＥＭ観察、およびＳＥＭに付随する特性Ｘ線分析装置での化学組成の分析結果によって算出することができる。このため、Ｃａを含有する場合、Ｃａは０．０００５～０．００３０％とする。また、この場合、質量％で、組成比が下記（１）式を満足する長径５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ２当り２０個以下であるようにする。好ましくは、Ｃａは０．００１０％以上である。好ましくは、Ｃａは０．００１６％以下である。
（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧４．０　　　　　　　（１）
　上記の介在物の個数は、脱炭精錬終了後に行うＡｌ脱酸処理時のＡｌ投入量の管理、およびＣａ添加前の溶鋼中Ａｌ、Ｏ、Ｃａ分析値に応じた量のＣａを添加することにより制御することができる。
　本発明では、上記した組成を有する鋼管素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉または真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法または造塊－分塊圧延法等、通常の方法でビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。鋼管素材は、熱間成形により継目無鋼管に成形される。熱間成形方法はピアサー穿孔の後、マンドレルミル圧延、プラグミル圧延のいずれかの方法を用いて所定の肉厚に成形後、適切な縮径圧延までを熱間で行われる。σ０．７／σ０．４を安定して１．０２以下とするために、熱間圧延後に直接焼入れ（ＤＱ）を実施することが望ましい。さらに、このＤＱ終了時点のミクロ組織がマルテンサイトとベイナイト、あるいはマルテンサイトとフェライトといった複相組織になることで、その後焼入および焼戻熱処理を行った後の鋼の結晶粒径やＭｏ等の２次析出量が不均質となってσ０．７／σ０．４の値が１．０２を超えることを防ぐ必要がある。そのために、ＤＱ開始をオーステナイト単相域から行えるように、熱間圧延の終了は９５０℃以上であることが好ましい。一方、ＤＱ終了時点の鋼管の温度は２００℃以下であることが好ましい。継目無鋼管成形後、目標とする降伏強度６５５ＭＰａ以上を達成するために、鋼管の、焼入れ（Ｑ）および焼戻し（Ｔ）を実施する。このときの焼入れ温度は結晶粒の細粒化の観点から９３０℃以下とすることが好ましい。一方、焼入れ温度が８６０℃未満の場合は、Ｍｏ等の固溶が不十分でその後の焼戻し終了時の２次析出量が確保できない。このため、焼入れ温度は８６０～９３０℃とすることが好ましい。焼戻し温度は、オーステナイト再変態を避けるため、Ａｃ１温度以下とする必要があるが、６００℃未満だとＭｏ等の２次析出量が確保できない。このため、焼戻し温度は、少なくとも６００℃以上とすることが好ましい。
　熱間圧延後にＤＱを適用できない場合は、複数回焼入れおよび焼戻しを行い、特に初回の焼入れ温度を９５０℃以上としてＤＱの効果を代替することができる。
　次に、本発明の鋼管の機械的性質の限定理由について説明する。
　応力－歪曲線における０．４％歪時の応力（σ０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ０．７）の比の値（σ０．７／σ０．４）が１．０２以下
　前述したように、ＫＩＳＳＣ値のばらつきは鋼の応力－歪曲線の形状によって大きく異なる。この点について、本発明者等が鋭意研究した結果、０．４％歪時の応力（σ０．４）に対する０．７％歪時の応力（σ０．７）の比の値（σ０．７／σ０．４）が１．０２以下の場合に、ＫＩＳＳＣ値のばらつきがほぼ半減することを知見した。このため、本発明では、σ０．７／σ０．４は１．０２以下とする。
　なお、本発明では、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に基づく引張試験により、降伏強度、０．４％歪時の応力（σ０．４）、および０．７％歪時の応力（σ０．７）を測定することができる。
　また、本発明のミクロ組織は、特に限定されないが、主相をマルテンサイトとし、その他の残部の組織としては、フェライト、残留オーステナイト、パーライト、ベイナイト等の１種、２種以上の組織が面積率で、５％以下であれば、本願発明の目的を達成できる。
　以下、実施例に基づいてさらに本発明を詳細に説明する。
　表１および表２に示す組成の鋼を転炉法で溶製後、連続鋳造法でブルーム鋳片とした。このブルーム鋳片を熱間圧延にて丸断面のビレットに成形した。さらに、このビレットを素材として、表３～６に示すビレット加熱温度に加熱後、熱間でマンネスマン穿孔－プラグミル圧延－縮径圧延を実施し、表３～６に示す圧延終了温度で圧延を終了して継目無鋼管に成形した。鋼管は直接焼入れ（ＤＱ）、あるいは空冷（０．１～０．５℃／ｓ）で室温度（３５℃以下）まで冷却し、その後、表３～６に示す鋼管の熱処理条件（Ｑ１温度：１回目の焼入れ温度、Ｔ１温度：１回目の焼戻し温度、Ｑ２温度：２回目の焼入れ温度、Ｔ２温度：２回目の焼戻し温度）で熱処理を実施した。最終焼戻し終了段階で管端の周方向任意１箇所より引張試験片およびＤＣＢ試験片をそれぞれ採取した。なお、ＤＣＢ試験片は各鋼管より３本以上ずつ採取した。
　採取した引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１にて引張試験を行い、降伏強度、０．４％歪時の応力（σ０．４）、および０．７％歪時の応力（σ０．７）を測定した。
　また、採取したＤＣＢ試験片を用いて、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄＤにもとづき、ＤＣＢ試験を実施した。ＤＣＢ試験の試験浴は、１気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、以下の式（２）によってＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。
　降伏強度については、６５５ＭＰａ以上であるものを合格とした。また、ＫＩＳＳＣ値については、３本全てで２６．４ＭＰａ√ｍ以上のものを合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-M000002
　ここで、ｈはＤＣＢ試験片の各アーム高さ（ｈｅｉｇｈｔ　ｏｆ　ｅａｃｈ　ａｒｍ）、ＢはＤＣＢ試験片の厚さ、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さ（ｗｅｂ　ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ）である。これらは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに規定された数値を用いた（図１参照）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　化学組成とσ０．７／σ０．４が本発明範囲内であった鋼管１～１６は、いずれも降伏強度６５５ＭＰａ以上で、各３本のＤＣＢ試験で得られたＫＩＳＳＣ値はいずれも大きくばらつくことなく目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を全て満足した。
　一方、化学組成のＣ量が本発明範囲を下回った比較例１７（鋼Ｎｏ．Ｎ）、Ｍｎ量が本発明範囲を下回った比較例１９（鋼Ｎｏ．Ｐ）、Ｃｒ量が本発明範囲を下回った比較例２１（鋼Ｎｏ．Ｒ）、Ｍｏ量が本発明範囲を下回った比較例２２（鋼Ｎｏ．Ｓ）は、いずれも降伏強度６５５ＭＰａ以上を達成しなかった。
　また、化学組成のＣ量が本発明範囲を上回った比較例１８（鋼Ｎｏ．Ｏ）、Ｍｎ量が本発明範囲を上回った比較例２０（鋼Ｎｏ．Ｑ）は、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、３本のＤＣＢ試験中３本とも目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　また、Ｍｏ量が本発明範囲を上回った比較例２３（鋼Ｎｏ．Ｔ）は、３本のＤＣＢ試験中３本とも目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　化学組成のＮｂ量が本発明範囲を下回った比較例２４（鋼Ｎｏ．Ｕ）は、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中各１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　逆に、Ｎｂ量が本発明範囲を上回った比較例２５（鋼Ｎｏ．Ｖ）は、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、３本のＤＣＢ試験中３本とも目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　Ｔｉ量が本発明範囲を下回った比較例２６（鋼Ｎｏ．Ｗ）は、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　化学組成のＢ量が本発明範囲を下回った比較例２７（鋼Ｎｏ．Ｘ）は、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　化学組成のＯ量が本発明範囲を上回った比較例２８（鋼Ｎｏ．Ｙ）、Ｎ量が本発明範囲を上回った比較例２９（鋼Ｎｏ．Ｚ）は、清浄度が大きく低下したためＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本、あるいは２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　化学組成のＴｉ／Ｎ比が本発明範囲を下回った比較例３０（鋼Ｎｏ．ＡＡ）は、余剰Ｎが存在したため、焼入時に余剰ＮがＢと結合してＢＮ析出が起きた結果、有効なＢ量が足りず、焼入れ直後のミクロ組織がマルテンサイトとベイナイトの複合組織となり、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　一方、Ｔｉ／Ｎ比が本発明範囲を上回った比較例３１（鋼Ｎｏ．ＡＢ）は、ＴｉＮが粗大で十分なピンニング効果が得られず、鋼のミクロ組織が粗粒化し、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　化学組成は本発明範囲に適合したものの、最終焼戻し温度が低い、あるいは最終焼戻し前の焼入れ温度が低かった比較例３２および３３は、σ０．７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中各１本、あるいは２本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。また、同様に直接焼入れ（ＤＱ）を行わず、かつ、鋼管焼入および焼戻し熱処理を１回しか行わなかった比較例３４は、σ０.７／σ０．４が本発明範囲外となった結果、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍ以上を満足しなかった。
　表７に示す組成の鋼を転炉法で溶製後、連続鋳造法でブルーム鋳片とした。このブルーム鋳片を熱間圧延にて丸断面のビレットに成形した。さらに、このビレットを素材として、表８に示すビレット加熱温度に加熱後、熱間でマンネスマン穿孔―プラグミル圧延―縮径圧延を実施し、表８に示す圧延終了温度で圧延を終了して継目無鋼管に成形した。鋼管は直接焼入れ（ＤＱ）、あるいは空冷（０．２～０．５℃／ｓ）で室温度（３５℃以下）まで冷却し、その後、表８に示す鋼管の熱処理条件（Ｑ１温度：１回目の焼入れ温度、Ｔ１温度：１回目の焼戻し温度、Ｑ２温度：２回目の焼入れ温度、Ｔ２温度：２回目の焼戻し温度）で熱処理を実施した。最終焼戻し終了段階で管端の周方向任意１箇所より管長手直交断面のＳＥＭ用試料、引張試験片、およびＤＣＢ試験片をそれぞれ採取した。なお、ＤＣＢ試験片は各鋼管より３本以上ずつ採取した。
　採取したＳＥＭ用試料の管外面、肉厚中央および管内面の３か所について介在物のＳＥＭ観察とＳＥＭに付随する特性Ｘ線分析装置での化学組成の分析を行い、長径が５μｍ以上かつ（１）式を満たすＣａとＡｌからなる酸化物系の鋼中の非金属介在物の個数（個／ｍｍ２）を算出した。
（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧４．０　　　　　　　（１）
　また、採取した引張試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１にて引張試験を行い、降伏強度、０．４％歪時の応力（σ０．４）、および０．７％歪時の応力（σ０．７）を測定した。
　また、採取したＤＣＢ試験片を用いて、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　ｍｅｔｈｏｄＤにもとづき、ＤＣＢ試験を実施した。ＤＣＢ試験の試験浴は、１気圧（０．１ＭＰａ）の硫化水素ガスを飽和させた２４℃の５質量％ＮａＣｌ＋０．５質量％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液とした。この試験浴に所定条件で楔を導入したＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した後、浸漬中にＤＣＢ試験片に発生した亀裂の長さａと、楔開放応力Ｐを測定し、上記の式（２）によってＫＩＳＳＣ（ＭＰａ√ｍ）を算出した。
　降伏強度については、６５５ＭＰａ以上であるものを合格とした。また、ＫＩＳＳＣ値については、３本全てで２６．４ＭＰａ√ｍ以上のものを合格とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
  
　化学組成、介在物個数およびσ０．７／σ０．４が本発明範囲内であった鋼管２－１～２－６は、いずれも降伏強度６５５ＭＰａ以上で、各３本のＤＣＢ試験で得られたＫＩＳＳＣ値はいずれも大きくばらつくことなく目標とする２６．４ＭＰａ√ｍを全て満足した。
　一方、Ｃａの上限が本発明範囲の上回った比較例２－７（鋼Ｎｏ．ＡＩ）は、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍを満足しなかった。また、比較例２－８（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、二次精錬時に添加された他元素の合金鉄に含まれる不純物ＣａによってＣａ添加前の溶鋼中Ｃａ量が高い状態であることを考慮せずにＣａ添加を行ったため、Ｃａは本発明範囲内であったが、長径が５μｍ以上かつ（１）式を満たすＣａとＡｌからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が本発明範囲の上限を上回り、ＫＩＳＳＣ値が大きくばらついて、３本のＤＣＢ試験中１本が目標とする２６．４ＭＰａ√ｍを満足しなかった。
 

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．２３～０．２７％、
    Ｓｉ：０．０１～０．３５％、
    Ｍｎ：０．４５～０．７０％、
    Ｐ：０．０１０％以下、
    Ｓ：０．００１％以下、
    Ｏ：０．００１５％以下、
    Ａｌ：０．０１５～０．０８０％、
    Ｃｕ：０．０２～０．０９％、
    Ｃｒ：０．８～１．５％、
    Ｍｏ：０．５～１．０％、
    Ｎｂ：０．０２～０．０５％、
    Ｂ：０．００１５～０．００３０％、
    Ｔｉ：０．００５～０．０２０％、
    Ｎ：０．００５％以下、
    を含有し、
    Ｎ含有量に対するＴｉ含有量の比の値（Ｔｉ／Ｎ）が３.０～４．０であり、
    残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、
    応力－歪曲線における０．４％歪時の応力に対する０．７％歪時の応力の比の値（σ０．７／σ０．４）が１．０２以下である降伏強度が６５５ＭＰａ以上である油井用低合金高強度継目無鋼管。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｖ：０．０１～０．０６％、
    Ｗ：０．１～０．２％、
    Ｚｒ：０．００５～０．０３％
    のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
  3. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００５～０．００３０％
    を含有し、さらに、質量％で、組成比が下記（１）式を満足する長径５μｍ以上のＣａとＡｌとからなる酸化物系の鋼中非金属介在物の個数が１００ｍｍ２当り２０個以下である請求項１または２に記載の油井用低合金高強度継目無鋼管。
    　（ＣａＯ）／（Ａｌ２Ｏ３）≧４．０　　　　　　　（１）
     
     
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