WO2017169811A1 - 高強度鋼材およびその製造方法 - Google Patents

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晋士 吉田
勇次 荒井
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel material and a manufacturing method thereof.
  • oil wells and gas wells are being deepened. For this reason, high strength steel pipes for oil wells (hereinafter referred to as “oil well pipes”) such as casings and tubing used in oil wells are required.
  • SSC sulfide stress cracking
  • SSC is one type of hydrogen embrittlement that results in fracture due to the synergistic action of the diffusion of hydrogen generated on the steel surface in the corrosive environment into the steel and the stress loaded on the steel.
  • the austenitic steel material and the Ni-based alloy material having a face-centered cubic (fcc) structure generally have a body-centered cubic (bcc) structure or a body-centered square (bct) structure. (Hereinafter, these are collectively referred to as “bcc structure” in this specification.) It is known that they have excellent hydrogen embrittlement resistance compared to carbon steel materials and low alloy steel materials.
  • solution heat treatment solution heat treatment
  • component elements such as Ni are used for stabilization of austenite. Since a large amount is contained, the material cost is remarkably increased.
  • Mn is mentioned as an element having an austenite stabilizing action and cheaper than Ni. For this reason, the technique regarding various austenitic high intensity
  • Patent Document 1 includes 5.0% to 45.0% Mn and 0.5% to 2.0% V by mass, and more specifically, C: 0.10 to 1.2%. %, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 5.0 to 45.0% and V: 0.5 to 2.0% as essential elements, and the contents of P and S as impurities
  • the amount is limited to a specific amount or less, and if necessary, further includes one or more selected from a specific amount of Cr, Ni, Cu and N, and has a substantially austenite single-phase metal structure and 758 MPa (77.3 kgf / mm).
  • a steel material having a yield strength (YS) equal to or greater than the above and a method for producing the same are disclosed.
  • Patent Document 2 states that, by mass, C: 1.2% or less, Si: 0.05 to 1.0%, and Mn: 5 to 45% are essential elements, and the contents of P and S as impurities are as follows.
  • a metal structure that is limited to a specific amount or less, and further includes one or more selected from a specific amount of Cr, Ni, Mo, Cu, and N, and is substantially composed of austenite and ⁇ -martensite, and 758 MPa
  • a steel material having a yield strength (YS) of (77.3 kgf / mm 2 ) or more and a manufacturing method thereof are disclosed.
  • the steel material disclosed in Patent Document 1 is an austenitic steel material, if V completely dissolved in the base austenite is sufficiently precipitated as V carbide, it is surely 758 MPa (77.3 kgf / mm). 2 )
  • the above YS can be provided.
  • the V precipitate is the only precipitate that is precipitated by the aging treatment after the solution heat treatment and contributes to the strength improvement, and the V content is as low as 0.5 to 2.0% by mass. For this reason, in order to stably secure a high strength of 758 MPa or more in YS by precipitation strengthening of V carbide, for example, a long aging treatment exceeding 3 hours is required.
  • Patent Document 1 since the evaluation of K ISSC by DCB test is not made, there is room to consider the SSC resistance in the stress concentration portion such as a crack tip vicinity.
  • Patent Document 2 ensures strength improvement by cold working after solution heat treatment. For this reason, although it is an austenitic steel material, it can certainly comprise YS of 758 MPa (77.3 kgf / mm 2 ) or more. However, in order to ensure high strength stably, for example, cold working with a cross-section reduction rate of 25% or more is required. Therefore, if the cross-section reduction rate during cold working cannot be increased due to constraints such as equipment or product size, the desired high strength of 758 MPa or more may not be ensured with YS, although the SSC resistance is good. (See Tables 2 and 3 in Examples of Patent Document 2).
  • the steel material disclosed in Patent Document 3 ensures strength improvement by cold working after solution heat treatment.
  • one or more of optional elements V, Nb, Ta, Ti and Zr are included, more remarkable strength improvement is achieved by aging heat treatment after solution heat treatment and cold work performed after the aging heat treatment. Is achieved.
  • it is an austenitic steel material, it can certainly comprise YS of 862 MPa or more.
  • it is excellent in SSC resistance, stress corrosion cracking resistance, and overall corrosion resistance by a four-point bending method using a plate-like smooth test piece.
  • the steel material that has been precipitation strengthened by various carbides or carbonitrides precipitated by aging heat treatment is cold-worked.
  • the cold working equipment may be subjected to a very large load.
  • Patent Document 3 since the evaluation of K ISSC by DCB test is not made, there is room to consider the SSC resistance in the stress concentration portion such as a crack tip vicinity.
  • the present invention can be stably ensured 758MPa or more YS, the addition, K ISSC by DCB test is 33.7MPa ⁇ m 0.5 or more, to provide a high strength steel and a manufacturing method thereof austenitic Objective.
  • the present invention has been made in order to solve the above-described problems, and provides the following high-strength steel materials and manufacturing methods thereof.
  • the chemical composition is mass%, C: 0.30 to 1.0%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 16.0-35.0%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Al: 0.003 to 0.06%, N: 0.1% or less, V: 0 to 3.0%, Ti: 0 to 1.5%, Nb: 0 to 1.5%, Cr: 0 to 5.0%, Mo: 0 to 3.0%, Cu: 0 to 1.0%, Ni: 0 to 1.0%, B: 0 to 0.02%, Zr: 0 to 0.5%, Ta: 0 to 0.5% Ca: 0 to 0.005%, Mg: 0 to 0.005%, Balance: Fe and impurities, Satisfying the following formula (i) Carbides and / or carbonitrides having a number density of carbides and / or carbonitrides with an equivalent circle diameter of 5 to 30 nm deposited in steel of 50 to 700 / ⁇ m 2 and an equivalent circle diameter of more than 100 nm The number density is less
  • the chemical composition is mass%, V: 0.1-3.0% Ti: 0.003 to 1.5%, Nb: 0.003 to 1.5%, Cr: 0.1 to 5.0%, Mo: 0.5 to 3.0%, Cu: 0.1 to 1.0%, Ni: 0.1 to 1.0%, B: 0.0001 to 0.02%, Zr: 0.005 to 0.5%, Ta: 0.005 to 0.5%, Ca: 0.0003 to 0.005%, and Mg: 0.0003 to 0.005% Containing one or more selected from The high-strength steel material according to (1) above.
  • the high Mn steel material of the “example of the present invention” in the example in which the crystal structure is the fcc structure and the conventional low alloy steel material in which the crystal structure is the bcc structure (0.27% C-1% Cr-0.7% Mo based low
  • the alloy steel was obtained by a DCB test defined in NACE TM0177-2005 in a high strength region where YS was 758 MPa or higher with respect to a low alloy steel obtained by quenching and tempering the alloy steel (denoted as “QT” in the figure). It is a figure which compares and shows K ISSC . It is a figure which shows typically the shape of the DCB test piece used in the Example. It is a figure which shows the shape of the wedge used by the DCB test of the Example. In addition, the numerical value in a figure shows a dimension (unit: mm).
  • the present inventors have found that in order to solve the above problems, using a relatively inexpensive high Mn steel was variously adjusted chemical composition, overlaid intensive studies on methods of increasing the K ISSC by YS and DCB test. As a result, the following important findings were obtained.
  • C 0.30 to 1.0%
  • C has an effect of stabilizing austenite even if it does not contain expensive Ni by containing it in combination with Mn described later. Furthermore, C contributes to high strength by forming fine carbides and / or carbonitrides by combining with one or more of V, Ti and Nb during aging treatment. However, when the C content is less than 0.30%, it is difficult to obtain the above effect. On the other hand, when the C content exceeds 1.0%, cementite precipitates to lower the grain boundary strength, resulting in a decrease in SSC resistance and hot workability. Therefore, the C content is set to 0.30 to 1.0%. The C content is preferably 0.40% or more. Further, the C content is preferably 0.90% or less, and more preferably less than 0.60%.
  • Si 0.05 to 1.0% Si is an element effective for deoxidation of steel, and to obtain this effect, it is necessary to contain 0.05% or more. On the other hand, when the Si content exceeds 1.0%, the grain boundary strength is lowered, and the SSC resistance is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 1.0%.
  • the Si content is preferably 0.1% or more, and preferably 0.8% or less.
  • Mn 16.0-35.0%
  • Mn has a function of stabilizing austenite at low cost by containing it in combination with C. In order to obtain this effect sufficiently, it is necessary to contain 16.0% or more of Mn.
  • Mn is preferentially dissolved in a wet hydrogen sulfide environment, and if the Mn content exceeds 35.0%, the overall corrosion resistance is lowered. Therefore, the Mn content is 16.0 to 35.0%.
  • the Mn content is preferably 18.0% or more, and more preferably 19.0% or more.
  • Mn content is 30.0% or less, and it is more preferable that it is 25.0% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that segregates at grain boundaries and adversely affects SSC resistance. For this reason, P content needs to be limited to 0.030% or less.
  • the content of P which is an impurity is preferably as low as possible, and is preferably 0.020% or less.
  • the lower limit of the P content is not particularly set and includes 0%. However, excessive reduction of the P content causes an increase in the manufacturing cost of the steel material, so the lower limit is preferably about 0.001%.
  • S 0.030% or less S is present in the steel as an impurity.
  • the content of S which is an impurity is preferably as low as possible, and is preferably 0.015% or less.
  • the lower limit is preferably about 0.001%.
  • Al 0.003 to 0.06%
  • Al is an element effective for deoxidation of steel. To obtain this effect, it is necessary to contain 0.003% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.06%, oxide inclusions are particularly coarsened, which adversely affects toughness and SSC resistance. Therefore, the Al content is set to 0.003 to 0.06%.
  • the Al content is preferably 0.008% or more, and preferably 0.05% or less.
  • Al content of this invention points out content in acid-soluble Al (what is called "Sol.Al").
  • N 0.1% or less N contributes to high strength by forming fine carbonitride by combining with one or more of V, Ti and Nb during aging treatment. However, when the N content exceeds 0.1%, the hot workability is reduced. Therefore, the N content is 0.1% or less.
  • the N content is preferably 0.08% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that N content is 0.004% or more, and it is more preferable that it is 0.010% or more.
  • V 0 to 3.0%
  • V is an element that contributes to high strength by forming fine carbides and / or carbonitrides by combining with C or further N during aging treatment. For this reason, you may contain V as needed. However, even if V is contained excessively, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and in addition, a decrease in toughness and instability of austenite may be caused. Therefore, the V content is 3.0% or less. The V content is preferably 2.9% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that V content is 0.1% or more, and it is more preferable that it is 1.0% or more.
  • Ti 0 to 1.5% Ti is an element that contributes to high strength by forming fine carbides and / or carbonitrides by combining with C or N during aging treatment. For this reason, you may contain Ti as needed. However, even if Ti is contained excessively, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and in addition, a decrease in toughness and instability of austenite may be caused. Therefore, the Ti content is 1.5% or less.
  • the Ti content is preferably 1.1% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Ti content is 0.003% or more, and it is more preferable that it is 0.1% or more.
  • Nb 0 to 1.5%
  • Nb is an element that contributes to high strength by forming fine carbides and / or carbonitrides by combining with C or further N during aging treatment. For this reason, you may contain Nb as needed. However, even if Nb is contained excessively, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and in addition, a decrease in toughness and instability of austenite may be caused. Therefore, the Nb content is 1.5% or less.
  • the Nb content is preferably 1.1% or less. In order to obtain the above effect, the Nb content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • V, Ti, and Nb in the above formula (i) mean the contents (mass%) of each element in steel, and are zero when not contained.
  • the value on the left side of the above formula (i) is an index for increasing the strength by forming fine V, Ti and Nb carbides and / or carbonitrides after aging treatment, and at the same time, the cross-section reduction rate is 20% or less cold. It is also an index for securing a high strength of 758 MPa or more in YS by processing and subsequent aging treatment for 2 hours or less.
  • the left side value of Formula is 2.1 or more.
  • the upper limit is not particularly defined, but is preferably 4.0 or less, and preferably 3.0 or less.
  • any one of the above three elements may be contained alone, or two of the three elements may be combined and contained. All of them may be contained in combination.
  • Cr 0 to 5.0% Cr is an element that improves the overall corrosion resistance. For this reason, you may contain Cr as needed. However, when the amount of Cr exceeds 5.0%, the SSC resistance is lowered. Therefore, the Cr content is 5.0% or less. The Cr content is preferably 4.5% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Cr content is 0.1% or more.
  • Mo 0 to 3.0% Mo is an element that improves the overall corrosion resistance. For this reason, you may contain Mo as needed. However, even if Mo is contained in an amount exceeding 3.0%, the above effect is saturated and the material cost is increased. Therefore, the Mo content is 3.0% or less. The Mo content is preferably 2.0% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Mo content is 0.5% or more.
  • the total amount when Cr and Mo are contained in combination is preferably 5.0% or less.
  • Cu 0 to 1.0%
  • Cu is an element effective for stabilizing austenite. For this reason, you may contain Cu as needed. However, when Cu is contained in a large amount, local corrosion is promoted and a stress concentration portion is formed on the steel surface. Therefore, the Cu content is 1.0% or less. The Cu content is preferably 0.8% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Cu content is 0.1% or more.
  • Ni 0 to 1.0%
  • Ni is an element effective for stabilizing austenite. For this reason, you may contain Ni as needed. However, when Ni is contained in a large amount, local corrosion is promoted and a stress concentration portion is formed on the steel surface. Therefore, the Ni content is 1.0% or less. The Ni content is preferably 0.8% or less. In order to obtain the above effect, the Ni content is preferably 0.1% or more.
  • the total amount when Cu and Ni are combined and contained is preferably 1.0% or less.
  • B 0 to 0.02%
  • B has the effect
  • the B content is preferably 0.015% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that B content is 0.0001% or more.
  • Zr 0 to 0.5%
  • Zr is an element that forms a carbide and / or carbonitride and has a precipitation strengthening action. For this reason, you may contain Zr as needed. However, even if Zr is contained in a large amount, the above effects are saturated, leading to an increase in material cost, and in addition, a decrease in toughness and instability of austenite may be caused. Therefore, the Zr content is 0.5% or less. The Zr content is preferably 0.4% or less. In order to obtain the above effect stably, the Zr content is preferably 0.005% or more.
  • Ta 0 to 0.5%
  • Ta is an element that forms a carbide and / or carbonitride and has a precipitation strengthening action. For this reason, you may contain Ta as needed. However, even if Ta is contained in a large amount, the above effects are saturated, resulting in an increase in material cost, and also a decrease in toughness and instability of austenite may be caused. Therefore, the Ta content is 0.5% or less.
  • the Ta content is preferably 0.4% or less. In order to obtain the above effect, the Ta content is preferably 0.005% or more.
  • the total amount is preferably 0.5% or less.
  • Ca 0 to 0.005%
  • Ca has the effect
  • the Ca content is preferably 0.003% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Ca content is 0.0003% or more.
  • Mg 0 to 0.005% Mg has the effect of controlling the form of inclusions to improve toughness and corrosion resistance. For this reason, you may contain Mg as needed. However, when Mg is contained in a large amount, inclusions may be clustered, leading to a decrease in toughness and corrosion resistance. Therefore, the Mg content is 0.005% or less.
  • the Mg content is preferably 0.003% or less. In order to acquire said effect, it is preferable that Mg content is 0.0003% or more.
  • the total amount is preferably 0.005% or less.
  • the balance is Fe and impurities.
  • impurities are components mixed in due to various factors of raw materials such as ores and scraps and manufacturing processes when industrially producing steel materials, and are permitted within a range that does not adversely affect the present invention. Means what will be done.
  • the steel material is strengthened by precipitating carbides and / or carbonitrides (hereinafter collectively referred to as “precipitates”).
  • precipitates precipitate inside the steel material and contribute to strengthening by making dislocations difficult to move. If the size of these precipitates is less than 5 nm in terms of the equivalent circle diameter, they do not act as an obstacle when dislocations move. On the other hand, if the size of the precipitate is larger than the equivalent circle diameter of 30 nm and becomes coarse, the number of the precipitates is extremely reduced, so that it does not contribute to strengthening. Therefore, the size of the precipitate suitable for precipitation strengthening the steel material is 5 to 30 nm.
  • the number density of precipitates having a circle equivalent diameter of 5 to 30 nm in the metal structure is 50 to 700 / ⁇ m 2 .
  • the number density of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 30 nm is preferably 100 / ⁇ m 2 or more, and more preferably 150 / ⁇ m 2 or more.
  • the number density of precipitates having an equivalent circle diameter of 5 to 30 nm is preferably 650 / ⁇ m 2 or less, and more preferably 600 / ⁇ m 2 or less.
  • the number density of precipitates having an equivalent circle diameter exceeding 100 nm needs to be less than 10 / ⁇ m 2 .
  • the number density of precipitates having an equivalent circle diameter exceeding 100 nm is preferably less than 7 / ⁇ m 2 , and more preferably less than 5 / ⁇ m 2 .
  • the number density of precipitates having an equivalent circle diameter of more than 30 nm and not more than 100 nm is preferably 70 / ⁇ m 2 or less, and more preferably 60 / ⁇ m 2 or less.
  • the number density of precipitates is measured by the following method.
  • a thin film having a thickness of 100 nm is prepared from the inside of the steel material (thickness central portion), and the thin film is observed with a transmission electron microscope (TEM), and the above-mentioned equivalent circle diameter within a 1 ⁇ m square field is 5 to 30 nm.
  • the number of precipitates, precipitates exceeding 30 nm and not more than 100 nm and precipitates exceeding 100 nm are measured.
  • the number density is measured in three or more fields of view, and the average value is obtained.
  • YS of high strength steel The YS of the high-strength steel material according to the present invention is 758 MPa or more. If YS is 758 MPa or more, it can sufficiently withstand the recent deep well formation of oil wells. YS is preferably 760 MPa or more. YS is preferably 1000 MPa or less, and more preferably 950 MPa or less. In the present invention, “YS” means “YS in room temperature atmosphere”.
  • K ISSC of high strength steel The K ISSC of the high-strength steel material according to the present invention is 33.7 MPa ⁇ m 0.5 or more. If K ISSC is 33.7 MPa ⁇ m 0.5 or more, there is no problem with SSC resistance at stress concentration parts such as near the crack tip, and it is sufficiently stable for deep well formation in the recent sour environment. Can withstand. K ISSC is preferably 34.0 MPa ⁇ m 0.5 or more. The upper limit of K ISSC is assumed to be about 50.0 MPa ⁇ m 0.5 . Note that “K ISSC ” in the present invention refers to a value determined by a DCB test using a test piece and a wedge having a shape shown in FIGS. 2 and 3 as defined in NACE TM0177-2005.
  • the high-strength steel material of the present invention can be manufactured by the following method.
  • the high Mn steel having the above-described chemical composition is melted by the same method as general austenitic steel, and then ingot or slab is formed by casting.
  • a slab having a round billet shape for pipe making may be formed by a so-called “round CC” method.
  • the cast ingot or slab is subjected to partial rolling or hot forging.
  • This step is a step of obtaining a material used for final hot working (for example, hot rolling, hot extrusion, hot forging) for processing into a predetermined shape such as a thick plate, a round bar, and a seamless steel pipe. is there.
  • a material used for final hot working for example, hot rolling, hot extrusion, hot forging
  • the slab made into the circular billet shape can be directly finished into a steel pipe by using the “round CC” method, it is not always necessary to perform the ingot rolling or the hot forging.
  • Hot Working Step After heating the above steel material to 900 to 1200 ° C., it is finished into a predetermined shape.
  • the heating temperature is lower than 900 ° C., deformation resistance during hot working increases and the load received by the processing equipment increases, which may cause processing defects such as wrinkles or cracks.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C., high-temperature grain boundary cracking or ductility reduction may occur. Therefore, the heating temperature in hot workability is set to 900 to 1200 ° C.
  • the heating temperature is preferably 950 ° C. or higher, and preferably 1150 ° C. or lower.
  • the heating temperature in this process refers to the temperature at the surface of the steel material.
  • the holding time in the above temperature range is preferably 10 to 180 minutes, more preferably 20 to 120 minutes, depending on the size or shape of the product.
  • the finishing temperature for hot working is preferably 800 to 1150 ° C, more preferably 1000 to 1150 ° C.
  • (C) Solution heat treatment step The steel material after cooling to a temperature of 100 ° C. or lower needs to sufficiently dissolve precipitates such as carbides in the base austenite. Accordingly, in the present invention, precipitates and the like can be sufficiently dissolved, and in order to obtain temperature and time conditions that do not cause coarsening of austenite grains, the temperature is maintained at 800 to 1200 ° C. for 10 minutes or more. And The solution heat treatment temperature is preferably 1000 ° C. or higher, and preferably 1150 ° C. or lower.
  • the heating temperature in this process also refers to the temperature at the surface of the steel material.
  • the holding time in the temperature range of the solution heat treatment is preferably 20 minutes or more, more preferably 180 minutes or less, depending on the size or shape of the product.
  • the rapid cooling after holding for the above-mentioned time is performed at a cooling rate that prevents precipitation of carbides and intermetallic compounds during cooling and does not cause thermal distortion by an appropriate method such as water cooling, oil cooling, or mist cooling. Just do it.
  • Specific examples of the cooling rate include water cooling or oil cooling of 1 ° C./second or more. In this case, it is preferable that the temperature range up to about 300 ° C. is cooled at a cooling rate of 10 ° C./second or more.
  • (D) Cold working step The steel material quenched in the solution heat treatment step is subjected to a cold working of 5 to 20% in terms of the cross-sectional reduction rate in order to secure carbide and carbonitride nucleation sites. If the cross-section reduction rate is less than 5%, it may not be possible to secure a high strength of 758 MPa or more in YS. On the other hand, if the cross-section reduction rate exceeds 20%, there may be restrictions in terms of equipment or product size. The cross-sectional reduction rate is preferably 18% or less.
  • the number of cold workings is not particularly limited, and may be one or more times. However, when performing cold working a plurality of times, it is needless to say that the total cross-section reduction rate does not exceed 20%, but it is necessary to perform the work without softening in the middle.
  • the above-mentioned “(total) cross-section reduction rate” means “S 0 ” as the cross-sectional area of the steel material before the first cold work, and “S 0 ” as the cross-sectional area of the steel material after the final cold work. S f ” ⁇ (S 0 -S f ) / S 0 ⁇ ⁇ 100 The value represented by
  • (E) Aging treatment step The steel material subjected to the above cold working is subjected to an aging treatment which is maintained at 600 to 750 ° C. for 0.5 to 2 hours so that YS of 758 MPa or more can be secured stably.
  • the aging treatment temperature is less than 600 ° C. or the aging treatment time is less than 0.5 hour, the precipitation effect of V, Ti and Nb carbides and / or carbonitrides effective for strengthening is not sufficient, A high strength of 758 MPa or more may not be secured with YS.
  • the aging treatment temperature exceeds 750 ° C.
  • the aging treatment temperature in this step also refers to the temperature at the surface of the steel material.
  • Hot Working Step After heating the above steel material to 900-1200 ° C., it is finished to a predetermined shape at 800 ° C. or higher.
  • the heating temperature of the steel material is lower than 900 ° C., the deformation resistance during hot working increases, and the load received by the processing equipment increases, which may cause processing defects such as wrinkles or cracks.
  • the heating temperature exceeds 1200 ° C., high-temperature grain boundary cracking or ductility reduction may occur. Therefore, the heating temperature of the steel material in the hot working process is set to 900 to 1200 ° C.
  • the heating temperature is preferably 1000 ° C. or higher, and preferably 1150 ° C. or lower.
  • finishing temperature of hot working is below 800 ° C., precipitates such as carbides are formed, and the precipitates may remain in the base austenite without being sufficiently dissolved in the so-called “direct solution heat treatment” in the next step. is there.
  • the finishing temperature for hot working is preferably 1000 ° C. or higher, and preferably 1150 ° C. or lower.
  • the heating temperature and finishing temperature in this process refer to the temperature at the surface of the steel material.
  • the holding time in the heating temperature range is preferably 10 to 180 minutes, more preferably 20 to 120 minutes, depending on the size or shape of the product.
  • (H) Solid solution heat treatment step The steel material finished in a predetermined shape at 1000 ° C. or higher is then immediately quenched to leave precipitates such as carbides in a sufficiently solid solution state in the base austenite. it can.
  • the rapid cooling in this step is a cooling rate that prevents precipitation of carbides and intermetallic compounds during cooling, such as water cooling, oil cooling, or mist cooling, and does not cause thermal strain, as in step (c). Just do it.
  • the rapid cooling described above is preferably performed within 180 seconds after finishing by hot working although it depends on the size or shape of the product.
  • step (I) Cold working step
  • the steel material quenched in the so-called “direct solution heat treatment” in step (h) is cooled by 5 to 20% in terms of cross-sectional reduction to secure carbide and carbonitride nucleation sites. Apply inter-processing. If the cross-section reduction rate is less than 5%, it may not be possible to secure a high strength of 758 MPa or more in YS. On the other hand, if the cross-section reduction rate exceeds 20%, there may be restrictions in terms of equipment or product size.
  • the cross-sectional reduction rate is preferably 18% or less.
  • the number of cold workings is not particularly limited as long as the cross-sectional reduction rate is 5 to 20%, and may be one or more times. However, when performing cold working a plurality of times, it is needless to say that the total cross-section reduction rate does not exceed 20%, but it is necessary to perform the work without softening in the middle.
  • (J) Aging treatment step The steel material subjected to the above cold working is subjected to an aging treatment that is maintained at 600 to 750 ° C. for 0.5 to 2 hours so that YS of 758 MPa or more can be secured stably.
  • the aging treatment temperature is less than 600 ° C. or the aging treatment time is less than 0.5 hour, the precipitation effect of V, Ti and Nb carbides and / or carbonitrides effective for strengthening is not sufficient, A high strength of 758 MPa or more may not be secured with YS.
  • the aging treatment temperature exceeds 750 ° C.
  • the aging treatment temperature in this step also refers to the temperature at the surface of the steel material.
  • the steel material subjected to the solution heat treatment in the step (c) or the step (h) may be subjected to mechanical processing such as cutting or peeling before cold working as necessary. Further, in the case of cold working, it is preferable to perform a lubricating treatment by an appropriate method.
  • Steel No. in Table 1 1-21 are steels whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • Steel No. 22 to 24 are steels whose chemical compositions deviate from the conditions defined in the present invention.
  • the plate material having a thickness of 40 mm obtained as described above was hot-rolled into a plate material having a thickness of 20 mm under the conditions shown in Table 2. Thereafter, test no. 1 to 10, 13 to 15, and 18 to 52 were cooled to room temperature after finish rolling, and then reheated to perform solution heat treatment. In addition, Test No. For 11, 12, 16 and 17, solution heat treatment was directly applied after finish rolling. All these samples were further subjected to cold rolling and aging treatment under the conditions shown in Table 2 to obtain test materials.
  • the base metal structure was first investigated. Specifically, the volume ratio of the bcc structure phase was measured using a ferrite meter (model number: FE8e3) manufactured by Helmut Fischer. As a result, no bcc structural phase was detected in test numbers 1 to 51. On the other hand, in the test number 52 and the test number 53, the bcc structure phase was recognized.
  • a thin film having a thickness of 100 nm was prepared from the central portion in the thickness direction of each test material, and the thin film was observed by TEM, and a precipitate having an equivalent circle diameter of 5 to 30 nm and 100 nm contained in a 1 ⁇ m square field of view. The number of precipitates exceeding the number was measured. In addition, the number of precipitates was measured in 3 visual fields, and the average value was used.
  • a round bar tensile test piece having a diameter of 4 mm in parallel with the rolling direction (longitudinal direction) was cut out from the central portion in the thickness direction of each test material, and subjected to a tensile test in the air at room temperature to obtain YS.
  • a DCB test piece having a notch and a hole as shown in FIG. 2 in the rolling direction (longitudinal direction) and a wedge having a thickness of 2.92 mm as shown in FIG. 3 are sampled from the center in the thickness direction of each test material. did.
  • the solution A defined in NACE TM0177-2005 (5% NaCl + 0.5% CH 3 COOH aqueous solution, concentration is mass%) was degassed and injected into the autoclave.
  • 1 atm of hydrogen sulfide gas was passed through the autoclave, and the liquid phase was stirred to saturate the hydrogen sulfide gas into the liquid phase.
  • the liquid phase was stirred and held at 24 ° C. for 336 hours, after which the gas was replaced with nitrogen and the test piece was taken out.
  • FIG. 1 shows a high Mn steel material of “Invention Example” of Test Nos. 1-36 having a crystal structure of fcc structure and a conventional low alloy steel material having a bcc structure of crystal structure (0.27% C-1%). Obtained by the above DCB test in a high strength region where YS is 758 MPa or higher for a low alloy steel obtained by quenching and tempering Cr-0.7% Mo-based low alloy steel (denoted as “QT” in the figure). The KISSC obtained are shown in comparison.
  • test no. In Nos. 1 to 36 YS is 758 MPa or more, and K ISSC by DCB test is 33.7 MPa ⁇ m 0.5 or more, and it is clear that it has good SSC resistance.
  • test No. 37-53 are either not be obtained a high strength of more than 758MPa at YS, not obtained SSC resistance that K ISSC is 33.7MPa ⁇ m 0.5 or more by DCB test.
  • test No. As shown in 37 to 46, even when steel whose chemical composition satisfies the provisions of the present invention is used, a high strength of 758 MPa or more cannot be obtained in YS if the production conditions are not preferable.
  • test no That was not cold worked before aging treatment. In 37 and 38, even if an aging treatment was performed under appropriate conditions thereafter, fine precipitates were not sufficiently generated, and the required strength could not be obtained. Similarly, Test No. which was not cold worked before aging treatment. In No. 46, even when the aging treatment was performed for a long time, coarse precipitates were generated, and the strength was decreased.
  • Test No. not subjected to aging treatment In 39 to 41, 43 and 44, no precipitate was formed and the strength was lowered. In addition, Test No. In No. 42, since the aging treatment time was too long, the precipitates became coarse and the strength decreased. Furthermore, test no. In No. 45, since the aging treatment temperature was too low, sufficient fine precipitates were not generated and the required strength could not be obtained.
  • plate-like smooth test pieces were collected from the plate materials prepared in Test Nos. 1 to 36 in the same manner as described above, and the solution A specified in NACE TM0177-2005 saturated with 1 atm of hydrogen sulfide gas was used at 24 ° C. Was immersed for 336 hours, and the corrosion weight loss was determined. As a result, it was confirmed that the corrosion weight loss was small and the overall corrosion resistance was excellent.
  • the high-strength steel material of the present invention has a yield stress of 758 MPa or more and a K ISSC by DCB test of 33.7 MPa ⁇ m 0.5 or more. it can. Moreover, said high-strength steel material can be obtained with the manufacturing method of this invention.

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Abstract

化学組成が、質量％で、C：0.30～1.0％、Si：0.05～1.0％、Mn：16.0～35.0％、P：0.030％以下、S：0.030％以下、Al：0.003～0.06％、N：0.1％以下、V：0～3.0％、Ti：0～1.5％、Nb：0～1.5％、Cr：0～5.0％、Mo：0～3.0％、Cu：0～1.0％、Ni：0～1.0％、B：0～0.02％、Zr：0～0.5％、Ta：0～0.5％、Ca：0～0.005％、Mg：0～0.005％、残部：Feおよび不純物であり、［V+Ti+Nb>2.0］を満足し、鋼中に析出する円相当直径が5～30nmの炭化物／炭窒化物の個数密度が50～700個/μm2であり、かつ、円相当直径が100nm超の炭化物／炭窒化物の個数密度が10個/μm2未満であり、降伏応力が758MPa以上であり、ＤＣＢ試験によるKISSCの値が33.7MPa・m0.5以上である、高強度鋼材。

Description

高強度鋼材およびその製造方法
　本発明は、高強度鋼材およびその製造方法に関する。
　油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の深井戸化が進んでいる。このため、油井で用いられるケーシング、チュービング等の油井用鋼管（以下、「油井管」という。）の高強度化が要求されている。
　さらに、最近開発される深井戸の内部の多くは、腐食性を有する硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含む酸性化した厳しい環境（サワー環境）である。このような環境下では、硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）によって油井管が破壊に至ることがある。そして、鋼の高強度化に伴い、ＳＳＣに対する感受性が高まることが広く知られている。
　このような状況の下、特に油井の壁（外管）の役割を果たすケーシングとして用いられる鋼材に対して、高強度化および耐サワー化の要求が高まっている。そして、現在では、７５８～８６２ＭＰａの降伏応力（以下、「ＹＳ」ともいう。）を有するいわゆる「１１０ｋｓｉ級」でも、Ｈ２Ｓ分圧が１ａｔｍの環境でＳＳＣを起こさない油井管、または８６２～９６５ＭＰａのＹＳを有するいわゆる「１２５ｋｓｉ級」でも、Ｈ２Ｓ分圧が０．０３ａｔｍの環境でＳＳＣを起こさない油井管が使用されるようになっている。
　なお、上記の「ＳＳＣ」は、腐食環境中で鋼材表面に発生した水素の鋼中への拡散と鋼材に負荷された応力との相乗作用によって破断に至る水素脆化の１種である。
　このように、高強度油井管の開発に当たっては、高強度化だけでなく、良好な耐ＳＳＣ性を具備することが要求される。
　しかも、油井環境のますますの苛酷化に伴って、油井管にはより一層高い安全性が求められるようになり、耐ＳＳＣ防止の観点から、従来のＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に記載の「Ｍｅｔｈｏｄ　Ａ」に基づく定荷重試験結果および「Ｍｅｔｈｏｄ　Ｂ」に基づくＳｃ試験結果が良好なことに加えて、最近では、「Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄ」に基づくＤＣＢ試験結果であるサワー環境中における破壊靱性値（以下、「ＫＩＳＳＣ」という。）が高いことが要求され始めている。
　例えば、代表的サイズである肉厚が１５．９ｍｍのケーシングに、０．５ｍｍのき裂が存在し、いわゆる「１１０ｋｓｉ級」の規格最小降伏応力である７５８ＭＰａが負荷されることを想定すると、き裂底の応力拡大係数は３３．７ＭＰａ・ｍ０．５となる。このため、ＫＩＳＳＣには、それ以上の値が要求される。
　なお、結晶構造と水素脆化との関係については、面心立方（ｆｃｃ）構造のオーステナイト系鋼材およびＮｉ基合金材が、一般的に体心立方（ｂｃｃ）構造または体心正方（ｂｃｔ）構造（以下、本明細書においてはこれらをまとめて「ｂｃｃ構造」という。）の炭素鋼材および低合金鋼材に比べて、優れた耐水素脆化特性を有することが知られている。
　しかし、一般に、オーステナイト系材料は溶体化熱処理（以下、「固溶化熱処理」ということがある。）ままでは低強度であり、オーステナイトの安定化のために、通常はＮｉ等の高価な成分元素を多量に含有させるので、材料コストの上昇が著しい。
　オーステナイト安定化作用を有し、かつ上記Ｎｉよりも安価な元素として、Ｍｎが挙げられる。このため、種々のオーステナイト系高強度高Ｍｎ鋼材に関する技術が開示されている。
　例えば、特許文献１に、質量％で、５．０～４５．０％のＭｎと０．５～２．０％のＶを含み、より具体的には、Ｃ：０．１０～１．２％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：５．０～４５．０％およびＶ：０．５～２．０％を必須の元素とし、不純物としてのＰおよびＳの含有量を特定量以下に制限し、必要に応じてさらに、特定量のＣｒ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮから選択される１種以上を含み、実質的にオーステナイト単相の金属組織と７５８ＭＰａ（７７．３ｋｇｆ／ｍｍ２）以上の耐力（ＹＳ）とを有する鋼材およびその製造方法が開示されている。
　特許文献２に、質量％で、Ｃ：１．２％以下、Ｓｉ：０．０５～１．０％およびＭｎ：５～４５％を必須の元素とし、不純物としてのＰおよびＳの含有量を特定量以下に制限し、必要に応じてさらに、特定量のＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＮから選択される１種以上を含み、実質的にオーステナイトとεマルテンサイトからなる金属組織と、７５８ＭＰａ（７７．３ｋｇｆ／ｍｍ２）以上の耐力（ＹＳ）を有する鋼材とその製造方法が開示されている。
　特許文献３に、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．６０～１．４％、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：１２～２５％およびＡｌ：０．００３～０．０６％を必須の元素とし、不純物としてのＰおよびＳの含有量を特定量以下に制限し、必要に応じてさらに、特定量のＮ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、ＭｇおよびＢから選択される１種以上を含み、Ｎｉｅｑ（＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．５Ｍｎ）≧２７．５であって、金属組織が、ＦＣＣ構造を主体とする組織で、フェライトおよびα’マルテンサイトの合計体積分率が０．１０％未満であり、ＹＳが８６２ＭＰａ以上である鋼材が開示されている。
特開平９－２４９９４０号公報 特開平１０－１２１２０２号公報 国際公開第２０１５／０１２３５７号
　特許文献１で開示された鋼材は、オーステナイト系鋼材であるにも拘わらず、基地のオーステナイト中に完全に固溶したＶがＶ炭化物として十分に析出すれば、確かに７５８ＭＰａ（７７．３ｋｇｆ／ｍｍ２）以上のＹＳを具備することができる。しかし、溶体化熱処理後の時効処理により析出して強度向上に寄与する析出物がＶ炭化物だけであり、しかも、Ｖ含有量が、質量％で、０．５～２．０％と低い。このため、Ｖ炭化物の析出強化によってＹＳで７５８ＭＰａ以上の高強度を安定して確保するのに、例えば、３時間を超える長時間の時効処理が必要になる。その結果、生産性の点で不利になり、エネルギーコストが嵩む場合がある（特許文献１の実施例の表３および表４参照）。さらに、特許文献１では、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣの評価がなされていないので、き裂先端近傍等の応力集中部における耐ＳＳＣ性について検討すべき余地がある。
　特許文献２で開示された鋼材は、強度向上を溶体化熱処理後の冷間加工によって確保する。このため、オーステナイト系鋼材であるにも拘わらず、確かに７５８ＭＰａ（７７．３ｋｇｆ／ｍｍ２）以上のＹＳを具備することが可能である。しかし、高強度を安定して確保するには、例えば、断面減少率で２５％以上の冷間加工が必要である。そのため、設備または製品サイズ等の制約から、冷間加工時の断面減少率を大きくできない場合には、耐ＳＳＣ性は良好であるものの、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という所望の高強度が確保できない場合がある（特許文献２の実施例の表２および表３参照）。一方、鋼材の化学組成によっては、７５８ＭＰａ以上という所望のＹＳ強度の確保はできるものの、加工誘起変態によりｂｃｃ構造のα’マルテンサイトが生成して耐ＳＳＣ性の低下を招く場合のあることが想定される。加えて、特許文献２でも、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣの評価がなされていないので、き裂先端近傍等の応力集中部における耐ＳＳＣ性について検討すべき余地がある。
　特許文献３で開示された鋼材は、強度向上を固溶化熱処理後の冷間加工によって確保する。また、任意元素であるＶ、Ｎｂ、Ｔａ、ＴｉおよびＺｒの１種以上を含む場合には、固溶化熱処理後の時効熱処理と該時効熱処理の後に施す冷間加工とによって、より顕著な強度向上が達成される。このため、オーステナイト系鋼材であるにも拘わらず、確かに８６２ＭＰａ以上のＹＳを具備することが可能である。しかも、板状の平滑試験片を用いた、４点曲げ法による耐ＳＳＣ性および耐応力腐食割れ性、ならびに耐全面腐食性に優れている。しかしながら、上記各種任意元素を含む場合の顕著な強度向上効果を確保するためには、時効熱処理で析出した各種の炭化物または炭窒化物によって析出強化された鋼素材を冷間加工することになるので、冷間加工設備が極めて大きな負荷を受けるおそれがある。また、特許文献３でも、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣの評価がなされていないので、き裂先端近傍等の応力集中部における耐ＳＳＣ性について検討すべき余地がある。
　本発明は、安定して７５８ＭＰａ以上のＹＳが確保でき、しかも、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上である、オーステナイト系の高強度鋼材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記に示す高強度鋼材およびその製造方法を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．３０～１．０％、
　Ｓｉ：０．０５～１．０％、
　Ｍｎ：１６．０～３５．０％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ａｌ：０．００３～０．０６％、
　Ｎ：０．１％以下、
　Ｖ：０～３．０％、
　Ｔｉ：０～１．５％、
　Ｎｂ：０～１．５％、
　Ｃｒ：０～５．０％、
　Ｍｏ：０～３．０％、
　Ｃｕ：０～１．０％、
　Ｎｉ：０～１．０％、
　Ｂ：０～０．０２％、
　Ｚｒ：０～０．５％、
　Ｔａ：０～０．５％、
　Ｃａ：０～０．００５％、
　Ｍｇ：０～０．００５％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式を満足し、
　鋼中に析出する円相当直径が５～３０ｎｍの炭化物および／または炭窒化物の個数密度が５０～７００個／μｍ２であり、かつ、円相当直径が１００ｎｍを超える炭化物および／または炭窒化物の個数密度が１０個／μｍ２未満であり、
　降伏応力が７５８ＭＰａ以上であり、
　ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣの値が３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上である、
　高強度鋼材。
　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＞２．０　　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中のＶ、ＴｉおよびＮｂは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｖ：０．１～３．０％、
　Ｔｉ：０．００３～１．５％、
　Ｎｂ：０．００３～１．５％、
　Ｃｒ：０．１～５．０％、
　Ｍｏ：０．５～３．０％、
　Ｃｕ：０．１～１．０％、
　Ｎｉ：０．１～１．０％、
　Ｂ：０．０００１～０．０２％、
　Ｚｒ：０．００５～０．５％、
　Ｔａ：０．００５～０．５％、
　Ｃａ：０．０００３～０．００５％、および
　Ｍｇ：０．０００３～０．００５％
　から選択される１種以上を含有する、
　上記（１）に記載の高強度鋼材。
　（３）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼材に対して、下記（ａ）～（ｆ）の工程の処理を順に施す、
　上記（１）または（２）に記載の高強度鋼材の製造方法。
　（ａ）９００～１２００℃に加熱した後、所定の形状に仕上げる、熱間加工工程
　（ｂ）１００℃以下の温度まで冷却する、冷却工程
　（ｃ）８００～１２００℃に加熱して１０分以上保持した後、急冷する、固溶化熱処理工程
　（ｄ）断面減少率で５～２０％の加工を行う、冷間加工工程
　（ｅ）６００～７５０℃で０．５～２時間保持する、時効処理工程
　（ｆ）１００℃以下の温度まで冷却する、冷却工程
　（４）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有する鋼材に対して、下記（ｇ）～（ｋ）の工程の処理を順に施す、
　上記（１）または（２）に記載の高強度鋼材の製造方法。
　（ｇ）９００～１２００℃に加熱した後、８００℃以上で所定の形状に仕上げる、熱間加工工程
　（ｈ）上記（ｇ）の工程に引き続いて直ちに急冷する、固溶化熱処理工程
　（ｉ）断面減少率で５～２０％の加工を行う、冷間加工工程
　（ｊ）６００～７５０℃で０．５～２時間保持する、時効処理工程
　（ｋ）１００℃以下の温度まで冷却する、冷却工程
　本発明によれば、降伏応力が７５８ＭＰａ以上で、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上である高強度鋼材を得ることができる。
結晶構造がｆｃｃ構造である実施例における「本発明例」の高Ｍｎ鋼材および結晶構造がｂｃｃ構造である従来型低合金鋼材（０．２７％Ｃ－１％Ｃｒ－０．７％Ｍｏ系低合金鋼を焼入れ－焼戻し処理（図中には、「ＱＴ」と表記）した低合金鋼材）について、ＹＳが７５８ＭＰａ以上の高強度域で、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定されたＤＣＢ試験によって求められたＫＩＳＳＣを比較して示す図である。 実施例で用いたＤＣＢ試験片の形状を模式的に示す図である。 実施例のＤＣＢ試験で用いたくさびの形状を示す図である。なお、図中の数値は寸法（単位：ｍｍ）を示す。
　本発明者らは、前記の課題を解決するために、化学組成を種々調整した比較的安価な高Ｍｎ鋼材を用いて、ＹＳとＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣとを高める手法について鋭意研究を重ねた。その結果、下記の重要な知見を得た。
　（Ａ）質量％で、０．３０％以上のＣと１６．０％以上のＭｎを含有させることにより、高価なＮｉを含有させなくても、オーステナイトを安定化させることができるが、固溶化熱処理のままでは、安定して７５８ＭＰａ以上のＹＳが得られない。
　（Ｂ）固溶化熱処理後に時効処理を施してＶ、ＮｂおよびＴｉの炭化物および／または炭窒化物を析出させ、その強化作用を利用すればオーステナイト系鋼材のＹＳを高めることができる。
　（Ｃ）Ｖ、ＮｂおよびＴｉの炭化物および／または炭窒化物の析出強化作用を安定して確保するためには、Ｖ、ＮｂおよびＴｉの合計含有量が、２．０％を超える必要がある。
　（Ｄ）必要量の炭化物および／または炭窒化物を確保するためには、時効処理時間は長くすることが好ましい。しかしながら、長時間の時効処理は、コストの増大につながるだけでなく、粗大な炭化物または炭窒化物を生成させ、降伏応力を却って低下させる。したがって、短時間の時効処理で必要量の炭化物および／または炭窒化物を析出させることが望まれる。
　（Ｅ）固溶化熱処理後に冷間加工を施してから時効処理すれば、冷間加工で導入された転位が上記の炭化物および炭窒化物の核生成サイトとなる。そのため、冷間加工しない場合に比べて短時間の時効処理で鋼を強化することができる。しかも、合計で２．０％を超える量のＶ、ＮｂおよびＴｉを含有させることで、断面減少率で２０％以下という軽度の冷間加工とその後の２時間以下の短時間時効処理とによって、大きな強化作用が得られる。その結果、設備、製品サイズまたは製造コスト面からの制約が少なくなる。
　（Ｆ）ＹＳが７５８ＭＰａ以上の高強度域において、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定されたＤＣＢ試験によって求められるＫＩＳＳＣは、ｂｃｃ構造の低合金鋼材ではＹＳの上昇とともに顕著に低下するのに対して、ｆｃｃ構造の高Ｍｎ鋼材では、ＹＳによらず３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上の大きな値を有する（図１参照）。
　本発明は上記の知見に基づき完成されたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　本発明に係る鋼材の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．３０～１．０％
　Ｃは、後述のＭｎと複合して含有させることにより、高価なＮｉを含有させなくても、オーステナイトを安定化させる効果を有する。さらに、Ｃは、時効処理時に、Ｖ、ＴｉおよびＮｂの１種以上と結び付くことにより微細な炭化物および／または炭窒化物を形成して高強度化にも寄与する。しかしながら、Ｃ含有量が０．３０％未満では、上記の効果が得難い。一方、Ｃ含有量が１．０％を超えると、セメンタイトが析出して粒界強度を低下させ、耐ＳＳＣ性および熱間加工性の低下をきたす。したがって、Ｃ含有量は０．３０～１．０％とする。Ｃ含有量は０．４０％以上であるのが好ましい。また、Ｃ含有量は０．９０％以下であるのが好ましく、０．６０％未満であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０５～１．０％
　Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素であり、この効果を得るには、０．０５％以上含有させる必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、粒界強度を低下させて耐ＳＳＣ性の低下を招く。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．０％とする。Ｓｉ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、０．８％以下であるのが好ましい。
　Ｍｎ：１６．０～３５．０％
　Ｍｎは、上記Ｃと複合して含有させることにより、安価でかつオーステナイトを安定化させる作用を有する。この効果を十分に得るには、Ｍｎを１６．０％以上含有させる必要がある。一方、湿潤硫化水素環境中ではＭｎは優先的に溶解し、Ｍｎの含有量が３５．０％を超えると耐全面腐食性の低下をきたす。したがって、Ｍｎ含有量は１６．０～３５．０％とする。Ｍｎ含有量は１８．０％以上であるのが好ましく、１９．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は３０．０％以下であるのが好ましく、２５．０％以下であるのがより好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、粒界に偏析し、耐ＳＳＣ性に悪影響を及ぼす元素である。このため、Ｐ含有量は０．０３０％以下に制限する必要がある。不純物であるＰの含有量はできるだけ低いことが好ましく、０．０２０％以下であることが好ましい。Ｐ含有量の下限は特に設けず、０％を含む。しかし、Ｐ含有量の過度の低減は鋼材の製造コストの上昇を招くので、下限は０．００１％程度とするのがよい。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、不純物として鋼中に存在し、特に、その含有量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析するとともに、硫化物系の介在物を生成して耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は、０．０３０％以下とする。不純物であるＳの含有量もできるだけ低いことが好ましく、０．０１５％以下であることが好ましい。Ｓ含有量の下限は特に設けず、０％を含む。しかし、Ｓ含有量の過度の低減は鋼材の製造コストの上昇を招くので、下限は０．００１％程度とするのがよい。
　Ａｌ：０．００３～０．０６％
　Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素であり、この効果を得るには、０．００３％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、特に酸化物系の介在物が粗大化して、靱性および耐ＳＳＣに悪影響を与える。したがって、Ａｌ含有量は０．００３～０．０６％とする。Ａｌ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０５％以下であるのが好ましい。なお、本発明のＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（いわゆる「Ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
　Ｎ：０．１％以下
　Ｎは、時効処理時に、Ｖ、ＴｉおよびＮｂの１種以上と結び付くことにより微細な炭窒化物を形成して高強度化に寄与する。しかしながら、Ｎ含有量が０．１％を超えると、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｎの含有量を０．１％以下とする。Ｎ含有量は０．０８％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｎ含有量は０．００４％以上であるのが好ましく、０．０１０％以上であるのがより好ましい。
　Ｖ：０～３．０％
　Ｖは、時効処理時に、ＣまたはさらにＮと結び付いて微細な炭化物および／または炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する元素である。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招く上に、靱性の低下およびオーステナイトの不安定化を招くことがある。したがって、Ｖ含有量は３．０％以下とする。Ｖ含有量は２．９％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｖ含有量は０．１％以上であるのが好ましく、１．０％以上であるのがより好ましい。
　Ｔｉ：０～１．５％
　Ｔｉは、時効処理時に、ＣまたはさらにＮと結び付いて微細な炭化物および／または炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する元素である。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招く上に、靱性の低下およびオーステナイトの不安定化を招くことがある。したがって、Ｔｉ含有量は１．５％以下とする。Ｔｉ含有量は１．１％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００３％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。
　Ｎｂ：０～１．５％
　Ｎｂは、時効処理時に、ＣまたはさらにＮと結び付いて微細な炭化物および／または炭窒化物を形成し、高強度化に寄与する元素である。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招く上に、靱性の低下およびオーステナイトの不安定化を招くことがある。したがって、Ｎｂ含有量は１．５％以下とする。Ｎｂ含有量は１．１％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００３％以上であるのが好ましく、０．１％以上であるのがより好ましい。
　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＞２．０　　　・・・（ｉ）
　但し、上記（ｉ）式中のＶ、ＴｉおよびＮｂは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
　上記（ｉ）式左辺値は、時効処理後の微細なＶ、ＴｉおよびＮｂの炭化物および／または炭窒化物形成による高強度化の指標であると同時に、断面減少率で２０％以下の冷間加工とその後の２時間以下の時効処理とによって、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度を確保するための指標でもある。
　すなわち、Ｖ、ＴｉおよびＮｂの合計含有量が２．０％を超えることによって、固溶化熱処理後に施す、断面減少率で２０％以下という軽度の冷間加工とその後の２時間以下の短時間時効処理とによって、安定してＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度が確保できる。（ｉ）式左辺値は２．１以上であるのが好ましい。また、上限は特に規定しないが、４．０以下であるのが好ましく、３．０以下であるのが好ましい。
　なお、上記（ｉ）式を満足していればよく、上記３元素のいずれかを単独で含有させてもよいし、３元素のうちの２元素を組み合わせて含有させてもよいし、３元素全てを複合して含有させてもよい。
　Ｃｒ：０～５．０％
　Ｃｒは、耐全面腐食性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＣｒを含有させてもよい。しかしながら、５．０％を超える量のＣｒを含有させると、耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は５．０％以下とする。Ｃｒ含有量は４．５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｒ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
　Ｍｏ：０～３．０％
　Ｍｏは、耐全面腐食性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＭｏを含有させてもよい。しかしながら、３．０％を超える量のＭｏを含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招く。したがって、Ｍｏ含有量は３．０％以下とする。Ｍｏ含有量は２．０％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｏ含有量は０．５％以上であるのが好ましい。
　上記のＣｒおよびＭｏを複合して含有させる場合の合計量は、５．０％以下であることが好ましい。
　Ｃｕ：０～１．０％
　Ｃｕは、オーステナイトを安定化させるのに有効な元素である。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを多量に含有させると、局部腐食を促進して、鋼材表面に応力集中部を形成する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下とする。Ｃｕ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃｕ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
　Ｎｉ：０～１．０％
　Ｎｉは、オーステナイトを安定化させるのに有効な元素である。このため、必要に応じてＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉを多量に含有させると、局部腐食を促進して、鋼材表面に応力集中部を形成する。したがって、Ｎｉ含有量は１．０％以下とする。Ｎｉ含有量は０．８％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｎｉ含有量は０．１％以上であるのが好ましい。
　上記のＣｕおよびＮｉを複合して含有させる場合の合計量は、１．０％以下であることが好ましい。
　Ｂ：０～０．０２％
　Ｂは、析出物を微細化する作用とオーステナイト粒を微細化する作用とを有する。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかしながら、Ｂの含有量が過剰になると、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｂ含有量は０．０２％以下とする。Ｂ含有量は０．０１５％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
　Ｚｒ：０～０．５％
　Ｚｒは、炭化物および／または炭窒化物を形成して、析出強化作用を有する元素である。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招く上に、靱性の低下およびオーステナイトの不安定化を招くことがある。したがって、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。Ｚｒ含有量は０．４％以下であるのが好ましい。上記の効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
　Ｔａ：０～０．５％
　Ｔａは、炭化物および／または炭窒化物を形成して、析出強化作用を有する元素である。このため、必要に応じてＴａを含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを多量に含有させても上記の効果が飽和して材料コストの上昇を招く上に、靱性の低下およびオーステナイトの不安定化を招くことがある。したがって、Ｔａ含有量は０．５％以下とする。Ｔａ含有量は０．４％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．００５％以上であるのが好ましい。
　上記のＺｒおよびＴａを複合して含有させる場合の合計量は、０．５％以下であることが好ましい。
　Ｃａ：０～０．００５％
　Ｃａは、介在物の形態を制御して、靱性および耐食性を改善する作用を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させても良い。しかしながら、Ｃａを多量に含有させると、介在物がクラスター化して、却って靱性および耐食性の低下を招くことがある。したがって、Ｃａ含有量は０．００５％以下とする。Ｃａ含有量は０．００３％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。
　Ｍｇ：０～０．００５％
　Ｍｇは、介在物の形態を制御して、靱性および耐食性を改善する作用を有する。このため、必要に応じてＭｇを含有させても良い。しかしながら、Ｍｇを多量に含有させると、介在物がクラスター化して、却って靱性および耐食性の低下を招くことがある。したがって、Ｍｇ含有量は０．００５％以下とする。Ｍｇ含有量は０．００３％以下であるのが好ましい。上記の効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００３％以上であるのが好ましい。
　上記のＣａおよびＭｇを複合して含有させる場合の合計量は、０．００５％以下であることが好ましい。
　本発明に係る鋼材において、残部はＦｅおよび不純物である。
　ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　２．析出物
　上述のように、オーステナイト系鋼材は一般的に低強度である。そのため、本発明においては、炭化物および／または炭窒化物（以下、これらを合わせて「析出物」ともいう。）を析出させることによって鋼材を強化させる。析出物は、鋼材内部に析出し、転位を動きにくくすることで強化に寄与する。これら析出物の大きさが円相当直径で５ｎｍ未満であると、転位が動く際の障害として働かない。一方、析出物の大きさが円相当直径で３０ｎｍを超えて粗大になると、個数が極端に減るため、強化に寄与しなくなる。したがって、鋼材を析出強化させるのに適した析出物の大きさは、５～３０ｎｍである。
　７５８ＭＰａ以上の降伏応力を安定的に得るためには、金属組織中に上記の円相当直径が５～３０ｎｍの析出物の個数密度が５０～７００個／μｍ２である必要がある。円相当直径が５～３０ｎｍの析出物の個数密度は１００個／μｍ２以上であるのが好ましく、１５０個／μｍ２以上であるのがより好ましい。また、円相当直径が５～３０ｎｍの析出物の個数密度は６５０個／μｍ２以下であるのが好ましく、６００個／μｍ２以下であるのがより好ましい。
　一方、円相当直径が１００ｎｍを超える粗大な析出物の個数密度が過剰になると降伏応力を却って低下させる上に、靭性も劣化させる。したがって、円相当直径が１００ｎｍを超える析出物の個数密度１０個／μｍ２未満である必要がある。円相当直径が１００ｎｍを超える析出物の個数密度は７個／μｍ２未満であるのが好ましく、５個／μｍ２未満であるのがより好ましい。
　なお、円相当直径が３０ｎｍを超えて１００ｎｍ以下の析出物は、鋼材の特性に大きく影響しないため、その個数密度については特に制限は設けない。しかしながら、上記の析出物が過剰に存在すると、円相当直径が５～３０ｎｍの析出物の量を十分に確保できなくなるおそれがある。したがって、円相当直径が３０ｎｍを超えて１００ｎｍ以下の析出物の個数密度は７０個／μｍ２以下であるのが好ましく、６０個／μｍ２以下であるのがより好ましい。
　本発明において、析出物の個数密度は、以下の方法により測定するものとする。鋼材内部（肉厚中央部）から厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、当該薄膜を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、１μｍ四方の視野内に含まれる、上記の円相当直径が５～３０ｎｍの析出物、３０ｎｍを超えて１００ｎｍ以下の析出物および１００ｎｍを超える析出物の数をそれぞれ計測する。また、個数密度の測定は３視野以上において行い、その平均値を求めることとする。
　３．高強度鋼材のＹＳ
　本発明に係る高強度鋼材のＹＳは、７５８ＭＰａ以上である。ＹＳが７５８ＭＰａ以上であれば、最近の油井の深井戸化にも十分安定して耐えることができる。ＹＳは７６０ＭＰａ以上であることが好ましい。また、ＹＳは１０００ＭＰａ以下であることが好ましく、９５０ＭＰａ以下であることがより好ましい。なお、本発明における「ＹＳ」とは「室温大気中でのＹＳ」を指す。
　４．高強度鋼材のＫＩＳＳＣ
　本発明に係る高強度鋼材のＫＩＳＳＣは、３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上である。ＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上であれば、き裂先端近傍等の応力集中部における耐ＳＳＣ性も問題がなく、最近のサワー環境での油井の深井戸化にも十分安定して耐えることができる。ＫＩＳＳＣは３４．０ＭＰａ・ｍ０．５以上であることが好ましい。また、ＫＩＳＳＣの上限は５０．０ＭＰａ・ｍ０．５程度であると想定される。なお、本発明における「ＫＩＳＳＣ」とは、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定された、図２および図３に示す形状の試験片とくさびを用いたＤＣＢ試験によって求められる値を指す。
　５．製造方法
　本発明の高強度鋼材は、以下の方法によって製造することができる。
　前述した化学組成を有する高Ｍｎ鋼を、一般的なオーステナイト系鋼と同様の方法で溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とする。なお、継目無鋼管を製造する場合には、いわゆる「ラウンドＣＣ」法によって、製管用の円形ビレット形状を有する鋳片にしてもよい。
　次の工程として、鋳造されたインゴットまたは鋳片に、分塊圧延または熱間鍛造を施す。該工程は、厚板、丸棒、継目無鋼管等の所定形状に加工するための最終的な熱間加工（例えば、熱間圧延、熱間押出、熱間鍛造）に用いる素材を得る工程である。なお、上記「ラウンドＣＣ」法によって、円形ビレット形状とした鋳片は、直接それを用いて鋼管に仕上げることができるので、必ずしも分塊圧延または熱間鍛造を施す必要はない。
　上記の分塊圧延または熱間鍛造で製造した、最終的な熱間加工に用いる素材および円形ビレット形状とした鋳片（以下、「鋼材」という。）に、以下に示す（ａ）～（ｆ）の工程（熱間加工工程の後で、再加熱して固溶化熱処理する場合）または、（ｇ）～（ｋ）の工程（熱間加工工程の後で、直接に固溶化熱処理する場合）を順に施して、本発明の高強度鋼材が製造される。
　（５－１）熱間加工工程後に再加熱して固溶化熱処理する場合の製造方法
　（ａ）熱間加工工程
　上述した鋼材を９００～１２００℃に加熱した後、所定の形状に仕上げる。加熱温度が９００℃を下回ると、熱間加工時の変形抵抗が大きくなって加工設備が受ける負荷が大きくなり、疵または割れ等の加工不良を生じることがある。一方、加熱温度が１２００℃を上回ると、高温粒界割れまたは延性低下をきたすことがある。したがって、熱間加工性における加熱温度を９００～１２００℃とする。加熱温度は９５０℃以上とすることが好ましく、１１５０℃以下とすることが好ましい。
　この工程での加熱温度は、鋼材の表面における温度を指す。なお、上記温度域での保持時間は、製品のサイズまたは形状にもよるが１０～１８０分とすることが好ましく、２０～１２０分とすることがより好ましい。また、熱間加工の仕上げ温度は８００～１１５０℃とすることが好ましく、１０００～１１５０℃とすることがより好ましい。
　（ｂ）冷却工程
　所定の形状に仕上げた後、鋼材は１００℃以下の温度まで冷却される。この際の冷却速度については、特に制限がない。
　（ｃ）固溶化熱処理工程
　１００℃以下の温度まで冷却した後の鋼材は、炭化物等の析出物を基地のオーステナイト中に十分固溶させる必要がある。したがって、本発明においては、析出物等を十分固溶させることができ、しかもオーステナイト粒の粗大化が生じない温度、時間条件とするために、８００～１２００℃の温度で、１０分以上の保持とする。固溶化熱処理温度は１０００℃以上とすることが好ましく、１１５０℃以下とすることが好ましい。
　この工程での加熱温度も、鋼材の表面における温度を指す。上記固溶化熱処理の温度域での保持時間も、製品のサイズまたは形状にもよるが、２０分以上とすることが好ましく、１８０分以下とすることが好ましい。なお、上述の時間保持した後の急冷は、水冷、油冷またはミスト冷却など適宜の方法によって、冷却中に炭化物および金属間化合物の析出が防止できるとともに熱ひずみを生じない程度の冷却速度で行えばよい。具体的な冷却速度の例としては、１℃／秒以上の水冷または油冷等が挙げられる。なお、その際、３００℃程度までの温度域は１０℃／秒以上の冷却速度で冷却することが好ましい。
　（ｄ）冷間加工工程
　固溶化熱処理工程で急冷した鋼材に対して、炭化物および炭窒化物の核生成サイトを確保するため断面減少率で５～２０％の冷間加工を施す。断面減少率が５％未満であると、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度が確保できないことがある。一方、断面減少率が２０％を超えると、設備または製品サイズ等の面で制約を受ける場合がある。断面減少率は１８％以下とすることが好ましい。
　断面減少率が５～２０％であれば、冷間加工の回数は特に限定されず、１回でも複数回でもよい。但し、複数回の冷間加工を行う場合は、総断面減少率が２０％を超えないようにするのは勿論のことであるが、途中で軟化処理することなく施す必要がある。なお、上記の「（総）断面減少率」とは、第１回目の冷間加工前の鋼材の断面積を「Ｓ０」、最終の冷間加工を施した後の鋼材の断面積を「Ｓｆ」とした場合に、
｛（Ｓ０－Ｓｆ）／Ｓ０｝×１００
で表される値を指す。
　（ｅ）時効処理工程
　上記の冷間加工を施した鋼材に、安定して７５８ＭＰａ以上のＹＳが確保できるように６００～７５０℃で０．５～２時間保持する、時効処理を施す。時効処理温度が６００℃未満であるか、または時効処理時間が０．５時間未満であると、強化に有効なＶ、ＴｉおよびＮｂの炭化物および／または炭窒化物の析出効果が十分ではなく、ＹＳで７５８ＭＰａ以上の高強度が確保できないことがある。一方、時効処理温度が７５０℃を超えるか、または時効処理時間が２時間を超えると、過時効状態になって、ＹＳで７５８ＭＰａ以上の高強度が確保できないことがある。加えて、時効処理時間が２時間を超える場合には、生産性の点で不利になり、エネルギーコストが嵩む。この工程での時効処理温度も、鋼材の表面における温度を指す。
　（ｆ）冷却工程
　時効処理を施した後、鋼材は１００℃以下の温度まで冷却される。この際、工程（ｃ）と同様の急冷が好ましい。
　（５－２）熱間加工工程後に直接に固溶化熱処理する場合の製造方法
　（ｇ）熱間加工工程
　上述した鋼材を９００～１２００℃に加熱した後、８００℃以上で所定の形状に仕上げる。鋼材の加熱温度が９００℃を下回ると、熱間加工時の変形抵抗が大きくなって加工設備が受ける負荷が大きくなり、疵または割れ等の加工不良を生じることがある。一方、加熱温度が１２００℃を上回ると、高温粒界割れまたは延性低下をきたすことがある。したがって、熱間加工工程における鋼材の加熱温度を９００～１２００℃とする。加熱温度は１０００℃以上とすることが好ましく、１１５０℃以下とすることが好ましい。
　熱間加工の仕上げ温度が８００℃を下回ると、炭化物等の析出物が生じ、該析出物が次工程のいわゆる「直接固溶化熱処理」では基地のオーステナイト中に十分固溶せず残存する場合がある。熱間加工の仕上げ温度は１０００℃以上とすることが好ましく、１１５０℃以下とすることが好ましい。この工程での加熱温度および仕上げ温度は、鋼材の表面における温度を指す。なお、上記加熱温度域での保持時間は、製品のサイズまたは形状にもよるが１０～１８０分とすることが好ましく、２０～１２０分とすることがより好ましい。
　（ｈ）固溶化熱処理工程
　１０００℃以上で所定の形状に仕上げた鋼材は、引き続いて直ちに急冷することによって、炭化物等の析出物を基地のオーステナイト中に十分固溶した状態のままにすることができる。なお、この工程における急冷も、工程（ｃ）と同様に、例えば、水冷、油冷またはミスト冷却など、冷却中に炭化物および金属間化合物の析出が防止できるとともに熱ひずみを生じない程度の冷却速度で行えばよい。上記の急冷は、製品のサイズまたは形状にもよるが、熱間加工で仕上げた後１８０秒以内に行うことが好ましい。
　（ｉ）冷間加工工程
　工程（ｈ）のいわゆる「直接固溶化熱処理」で急冷した鋼材に対して、炭化物および炭窒化物の核生成サイトを確保するため断面減少率で５～２０％の冷間加工を施す。断面減少率が５％未満であると、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度が確保できないことがある。一方、断面減少率が２０％を超えると、設備または製品サイズ等の面で制約を受ける場合がある。断面減少率は１８％以下とすることが好ましい。
　前述の工程（ｄ）と同様に、断面減少率が５～２０％であれば、冷間加工の回数は特に限定されず、１回でも複数回でもよい。但し、複数回の冷間加工を行う場合は、総断面減少率が２０％を超えないようにするのは勿論のことであるが、途中で軟化処理することなく施す必要がある。
　（ｊ）時効処理工程
　上記の冷間加工を施した鋼材に、安定して７５８ＭＰａ以上のＹＳが確保できるように６００～７５０℃で０．５～２時間保持する、時効処理を施す。時効処理温度が６００℃未満であるか、または時効処理時間が０．５時間未満であると、強化に有効なＶ、ＴｉおよびＮｂの炭化物および／または炭窒化物の析出効果が十分ではなく、ＹＳで７５８ＭＰａ以上の高強度が確保できないことがある。一方、時効処理温度が７５０℃を超えるか、または時効処理時間が２時間を超えると、過時効状態になって、ＹＳで７５８ＭＰａ以上の高強度が確保できないことがある。加えて、時効処理時間が２時間を超える場合には、生産性の点で不利になり、エネルギーコストが嵩む。この工程での時効処理温度も、鋼材の表面における温度を指す。
　（ｋ）冷却工程
　時効処理を施した後、鋼材は１００℃以下の温度まで冷却される。この際、工程（ｃ）と同様の急冷が好ましい。
　なお、工程（ｃ）または工程（ｈ）で固溶化熱処理を施した鋼材には、必要に応じて、冷間加工する前に切削加工またはピーリング加工等の機械的な加工処理を行ってもよい。また、冷間加工の際には、適宜の方法で潤滑処理を行うことが好ましい。
　以下、実施例によって、本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学組成を有する鋼１～２４を５０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、鋳型に鋳込んで得たインゴットを１１５０℃で１８０分加熱した後、熱間鍛造により厚さ４０ｍｍの板材とした。
　表１中の鋼Ｎｏ．１～２１は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼Ｎｏ．２２～２４は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　上記のようにして得た厚さ４０ｍｍの板材を、表２に示す条件で厚さ２０ｍｍの板材に熱間圧延した。その後、試験Ｎｏ．１～１０、１３～１５および１８～５２については、仕上げ圧延後に室温まで冷却した後、再加熱して固溶化熱処理を施した。また、試験Ｎｏ．１１、１２、１６および１７については、仕上げ圧延後に直接固溶化熱処理を施した。これら全ての試料について、その後さらに表２に示す条件で冷間圧延および時効処理を施し、試験材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　なお、再加熱して固溶化熱処理する場合には、熱間圧延で仕上げた後の室温までの冷却は、全て大気中での放冷とし、固溶化熱処理後の急冷は、水冷とした。直接固溶化熱処理後の急冷についても水冷とした。また、上記冷間圧延は固体潤滑剤を塗布してから行った。さらに、時効処理を施した後の冷却は、全て水冷とした。
　上記の各試験材について、先ず、基地の金属組織を調査した。具体的には、Ｈｅｌｍｕｔ　Ｆｉｓｃｈｅｒ製のフェライトメーター（型番：ＦＥ８ｅ３）を用いてｂｃｃ構造相の体積率を測定した。その結果、試験番号１～５１には、ｂｃｃ構造相は検出されなかった。一方、試験番号５２および試験番号５３には、ｂｃｃ構造相が認められた。
　続いて、各試験材の厚さ方向中央部から厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、当該薄膜をＴＥＭによって観察し、１μｍ四方の視野内に含まれる円相当直径が５～３０ｎｍの析出物および１００ｎｍを超える析出物の数をそれぞれ計測した。なお、析出物の数は３視野において計測し、その平均値を用いた。
　また、各試験材の厚さ方向中央部から、圧延方向（長手方向）に平行部直径が４ｍｍの丸棒引張試験片を切り出し、室温の大気中で引張試験して、ＹＳを求めた。
　さらに、耐ＳＳＣ性を評価するために、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に記載の「Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄ」に基づくＤＣＢ試験を行ってＫＩＳＳＣ値を算出した。その具体的な手順は次のとおりである。
　先ず、各試験材の厚さ方向中央部から、圧延方向（長手方向）に図２に示すような切欠き部および穴を有するＤＣＢ試験片および図３に示す厚さ２．９２ｍｍのくさびを採取した。次いで、上記切欠き部にくさびを打ち込んだ状態の試験片をオートクレーブ中に封入した後、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定される溶液Ａ（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液、濃度は質量％）を脱気し、オートクレーブ中に注入した。その後、オートクレーブ内に１ａｔｍの硫化水素ガスを通気させ、上記の液相を攪拌して、硫化水素ガスを液相に飽和させた。液相を攪拌しつつ、２４℃で３３６時間保持し、その後気体を窒素に置換して試験片を取り出した。
　その後、取り出した試験片の上記穴にピンを差し込んで引張試験機で切欠き部を開口させて、くさび解放応力を測定した。さらに、試験片を液体窒素温度まで冷却した状態で、切欠き部に杭を差し込み、その杭をハンマーでたたくことで強制的に試験片を破断させた後、目視によるノギス計測で、前記液相に浸漬中の割れ進展長さを計測した。最後に、上述のくさび解放応力および割れ進展長さからＫＩＳＳＣ値を算出した。
　表３に、上記のようにして求めた析出物の個数密度、ＹＳおよびＫＩＳＳＣの値をまとめて示す。また、図１に、結晶構造がｆｃｃ構造である試験番号１～３６の「本発明例」の高Ｍｎ鋼材および結晶構造がｂｃｃ構造である従来型低合金鋼材（０．２７％Ｃ－１％Ｃｒ－０．７％Ｍｏ系低合金鋼を焼入れ－焼戻し処理（図中には、「ＱＴ」と表記）した低合金鋼材）について、ＹＳが７５８ＭＰａ以上の高強度域で上記のＤＣＢ試験によって求められたＫＩＳＳＣを比較して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３から、本発明例の試験Ｎｏ．１～３６は、ＹＳが７５８ＭＰａ以上でかつ、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上であって、良好な耐ＳＳＣ性を備えていることが明らかである。
　これに対して、比較例の試験Ｎｏ．３７～５３は、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度が得られないか、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上という耐ＳＳＣ性が得られない。
　すなわち、試験Ｎｏ．３７～４６に示されるように、化学組成が本発明の規定を満足する鋼を用いても、製造条件が好ましくない場合には、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度が得られない。
　具体的には、時効処理前に冷間加工を施さなかった試験Ｎｏ．３７および３８では、その後適切な条件で時効処理を行ったとしても、微細な析出物が十分に生成せずに必要な強度が得られなかった。また、同様に時効処理前に冷間加工を施さなかった試験Ｎｏ．４６では、その後、時効処理を長時間行っても、粗大な析出物が生成する結果となり、却って強度が低下する結果となった。
　時効処理を行っていない試験Ｎｏ．３９～４１、４３および４４では、析出物が全く生成せずに強度が低くなる結果となった。また、試験Ｎｏ．４２では、時効処理時間が長すぎるため、析出物が粗大化し、強度が低下する結果となった。さらに、試験Ｎｏ．４５では、時効処理温度が低すぎるため、微細な析出物が十分に生成せずに必要な強度が得られなかった。
　また、用いた鋼の化学組成が本発明で規定する条件から外れる場合には、試験番号４７～５３に示されるように、製造条件が本発明の規定を満たす、満たさないに関係なく、ＹＳで７５８ＭＰａ以上という高強度が得られないか、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上という耐ＳＳＣ性が得られない。
　具体的には、Ｃ含有量が規定値を下回る鋼Ｎｏ．２２を用いた試験Ｎｏ．４７および４８、ならびにＶ、ＴｉおよびＮｂの合計含有量が規定値を下回る鋼Ｎｏ．２３を用いた試験Ｎｏ．４９～５１では、微細な析出物が十分に生成せずに必要な強度が得られなかった。また、Ｍｎ含有量が規定値を下回る鋼Ｎｏ．２４を用いた試験Ｎｏ．５２および５３では、ｂｃｃ構造相の混入に起因して、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが劣る結果となった。
　ＤＣＢ試験で良好な耐ＳＳＣ性が得られた上記の試験番号１～３６で作製した板材を用いて、次に、定荷重試験による耐ＳＳＣ性の調査を実施した。具体的には、各時効処理した板材の厚さ方向中央部から、圧延方向（長手方向）に板状の平滑試験片を採取し、４点曲げ法によって一方の面にＹＳの９０％に相当する応力を付加した後、試験溶液として、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させたＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定される溶液Ａに浸漬させ、２４℃で３３６時間保持して破断するか否かを判定した。その結果、全ての試験材で破断が生じないことを確認した。
　さらに、試験番号１～３６で作製した板材から、上記と同様にして板状の平滑試験片を採取し、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させたＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定される溶液Ａに２４℃で３３６時間浸漬させ、腐食減量を求めた。その結果、腐食減量は少なく、耐全面腐食性に優れることも確認できた。
　本発明の高強度鋼材は、降伏応力が７５８ＭＰａ以上でかつ、ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣが３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上であるため、サワー環境で使用される油井管等に好適に用いることができる。また、本発明の製造方法によって、上記の高強度鋼材を得ることができる。

 

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．３０～１．０％、
    　Ｓｉ：０．０５～１．０％、
    　Ｍｎ：１６．０～３５．０％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ａｌ：０．００３～０．０６％、
    　Ｎ：０．１％以下、
    　Ｖ：０～３．０％、
    　Ｔｉ：０～１．５％、
    　Ｎｂ：０～１．５％、
    　Ｃｒ：０～５．０％、
    　Ｍｏ：０～３．０％、
    　Ｃｕ：０～１．０％、
    　Ｎｉ：０～１．０％、
    　Ｂ：０～０．０２％、
    　Ｚｒ：０～０．５％、
    　Ｔａ：０～０．５％、
    　Ｃａ：０～０．００５％、
    　Ｍｇ：０～０．００５％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式を満足し、
    　鋼中に析出する円相当直径が５～３０ｎｍの炭化物および／または炭窒化物の個数密度が５０～７００個／μｍ２であり、かつ、円相当直径が１００ｎｍを超える炭化物および／または炭窒化物の個数密度が１０個／μｍ２未満であり、
    　降伏応力が７５８ＭＰａ以上であり、
    　ＤＣＢ試験によるＫＩＳＳＣの値が３３．７ＭＰａ・ｍ０．５以上である、
    　高強度鋼材。
    　Ｖ＋Ｔｉ＋Ｎｂ＞２．０　　　・・・（ｉ）
    　但し、上記（ｉ）式中のＶ、ＴｉおよびＮｂは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味し、含有されない場合はゼロとする。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｖ：０．１～３．０％、
    　Ｔｉ：０．００３～１．５％、
    　Ｎｂ：０．００３～１．５％、
    　Ｃｒ：０．１～５．０％、
    　Ｍｏ：０．５～３．０％、
    　Ｃｕ：０．１～１．０％、
    　Ｎｉ：０．１～１．０％、
    　Ｂ：０．０００１～０．０２％、
    　Ｚｒ：０．００５～０．５％、
    　Ｔａ：０．００５～０．５％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．００５％、および
    　Ｍｇ：０．０００３～０．００５％
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載の高強度鋼材。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する鋼材に対して、下記（ａ）～（ｆ）の工程の処理を順に施す、
    　請求項１または請求項２に記載の高強度鋼材の製造方法。
    　（ａ）９００～１２００℃に加熱した後、所定の形状に仕上げる、熱間加工工程
    　（ｂ）１００℃以下の温度まで冷却する、冷却工程
    　（ｃ）８００～１２００℃に加熱して１０分以上保持した後、急冷する、固溶化熱処理工程
    　（ｄ）断面減少率で５～２０％の加工を行う、冷間加工工程
    　（ｅ）６００～７５０℃で０．５～２時間保持する、時効処理工程
    　（ｆ）１００℃以下の温度まで冷却する、冷却工程
  4. 　請求項１または請求項２に記載の化学組成を有する鋼材に対して、下記（ｇ）～（ｋ）の工程の処理を順に施す、
    　請求項１または請求項２に記載の高強度鋼材の製造方法。
    　（ｇ）９００～１２００℃に加熱した後、８００℃以上で所定の形状に仕上げる、熱間加工工程
    　（ｈ）上記（ｇ）の工程に引き続いて直ちに急冷する、固溶化熱処理工程
    　（ｉ）断面減少率で５～２０％の加工を行う、冷間加工工程
    　（ｊ）６００～７５０℃で０．５～２時間保持する、時効処理工程
    　（ｋ）１００℃以下の温度まで冷却する、冷却工程
     

     
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