WO2013191131A1 - 油井管用鋼及びその製造方法 - Google Patents

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勇次 荒井
河野　佳織
明洋 坂本
岡村　一男
山本　憲司
桂一 近藤
浩二 永橋
昌尚 妹尾
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the present invention relates to oil well pipe steel and a method for producing the same. More specifically, the present invention relates to a low alloy oil well pipe steel used for oil well pipes such as casings and tubing for oil wells and gas wells, and a method for producing the same.
  • This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2012-138650 filed in Japan on June 20, 2012, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • oil wells and gas wells Due to the deep wells of oil wells and gas wells (hereinafter, oil wells and gas wells are simply referred to as “oil wells”), it is required to increase the strength of oil well pipes.
  • oil well pipes of 80 ksi class yield strength is 80 to 95 ksi, that is, 551 to 654 MPa
  • 95 ksi class yield strength is 95 to 110 ksi, that is, 654 to 758 MPa
  • oil well pipes of the 110 ksi class yield strength is 110 to 125 ksi, that is, 758 to 862 MPa
  • SSC resistance sulfide Stress Cracking resistance
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 62-253720 proposes a method for improving SSC resistance by reducing impurity elements such as Mn and P.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 59-232220 proposes a method of improving SSC resistance by refining crystal grains by performing quenching twice.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 6-322478 Japanese Unexamined Patent Publication No. 8-311551, Japanese Unexamined Patent Publication No. 11-335731, Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-178682, Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-256783, JP 2000-297344, JP 2000-119798, JP 2005-350754, JP 2006-265657, JP 2000-313919, and International Publication No. 2007/007678 proposes a measure for improving the SSC resistance of high strength steel for oil well pipes.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 6-322478 proposes a method for improving the SSC resistance of 125 ksi class steel materials by refining the steel structure by induction heat treatment.
  • Japanese Laid-Open Patent Publication No. 8-311551 proposes a method for improving the SSC resistance of 110 ksi class to 140 ksi class steel pipes when using the direct quenching method to enhance the hardenability and raise the tempering temperature.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-335731 proposes a method for improving the SSC resistance of low alloy steels of 110 ksi class to 140 ksi class by adjusting to optimum alloy components.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-297344 disclose steels for low alloy oil well pipes of 110 ksi class to 140 ksi class by controlling the form of carbide. We propose a method to improve the SSC resistance.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-119798 proposes a method of delaying the SSC generation time of 110 ksi-class to 125 ksi-class steel materials by precipitating a large amount of fine V carbides.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-350754 proposes a method for improving the SSC resistance of oil well pipes of 125 ksi class or higher by controlling the dislocation density and the hydrogen diffusion coefficient to desired values.
  • 2006-265657 discloses a bainite single phase containing a large amount of C, stopping water cooling at 400 to 600 ° C. during water cooling, and performing isothermal transformation heat treatment (austempering) at 400 to 600 ° C.
  • Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-313919 and International Publication No. 2007/007678 disclose a method for improving the SSC resistance of a steel pipe by increasing the Mo content as compared with conventional steel pipes for oil wells.
  • conventional oil well pipes having a yield strength of 110 ksi class or higher are not suitable for use as tubing pipes.
  • An oil well pipe having a yield strength of 95 ksi or lower is used for a casing pipe and a tubing pipe.
  • the SSC resistance stress intensity coefficient K ISSC value in a hydrogen sulfide environment
  • SSC stress intensity coefficient K ISSC value in a hydrogen sulfide environment
  • An object of the present invention is to provide a steel for a low alloy oil country tubular good having excellent SSC resistance. Specifically, it has a yield strength (0.2% proof stress) of 110 ksi class or higher (758 MPa or higher) or 125 ksi class or higher (862 MPa or higher), and is resistant to SSC in a high-pressure hydrogen sulfide environment. It aims at providing the steel for low alloy oil country tubular goods excellent in SSC resistance including SSC resistance etc. when a notch is provided.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the low alloy oil country tubular goods has a chemical composition of mass%, C: more than 0.35% to 1.00%, Si: 0.05% to 0.5%, Mn: 0.05% to 1.0%, Al: 0.005% to 0.10, Mo: More than 1.0% to 10%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, O: 0.01% or less, N: 0.03% or less, Cr: 0% to 2.0% , V: 0% to 0.30%, Nb: 0% to 0.1%, Ti: 0% to 0.1%, Zr: 0% to 0.1%, Ca: 0% to 0.01% , B: 0% to 0.003%, the balance is Fe and impurities, and the half width of the crystal plane corresponding to the (211) crystal plane of the ⁇ phase obtained by X-ray diffraction is HW in unit degrees
  • the half-value width HW and the carbon content represented by mass% in the chemical composition satisfy the following formula 1, and the carbon content and molybdenum content represented by mass
  • the low alloy oil well tubular steel according to the above aspect of the present invention has excellent SSC resistance.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods described in the above (1) may contain Cr: 0.1% to 2.0% by mass% as the chemical composition.
  • the chemical composition may contain V: 0.05% to 0.30% in mass%.
  • the mass percentage is Nb: 0.002% to 0.1%, Ti: 0 It may contain at least one of 0.002% to 0.1% and Zr: 0.002% to 0.1%.
  • the chemical composition contains Ca: 0.0003% to 0.01% by mass. Also good.
  • the chemical composition contains B: 0.0003% to 0.003% by mass%. Also good.
  • the chemical composition is mass%, C: more than 0.35% to 1.00%, Si: 0.05% to 0.00. 5%, Mn: 0.05% to 1.0%, Al: 0.005% to 0.10%, Mo: more than 1.0% to 10%, P: 0.025% or less, S: 0.0.
  • the time from the quenching start temperature to the martensite transformation start temperature in the quenching step after the hot working step. May be quenched and quenched continuously under the condition of 100 seconds or more and 600 seconds or less.
  • the steel material after the hot working step is used as a first cooling treatment in the quenching step from the quenching start temperature to an Ms point over 300.
  • the steel material after the first cooling treatment is cooled at a temperature at which the cooling rate up to a temperature range of less than or equal to 0.7 ° C. is 0.7 ° C./second or more. You may hold
  • the steel slab has a chemical composition of mass%, Cr: 0.1% to It may contain 2.0%.
  • the steel slab has a chemical composition of mass%, V: 0.05% to It may contain 0.30%.
  • the steel slab has a chemical composition of mass%, Nb: 0.002% to It may contain at least one of 0.1%, Ti: 0.002% to 0.1%, and Zr: 0.002% to 0.1%.
  • the steel slab has, as the chemical composition, mass%, Ca: 0.0003% to It may contain 0.01%.
  • the steel slab has the chemical composition as mass%, and B: 0.0003% to You may contain 0.003%.
  • the steel for a low alloy oil country tubular good according to the above aspect of the present invention has excellent SSC resistance.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods manufactured by the above aspect of the present invention has excellent SSC resistance. Specifically, it has a yield strength (0.2% proof stress) of 110 ksi class or higher (758 MPa or higher) or 125 ksi class or higher (862 MPa or higher), and is resistant to SSC in a high-pressure hydrogen sulfide environment. It is possible to provide a steel for a low alloy oil country tubular good having excellent SSC resistance including SSC resistance when notches are imparted.
  • the present inventors investigated and examined the SSC resistance of low alloy oil well pipe steel, and obtained the following knowledge.
  • (A) SSC resistance is enhanced by producing hexagonal M 2 C carbide in steel for low alloy oil country tubular goods.
  • the hexagonal M 2 C carbides, crystal structure is M 2 C carbide hexagonal (hexagonal).
  • “M” in M 2 C is Mo or Mo and V.
  • FIG. 1A is a transmission electron microscope (TEM) image of a steel for low alloy oil country tubular goods according to the same embodiment of the present invention.
  • Hexagonal M 2 C carbide is a disk-shaped fine carbide, and its particle diameter is approximately 1 nm to 50 nm in terms of the equivalent circle diameter. Hexagonal M 2 C carbide is different from cubic M 2 C carbide. Since hexagonal M 2 C carbide is disc-shaped, it is easy to trap diffusible hydrogen. The hexagonal M 2 C carbide strongly traps hydrogen, and the trapped hydrogen becomes inactive, which is considered to suppress the generation of SSC.
  • hexagonal M 2 C carbide is fine, it is difficult to be the starting point of SSC. Therefore, hexagonal M 2 C carbide contributes to the improvement of SSC resistance.
  • Hexagonal M 2 C carbide can be identified by electron microscope observation and electron diffraction as described later. Further, the presence of hexagonal M 2 C carbide can be confirmed by X-ray diffraction of the residue of the electrolytic extract as described later.
  • the SSC resistance of the steel for low alloy oil country tubular goods is improved.
  • hexagonal M 2 C carbide having a particle size of less than 1 nm may also be hexagonal M 2 C carbide having a particle size of less than 1 nm.
  • the particle size per unit area is defined by the number of hexagonal M 2 C carbides having a particle size of 1 nm or more.
  • (B) Mo content is higher than 1% and 10% or less.
  • the penetration of hydrogen into the steel is suppressed in a hydrogen sulfide environment.
  • Fe sulfide which is a corrosion product, is generated on the surface of steel in a hydrogen sulfide environment.
  • Mo concentrates in Fe sulfide to enhance the protection performance of Fe sulfide on the steel surface. Therefore, the penetration of hydrogen from the hydrogen sulfide environment into the steel is suppressed, and the SSC resistance is improved.
  • the low alloy oil well tubular steel further generates various carbides other than hexagonal M 2 C carbides during quenching and tempering.
  • carbides M 3 C carbides and M 23 C 6 carbides generated mainly at the grain boundaries or the lath interface of the martensite structure are defined as “grain boundary carbides” in the present invention.
  • M in M 3 C carbide and M 23 C 6 carbide is Fe, Cr, or Mo.
  • Grain boundary carbides are significantly larger than hexagonal M 2 C carbides and have a size of several hundred nm. Since the grain boundary carbides are large, the more the shape of the grain boundary carbides becomes flatter, the more likely the sulfide stress cracking (SSC) occurs starting from the grain boundary carbides. On the other hand, the closer the shape of the grain boundary carbide is to a spherical shape, the less likely SSC is generated from the grain boundary carbide and the SSC resistance is improved. Therefore, in order to improve the SSC resistance, it is preferable to spheroidize the grain boundary carbide.
  • SSC sulfide stress cracking
  • the grain boundary carbides can be spheroidized to some extent by raising the tempering temperature. However, there is a limit to the spheroidization of grain boundary carbides by increasing the tempering temperature. Therefore, it is preferable that the grain boundary carbide can be further spheroidized by a method other than the method of increasing the tempering temperature.
  • the grain boundary carbides in the steel can be further spheroidized. Therefore, the SSC resistance is further enhanced.
  • the reason why the grain boundary carbides are spheroidized by increasing the C content is estimated as follows. As the C content increases, the total amount of grain boundary carbides also increases. Therefore, the Cr and Mo concentrations in each grain boundary carbide are lowered, and the grain boundary carbide is spheroidized.
  • the half width of the crystal plane in X-ray diffraction is affected by the dislocation density. Specifically, the full width at half maximum increases as the dislocation density increases. Therefore, in the present invention, the half width HW (°) of the diffraction peak of the (211) crystal plane obtained by X-ray diffraction is used as an index indicating the degree of crystal distortion. The greater the distortion of the crystal lattice, the higher the dislocation density.
  • the C content is higher than 0.35% and the Mo content is higher than 1%
  • the half width HW satisfies Equation 1
  • the dislocation density in the steel is sufficiently low, and excellent SSC resistance can get.
  • HW ⁇ C 1/2 ⁇ 0.38 (Formula 1)
  • the carbon content (mass%) is substituted for C in Formula 1.
  • the low alloy oil well tubular steel according to the present embodiment mainly includes tempered martensite and tempered bainite as a metal structure.
  • tempered martensite and tempered bainite all correspond to the crystal structure of BCC (Body Centered Cubic) or a structure containing it, it is necessary to distinguish ferrite, martensite, and bainite by X-ray diffraction. Is difficult.
  • ferrite, martensite, and bainite are regarded as the ⁇ phase. That is, the half width HW of the diffraction peak of the (211) crystal plane means the half width HW of the crystal plane corresponding to the (211) crystal plane of the ⁇ phase.
  • the steel for a low alloy oil country tubular good according to this embodiment has the following chemical composition.
  • “%” of the content of each element means “mass%”.
  • the lower limit value and the upper limit value are included in the numerical limit range of each element described below. However, the lower limit value does not include the lower limit value, and the upper limit value does not include the upper limit value.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods according to the present embodiment contains C, Si, Mn, Al, and Mo as basic elements.
  • the carbon (C) content is higher than that of the conventional low alloy oil well pipe steel.
  • C carbon
  • the C content is higher than 0.35% and not higher than 1.00%.
  • the minimum of preferable C content is 0.45%, More preferably, it is 0.51%, More preferably, it is 0.56%.
  • the upper limit of the preferable C content is less than 1.00%, more preferably 0.80%, and still more preferably 0.70%.
  • Si 0.05% to 0.5%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel. On the other hand, if Si is contained excessively, the effect is saturated. Therefore, the Si content is 0.05% to 0.5%.
  • the minimum of preferable Si content is higher than 0.05%, More preferably, it is 0.1%, More preferably, it is 0.13%.
  • the upper limit of the preferable Si content is less than 0.5%, more preferably 0.40%, and further preferably 0.30%.
  • Mn 0.05% to 1.0%
  • Mn Manganese
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • the Mn content is 0.05% to 1.0%.
  • the minimum of preferable Mn content is higher than 0.05%, More preferably, it is 0.10%, More preferably, it is 0.35%.
  • the upper limit of the preferable Mn content is less than 1.0%, more preferably 0.70%, further preferably 0.65%, and further preferably 0.50%.
  • Al 0.005% to 0.10%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. On the other hand, if Al is contained excessively, the effect is saturated and inclusions increase. Therefore, the Al content is 0.005% to 0.10%.
  • the minimum of preferable Al content is higher than 0.005%, More preferably, it is 0.010%, More preferably, it is 0.020%.
  • the upper limit of the preferable Al content is less than 0.10%, more preferably 0.06%, and still more preferably 0.05%.
  • the content of “Al” in the present embodiment means the content of “acid-soluble Al”, that is, “sol.Al”.
  • Mo more than 1.0% to 10% Molybdenum (Mo) increases the hardenability and increases the martensite ratio in the structure. Therefore, Mo increases the strength of the steel. Further, Mo concentrates in Fe sulfide (corrosion product) formed on the surface of the steel in a hydrogen sulfide environment, and improves the protection performance of the Fe sulfide on the steel surface. Thereby, the penetration
  • the Mo content is higher than 1.0% and 10% or less.
  • the minimum of preferable Mo content is 1.20%, More preferably, it is 1.30%, More preferably, it is 1.55%.
  • the upper limit of the preferable Mo content is less than 10%, more preferably 4.0%, and further preferably 3.0%.
  • the low alloy oil well pipe steel according to the present embodiment contains impurities.
  • the “impurity” refers to a material mixed from ore as a raw material, scrap, or a production environment when steel is industrially produced.
  • these impurities P, S, O, and N are preferably limited as follows in order to sufficiently exhibit the above effects.
  • limit a lower limit and the lower limit of an impurity may be 0%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and lowers the SSC resistance of the steel. Therefore, it is preferable that the P content is small. Therefore, the P content is 0.025% or less. A preferable P content is less than 0.025%, more preferably 0.020% or less, and still more preferably 0.015% or less.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity like P. S segregates at the grain boundaries and lowers the SSC resistance of the steel. Therefore, it is preferable that the S content is small. Therefore, the S content is 0.010% or less. Preferable S content is less than 0.010%, More preferably, it is 0.005% or less, More preferably, it is 0.003% or less.
  • Oxygen (O) is an impurity. If O is contained excessively, a coarse oxide is generated, and the toughness and SSC resistance of the steel are lowered. Therefore, it is preferable that the O content is small. Therefore, the O content is 0.01% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • N 0.03% or less Nitrogen (N) is an impurity. If N is contained excessively, coarse nitrides are formed. Coarse nitrides are the starting point for pitting corrosion, and the SSC resistance tends to decrease. Therefore, the N content is 0.03% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably less than 0.03%, more preferably 0.025%, and further preferably 0.02%.
  • nitrogen (N) contained in a trace amount combines with Nb, Ti, and Zr to form nitrides and carbonitrides, and refines the steel structure by the pinning effect. Therefore, a trace amount of N may be intentionally contained in the steel.
  • the lower limit of the preferable N content for obtaining such an effect is 0.003%, and more preferably 0.004%.
  • N is an impurity.
  • N may be less than 0.003% as an impurity.
  • the chemical composition of the steel for a low alloy oil country tubular good contains the basic element described above and a selective element described later, and the balance consists of Fe and the impurities described above.
  • the impurity here refers to an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or an environment in the manufacturing process.
  • the chemical composition of the steel for a low alloy oil country tubular good according to the present embodiment contains at least one selective element of Cr, V, Nb, Ti, Zr, Ca, and B instead of a part of the Fe. May be.
  • These selective elements may be contained depending on the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limit values of these selected elements, and the lower limit value may be 0%. Moreover, even if these selective elements are contained as impurities, the above effects are not impaired.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods may further contain Cr instead of a part of Fe.
  • Chromium (Cr) is a selective element. Cr increases the hardenability of the steel. If Cr is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if Cr is excessively contained, the effect is saturated. Therefore, if necessary, the Cr content is 0% to 2%.
  • the lower limit of the preferable Cr content is 0.1%, more preferably 0.2%, and further preferably 0.5%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably less than 2%, more preferably 1.5%, still more preferably 1.0%, still more preferably less than 0.8%, still more preferably 0.00. 7%.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods may further contain V instead of a part of Fe.
  • V 0% to 0.30% Vanadium (V), together with Mo, produces hexagonal M 2 C carbide, which is a fine carbide, and increases SSC resistance.
  • M in the hexagonal M 2 C carbide is Mo and V.
  • V further forms cubic MC carbides (M is Mo and V) and raises the tempering temperature of the steel to obtain high yield strength. Since the cubic MC carbide is fine unlike the grain boundary carbide, it is difficult to be the starting point of SSC. If V is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if V is contained excessively, the amount of V dissolved in quenching is saturated, and the effect of increasing the tempering temperature is saturated. Therefore, the V content is 0% to 0.30% as necessary.
  • the minimum of preferable V content is 0.05%, More preferably, it is 0.07%, More preferably, it is 0.1%.
  • the upper limit of the preferable V content is less than 0.30%, more preferably 0.25%, and still more preferably 0.20%.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods may further contain one or more selected from the group consisting of Nb, Ti and Zr instead of part of Fe.
  • Nb 0% to 0.1%
  • Ti 0% to 0.1%
  • Zr 0% to 0.1%
  • Niobium (Nb), titanium (Ti), and zirconium (Zr) are all selective elements. These elements combine with C and N to form carbides, nitrides, or carbonitrides. These precipitates (carbides, nitrides and carbonitrides) refine the steel structure by the pinning effect. If one or more selected from the group consisting of Nb, Ti, and Zr is contained, the above effect can be obtained. On the other hand, if Nb, Ti, and Zr are contained excessively, the effect is saturated.
  • the Nb content is 0% to 0.1%
  • the Ti content is 0% to 0.1%
  • the Zr content is 0% to 0.1%. If the Nb content is 0.002% or more, the Ti content is 0.002% or more, or the Zr content is 0.002% or more, the above-described effect is remarkably obtained. Further, the lower limits of the preferable Nb content, Ti content, and Zr content are all 0.005%. The upper limit of preferable Nb content, Ti content and Zr content are all 0.05%.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods may further contain Ca instead of a part of Fe.
  • Ca 0% to 0.01%
  • Calcium (Ca) is a selective element. Ca combines with S in steel to form sulfides, improves the shape of inclusions, and increases SSC resistance. If Ca is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if Ca is excessively contained, the effect is saturated. Therefore, if necessary, the Ca content is set to 0% to 0.01%.
  • the minimum of preferable Ca content is 0.0003%, More preferably, it is 0.0005%.
  • the upper limit of the preferable Ca content is 0.0030%, and more preferably 0.002%.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods may further contain B instead of a part of Fe.
  • B 0% to 0.003%
  • Boron (B) is a selective element. B increases the hardenability of the steel. If B is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if B is contained excessively, the effect is saturated. Therefore, if necessary, the B content is set to 0% to 0.003%.
  • the lower limit of the preferable B content is 0.0003%, and more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the preferable B content is 0.0015%, and more preferably 0.0012%.
  • the metal structure of the steel for low alloy oil country tubular goods mainly includes tempered martensite and tempered bainite, and also includes precipitates such as M 2 C carbide having a hexagonal structure.
  • the number of hexagonal M 2 C carbides is measured by the following method.
  • a sample for a TEM transmission electron microscope
  • a sample collection method a thin film method or an extraction replica method is used.
  • Ten fields of view in the collected sample are observed with a TEM, and a TEM image of each field is obtained.
  • the area of each visual field is 1 ⁇ m 2 .
  • FIG. 1B shows a typical example of the diffraction pattern of hexagonal M 2 C carbide during electron microscope observation.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating an example of X-ray diffraction.
  • the horizontal axis of FIG. 2 represents 2 ⁇ (°) of X-rays (where ⁇ is the incident angle), and the vertical axis represents diffraction intensity.
  • “Mo 2 C” and “MC” in FIG. 2 indicate the type of carbide.
  • “Mo 2 C” refers to hexagonal Mo 2 C carbide.
  • MC indicates cubic MC carbide (M is Mo and V) or cubic M 2 C carbide.
  • “(021)”, “(112)”, etc. in FIG. 2 indicate crystal planes (Miller indices).
  • hexagonal M 2 C carbides can be clearly distinguished from other carbides including cubic MC carbides or cubic M 2 C carbides by X-ray diffraction.
  • the number of hexagonal M 2 C carbides having a particle diameter of 1 nm or more identified in each field of view of electron microscope observation is counted, and the average number per 1 ⁇ m 2 is calculated.
  • the calculated average number is defined as the number of hexagonal M 2 C carbides per 1 ⁇ m 2 (pieces / ⁇ m 2 ). If the number of hexagonal M 2 C carbides is 5 / ⁇ m 2 or more, excellent SSC resistance can be obtained.
  • the particle size of hexagonal M 2 C carbide is approximately 1 nm to 50 nm.
  • the particle size of the hexagonal M 2 C carbide is measured by the following method.
  • the area of each hexagonal M 2 C carbide is determined by image analysis.
  • the equivalent circle diameter of the obtained area is defined as the particle size of the hexagonal M 2 C carbide.
  • the number of hexagonal M 2 C carbides having a particle diameter of 1 nm or more is counted.
  • the upper limit of the particle size and number of hexagonal M 2 C carbides is not particularly limited. However, since the particle size hexagonal M 2 C carbides 50nm greater is hardly observed, the upper limit of the particle size of the hexagonal M 2 C carbides may be 50nm.
  • the shape of a grain-boundary carbide is spherical as mentioned above.
  • the average value of the aspect ratios of grain boundary carbides such as M 3 C carbide and M 23 C 6 carbide generated at the grain boundary or the lath interface of the martensite structure among the carbides is 3 or less. Is preferable, and 2 or less is more preferable.
  • the aspect ratio is a value obtained by dividing the major axis of the grain boundary carbide on the observation surface by the minor axis. The aspect ratio is measured by the following method.
  • a sample is taken from an arbitrary portion of the low alloy oil well pipe steel, for example, a region including a central portion of the thickness of the steel plate or the steel pipe.
  • Ten visual fields in the collected sample are observed using an optical microscope, a scanning electron microscope, or a transmission electron microscope. What is necessary is just to measure the aspect ratio of the grain boundary carbide
  • the low alloy steel for oil country tubular goods according to the present embodiment as described above, at the same time to include hexagonal M 2 C carbides, it is preferable dislocation density is low.
  • the half width HW is measured by the X-ray diffraction method as follows. Specifically, a sample is taken from an arbitrary portion of the steel for low alloy oil country tubular goods, for example, a region including the central part of the thickness of the steel plate or the steel pipe. The surface of the collected sample is chemically polished. X-ray diffraction is performed on the chemically polished surface using CoK ⁇ rays (K ⁇ 1) as incident X-rays. Then, the half width of the crystal face corresponding to the (211) crystal face of the ⁇ phase is measured in units of degrees.
  • K ⁇ 1 and K ⁇ 2 in the CoK ⁇ line are separated by fitting, and only K ⁇ 1 is extracted, and the half width (°) by diffraction of the K ⁇ 1 line on the (211) crystal plane of the test piece is obtained.
  • the half width is measured at a height that is half the peak height (peak top method).
  • the half width derived from the device was measured using a single crystal of LaB6 (lanthanum hexaboride) (ideal single crystal having no half width) and measured. Correction may be performed by subtracting from the obtained value.
  • the dislocation acts as a weak hydrogen trap site, and the trapped hydrogen can diffuse again, thus reducing the SSC resistance. Therefore, a lower dislocation density is preferable. If the half width satisfies Equation 1, it is considered that the dislocation density is suppressed and hydrogen that can diffuse in the steel is difficult to accumulate. Therefore, excellent SSC resistance can be obtained. On the other hand, if the half width does not satisfy Formula 1, it is considered that the dislocation density is not sufficiently suppressed, and the SSC resistance is low.
  • the lower limit value of HW ⁇ C 1/2 is not particularly limited. In order to preferably improve the SSC resistance, the smaller the value of HW ⁇ C1 / 2 , the better.
  • the steel for low alloy oil country tubular goods according to the present embodiment has a predetermined carbon content and molybdenum content represented by mass% in the chemical composition described above. It is preferable to satisfy the relationship.
  • the chemical composition of the low alloy oil country tubular steel further satisfies Formula 2.
  • C ⁇ Mo ⁇ 0.6 (Formula 2)
  • C content (mass%) is substituted for element symbol C in Formula 2
  • Mo content (mass%) is substituted for element symbol Mo.
  • the relationship between the C content and the Mo content is preferably C ⁇ Mo ⁇ 0.65, and more preferably C ⁇ Mo ⁇ 0.7.
  • the structure of the low alloy oil country tubular steel of the present embodiment includes a mixed structure of tempered martensite and tempered bainite. More specifically, the structure of the steel for low alloy oil country tubular goods mainly includes tempered martensite and tempered bainite. May be included. However, the retained austenite ratio (volume ratio of retained austenite with respect to the entire structure: unit is%) is 5% or less. This is because the retained austenite causes variations in strength.
  • the retained austenite ratio is measured by the X-ray diffraction method as follows. Specifically, a sample including the central part of the thickness of the manufactured steel plate or steel pipe is collected. The surface of the collected sample is chemically polished. X-ray diffraction is performed on the chemically polished surface using CoK ⁇ rays (K ⁇ 1) as incident X-rays. The integrated diffraction intensity of the crystal plane corresponding to the (211) crystal plane, (200) crystal plane, and (110) crystal plane of the ⁇ phase, and the (220) crystal plane, (200) crystal plane, and (111) crystal plane of austenite The residual austenite ratio is quantified from the integrated diffraction intensity.
  • the cracking due to the martensitic transformation is likely to occur.
  • a method for suppressing quench cracking there is a method in which the water cooling during quenching is stopped halfway, and the structure of the oil well pipe steel is made a bainite-based structure.
  • the structure is mainly bainite, a considerable amount of carbide is generated during quenching. These carbides delay the recovery of dislocations during tempering. Therefore, in the case of a bainite-based structure, the dislocation density is high and Equation 1 is not satisfied.
  • the steel for a low alloy oil country tubular good according to this embodiment can obtain a remarkable effect that yield strength and SSC resistance are excellent at the same time by simultaneously satisfying the above-described chemical composition and metal structure.
  • the low alloy oil country tubular goods according to this embodiment that simultaneously satisfy the above-described chemical composition and metal structure have a yield strength of 758 MPa or more and SSC resistance in a high-pressure hydrogen sulfide environment. Excellent SSC resistance such as SSC resistance when notches are provided.
  • the manufacturing method which concerns on this embodiment is related with the manufacturing method of the above-mentioned steel for low alloy oil country tubular goods.
  • the manufacturing method of steel for low alloy oil country tubular goods includes a steel making process, a casting process, a lump processing process, a hot working process, a quenching process, and a tempering process.
  • the molten steel is made into a continuous cast material (slab) by a continuous casting method.
  • the continuous cast material is, for example, a slab or a bloom.
  • the molten steel may be round billet by a continuous casting method.
  • slabs, blooms, and ingots are hot lump processed into billets (seamless steel pipe pipe billets).
  • the billet may be formed by hot rolling or may be formed by hot forging.
  • a billet obtained by continuous casting or hot shredding is hot worked to produce a steel material.
  • the shape of the steel material is a raw pipe.
  • the Mannesmann method is performed as hot working to obtain a raw tube.
  • the raw tube may be manufactured by other hot working methods.
  • quenching is performed on hot-worked steel (element tube).
  • quenching C10 by the continuous cooling process shown in FIG. 3 quenching C11 including a constant temperature process
  • quenching C10 by continuous cooling treatment and quenching C11 including constant temperature treatment are both defined as “quenching”.
  • a quenching method as shown in FIG. 3 is adopted.
  • “Ms point” in FIG. 3 means the martensitic transformation start temperature.
  • quenching start temperature of the steel material surface temperature at the start of quenching of the steel material
  • the martensitic transformation start temperature (Ms point) is a value that varies depending on the chemical composition of the steel.
  • the Ms point in each chemical composition can be estimated with a not-so-large error by a general estimation formula, for example, the following formula 4. Regarding the following estimation formula, zero may be substituted for an element not included in the chemical composition.
  • Ms (° C.) 521-353 ⁇ C-22 ⁇ Si-24.3 ⁇ Mn ⁇ 7.7 ⁇ Cu-17.3 ⁇ Ni-17.7 ⁇ Cr-25.8 ⁇ Mo (Formula 4)
  • the continuous cooling treatment includes, for example, a method in which a steel material is immersed in a water tank or an oil tank for cooling, and a method in which the steel material is cooled by shower water cooling, mist cooling, or air cooling.
  • the time from the quenching start temperature to the martensite transformation start temperature (Ms point) (referred to as the Ms point passage time) is preferably 100 seconds or more and 600 seconds or less.
  • the Ms point passage time exceeds 600 seconds, it is difficult to obtain hardness satisfying the formula 3, and the martensite ratio in the steel structure after quenching is lowered. Therefore, Formula 1 is not satisfied and excellent SSC resistance cannot be obtained.
  • the Ms point passage time is preferably 100 seconds or more.
  • the cooling rate until the temperature of the outer surface of the steel pipe reaches 800 ° C to 500 ° C is set to CR 8-5 (° C / Second).
  • the cooling rate CR 8-5 preferably satisfies the following formula 5.
  • t is the thickness (unit: mm) of the steel pipe.
  • the occurrence of quenching cracks is preferably suppressed in the steel pipe that has been quenched by the continuous cooling process.
  • occur
  • the residual stress at the time of quenching can be obtained by a stress strain distribution analysis by a finite element method (FEM: Finite Element Method).
  • FIG. 4 is a diagram showing the relationship between the thickness t (mm) of the steel pipe and the cooling rate CR 8-5 (° C./second ) for preventing quenching cracks in quenching by continuous cooling treatment.
  • Curve C4 shows the relationship between the cooling rate CR 8-5 (° C./second ) and the steel pipe wall thickness t (mm) at which the tensile residual stress is 200 MPa.
  • the burning crack is suppressed on the lower side of the curve C4.
  • the upper side of the curve C4 the burning crack is likely to occur. Therefore, preferably, the steel pipe is cooled so that the cooling rate CR 8-5 satisfies Equation 5 during cooling.
  • a seamless steel pipe which has no cracking defect or suppresses the occurrence of cracking is manufactured.
  • the quenching (curve C11) including the constant temperature process in FIG. 3 includes a first cooling process (initial cooling), a constant temperature process, and a second cooling process (final cooling).
  • the hot-worked steel (element tube) is cooled from the quenching start temperature to within the temperature range above the Ms point to 300 ° C, and the cooling is stopped within the temperature range above the Ms point to 300 ° C. To do.
  • the cooling stop temperature exceeds 300 ° C.
  • the bainite ratio in the steel structure becomes excessively high, and a large amount of carbide is generated. Therefore, dislocations are difficult to recover in the tempering process, and the dislocation density is difficult to decrease. Therefore, the hardness of the steel after cooling does not satisfy Formula 3, and Formula 1 is also not satisfied. Therefore, excellent SSC resistance cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is equal to or lower than the Ms point, a burning crack is likely to occur when the cooling rate is high. Further, when the cooling stop temperature is equal to or lower than the Ms point, it is substantially equivalent to performing the continuous cooling process.
  • the steel material after the initial cooling is held for a certain period of time within a temperature range of more than Ms point to 300 ° C.
  • a preferable holding time in the isothermal treatment is 5 minutes to 60 minutes.
  • the steel material after the isothermal treatment is cooled.
  • the final cooling may be water cooling or air cooling.
  • the cooling rate at the time of final cooling is not particularly limited.
  • the quenching process including the isothermal treatment the isothermal treatment temperature (above the Ms point to 300 ° C.) is lower than the temperature range where bainite transformation is likely to occur. Therefore, the quenching process including the isothermal treatment is different from the austemper described in Japanese Patent Laid-Open No. 2006-265657.
  • the isothermal treatment is performed above the Ms point and below 300 ° C.
  • the cooling rate of the initial cooling can be sufficiently increased.
  • the cooling rate in the initial cooling is preferably 0.7 ° C./second or more. If it is less than 0.7 ° C./second, ferrite pearlite or a large amount of bainite may be generated. In the case of using quenching including a constant temperature treatment, there is no particular upper limit to the initial cooling rate because quench cracking can be avoided as long as the proper constant temperature treatment is performed.
  • the steel material is tempered.
  • the tempering temperature is appropriately adjusted according to the chemical composition of the steel material and the yield strength to be obtained. In other words, the yield strength can be adjusted to 758 MPa or more, more preferably 862 MPa or more by adjusting the tempering temperature.
  • a preferable tempering temperature is 680 ° C. to A C1 point.
  • a more preferable lower limit of the tempering temperature is 690 ° C.
  • a further preferable lower limit of the tempering temperature is over 700 ° C.
  • a further preferable lower limit of the tempering temperature is 710 ° C. If the tempering temperature is not more than A C1 point, the higher the tempering temperature, the more preferable hexagonal M 2 C carbide can be produced.
  • a preferable tempering time is 10 to 90 minutes by soaking.
  • said AC1 point is temperature which austenite transformation starts at the time of a heating.
  • the AC1 point is a value that varies depending on the chemical composition of the steel.
  • the AC1 point in each chemical composition can be estimated with a not so large error by a general estimation formula, for example, the following formula 6. Regarding the following estimation formula, zero may be substituted for an element not included in the chemical composition.
  • a C1 (° C) 750.8-26.6 ⁇ C + 17.6 ⁇ Si-11.6 ⁇ Mn-22.9 ⁇ Cu-23 ⁇ Ni-24.1 ⁇ Cr + 22.5 ⁇ Mo-39.7 ⁇ V-5.7 ⁇ Ti + 232.4 ⁇ Nb-169.4 ⁇ Al-894.7 ⁇ B (Formula 6)
  • the quenching process is performed after the hot working process.
  • a normalizing step of normalizing (tempering) the steel material may be performed between the hot working step and the quenching step.
  • the steel after hot working step (blank tube), a certain retention time in A C3 point higher than the temperature, and then allowed to cool.
  • a preferable holding temperature is 900 ° C. to 920 ° C.
  • the holding time is, for example, 5 minutes to 60 minutes.
  • said AC3 point is temperature which austenite transformation complete
  • the steel material is usually cooled to room temperature after the hot working step, and then heated to the AC3 point or higher.
  • the normalizing process may be performed by keeping the steel material at a temperature of Ar3 or higher as it is after the hot working process.
  • said Ar3 point is temperature which a ferrite transformation starts at the time of cooling.
  • the crystal grains of the steel become finer. Specifically, after quenching after normalization, the grain size number of the prior austenite crystal grains becomes 10 or more as defined in ASTM E112. The SSC resistance is further improved by refining the crystal grains.
  • the manufacturing method of the seamless steel pipe was explained using the steel material as a raw pipe or a steel pipe.
  • the shape of the steel material is not particularly limited.
  • the steel material may be a plate material, a steel bar, or a wire material.
  • the hexagonal M 2 C carbides particle size of more than 1nm in steel 5 / [mu] m 2 or more product To do.
  • hexagonal M 2 C having a particle size of 1 nm or more may be precipitated in steel at 5 / ⁇ m 2 or more.
  • each ingot was 30 kg to 150 kg.
  • Blocks were collected from each ingot.
  • the block was heated to 1250 ° C.
  • the heated block was hot forged and hot rolled to produce a steel material (plate material) having a thickness of 15 mm to 25 mm.
  • the produced plate material was subjected to quenching and tempering treatment or normalizing treatment, and the yield strength of the plate material was adjusted to 110 ksi class (758 MPa or more) and 125 ksi class (862 MPa or more).
  • the quenching start temperature during quenching was adjusted to a range of 850 ° C to 920 ° C.
  • the first cooling treatment (initial cooling) was performed at a cooling rate of 0.7 ° C./second or more by salt bath cooling or water cooling.
  • the plate material was pulled up to change the cooling stop temperature AT IC (° C.) in the initial cooling.
  • the solution was cooled to room temperature (second cooling treatment (final cooling)).
  • the hardness of the as-quenched material was measured by the following method. The material was cut along the plate thickness direction as it was quenched. And the Rockwell hardness HRC in C scale of the plate
  • Tempering was performed on the plate material after quenching.
  • the yield strength of each plate was adjusted to 110 ksi class (758 MPa or more) and 125 ksi class (862 MPa or more) by controlling the tempering temperature (° C.) and the tempering time (min).
  • test piece from which the work hardened layer was removed was subjected to an X-ray diffraction test using CoK ⁇ ray (K ⁇ 1, wavelength is 1.7889 mm) under the conditions of 30 kV and 100 mA, and the ⁇ phase (211) crystal plane of the test piece The half width (°) of the diffraction peak of the crystal plane corresponding to
  • K ⁇ 1 and K ⁇ 2 in the CoK ⁇ line were separated by fitting, and only K ⁇ 1 was extracted, and the half width (°) by diffraction of the K ⁇ 1 line on the ⁇ Fe (211) plane of the test piece was obtained.
  • the half width was measured at a height that is half the peak height (peak top method).
  • the half width derived from the device was measured using a single crystal of LaB6 (lanthanum hexaboride) (ideal single crystal having no half width) and measured. The correction was made by subtracting from the obtained value.
  • the retained austenite ratio (volume ratio (%) of retained austenite with respect to the whole) was measured by the X-ray diffraction method described above. Specifically, a sample including a central portion in the thickness direction of the steel material was collected. The surface of the collected sample was chemically polished. X-ray diffraction was performed on the chemically polished surface using CoK ⁇ rays (K ⁇ 1, wavelength is 1.7889 mm) as incident X-rays.
  • yield strength test From each plate after tempering, a round bar tensile test piece having a parallel part with an outer diameter of 6 mm and a length of 40 mm was collected so that the longitudinal direction or rolling direction of the plate was the same as the tensile direction. Using the collected round bar tensile test pieces, a tensile test was performed at room temperature (25 ° C.) to obtain a yield strength (0.2% proof stress, unit is MPa).
  • SSC resistance test In the SSC resistance test, a constant load tensile test and an autoclave test were performed using a plate material having a yield strength of 125 ksi (862 MPa) or more.
  • test piece was immersed in A bath. A constant load of 90% of the actual yield strength (yield strength of each mark) was applied to the test piece in the A bath. It was observed whether or not the test piece after 720 hours had broken. The plate material in which no breakage occurred was evaluated as having excellent SSC resistance.
  • a 4-point bending test piece of 2 mm ⁇ 10 mm ⁇ 75 mm was collected from each plate material. Using a four-point bending jig, 90% of the actual yield strength (yield strength of each mark) was applied to the collected four-point bending test piece in accordance with ASTM G39. A stress-loaded 4-point bend specimen was placed in the autoclave. After placing the 4-point bending test piece, a degassed 5% NaCl aqueous solution was poured into the autoclave. Thereafter, 10 atm of hydrogen sulfide was sealed. Through the above steps, a B bath was produced in the autoclave, and a four-point bending test piece was immersed in the B bath.
  • DCB test A DCB (Double Cantilever Beam) test piece having a thickness of 10 mm, a width of 25 mm, and a length of 100 mm was collected from a plate material having a yield strength of 110 ksi (758 MPa) or more.
  • a DCB test was performed based on NACE TM0177 Method D using the collected DCB test pieces. Bath B was used as the test bath. The DCB test piece was immersed in the B bath for 336 hours. After 336 hours, the crack propagation length generated in the DCB specimen was measured. Based on the measured crack growth length, the stress intensity factor K ISSC (ksi ⁇ in) was determined. A plate material having a stress intensity factor K ISSC of 25 ksi ⁇ in or more was evaluated as having excellent SSC resistance.
  • Tables 3 to 6 show the manufacturing conditions and SSC resistance test results.
  • “Yes” in the “Normalize” column in Tables 3 and 4 indicates that normalization processing has been performed on the steel material of the corresponding mark.
  • “CC” in the “Cooling method” column indicates that the steel with the corresponding mark was quenched by continuous cooling.
  • “IC” indicates that quenching including isothermal treatment was performed on the steel of the corresponding mark.
  • T CC the Ms point passage time T CC (seconds) in the continuous cooling process is shown.
  • T IC a cooling stop temperature AT IC (° C.) for initial cooling in quenching including constant temperature treatment is shown.
  • the “hardness HRC” column shows the Rockwell hardness (HRC) of the corresponding mark.
  • SSC test shows SSC resistance test results in A and B baths. “None” indicates that no cracking occurred. “Yes” indicates that cracking occurred.
  • the residual austenite ratio of all marks 1 to 70 was 0%.
  • the marks (3, 4, 7, 8, 11, 12, 15, 16, 19, 20, 23, 24, 26 to 28, 32, 33, 35, 36, 38, 39, which have been subjected to the normalization process. , 41, and 42) the grain size number of the prior austenite grains is 10 or more, and the grain size is reduced as compared with a mark (for example, mark 1 for mark 4 and the like) that has not been subjected to normalization treatment with the same steel type. It was done.
  • the mark 54,55,57 and 58 in the range of chemical composition the invention, and, although satisfying the equation 2, Ms point passage time T CC in quenching by continuous cooling process exceeds 600 seconds . Furthermore, the tempering temperature was less than 680 ° C. Therefore, the Rockwell hardness in the as-quenched material is lower than the F3 value and does not satisfy the formula 3, the F1 value exceeds 0.38 and does not satisfy the formula 1, and the hexagonal M 2 C carbide having a particle diameter of 1 nm or more is also 5 The number was less than 2 / ⁇ m 2 . Therefore, in the marks 54, 55, 57 and 58, cracks were observed in any of the SSC resistance tests of the A bath and the B bath. In addition, about steel which hardened like 54, 55, 57 and 58, the steel which tempered for 30 minutes at 720 degreeC was made as an experiment, but since yield strength of 758 MPa or more was not achieved, other Was not evaluated.
  • the mark 56 has a chemical composition within the scope of the present invention and satisfies the formula 2.
  • the cooling stop temperature AT IC in quenching including constant temperature treatment exceeded 300 ° C.
  • the tempering temperature was less than 680 ° C. Therefore, the Rockwell hardness in the as-quenched material does not satisfy the formula 3, the F1 value exceeds 0.38 and does not satisfy the formula 1, and the hexagonal M 2 C carbide having a particle diameter of 1 nm or more is less than 5 / ⁇ m 2. Met. Therefore, in the mark 56, cracks were observed in any of the SSC resistance tests of the A bath and the B bath.
  • the Mn content exceeded the upper limit of the present invention.
  • the P content exceeded the upper limit of the present invention.
  • the mark 62 has an S content exceeding the upper limit of the present invention. Therefore, cracks were observed in both SSC resistance tests of the A and B baths. It is considered that excessive Mn, P, and S are segregated at the grain boundaries, and the SSC resistance is lowered.
  • the Mo content was less than the lower limit of the present invention. Therefore, the number of hexagonal M 2 C carbides having a particle diameter of 1 nm or more was less than 5 / ⁇ m 2 . Therefore, cracks were observed in the marks 63, 65, and 66 in the SSC resistance tests of both the A bath and the B bath.
  • the chemical compositions of the marks 64, 69, and 70 were within the scope of the present invention, the number of hexagonal M 2 C carbides having a particle diameter of 1 nm or more did not satisfy Formula 2, and was less than 5 / ⁇ m 2 . Therefore, cracks were observed in the marks 64, 69, and 70 in both the A and B bath SSC resistance tests.
  • the C content of the mark 67 was less than the lower limit of the present invention, and the formula 2 was not satisfied. Therefore, the number of hexagonal M 2 C carbides having a particle diameter of 1 nm or more was less than 5 / ⁇ m 2 . Therefore, cracks were observed in both SSC resistance tests of the A and B baths.
  • the steel material of the mark 68 did not contain Al, and the O content exceeded the upper limit of the present invention. Therefore, cracks were observed in both SSC resistance tests of the A and B baths.
  • Tables 7 and 8 show manufacturing conditions and DCB test results.
  • the display methods and abbreviations in Tables 7 and 8 correspond to those in Tables 3 to 6.
  • K ISSC stress intensity factor
  • the chemical compositions of the steel materials of marks 71 to 93 were all within the range of the chemical composition of the low alloy oil country tubular steel according to the present invention. Further, in the steel materials of the marks 71 to 93, the F1 value was 0.38 or less, and the formula 1 was satisfied. Further, in the steel materials of marks 71 to 93, M 2 C having a particle diameter of 1 nm or more was 5 pieces / ⁇ m 2 or more. Further, in the steel materials of the marks 71 to 93, the average value of the grain boundary carbide aspect ratio was 3 or less. Therefore, the stress intensity factor K ISSC of the steel materials of the marks 71 to 93 was as high as 25 ksi ⁇ in or more. Note that the prior austenite grain size of the marks 78 and 82 subjected to the normalization process was 10 or more.
  • the marks 94, 95 and 97 in the range of chemical composition the invention, and, although satisfying the equation 2, Ms point passage time T CC in quenching by continuous cooling process exceeds 600 seconds. Furthermore, the tempering temperature was less than 680 ° C. Therefore, the Rockwell hardness in the as-quenched material does not satisfy the formula 3, the F1 value exceeds 0.38 and does not satisfy the formula 1, and the hexagonal M 2 C carbide having a particle diameter of 1 nm or more is less than 5 / ⁇ m 2. Met. Therefore, all the stress intensity factors K ISSC of the steel materials of marks 94, 95 and 97 were as low as less than 25 ksi ⁇ in.
  • the chemical composition was within the scope of the present invention, and the formula 2 was satisfied.
  • the cooling stop temperature AT IC in quenching including constant temperature treatment exceeded 300 ° C.
  • the tempering temperature was less than 680 ° C. Therefore, the Rockwell hardness in the as-quenched material does not satisfy the formula 3, the F1 value exceeds 0.38 and does not satisfy the formula 1, and the hexagonal M 2 C carbide having a particle diameter of 1 nm or more is less than 5 / ⁇ m 2.
  • Met. Therefore, the stress intensity factor K ISSC of the steel material of the mark 96 was as low as less than 25 ksi ⁇ in.
  • a steel for a low alloy oil country tubular good having excellent SSC resistance has a yield strength of 110 ksi class or higher (758 MPa or higher) or 125 ksi class or higher (862 MPa or higher), and is provided with SSC resistance or notch in a high-pressure hydrogen sulfide environment. Since it becomes possible to provide steel for low alloy oil country tubular goods excellent in SSC resistance including SSC resistance, the industrial applicability is high.

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Abstract

　この油井管用鋼は、化学組成が、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏ、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎ、及び、残部としてＦｅと不純物とを含み、α相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の半価幅ＨＷと化学組成中の質量％で示した炭素含有量とが、ＨＷ×Ｃ１／２≦０．３８を満たし、化学組成中の質量％で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが、Ｃ×Ｍｏ≧０．６を満たし、円相当径が１ｎｍ以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するＭ２Ｃ炭化物の個数が、１平方ミクロン当たり５個以上であり、降伏強度が７５８ＭＰａ以上である。

Description

油井管用鋼及びその製造方法
　本発明は、油井管用鋼及びその製造方法に関する。さらに詳しくは、油井及びガス井用のケーシングやチュービング等の油井管に用いられる、低合金油井管用鋼及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１２年６月２０日に、日本に出願された特願２０１２－１３８６５０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井管の高強度化が要求されている。従来、８０ｋｓｉ級（降伏強度が８０～９５ｋｓｉ、つまり、５５１～６５４ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏強度が９５～１１０ｋｓｉ、つまり、６５４～７５８ＭＰａ）の油井管が広く利用されてきた。しかしながら最近では、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が１１０～１２５ｋｓｉ、つまり、７５８～８６２ＭＰａ）の油井管が利用され始めている。
　さらに、最近開発される深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有する。そのため、油井管は高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ　Ｓｔｒｅｓｓ　Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。
　従来の９５～１１０ｋｓｉ級の油井管の耐ＳＳＣ性の改善策として、鋼を清浄化したり、鋼組織を微細化したりする方法が知られている。たとえば、日本国特開昭６２－２５３７２０号公報は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物元素を低減して耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開昭５９－２３２２２０号公報は、焼入れ処理を２回実施することにより結晶粒を微細化して、耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。
　油井管の高強度化の要求に応じて、最近では、１２５ｋｓｉ級（降伏強度が８６２～９６５ＭＰａ）の油井管用鋼が提案されている。しかしながら、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）は、強度が高くなるほど発生しやすい。したがって、１２５ｋｓｉ級以上の油井管用鋼に対しては、従来の９５ｋｓｉ級や１１０ｋｓｉ級の油井管用鋼よりも、耐ＳＳＣ性のさらなる改善が求められる。
　日本国特開平６－３２２４７８号公報、日本国特開平８－３１１５５１号公報、日本国特開平１１－３３５７３１号公報、日本国特開２０００－１７８６８２号公報、日本国特開２０００－２５６７８３号公報、日本国特開２０００－２９７３４４号公報、日本国特開２０００－１１９７９８号公報、日本国特開２００５－３５０７５４号公報、日本国特開２００６－２６５６５７号公報、日本国特開２０００－３１３９１９号公報及び国際公開第２００７／００７６７８号公報は、高強度の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性の改善策を提案する。
　日本国特開平６－３２２４７８号公報は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開平８－３１１５５１号公報は、直接焼入れ法を利用して焼入れ性を高め、焼戻し温度を高めるとき、１１０ｋｓｉ級～１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開平１１－３３５７３１号公報は、最適な合金成分に調整することにより、１１０ｋｓｉ級～１４０ｋｓｉ級の低合金鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開２０００－１７８６８２号公報、日本国特開２０００－２５６７８３号公報、及び日本国特開２０００－２９７３４４号公報は、炭化物の形態を制御して１１０ｋｓｉ級～１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開２０００－１１９７９８号公報は、微細なＶ炭化物を多量に析出して１１０ｋｓｉ級～１２５ｋｓｉ級の鋼材のＳＳＣの発生時間を遅らせる方法を提案する。日本国特開２００５－３５０７５４号公報は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の油井管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開２００６－２６５６５７号公報は、Ｃを多く含有し、かつ、水冷時に４００～６００℃で水冷を停止し、４００～６００℃で等温変態熱処理（オーステンパ処理）を実施してベイナイト単相組織を生成することにより、１２５ｋｓｉ級以上の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。日本国特開２０００－３１３９１９号公報及び国際公開第２００７／００７６７８号公報は、従来の油井用鋼管よりもＭｏ含有量を高めることにより鋼管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を開示する。
日本国特開昭６２－２５３７２０号公報 日本国特開昭５９－２３２２２０号公報 日本国特開平６－３２２４７８号公報 日本国特開平８－３１１５５１号公報 日本国特開平１１－３３５７３１号公報 日本国特開２０００－１７８６８２号公報 日本国特開２０００－２５６７８３号公報 日本国特開２０００－２９７３４４号公報 日本国特開２０００－１１９７９８号公報 日本国特開２００５－３５０７５４号公報 日本国特開２００６－２６５６５７号公報 日本国特開２０００－３１３９１９号公報 国際公開第２００７／００７６７８号公報
　上述したように、最近では、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８ＭＰａ以上）又は１２５ｋｓｉ級以上（降伏強度が８６２ＭＰａ以上）の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性のさらなる向上が求められている。最近の油井及びガス井は、多量の硫化水素を含有するためである。たとえば、日本国特開２００５－３５０７５４号公報及び日本国特開２００６－２６５６５７号公報は、降伏強度が１２５ｋｓｉ級の耐ＳＳＣ性に優れる油井管用鋼を開示する。しかしながら、耐ＳＳＣ評価試験で利用された試験浴は、いずれも０．１ａｔｍの硫化水素を飽和させた試験浴である。したがって、高強度の油井管用鋼においては、さらなる高圧の硫化水素を飽和させた試験浴でも優れた耐ＳＳＣ性が求められる。
　また、従来の１１０ｋｓｉ級以上の降伏強度を有する油井管は、チュービングパイプへの利用に適さない。９５ｋｓｉ級以下の降伏強度を有する油井管は、ケーシングパイプ及びチュービングパイプに利用される。しかしながら、１１０ｋｓｉ級以上の降伏強度の油井管では、切欠きが付与された場合の耐ＳＳＣ性（硫化水素環境中の応力拡大係数ＫＩＳＳＣ値）が低くなる。そのため、生産流体に直接曝されるチュービングパイプに１１０ｋｓｉ級以上の従来の油井管を利用する場合、潜在する欠陥又は孔食を起点としてＳＳＣが発生する可能性がある。したがって、１１０ｋｓｉ級以上の強度の油井管用鋼に対しては、チュービングパイプにも利用できるように、ＫＩＳＳＣ値が高いことも望まれている。
　本発明の目的は、耐ＳＳＣ性に優れた低合金油井管用鋼を提供することである。具体的には、１１０ｋｓｉ級以上（７５８ＭＰａ以上）または１２５ｋｓｉ級以上（８６２ＭＰａ以上）の降伏強度（０．２％耐力）を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐ＳＳＣ性や切欠きが付与された場合の耐ＳＳＣ性などを含む耐ＳＳＣ性に優れる低合金油井管用鋼を提供することを目的とする。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
　（１）本発明の一態様に係る低合金油井管用鋼は、化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．３５％超～１．００％、Ｓｉ：０．０５％～０．５％、Ｍｎ：０．０５％～１．０％、Ａｌ：０．００５％～０．１０、Ｍｏ：１．０％超～１０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：０％～２．０％、Ｖ：０％～０．３０％、Ｎｂ：０％～０．１％、Ｔｉ：０％～０．１％、Ｚｒ：０％～０．１％、Ｃａ：０％～０．０１％、Ｂ：０％～０．００３％であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、Ｘ線回折により得られるα相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°でＨＷとしたとき、前記半価幅ＨＷと前記化学組成中の質量％で示した炭素含有量とが、下記の式１を満たし、前記化学組成中の質量％で示した前記炭素含有量とモリブデン含有量とが、下記の式２を満たし、円相当径が１ｎｍ以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するＭ２Ｃ炭化物の個数が、１平方ミクロン当たり５個以上であり、降伏強度が７５８ＭＰａ以上である。
　ＨＷ×Ｃ１／２≦０．３８　　　（式１）
　Ｃ×Ｍｏ≧０．６　　　（式２）
　本発明の上記態様による低合金油井管用鋼は、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　（２）上記（１）に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量％で、Ｃｒ：０．１％～２．０％を含有してもよい。
　（３）上記（１）又は（２）に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量％で、Ｖ：０．０５％～０．３０％を含有してもよい。
　（４）上記（１）～（３）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量％で、Ｎｂ：０．００２％～０．１％、Ｔｉ：０．００２％～０．１％、Ｚｒ：０．００２％～０．１％のうちの少なくとも１つを含有してもよい。
　（５）上記（１）～（４）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％～０．０１％を含有してもよい。
　（６）上記（１）～（５）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼では、前記化学組成として、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．００３％を含有してもよい。
　（７）本発明の一態様に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．３５％超～１．００％、Ｓｉ：０．０５％～０．５％、Ｍｎ：０．０５％～１．０％、Ａｌ：０．００５％～０．１０％、Ｍｏ：１．０％超～１０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｎ：０．０３％以下、Ｃｒ：０％～２．０％、Ｖ：０％～０．３０％、Ｎｂ：０％～０．１％、Ｔｉ：０％～０．１％、Ｚｒ：０％～０．１％、Ｃａ：０％～０．０１％、Ｂ：０％～０．００３％であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記化学組成中の質量％で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式２を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と；前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と；前記焼入れ工程後の前記鋼材を、６８０℃以上ＡＣ１点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と；を備える。
　Ｃ×Ｍｏ≧０．６　　　（式２）
　（８）上記（７）に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程で、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度に至るまでの時間が１００秒以上６００秒以下となる条件によって連続的に冷却して焼入れしてもよい。
　（９）上記（７）に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程で、第１冷却処理として、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からＭｓ点超３００℃以下の温度範囲に至るまでの冷却速度が０．７℃／秒以上となる条件によって冷却し、恒温処理として、前記第１冷却処理後の前記鋼材を、Ｍｓ点超３００℃以下の前記温度範囲となる条件によって保持し、第２冷却処理として、前記恒温処理後の前記鋼材を冷却してもよい。
　（１０）上記（７）～（９）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のＣスケールでのロックウェル硬さをＨＲＣとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さＨＲＣが下記の式３を満たす条件によって前記鋼材を焼入れしてもよい。
　ＨＲＣ≧５０×Ｃ＋２６　　　（式３）
　（１１）上記（７）～（１０）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記熱間加工工程後で前記焼入れ工程前に、前記鋼材をノルマライズ処理するノルマライズ工程をさらに備えてもよい。
　（１２）上記（７）～（１１）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、Ｃｒ：０．１％～２．０％を含有してもよい。
　（１３）上記（７）～（１２）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、Ｖ：０．０５％～０．３０％を含有してもよい。
　（１４）上記（７）～（１３）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、Ｎｂ：０．００２％～０．１％、Ｔｉ：０．００２％～０．１％、Ｚｒ：０．００２％～０．１％のうちの少なくとも１つを含有してもよい。
　（１５）上記（７）～（１４）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％～０．０１％を含有してもよい。
　（１６）上記（７）～（１５）のいずれか１項に記載の低合金油井管用鋼の製造方法では、前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、Ｂ：０．０００３％～０．００３％を含有してもよい。
　本発明の上記態様による低合金油井管用鋼は、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　本発明の上記態様によって製造された低合金油井管用鋼は、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
　具体的には、１１０ｋｓｉ級以上（７５８ＭＰａ以上）または１２５ｋｓｉ級以上（８６２ＭＰａ以上）の降伏強度（０．２％耐力）を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐ＳＳＣ性や切欠きが付与された場合の耐ＳＳＣ性などを含む耐ＳＳＣ性に優れる低合金油井管用鋼を提供することができる。
本発明の一実施形態に係る低合金油井管用鋼に含まれるヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の透過型電子顕微鏡画像である。 同実施形態に係る低合金油井管用鋼に含まれるヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の電子回折像写真及び同定結果を示す図である。 同実施形態に係る低合金油井管用鋼の電解抽出残渣炭化物のＸ線回折による回折図形の一例である。 本発明の一実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法の焼入れ工程を説明する図であって、連続冷却処理による焼入れ工程と、恒温処理を含む焼入れ工程とを説明するための図である。 連続冷却処理による焼入れにおける、鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）と、焼割れが発生しないための冷却速度ＣＲ８－５（℃／秒）との関係を示す図である。
　以下、本発明の好適な実施形態について図面を参照して詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明を援用する。化学組成の元素に関する％は、質量％を意味する。
　本発明者らは、低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性に関する調査及び検討を行い、次の知見を得た。
　（Ａ）低合金油井管用鋼中にヘキサゴナル（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）Ｍ２Ｃ炭化物を生成することにより、耐ＳＳＣ性が高まる。ここで、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物とは、結晶構造がヘキサゴナル（六方晶）のＭ２Ｃ炭化物である。Ｍ２Ｃの「Ｍ」は、Ｍｏ又は、Ｍｏ及びＶである。
　Ｍｏ及びＣは、微細炭化物であるヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の生成を促進する。図１Ａは、本発明の同実施形態に係る低合金油井管用鋼の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）画像である。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は円盤状の微細な炭化物であり、その粒径は、円相当径で、概ね１ｎｍ～５０ｎｍである。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、立方晶のＭ２Ｃ炭化物と異なる。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、円盤状であるため、拡散性の水素をトラップしやすい。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は水素を強くトラップし、トラップされた水素は不活性となるので、ＳＳＣの発生が抑制されると考えられる。さらに、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は微細であるため、ＳＳＣの起点になりにくい。したがって、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、後述する電子顕微鏡観察及び電子線回折によって同定できる。また、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の存在自体については、後述のように電解抽出物の残渣のＸ線回折によっても確認できる。
　粒径（円相当径）が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物が１平方ミクロン（μｍ２）中に５個以上あれば、低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。なお、粒径が１ｎｍ未満のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物も存在する可能性がある。しかしながら、１ｎｍ未満のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の電子顕微鏡および電子線回折での同定は技術的に困難である。したがって、本発明では、単位面積当たりの粒径が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数で規定した。
　（Ｂ）Ｍｏ含有量を１％よりも高く、１０％以下にする。この場合、上述のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の生成が促進されるだけでなく、硫化水素環境において、水素の鋼中への侵入が抑制される。具体的には、硫化水素環境下の鋼の表面には、腐食生成物であるＦｅ硫化物が生成する。Ｍｏは、Ｆｅ硫化物中に濃化してＦｅ硫化物の鋼表面に対する保護性能を高める。そのため、硫化水素環境から鋼中への水素の侵入が抑制され、耐ＳＳＣ性が高まる。
　（Ｃ）低合金油井管用鋼ではさらに、焼入れ焼戻し時に、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物以外の他の種々の炭化物も生成する。炭化物のうち、結晶粒界又はマルテンサイト組織のラス界面に主に生成するＭ３Ｃ炭化物及びＭ２３Ｃ６炭化物を、本発明では「粒界炭化物」と定義する。ここで、Ｍ３Ｃ炭化物及びＭ２３Ｃ６炭化物の「Ｍ」は、Ｆｅ、Ｃｒ、又はＭｏである。
　粒界炭化物は、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物よりも顕著に大きく、数１００ｎｍのサイズを有する。粒界炭化物は大きいため、粒界炭化物の形状が扁平になるほど、粒界炭化物を起点として硫化物応力割れ（ＳＳＣ）が発生しやすくなる。一方、粒界炭化物の形状が球状に近づくほど、粒界炭化物からＳＳＣが発生しにくくなり、耐ＳＳＣ性が向上する。したがって、耐ＳＳＣ性を向上するためには、粒界炭化物を球状化するのが好ましい。
　焼戻し温度を高くすることにより粒界炭化物をある程度球状化することはできる。しかしながら、焼戻し温度の高温化による粒界炭化物の球状化には限界がある。そのため、焼戻し温度を高くする方法以外の他の方法により、粒界炭化物をさらに球状化できる方が好ましい。
　Ｃ含有量を高めれば、具体的には、Ｃ含有量を０．３５％よりも高くすれば、鋼中の粒界炭化物をさらに球状化することができる。そのため、耐ＳＳＣ性がさらに高まる。Ｃ含有量を高めることにより粒界炭化物が球状化する理由は、次のとおりと推定される。Ｃ含有量が高まれば、粒界炭化物の総量も増加する。そのため、各粒界炭化物中のＣｒ及びＭｏ濃度は低下し、粒界炭化物が球状化する。
　（Ｄ）鋼中の転位密度が高い場合、耐ＳＳＣ性が低下する。転位は水素のトラップサイトとして作用するためである。転位はコットレル効果によって水素を弱くトラップし、トラップされた水素は再び拡散することが可能なので、硫化物応力割れ（ＳＳＣ）の亀裂先端部に拡散して水素脆性を引き起こすと考えられる。すなわち、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を含み、かつ転位密度が低い場合、鋼中の水素は、優先的に、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物に強くトラップされる。その結果、耐ＳＳＣ性が向上する。したがって、転位密度は低い方が好ましい。
　ところで、Ｘ線回折での結晶面の半価幅は、転位密度の影響を受ける。具体的には、転位密度の増加によって半価幅は拡大する。したがって、本発明では、Ｘ線回折により得られる（２１１）結晶面の回折ピークの半価幅ＨＷ（°）を、結晶歪みの程度を示す指標とする。結晶格子の歪みが大きいほど、転位密度が高い。Ｃ含有量が０．３５％よりも高く、Ｍｏ含有量が１％よりも高い場合、半価幅ＨＷが式１を満たせば、鋼中の転位密度は十分に低く、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　ＨＷ×Ｃ１／２≦０．３８　　　（式１）
　ここで、式１のＣには、炭素含有量（質量％）が代入される。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、金属組織として、主に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含む。ただ、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトは、いずれもＢＣＣ（Ｂｏｄｙ　Ｃｅｎｔｅｒｅｄ　Ｃｕｂｉｃ）の結晶構造またはそれを含む組織に対応するので、Ｘ線回折によって、フェライトと、マルテンサイトと、ベイナイトとを区別することは難しい。本発明では、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトをα相と見なす。すなわち、上記（２１１）結晶面の回折ピークの半価幅ＨＷとは、α相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の半価幅ＨＷを意味する。
　以上より、本実施形態が規定する化学組成の範囲において、粒径が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物が１平方ミクロン（μｍ２）中に５個以上析出し、かつ、半価幅ＨＷが式１を満たせば、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　以上の知見に基づいて、本発明者らは、本発明を完成した。以下、本実施形態による低合金油井管用鋼について説明する。
　［化学組成］
　本実施形態による低合金油井管用鋼は、次に示す化学組成を有する。なお、以下の説明において、各元素の含有量の「％」は、「質量％」を意味する。また、下記する各元素の数値限定範囲には、下限値および上限値がその範囲に含まれる。ただ、下限値に「超」と示す数値限定範囲には下限値が含まれず、上限値に「未満」と示す数値限定範囲には上限値が含まれない。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、基本元素として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｍｏを含有する。
　Ｃ：０．３５％超～１．００％
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼では、炭素（Ｃ）の含有量が、従前の低合金油井管用鋼よりも多い。Ｃが多く含有されることにより、粒界炭化物の球状化が促進され、鋼の耐ＳＳＣ性が向上する。一方、Ｃが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Ｃ含有量は、０．３５％よりも高く、１．００％以下である。好ましいＣ含有量の下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．５１％であり、さらに好ましくは０．５６％である。好ましいＣ含有量の上限は、１．００％未満であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは、０．７０％である。
　Ｓｉ：０．０５％～０．５％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。一方、Ｓｉが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５％～０．５％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは、０．１３％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．５％未満であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３０％である。
　Ｍｎ：０．０５％～１．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼の焼入れ性を高める。一方、Ｍｎが過剰に含有されれば、燐（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）等の不純物元素とともに粒界に偏析する。その結果、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０５％～１．０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．０５％よりも高く、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．０％未満であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ａｌ：０．００５％～０．１０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。一方、Ａｌが過剰に含有されれば、その効果は飽和するとともに、介在物が増加する。したがって、Ａｌ含有量は、０．００５％～０．１０％である。好ましいＡｌ含有量の下限は、０．００５％よりも高く、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは、０．０２０％である。好ましいＡｌ含有量の上限は、０．１０％未満であり、さらに好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは、０．０５％である。本実施形態でいう「Ａｌ」の含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
　Ｍｏ：１．０％超～１０％
　モリブデン（Ｍｏ）は、焼入れ性を高め、組織中のマルテンサイト率を高める。そのため、Ｍｏは鋼の強度を高める。Ｍｏはさらに、硫化水素環境において、鋼の表面に形成されるＦｅ硫化物（腐食生成物）中に濃化し、Ｆｅ硫化物の鋼表面に対する保護性能を高める。これにより、鋼中への水素の侵入が抑制され、鋼の耐ＳＳＣ性が高まる。Ｍｏはさらに、微細炭化物であるヘキサゴナル（Ｈｅｘａｇｏｎａｌ）Ｍｏ２Ｃ炭化物を形成する。ヘキサゴナルＭｏ２Ｃ炭化物は拡散性水素を強く固定（トラップ）するため、水素によるＳＳＣの発生が抑制される。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は、１．０％よりも高く、１０％以下である。好ましいＭｏ含有量の下限は、１．２０％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．５５％である。好ましいＭｏ含有量の上限は１０％未満であり、さらに好ましくは４．０％であり、さらに好ましくは３．０％である。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境等から混入するものを指す。これら不純物のなかで、Ｐ、Ｓ、Ｏ、Ｎは、上記効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
　Ｐ：０．０２５％以下
　燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は、０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０２５％未満であり、さらに好ましくは０．０２０％以下であり、さらに好ましくは、０．０１５％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｓ含有量は、０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は、０．０１０％未満であり、さらに好ましくは０．００５％以下であり、さらに好ましくは、０．００３％以下である。
　Ｏ：０．０１％以下
　酸素（Ｏ）は、不純物である。Ｏが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が生成され、鋼の靭性及び耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。したがって、Ｏ含有量は、０．０１％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
　Ｎ：０．０３％以下
　窒素（Ｎ）は、不純物である。Ｎが過剰に含有されれば、粗大な窒化物が形成される。粗大な窒化物は、孔食の起点となり、耐ＳＳＣ性が低下しやすい。したがって、Ｎ含有量は０．０３％以下である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２％である。一方、微量に含有される窒素（Ｎ）は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒと結合して窒化物や炭窒化物を形成してピニング効果により鋼の組織を細粒化する。よって、微量のＮが意図的に鋼に含有されてもよい。このような効果を得るための好ましいＮ含有量の下限は、０．００３％であり、さらに好ましくは、０．００４％である。
　なお、鉄鋼の製造において、Ｎは不純物である。上述のような窒化物又は炭窒化物の効果を積極的に求めない場合は、Ｎは不純物として、０．００３％未満であってもよい。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼の化学組成は、上述の基本元素と後述の選択元素とを含有し、残部は、Ｆｅ及び上述の不純物からなる。上記したように、ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。
　［選択元素について］
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼の化学組成は、上記Ｆｅの一部に代えて、さらに、Ｃｒ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃａ、Ｂのうちの少なくとも１つの選択元素を含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
　低合金油井管用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｒを含有してもよい。
　Ｃｒ：０％～２％
　クロム（Ｃｒ）は、選択元素である。Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Ｃｒ含有量は０％～２％とする。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．１％であり、さらに好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．５％である。好ましいＣｒ含有量の上限は、２％未満であり、さらに好ましくは１．５％であり、さらに好ましくは１．０％であり、さらに好ましくは０．８％未満であり、さらに好ましくは０．７％である。
　低合金油井管用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖを含有してもよい。
　Ｖ：０％～０．３０％
　バナジウム（Ｖ）は、Ｍｏと共に、微細炭化物であるヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を生成し、耐ＳＳＣ性を高める。ここでいうヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の「Ｍ」は、Ｍｏ及びＶである。Ｖはさらに、立方晶のＭＣ炭化物（ＭはＭｏ及びＶ）を形成し、高降伏強度を得るための鋼の焼戻し温度を高める。この立方晶のＭＣ炭化物は、粒界炭化物と異なって微細であるため、ＳＳＣの起点になりにくい。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｖが過剰に含有されれば、焼入れ時に固溶するＶ量が飽和し、焼戻し温度を高める効果も飽和する。したがって、必要に応じて、Ｖ含有量は０％～０．３０％とする。好ましいＶ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．１％である。好ましいＶ含有量の上限は、０．３０％未満であり、さらに好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは、０．２０％である。
　低合金油井管用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒからなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。
　Ｎｂ：０％～０．１％
　Ｔｉ：０％～０．１％
　Ｚｒ：０％～０．１％
　ニオブ（Ｎｂ）、チタン（Ｔｉ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は、いずれも選択元素である。これらの元素は、ＣやＮと結合して炭化物、窒化物、又は炭窒化物を形成する。これらの析出物（炭化物、窒化物及び炭窒化物）は、ピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）効果により鋼の組織を細粒化する。Ｎｂ、Ｔｉ、及びＺｒからなる群から選択された１種又は２種以上が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｚｒが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Ｎｂ含有量は０％～０．１％とし、Ｔｉ含有量は０％～０．１％とし、Ｚｒ含有量は、０％～０．１％とする。Ｎｂ含有量が０．００２％以上、又は、Ｔｉ含有量が０．００２％以上、又は、Ｚｒ含有量が０．００２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。さらに好ましいＮｂ含有量、Ｔｉ含有量、及びＺｒ含有量の下限は、いずれも０．００５％である。好ましいＮｂ含有量、Ｔｉ含有量及びＺｒ含有量の上限は、いずれも０．０５％である。
　低合金油井管用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
　Ｃａ：０％～０．０１％
　カルシウム（Ｃａ）は選択元素である。Ｃａは、鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して耐ＳＳＣ性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Ｃａ含有量は、０％～０．０１％とする。好ましいＣａ含有量の下限は、０．０００３％であり、さらに好ましくは、０．０００５％である。好ましいＣａ含有量の上限は、０．００３０％であり、さらに好ましくは、０．００２％である。
　低合金油井管用鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
　Ｂ：０％～０．００３％
　ボロン（Ｂ）は選択元素である。Ｂは、鋼の焼入れ性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｂが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、必要に応じて、Ｂ含有量は、０％～０．００３％とする。好ましいＢ含有量の下限は、０．０００３％であり、さらに好ましくは、０．０００５％である。好ましいＢ含有量の上限は、０．００１５％であり、さらに好ましくは、０．００１２％である。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼の金属組織は、主に、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトを含み、また、ヘキサゴナル構造を有するＭ２Ｃ炭化物などの析出物を含む。
　［ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物について］
　低合金油井管用鋼は、１平方ミクロン当たり５個（つまり、５個／μｍ２）以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を含有する。ここで、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、ヘキサゴナル（六方晶）の炭化物であり、立方晶のＭ２Ｃ炭化物とは異なる。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の「Ｍ」は、Ｍｏ又は、Ｍｏ及びＶである。
　ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数は、次の方法で測定される。低合金油井管用鋼の任意の箇所、例えば、鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含む領域からＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）用サンプルを採取する。サンプルの採取方法は薄膜法、または抽出レプリカ法等の方法を用いる。採取されたサンプル中の１０視野をＴＥＭで観察し、各視野のＴＥＭ画像を得る。各視野の面積は１μｍ２とする。各視野の炭化物の電子線回折パターンを確認し、炭化物の種類を同定する。図１Ｂは、電子顕微鏡観察時のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の回折パターンの典型例を示す。なお、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、Ｘ線回折によっても、立方晶のＭ２Ｃ炭化物を含む他の炭化物と明確に区別することができる。したがって、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物が析出していることの確認自体は、鋼材中の炭化物を電解抽出した後、抽出残渣のＸ線回折を行うことによっても可能である。図２は、Ｘ線回折の一例を示す図である。図２の横軸はＸ線の２θ（°）を示し（ただし、θは入射角である）、縦軸は回折強度を示す。図２中の「Ｍｏ２Ｃ」、「ＭＣ」は、炭化物の種類を示す。「Ｍｏ２Ｃ」は、ヘキサゴナルＭｏ２Ｃ炭化物を示す。「ＭＣ」は、立方晶のＭＣ炭化物（ＭはＭｏ及びＶ）又は立方晶のＭ２Ｃ炭化物を示す。図２中の「（０２１）」、「（１１２）」等は、結晶面（ミラー指数）を示す。図２に示すとおり、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物は、Ｘ線回折により、立方晶のＭＣ炭化物又は立方晶のＭ２Ｃ炭化物を含む他の炭化物と明確に区別することができる。
　電子顕微鏡観察の各視野で同定された粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数をカウントし、１μｍ２当たりの平均個数を算出する。算出された平均個数を、１μｍ２あたりのヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数（個／μｍ２）と定義する。ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数が５個／μｍ２以上であれば、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
　ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の粒径は概ね１ｎｍ～５０ｎｍである。ここで、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の粒径は次の方法で測定される。画像解析により、各ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の面積を求める。求めた面積の円相当径を、そのヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の粒径と定義する。上述のように、本実施形態においては粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数を計数する。
　ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の粒径及び個数の上限値は、特に限定されない。ただ、粒径が５０ｎｍ超のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物はほとんど観察されないので、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の粒径の上限値を５０ｎｍとしてもよい。
　また、本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、上述したように、粒界炭化物の形状が球状であることが好ましい。具体的には、炭化物のうち、結晶粒界又はマルテンサイト組織のラス界面に生成するＭ３Ｃ炭化物及びＭ２３Ｃ６炭化物などの粒界炭化物のアスペクト比の平均値が、３以下であることが好ましく、２以下であることがさらに好ましい。ここで、アスペクト比とは、観察面上の粒界炭化物の長径をその短径で割った値のことである。アスペクト比は、次の方法で測定される。低合金油井管用鋼の任意の箇所、例えば、鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含む領域からサンプルを採取する。採取されたサンプル中の１０視野を、光学顕微鏡、走査型電子顕微鏡、または透過型電子顕微鏡を用いて観察する。各視野に含まれる粒界炭化物のアスペクト比を測定し、その平均値を計算すればよい。
　また、本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、上述したように、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を含むと同時に、転位密度が低いことが好ましい。
　［半価幅ＨＷについて］
　本実施形態の低合金油井管用鋼においては、Ｘ線回折法により得られるα相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の回折ピークの半価幅ＨＷ（°）は、式１を満たす。
　ＨＷ×Ｃ１／２≦０．３８　　　（式１）
　ここで、元素記号Ｃには、Ｃ含有量（質量％）が代入される。
　半価幅ＨＷは、Ｘ線回折法により、以下のとおり測定される。具体的には、低合金油井管用鋼の任意の箇所、例えば、鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含む領域からサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を化学研磨する。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線（Ｋα１）を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施する。そして、α相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°で測定する。
　具体的には、ＣｏＫα線中のＫα１とＫα２とをフィッティングにより分離して、Ｋα１のみを抽出し、試験片の（２１１）結晶面でのＫα１線の回折による半価幅（°）を求める。なお、半価幅はピーク高さの半価になる高さで測定する（ピークトップ法）。また、装置由来の半価幅に関しては、ＬａＢ６ (六ホウ化ランタン) の単結晶 (半価幅を持たない理想な単結晶) を用いて、装置由来の半価幅を測定し、これを実測された値から差し引いて補正を行えばよい。
　転位は水素の弱いトラップサイトとして作用し、トラップされた水素は再び拡散することが可能なので、耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、転位密度は低い方が好ましい。半価幅が式１を満たせば、転位密度が抑制され鋼中に拡散可能な水素が蓄積しにくいと考えられる。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。一方、半価幅が式１を満たさなければ、転位密度の抑制が不十分と考えられ、耐ＳＳＣ性が低い。
　ＨＷ×Ｃ１／２の下限値は、特に限定されない。耐ＳＳＣ性を好ましく向上させるためには、ＨＷ×Ｃ１／２の値は小さいほど好ましい。
　また、本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、本発明の一態様の効果をさらに好ましく得るために、上述した化学組成中の質量％で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが、所定の関係を満たすことが好ましい。
　［Ｃ含有量及びＭｏ含有量の関係について］
　好ましくは、低合金油井管用鋼の化学組成はさらに、式２を満たす。
　Ｃ×Ｍｏ≧０．６　　　（式２）
　ここで、式２中の元素記号Ｃには、Ｃ含有量（質量％）が代入され、元素記号Ｍｏには、Ｍｏ含有量（質量％）が代入される。
　Ｃ含有量及びＭｏ含有量が式２を満たせば、後述の製造条件で製造する場合に、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物が生成され、その個数が５個／μｍ２以上になる。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。より具体的には、１２５ｋｓｉ級以上で充分な耐ＳＳＣ性が得られ、かつ、１１０ｋｓｉ級以上で高いＫＩＳＳＣ値が得られる。
　さらに耐ＳＳＣ性を向上させるためには、Ｃ含有量及びＭｏ含有量の関係が、Ｃ×Ｍｏ≧０．６５であることが好ましく、Ｃ×Ｍｏ≧０．７であることがより好ましい。
　［組織について］
　上述したように、本実施形態の低合金油井管用鋼の組織は、焼戻しマルテンサイト及び焼戻しベイナイトの混合組織を含む。より具体的には、低合金油井管用鋼の組織は、主として、焼戻しマルテンサイトと、焼戻しベイナイトと含み、他に、炭化物や窒化物、炭窒化物等の析出物や、介在物や、残留オーステナイトを含んでもよい。ただし、残留オーステナイト率（組織全体に対する残留オーステナイトの体積率：単位は％）は、５％以下とする。残留オーステナイトは、強度のばらつきを発生させるためである。
　残留オーステナイト率は、Ｘ線回折法により、以下のとおり測定される。具体的には、製造された鋼板又は鋼管の厚さの中央部を含むサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を化学研磨する。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線（Ｋα１）を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施する。α相の（２１１）結晶面、（２００）結晶面、（１１０）結晶面に相当する結晶面の積分回折強度と、オーステナイトの（２２０）結晶面、（２００）結晶面、（１１１）結晶面の積分回折強度とから、残留オーステナイト率を定量する。
　また、本実施形態の低合金油井管用鋼のように、Ｃ含有量が高ければ、マルテンサイト変態による焼割れが発生しやすい。焼割れを抑制する方法として、焼入れ時の水冷を途中で停止して、油井管用鋼の組織をベイナイト主体の組織にする方法がある。しかしながら、組織がベイナイト主体である場合、焼入れ時に相当量の炭化物が生成する。これらの炭化物は、焼戻し時の転位の回復を遅らせる。したがって、ベイナイト主体の組織の場合、転位密度が高くなり、式１が満たされない。
　焼入れ後の組織内のマルテンサイト率が高ければ、焼戻しによって、転位密度は低減される。現状、焼入れ後の鋼中のマルテンサイトの体積率とベイナイトの体積率とを定量的に測定するのは困難である。しかしながら、焼入れ後の鋼（つまり、焼入れまま材）の硬さは、鋼中のマルテンサイト率が増えるほど、高まる。したがって、好ましくは、焼入れ後であって、焼戻し前の低合金油井管用鋼（つまり、焼入れまま材）の肉厚中央部（鋼板又は鋼管の厚さの中央部）のＣスケールでのロックウェル硬さ（ＨＲＣ）が、以下の式３を満たせば、焼戻しによって転位密度を低減するのに十分な量のマルテンサイトが鋼中に生成される。
　ロックウェル硬さ（ＨＲＣ）≧５０×Ｃ＋２６　（式３）
　たとえば、Ｃ含有量が０．６％の鋼の場合、焼入れままのロックウェル硬さ（ＨＲＣ）が５６以上であれば、焼戻し後において、転位は充分に回復し（つまり、式１が満たされ）、耐ＳＳＣ性が高まる。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、上述した化学組成と金属組織とを同時に満たすことで、降伏強度と耐ＳＳＣ性とが同時に優れるという顕著な効果を得ることができる。具体的には、上述した化学組成と金属組織とを同時に満たす本実施形態に係る低合金油井管用鋼は、降伏強度が７５８ＭＰａ以上であり、かつ高圧の硫化水素の環境下での耐ＳＳＣ性や切欠きが付与された場合の耐ＳＳＣ性などの耐ＳＳＣ性にも優れる。
　次に、本発明の一実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法について説明する。本実施形態に係る製造方法は、上記した低合金油井管用鋼の製造方法に関する。
　［製造方法］
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法では、一例として、継目無鋼管（低合金油井管）の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る低合金油井管用鋼の製造方法は、製鋼工程、鋳造工程、分塊加工工程、熱間加工工程、焼入れ工程、及び焼戻し工程を有する。
　製鋼工程として、上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、鋳造工程として、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材（鋳片）にする。連続鋳造材はたとえば、スラブやブルームである。また、溶鋼を連続鋳造法によりラウンドビレットにしてもよい。また、溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
　必要に応じて、分塊加工工程として、スラブやブルーム、インゴットを熱間分塊加工してビレット（継目無鋼管製管用ビレット）にする。熱間圧延によりビレットにしてもよいし、熱間鍛造によりビレットにしてもよい。
　熱間加工工程として、連続鋳造又は熱間分塊加工により得られたビレットを熱間加工して鋼材を製造する。本実施形態では、鋼材の形状は素管である。たとえば、熱間加工工程では、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管とする。他の熱間加工方法により素管を製造してもよい。
　焼入れ工程として、熱間加工された鋼材（素管）に対して、焼入れを実施する。焼入れ工程での焼入れは、たとえば、図３に示す連続冷却処理による焼入れＣ１０と、恒温処理を含む焼入れＣ１１とのいずれかを採用できる。本発明では、連続冷却処理による焼入れＣ１０と、恒温処理を含む焼入れＣ１１とを、いずれも「焼入れ」と定義する。本実施形態のようなＣ含有量の高い鋼では、一般的な焼入れ方法を採用する場合、管の肉厚が約１０ｍｍ以上になると、焼入れ時に焼割れが発生しやすくなる。そのため、図３に示すような焼入れ方法を採用する。なお、図３中の「Ｍｓ点」は、マルテンサイト変態開始温度を意味する。
　いずれの焼入れ（連続冷却処理による焼入れ、恒温処理を含む焼入れ）においても、鋼材の焼入れ開始温度（鋼材の焼入れ開始時の表面温度）を８５０℃～９２０℃にするのが好ましい。
　また、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）は、鋼の化学組成に依存して変化する値である。各化学組成でのＭｓ点は、一般的な推定式、例えば以下の式４によっても、あまり大きくない誤差で推定することができる。下記の推定式に関して、化学組成に含まれない元素にはゼロを代入すればよい。
　Ｍｓ（℃）＝５２１－３５３×Ｃ－２２×Ｓｉ－２４．３×Ｍｎ－７．７×Ｃｕ－１７．３×Ｎｉ－１７．７×Ｃｒ－２５．８×Ｍｏ　　　（式４）
　以下に、連続冷却処理による焼入れ、および恒温処理を含む焼入れを詳しく説明する。
　［焼入れ工程で連続冷却処理による焼入れを利用する場合］
　連続冷却処理による焼入れの場合、図３の曲線Ｃ１０に示すとおり、焼入れ開始温度から、鋼材を連続的に冷却し、鋼材の表面温度を連続的に低下する。連続冷却処理はたとえば、水槽や油槽に鋼材を浸漬して冷却する方法や、シャワー水冷、ミスト冷却、又は空冷により鋼材を冷却する方法がある。
　連続冷却処理において、鋼材の表面温度が焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）に至るまでの時間（Ｍｓ点通過時間という）は、好ましくは、１００秒以上６００秒以下である。Ｍｓ点通過時間が６００秒を超えると、式３を満たす硬度が得られにくくなり、焼入れ後の鋼組織中のマルテンサイト率が低下する。そのため、式１が満たされず、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
　また、Ｍｓ点通過時間が６００秒を超えると、冷却中に粒界炭化物が生成される。これらの粒界炭化物が生成されると、焼戻し時にこれらを核として炭化物が成長し、鋼中のＣやＭｏなどが消費される。そのため、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を好ましく生成することが難しくなる。その結果、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
　一方、Ｍｓ点通過時間が１００秒未満であると、焼入れ時に焼割れが発生しやすくなる。そのため、Ｍｓ点通過時間は１００秒以上であることが好ましい。
　鋼材が素管（鋼管）である場合であって、上記連続冷却処理による焼入れを実施するとき、鋼管外面の温度が８００℃から５００℃となるまでの間の冷却速度をＣＲ８－５（℃／秒）と定義する。素管のＣ含有量が約０．６％である場合、好ましくは、冷却速度ＣＲ８－５は、次の式５を満たす。
　ＣＲ８－５≦２８３７×ｔ－２．２　（式５）
　ここで、ｔは鋼管の肉厚（単位はｍｍ）である。
　冷却速度ＣＲ８－５が式５を満たせば、連続冷却処理による焼入れが実施された鋼管において、焼割れの発生が好ましく抑制される。焼入れ時において、鋼管の外面側と内面側とで、マルテンサイト変態の発生に時間差が生じる。そのため、鋼管内に、焼割れの原因となる残留応力が発生すると考えられる。焼入れ時の残留応力は、有限要素法（ＦＥＭ：Ｆｉｎｉｔｅ　Ｅｌｅｍｅｎｔ　Ｍｅｔｈｏｄ）による応力歪み分布解析により求めることができる。ＦＥＭ解析結果による残留応力値と、実際の鋼管の焼割れ挙動とを対応させた結果、引張残留応力が２００ＭＰａ以下であれば、本実施形態の鋼管の焼割れは抑制されることが確認できた。
　鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）が大きいほど、鋼管の内外面でのマルテンサイト変態に時間差が生じ、引張残留応力は大きくなる。冷却速度が遅ければ、上述のマルテンサイト変態の時間差が小さくなる。したがって、引張残留応力も小さくなり、焼割れの発生も抑制される。
　図４は、連続冷却処理による焼入れにおける、鋼管の肉厚ｔ（ｍｍ）と、焼割れが発生しないための冷却速度ＣＲ８－５（℃／秒）との関係を示す図である。図４中の曲線Ｃ４は、式５の右辺（＝２８３７×ｔ－２．２）を意味する。曲線Ｃ４は、引張残留応力が２００ＭＰａとなる、冷却速度ＣＲ８－５（℃／秒）と鋼管肉厚ｔ（ｍｍ）との関係を示す。
　図４を参照して、曲線Ｃ４の下側では、焼割れが抑制される。一方、曲線Ｃ４の上側では、焼割れは発生しやすくなる。したがって、好ましくは、冷却時において、冷却速度ＣＲ８－５が式５を満たすように鋼管を冷却する。この場合、特に、１００～４００ｍｍの外径と、５～１００ｍｍの肉厚とを有する継目無鋼管において、焼割れ欠陥を有さない、又は焼割れの発生が抑制される継目無鋼管が製造される。なお、式５の右辺値（＝２８３７×ｔ－２．２）は鋼中のＣ含有量が約０．６％の場合であるが、Ｃ含有量が増加すれば式５の右辺で計算されるよりも小さな冷却速度が、逆にＣ含有量が減少すれば式５の右辺で計算されるよりも大きな冷却速度が、焼割れ防止のための上限の冷却速度になる。
　すなわち、焼入れ工程で連続冷却処理による焼入れを行う場合、Ｍｓ点通過時間を制御することで、低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を向上させることが可能でなり、また、ＣＲ８－５≦２８３７×ｔ－２．２の関係から好ましい製造条件を類推することで、製造時の焼割れを好ましく防止することが可能である。
　［焼入れ工程で恒温処理を含む焼入れを利用する場合］
　図３中の恒温処理を含む焼入れ（曲線Ｃ１１）は、第１冷却処理（初期冷却）と、恒温処理と、第２冷却処理（最終冷却）とを含む。
　初期冷却では、熱間加工後の鋼材（素管）を、焼入れ開始温度からＭｓ点超～３００℃の温度範囲内に至るまで冷却し、Ｍｓ点超～３００℃の温度範囲内で冷却を停止する。冷却停止温度が３００℃を超えると、鋼組織中のベイナイト率が過剰に高くなり、大量の炭化物が生成される。そのため、焼戻し処理において転位が回復しにくく、転位密度が低下しにくい。したがって、冷却後の鋼の硬さが式３を満たさず、式１も満たされない。そのため、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
　また、冷却停止温度が３００℃を超えると、粒界炭化物が生成される。これらの粒界炭化物が生成されると、焼戻し時にこれらを核として炭化物が成長し、鋼中のＣやＭｏなどが消費される。そのため、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を好ましく生成することが難しくなる。その結果、優れた耐ＳＳＣ性が得られない。
　一方、冷却停止温度がＭｓ点以下であると、冷却速度が大きい場合に焼割れが発生しやすくなる。また、冷却停止温度がＭｓ点以下である場合は、実質的に連続冷却処理を行うことに等しくなる。
　恒温処理では、初期冷却後の鋼材を、Ｍｓ点超～３００℃の温度範囲内で一定時間保持する。恒温処理では、鋼材を上述の温度範囲に保持すれば足り、鋼材を一定温度に保持することに限定されない。恒温処理での好ましい保持時間は、５分～６０分である。
　最終冷却では、恒温処理後の鋼材を冷却する。最終冷却は、水冷であってもよいし、空冷であってもよい。要するに、最終冷却時の冷却速度は特に限定されない。
　恒温処理を含む焼入れ工程では、恒温処理の温度（Ｍｓ点超～３００℃）が、ベイナイト変態が生じやすい温度域よりも低い。したがって、恒温処理を含む焼入れ工程は、日本国特開２００６－２６５６５７号公報に記載されたオーステンパとは異なる。
　焼割れ制御の観点において、恒温処理をＭｓ点超３００℃以下で行う。この場合、初期冷却の冷却速度を十分大きくすることができる。詳細な機構は明確ではないが、この場合、恒温処理の過程で若干量析出するベイナイトが最終冷却における焼割れの発生を抑制するものと推定される。
　恒温処理を含む焼入れを利用する場合においては、初期冷却での冷却速度が、０．７℃／秒以上とすることが好ましい。０．７℃／秒未満ではフェライト・パーライト又は大量のベイナイトが生成するおそれがある。なお恒温処理を含む焼入れを利用する場合においては、適正な恒温処理である限り、焼割れを回避できるので初期冷却速度に特段の上限はない。
　また、連続冷却処理による焼入れ、及び恒温処理を含む焼入れを含む焼入れ工程では、焼入れ工程後で焼戻し工程前の鋼材の肉厚中央部のＣスケールでのロックウェル硬さをＨＲＣとしたとき、ロックウェル硬さＨＲＣが下記の式３を満たす条件によって鋼材を焼入れすることが好ましい。ロックウェル硬さＨＲＣが下記の式３を満たせば、焼戻しによって転位密度を低減するのに十分な量のマルテンサイトが鋼中に生成される。
　ＨＲＣ≧５０×Ｃ＋２６　　　（式３）
　［焼戻し工程］
　連続冷却処理による焼入れ、又は、恒温処理を含む焼入れを実施した後、鋼材に対して焼戻しを実施する。焼戻し温度は、鋼材の化学組成と、得ようとする降伏強度に応じて適宜調整される。換言すれば、焼戻し温度を調整することにより、降伏強度を７５８ＭＰａ以上、さらに好ましくは８６２ＭＰａ以上に調整できる。
　好ましい焼戻し温度は６８０℃～ＡＣ１点である。さらに好ましい焼戻し温度の下限は６９０℃であり、さらに好ましい焼戻し温度の下限は７００℃超であり、さらに好ましい焼戻し温度の下限は７１０℃である。焼戻温度がＡＣ１点以下であれば、焼戻温度が高いほどヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を好ましく生成することができる。好ましい焼戻し時間は、均熱で１０分～９０分である。
　なお、上記のＡＣ１点は、加熱時にオーステナイト変態が始まる温度である。ＡＣ１点は、鋼の化学組成に依存して変化する値である。各化学組成でのＡＣ１点は、一般的な推定式、例えば以下の式６によっても、あまり大きくない誤差で推定することができる。下記の推定式に関して、化学組成に含まれない元素にはゼロを代入すればよい。
　ＡＣ１（℃）＝７５０．８－２６．６×Ｃ＋１７．６×Ｓｉ－１１．６×Ｍｎ－２２．９×Ｃｕ－２３×Ｎｉ－２４．１×Ｃｒ＋２２．５×Ｍｏ－３９．７×Ｖ－５．７×Ｔｉ＋２３２．４×Ｎｂ－１６９．４×Ａｌ－８９４．７×Ｂ　　　（式６）
　鋼材の化学組成が上述した式２を満たす場合、上述の好ましい焼戻し温度で焼戻しを実施することにより、鋼中に粒径が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物が５個／μｍ２以上析出し、耐ＳＳＣ性が高まる。
　以上の工程により、降伏強度と耐ＳＳＣ性とが同時に優れた低合金油井管（継目無鋼管）用鋼が製造される。特に、上記の焼入れ工程と焼戻し工程とを複合的に制御することで、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の生成と転位密度の制御とを同時に制御することが可能となる。
　上述の製造方法例では、熱間加工工程後に焼入れ工程を実施する。しかしながら、熱間加工工程と焼入れ工程との間に、鋼材をノルマライズ（焼準）処理するノルマライズ工程を実施してもよい。具体的には、熱間加工工程後の鋼材（素管）を、ＡＣ３点以上の高い温度で一定時間保持し、その後放冷する。好ましい保持温度は、９００℃～９２０℃である。保持時間はたとえば、５分～６０分である。なお、上記のＡＣ３点は、加熱時にオーステナイト変態が終了する温度である。
　ノルマライズ処理は通常、熱間加工工程後、鋼材を常温に冷却した後、ＡＣ３点以上に加熱する。しかしながら、ノルマライズ処理は、熱間加工工程後、鋼材をそのままＡｒ３点以上の温度に保持することにより実施されてもよい。なお、上記のＡｒ３点は、冷却時にフェライト変態が始まる温度である。
　ノルマライズ処理を実施すれば、鋼の結晶粒が微細化する。具体的には、ノルマライズ処理後の焼入れ後において、（つまり、焼入れまま材において）旧オーステナイト結晶粒の粒度番号がＡＳＴＭ　Ｅ１１２に規定される１０以上になる。結晶粒の微細化により、耐ＳＳＣ性がさらに向上する。
　上記製造方法例では、鋼材を素管又は鋼管として、継目無鋼管の製造方法を説明した。しかしながら、鋼材の形状は特に限定されない。鋼材は板材や、棒鋼、線材であってもよい。
　さらに、上述の製造方法例では、式２を満たす化学組成の鋼材を用いて、焼戻し温度を規定して、鋼中に粒径が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物を５個／μｍ２以上生成する。しかしながら、他の製造条件により、粒径が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃを鋼中に５個／μｍ２以上析出させてもよい。
　表１及び表２に示す化学組成を有する鋼Ａ～Ｚ及び鋼ＡＡ～ＡＧのインゴットを製造した。また、表２中に、上記した式４から計算されるＭｓ点、および式６から計算されるＡＣ１点を示す。なお、表中で、下線付き数値は本発明の範囲外であることを示し、空欄は合金元素を意図的に添加していないことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２中の「Ｆ２」欄には、次の式７により得られた値が記載される。
　Ｆ２＝Ｃ×Ｍｏ　　　（式７）
　要するに、Ｆ２は式２の左辺である。
　鋼Ａ～鋼Ｕの化学組成はいずれも、本発明の範囲内であり、かつ、Ｆ２が式２を満たした。一方、鋼Ｖ～Ｚ、鋼ＡＢ～ＡＥにおいては、いずれかの元素の含有量が本発明の範囲外であった。鋼ＡＡ、ＡＦ及びＡＧの化学組成は本発明の範囲内であったが、式２を満たさなかった。
　各インゴットの重量は３０ｋｇ～１５０ｋｇであった。各インゴットから、ブロックを採取した。ブロックを１２５０℃に加熱した。加熱されたブロックを熱間鍛造及び熱間圧延して、１５ｍｍ～２５ｍｍの厚さを有する鋼材（板材）を製造した。
　製造された板材に対して、焼入れ焼戻し処理、又は、ノルマライズ処理後に焼入れ焼戻しを実施し、板材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８ＭＰａ以上）及び１２５ｋｓｉ級（８６２ＭＰａ以上）に調整した。
　ノルマライズ処理では、ＡＣ３点以上の温度（９２０℃）で１０分均熱し、その後、放冷した。一方、焼入れ及び焼戻しは、次のとおり実施した。
　［焼入れ］
　焼入れ時の焼入れ開始温度を８５０℃～９２０℃の範囲に調整した。
　［連続冷却処理による焼入れ］
　連続冷却処理による焼入れを行う場合、板材を焼入れ開始温度に加熱した後、シャワー冷却、ミスト冷却又は空冷により、Ｍｓ点通過時間（焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）に至るまでの時間）ＴＣＣ（秒）を調整した。
　［恒温処理を含む焼入れ］
　恒温処理を含む焼入れを行う場合、塩浴冷却又は水冷により、０．７℃／秒以上の冷却速度で第１冷却処理（初期冷却）を実施した。冷却途中で板材の引き上げを行い、初期冷却における冷却停止温度ＡＴＩＣ（℃）を変化させた。冷却停止温度ＡＴＩＣで、２５分～４０分保持した（恒温処理）後、常温まで水冷した（第２冷却処理（最終冷却））。
　［焼入れまま材に対する試験］
　焼入れ後の板材（以下、焼入れまま材という）に対して、以下の試験を実施した。
　［焼入れまま材の硬さ試験］
　焼入れまま材の硬さを、以下の方法により測定した。焼入れまま材を板厚方向に沿って切断した。そして、断面の板厚中央部のＣスケールでのロックウェル硬さＨＲＣを、ＪＩＳ（Ｊａｐａｎｅｓｅ　Ｉｎｄｕｓｔｒｉａｌ　Ｓｔａｎｄａｒｄ）　Ｇ０２０２に基づいて求めた。具体的には、断面の板厚中央部の任意の３点において、ロックウェル硬さＨＲＣを求めた。求めた３点のロックウェル硬さＨＲＣの平均を、対応するマークの硬さと定義した。
　［旧オーステナイト結晶粒度試験］
　さらに、焼入れまま材を用いて、旧オーステナイト結晶粒度試験を実施した。具体的には、焼入れまま材を板厚方向に沿って切断した。そして、切断された板材を樹脂埋めして研磨し、この断面をピクリン酸によりエッチングした。エッチングされた断面を観察し、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を決定した。
　［焼戻し］
　焼入れ後の板材に対して、焼戻しを実施した。焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）を制御して、各板材の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８ＭＰａ以上）及び１２５ｋｓｉ級（８６２ＭＰａ以上）に調整した。
　［焼戻し後の板材に対する評価試験］
　焼入れ焼戻しが実行された板材を用いて、以下の評価試験を実施した。
　［半価幅測定試験及び残留オーステナイト率測定試験］
　焼戻し後の板材から試験片を採取した。試験片の表面をエメリー紙で研磨した。研磨が進むほど、粒度の細かいエメリー紙を使用した。１２００番のエメリー紙で試験片の表面を研磨した後、微量の弗酸を含有した常温の過酸化水素水中に試験片を浸漬し、研磨により試験片の表面に形成された加工硬化層を除去した。加工硬化層が除去された試験片に対して３０ｋＶ、１００ｍＡの条件でＣｏＫα線（Ｋα１、波長は１．７８８９Å）を用いてＸ線回折試験を行い、試験片のα相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の回折ピークの半価幅（°）を求めた。
　具体的には、ＣｏＫα線中のＫα１とＫα２をフィッティングにより分離して、Ｋα１のみを抽出し、試験片のαＦｅ（２１１）面でのＫα１線の回折による半価幅（°）を求めた。なお、半価幅はピーク高さの半価になる高さで測定した（ピークトップ法）。また、装置由来の半価幅に関しては、ＬａＢ６ (六ホウ化ランタン) の単結晶 (半価幅を持たない理想な単結晶) を用いて、装置由来の半価幅を測定し、これを実測された値から差し引いて補正を行った。
　さらに、上述のＸ線回折法により、残留オーステナイト率（全体に対する残留オーステナイトの体積率（％））を測定した。具体的には、鋼材の厚さ方向の中央部を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルの表面を化学研磨した。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線（Ｋα１、波長は１．７８８９Å）を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施した。α相の（２１１）結晶面、（２００）結晶面、（１１０）結晶面に相当する結晶面の積分回折強度と、オーステナイトの（２２０）結晶面、（２００）結晶面、（１１１）結晶面の積分回折強度とから、残留オーステナイト率を定量した。
　［降伏強度試験］
　焼戻し後の各板材から、板材の長手方向または圧延方向と、引張方向とが同じとなるように、外径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏強度（０．２％耐力、単位はＭＰａ）を求めた。
　［耐ＳＳＣ性試験］
　耐ＳＳＣ性試験では、降伏強度が１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の板材を用いて、定荷重引張試験及びオートクレーブ試験を実施した。
　［定荷重引張試験］
　各板材から、板材の長手方向または圧延方向と引張方向とが同じとなる平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部の外径は６．３５ｍｍであり、長さは２５．４ｍｍであった。ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに基づいて、常温（２５℃）において試験浴中で定荷重引張試験を実施した。試験浴にはＡ浴を利用した。Ａ浴は、常温であり、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液であった。
　試験片をＡ浴に浸漬した。Ａ浴中の試験片に対して、実降伏強度（各マークの降伏強度）の９０％の定荷重を負荷した。７２０時間経過後の試験片に破断が発生しているか否かを観察した。破断が発生しなかった板材は耐ＳＳＣ性に優れると評価した。
　［オートクレーブ試験］
　近年増加している１ａｔｍ以上の圧力の硫化水素を含有する井戸環境での鋼材の使用を想定し、Ｂ浴を利用したオートクレーブ試験を実施した。Ｂ浴は、１０ａｔｍの硫化水素を飽和させた５％ＮａＣｌ水溶液であった。具体的な試験方法は次のとおりとした。
　各板材から、２ｍｍ×１０ｍｍ×７５ｍｍの４点曲げ試験片を採取した。４点曲げ治具を用いて、採取された４点曲げ試験片に、ＡＳＴＭ　Ｇ３９に準拠して、実降伏強度（各マークの降伏強度）の９０％の応力を負荷した。応力が負荷された４点曲げ試験片をオートクレーブ内に配置した。４点曲げ試験片を配置した後、脱気した５％ＮａＣｌ水溶液をオートクレーブ内に注入した。その後、１０ａｔｍの硫化水素を封入した。以上の工程により、オートクレーブ内に、Ｂ浴が作製され、Ｂ浴中に４点曲げ試験片が浸漬された。１０ａｔｍの硫化水素を封入してから７２０時間経過した後、試験片に割れが発生しているか否かを目視観察した。割れが発生していなかった場合、その板材は耐ＳＳＣ性に優れると評価した。なお、試験中のオートクレーブ中の圧力は、常に１０ａｔｍになるよう調整した。
　［ＤＣＢ試験］
　降伏強度が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上の板材から、厚さ１０ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのＤＣＢ（Ｄｏｕｂｌｅ　Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ　Ｂｅａｍ）試験片を採取した。採取したＤＣＢ試験片を用いて、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　Ｍｅｔｈｏｄ　Ｄに基づいて、ＤＣＢ試験を実施した。試験浴にはＢ浴を使用した。Ｂ浴にＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬した。３３６時間経過後、ＤＣＢ試験片に発生したき裂進展長さを測定した。測定したき裂進展長さに基づいて、応力拡大係数ＫＩＳＳＣ（ｋｓｉ√ｉｎ）を求めた。応力拡大係数ＫＩＳＳＣが、２５ｋｓｉ√ｉｎ以上の板材は耐ＳＳＣ性に優れると評価した。
　［耐ＳＳＣ性試験結果］
　表３～表６に、製造条件及び耐ＳＳＣ試験結果を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表３及び表４中の「ノルマライズ」欄の「有」は、対応するマークの鋼材に対して、ノルマライズ処理が実施されたことを示す。「冷却方法」欄の「ＣＣ」は、対応するマークの鋼に対して、連続冷却処理による焼入れが実施されたことを示す。「ＩＣ」は、対応するマークの鋼に恒温処理を含む焼入れが実施されたことを示す。「ＴＣＣ」欄には、連続冷却処理におけるＭｓ点通過時間ＴＣＣ（秒）が示される。「ＡＴＩＣ」欄には、恒温処理を含む焼入れにおける初期冷却の冷却停止温度ＡＴＩＣ（℃）が示される。「硬さＨＲＣ」欄には、対応するマークのロックウェル硬さ（ＨＲＣ）が示される。「粒度番号」欄には、対応するマークの旧オーステナイト粒度番号が示される。「Ｆ３」欄には、式３の右辺の値Ｆ３＝５０Ｃ＋２６が示される。表５及び表６中の「焼戻し」欄の「温度」欄及び「時間」欄には、対応するマークの焼戻し温度（℃）及び焼戻し時間（分）が示される。「ＨＷ」欄には、対応するマークの半価幅（°）が示される。「Ｆ１」欄には、式１の左辺Ｆ１＝ＨＷ×Ｃ１／２の値が示される。「Ｍ２Ｃ」欄には、ヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数（個／μｍ２）が示される。「ＹＳ」欄には、対応するマークの降伏強度（ＭＰａ）が示される。
　「ＳＳＣ試験」には、Ａ浴及びＢ浴での耐ＳＳＣ性試験結果が示される。「無」は、割れが発生しなかったことを示す。「有」は割れが発生したことを示す。
　なお、マーク１～７０の全ての残留オーステナイト率は０％であった。
　表３～表６を参照して、マーク１～５３の鋼材の化学組成はいずれも、本発明による低合金油井管用鋼の化学組成の範囲内であった。さらに、マーク１～５３の鋼材では、Ｆ１値が０．３８以下であり、式１を満たした。さらに、マーク１～５３の鋼材では、粒径（円相当径）が１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物が５個／μｍ２以上であった。さらに、マーク１～５３の鋼材では、粒界炭化物のアスペクト比の平均値が３以下であった。そのため、マーク１～５３の鋼材では、Ａ浴及びＢ浴いずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察されなかった。
　なお、ノルマライズ処理が実施されたマーク（３、４、７、８、１１、１２、１５、１６、１９、２０、２３、２４、２６～２８、３２、３３、３５，３６、３８、３９、４１、及び４２）の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は１０以上であり、同じ鋼種でノルマライズ処理を実施しなかったマーク（たとえば、マーク４に対するマーク１等）と比較して、細粒化された。
　一方、マーク５４、５５、５７及び５８では、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式２を満たすものの、連続冷却処理による焼入れでのＭｓ点通過時間ＴＣＣが６００秒を超えた。さらに、焼戻し温度が６８０℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さがＦ３値よりも低く式３を満たさず、Ｆ１値が０．３８を超えて式１を満たさず、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物も５個／μｍ２未満であった。そのため、マーク５４、５５、５７及び５８では、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。なお、５４、５５、５７及び５８と同様の焼入れを行った鋼について、７２０℃で３０分の焼戻しを行った鋼を試作したが、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を達成することができなかったのでその他の評価を行わなかった。
　マーク５６は、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式２を満たした。しかしながら、恒温処理を含む焼入れにおける冷却停止温度ＡＴＩＣが３００℃を超えた。さらに、焼戻し温度が６８０℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さが式３を満たさず、Ｆ１値が０．３８を超えて式１を満たさず、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物も５個／μｍ２未満であった。そのため、マーク５６では、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。
　マーク５９では、Ｃ含有量が本発明のＣ含有量の下限未満であった。そのため、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。Ｃ含有量が少なすぎ、粒界炭化物が充分に球状化しなかったと推定される。
　マーク６０では、Ｍｎ含有量が本発明の上限を超えた。マーク６１では、Ｐ含有量が本発明の上限を超えた。マーク６２は、Ｓ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。過剰なＭｎ、Ｐ、Ｓが粒界に偏析し、耐ＳＳＣ性が低下したと考えられる。
　マーク６３、６５及び６６では、Ｍｏ含有量が本発明の下限未満であった。そのため、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数が５個／μｍ２未満であった。マーク６３、６５及び６６はそのため、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。
　マーク６４、６９及び７０の化学組成は本発明の範囲内であったものの、式２を満たさず、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数が５個／μｍ２未満であった。マーク６４、６９及び７０はそのため、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。
　マーク６７のＣ含有量は本発明の下限未満であり、式２も満たさなかった。そのため、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物の個数が５個／μｍ２未満であった。そのため、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。
　マーク６８の鋼材はＡｌを含有せず、さらに、Ｏ含有量が本発明の上限を超えた。そのため、Ａ浴及びＢ浴のいずれの耐ＳＳＣ性試験においても、割れが観察された。
　［ＤＣＢ試験結果］
　表７及び表８に、製造条件及びＤＣＢ試験結果を示す。なお、表７及び表８の表示方法や略語は、表３～表６と対応する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　表８中の「ＫＩＳＳＣ」欄には、対応するマークの鋼の応力拡大係数ＫＩＳＳＣ（ｋｓｉ√ｉｎ）が示される。
　表７及び表８を参照して、マーク７１～９３の鋼材の化学組成はいずれも、本発明による低合金油井管用鋼の化学組成の範囲内であった。さらに、マーク７１～９３の鋼材では、Ｆ１値が０．３８以下であり、式１を満たした。さらに、マーク７１～９３の鋼材では、粒径１ｎｍ以上のＭ２Ｃが５個／μｍ２以上であった。さらに、マーク７１～９３の鋼材では、粒界炭化物のアスペクト比の平均値が３以下であった。そのため、マーク７１～９３の鋼材の応力拡大係数ＫＩＳＳＣは、２５ｋｓｉ√ｉｎ以上と高かった。なお、ノルマライズ処理が実施されたマーク７８及び８２の旧オーステナイト結晶粒度は、１０以上であった。
　一方、マーク９４、９５及び９７では、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式２を満たすものの、連続冷却処理による焼入れでのＭｓ点通過時間ＴＣＣが６００秒を超えた。さらに、焼戻し温度が６８０℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さが式３を満たさず、Ｆ１値が０．３８を超えて式１を満たさず、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物も５個／μｍ２未満であった。そのため、マーク９４、９５及び９７の鋼材の応力拡大係数ＫＩＳＳＣはいずれも、２５ｋｓｉ√ｉｎ未満と低かった。
　マーク９６では、化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、式２を満たした。しかしながら、恒温処理を含む焼入れにおける冷却停止温度ＡＴＩＣが３００℃を超えた。さらに、焼戻し温度が６８０℃未満であった。そのため、焼入れまま材でのロックウェル硬さが式３を満たさず、Ｆ１値が０．３８を超えて式１を満たさず、粒径１ｎｍ以上のヘキサゴナルＭ２Ｃ炭化物も５個／μｍ２未満であった。そのため、マーク９６の鋼材の応力拡大係数ＫＩＳＳＣは、２５ｋｓｉ√ｉｎ未満と低かった。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
　本発明の上記態様によれば、耐ＳＳＣ性に優れた低合金油井管用鋼の提供が可能となる。具体的には、１１０ｋｓｉ級以上（７５８ＭＰａ以上）または１２５ｋｓｉ級以上（８６２ＭＰａ以上）の降伏強度を有し、かつ、高圧の硫化水素の環境下での耐ＳＳＣ性や切欠きが付与された場合の耐ＳＳＣ性などを含む耐ＳＳＣ性に優れる低合金油井管用鋼を提供することが可能となるので、産業上の利用可能性が高い。
　Ｃ１０　　連続冷却処理による焼入れ工程
　Ｃ１１　　恒温処理を含む焼入れ工程
　Ｃ４　　　冷却速度と鋼管肉厚との関係

Claims (16)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．３５％超～１．００％、
    　Ｓｉ：０．０５％～０．５％、
    　Ｍｎ：０．０５％～１．０％、
    　Ａｌ：０．００５％～０．１０％、
    　Ｍｏ：１．０％超～１０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下、
    　Ｎ：０．０３％以下、
    　Ｃｒ：０％～２．０％、
    　Ｖ：０％～０．３０％、
    　Ｎｂ：０％～０．１％、
    　Ｔｉ：０％～０．１％、
    　Ｚｒ：０％～０．１％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｂ：０％～０．００３％、
    であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　Ｘ線回折により得られるα相の（２１１）結晶面に相当する結晶面の半価幅を単位°でＨＷとしたとき、前記半価幅ＨＷと前記化学組成中の質量％で示した炭素含有量とが、下記の式１を満たし、
    　前記化学組成中の質量％で示した前記炭素含有量とモリブデン含有量とが、下記の式２を満たし、
    　円相当径が１ｎｍ以上であり、かつヘキサゴナル構造を有するＭ２Ｃ炭化物の個数が、１平方ミクロン当たり５個以上であり、
    　降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、
    ことを特徴とする油井管用鋼。
    　ＨＷ×Ｃ１／２≦０．３８　　　（式１）
    　Ｃ×Ｍｏ≧０．６　　　（式２）
  2. 　前記化学組成として、質量％で、
    　Ｃｒ：０．１％～２．０％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項１に記載の油井管用鋼。
  3. 　前記化学組成として、質量％で、
    　Ｖ：０．０５％～０．３０％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項１又は２に記載の油井管用鋼。
  4. 　前記化学組成として、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００２％～０．１％、
    　Ｔｉ：０．００２％～０．１％、
    　Ｚｒ：０．００２％～０．１％、
    のうちの少なくとも１つを含有する、ことを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の油井管用鋼。
  5. 　前記化学組成として、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の油井管用鋼。
  6. 　前記化学組成として、質量％で、
    　Ｂ：０．０００３％～０．００３％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項１～５のいずれか１項に記載の油井管用鋼。
  7. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．３５％超～１．００％、
    　Ｓｉ：０．０５％～０．５％、
    　Ｍｎ：０．０５％～１．０％、
    　Ａｌ：０．００５％～０．１０％、
    　Ｍｏ：１．０％超～１０％、
    　Ｐ：０．０２５％以下、
    　Ｓ：０．０１０％以下、
    　Ｏ：０．０１％以下、
    　Ｎ：０．０３％以下、
    　Ｃｒ：０％～２．０％、
    　Ｖ：０％～０．３０％、
    　Ｎｂ：０％～０．１％、
    　Ｔｉ：０％～０．１％、
    　Ｚｒ：０％～０．１％、
    　Ｃａ：０％～０．０１％、
    　Ｂ：０％～０．００３％、
    であり、残部がＦｅ及び不純物からなり、前記化学組成中の質量％で示した炭素含有量とモリブデン含有量とが下記の式２を満たす鋼片を、熱間加工して鋼材を得る熱間加工工程と；
    　前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れする焼入れ工程と；
    　前記焼入れ工程後の前記鋼材を、６８０℃以上ＡＣ１点以下の温度範囲で焼戻しする焼戻し工程と；を備える
    ことを特徴とする油井管用鋼の製造方法。
    　Ｃ×Ｍｏ≧０．６　　　（式２）
  8. 　前記焼入れ工程で、
    　前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からマルテンサイト変態開始温度に至るまでの時間が１００秒以上６００秒以下となる条件によって連続的に冷却して焼入れする、ことを特徴とする請求項７に記載の油井管用鋼の製造方法。
  9. 　前記焼入れ工程で、
    　第１冷却処理として、前記熱間加工工程後の前記鋼材を、焼入れ開始温度からＭｓ点超３００℃以下の温度範囲に至るまでの冷却速度が０．７℃／秒以上となる条件によって冷却し、
    　恒温処理として、前記第１冷却処理後の前記鋼材を、Ｍｓ点超３００℃以下の前記温度範囲となる条件によって保持し、
    　第２冷却処理として、前記恒温処理後の前記鋼材を冷却する、
    ことを特徴とする請求項７に記載の油井管用鋼の製造方法。
  10. 　前記焼入れ工程後で前記焼戻し工程前の前記鋼材の肉厚中央部のＣスケールでのロックウェル硬さをＨＲＣとしたとき、前記焼入れ工程で、前記ロックウェル硬さＨＲＣが下記の式３を満たす条件によって前記鋼材を焼入れする、ことを特徴とする請求項７～９のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
    　ＨＲＣ≧５０×Ｃ＋２６　　　（式３）
  11. 　前記熱間加工工程後で前記焼入れ工程前に、前記鋼材をノルマライズ処理するノルマライズ工程をさらに備える、ことを特徴とする請求項７～１０のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
  12. 　前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、
    　Ｃｒ：０．１％～２．０％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項７～１１のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
  13. 　前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、
    　Ｖ：０．０５％～０．３０％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項７～１２のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
  14. 　前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、
    　Ｎｂ：０．００２％～０．１％、
    　Ｔｉ：０．００２％～０．１％、
    　Ｚｒ：０．００２％～０．１％、
    のうちの少なくとも１つを含有する、ことを特徴とする請求項７～１３のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
  15. 　前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３％～０．０１％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項７～１４のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
  16. 　前記鋼片が、前記化学組成として、質量％で、
    　Ｂ：０．０００３％～０．００３％、
    を含有する、ことを特徴とする請求項７～１５のいずれか１項に記載の油井管用鋼の製造方法。
     
     
     
     
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ES13806344.1T ES2690121T3 (es) 2012-06-20 2013-06-17 Acero para tubo de pozo de petróleo, tubo de pozo de petróleo, y método para producir el mismo
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EA201492150A EA025937B1 (ru) 2012-06-20 2013-06-17 Сталь для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства
AU2013278437A AU2013278437B9 (en) 2012-06-20 2013-06-17 Steel for oil well pipe, and method for producing same
CN201380032353.3A CN104395489B (zh) 2012-06-20 2013-06-17 油井管用钢及其制造方法
UAA201413584A UA115060C2 (uk) 2012-06-20 2013-06-17 Сталь для трубних виробів нафтопромислового сортаменту і спосіб її виробництва
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Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016013205A1 (ja) * 2014-07-25 2016-01-28 新日鐵住金株式会社 低合金油井用鋼管
WO2016035316A1 (ja) * 2014-09-04 2016-03-10 新日鐵住金株式会社 厚肉油井用鋼管及びその製造方法
WO2016038810A1 (ja) * 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2016079908A1 (ja) * 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
CN105874093A (zh) * 2014-06-09 2016-08-17 新日铁住金株式会社 低合金油井用钢管
JP2017061746A (ja) * 2015-09-25 2017-03-30 新日鐵住金株式会社 鋼材及び摺動部品、並びに鋼材の製造方法
JP2017066521A (ja) * 2015-09-28 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 機械構造用部品
CN106795603A (zh) * 2014-10-01 2017-05-31 新日铁住金株式会社 高强度油井用钢材和油井管
JP2017166019A (ja) * 2016-03-16 2017-09-21 新日鐵住金株式会社 高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法
EP3231884A4 (en) * 2014-12-12 2018-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Low-alloy steel for oil well tubular, and method for manufacturing low-alloy steel oil well tubular
WO2018225869A1 (ja) * 2017-06-09 2018-12-13 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系合金管及びその製造方法
US10443114B2 (en) 2016-03-04 2019-10-15 Nippon Steel Corporation Steel material and oil-well steel pipe
WO2019198460A1 (ja) * 2018-04-09 2019-10-17 日本製鉄株式会社 鋼管、及び、鋼管の製造方法
WO2020166668A1 (ja) * 2019-02-15 2020-08-20 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材
CN113186468A (zh) * 2021-04-30 2021-07-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高持久性能石油裂化管用钢及其热处理方法和生产方法
JPWO2021131461A1 (ja) * 2019-12-26 2021-12-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度継目無鋼管およびその製造方法
JPWO2024071354A1 (ja) * 2022-09-29 2024-04-04
JP2024059047A (ja) * 2022-10-17 2024-04-30 日本製鉄株式会社 スチールピストン

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BR112017026771B1 (pt) * 2015-06-22 2022-02-01 Hitachi Metals, Ltd Método para produzir um material de aço de ferramenta de alta velocidade, e, produto de aço de ferramenta de alta velocidade
EP3425078B1 (en) * 2016-03-04 2020-03-25 Nippon Steel Corporation Steel material and oil-well steel pipe
WO2018066689A1 (ja) * 2016-10-06 2018-04-12 新日鐵住金株式会社 鋼材、油井用鋼管、及び、鋼材の製造方法
MX2019008642A (es) * 2017-01-24 2019-09-23 Nippon Steel Corp Material de acero y metodo para la produccion del material de acero.
AR114708A1 (es) * 2018-03-26 2020-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
AR114712A1 (es) * 2018-03-27 2020-10-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero adecuado para uso en entorno agrio
CN114667662B (zh) * 2019-11-15 2024-10-01 日本制铁株式会社 转子芯、转子和旋转电机
RU2719618C1 (ru) * 2019-12-04 2020-04-21 Акционерное общество "Первоуральский новотрубный завод" (АО "ПНТЗ") Горячекатаная бесшовная насосно-компрессорная труба повышенной эксплуатационной надежности для нефтепромыслового оборудования
MX2022012281A (es) * 2020-04-01 2022-10-27 Nippon Steel Corp Material de acero.
JP7364993B1 (ja) * 2022-04-22 2023-10-19 日本製鉄株式会社 鋼材
CN117702010A (zh) * 2023-11-24 2024-03-15 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高强韧耐腐蚀超深井用页岩气井管用钢及和生产页岩气井管的热处理工艺

Citations (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232220A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法
JPS62253720A (ja) 1986-04-25 1987-11-05 Nippon Steel Corp 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法
JPH06322478A (ja) 1993-02-26 1994-11-22 Nippon Steel Corp 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法
JPH08311551A (ja) 1995-05-15 1996-11-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
JPH11286720A (ja) * 1998-04-03 1999-10-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JPH11335731A (ja) 1998-05-21 1999-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JP2000119798A (ja) 1998-10-13 2000-04-25 Nippon Steel Corp 硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼及び油井用鋼管
JP2000178682A (ja) 1998-12-09 2000-06-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP2000297344A (ja) 1999-04-09 2000-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP2000313919A (ja) 1999-04-28 2000-11-14 Nippon Steel Corp 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼材の製造方法
JP2005350754A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP2006265657A (ja) 2005-03-24 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
WO2007007678A1 (ja) 2005-07-08 2007-01-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
WO2010150915A1 (ja) * 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2012026030A (ja) * 2010-06-21 2012-02-09 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5938865A (en) * 1995-05-15 1999-08-17 Sumitomo Metal Industries, Ltc. Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance
AR023265A1 (es) * 1999-05-06 2002-09-04 Sumitomo Metal Ind Material de acero de elevada resistencia para un pozo petrolero, excelente en el craqueo de la tension de sulfuros y metodo para producir un material deacero de elevada resistencia.
AR047467A1 (es) 2004-01-30 2006-01-18 Sumitomo Metal Ind Tubo de acero sin costura para pozos petroliferos y procedimiento para fabricarlo
JP4135691B2 (ja) 2004-07-20 2008-08-20 住友金属工業株式会社 窒化物系介在物形態制御鋼
JP4973663B2 (ja) * 2007-03-30 2012-07-11 住友金属工業株式会社 低合金油井管用鋼および継目無鋼管
JP4251229B1 (ja) * 2007-09-19 2009-04-08 住友金属工業株式会社 高圧水素ガス環境用低合金鋼および高圧水素用容器
CN101343715B (zh) 2008-09-03 2011-07-13 天津钢管集团股份有限公司 高强高韧x70厚壁无缝管线钢及制造方法
FR2942808B1 (fr) 2009-03-03 2011-02-18 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures.
JP4926255B2 (ja) * 2010-02-12 2012-05-09 株式会社フジタ プレキャストコンクリート部材の連結固定構造
CN102812145A (zh) 2010-03-11 2012-12-05 新日本制铁株式会社 耐延迟断裂特性优异的高强度钢材和高强度螺栓及其制造方法
FR2960883B1 (fr) * 2010-06-04 2012-07-13 Vallourec Mannesmann Oil & Gas Acier faiblement allie a limite d'elasticite elevee et haute resistance a la fissuration sous contrainte par les sulfures
BR112014019065B1 (pt) 2012-03-07 2019-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método para produção de um material de aço resistente com resistência à fratura por tensão de sulfeto

Patent Citations (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS59232220A (ja) 1983-06-14 1984-12-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物腐食割れ性に優れた高強度鋼の製法
JPS62253720A (ja) 1986-04-25 1987-11-05 Nippon Steel Corp 硫化物応力割れ抵抗性に優れた低合金高張力油井用鋼の製造方法
JPH06322478A (ja) 1993-02-26 1994-11-22 Nippon Steel Corp 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法
JPH08311551A (ja) 1995-05-15 1996-11-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法
JPH11286720A (ja) * 1998-04-03 1999-10-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JPH11335731A (ja) 1998-05-21 1999-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度鋼材の製造方法
JP2000119798A (ja) 1998-10-13 2000-04-25 Nippon Steel Corp 硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼及び油井用鋼管
JP2000178682A (ja) 1998-12-09 2000-06-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼
JP2000256783A (ja) 1999-03-11 2000-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度油井用鋼およびその製造方法
JP2000297344A (ja) 1999-04-09 2000-10-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼およびその製造方法
JP2000313919A (ja) 1999-04-28 2000-11-14 Nippon Steel Corp 耐硫化物割れ性に優れた高強度油井用鋼材の製造方法
JP2005350754A (ja) 2004-06-14 2005-12-22 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP2006265657A (ja) 2005-03-24 2006-10-05 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法
WO2007007678A1 (ja) 2005-07-08 2007-01-18 Sumitomo Metal Industries, Ltd. 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
JP2007016291A (ja) * 2005-07-08 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐硫化物応力割れ性に優れた低合金油井管用鋼
WO2010150915A1 (ja) * 2009-06-24 2010-12-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP2012026030A (ja) * 2010-06-21 2012-02-09 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管及びその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP2865775A4

Cited By (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105874093A (zh) * 2014-06-09 2016-08-17 新日铁住金株式会社 低合金油井用钢管
JPWO2016013205A1 (ja) * 2014-07-25 2017-06-01 新日鐵住金株式会社 低合金油井用鋼管
WO2016013205A1 (ja) * 2014-07-25 2016-01-28 新日鐵住金株式会社 低合金油井用鋼管
AU2015291875B2 (en) * 2014-07-25 2018-12-20 Nippon Steel Corporation Low alloy oil-well steel pipe
RU2656900C1 (ru) * 2014-07-25 2018-06-07 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальная труба из низколегированного сплава для нефтяных скважин
EP3173501A4 (en) * 2014-07-25 2018-02-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Low-alloy steel pipe for oil well
US10563793B2 (en) 2014-07-25 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Low alloy oil-well steel pipe
CN106795602A (zh) * 2014-09-04 2017-05-31 新日铁住金株式会社 厚壁油井用钢管和其制造方法
US10415125B2 (en) 2014-09-04 2019-09-17 Nippon Steel Corporation Thick-wall oil-well steel pipe and production method thereof
JPWO2016035316A1 (ja) * 2014-09-04 2017-04-27 新日鐵住金株式会社 厚肉油井用鋼管及びその製造方法
CN106795602B (zh) * 2014-09-04 2019-05-14 新日铁住金株式会社 厚壁油井用钢管和其制造方法
WO2016035316A1 (ja) * 2014-09-04 2016-03-10 新日鐵住金株式会社 厚肉油井用鋼管及びその製造方法
EP3190200A4 (en) * 2014-09-04 2018-01-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Thick-walled steel pipe for oil well and method of manufacturing same
AU2015310346B2 (en) * 2014-09-04 2018-12-20 Nippon Steel Corporation Thick-walled steel pipe for oil well and method of manufacturing same
US10640856B2 (en) 2014-09-08 2020-05-05 Jfe Steel Corporation High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods and method of producing the same
JP5971436B1 (ja) * 2014-09-08 2016-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
WO2016038810A1 (ja) * 2014-09-08 2016-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
CN106795603A (zh) * 2014-10-01 2017-05-31 新日铁住金株式会社 高强度油井用钢材和油井管
CN106795603B (zh) * 2014-10-01 2019-07-23 日本制铁株式会社 高强度油井用钢材和油井管
US10513761B2 (en) 2014-10-01 2019-12-24 Nippon Steel Corporation High-strength steel material for oil well and oil country tubular goods
WO2016079908A1 (ja) * 2014-11-18 2016-05-26 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
JP5930140B1 (ja) * 2014-11-18 2016-06-08 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
US10920297B2 (en) 2014-11-18 2021-02-16 Jfe Steel Corporation High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods and method of producing the same
AU2015361346B2 (en) * 2014-12-12 2019-02-28 Nippon Steel Corporation Low-alloy steel for oil well pipe and method for manufacturing low-alloy steel oil well pipe
RU2673262C1 (ru) * 2014-12-12 2018-11-23 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Низколегированная сталь для трубы для нефтяной скважины и способ производства трубы для нефтяной скважины из низколегированной стали
EP3231884A4 (en) * 2014-12-12 2018-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Low-alloy steel for oil well tubular, and method for manufacturing low-alloy steel oil well tubular
JP2017061746A (ja) * 2015-09-25 2017-03-30 新日鐵住金株式会社 鋼材及び摺動部品、並びに鋼材の製造方法
JP2017066521A (ja) * 2015-09-28 2017-04-06 新日鐵住金株式会社 機械構造用部品
US10443114B2 (en) 2016-03-04 2019-10-15 Nippon Steel Corporation Steel material and oil-well steel pipe
JP2017166019A (ja) * 2016-03-16 2017-09-21 新日鐵住金株式会社 高強度油井用低合金継目無鋼管及びその製造方法
WO2018225869A1 (ja) * 2017-06-09 2018-12-13 新日鐵住金株式会社 オーステナイト系合金管及びその製造方法
JPWO2018225869A1 (ja) * 2017-06-09 2019-06-27 日本製鉄株式会社 オーステナイト系合金管及びその製造方法
WO2019198460A1 (ja) * 2018-04-09 2019-10-17 日本製鉄株式会社 鋼管、及び、鋼管の製造方法
JPWO2019198460A1 (ja) * 2018-04-09 2021-02-12 日本製鉄株式会社 鋼管、及び、鋼管の製造方法
JP7036237B2 (ja) 2019-02-15 2022-03-15 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材
WO2020166668A1 (ja) * 2019-02-15 2020-08-20 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材
JPWO2020166668A1 (ja) * 2019-02-15 2021-10-14 日本製鉄株式会社 サワー環境での使用に適した鋼材
JP7095801B2 (ja) 2019-12-26 2022-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度継目無鋼管およびその製造方法
JPWO2021131461A1 (ja) * 2019-12-26 2021-12-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度継目無鋼管およびその製造方法
US12252756B2 (en) 2019-12-26 2025-03-18 Jfe Steel Corporation High-strength seamless steel pipe and method for manufacturing same
CN113186468A (zh) * 2021-04-30 2021-07-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高持久性能石油裂化管用钢及其热处理方法和生产方法
JPWO2024071354A1 (ja) * 2022-09-29 2024-04-04
WO2024071354A1 (ja) * 2022-09-29 2024-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 水素中の疲労特性に優れた鋼管とその製造方法、鋼材およびその製造方法
JP7831570B2 (ja) 2022-09-29 2026-03-17 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼管の製造方法および鋼材の製造方法
JP2024059047A (ja) * 2022-10-17 2024-04-30 日本製鉄株式会社 スチールピストン

Also Published As

Publication number Publication date
EP2865775A1 (en) 2015-04-29
US20150114527A1 (en) 2015-04-30
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JPWO2013191131A1 (ja) 2016-05-26
CN104395489B (zh) 2017-04-26
CN104395489A (zh) 2015-03-04
AR091475A1 (es) 2015-02-04
AU2013278437A1 (en) 2014-11-20
EA025937B1 (ru) 2017-02-28
EP2865775B1 (en) 2018-08-08
MX2014015819A (es) 2015-03-05
BR112014030346B1 (pt) 2020-05-05
EA201492150A1 (ru) 2015-03-31
CA2872854C (en) 2017-08-29
ES2690121T3 (es) 2018-11-19
JP5522322B1 (ja) 2014-06-18
US10407758B2 (en) 2019-09-10
IN2014DN09191A (ja) 2015-07-10
MX363648B (es) 2019-03-28
CA2872854A1 (en) 2013-12-27
AU2013278437B2 (en) 2016-05-19
BR112014030346A2 (pt) 2017-06-27
EP2865775A4 (en) 2015-08-19
SA113340652B1 (ar) 2016-04-13

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