WO2021157217A1 - 油井用鋼材および油井管 - Google Patents

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    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to steel materials for oil wells and oil well pipes using the same.
  • oil and gas wells such as natural gas
  • SSC stress cracking
  • SSC is a type of hydrogen embrittlement in which hydrogen generated on the surface of a steel material diffuses into the steel material in a corrosive environment and leads to fracture due to a synergistic effect with the stress applied to the steel material.
  • a steel material having a high sensitivity to SSC cracks easily occur at a load stress lower than the yield stress of the steel material.
  • tempered martensite has a body-centered cubic (hereinafter referred to as "BCC") structure.
  • BCC body-centered cubic
  • the tempered martensite and ferrite having a BCC structure are inherently highly sensitive to hydrogen embrittlement. Therefore, it is extremely difficult to completely prevent SSC in a steel material having tempered martensite or ferrite as the main structure.
  • the higher the strength the higher the SSC sensitivity. Therefore, it can be said that obtaining a steel material having high strength and excellent SSC resistance is an extremely difficult task for low alloy steels.
  • Patent Documents 1 to 4 disclose high-strength steel materials having excellent SSC resistance, which contain a large amount of Mn, which is an austenite stabilizing element, and Patent Document 5 discloses higher strength in addition to such performance. Tough steel materials are also disclosed.
  • Patent Documents 1 to 5 excellent SSC resistance and high strength are realized by increasing the content of austenite stabilizing elements such as C and Mn and precipitating hardening by containing elements such as Cr and V. There is. However, as the depth of oil wells increases, it is necessary to adopt a method different from the conventional method in order to obtain performance that can withstand even harsher wet hydrogen sulfide environments.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned problems, and uses a steel material for oil wells having a yield stress of 125 ksi (862 MPa) or more and further excellent in SSC resistance than conventional steel materials.
  • the purpose is to provide the well pipes that were used.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist of the following steel materials for oil wells and oil well pipes is as follows.
  • the chemical composition is mass%.
  • the effective C amount defined by the following equation (i) is 0.55 or more and less than 1.54.
  • the metal structure is ⁇ 'martensite and ferrite total volume fraction less than 0.1%, ⁇ martensite of HCP structure is 10% or less in volume fraction,
  • the rest is austenite,
  • the number density of carbonitrides having a circle-equivalent diameter of 5 to 100 nm is 100 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the yield stress is 862 MPa or more,
  • the stacking defect energy at 25 ° C. is 30 mJ / m 2 or more.
  • the particle size of austenite is 100 ⁇ m or less.
  • Steel material C-0.18V-0.06 (Cr + Mo) -0.25Ti-0.13 (Nb + Zr) -0.07 (Ta + Hf + W) ... (i)
  • the element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • the chemical composition is mass%. Cr: 0.05 to 10.00%, and Mo: 0.10 to 3.00% Contains one or more selected from, The steel material according to (1).
  • the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition is mass%.
  • the chemical composition is mass%.
  • an oil well steel material having a yield stress of 125 ksi (862 MPa) or more and further excellent in SSC resistance than the conventional steel material, and an oil well pipe using the same.
  • the present inventors have obtained the following findings as a result of detailed investigation of the yield stress and SSC resistance of steel materials in order to solve the above-mentioned problems.
  • austenite can be stabilized by increasing the contents of C and Mn. That is, the content of these elements can be an index of the stability of austenite.
  • the transformation phase for example, hexagonal close-packed (hereinafter, "hexagonal close-packed"
  • HCP hexagonal close-packed
  • ⁇ phase of the structure called HCP
  • ⁇ phase of the BCC structure the hydrogen embrittlement sensitivity becomes high, and it becomes difficult to completely prevent SCC.
  • SFE Stacking Fault Energy
  • austenite the stacking defect energy of austenite
  • SFE is the energy of surface defects, which is one of the lattice defects existing in the FCC structure.
  • Al has the effect of increasing SFE. Therefore, by increasing the Al content in the steel and increasing the SFE of the steel material, it is possible to prevent such stress concentration around the austenite grain boundaries and precipitation of the transformation phase. Further, Al has an effect of forming a stable passivation film containing Al 2 O 3 on the polar surface layer and suppressing hydrogen invasion into the steel material.
  • the present inventors have confirmed that in the steel material according to the present invention, the addition of Al of about several% does not cause any particular problem in steel production, and thus the Al content in the steel material is contained. It was found that by increasing the amount, the hydrogen embrittlement resistance can be further significantly improved as compared with the conventional case.
  • Carbon (C) has the effect of stabilizing austenite and the effect of increasing the strength at low cost even if the content of an element called austenite former such as Mn is reduced, and promotes twinning deformation and work hardening. It is an extremely important element in this embodiment because its properties and uniform elongation can be improved.
  • the strength of the steel material is improved by subjecting it to aging treatment and precipitating carbonitride. At that time, since C in the steel material according to the present embodiment is consumed by the precipitation of the carbonitride, it is necessary to adjust the C content in consideration of that amount.
  • the carbonitride also includes carbides.
  • the C content is set to 0.60 to 2.00%.
  • the C content is preferably more than 0.70%, more preferably 0.80% or more.
  • the C content is preferably 1.60% or less, and more preferably 1.30% or less.
  • Si 0.01-3.00%
  • Silicon (Si) is an element required for deoxidation of steel, and if its content is less than 0.01%, deoxidation becomes insufficient and a large amount of non-metal inclusions remain, resulting in a desired resistance. SSC property cannot be obtained. On the other hand, when the content exceeds 3.00%, the grain boundary strength is weakened and the SSC resistance is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.01 to 3.00%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • the Si content is preferably 1.00% or less, more preferably 0.80% or less.
  • Mn 16.0 to 30.0%
  • Manganese (Mn) is an element that stabilizes austenite at low cost. In the present embodiment, it is necessary to contain Mn in an amount of 16.0% or more in order to fully exert the effect. On the other hand, in a wet hydrogen sulfide environment, Mn is preferentially dissolved, and stable corrosion products are unlikely to be formed on the surface of the material. As a result, as the Mn content increases, the overall corrosion resistance may decrease. If an amount of Mn exceeding 30.0% is contained, the corrosion rate may exceed the standard corrosion rate of low alloy well pipes. Therefore, the Mn content is set to 16.0 to 30.0%. The Mn content is preferably 17.0% or more, and more preferably 19.0% or more. The Mn content is preferably 25.0% or less.
  • Al 0.07 to 6.00%
  • Aluminum (Al) is an element required for deoxidation of steel, and significantly increases the stacking defect energy of the steel material according to the present embodiment. Further, as described above, since a stable passivation film containing Al 2 O 3 is formed on the polar surface layer and has an effect of suppressing hydrogen intrusion into the steel material according to the present embodiment, the SSC resistance is greatly improved. effective. In order to exert its effect, it is necessary to contain 0.07% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 6.00%, the hot workability of the steel material according to the present embodiment is remarkably lowered, and the ductility at room temperature is also lowered. Therefore, the Al content is set to 0.07 to 6.00%.
  • the Al content is preferably 0.50% or more, more preferably more than 1.00%, and even more preferably 2.00% or more.
  • the Al content is preferably 5.00% or less, and more preferably 4.00% or less.
  • Al means acid-soluble Al (sol.Al).
  • V 0.50 to 3.00%
  • Vanadium (V) is an element capable of precipitating fine carbonitrides in a steel material and increasing the strength of the steel material by performing a heat treatment at an appropriate temperature and time.
  • the V content is set to 0.50 to 3.00%.
  • the V content is preferably 0.60% or more, and more preferably 0.70% or more.
  • the V content is preferably 2.00% or less, and more preferably 1.80% or less.
  • N 0.500% or less Nitrogen (N) is usually treated as an impurity element in steel materials and is reduced by denitrification. However, since N is an element that stabilizes austenite, a large amount of N may be contained for stabilizing austenite. However, since the present embodiment is intended to stabilize austenite by C and Mn, it is not necessary to positively contain N. Further, when N is excessively contained, the high-temperature strength is increased, the working stress at high temperature is increased, and the hot workability is lowered. Therefore, the N content needs to be 0.500% or less. The N content is preferably 0.100% or less, more preferably 0.050% or less. From the viewpoint of refining cost, it is not necessary to denitrify unnecessarily, and the N content is preferably 0.001% or more.
  • Phosphorus (P) is an element that is inevitably present in steel as an impurity. However, if the content exceeds 0.030%, segregation occurs at the grain boundaries and the SSC resistance deteriorates. Therefore, the P content is 0.030% or less. The lower the P content, the more desirable it is, preferably 0.020% or less, and more preferably 0.012% or less. However, since an excessive decrease in the P content causes an increase in the manufacturing cost of the steel material, the P content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • S 0.030% or less Sulfur (S) is unavoidably present in steel as an impurity like P, but if it exceeds 0.030%, it segregates at grain boundaries and contains sulfide-based inclusions. It is generated to reduce SSC resistance. Therefore, the S content is 0.030% or less. The lower the content of S, the more desirable it is, preferably 0.015% or less, and more preferably 0.010% or less. However, since an excessive decrease in the S content causes an increase in the manufacturing cost of the steel material, the S content is preferably 0.001% or more, and more preferably 0.002% or more.
  • the steel material for oil wells according to the present embodiment is further selected from Cr, Mo, Cu, Ni, Ti, Nb, Zr, Ta, Hf, W, B, Ca, and Mg.
  • the above elements may be contained.
  • Chromium (Cr) is an element that improves overall corrosion resistance, and may be contained as necessary. However, if the content is excessive, the SSC resistance is lowered, the stress corrosion cracking resistance (hereinafter, also referred to as "SCC resistance") is lowered, and the carbonitride is formed during the aging heat treatment. May precipitate and consume C in the base metal, which may hinder the stabilization of austenite. Further, if the Cr content is high, it is necessary to set the solution heat treatment temperature to a higher temperature, which is economically disadvantageous. Therefore, the Cr content is set to 10.00% or less. The Cr content is preferably 5.00% or less, more preferably 1.00% or less. When the above effect is to be obtained, the Cr content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more, and further preferably 0.50% or more.
  • Mo 0 to 3.00%
  • Molybdenum (Mo) is an element that stabilizes corrosion products in a wet hydrogen sulfide environment and improves overall corrosion resistance, and may be contained as necessary. However, if the Mo content exceeds 3.00%, the SSC resistance and the SCC resistance may be deteriorated. Mo is an extremely expensive element. Therefore, the Mo content is set to 3.00% or less. When the above effect is desired, the Mo content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more, and further preferably 0.50% or more.
  • Cu 0 to 3.00% Since copper (Cu) is an element that stabilizes austenite, it may be contained in a small amount as needed. However, considering the effect on corrosion resistance, Cu is an element that promotes local corrosion and easily forms stress-concentrated parts on the surface of steel materials. Therefore, if it is contained in excess, it may reduce SSC resistance and SCC resistance. There is. Therefore, the Cu content is set to 3.00% or less. The Cu content is preferably 1.00% or less. When it is desired to obtain the effect of stabilizing austenite, the Cu content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.20% or more.
  • Ni 0 to 20.00%
  • Ni nickel (Ni) is an element that stabilizes austenite, so it may be contained in a small amount as needed.
  • Ni is an element that promotes local corrosion and easily forms stress-concentrated parts on the surface of steel materials. Therefore, if it is contained in excess, it may reduce SSC resistance and SCC resistance. There is.
  • Ni is an expensive element. Therefore, the Ni content is set to 20.00% or less.
  • the Ni content is preferably 10.00% or less, more preferably 5.00% or less. If it is desired to obtain the effect of stabilizing austenite, the Ni content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.50% or more.
  • Ti 0 to 3.00% Nb: 0 to 3.00%
  • Zr 0 to 3.00%
  • Titanium (Ti), niobium (Nb), and zirconium (Zr) are elements that contribute to the strengthening of steel materials by combining with C or N to form minute carbonitrides, and are contained as necessary. May be good.
  • the strengthening effect of the steel material by the carbonitride of these elements is limited as compared with V.
  • the content of each element is set to 3.00% or less.
  • the content of each element is preferably 2.00% or less.
  • Tantalum (Ta), hafnium (Hf) and tungsten (W) are elements that contribute to the strengthening of steel materials by combining with C or N to form minute carbonitrides, and can be contained as necessary. good.
  • the strengthening effect of the steel material by the carbonitride of these elements is limited as compared with V.
  • the content of each element is set to 6.00% or less.
  • the content of each element is preferably 3.00% or less.
  • Calcium (Ca) and magnesium (Mg) have the effect of improving toughness and corrosion resistance by controlling the morphology of inclusions, and also have the effect of suppressing nozzle clogging during casting and improving casting characteristics. , May be included as needed. However, even if a large amount of these elements is contained, not only the effect is saturated, but also inclusions are easily clustered, and the toughness and corrosion resistance are rather lowered. Therefore, the content of each element is set to 0.0050% or less. The content of each element is preferably 0.0030% or less. When both Ca and Mg are contained, the total content thereof is preferably 0.0050% or less. In order to obtain the above effects, it is preferable that one or more selected from Ca and Mg are contained in a total content of 0.0003% or more, and more preferably 0.0005% or more.
  • B 0 to 0.0150% Boron (B) has an effect of mainly strengthening grain boundaries, and may be contained as necessary. However, if a large amount of B is contained, a compound having a low melting point may be formed and the hot workability may be deteriorated. In particular, if the B content exceeds 0.0150%, the hot workability may be significantly reduced. There is. Therefore, the B content is set to 0.0150% or less. In order to obtain the above effects, the B content is preferably 0.0001% or more.
  • the steel material for oil wells according to this embodiment has a chemical composition composed of the above elements, the balance Fe, and impurities.
  • impurity is a component mixed by various factors of raw materials such as ore and scrap, and various factors in the manufacturing process when steel is industrially manufactured, and is allowed as long as it does not adversely affect the present embodiment. Means what is done.
  • Effective C content 0.55 or more and less than 1.54
  • the C content is specified in the above range in order to stabilize austenite.
  • the steel material is strengthened mainly by precipitating the carbonitride of V, a part of C is mainly consumed, and the austenite stability may be lowered. C is most consumed when all V is precipitated as carbonitride.
  • C is also consumed by the precipitation of those carbonitrides.
  • the effective C amount defined by the equation (i) is 0.55 or more. It is necessary to adjust the W content.
  • the effective C amount is 1.54 or more, there will be problems of non-uniformity of the structure and deterioration of hot workability due to the formation of cementite and the like. Therefore, C, so that the effective C amount is less than 1.54. It is necessary to adjust the contents of V, Cr, Mo, Ti, Nb, Zr, Ta, Hf and W.
  • the effective C amount is preferably 0.65 or more, and more preferably 0.70 or more.
  • the effective C amount is preferably 1.40 or less, more preferably 1.30 or less, and even more preferably 1.20 or less.
  • the element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • B has the effect of strengthening the grain boundaries. Further, although the detailed mechanism is not clear, it has been found that the grain boundaries are further strengthened and the SSC resistance is greatly improved by containing Mo and B in a complex manner. In order to obtain the effect, it is preferable to contain Mo and B in a complex manner so as to satisfy the equation (ii).
  • the lvalue of equation (ii) is more preferably 0.10 or more, and further preferably 0.20 or more.
  • the upper limit of the rvalue of equation (ii) in the steel material of the present embodiment is substantially 2.98.
  • Mo-200B ⁇ 0 ⁇ ⁇ ⁇ (ii) However, the element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • the complex content of Ti and Mo increases the amount of carbonitride that is effective for strengthening steel materials, and further suppresses the localization (planarization) of dislocations. It turned out to be easier. Therefore, the SSC resistance is also greatly improved.
  • the middle value of the equation (iii) is more preferably 0.45 or more, and further preferably 0.48 or more. Further, the middle value of the equation (iii) is more preferably 0.55 or less. 0.40 ⁇ Ti / Mo ⁇ 0.60 ⁇ ⁇ ⁇ (iii)
  • the element symbol in the above formula represents the content (mass%) of each element contained in the steel material, and if it is not contained, 0 is substituted.
  • the steel material according to this embodiment is a metal in which ⁇ 'martensite and ferrite have a total volume fraction of less than 0.1%, ⁇ -martensite having an HCP structure has a volume fraction of 10% or less, and the balance is austenite. Has tissue. If ⁇ 'martensite, ferrite, etc., which have a BCC structure, are mixed in the metal structure, the SSC resistance is lowered. However, as a matrix of steel materials, ⁇ 'martensite and ferrite are allowed to be contained as long as they are within the range of less than 0.1% in total volume fraction.
  • the volume fraction of ⁇ -martensite is preferably 10% or less, and preferably 2% or less.
  • ⁇ 'martensite, ferrite, ⁇ -martensite, etc. are present in the metal structure as fine crystals, it is difficult to measure the volume fraction by X-ray diffraction, microscopic observation, or the like.
  • EBSD method backscattered electron diffraction image method
  • the steel material having the above metal structure generally has lower strength than the steel material mainly composed of ferrite. Therefore, in the present embodiment, the steel material is strengthened by precipitating carbonitride. Carbonitrides are deposited inside the steel material and contribute to strengthening by making dislocations difficult to move. If the size of the carbonitride is less than 5 nm in diameter equivalent to a circle, it becomes extremely difficult to control the reinforcement of the steel material. On the other hand, when the size of the carbonitride exceeds 100 nm in the diameter equivalent to a circle and becomes coarse, the number of carbonitrides is assumed to be within the range of the present embodiment in the chemical composition of the steel material. Will be extremely reduced, so it will not contribute to strengthening. Therefore, the equivalent circle diameter of the carbonitride suitable for precipitation strengthening the steel material is 5 to 100 nm. The equivalent circle diameter of the carbonitride is preferably 10 to 70 nm, more preferably 15 to 50 nm.
  • the above-mentioned carbonitrides having a circle-equivalent diameter of 5 to 100 nm are present in a metal structure at a number density of 100 pieces / ⁇ m 2 or more.
  • the number of carbonitrides having a diameter equivalent to a circle of 5 to 100 nm exceeds 500 pieces / ⁇ m 2 , the effect of reinforcing the steel material by the carbonitrides is saturated.
  • the upper limit of the carbonitride in the steel material according to the present embodiment is preferably 500 pieces / ⁇ m 2 , more preferably 450 pieces / ⁇ m 2 , and further preferably 400 pieces / ⁇ m 2 .
  • the number density of carbonitride is measured by the following method.
  • a thin film having a thickness of 100 nm is prepared from the inside of the steel material (central part of the wall thickness or the central part of the plate thickness), and the thin film is observed with a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • the carbonitride contains V carbonitride, and when the steel material contains any one of Cr, Mo, Ti, Nb, Zr, Ta, Hf and W, these carbonitrides are used. Things may be included. Further, a composite carbonitride composed of a plurality of elements may be contained.
  • the stability of austenite can be enhanced by increasing the contents of C and Mn.
  • the FCC structure is easily changed to the transformed phase by applying stress in a corrosive environment, the hydrogen embrittlement sensitivity becomes high, and it becomes difficult to improve the SSC resistance.
  • the stacking defect energy (SFE) at 25 ° C. is controlled to 30 mJ / m 2 or more, so that even when stress is applied in a corrosive environment, it is contained in the metal structure. It becomes easier to prevent the contamination of structures other than the austenite structure such as ⁇ 'martensite, ferrite and ⁇ -martensite, and at the same time, it also prevents the localization (planarization) of dislocations, avoids local stress concentration, and increases hydrogen accumulation. It is suppressed. Therefore, the SSC resistance is greatly improved. More preferred SFE is 40 mJ / m 2 or more, further preferably 50 mJ / m 2 or more. The upper limit of SFE is not particularly limited, but is, for example, 100 mJ / m 2 . SFE is calculated based on Non-Patent Document 1.
  • the steel material according to the present embodiment has an austenite-based metal structure, and its effect is smaller than that of the ferrite-based steel material, but the SSC resistance is greatly improved by setting the particle size to 100 ⁇ m or less.
  • the particle size of austenite is preferably 80 ⁇ m or less, more preferably 60 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the particle size of austenite is not particularly limited, but is 1 ⁇ m.
  • the steel material is cut, and a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel material (hereinafter, also referred to as “L cross section”) is cut out.
  • L cross section a cross section parallel to the rolling direction and the thickness direction of the steel material.
  • t means a wall thickness or a plate thickness.
  • the upper limit of the yield stress of the steel material according to the present embodiment is, for example, 1275 MPa, preferably 1241 MPa, and more preferably 1206 MPa.
  • excellent SSC resistance means a solution specified in NACE TM0177-2005 in a state where 95% of the yield stress value of the steel material according to this embodiment is applied by using a constant load tensile tester. It means that it is immersed in A (5% NaCl + 0.5% CH 3 COOH aqueous solution, 1 atmospheric pressure H 2 S saturated) and held at 24 ° C. for 336 hours without breaking.
  • A 5% NaCl + 0.5% CH 3 COOH aqueous solution, 1 atmospheric pressure H 2 S saturated
  • a stress applying method there is also a method of applying stress to one surface by a four-point bending method, but this method tends to cause stress relaxation during the test and is a loose method for evaluation. Do not adopt.
  • the steel material according to the present embodiment can be manufactured by, for example, the following method, but the steel material is not limited to this method.
  • ⁇ Melting and casting> For melting and casting, a method performed by a general method for producing an austenitic steel material can be used, and the casting may be ingot casting or continuous casting. When manufacturing a seamless steel pipe, it may be cast into the shape of a round billet for pipe making by round CC.
  • Hot working such as forging, drilling, and rolling
  • steps such as forging and bulk rolling for forming the circular billet are not required.
  • rolling is performed using a mandrel mill or a plug mill after the above drilling step.
  • the steel material is a plate material, the slab is roughly rolled and then finished rolled. Desirable conditions for hot working such as drilling and rolling are as follows.
  • the billet When manufacturing a seamless steel pipe, the billet may be heated to the extent that hot drilling with a drilling and rolling mill is possible, but the desirable heating temperature range is 1000 to 1250 ° C.
  • the heating time is preferably 0.5 to 10 hours.
  • the finishing temperature should be 900 ° C or higher. Is desirable.
  • the upper limit of the finishing temperature is not particularly limited, but it is preferably 1100 ° C. or lower.
  • the heating temperature of the slab or the like is in a temperature range where hot rolling is possible, for example, 1000 to 1250 ° C.
  • the heating time is preferably 0.5 to 10 hours.
  • the path schedule for hot rolling is arbitrary, but it is desirable to set the finishing temperature to 900 ° C. or higher in consideration of hot workability in order to reduce the occurrence of surface defects and ear cracks in the product.
  • the finishing temperature is preferably 1100 ° C. or lower, as in the case of the above-mentioned seamless steel pipe.
  • ⁇ Solution heat treatment> The hot-worked steel material is heated to a temperature sufficient to completely dissolve the carbonitride and the like, and then rapidly cooled. In this case, it is kept in a temperature range of 1000 to 1200 ° C. for 10 minutes or more, and then rapidly cooled. If the solution heat treatment temperature is less than 1000 ° C., the carbonitride cannot be completely dissolved, precipitation strengthening becomes insufficient, and it may be difficult to obtain a yield stress of 852 MPa or more. On the other hand, if the solution heat treatment temperature exceeds 1200 ° C., a different phase such as ferrite that easily generates SSC may be precipitated. Further, if the holding time is less than 10 min, the effect of the solution heat treatment becomes insufficient, and the target high strength, that is, the yield stress of 862 MPa or more may not be obtained.
  • the upper limit of the holding time depends on the size and shape of the steel material and cannot be unconditionally determined. In any case, it is necessary to have a time for the entire steel material to be equalized, but from the viewpoint of suppressing the manufacturing cost, it is not desirable that the time is too long, and it is usually appropriate that the holding time is within 1 hour. Further, in order to prevent precipitation of carbonitrides and other intermetallic compounds during cooling, it is desirable to cool at a cooling rate equal to or higher than oil cooling.
  • the lower limit of the holding time is the holding time when the steel material after hot working is once cooled to a temperature of less than 1000 ° C. and then reheated to the temperature range of 1000 to 1200 ° C.
  • the end temperature (finishing temperature) of hot working is set in the range of 1000 to 1200 ° C.
  • reheating is performed at that temperature for about 5 min or more.
  • ⁇ Aging process> The steel material after the solution heat treatment is subjected to an aging treatment for finely precipitating carbonitrides to increase the strength.
  • the effect of aging treatment depends on the temperature and the holding time at that temperature. Basically, the higher the temperature, the shorter the time, and the lower the temperature, the longer the time. Therefore, the temperature and time may be appropriately selected so that a predetermined target strength can be obtained, and as the heat treatment conditions, it is preferable to heat and hold for 30 minutes or more in a temperature range of 600 to 800 ° C.
  • the heating temperature for the aging treatment is lower than 600 ° C., the precipitation of carbonitride becomes insufficient and it becomes difficult to secure a yield stress of 862 MPa or more.
  • the heating temperature is higher than 800 ° C., the carbonitride is likely to dissolve in a solid solution and is difficult to precipitate, and it is also difficult to obtain the above-mentioned yield stress.
  • the holding time for the aging treatment is less than 30 min, the precipitation of the carbonitride becomes insufficient, and it becomes difficult to obtain the above-mentioned yield stress.
  • the upper limit of the holding time it is usually appropriate to set it within 72 hours. Continuing to keep warm even after the precipitation hardening phenomenon is saturated only consumes energy unnecessarily and raises the manufacturing cost.
  • the steel material after the aging treatment may be allowed to cool.
  • the steel materials for oil wells according to this embodiment can be suitably used for oil well pipes in a wet hydrogen sulfide environment.
  • the austenite particle size was determined by the cutting method. Furthermore, for each of the test materials, the presence or absence of ⁇ -martensite having an HCP structure was confirmed by X-ray diffraction, and the volume fractions of ⁇ 'martensite having a BCC structure and ferrite were measured using a ferrite meter. The volume fractions of ⁇ 'martensite and ferrite were 0.1% or more in Test Nos. 24, 26, and 27, and the presence of ⁇ -martensite was also confirmed. On the other hand, ⁇ -martensite and ⁇ 'martensite and ferrite were not detected in test numbers 1 to 23, 25 and 28 to 32.
  • a thin film with a thickness of 100 nm is prepared from the central part of the plate thickness of each test material, and the thin film is observed with a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • a round bar tensile test piece having a parallel portion having an outer diameter of 6 mm and a length of 40 mm is collected from the central portion of the plate thickness of the above test material, and a tensile test is performed at room temperature (25 ° C.) to perform a yield stress YS (0). .2% proof stress) (MPa) was determined.
  • the axial direction of the round bar tensile test piece was parallel to the rolling direction of the test material.
  • test numbers 1 to 23, 30 and 31, which are examples of the present invention, have a carbonitride density of 100 pieces / ⁇ m 2 or more, an SFE of 30 mJ / m 2 or more, and a particle size of 100 ⁇ m or less (i). ) Satisfies the formula. Therefore, all of them have excellent SSC resistance and a yield stress of 862 MPa or more. Test numbers 22 and 23 did not break even when a yield stress value of 100% was applied to the steel material as an evaluation of SSC resistance.
  • Test No. 24 which is a comparative example, the SSC resistance was acceptable, but the strength was low because the C content was low.
  • Test No. 25 had poor SSC resistance because the C content was too high.
  • Test No. 26 had poor SSC resistance due to its low Mn content and low SFE.
  • Test No. 27 the Al content was low and the SFE was low, so that the SSC resistance was unfavorable.
  • Test No. 28 passed the SSC resistance, but the V content was low and the yield stress was insufficient.
  • Test No. 29 passed the SSC resistance, but had low strength due to the low carbonitride density and the large austenite particle size.
  • Test number 32 had poor SSC resistance due to its low SFE.
  • the steel material of the present invention has an austenite structure, it has extremely excellent SSC resistance and has a high yield stress of 862 MPa or more due to precipitation strengthening. Therefore, the steel material for oil wells according to the present invention can be suitably used for oil well pipes in a wet hydrogen sulfide environment.

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Abstract

化学組成が質量%で、C:0.60-2.00%、Si:0.01-3.00%、Mn:16.0-30.0%、Al:0.07-6.00%、V:0.50-3.00%、N:0.500%以下、P:0.030%以下、S:0.030%以下、Cr:0-10.00%、Mo:0-3.00%、Cu:0-3.00%、Ni:0-20.00%、Ti:0-3.00%、Nb:0-3.00%、Zr:0-3.00%、Ta:0-6.00%、Hf:0-6.00%、W:0-6.00%、Ca:0-0.0050%、Mg:0-0.0050%、B:0-0.0150%、残部:Feおよび不純物であり、(i)式値が0.55以上1.54未満、金属組織が体積分率で、α'マルテンサイトおよびフェライトが合計で0.1%未満、HCP構造のεマルテンサイトが10%以下、残部がオーステナイトであり、円相当直径が5-100nmの炭窒化物の個数密度が100個/μm2以上、降伏応力が862MPa以上、25℃での積層欠陥エネルギーが30mJ/m2以上、γ粒径が100μm以下の鋼材。

Description

油井用鋼材および油井管
　本発明は、油井用鋼材およびそれを用いた油井管に関する。
　硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含有する原油、天然ガス等の油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）では、湿潤硫化水素環境における鋼材の硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）が問題となることから、耐ＳＳＣ性に優れる油井管が必要となる。近年、ケーシング用途として耐ＳＳＣ性に優れる低合金油井管の高強度化が進められている。
　耐ＳＳＣ性は、鋼材の強度上昇に伴い急激に低下する。そのため、従来、一般的な評価条件である１ｂａｒ　Ｈ２Ｓを含むＮＡＣＥ溶液Ａ（ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５）の環境下で耐ＳＳＣ性を確保できるのは、１１０ｋｓｉ級（降伏応力：７５８～８６２ＭＰａ未満）の鋼材までである。そして多くの場合、より高強度な１２５ｋｓｉ級（降伏応力：８６２～９６５ＭＰａ未満）、１４０ｋｓｉ級（降伏応力：９６５～１０６９ＭＰａ）の鋼材では、限られたＨ２Ｓ分圧下（例えば、０．１ｂａｒ以下）でしか耐ＳＳＣ性を確保できない。油井の高深度化による高強度材への需要は今後ますます高まると考えられるため、より高強度かつ優れた耐ＳＳＣ性を有する油井管の開発が必要である。
　ＳＳＣは、腐食環境中で鋼材表面に発生した水素が鋼材中に拡散し、鋼材に負荷された応力との相乗効果によって破断に至る水素脆化の一種である。ＳＳＣの感受性が高い鋼材では、鋼材の降伏応力に比べて低い負荷応力で容易に割れが発生する。
　低合金鋼の金属組織と耐ＳＳＣ性との関連についてこれまで多くの研究がなされてきた。一般的に、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、金属組織を焼戻しマルテンサイト組織とするのが最も効果的であり、かつ細粒組織とするのが望ましいと言われている。
　しかしながら、焼戻しマルテンサイトは、体心立方（以下、「ＢＣＣ」という。）構造を有する。ＢＣＣ構造を有する上記の焼戻しマルテンサイトおよびフェライトは、本質的に水素脆化感受性が高い。したがって、焼戻しマルテンサイトまたはフェライトを主組織とする鋼材では、ＳＳＣを完全に防ぐことは極めて困難である。特に、前述のように強度が高くなるほどＳＳＣ感受性は大きくなるため、高強度かつ耐ＳＳＣ性に優れた鋼材を得ることは、低合金鋼においては至難の課題であると言える。
　これに対し、本質的に水素脆化感受性の低い面心立方（以下、「ＦＣＣ」という。）のオーステナイト組織を持つ鋼材を用いれば、優れた耐ＳＳＣ性を容易に得ることができる。例えば、特許文献１～４には、オーステナイト安定化元素であるＭｎを多量に含有させた、耐ＳＳＣ性に優れる高強度鋼材が開示され、特許文献５では、このような性能に加え、さらに高靭性な鋼材も開示されている。
国際公開第２０１５／０１２３５７号 国際公開第２０１６／０５２２７１号 国際公開第２０１６／０５２３９７号 国際公開第２０１７／１６９８１１号 特開２０１８－１６２５０７号公報
Ａ．Ｓａｅｅｄ－Ａｋｂａｒｉ　ｅｔ　ａｌ.：Ｍｅｔａｌｌ．Ｍａｔｅｒ．Ｔｒａｎｓ．４０Ａ（２００９），３０７６－３０９０．
　特許文献１～５では、オーステナイト安定化元素であるＣ、Ｍｎ等の含有量を高め、Ｃｒ、Ｖ等の元素を含有させることによる析出硬化により、優れた耐ＳＳＣ性および高強度を実現している。しかしながら、油井の高深度化に伴い、さらに苛酷な湿潤硫化水素環境においても耐える性能を得るためには、従来とは異なる手法を取り入れる必要がある。
　本発明は、上述した課題を解決するためになされたものであり、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の降伏応力を有し、かつ、従来の鋼材よりもさらに耐ＳＳＣ性に優れる油井用鋼材およびそれを用いた油井管を提供することを目的とする。
　本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の油井用鋼材および油井管を要旨とする。
　（１）化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．６０～２．００％、
　Ｓｉ：０．０１～３．００％、
　Ｍｎ：１６．０～３０．０％、
　Ａｌ：０．０７～６．００％、
　Ｖ：０．５０～３．００％、
　Ｎ：０．５００％以下、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．０３０％以下、
　Ｃｒ：０～１０．００％、
　Ｍｏ：０～３．００％、
　Ｃｕ：０～３．００％、
　Ｎｉ：０～２０．００％、
　Ｔｉ：０～３．００％、
　Ｎｂ：０～３．００％、
　Ｚｒ：０～３．００％、
　Ｔａ：０～６．００％、
　Ｈｆ：０～６．００％、
　Ｗ：０～６．００％、
　Ｃａ：０～０．００５０％、
　Ｍｇ：０～０．００５０％、
　Ｂ：０～０．０１５０％、
　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
　下記（ｉ）式で定義する有効Ｃ量が０．５５以上１．５４未満であり、
　金属組織が、
　α’マルテンサイトおよびフェライトが、合計体積分率で０．１％未満、
　ＨＣＰ構造のεマルテンサイトが、体積分率で１０％以下、
　残部がオーステナイトであり、
　円相当直径が５～１００ｎｍの炭窒化物の個数密度が、１００個／μｍ２以上であり、
　降伏応力が８６２ＭＰａ以上であり、
　２５℃での積層欠陥エネルギーが３０ｍＪ／ｍ２以上であり、
　オーステナイトの粒径が１００μｍ以下である、
　鋼材。
　Ｃ－０．１８Ｖ－０．０６（Ｃｒ＋Ｍｏ）－０．２５Ｔｉ－０．１３（Ｎｂ＋Ｚｒ）－０．０７（Ｔａ＋Ｈｆ＋Ｗ）　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　（２）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｒ：０．０５～１０．００％、および
　Ｍｏ：０．１０～３．００％
　から選択される１種以上を含有する、
　（１）に記載の鋼材。
　（３）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃｕ：０．１０～３．００％、および
　Ｎｉ：０．１０～２０．００％
　から選択される１種以上を含有する、
　（１）または（２）に記載の鋼材。
　（４）前記化学組成が、質量％で、
　Ｔｉ：０．００５～３．００％、
　Ｎｂ：０．００５～３．００％、
　Ｚｒ：０．００５～３．００％、
　Ｔａ：０．００５～６．００％、
　Ｈｆ：０．００５～６．００％、および
　Ｗ：０．００５～６．００％
　から選択される１種以上を含有する、
　（１）から（３）までのいずれかに記載の鋼材。
　（５）前記化学組成が、質量％で、
　Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、および
　Ｍｇ：０．０００３～０．００５０％
　から選択される１種以上を含有する、
　（１）から（４）までのいずれかに記載の鋼材。
　（６）前記化学組成が、質量％で、
　Ｂ：０．０００１～０．０１５０％
　を含有する、
　（１）から（５）までのいずれかに記載の鋼材。
　（７）下記（ii）式を満たす、（６）に記載の鋼材。
　Ｍｏ－２００Ｂ≧０　　　・・・（ii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　（８）下記（iii）式を満たす、（１）から（７）までのいずれかに記載の鋼材。
　０．４０＜Ｔｉ／Ｍｏ＜０．６０　　　・・・（iii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　（９）前記降伏応力が９６５ＭＰａ以上である、（１）から（８）までのいずれかに記載の鋼材。
　（１０）（１）から（９）までのいずれかに記載の鋼材からなる油井管。
　本発明によれば、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上の降伏応力を有し、かつ、従来の鋼材よりもさらに耐ＳＳＣ性に優れる油井用鋼材およびそれを用いた油井管を提供することが可能となる。
　本発明者らは、前記した課題を解決するために、鋼材の降伏応力と耐ＳＳＣ性とを詳細に調査した結果、以下の知見を得るに至った。
　耐ＳＳＣ性に優れたオーステナイトを安定化させるために、ＣおよびＭｎの含有量を高める。また、Ｖを添加して時効処理を施すことにより、微細な炭窒化物を析出させることに加え、オーステナイト粒を微細にすることによっても、強度の向上を図る。
　上記のとおり、ＣおよびＭｎの含有量を高めることにより、オーステナイトを安定化させることができる。すなわち、これらの元素の含有量がオーステナイトの安定性の指標となり得る。しかしながら、上記のような指標に基づき、オーステナイトの安定性を確保した場合であっても、腐食環境中で応力が負荷されることにより、ＦＣＣ構造から変態相（例えば、六方最密（以下、「ＨＣＰ」という。）構造のε相またはＢＣＣ構造のα相）へ容易に変化してしまうと、水素脆化感受性が高くなり、完全にＳＣＣを防ぐことは困難となってしまう。
　そこで、本発明者らは、さらに耐ＳＳＣ性を向上させるために、オーステナイトの積層欠陥エネルギーＳＦＥ（Stacking Fault Energy）に着目した。
　ＳＦＥは、ＦＣＣ構造中に存在する格子欠陥のひとつである面欠陥のエネルギーである。ＳＦＥを高めることで、腐食環境において応力が負荷されても、双晶変形の発生および転位の局在化（プラナー化）が抑制され、オーステナイト粒界周辺への応力集中および変態相の析出も抑制される。
　Ａｌは、ＳＦＥを高める効果を有する。そのため、鋼中のＡｌ含有量を高め、鋼材のＳＦＥを上げることで、このようなオーステナイト粒界周辺への応力集中および変態相の析出を防ぐことができる。またＡｌは、極表層にＡｌ２Ｏ３を含む安定な不動態被膜を形成し、鋼材中への水素侵入を抑制する効果を有する。
　しかしながら、鋼材中のＡｌ含有量を高めると、オーステナイトの熱間延性が大きく低下し、製造性が大きく損なわれると言われており、一般的にはＡｌ含有量は低減することが望ましいと考えられ、高Ａｌ化による耐ＳＳＣ性改善に関する検討自体がほとんど実施されてこなかった。
　そこで、本発明者らは、さらなる研究の結果、本発明に係る鋼材において、数％程度のＡｌ添加では、鋼製造が特に問題にならないことを確認し、また、このように鋼材中のＡｌ含有量を高めることにより、耐水素脆化特性を従来よりもさらに大幅に向上させることが可能となることが分かった。
　本発明は、上記知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の一実施形態による鋼材の各要件について詳しく説明する。
　１．化学組成
　各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．６０～２．００％
　炭素（Ｃ）は、Ｍｎなどのオーステナイトフォーマーと呼ばれる元素含有量を低減しても、安価にオーステナイトを安定化させる効果と強度を上昇させる効果とを有するとともに、双晶変形を促進し加工硬化特性と均一伸びとを向上させることができるため、本実施形態において極めて重要な元素である。本実施形態において、鋼材の強度は、時効処理を施し、炭窒化物を析出させることにより向上させる。その際、炭窒化物の析出によって本実施形態による鋼材中のＣが消費されるため、その分を考慮して、Ｃ含有量を調整する必要がある。なお、本実施形態において、炭窒化物には、炭化物も含まれることとする。
　一方、Ｃ含有量が多すぎると、セメンタイトが析出し粒界強度を低下させて耐ＳＳＣ性を劣化させるだけでなく、材料の融点が顕著に低下し熱間加工性が悪化する。したがって、Ｃ含有量は０．６０～２．００％とする。Ｃ含有量は０．７０％超であるのが好ましく、０．８０％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は１．６０％以下であるのが好ましく、１．３０％以下であるのがより好ましい。
　Ｓｉ：０．０１～３．００％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸に必要な元素であり、その含有量が０．０１％未満であると、脱酸が不十分となって非金属介在物が多く残存し、所望の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、その含有量が３．００％を超えると、粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～３．００％とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は１．００％以下であるのが好ましく、０．８０％以下であるのがより好ましい。
　Ｍｎ：１６．０～３０．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、安価にオーステナイトを安定化させる元素である。本実施形態においては、その効果を十分に発揮させるために、Ｍｎを１６．０％以上含有させる必要がある。一方、湿潤硫化水素環境中ではＭｎは優先的に溶解し、材料表面に安定な腐食生成物は形成されにくい。その結果、Ｍｎ含有量が増加するに伴い、耐全面腐食性が低下することがある。３０．０％を超える量のＭｎを含有させると低合金油井管の標準的な腐食速度を上回る場合がある。したがって、Ｍｎ含有量は１６．０～３０．０％とする。Ｍｎ含有量は１７.０％以上であるのが好ましく、１９．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２５．０％以下であるのが好ましい。
　Ａｌ：０．０７～６．００％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に必要な元素であり、かつ本実施形態による鋼材の積層欠陥エネルギーを著しく高める。さらに、前述のように、極表層にＡｌ２Ｏ３を含む安定な不動態被膜を形成し、本実施形態による鋼材中への水素侵入を抑制する効果を有するため、耐ＳＳＣ性を大きく改善する効果がある。その効果を発揮させるためには、０．０７％以上含有させる必要がある。一方、Ａｌ含有量が６．００％を超えると、本実施形態による鋼材の熱間加工性が著しく低下し、かつ室温での延性も低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０７～６．００％とする。Ａｌ含有量は０．５０％以上であるのが好ましく、１．００％超であるのがより好ましく、２．００％以上であるのがさらに好ましい。また、Ａｌ含有量は５．００％以下であるのが好ましく、４．００％以下であるのがより好ましい。本実施形態では、Ａｌは酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）を意味する。
　Ｖ：０．５０～３．００％
　バナジウム（Ｖ）は、適切な温度および時間で熱処理を行うことにより、鋼材中に微細な炭窒化物を析出させ、鋼材を高強度化させることのできる元素である。一方、Ｖ含有量が過剰であると上記の効果が飽和するだけでなく、オーステナイトを安定化させるＣを多量に消費してしまう。したがって、Ｖ含有量は０．５０～３．００％とする。Ｖ含有量は０．６０％以上であるのが好ましく、０．７０％以上であるのがより好ましい。また、Ｖ含有量は２．００％以下であるのが好ましく、１．８０％以下であるのがより好ましい。
　Ｎ：０．５００％以下
　窒素（Ｎ）は、鉄鋼材料においては、通常は不純物元素として扱われ、脱窒により低減させる。しかし、Ｎはオーステナイトを安定化させる元素であるため、オーステナイト安定化のためにＮが多く含有されていてもよい。しかし、本実施形態ではＣおよびＭｎによるオーステナイトの安定化を意図しているため、積極的にＮを含有させる必要はない。また、Ｎを過剰に含有させると、高温強度を上昇させて高温での加工応力を増大させ、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．５００％以下とする必要がある。Ｎ含有量は０．１００％以下であるのが好ましく、０．０５０％以下であるのがより好ましい。なお、精錬コストの観点から不必要に脱窒する必要はなく、Ｎ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　リン（Ｐ）は、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。しかし、その含有量が０．０３０％を超えると、粒界に偏析して耐ＳＳＣ性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は、０．０３０％以下とする。なお、Ｐの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０２０％以下とするのが好ましく、０．０１２％以下とするのがより好ましい。しかし、Ｐ含有量の過度の低下は、鋼材の製造コスト上昇を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とするのが好ましく、０．００５％以上とするのがより好ましい。
　Ｓ：０．０３０％以下
　硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物として鋼中に不可避的に存在するが、０．０３０％を超えると粒界に偏析するとともに、硫化物系の介在物を生成して耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は、０．０３０％以下とする。なお、Ｓの含有量は、低ければ低いほど望ましく、０．０１５％以下とするのが好ましく、０．０１０％以下とするのがより好ましい。しかし、Ｓ含有量の過度の低下は、鋼材の製造コスト上昇を招くため、Ｓ含有量は０．００１％以上とするのが好ましく、０．００２％以上とするのがより好ましい。
　本実施形態による油井用鋼材には、上記の元素に加えてさらに、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｗ、Ｂ、Ｃａ、およびＭｇから選択される１種以上の元素を含有させてもよい。
　Ｃｒ：０～１０．００％
　クロム（Ｃｒ）は、耐全面腐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、その含有量が過剰であると、耐ＳＳＣ性を低下させ、さらには耐応力腐食割れ性（以下、「耐ＳＣＣ性」ともいう。）の低下を招くと共に、時効熱処理中に炭窒化物を析出して母材中のＣを消費し、オーステナイトの安定化を妨げる可能性がある。また、Ｃｒ含有量が高いと固溶化熱処理温度をより高温に設定する必要があり、経済的には不利になる。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００％以下とする。Ｃｒ含有量は５．００％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量を０．０５％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましく、０．５０％以上とするのがさらに好ましい。
　Ｍｏ：０～３．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、湿潤硫化水素環境中における腐食生成物を安定化させ、耐全面腐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、Ｍｏ含有量が３．００％を超えると、耐ＳＳＣ性および耐ＳＣＣ性の低下を招くおそれがある。また、Ｍｏは極めて高価な元素である。したがって、Ｍｏ含有量は３．００％以下とする。なお、上記の効果を得たい場合は、Ｍｏ含有量を０．１０％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましく、０．５０％以上とするのがさらに好ましい。
　Ｃｕ：０～３．００％
　銅（Ｃｕ）は、オーステナイトを安定化させる元素であるため、少量であれば必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、耐食性への影響を考えた場合、Ｃｕは局部腐食を促進し、鋼材表面に応力集中部を形成しやすい元素であるため、過剰に含有させると耐ＳＳＣ性および耐ＳＣＣ性を低下させるおそれがある。したがって、Ｃｕ含有量は３．００％以下とする。Ｃｕ含有量は１．００％以下であるのが好ましい。なお、オーステナイト安定化の効果を得たい場合は、Ｃｕ含有量を０．１０％以上とするのが好ましく、０．２０％以上とするのがより好ましい。
　Ｎｉ：０～２０．００％
　ニッケル（Ｎｉ）もＣｕと同様に、オーステナイトを安定化させる元素であるため、少量であれば必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、耐食性への影響を考えた場合、Ｎｉは局部腐食を促進し、鋼材表面に応力集中部を形成しやすい元素であるため、過剰に含有させると耐ＳＳＣ性および耐ＳＣＣ性を低下させるおそれがある。また、Ｎｉは高価な元素である。したがって、Ｎｉ含有量は２０．００％以下とする。Ｎｉ含有量は１０．００％以下であるのが好ましく、５．００％以下であるのがより好ましい。なお、オーステナイト安定化の効果を得たい場合は、Ｎｉ含有量を０．１０％以上とするのが好ましく、０．５０％以上とするのがより好ましい。
　Ｔｉ：０～３．００％
　Ｎｂ：０～３．００％
　Ｚｒ：０～３．００％
　チタン（Ｔｉ）、ニオブ（Ｎｂ）、およびジルコニウム（Ｚｒ）は、ＣまたはＮと結びつき微小な炭窒化物を形成することで、鋼材の強化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これら元素の炭窒化物による鋼材の強化効果は、Ｖと比較して限定的である。また、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和する上、靭性の低下およびオーステナイトの不安定化を引き起こすことがある。したがって、各元素の含有量は３．００％以下とする。各元素の含有量は、２．００％以下とするのが好ましい。なお、上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．００５％以上含有させることが好ましく、０．０１％以上含有させることがより好ましく、０．０５％以上含有させることがさらに好ましい。
　Ｔａ：０～６．００％
　Ｈｆ：０～６．００％
　Ｗ：０～６．００％
　タンタル（Ｔａ）、ハフニウム（Ｈｆ）およびタングステン（Ｗ）は、ＣまたはＮと結びつき微小な炭窒化物を形成することで、鋼材の強化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。ただし、これら元素の炭窒化物による鋼材の強化効果は、Ｖと比較して限定的である。また、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和する上、靭性の低下およびオーステナイトの不安定化を引き起こすことがある。したがって、各元素の含有量は６．００％以下とする。各元素の含有量は、３．００％以下とするのが好ましい。なお、上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．００５％以上含有させることが好ましく、０．０１％以上含有させることがより好ましく、０．０５％以上含有させることがさらに好ましい。
　Ｃａ：０～０．００５０％
　Ｍｇ：０～０．００５０％
　カルシウム（Ｃａ）およびマグネシウム（Ｍｇ）は、介在物の形態を制御することで靭性および耐食性を改善する効果があり、さらに、鋳込み時のノズル詰まりを抑制して鋳込み特性を改善する効果もあるため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和するだけでなく、介在物がクラスター化し易くなり、かえって靭性および耐食性が低下する。したがって、各元素ともその含有量を０．００５０％以下とする。各元素の含有量は０．００３０％以下であるのが好ましい。また、ＣａおよびＭｇの両方を含有させる場合、その含有量の合計を０．００５０％以下とすることが好ましい。上記の効果を得るためには、ＣａおよびＭｇから選択される１種以上を合計含有量で０．０００３％以上含有させることが好ましく、０．０００５％以上含有させることがより好ましい。
　Ｂ：０～０．０１５０％
　ホウ素（Ｂ）は、主に粒界を強化する効果を有するので必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを多量に含有させると低融点の化合物を形成して熱間加工性が低下することがあり、特にＢ含有量が０．０１５０％を超えると熱間加工性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｂ含有量は、０．０１５０％以下とする。なお、上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
　本実施形態による油井用鋼材は、上記の元素と、残部Ｆｅおよび不純物とからなる化学組成を有する。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本実施形態に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　有効Ｃ量：０．５５以上１．５４未満
　本実施形態においては、オーステナイトを安定化させるため、Ｃ含有量を上記の範囲に規定している。しかしながら、主にＶの炭窒化物を析出させることによって鋼材を強化するため、主にＣの一部が消費され、オーステナイト安定性が低下するおそれがある。Ｃが最も消費されるのはＶが全て炭窒化物として析出した場合である。加えて、本実施形態による鋼材中にＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、ＨｆおよびＷのいずれかが含有される場合、それらの炭窒化物の析出によってもＣは消費される。
　したがって、オーステナイトの安定化を達成するためには、（ｉ）式で定義する有効Ｃ量が０．５５以上となるようにＣ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、ＨｆおよびＷの含有量を調整する必要がある。一方、有効Ｃ量が１．５４以上になるとセメンタイトなどの生成に伴う組織の不均一化および熱間加工性の低下の問題が生じるため、有効Ｃ量が１．５４未満となるようにＣ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、ＨｆおよびＷの含有量を調整する必要がある。有効Ｃ量は０．６５以上であるのが好ましく、０．７０以上であるのがより好ましい。また、有効Ｃ量は１．４０以下であるのが好ましく、１．３０以下であるのがより好ましく、１．２０以下であるのがさらに好ましい。
　　Ｃ－０．１８Ｖ－０．０６（Ｃｒ＋Ｍｏ）－０．２５Ｔｉ－０．１３（Ｎｂ＋Ｚｒ）－０．０７（Ｔａ＋Ｈｆ＋Ｗ）　　　・・・（ｉ）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合には０を代入するものとする。
　Ｂは前述のように、粒界を強化する効果を有する。さらに、詳細なメカニズムは明らかではないが、ＭｏとＢとを複合的に含有させることにより、さらに粒界が強化され、耐ＳＳＣ性が大きく向上することが判明した。その効果を得るためには、（ii）式を満たすようにＭｏとＢとを複合的に含有させるのが好ましい。（ii）式左辺値は、０．１０以上であるのがより好ましく、０．２０以上であるのがさらに好ましい。本実施形態の鋼材における（ii）式左辺値の上限は、実質的に２．９８である。
　　Ｍｏ－２００Ｂ≧０　　　・・・（ii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　また、詳細なメカニズムは明らかではないが、ＴｉとＭｏとを複合的に含有させることにより、鋼材の強化に有効な炭窒化物量が特に増え、さらに転位の局在化（プラナー化）が抑制されやすくなることが判明した。そのため、耐ＳＳＣ性も大きく改善する。そのような特別な効果を得るためには、（iii）式を満たすことが好ましい。（iii）式中辺値は０．４５以上であるのがより好ましく、０．４８以上であるのがさらに好ましい。また、（iii）式中辺値は、０．５５以下であるのがより好ましい。
　　０．４０＜Ｔｉ／Ｍｏ＜０．６０　　　・・・（iii）
　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
　２．金属組織
　本実施形態による鋼材は、α’マルテンサイトおよびフェライトが、合計体積分率で０．１％未満、ＨＣＰ構造のεマルテンサイトが、体積分率で１０％以下、残部がオーステナイトである金属組織を有する。金属組織中にＢＣＣ構造であるα’マルテンサイトおよびフェライトなどが混在すると、耐ＳＳＣ性の低下を招く。しかし、鋼材のマトリックスとして、α’マルテンサイトおよびフェライトが、合計体積分率で０．１％未満の範囲内であれば、含まれることを許容するものとする。
　また、ＨＣＰ構造のεマルテンサイトが混在することも許容される。そのため、εマルテンサイトの体積分率は１０％以下とし、２％以下とすることが好ましい。
　α’マルテンサイト、フェライトおよびεマルテンサイトなどは、微細な結晶として金属組織中に存在することから、Ｘ線回折、顕微鏡観察等での体積分率の測定は困難である。しかし、フェライトメーターおよび後方散乱電子回折像法（ＥＢＳＤ法）などを用いることによって、上記のＢＣＣおよびＨＣＰ構造を有する組織の合計体積分率を測定することが可能である。
　上記の金属組織を有する鋼材は、フェライト主体の鋼材に比べて一般に低強度である。そのため、本実施形態においては、炭窒化物を析出させることによって鋼材を強化させる。炭窒化物は、鋼材内部に析出し、転位を動きにくくすることで強化に寄与する。炭窒化物の大きさが円相当直径で５ｎｍ未満であると、鋼材強化の制御が極めて困難となる。一方、炭窒化物の大きさが円相当直径で１００ｎｍを超えて粗大になると、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、炭窒化物の個数が極端に減るため、強化に寄与しなくなる。したがって、鋼材を析出強化させるのに適した炭窒化物の円相当直径は５～１００ｎｍである。炭窒化物の円相当直径は１０～７０ｎｍであるのが好ましく、１５～５０ｎｍであるのがより好ましい。
　本実施形態による鋼材において、８６２ＭＰａ以上の降伏応力を安定的に得るためには、金属組織中に上記の円相当直径が５～１００ｎｍの炭窒化物が１００個／μｍ２以上の個数密度で存在する必要がある。一方、円相当直径が５～１００ｎｍの炭窒化物が５００個／μｍ２を超えると、炭窒化物による鋼材強化の効果は飽和する。また、鋼材強化の効果が飽和した後も時効処理を続けるのは、いたずらに製造コストを上げるだけである。したがって、本実施形態による鋼材における前記炭窒化物の上限は、好ましくは５００個／μｍ２であり、より好ましくは４５０個／μｍ２であり、さらに好ましくは４００個／μｍ２である。
　炭窒化物の個数密度は、以下の方法により測定する。鋼材内部（肉厚中央部または板厚中央部）から厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、当該薄膜を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、１μｍ四方の視野内に含まれる、上記の円相当直径が５～１００ｎｍの炭窒化物の数を計測する。個数密度の測定は複数の視野において行い、その平均値を求めることが望ましい。
　なお、炭窒化物には、Ｖ炭窒化物を含み、その他、鋼材中にＣｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｔａ、ＨｆおよびＷのうちいずれかを含有する場合には、これらの炭窒化物が含まれていてもよい。また、複数の元素による複合炭窒化物が含まれていてもよい。
　上述のとおり、ＣおよびＭｎの含有量を高めることにより、オーステナイトの安定性を高めることができる。しかし、腐食環境中で応力が負荷されることにより、ＦＣＣ構造が変態相へ容易に変化してしまうと、水素脆化感受性が高くなり、耐ＳＳＣ性を向上させることが困難となる。
　本実施形態による鋼材の成分適正化により、２５℃での積層欠陥エネルギー（ＳＦＥ）を３０ｍＪ／ｍ２以上に制御することで、腐食環境中で応力が負荷された場合においても、金属組織中にα’マルテンサイト、フェライトおよびεマルテンサイトなどのオーステナイト組織以外の組織の混入を防ぎやすくなると同時に、転位の局在化（プラナー化）も防ぎ、局所的な応力集中が回避され、水素集積も大きく抑制される。そのため耐ＳＳＣ性が大幅に向上する。より好ましいＳＦＥは４０ｍＪ／ｍ２以上、さらに好ましくは５０ｍＪ／ｍ２以上である。ＳＦＥの上限は、特に限定されないが、例えば１００ｍＪ／ｍ２である。なお、ＳＦＥは非特許文献１に準拠し算出する。
　一般に、鋼材を細粒組織にすることにより、耐ＳＳＣ性は改善し、特にフェライト主体の金属組織を有する鋼材ではその効果は大きい。一方、本実施形態による鋼材はオーステナイト主体の金属組織であり、フェライト主体の鋼材と比べてその効果は小さいが、それでも粒径を１００μｍ以下とすることで、耐ＳＳＣ性は大きく改善する。オーステナイトの粒径は、８０μｍ以下であるのが好ましく、６０μｍ以下であるのがより好ましい。一方、オーステナイトの粒径は、１μｍ未満となると、粒界すべりが起きるようになり、強度低下が顕著となる。したがって、オーステナイトの粒径の下限は、特に限定されないが、１μｍである。
　ここで、オーステナイトの粒径の測定方法を説明する。まず、鋼材を切断し、鋼材の圧延方向および厚さ方向に平行な断面（以下、「Ｌ断面」ともいう）を切り出す。その後、上記のＬ断面において、鋼材の表面から１／４ｔの深さ位置が観察面となるように、試料を採取する。ここで、ｔは肉厚または板厚を意味する。当該観察面をナイタル腐食液で腐食した後、光学顕微鏡を用いて１００～１０００倍の倍率で観察を行う。そして、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１（２０１３）に規定される切断法によりオーステナイトの粒径を求める。
　３．機械的性質
　耐ＳＳＣ性は、鋼材の強度上昇に伴い急激に低下するが、本実施形態による鋼材は８６２ＭＰａ以上の高い降伏応力と従来技術よりもさらに優れた耐ＳＳＣ性とを両立し得るものである。また本発明に係る油井用鋼材は、降伏応力が９６５ＭＰａ以上であっても、安定して耐ＳＳＣ性が確保される。本実施形態による鋼材の降伏応力の上限は、例えば１２７５ＭＰａであり、好ましくは１２４１ＭＰａであり、より好ましくは１２０６ＭＰａである。
　なお、本実施形態において、耐ＳＳＣ性に優れるとは、定荷重引張試験機を用いて、本実施形態による鋼材の降伏応力値の９５％付与した状態で、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７－２００５に規定される溶液Ａ（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液、１気圧Ｈ２Ｓ飽和）に浸漬させ、２４℃で３３６ｈ保持して、破断しないことを意味する。また、応力付与方法には４点曲げ法によって一方の面に応力を付加する方法もあるが、この方法では試験中に応力緩和が生じやすく、評価としては緩い方法になるので、本実施形態では採用しない。
　４．製造方法
　本実施形態による鋼材は、例えば、以下の方法により製造することができるが、この方法には限定されない。
　＜溶解および鋳造＞
　溶解および鋳造については一般的なオーステナイト系鋼材の製造方法で行われる方法を用いることができ、鋳造はインゴット鋳造でも連続鋳造でもよい。継目無鋼管を製造する場合には、ラウンドＣＣにより、製管用ラウンドビレットの形状に鋳造してもよい。
　＜熱間加工（鍛造、穿孔、圧延）＞
　鋳造後は、鍛造、穿孔、圧延等の熱間加工が施される。なお、継目無鋼管の製造では、上述のラウンドＣＣによって円形ビレットを鋳造した場合、円形ビレットに成形するための鍛造、分塊圧延等の工程は必要ない。鋼材が継目無鋼管の場合は、上記の穿孔工程の後、マンドレルミルまたはプラグミルを使用して圧延が行われる。また、鋼材が板材の場合は、スラブを粗圧延した後、仕上げ圧延するという工程になる。穿孔、圧延等の熱間加工の望ましい条件は、以下の通りである。
　継目無鋼管を製造する場合は、ビレットの加熱は、穿孔圧延機での熱間穿孔が可能な程度に行えばよいが、望ましい加熱温度の範囲は１０００～１２５０℃である。また、加熱時間は０．５～１０ｈとするのが好ましい。穿孔圧延およびマンドレルミル、プラグミル等のその他の圧延機による圧延に関しても特別の制約はないが、熱間加工性の観点から、具体的には表面疵の防止のために、仕上げ温度を９００℃以上とするのが望ましい。仕上げ温度の上限にも特に制約はないが、１１００℃以下が望ましい。
　鋼板を製造する場合は、スラブ等の加熱温度は、熱間圧延が可能な温度範囲、例えば、１０００～１２５０℃とすれば十分である。また、加熱時間は０．５～１０ｈとするのが好ましい。熱間圧延のパススケジュールは任意であるが、製品の表面疵、耳割れなどの発生を少なくするため、熱間加工性を考慮して、仕上げ温度を９００℃以上とするのが望ましい。仕上げ温度は、上記継目無鋼管と同様に１１００℃以下とするのがよい。
　＜固溶化熱処理＞
　熱間加工後の鋼材は、炭窒化物等を完全に固溶させるのに十分な温度に加熱してから急冷する。この場合、１０００～１２００℃の温度範囲に１０ｍｉｎ以上保持した後、急冷する。固溶化熱処理温度が１０００℃未満であると、炭窒化物を完全固溶させることができず、析出強化が不十分となり、８５２ＭＰａ以上の降伏応力を得ることが困難になるおそれがある。一方、固溶化熱処理温度が１２００℃を超えると、ＳＳＣを発生しやすいフェライト等の異相が析出することがある。また、保持時間が１０ｍｉｎ未満であると、固溶化熱処理の効果が不十分となり、目標とする高強度、すなわち、８６２ＭＰａ以上の降伏応力が得られなくなる場合がある。
　保持時間の上限は、鋼材のサイズ、形状にも依存し、一概には決められない。いずれにしても、鋼材全体が均熱される時間が必要であるが、製造コストを抑えるという観点からは長すぎる時間は望ましくなく、保持時間は通常１ｈ以内とするのが適当である。また、冷却中の炭窒化物、その他の金属間化合物等の析出を防ぐために、油冷以上の冷却速度で冷却するのが望ましい。
　なお、上記保持時間の下限値は、熱間加工後の鋼材を１０００℃未満の温度に一旦冷却した後、上記１０００～１２００℃の温度範囲に再加熱する場合の保持時間である。しかし、熱間加工の終了温度（仕上がり温度）を１０００～１２００℃の範囲にした場合、その温度でおよそ５ｍｉｎ以上の補熱を行えば上記の条件によった場合の固溶化熱処理と同じ効果が得られ、再加熱することなく、そのまま急冷することができる。したがって、本実施形態における上記保持時間の下限値は、熱間加工の終了温度（仕上がり温度）を１０００～１２００℃の範囲とし、その温度でおよそ５ｍｉｎ以上の補熱を行う場合を含むものとする。
　＜時効処理＞
　溶体化熱処理を施した後の鋼材には、炭窒化物を微細に析出させて強度を上げるための時効処理を施す。時効処理の効果（時効硬化）は、温度とその温度での保持時間とに依存する。基本的には、温度を高くすれば短時間でよく、低い温度では長時間を要する。したがって、所定の目標強度が得られるように温度と時間とを適正に選べばよく、熱処理条件としては、６００～８００℃の温度範囲で３０ｍｉｎ以上加熱保持するのが好ましい。
　時効処理のための加熱温度が６００℃よりも低いと、炭窒化物の析出が不十分となり８６２ＭＰａ以上の降伏応力を確保するのが困難になる。一方、加熱温度が８００℃より高いと、炭窒化物は固溶しやすくなって析出しにくく、やはり上記の降伏応力が得難い。
　また、時効処理のための保持時間が３０ｍｉｎ未満の場合も、炭窒化物の析出が不十分となり、上記の降伏応力を得るのが難しくなる。保持時間の上限については特に制約はないが、通常７２ｈ以内とするのが適当である。析出硬化現象が飽和した後も保温を続けるのはいたずらにエネルギーを消費し製造コストを上げるだけである。時効処理の終了後の鋼材は、放冷して差し支えない。
　５．用途
　本実施形態による油井用鋼材は、湿潤硫化水素環境下における油井管用として好適に用いることができる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学成分を有する３２種類の鋼を、３０ｋｇ真空溶解炉で溶製し、インゴットに鋳造した。各インゴットを１１８０℃で３ｈ加熱した後、鍛造し、放電切断により分断した。その後、１１５０℃で１ｈ均熱し、熱間圧延して厚さ２０ｍｍの板材とした。熱間加工の終了温度は１０００～１２００℃であった。さらに、１１００℃で１ｈの固溶化熱処理（熱処理後は水冷）を行った後、加熱温度６５０℃、保持時間１６ｈで時効処理を施し、試験材を製造した。ただし、試験番号２９では、保持時間１００ｈで時効処理を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ＳＦＥについては、前述のとおり算出した。また、オーステナイト粒径については切断法により求めた。さらに、試験材それぞれに対して、Ｘ線回折によりＨＣＰ構造を有するεマルテンサイトの有無の確認、フェライトメーターを用いて、ＢＣＣ構造を有するα’マルテンサイトおよびフェライトの体積率を測定した。α’マルテンサイトおよびフェライトの体積率は、試験番号２４、２６、および２７では０．１％以上となり、またεマルテンサイトの存在も確認された。一方、εマルテンサイト、ならびにα’マルテンサイトおよびフェライトは、試験番号１～２３、２５、２８～３２では検出されなかった。
　各試験材の板厚中央部から厚さ１００ｎｍの薄膜を作製し、当該薄膜を透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって観察し、１μｍ四方の視野内に含まれる円相当直径が５～１００ｎｍの炭窒化物の数を測定した。さらに、上記の試験材の板厚中央部から、外径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取し、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏応力ＹＳ（０．２％耐力）（ＭＰａ）を求めた。なお、丸棒引張試験片の軸方向は、試験材の圧延方向と平行とした。そして、耐ＳＳＣ性の評価としては、前述のとおり行い、破断しなかった場合は合格とし、表中で○と記載し、破断した場合は不合格とし、表中で×と記載した。これらの結果を表２にまとめて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、本発明例である試験番号１～２３、３０および３１は、炭窒化物密度が１００個／μｍ２以上、ＳＦＥが３０ｍＪ／ｍ２以上、粒径が１００μｍ以下であり、（ｉ）式を満足している。そのため、全て耐ＳＳＣ性に優れ、かつ８６２ＭＰａ以上の降伏応力を有する結果となった。なお、試験番号２２および２３は、耐ＳＳＣ性の評価として、鋼材の降伏応力値１００％を付与しても破断しなかった。
　一方、比較例である試験番号２４は、耐ＳＳＣ性は合格であるが、Ｃ含有量が少ないため強度が低かった。試験番号２５は、Ｃ含有量が高すぎるため、耐ＳＳＣ性が不芳であった。試験番号２６は、Ｍｎ含有量が低く、ＳＦＥが低いため、耐ＳＳＣ性が不芳であった。試験番号２７は、Ａｌ含有量が低く、ＳＦＥが低いため、耐ＳＳＣ性が不芳であった。試験番号２８は、耐ＳＳＣ性は合格であるが、Ｖ含有量が低く降伏応力が不足した。試験番号２９は、耐ＳＳＣ性は合格であるが、炭窒化物密度が低く、オーステナイト粒径が大きいため、強度が低かった。試験番号３２は、ＳＦＥが低いため、耐ＳＳＣ性が不芳であった。
　本発明の鋼材は、オーステナイト組織からなるため極めて優れた耐ＳＳＣ性を有し、かつ、析出強化によって８６２ＭＰａ以上の高い降伏応力を有する。したがって、本発明に係る油井用鋼材は、湿潤硫化水素環境下における油井管用として好適に用いることができる。

Claims (10)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．６０～２．００％、
    　Ｓｉ：０．０１～３．００％、
    　Ｍｎ：１６．０～３０．０％、
    　Ａｌ：０．０７～６．００％、
    　Ｖ：０．５０～３．００％、
    　Ｎ：０．５００％以下、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．０３０％以下、
    　Ｃｒ：０～１０．００％、
    　Ｍｏ：０～３．００％、
    　Ｃｕ：０～３．００％、
    　Ｎｉ：０～２０．００％、
    　Ｔｉ：０～３．００％、
    　Ｎｂ：０～３．００％、
    　Ｚｒ：０～３．００％、
    　Ｔａ：０～６．００％、
    　Ｈｆ：０～６．００％、
    　Ｗ：０～６．００％、
    　Ｃａ：０～０．００５０％、
    　Ｍｇ：０～０．００５０％、
    　Ｂ：０～０．０１５０％、
    　残部：Ｆｅおよび不純物であり、
    　下記（ｉ）式で定義する有効Ｃ量が０．５５以上１．５４未満であり、
    　金属組織が、
    　α’マルテンサイトおよびフェライトが、合計体積分率で０．１％未満、
    　ＨＣＰ構造のεマルテンサイトが、体積分率で１０％以下、
    　残部がオーステナイトであり、
    　円相当直径が５～１００ｎｍの炭窒化物の個数密度が、１００個／μｍ２以上であり、
    　降伏応力が８６２ＭＰａ以上であり、
    　２５℃での積層欠陥エネルギーが３０ｍＪ／ｍ２以上であり、
    　オーステナイトの粒径が１００μｍ以下である、
    　鋼材。
    　Ｃ－０．１８Ｖ－０．０６（Ｃｒ＋Ｍｏ）－０．２５Ｔｉ－０．１３（Ｎｂ＋Ｚｒ）－０．０７（Ｔａ＋Ｈｆ＋Ｗ）　　　・・・（ｉ）
    　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  2. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｒ：０．０５～１０．００％、および
    　Ｍｏ：０．１０～３．００％
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１に記載の鋼材。
  3. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃｕ：０．１０～３．００％、および
    　Ｎｉ：０．１０～２０．００％
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１または請求項２に記載の鋼材。
  4. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００５～３．００％、
    　Ｎｂ：０．００５～３．００％、
    　Ｚｒ：０．００５～３．００％、
    　Ｔａ：０．００５～６．００％、
    　Ｈｆ：０．００５～６．００％、および
    　Ｗ：０．００５～６．００％
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項３までのいずれかに記載の鋼材。
  5. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．０００３～０．００５０％、および
    　Ｍｇ：０．０００３～０．００５０％
    　から選択される１種以上を含有する、
    　請求項１から請求項４までのいずれかに記載の鋼材。
  6. 　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｂ：０．０００１～０．０１５０％
    　を含有する、
    　請求項１から請求項５までのいずれかに記載の鋼材。
  7. 　下記（ii）式を満たす、請求項６に記載の鋼材。
    　Ｍｏ－２００Ｂ≧０　　　・・・（ii）
    　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  8. 　下記（iii）式を満たす、請求項１から請求項７までのいずれかに記載の鋼材。
    　０．４０＜Ｔｉ／Ｍｏ＜０．６０　　　・・・（iii）
    　但し、上記式中の元素記号は、鋼材中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合は０を代入するものとする。
  9. 　前記降伏応力が９６５ＭＰａ以上である、請求項１から請求項８までのいずれかに記載の鋼材。
  10. 　請求項１から請求項９までのいずれかに記載の鋼材からなる油井管。
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