JP6468302B2

JP6468302B2 - Material for steel pipe for high strength oil well and method for producing steel pipe for high strength oil well using the material

Info

Publication number: JP6468302B2
Application number: JP2017026820A
Authority: JP
Inventors: 正雄柚賀; 岡津　光浩; 光浩岡津; 太田　裕樹; 裕樹太田
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2016-03-10
Filing date: 2017-02-16
Publication date: 2019-02-13
Anticipated expiration: 2037-02-16
Also published as: JP2017166059A; JP6468301B2; JP2017166060A

Description

本発明は、油井管やラインパイプ用として好適な、湿潤硫化水素環境（サワー環境）下での耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れた高強度油井用鋼管用素材および該素材を用いた高強度油井用鋼管の製造方法に関する。 The present invention is a steel material for high strength oil wells excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) in a wet hydrogen sulfide environment (sour environment) suitable for oil well pipes and line pipes, and the material The present invention relates to a method for manufacturing a steel pipe for high-strength oil wells.

近年、エネルギー資源の安定確保という観点から、高深度で腐食環境が厳しい油田や天然ガス田の開発が進められている。そのため、掘削用の油井管および輸送用のラインパイプに対して、降伏強さYS：110ksi（758MPa）以上の高強度を保持しながら、硫化水素（H₂S）を含むサワー環境下での耐SSC性に優れることが、強く要求されるようになっている。 In recent years, development of oil fields and natural gas fields, which are deep and have a severe corrosive environment, has been promoted from the viewpoint of ensuring the stability of energy resources. For this reason, the yield strength of YS: 110 ksi (758 MPa) or higher is maintained for oil well pipes for excavation and transportation line pipes, while being resistant to sour environments containing hydrogen sulfide (H ₂ S). There is a strong demand for excellent SSC properties.

このような要求に対して、例えば特許文献１には、重量％で、C：0.2〜0.35％、Cr：0.2〜0.7％、Mo：0.1〜0.5％、V：0.1〜0.3％と、C、Cr、Mo、Vを調整して含む低合金鋼を、Ac₃変態点以上で焼入れした後、650℃以上Ac₁変態点以下で焼戻する油井用鋼の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術によれば、析出している炭化物の総量が2〜5重量％で、総炭化物量のうちMC型炭化物の割合が8〜40重量％となるように調整でき、優れた耐硫化物応力腐食割れ性を有する油井用鋼が得られるとしている。 In response to such a request, for example, Patent Document 1 discloses that C: 0.2 to 0.35%, Cr: 0.2 to 0.7%, Mo: 0.1 to 0.5%, V: 0.1 to 0.3%, C, There has been proposed a method for producing oil-well steel in which low alloy steel containing Cr, Mo, and V is adjusted and quenched at an Ac ₃ transformation point or higher and then tempered at 650 ° C. or more and an Ac ₁ transformation point or less. According to the technique described in Patent Document 1, the total amount of precipitated carbide can be adjusted to 2 to 5% by weight, and the proportion of MC type carbide in the total amount of carbide can be adjusted to 8 to 40% by weight. It is said that oil well steel having excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking can be obtained.

また、特許文献２には、質量％で、C：0.15〜0.3％、Cr：0.2〜1.5％、Mo：0.1〜1％、V：0.05〜0.3％、Nb：0.003〜0.1％を含む低合金鋼を、1150℃以上に加熱した後、熱間加工を1000℃以上で終了し、引続き900℃以上の温度から焼入れし、その後、550℃以上Ac₁変態点以下で焼戻し、さらに850〜1000℃に再加熱して焼入れし、650℃以上Ａc₁変態点以下で焼戻す焼入れ焼戻処理を少なくとも１回施す、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼の製造方法が提案されている。特許文献２に記載された技術によれば、析出している炭化物の総量が1.5〜4質量％で、総炭化物量のうちMC型炭化物の割合が5〜45質量％、M₂₃C₆型炭化物の割合が200/t(t:肉厚(mm))質量％以下となるように調整でき、靭性と耐硫化物応力腐食割れ性に優れる油井用鋼となるとしている。 Patent Document 2 discloses a low alloy containing, by mass%, C: 0.15 to 0.3%, Cr: 0.2 to 1.5%, Mo: 0.1 to 1%, V: 0.05 to 0.3%, and Nb: 0.003 to 0.1%. After heating the steel to 1150 ° C or higher, the hot working is finished at 1000 ° C or higher, and subsequently quenched from a temperature of 900 ° C or higher, then tempered at a temperature of 550 ° C or higher and below the Ac ₁ transformation point, and further 850-1000 ° C. the reheating and quenching, subjecting at least once baked return quenching tempering treatment below Ac ₁ transformation point 650 ° C. or higher, the production method of the oil well steel excellent in toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance is proposed Yes. According to the technique described in Patent Document 2, the total amount of precipitated carbide is 1.5 to 4% by mass, the proportion of MC type carbide is 5 to 45% by mass in the total amount of carbide, and M ₂₃ C ₆ type carbide. This ratio is adjusted to be 200 / t (t: wall thickness (mm)) mass% or less, and it is said that the oil well steel is excellent in toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance.

また、特許文献３には、質量％で、C：0.15〜0.30％、Si：0.05〜1.0％、Mn：0.10〜1.0％、Cr：0.1〜1.5％、Mo：0.1〜1.0％、Al：0.003〜0.08％、N：0.008％以下、B：0.0005〜0.010％、Ca＋O：0.008％以下を含み、さらにTi：0.005〜0.05％、Nb：0.05％以下、Zr：0.05％以下、V：0.30％以下のうちの１種または２種以上を含有し、断面観察による連続した非金属介在物の最大長さが80μm以下、断面観察による非金属介在物の粒径20μm以上の個数が10個/100mm²以下である油井用鋼材が提案されている。これにより、油井用として要求される高強度を有しかつその強度に見合う優れた耐SSC性を有する油井用低合金鋼材が得られるとしている。 Further, Patent Document 3 includes mass%, C: 0.15-0.30%, Si: 0.05-1.0%, Mn: 0.10-1.0%, Cr: 0.1-1.5%, Mo: 0.1-1.0%, Al: 0.003. -0.08%, N: 0.008% or less, B: 0.0005-0.010%, Ca + O: 0.008% or less, Ti: 0.005-0.05%, Nb: 0.05% or less, Zr: 0.05% or less, V: 0.30% or less contain one or two or more of, is 80μm or less than the maximum length of the non-metallic inclusions continuously by cross-section observation, the number of more than the particle size 20μm of non-metallic inclusions by the cross section observation is 10/100 mm ² The following steel materials for oil wells have been proposed. Thereby, it is said that a low alloy steel material for oil wells having high strength required for oil wells and excellent SSC resistance commensurate with the strength is obtained.

また、特許文献４には、質量％で、C：0.20〜0.35％、Si：0.05〜0.5％、Mn：0.05〜0.6％、P ：0.025％以下、S ：0.01％以下、Al：0.005〜0.100％、Mo：0.8〜3.0％、V：0.05〜0.25％、B：0.0001〜0.005％、N：0.01％以下、O：0.01％以下を含有し、12V＋１−Mo≧0を満たす耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金油井管用鋼が提案されている。特許文献４に記載された技術では、上記した組成に加えて、Cr：0.6％以下を、Mo−（Cr＋Mn）≧0を満足するように含有してもよく、またNb：0.1％以下、Ti：0.1％以下、Zr：0.1％以下のうちの１種以上を含有してもよく、またCa：0.01％以下を含有してもよいとしている。 Further, in Patent Document 4, in mass%, C: 0.20 to 0.35%, Si: 0.05 to 0.5%, Mn: 0.05 to 0.6%, P: 0.025% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.005 to 0.100 %, Mo: 0.8 to 3.0%, V: 0.05 to 0.25%, B: 0.0001 to 0.005%, N: 0.01% or less, O: 0.01% or less, and satisfying 12V + 1-Mo ≧ 0 Low alloy oil well pipe steels with excellent cracking properties have been proposed. In the technique described in Patent Document 4, in addition to the above composition, Cr: 0.6% or less may be contained so as to satisfy Mo− (Cr + Mn) ≧ 0, and Nb: 0.1% or less, Ti : 0.1% or less, Zr: One or more of 0.1% or less may be contained, and Ca: 0.01% or less may be contained.

また、特許文献５には、質量％で、C：0.15〜0.50％、Si：0.1〜1.0％、Mn：0.3〜1.0％、P ：0.015％以下、S ：0.005％以下、Al：0.01〜0.1％、N：0.01%以下、Cr：0.1〜1.7%、Mo：0.40〜1.1％、V：0.01〜0.12％、Nb：0.01〜0.08%、Ti：0.03%以下、B：0.0005〜0.003％を含有し、焼戻しマルテンサイト相を主体とし、旧オーステナイト粒度番号が8.5以上である組織を有し、管内各位置でのビッカース硬さが295HV10以下とすることで、耐応力腐食割れ性に優れた油井用継目無鋼管が得られるとしている。 Further, in Patent Document 5, in mass%, C: 0.15 to 0.50%, Si: 0.1 to 1.0%, Mn: 0.3 to 1.0%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01 to 0.1 %, N: 0.01% or less, Cr: 0.1-1.7%, Mo: 0.40-1.1%, V: 0.01-0.12%, Nb: 0.01-0.08%, Ti: 0.03% or less, B: 0.0005-0.003% In addition, it has a structure mainly composed of a tempered martensite phase and an old austenite grain size number of 8.5 or more, and has a Vickers hardness of 295HV10 or less at each position in the pipe, so that it has excellent stress corrosion cracking resistance. It is said that seamless steel pipes can be obtained.

特開2000−178682号公報JP 2000-178682 A 特開2000−297344号公報JP 2000-297344 A 特開2001−172739号公報JP 2001-1772739 特開2007−16291号公報Japanese Unexamined Patent Publication No. 2007-16291 特開2013−129879号公報JP 2013-129879

しかしながら、高強度であるほど、焼戻し温度に対する強度変化が大きくなり、所望の範囲の強度を安定して得ることが困難になる傾向がある。また、高強度であるほど耐SSC性を得ることが困難になるため、耐SSC性を安定的に確保するために耐SSC性を左右する強度のばらつきをより小さくすることが必要となる。すなわち、一定の温度範囲で管理される熱処理を有する実製造ラインにおいては、それに伴うパイプ間およびパイプ内の強度のばらつきを考慮することが必要である。そして、焼戻し温度および焼戻し時間の変動に対する強度変化を小さくすることにより、パイプ全長にわたり所望の強度を逸脱するリスクが軽減され、歩留りの向上が期待できる。さらには、強度のばらつきを抑え、強度を狭レンジに管理することにより、SSC試験結果が安定する。 However, the higher the strength, the greater the strength change with respect to the tempering temperature, and there is a tendency that it is difficult to stably obtain a desired range of strength. Moreover, since it becomes more difficult to obtain SSC resistance as the strength increases, it is necessary to further reduce the variation in strength that affects the SSC resistance in order to stably secure the SSC resistance. That is, in an actual production line having a heat treatment controlled in a certain temperature range, it is necessary to consider the variation in strength between pipes and within the pipe. Further, by reducing the strength change with respect to fluctuations in the tempering temperature and tempering time, the risk of deviating from the desired strength over the entire length of the pipe is reduced, and an improvement in yield can be expected. Furthermore, SSC test results are stabilized by suppressing variations in strength and managing the strength within a narrow range.

特許文献１〜５に記載された技術だけでは、YS：758MPa以上862MPa未満の高強度鋼および継目無鋼管の耐SSC性を、厳しい腐食環境で使用される油井用として安定して製造するには製造管理の負荷が大きく、また歩留まりが低いために経済性が悪く、技術として十分であるとはいえない。 In order to stably produce SSC resistance of high strength steels and seamless steel pipes of YS: 758MPa or more and less than 862MPa for oil wells used in severe corrosive environment only by the techniques described in Patent Documents 1 to 5. Since the load of production management is large and the yield is low, the economy is poor and it cannot be said that the technology is sufficient.

本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、油井管規格（API 5CT）であるYS：110ksi級鋼のYS：110ksi級鋼の強度を想定し、YSが758MPa以上862MPa未満を満たす鋼管にした場合に、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れ、かつ、焼戻し条件に対する強度変化を抑制することが可能な高強度油井用鋼管用素材および該素材を用いた高強度油井用鋼管の製造方法を提供することを目的とする。 The present invention solves such problems in the prior art and assumes the strength of YS: 110 ksi grade steel, YS: 110 ksi grade steel, which is an oil well pipe standard (API 5CT), and has a steel pipe satisfying YS of 758 MPa or more and less than 862 MPa. High strength oil well steel pipe material that is excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) and can suppress changes in strength with respect to tempering conditions, and high strength oil well steel pipe using the material It aims at providing the manufacturing method of.

なお、ここでいう「高強度」とは、鋼管の降伏応力YSが758MPa以上862MPa未満である場合をいうものとする。また、ここでいう「耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れた」とは、NACE TM0177 Method Aに規定された試験方法に準拠し、硫化水素が飽和したpHを2.7に調整した0.5質量％酢酸＋5.0質量％食塩水溶液（液温：24℃）中で定荷重試験を実施し、被試験材が実際の降伏応力の75％の応力を負荷した状態で720hを超えて割れが生じない場合をいうものとする。
また、ここでいう「所望の範囲の強度を安定して得る」とは、TP＝（T+273）×（log t＋20）（T：焼戻し温度（℃）、t：焼戻しの保持時間（hｒ））とし、成分と製造条件が同じ二つの管素材を、それぞれのTPの差の絶対値ΔTPが220以上となる条件で焼戻しを行い、それらの焼戻した管の降伏応力の差の絶対値（MPa）をΔYSとし、ΔYS/ΔTP≦0.242MPaである場合をいうものとする。焼戻し温度が高いほど、また、焼戻し時間が長いほどTPは大きくなりYSは低下する。焼戻し時間、焼戻し温度が変化した場合でも、上記のTPが同一であれば同一のYSとなり、同一鋼管のYSはTPで一義的に決まるため、ΔTPに対するΔYSを一定値以下にすることは、焼戻しの条件変動による強度変化が小さいことを意味する。例えば、ΔYS/ΔTP=0.2、YSの管理範囲が68.9MPa（10ksi）とした場合、ΔTP≦344.5と導かれるため、YSの上限下限値を満足する範囲で焼戻し温度と時間の適正条件が決まる。 Here, “high strength” refers to the case where the yield stress YS of the steel pipe is 758 MPa or more and less than 862 MPa. In addition, “excellent in resistance to sulfide stress corrosion cracking (SSC resistance)” as used herein means that the pH at which hydrogen sulfide was saturated was adjusted to 2.7 in accordance with the test method specified in NACE TM0177 Method A. A constant load test was performed in 0.5 mass% acetic acid + 5.0 mass% saline solution (liquid temperature: 24 ° C), and the material to be tested cracked for more than 720h with a stress of 75% of the actual yield stress. The case where no occurs.
Further, “to obtain a desired range of strength stably” here means TP = (T + 273) × (log t + 20) (T: tempering temperature (° C.), t: tempering holding time (hr)) ), And tempering two pipe materials with the same composition and production conditions under the condition that the absolute value of each TP difference ΔTP is 220 or more, and the absolute value of the difference in yield stress of those tempered pipes (MPa) ) Is ΔYS, and ΔYS / ΔTP ≦ 0.242 MPa. The higher the tempering temperature and the longer the tempering time, the larger the TP and the lower the YS. Even if the tempering time and tempering temperature change, if the above TP is the same, the same YS is obtained, and the YS of the same steel pipe is uniquely determined by TP. It means that the intensity change due to the condition fluctuation is small. For example, if ΔYS / ΔTP = 0.2 and the YS management range is 68.9 MPa (10 ksi), it is derived that ΔTP ≦ 344.5, and therefore appropriate conditions for the tempering temperature and time are determined within a range that satisfies the upper and lower limits of YS.

本発明者らは、上記した目的を達成するためには、所望の高強度と優れた耐SSC性とを両立させることが必要であることから、強度と耐SSC性に及ぼす各種要因について鋭意研究した。耐SSC性は強度が低いほど優れるため、製造工程のばらつきに起因した強度の上昇により、耐SSC性が低下する。従来の鋼材では、優れた耐SSC性を得るために、焼入れによりマルテンサイト組織にし、高温で焼戻すことにより水素のトラップサイトとなる転位密度を減少させることが知られているが、高強度であるほど、焼戻しによる強度低下が大きいため、耐SSC性を満足する強度範囲に安定させることが困難であった。しかしながら、本発明者らは、焼入れで得られる組織の焼入れまま硬さを鋼材の化学成分と焼入れの際の冷却方法によって制御することにより、焼戻しによる強度変化が抑制されることを見出した。また、高強度であるほど耐SSC性を得るのが困難となるため、耐SSC性を安定的に確保するために耐SSC性を左右する強度のバラツキをより小さくすることが必要となるが、狭レンジの強度を安定して得ることにより、SSC試験結果が安定することを見出した。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors need to achieve both desired high strength and excellent SSC resistance, and therefore earnestly research on various factors affecting strength and SSC resistance. did. Since the SSC resistance is better as the strength is lower, the SSC resistance is reduced due to an increase in strength due to variations in the manufacturing process. Conventional steel is known to reduce the dislocation density, which becomes a trapping site of hydrogen by tempering at a high temperature by quenching into a martensite structure in order to obtain excellent SSC resistance. The more the strength is reduced by tempering, the more it is difficult to stabilize the strength within the strength range that satisfies the SSC resistance. However, the present inventors have found that the strength change due to tempering can be suppressed by controlling the hardness of the structure obtained by quenching with the chemical components of the steel material and the cooling method during quenching. In addition, it is difficult to obtain SSC resistance as the strength is high, so it is necessary to reduce the variation in strength that affects SSC resistance in order to stably secure SSC resistance. It was found that the SSC test results were stabilized by stably obtaining a narrow range of strength.

このようなことから、本発明者らは、高強度鋼における耐SSC性の安定化のためには、化学組成を制御するとともに、焼入れまま組織をマルテンサイトより転位密度の低いベイナイトを含む組織に制御することにより、焼戻しによる強度変化を小さくすることに思い至った。 For these reasons, the present inventors have controlled the chemical composition in order to stabilize the SSC resistance in high-strength steel, and changed the as-quenched structure to a structure containing bainite having a lower dislocation density than martensite. By controlling, it came to think that the strength change by tempering was made small.

本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］質量％で、C ：0.20〜0.45％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.3〜0.9％、P ：0.015％以下、S ：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、N ：0.001〜0.006％、Cr：0.1〜0.8%、Mo：0.1〜1.6％、V ：0.02〜0.2％、Nb：0.001〜0.04％、B：0.0003〜0.0030％、O（酸素）：0.0030％以下、を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ロックウェル硬さHRCが（１）式を満たす高強度油井用鋼管用素材。
15.6×[%C]＋29.2≦HRC＜60.5×[%C]＋31.1 ・・・（１）
（１）式中、[%C]は、Cの含有量の質量％である。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.003〜0.025％を含有し、N含有量に対するTi含有量の比（Ti／N）：2.0〜5.0を満足する前記［１］に記載の高強度油井用鋼材。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：3.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する前記［１］または［２］に記載の高強度油井用鋼管用素材。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する前記［１］〜［３］のいずれか１つに記載の高強度油井用鋼管用素材。
［５］前記［１］〜［４］のいずれか１つに記載の高強度油井用鋼管用素材を用いた鋼管の製造方法であり、
焼入れ後の前記素材に焼戻処理を施す工程を含む、降伏応力YSが758MPa以上862MPa未満である高強度油井用鋼管の製造方法。 The present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
[1] By mass%, C: 0.20 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 0.3 to 0.9%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005 to 0.10%, N: 0.001 -0.006%, Cr: 0.1-0.8%, Mo: 0.1-1.6%, V: 0.02-0.2%, Nb: 0.001-0.04%, B: 0.0003-0.0030%, O (oxygen): 0.0030% or less And a steel pipe material for high-strength oil wells having a composition consisting of the remaining Fe and inevitable impurities and having a Rockwell hardness HRC satisfying the formula (1).
15.6 × [% C] + 29.2 ≦ HRC <60.5 × [% C] +31.1 (1)
(1) In the formula, [% C] is mass% of the C content.
[2] In addition to the above composition, further containing, by mass%, Ti: 0.003 to 0.025% and satisfying the ratio of Ti content to N content (Ti / N): 2.0 to 5.0 The high-strength steel material for oil wells described.
[3] In addition to the above composition, the composition further contains one or more selected from Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, W: 3.0% or less in terms of mass% [1] Or the raw material for steel pipes for high strength oil wells as described in [2].
[4] The steel pipe material for high-strength oil wells according to any one of [1] to [3], further containing Ca: 0.0005 to 0.005% by mass% in addition to the composition.
[5] A method of manufacturing a steel pipe using the high-strength steel well material for oil wells according to any one of [1] to [4],
A method for producing a steel pipe for high strength oil well having a yield stress YS of 758 MPa or more and less than 862 MPa, comprising a step of tempering the material after quenching.

本発明によれば、YSが758MPa以上862MPa未満を満たす鋼管にした場合に、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に優れ、かつ、焼戻し条件に対する強度変化を抑制することが可能な高強度油井用鋼管用素材および該素材を用いた高強度油井用鋼管の製造方法が提供される。 According to the present invention, when a steel pipe satisfying YS of 758 MPa or more and less than 862 MPa is used, it has excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking (SSC resistance) and can suppress a change in strength with respect to tempering conditions. A material for a steel pipe for a strength oil well and a method for producing a steel pipe for a high strength oil well using the material are provided.

本発明の高強度油井用鋼管用素材は、質量％で、C：0.20〜0.45％、Si：0.05〜0.40％、Mn：0.3〜0.9％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Al：0.005〜0.10％、N：0.001〜0.006％、Cr：0.1〜0.8%、Mo：0.1％〜1.6％、V：0.02〜0.2％、Nb：0.001〜0.04％、B：0.0003〜0.0030％、O（酸素）：0.0030％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ロックウェル硬さHRCが以下の（１）式を満たす。
15.6×[%C]＋29.2≦HRC＜60.5×[%C]＋31.1 ・・・（１）
なお、（１）式中、[%C]は、Cの含有量の質量％である。また、ロックウェル硬さHRCは焼入れままのロックウェル硬さである。
まず、本発明の高強度油井用鋼管用素材の組成限定理由について説明する。以下、組成における質量％は、単に％で記す。 The material for steel pipes for high strength oil wells of the present invention is in mass%, C: 0.20 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.40%, Mn: 0.3 to 0.9%, P: 0.015% or less, S: 0.005% or less, Al : 0.005 to 0.10%, N: 0.001 to 0.006%, Cr: 0.1 to 0.8%, Mo: 0.1% to 1.6%, V: 0.02 to 0.2%, Nb: 0.001 to 0.04%, B: 0.0003 to 0.0030%, O (Oxygen): It contains 0.0030% or less, has a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, and the Rockwell hardness HRC satisfies the following formula (1).
15.6 × [% C] + 29.2 ≦ HRC <60.5 × [% C] +31.1 (1)
In the formula (1), [% C] is mass% of the C content. Further, the Rockwell hardness HRC is as-quenched Rockwell hardness.
First, the reason for limiting the composition of the steel pipe raw material for high strength oil wells of the present invention will be described. Hereinafter, the mass% in the composition is simply expressed as%.

C：0.20〜0.45％
Cは、固溶して鋼の強度増加に寄与するとともに、鋼の焼入性を向上させ、焼入れ時にマルテンサイト相を主相とする組織の形成に寄与する。このような効果を得るためには、Cは0.20％以上の含有を必要とする。一方、Cの0.45％を超える含有は、焼入れ時に割れを発生させ、製造性を著しく低下させる。このため、Cは0.20〜0.45％とする。好ましくは、Cは0.20〜0.35％である。より好ましくは、Cは0.22〜0.32％である。 C: 0.20 ~ 0.45%
C dissolves and contributes to increasing the strength of the steel, improves the hardenability of the steel, and contributes to the formation of a structure whose main phase is the martensite phase during quenching. In order to acquire such an effect, C needs to contain 0.20% or more. On the other hand, if the content of C exceeds 0.45%, cracking occurs at the time of quenching, and the productivity is remarkably lowered. For this reason, C is made 0.20 to 0.45%. Preferably, C is 0.20 to 0.35%. More preferably, C is 0.22 to 0.32%.

Si：0.05〜0.40％
Siは、脱酸剤として作用するとともに、鋼中に固溶して鋼の強度を増加させ、さらに焼戻時の軟化を抑制する作用を有する元素である。このような効果を得るためには、Siは0.05％以上含有する必要がある。一方、Siの0.40％を超える含有は、軟化相であるフェライト相の生成を促進し、所望の高強度化を阻害し、さらに粗大な酸化物系介在物の形成を促進して、耐SSC性や靭性を低下させる。また、Siは偏析して局部的に鋼を硬化させる元素であり、0.40％を超えるSiの含有は、局部的硬化領域を形成し、耐SSC性を低下させるという悪影響をおよぼす。このようなことから、本発明では、Siは0.05〜0.40％とする。より好ましくは、Siは0.10〜0.30％である。 Si: 0.05-0.40%
Si is an element that acts as a deoxidizer, has a function of increasing the strength of the steel by solid solution in the steel, and further suppressing softening during tempering. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain Si 0.05% or more. On the other hand, the Si content exceeding 0.40% promotes the formation of a ferrite phase which is a softening phase, inhibits the desired increase in strength, further promotes the formation of coarse oxide inclusions, and is resistant to SSC. And reduce toughness. Further, Si is an element that segregates and locally hardens the steel, and the content of Si exceeding 0.40% has an adverse effect of forming a locally hardened region and lowering the SSC resistance. For these reasons, in the present invention, Si is made 0.05 to 0.40%. More preferably, Si is 0.10 to 0.30%.

Mn：0.3〜0.9％
Mnは、Cと同様に、鋼の焼入性を向上させ、鋼の強度増加に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Mnは0.3％以上の含有を必要とする。一方、Mnは、偏析して局部的に鋼を硬化させる元素であり、0.9％を超えるMnの含有は、局部的硬化領域を形成し、耐SSC性を低下させるという悪影響をおよぼす。このため、本発明では、Mnは0.3〜0.9％とする。好ましくは、Mnは0.4〜0.8％である。より好ましくは、Mnは0.5〜0.8％である。 Mn: 0.3-0.9%
Mn, like C, is an element that improves the hardenability of steel and contributes to an increase in steel strength. In order to acquire such an effect, Mn needs to contain 0.3% or more. On the other hand, Mn is an element that segregates and locally hardens the steel, and the content of Mn exceeding 0.9% forms a locally hardened region and has an adverse effect of lowering the SSC resistance. Therefore, in the present invention, Mn is set to 0.3 to 0.9%. Preferably, Mn is 0.4 to 0.8%. More preferably, Mn is 0.5 to 0.8%.

P：0.015％以下
Pは、粒界に偏析して粒界脆化を引き起こすだけでなく、偏析して局部的に鋼を硬化させる元素であり、本発明では、Pは不可避的不純物として、できるだけ低減することが好ましいが、0.015％までは許容できる。このため、Pは0.015％以下とする。好ましくは、Pは0.012％以下である。 P: 0.015% or less
P is an element that segregates at the grain boundaries and causes embrittlement at the grain boundaries, but also segregates and locally hardens the steel. In the present invention, P is preferably reduced as much as possible as an inevitable impurity. However, up to 0.015% is acceptable. Therefore, P is 0.015% or less. Preferably, P is 0.012% or less.

S：0.005％以下
Sは、不可避的不純物として、鋼中ではそのほとんどが硫化物系介在物として存在し、延性、靭性、さらには耐SSC性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.005％までは許容できる。このため、Sは0.005％以下とする。好ましくは、Sは0.003％以下である。 S: 0.005% or less
S is an inevitable impurity, most of which is present as sulfide inclusions in steel, and it is preferable to reduce it as much as possible to reduce ductility, toughness, and SSC resistance, but it is acceptable up to 0.005%. it can. For this reason, S is made 0.005% or less. Preferably, S is 0.003% or less.

Al：0.005〜0.10％
Alは、脱酸剤として作用するとともに、Nと結合してAlNを形成して、加熱時のオーステナイト粒の微細化に寄与する。また、Alは、Nを固定し、固溶BがNと結合するのを防止して、Bの焼入性向上効果の低減を抑制する。このような効果を得るためには、Alは0.005％以上の含有を必要とする。一方、0.10％を超えるAlの含有は、酸化物系介在物の増加をもたらし、鋼の清浄度を低下させて、延性、靭性、さらには耐SSC性の低下を招く。このため、Alは0.005〜0.10％とする。好ましくは、Alは0.01〜0.08％である。 Al: 0.005-0.10%
Al acts as a deoxidizer and combines with N to form AlN, contributing to the refinement of austenite grains during heating. In addition, Al fixes N and prevents solute B from binding to N, thereby suppressing the reduction of the effect of improving the hardenability of B. In order to acquire such an effect, Al needs to contain 0.005% or more. On the other hand, the content of Al exceeding 0.10% leads to an increase in oxide inclusions, lowers the cleanliness of the steel, and leads to a decrease in ductility, toughness and SSC resistance. For this reason, Al is made into 0.005-0.10%. Preferably, Al is 0.01 to 0.08%.

N：0.001〜0.006％
Nは、不可避的不純物として鋼中に存在するが、Alと結合してAlNを形成し、また、Tiを含有する場合はTiNを形成して、結晶粒を微細化し、靭性を向上させる作用を有する。このような効果を得るために、Nは0.001％以上の含有を必要とする。しかし、0.006％を超えるNの含有は、形成される窒化物が粗大化し、耐SSC性や靭性を著しく低下させる。このため、Nは0.001〜0.006％とする。 N: 0.001 to 0.006%
N is present in steel as an unavoidable impurity, but combines with Al to form AlN. When Ti is contained, TiN is formed to refine crystal grains and improve toughness. Have. In order to acquire such an effect, N needs to contain 0.001% or more. However, if N content exceeds 0.006%, the formed nitride becomes coarse, and the SSC resistance and toughness are significantly reduced. For this reason, N is made 0.001 to 0.006%.

Cr：0.1〜0.8％
Crは、焼入性の向上を介して鋼の強度を増加させるとともに、耐食性を向上させる元素である。また、Crは、焼戻処理時にCと結合し、M₃C、M₇C₃、M₂₃C₆（Mは金属元素）などの炭化物を形成し、焼戻軟化抵抗を向上させる元素であり、特に鋼管の高強度化に際しては必要な元素である。上記のM₃C型炭化物は、焼戻軟化抵抗を向上させる作用が強い。このような効果を得るためには、Crは0.1％以上の含有を必要とする。一方、0.8％を超えてCrを含有すると、焼入性が過剰に高くなり、工業的な焼入れ時の冷却制御では、所定の範囲内の焼入れ硬さを得ることができず、焼戻し温度による強度変化が大きくなる。また、多量のM₇C₃、M₂₃C₆を形成し、水素のトラップサイトとして作用して耐SSC性を低下させる。このようなことから、Crは、0.1〜0.8％とする。好ましくは、Crは0.3〜0.6％である。 Cr: 0.1-0.8%
Cr is an element that increases the strength of steel through the improvement of hardenability and improves the corrosion resistance. Cr is an element that combines with C during tempering to form carbides such as M ₃ C, M ₇ C ₃ , and M ₂₃ C ₆ (M is a metal element) and improves temper softening resistance. In particular, it is a necessary element for increasing the strength of steel pipes. The M ₃ C type carbide has a strong effect of improving the temper softening resistance. In order to acquire such an effect, Cr needs to contain 0.1% or more. On the other hand, if Cr exceeds 0.8%, the hardenability becomes excessively high, and the quenching hardness within the specified range cannot be obtained with the cooling control during industrial quenching, and the strength due to the tempering temperature. Change will be greater. Also, a large amount of M ₇ C ₃ and M ₂₃ C ₆ are formed, acting as hydrogen trap sites, and reducing the SSC resistance. For these reasons, Cr is made 0.1 to 0.8%. Preferably, Cr is 0.3 to 0.6%.

Mo：0.1〜1.6％
Moは、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強化に寄与する元素であり、焼戻により転位密度を低減させたうえで所望の強度を確保するのに有効に寄与する。また、転位密度の低減により耐SSC性が向上する。また、Moは、鋼中に固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して、耐SSC性の向上に寄与する。さらに、Moは、腐食生成物を緻密化し、さらに割れの起点となるピットの生成および成長を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、Moは0.1％以上の含有を必要とする。一方、1.6％を超えるMoの含有は、針状のM_２C析出物や、場合によってはLaves相（Fe₂Mo）の形成を促進して、耐SSC性を低下させる。このため、Moは0.1〜1.6％とする。Moは、好ましくは、0.3〜1.6％であり、より好ましくは、0.5〜1.6％である。 Mo: 0.1-1.6%
Mo is an element that forms carbides and contributes to strengthening of steel by precipitation strengthening, and contributes effectively to securing a desired strength after reducing dislocation density by tempering. In addition, SSC resistance is improved by reducing the dislocation density. Mo dissolves in the steel and segregates at the prior austenite grain boundaries, contributing to the improvement of SSC resistance. Furthermore, Mo has an action of densifying the corrosion product and further suppressing the generation and growth of pits that are the starting points of cracks. In order to obtain such an effect, the Mo content needs to be 0.1% or more. On the other hand, the Mo content exceeding 1.6% promotes the formation of needle-like M ₂ C precipitates and, in some cases, the Laves phase (Fe ₂ Mo), thereby reducing the SSC resistance. For this reason, Mo is made 0.1 to 1.6%. Mo is preferably 0.3 to 1.6%, and more preferably 0.5 to 1.6%.

V：0.02〜0.2％
Vは、炭化物や炭窒化物を形成し、鋼の強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Vは0.02％以上の含有を必要とする。一方、0.2％を超えてVを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、Vは0.02〜0.2％とする。好ましくは、Vは0.03〜0.15％である。 V: 0.02-0.2%
V is an element that forms carbides and carbonitrides and contributes to the strengthening of steel. In order to acquire such an effect, V needs to contain 0.02% or more. On the other hand, even if it contains V exceeding 0.2%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, V is 0.02 to 0.2%. Preferably, V is 0.03-0.15%.

Nb：0.001〜0.04％
Nbは、炭化物やあるいはさらに炭窒化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与するとともに、オーステナイト粒の微細化にも寄与する。このような効果を得るためには、Nbは0.001％以上の含有を必要とする。一方、Nb析出物は、SSC（硫化物応力腐食割れ）の伝播経路と成りやすく、0.04％を超えるNbの含有による多量のNb析出物の存在は、とくに降伏強さ110ksi（758MPa）以上の高強度油井用鋼管において、耐SSC性の顕著な低下に繋がる。このため、所望の高強度と優れた耐SSC性との両立の観点から、本発明では、Nbは0.001〜0.04％とする。 Nb: 0.001 to 0.04%
Nb forms carbides and / or carbonitrides, contributes to increasing the strength of the steel by precipitation strengthening, and also contributes to refinement of austenite grains. In order to acquire such an effect, Nb needs to contain 0.001% or more. On the other hand, Nb precipitates tend to be a propagation path for SSC (sulfide stress corrosion cracking), and the presence of a large amount of Nb precipitates due to the inclusion of Nb exceeding 0.04% is particularly high in yield strength of 110 ksi (758 MPa) or higher. In steel pipes for high strength oil wells, this leads to a significant decrease in SSC resistance. For this reason, from the viewpoint of achieving both desired high strength and excellent SSC resistance, Nb is set to 0.001 to 0.04% in the present invention.

B：0.0003〜0.0030％
Bは、オーステナイト粒界に偏析し、粒界からのフェライト変態を抑制することにより、微量の含有でも、鋼の焼入性を高める作用を有する。このような効果を得るためには、Bは0.0003％以上の含有を必要とする。一方、0.0030％超えてBを含有すると、炭窒化物等として析出し、焼入性が低下し、靭性が低下する。このため、Bは0.0003〜0.0030％とする。好ましくは、Bは0.0007〜0.0025％である。 B: 0.0003 to 0.0030%
B segregates at the austenite grain boundaries and suppresses the ferrite transformation from the grain boundaries, thereby having the effect of enhancing the hardenability of the steel even when contained in a small amount. In order to acquire such an effect, B needs to contain 0.0003% or more. On the other hand, when it contains B exceeding 0.0030%, it precipitates as carbonitride and the like, the hardenability is lowered, and the toughness is lowered. Therefore, B is 0.0003 to 0.0030%. Preferably, B is 0.0007-0.0025%.

Ｏ（酸素）：0.0030％以下
Ｏ（酸素）は、不可避的不純物として、鋼中では酸化物系介在物として存在している。この介在物は、SSCの発生起点となり、耐SSC性を低下させるため、本発明ではＯ（酸素）は、できるだけ低減することが好ましい。しかし、過剰な低減は精錬コストの高騰を招くため、0.0030％までのＯ（酸素）の含有は許容できる。このため、Ｏ（酸素）は0.0030％以下とする。好ましくは、Ｏ（酸素）は0.0020％以下である。 O (oxygen): 0.0030% or less O (oxygen) is present as an oxide inclusion in steel as an inevitable impurity. This inclusion is a starting point of SSC generation and lowers the SSC resistance. Therefore, in the present invention, O (oxygen) is preferably reduced as much as possible. However, excessive reduction leads to an increase in refining costs, so the content of O (oxygen) up to 0.0030% is acceptable. For this reason, O (oxygen) is made 0.0030% or less. Preferably, O (oxygen) is 0.0020% or less.

上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Mg：0.0008％以下、Co：0.05％以下が許容できる。 The balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities. As unavoidable impurities, Mg: 0.0008% or less, Co: 0.05% or less are acceptable.

また、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ti：0.003〜0.025％を含有することができる。さらに、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：3.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することもできる。また、さらに、Ca：0.0005〜0.005％を含有することもできる。 In addition to the basic composition, Ti: 0.003 to 0.025% can be further contained as a selective element. Furthermore, it is possible to contain one or more selected from Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, and W: 3.0% or less. Furthermore, Ca: 0.0005 to 0.005% can also be contained.

Ti：0.003〜0.025％
Tiは、溶鋼の凝固時にNと結合し微細なTiNとして析出して、そのピンニング効果により、オーステナイト粒の微細化に寄与する。このような効果はTi含有量が0.003％以上で得られる。一方、Tiを0.025％を超えて含有すると、TiNが粗大化し、上記したピンニング効果が発揮できず、かえって靭性が低下する。また、さらに粗大なTiNが起因となり、耐SSC性が低下する。このようなことから、Tiを含有する場合には、Tiは0.003〜0.025％とすることが好ましい。 Ti: 0.003-0.025%
Ti combines with N during solidification of molten steel and precipitates as fine TiN, which contributes to the refinement of austenite grains by its pinning effect. Such an effect is obtained when the Ti content is 0.003% or more. On the other hand, if Ti is contained in excess of 0.025%, TiN becomes coarse and the above-described pinning effect cannot be exhibited, but the toughness is reduced. In addition, the coarser TiN causes the SSC resistance to decrease. For these reasons, when Ti is contained, Ti is preferably 0.003 to 0.025%.

N含有量に対するTi含有量の比（Ti／N）：2.0〜5.0
Tiを含有する場合、Ti／Nが2.0未満では、Nの固定が不足しBNを形成し、Bによる焼入性向上効果が低下する。一方、Ti／Nが5.0を超える場合には、TiNが粗大化する傾向が顕著になり、靭性や耐SSC性が低下する。このようなことから、Tiを含有する場合、Ti／Nは2.0〜5.0とする。好ましくは、Ti／Nは2.5〜4.5である。 Ratio of Ti content to N content (Ti / N): 2.0-5.0
When Ti is contained, if Ti / N is less than 2.0, the fixation of N is insufficient, BN is formed, and the effect of improving the hardenability by B decreases. On the other hand, when Ti / N exceeds 5.0, the tendency of TiN to become coarse becomes remarkable, and toughness and SSC resistance decrease. Therefore, when Ti is contained, Ti / N is set to 2.0 to 5.0. Preferably, Ti / N is 2.5 to 4.5.

Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：3.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Cu、Ni、Wはいずれも、鋼の強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。 One or more selected from Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, W: 3.0% or less
Cu, Ni, and W are all elements that contribute to increasing the strength of steel, and can be selected from one or more as required.

Cuは、鋼の強度増加に寄与するとともに、さらに、靭性および耐食性を向上させる作用を有する元素である。特に、厳しい腐食環境下での耐SSC性の向上に、極めて有効な元素である。Cuを含有する場合には、緻密な腐食生成物が形成されて耐食性が向上するとともに、さらに割れの起点となるピットの生成および成長が抑制される。このような効果はCu含有量が0.03％以上で得られる。一方、Cuは1.0％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済性に不利となる。このため、Cuを含有する場合には、Cuは1.0％以下とすることが好ましい。 Cu is an element that contributes to increasing the strength of steel and further improves toughness and corrosion resistance. In particular, it is an extremely effective element for improving SSC resistance in severe corrosive environments. When Cu is contained, a dense corrosion product is formed to improve the corrosion resistance, and further, the generation and growth of pits that are the starting points of cracking are suppressed. Such an effect is obtained when the Cu content is 0.03% or more. On the other hand, even if Cu is contained in an amount exceeding 1.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is disadvantageous for economic efficiency. For this reason, when it contains Cu, it is preferable to make Cu into 1.0% or less.

Niは、鋼の強度増加に寄与するとともに、さらに、靭性および耐食性を向上させる元素である。このような効果はNi含有量が0.03％以上で得られる。一方、Niは1.0％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済性に不利となる。このため、Niを含有する場合には、Niは1.0％以下とすることが好ましい。 Ni is an element that contributes to increasing the strength of steel and further improves toughness and corrosion resistance. Such an effect is obtained when the Ni content is 0.03% or more. On the other hand, even if Ni is contained in an amount exceeding 1.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is disadvantageous for economic efficiency. For this reason, when Ni is contained, Ni is preferably 1.0% or less.

Wは、炭化物を形成し、析出強化により鋼の強度増加に寄与するとともに、固溶して、旧オーステナイト粒界に偏析して耐SSC性の向上に寄与する元素である。このような効果はW含有量が0.03％以上で得られる。一方、Wは3.0％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済性に不利となる。このため、Wを含有する場合には、Wは3.0％以下とすることが好ましい。 W is an element that forms carbides and contributes to increasing the strength of the steel by precipitation strengthening, and also dissolves and segregates at the prior austenite grain boundaries to contribute to the improvement of SSC resistance. Such an effect is obtained when the W content is 0.03% or more. On the other hand, even if W is contained in an amount exceeding 3.0%, the effect is saturated, and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is disadvantageous for economic efficiency. For this reason, when it contains W, it is preferable to make W 3.0% or less.

Ca：0.0005〜0.005％
Caは、Sと結合しCaSを形成して、硫化物系介在物の形態制御に有効に作用する元素であり、硫化物系介在物の形態制御を介して、靭性、耐SSC性の向上に寄与する。このような効果はCa含有量が0.0005％以上で得られる。一方、Caを0.005％を超えて含有しても、その効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済性に不利となる。このため、Caを含有する場合には、Caは0.0005〜0.005％とすることが好ましい。 Ca: 0.0005 to 0.005%
Ca is an element that combines with S to form CaS and effectively acts to control the morphology of sulfide inclusions, and improves toughness and SSC resistance through the morphology control of sulfide inclusions. Contribute. Such an effect is obtained when the Ca content is 0.0005% or more. On the other hand, even if Ca is contained in excess of 0.005%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is disadvantageous in terms of economy. For this reason, when it contains Ca, it is preferable to make Ca into 0.0005 to 0.005%.

ロックウェル硬さHRC：15.6×[%C]＋29.2以上、60.5×[%C]＋31.1未満（[%C]は、Cの含有量の質量％）
焼入れままでマルテンサイトの体積率が高いほど硬さは高くなり、その後の焼戻しによる軟化が顕著である。そのため、製造過程において存在する焼戻し温度のばらつき等による強度の変化がより助長されることになる。また、マルテンサイト組織は耐SSC性にとって有害とされる転位が多量に導入された組織であるため、高温で焼戻す必要があり、焼戻し温度に依存する強度を制御することが困難になる。そこで、本発明者らは、ロックウェル硬さ（焼入れままのロックウェル硬さ）HRCを制御して所望の降伏応力YSおよび優れた耐SSC性を安定に得ることに着目し、本発明では、焼入れままのロックウェル硬さHRCをCの含有量により制限し、15.6×[%C]＋29.2≦HRC＜60.5×[%C]＋31.1とする。ここで、[%C]は、Cの含有量の質量％である。
焼入れままのロックウェル硬さHRC が60.5×[%C]＋31.1以上となり、焼入れまま硬さが高くなると、焼戻し条件による強度変化が所定の範囲を超える。一方、焼入れままのロックウェル硬さHRCが20×[%C]＋24未満となると、焼戻しによる強度変化は小さいが、焼戻し後に758MPa以上の降伏応力を得ることができなくなる。そのため、焼入れままのロックウェル硬さHRCは、15.6×[%C]＋29.2≦HRC＜60.5×[%C]＋31.1とする。好ましくは、焼入れままのロックウェル硬さHRCは60.5×[%C]＋28.5未満である。 Rockwell hardness HRC: 15.6 x [% C] + 29.2 or more, 60.5 x [% C] + less than 31.1 ([% C] is mass% of C content)
As the volume ratio of martensite is higher in the as-quenched state, the hardness is higher, and the softening due to the subsequent tempering is remarkable. Therefore, a change in strength due to variations in the tempering temperature existing in the manufacturing process is further promoted. In addition, since the martensite structure is a structure in which a large amount of dislocations that are harmful to SSC resistance are introduced, it is necessary to temper at a high temperature, and it becomes difficult to control the strength depending on the tempering temperature. Therefore, the present inventors pay attention to stably obtaining desired yield stress YS and excellent SSC resistance by controlling the Rockwell hardness (as-quenched Rockwell hardness) HRC, in the present invention, The as-quenched Rockwell hardness HRC is limited by the C content, and 15.6 × [% C] + 29.2 ≦ HRC <60.5 × [% C] +31.1. Here, [% C] is mass% of the C content.
As-quenched Rockwell hardness HRC is 60.5 × [% C] +31.1 or more, and when the hardness is increased while quenching, the strength change due to tempering conditions exceeds the predetermined range. On the other hand, when the as-quenched Rockwell hardness HRC is less than 20 × [% C] +24, the strength change due to tempering is small, but it becomes impossible to obtain a yield stress of 758 MPa or more after tempering. Therefore, the hardened Rockwell hardness HRC is set to 15.6 × [% C] + 29.2 ≦ HRC <60.5 × [% C] +31.1. Preferably, the as-quenched Rockwell hardness HRC is less than 60.5 × [% C] +28.5.

焼入れままのロックウェル硬さHRCは、焼入れままの厚鋼板の全厚の1/2位置から圧延方向と平行な断面（L断面）の硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2245に基づいてロックウェル硬さ測定を実施することで測定することができる。 The as-quenched Rockwell hardness HRC is based on JIS Z 2245, taking specimens for hardness measurement of the cross-section (L cross-section) parallel to the rolling direction from half the total thickness of the as-quenched thick steel plate. It can be measured by performing Rockwell hardness measurement.

本発明の高強度継目無鋼管用素材における上記の焼入れまま組織については、肉厚（板厚）および焼入れ時の冷却方法で決まる焼入れ時の冷却速度と化学組成を適正に選択することにより調整することができる。すなわち、本発明の焼入れ硬さ範囲とするためには、焼入れの冷却速度によって成分を選択する必要があり、冷却速度を制御する技術を用いれば、その成分範囲を広げることが可能になる。 The above as-quenched structure in the material for high-strength seamless steel pipe of the present invention is adjusted by appropriately selecting the quenching cooling rate and chemical composition determined by the thickness (plate thickness) and the cooling method during quenching. be able to. That is, in order to make the quenching hardness range of the present invention, it is necessary to select a component according to the quenching cooling rate, and if the technique for controlling the cooling rate is used, the component range can be expanded.

次に、本発明の高強度油井用鋼管用素材を用いた高強度油井用鋼管の製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the steel pipe for high strength oil wells using the steel pipe raw material for high strength oil wells of this invention is demonstrated.

本発明の高強度油井用鋼管の製造方法では、焼入れをした前述の素材に焼戻処理を施して高強度油井用鋼管を得ることができる。より具体的に、高強度油井用鋼管の製造方法の一例としては、鋼片素材を加熱し、熱間加工を施して所定形状とし、加熱の加熱温度を、1050〜1350℃の範囲の温度とし、熱間加工後に、空冷以上の冷却速度で表面温度が200℃以下となる温度まで冷却を施し、該冷却後、850〜1000℃の範囲の温度に再加熱し、表面温度で200℃以下となる温度まで急冷する焼入れ処理を１回以上施し、焼入れ処理後625℃以上Ac₁変態点温度未満の範囲の温度に加熱し、焼戻処理を施す。 In the method for producing a steel pipe for high strength oil well according to the present invention, the above-mentioned quenched material can be tempered to obtain a steel pipe for high strength oil well. More specifically, as an example of a method for manufacturing a steel pipe for high-strength oil wells, a billet material is heated and hot-worked into a predetermined shape, and the heating temperature is set to a temperature in the range of 1050 to 1350 ° C. After the hot working, cooling is performed to a temperature at which the surface temperature becomes 200 ° C. or lower at a cooling rate of air cooling or higher, and after the cooling, reheating to a temperature in the range of 850 to 1000 ° C. Quenching treatment is performed at least once to quench the temperature, and after the quenching treatment, it is heated to a temperature in the range of 625 ° C. or more and less than the Ac ₁ transformation point temperature, and tempering treatment is performed.

上記のように、本発明では、上記した組成の鋼片素材を加熱し、熱間加工を施して所定形状の厚鋼板または継目無鋼管とする。 As described above, in the present invention, the steel slab material having the above composition is heated and subjected to hot working to obtain a thick steel plate or a seamless steel pipe having a predetermined shape.

本発明で使用する鋼片素材は、上記した組成を有する溶鋼を、電気炉や転炉等の常用の溶製方法で溶製・鋳造方法で、鋳片（丸鋳片）とすることが好ましい。鋳片をさらに熱間圧延し所定形状の鋼片としてもよい。 The slab material used in the present invention is preferably a slab (round slab) made of molten steel having the above composition by a smelting / casting method using a conventional smelting method such as an electric furnace or converter. . The slab may be further hot-rolled to form a steel slab having a predetermined shape.

ついで、上記した組成を有する鋳片（鋼片素材）に、加熱温度：1050〜1350℃に加熱し熱間加工を施して、所定寸法の鋼板または継目無鋼管とする。 Next, the slab having the above composition (steel slab material) is heated to a heating temperature of 1050 to 1350 ° C. and hot-worked to obtain a steel plate or a seamless steel pipe having a predetermined size.

加熱温度：1050〜1350℃
加熱温度が1050℃未満では、鋼管素材中の炭化物の溶解が不十分となる。一方、1350℃を超えて加熱されると、結晶粒が粗大化するとともに、凝固時に析出したTiNなどの析出物が粗大化し、また、セメンタイトが粗大化するため、鋼管靭性が低下する。また、1350℃を超える高温に加熱すると、鋼管素材表面にスケール層が厚く生成し、圧延時に表面疵等の発生原因になるとともに、エネルギーロスが増大し省エネルギーの観点から好ましくない。このようなことから、加熱温度は1050〜1350℃とする。好ましくは、加熱温度は1100〜1300℃である。 Heating temperature: 1050-1350 ° C
When the heating temperature is less than 1050 ° C., the dissolution of carbides in the steel pipe material becomes insufficient. On the other hand, when heated above 1350 ° C., crystal grains become coarse, precipitates such as TiN precipitated during solidification become coarse, and cementite becomes coarse, so that the steel pipe toughness decreases. Further, heating to a high temperature exceeding 1350 ° C. is not preferable from the viewpoint of energy saving because a thick scale layer is formed on the surface of the steel pipe material, causing surface flaws and the like during rolling and increasing energy loss. For this reason, the heating temperature is set to 1050 to 1350 ° C. Preferably, the heating temperature is 1100-1300 ° C.

加熱された鋼片の熱間圧延により厚鋼板とするか、加熱された鋼管素材をマンネスマン−プラグミル方式、あるいはマンネスマン−マンドレル方式の熱間圧延機を用いて熱間加工（造管）を施し、所定寸法の継目無鋼管とする。なお、プレス方式による熱間押出しで継目無鋼管としてもよい。 A hot steel slab is made into a thick steel plate by hot rolling, or the heated steel pipe material is subjected to hot working (pipe making) using a Mannesmann-plug mill method or a Mannesmann-Mandrel method hot rolling mill, It shall be a seamless steel pipe with the specified dimensions. In addition, it is good also as a seamless steel pipe by the hot extrusion by a press system.

所定の製品形状（厚鋼板や継目無鋼管）にする熱間加工を終了した後、表面温度が200℃以下となるまで空冷以上の冷却速度で冷却する冷却処理を施す。 After finishing the hot working into a predetermined product shape (thick steel plate or seamless steel pipe), a cooling process is performed to cool at a cooling rate equal to or higher than air cooling until the surface temperature becomes 200 ° C. or lower.

熱間加工終了後の冷却処理：冷却速度；空冷以上、冷却停止温度；200℃以下
本発明の組成範囲では、熱間加工後に空冷以上の冷却速度で冷却すれば、マルテンサイト相を主相とする組織を得ることができる。表面温度が200℃超えで空冷（冷却）を停止すると、変態が完全に完了していない場合がある。そのため、熱間加工後の冷却処理は、表面温度が200℃以下となるまで、空冷以上の冷却速度で冷却することとした。また、本発明において、「空冷以上の冷却速度」とは、0.1℃/ｓ以上のことを指す。0.1℃/s未満の冷却速度であると、冷却後の金属組織が不均一になり、その後の熱処理後の金属組織が不均一となる。 Cooling treatment after completion of hot working: cooling rate; air cooling or higher, cooling stop temperature: 200 ° C. or lower In the composition range of the present invention, if the cooling is performed at a cooling rate higher than air cooling after hot working, the martensite phase becomes the main phase. To get the organization to do. If air cooling (cooling) is stopped when the surface temperature exceeds 200 ° C, the transformation may not be completely completed. Therefore, in the cooling process after hot working, cooling is performed at a cooling rate equal to or higher than air cooling until the surface temperature becomes 200 ° C. or lower. In the present invention, the “cooling rate over air cooling” refers to 0.1 ° C./s or more. When the cooling rate is less than 0.1 ° C./s, the metal structure after cooling becomes non-uniform, and the metal structure after the subsequent heat treatment becomes non-uniform.

焼入れ処理のための再加熱温度：850〜1000℃
再加熱温度が、850℃未満では、オーステナイト単相域に加熱されないため、マルテンサイト相を主相とする組織が得られない。一方、1000℃を超えると、結晶粒が粗大化し靭性が低下することに加え、表面の酸化スケールが厚くなり、剥離しやすくなり、鋼板表面に疵が発生しやすくなる等の悪影響がある。さらに、熱処理炉への負荷が過大となり、省エネルギーの観点からも問題となる。このようなことから、焼入れ処理のための再加熱温度は、850〜1000℃とする。好ましくは、焼入れ処理のための再加熱温度は950℃以下である。 Reheating temperature for quenching treatment: 850-1000 ° C
If the reheating temperature is less than 850 ° C., the austenite single phase region is not heated, so that a structure having a martensite phase as a main phase cannot be obtained. On the other hand, when the temperature exceeds 1000 ° C., in addition to coarsening of crystal grains and lowering toughness, there are adverse effects such as thickening of the surface oxide scale, easy peeling, and the occurrence of wrinkles on the steel sheet surface. Furthermore, the load on the heat treatment furnace becomes excessive, which causes a problem from the viewpoint of energy saving. For this reason, the reheating temperature for quenching is 850 to 1000 ° C. Preferably, the reheating temperature for the quenching treatment is 950 ° C. or lower.

焼入れ処理：１回以上
また、再加熱した後に、焼入れ処理を少なくとも１回施し、本発明の高強度油井用鋼材を得る。焼入れ処理の冷却は、好ましくは板厚中心位置の温度で400℃以下の温度まで、2℃/ｓ以上の平均冷却速度で水冷し、表面温度が200℃以下となるまで、好ましくは100℃以下の温度まで冷却する。なお、焼入れ処理は、２回以上繰り返してもよい。 Quenching treatment: 1 time or more Further, after reheating, quenching treatment is performed at least once to obtain the steel material for high strength oil well of the present invention. Cooling in the quenching treatment is preferably performed by water cooling at an average cooling rate of 2 ° C / s or higher until the temperature at the center position of the plate thickness is 400 ° C or lower, and the surface temperature is 200 ° C or lower, preferably 100 ° C or lower Cool to the temperature of. The quenching process may be repeated twice or more.

焼入れ処理後の焼戻処理での焼戻温度：625℃以上Ac₁変態点温度未満
本発明の高強度油井用鋼管用素材に対する焼戻処理は、焼入れ処理（熱間加工後の冷却を含む）で形成された組織における転位密度を減少させ、靭性および耐SSC性を向上させるために行う。本発明では焼戻処理として、625℃以上、Ac₁変態点温度未満の範囲の温度（焼戻温度）に加熱し、高強度油井用鋼管を得ることができる。また、この加熱ののち、空冷する処理を行うことが好ましい。 Tempering temperature in the tempering process after quenching process: 625 ° C or higher and less than Ac ₁ transformation point temperature The tempering process for the material for steel pipes for high strength oil wells of the present invention is a quenching process (including cooling after hot working). This is done to reduce the dislocation density in the structure formed in step 1, and improve toughness and SSC resistance. In the present invention, as the tempering treatment, the steel pipe for high strength oil well can be obtained by heating to a temperature in the range of 625 ° C. or higher and lower than the Ac ₁ transformation point temperature (tempering temperature). Moreover, it is preferable to perform the process of air-cooling after this heating.

なお、Ac₁変態点は、下記式で算出された値を使用するものとする。 As the Ac ₁ transformation point, a value calculated by the following formula is used.

Ac₁変態点（℃）＝751 -26.6C +17.6Si -11.6Mn -169Al -23Cu -23Ni +24.1Cr +22.5Mo +233Nb -39.7V -5.7Ti -895B
（ここで、C、Si、Mn、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti、B：各元素の含有量（質量％））
Ac₁変態点の計算にあたっては、上記した式に記載された元素を含有しない場合には、当該元素の含有量を零％として算出するものとする。 Ac ₁ transformation point (° C) = 751 -26.6C + 17.6Si -11.6Mn -169Al -23Cu -23Ni + 24.1Cr + 22.5Mo + 233Nb -39.7V -5.7Ti -895B
(Here, C, Si, Mn, Al, Cu, Ni, Cr, Mo, Nb, V, Ti, B: content of each element (mass%))
In the calculation of the Ac ₁ transformation point, when the element described in the above formula is not included, the content of the element is calculated as 0%.

なお、焼入れ処理、焼戻処理を施したのち、必要に応じて、温間または冷間で、鋼管の形状不良を矯正する矯正処理を施してもよい。 In addition, after performing a quenching process and a tempering process, you may perform the correction process which corrects the shape defect of a steel pipe by warm or cold as needed.

以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。 Hereinafter, based on an Example, this invention is demonstrated further.

表１に示す組成の溶鋼を、転炉で溶製し、連続鋳造法で鋳片とし、鋼管素材とした。ついで、これら鋼管素材を、加熱炉に装入し、表２に示す加熱温度に加熱し保持（保持時間：2ｈ）した。ついで、加熱された鋼管素材に、マンネスマン−プラグ方式の熱間圧延機を用いて造管し、表２に示す管厚の継目無鋼管178.0〜224.5mmφ×肉厚12〜40mm）とした。熱間加工後、表２に示す表面温度で100℃未満の温度まで空冷する冷却を行った。
なお、焼戻処理については、ΔTPが238〜600となるように処理した。ここで、TP＝（T+273）×（log t＋20）である（T：焼戻し温度（℃）、t：焼戻しの保持時間（hｒ））。また、ΔYS：２種類の降伏応力の差の絶対値（MPa）、ΔTP：焼戻しパラメータTPの差の絶対値としたとき、焼戻し温度と焼戻しの保持時間から計算される焼戻しパラメータTPに対する降伏応力YSの変化：ΔYS/ΔTPは0.242MPa以下で合格である。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and cast into a slab by a continuous casting method to obtain a steel pipe material. Subsequently, these steel pipe materials were charged into a heating furnace and heated to the heating temperature shown in Table 2 and held (holding time: 2 h). Next, the heated steel pipe material was piped using a Mannesmann-plug type hot rolling mill to obtain a seamless steel pipe having a pipe thickness shown in Table 2 (178.0 to 224.5 mmφ × wall thickness 12 to 40 mm). After the hot working, cooling was performed by air cooling to a temperature of less than 100 ° C. at the surface temperature shown in Table 2.
In addition, about the tempering process, it processed so that (DELTA) TP might become 238-600. Here, TP = (T + 273) × (log t + 20) (T: tempering temperature (° C.), t: tempering holding time (hr)). ΔYS: Yield stress YS with respect to the tempering parameter TP calculated from the tempering temperature and the tempering holding time when ΔTP is the absolute value of the difference between the two types of yield stress (MPa) and ΔTP: the absolute value of the difference between the tempering parameters TP. Change: ΔYS / ΔTP is a pass of 0.242 MPa or less.

得られた鋼管から、試験片を採取し、硬さ測定、引張試験、硫化物応力腐食割れ試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）硬さ測定
得られた焼入れままの鋼管の全厚の1/2位置から圧延方向と平行な断面（L断面）の硬さ測定用試験片を採取し、JIS Z 2245に基づいてロックウェル硬さ測定を実施した。
（２）引張試験
得られた焼戻し後の鋼管の全厚の1/2位置を中心に引張方向が圧延方向と垂直な方向となるように、平行部径が6ｍｍφ、平行部長さ35mmの丸棒状引張試験片を採取し、JIS Z2241に基づいて引張試験を実施し、引張特性（降伏応力YS（0.7％耐力）、引張強さTS）を求めた。
（３）硫化物応力腐食割れ試験
得られた焼戻し後の鋼管について、YSが758MPa以上862MPa未満の場合に、1/2t位置を中心に引張方向が圧延方向と垂直な方向となるように、引張試験片（平行部径：6.35mmφ×平行部長さ25.4mm）を採取した。 Test pieces were collected from the obtained steel pipes and subjected to hardness measurement, tensile test, and sulfide stress corrosion cracking test. The test method was as follows.
(1) Hardness measurement Take a specimen for hardness measurement with a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction from 1/2 position of the total thickness of the as-quenched steel pipe and lock it based on JIS Z 2245 Well hardness measurements were performed.
(2) Tensile test Round bar shape with a parallel part diameter of 6mmφ and a parallel part length of 35mm so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction around the half of the total thickness of the obtained tempered steel pipe Tensile specimens were collected and subjected to a tensile test based on JIS Z2241 to determine tensile properties (yield stress YS (0.7% yield strength), tensile strength TS).
(3) Sulfide stress corrosion cracking test When the obtained tempered steel pipe is YS of 758MPa or more and less than 862MPa, the tensile direction should be perpendicular to the rolling direction centering on the 1 / 2t position. A test piece (parallel part diameter: 6.35 mmφ × parallel part length 25.4 mm) was collected.

上記した引張試験片を用い、NACE TM0177 Method Aに規定された試験方法に準拠して、硫化物応力腐食割れ試験を実施した。硫化物応力腐食割れ試験は、上記した引張試験片に対しては、硫化水素が飽和したpHを2.7に調整した0.5質量％酢酸＋5.0質量％食塩水溶液（液温：24℃）中で定荷重試験を実施し、被試験材が実際の降伏応力の75％の応力を負荷した状態で720hを超えて割れが生じない場合を耐SSC性が良好であると判断した。 Using the above-described tensile test piece, a sulfide stress corrosion cracking test was performed in accordance with the test method specified in NACE TM0177 Method A. The sulfide stress corrosion cracking test was performed on the above-mentioned tensile test piece in 0.5 mass% acetic acid + 5.0 mass% saline solution (liquid temperature: 24 ° C) adjusted to pH 2.7 at which hydrogen sulfide was saturated. A load test was conducted, and when the material to be tested was loaded with a stress of 75% of the actual yield stress, it was judged that the SSC resistance was good when cracking did not occur over 720h.

得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.

本発明例はいずれも、焼戻しパラメータTPに対する降伏応力YSの変化（ΔYS/ΔTP）0.242MPa以下であり、降伏応力YS：758MPa以上862MPa未満の高強度の鋼管とした場合に、優れた耐SSC性を兼備する。 In all of the inventive examples, the change in yield stress YS relative to the tempering parameter TP (ΔYS / ΔTP) is 0.242 MPa or less, and the yield stress YS: excellent SSC resistance when a high strength steel pipe of 758 MPa or more and less than 862 MPa is used. Combined.

一方、本発明の範囲を外れる比較例は、少なくとも焼戻しパラメータに対する降伏応力YSの変化が大きいか、耐SSC性が低下している。
No.2-1、2-2は本発明例の板厚40mmのNo.1-1、1-2と同じ鋼Aであるが、板厚12mm材を水冷したため、焼入れ硬さが本発明の範囲を高く外れ、ΔYS/ΔTPが本発明の範囲外である。一方、No.6-1、6-2、20-1、20-2、24-1、24-2は板厚12mm材の焼入れ処理を空冷としたために冷却速度が十分でなく、焼入れ硬さが本発明の範囲を低く外れ、耐SSC性が低下している。No.13、29〜35は、化学組成が本発明の範囲をはずれており、耐SSC性が低下している。 On the other hand, in the comparative example outside the scope of the present invention, at least the change in yield stress YS with respect to the tempering parameter is large or the SSC resistance is low.
Nos. 2-1 and 2-2 are the same steel A as No. 1-1 and 1-2 having a plate thickness of 40 mm in the example of the present invention. Out of the range, ΔYS / ΔTP is outside the range of the present invention. On the other hand, Nos.6-1, 6-2, 20-1, 20-2, 24-1, 24-2 were not cooled sufficiently because the quenching treatment of the 12mm thick plate was air-cooled, and the quenching hardness However, it is outside the scope of the present invention, and the SSC resistance is reduced. Nos. 13 and 29 to 35 are out of the range of the present invention in chemical composition, and the SSC resistance is lowered.

Claims

質量％で、
C ：0.20〜0.45％、 Si：0.05〜0.40％、
Mn：0.3〜0.9％、 P ：0.015％以下、
S ：0.005％以下、 Al：0.005〜0.10％、
N ：0.001〜0.006％、 Cr：0.1〜0.8％、
Mo：0.1〜1.6％、 V ：0.02〜0.2％、
Nb：0.001〜0.04％、 B：0.0003〜0.0030％、
O（酸素）：0.0030％以下、
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、ベイナイトを含む焼入れまま組織を有し、全厚の1/2位置における焼入れままのロックウェル硬さHRCが（１）式を満たす高強度油井用鋼管用素材。
15.6×[%C]＋29.2≦HRC＜60.5×[%C]＋31.1 ・・・（１）
（１）式中、[%C]は、Cの含有量の質量％である。 % By mass
C: 0.20 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.40%,
Mn: 0.3 to 0.9%, P: 0.015% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.005-0.10%,
N: 0.001 to 0.006%, Cr: 0.1 to 0.8%,
Mo: 0.1-1.6%, V: 0.02-0.2%,
Nb: 0.001 to 0.04%, B: 0.0003 to 0.0030%,
O (oxygen): 0.0030% or less,
And having a composition composed of the balance Fe and inevitable impurities, having an as-quenched structure containing bainite, and as-quenched Rockwell hardness HRC at 1/2 position of the total thickness satisfies the formula (1) Material for steel pipes for high strength oil wells.
15.6 × [% C] + 29.2 ≦ HRC <60.5 × [% C] +31.1 (1)
(1) In the formula, [% C] is mass% of the C content.

前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.003〜0.025％を含有し、N含有量に対するTi含有量の比（Ti／N）：2.0〜5.0を満足する請求項１に記載の高強度油井用鋼管用素材。 2. The high strength according to claim 1, further comprising, in addition to the composition, Ti: 0.003 to 0.025% and satisfying a ratio of Ti content to N content (Ti / N): 2.0 to 5.0. Material for steel pipes for oil wells.

前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：1.0％以下、Ni：1.0％以下、W：3.0％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の高強度油井用鋼管用素材。 The composition according to claim 1 or 2, further comprising one or more selected from Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, and W: 3.0% or less in mass% in addition to the composition. High strength steel pipe material for oil wells.

前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005〜0.005％を含有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度油井用鋼管用素材。 The steel pipe raw material for high-strength oil wells according to any one of claims 1 to 3, further comprising Ca: 0.0005 to 0.005% by mass% in addition to the composition.

請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度油井用鋼管用素材を用いた鋼管の製造方法であり、
焼入れ後の前記素材に焼戻処理を施す工程を含む、降伏応力YSが758MPa以上862MPa未満である高強度油井用鋼管の製造方法。 It is a manufacturing method of the steel pipe using the material for steel pipes for high strength oil wells of any 1 paragraph of Claims 1-4,
A method for producing a steel pipe for high strength oil well having a yield stress YS of 758 MPa or more and less than 862 MPa, comprising a step of tempering the material after quenching.