JPWO2016059763A1 - 低合金油井用鋼管 - Google Patents

Abstract

７９３ＭＰａ以上の降伏強度を有し、優れた耐ＳＳＣ性を有する低合金油井用鋼管を提供する。本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．４０〜２．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００１〜０．００３５％、及び、Ｃａ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。組織中において、円相当径で２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数は１００個/１００μｍ2以上である。上記低合金油井用鋼管の降伏強度は７９３ＭＰａ以上である。

Description

本発明は、鋼管に関し、さらに詳しくは、油井用鋼管に関する。

油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）の深井戸化により、油井用鋼管の高強度化が要求されている。従来、８０ｋｓｉ級（降伏応力が８０〜９５ｋｓｉ、つまり、５５１〜６５４ＭＰａ）や、９５ｋｓｉ級（降伏応力が９５〜１１０ｋｓｉ、つまり、６５４〜７５８ＭＰａ）の油井用鋼管が広く利用されてきた。しかしながら最近では、１１０ｋｓｉ級（降伏応力が１１０〜１２５ｋｓｉ、つまり、７５８〜８６２ＭＰａ）の油井用鋼管が利用され始めている。

深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有する。そのため、深井戸に使用される油井用鋼管は、高強度だけでなく、耐硫化物応力割れ性（耐Ｓｕｌｆｉｄｅ Ｓｔｒｅｓｓ Ｃｒａｃｋｉｎｇ性：以下、耐ＳＳＣ性という）も要求される。一般に鋼材の強度の上昇に伴い、ＳＳＣに対する感受性が高まる。

耐サワー油井用鋼管（Ｓｏｕｒ Ｓｅｒｖｉｃｅ ＯＣＴＧ）として販売される９５ｋｓｉ級又は１１０ｋｓｉ級以下の鋼管に対しては、通常、ＮＡＣＥ規定の試験方法による評価において、１ａｔｍのＨ₂Ｓ環境下で耐久できる耐ＳＳＣ性が保証されている。以下、１ａｔｍのＨ₂Ｓ環境を、標準条件という。

一方で、１２５ｋｓｉ級（降伏応力が８６２〜９６５ＭＰａ）の油井用鋼管に関しては、従来、多くの場合、標準条件よりもＨ₂Ｓ分圧のかなり小さい環境下における耐ＳＳＣ性しか保証されていない。つまり、下限降伏強度が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）を上回れば、優れた耐ＳＳＣ性を確保するのが急激に困難になる。

このような背景から、１ａｔｍのＨ₂Ｓの環境下において耐ＳＳＣ性が確保でき、かつ下限降伏強度が１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）に届かなくても、少しでも下限降伏強度の高い耐サワー油井管が求められている。

油井用鋼管の耐ＳＳＣ性を高める技術は特開昭６２−２５３７２０号公報（特許文献１）、特開昭５９−２３２２２０号公報（特許文献２）、特開平６−３２２４７８号公報（特許文献３）、特開平８−３１１５５１号公報（特許文献４）、特開２０００−２５６７８３号公報（特許文献５）、特開２０００−２９７３４４号公報（特許文献６）、特開２００５−３５０７５４号公報（特許文献７）、特表２０１２−５１９２３８号公報（特許文献８）及び特開２０１２−２６０３０号公報（特許文献９）に開示されている。

特許文献１は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物を低減して、油井用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献２は、焼入れを２回実施して結晶粒を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献３は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して、１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献４は、直接焼入れ法を利用して鋼の焼入れ性を高め、さらに、焼戻し温度を高めることにより、１１０ｋｓｉ級〜１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。

特許文献５及び特許文献６は、炭化物の形態を制御して１１０ｋｓｉ級〜１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献７は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）級以上の油井用鋼管の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献８は、０.３〜０.５％のＣを含有する低合金鋼に対して、複数回の焼入れを実施することにより、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める方法を提案する。特許文献９は、２段熱処理の焼戻し工程を採用して、炭化物の形態や個数を制御する方法を提案する。より具体的には、特許文献９では、大型のＭ3ＣあるいはＭ2Ｃの個数密度を抑制して、１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）級の鋼の耐ＳＳＣ性を高める。

特開昭６２−２５３７２０号公報 特開昭５９−２３２２２０号公報 特開平６−３２２４７８号公報 特開平８−３１１５５１号公報 特開２０００−２５６７８３号公報 特開２０００−２９７３４４号公報 特開２００５−３５０７５４号公報 特表２０１２−５１９２３８号公報 特開２０１２−２６０３０号公報

土山聡宏、熱処理vol.42,No.3,p165(2002) 「焼戻しパラメータの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用」

しかしながら、上記特許文献１〜９に開示された技術を適用しても、降伏強度が１１５ｋｓｉ（７９３ＭＰａ）以上の油井用鋼管の場合、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。

本発明の目的は、１１５ｋｓｉ級以上（７９３ＭＰａ以上）の降伏強度を有し、優れた耐ＳＳＣ性を有する低合金油井用鋼管を提供することを目的とする。

本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１.５０％、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．４０〜２．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００１〜０．００３５％、及び、Ｃａ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中において、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下である化学組成を有する。組織中において、円相当径で２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数は１００個/１００μｍ²以上である。上記低合金油井用鋼管の降伏強度は７９３ＭＰａ以上である。

上記化学組成は、Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有してもよい。

本発明による低合金油井用鋼管は１１５ｋｓｉ級以上（７９３ＭＰａ以上）の降伏強度を有し、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

図１は、降伏強度ＹＳとＫ_1SSCとの関係を示す図である。

以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。

本発明者らは、低合金油井用鋼管の耐ＳＳＣ性について検討した。その結果、本発明者らは次の知見を得た。

鋼管に対して低い焼戻し温度で焼戻しを実施した場合、微細なセメンタイトが多数析出する。析出したセメンタイトは扁平形状を有する。このような微細なセメンタイトは、ＳＳＣの発生の起点となる。焼戻し温度が低ければさらに、転位密度が低下しない。鋼中に侵入した水素は、扁平形状の微細セメンタイトと母材との界面にトラップされるだけでなく、転位にもトラップされる。微細セメンタイトと母材との界面及び転位にトラップされた水素により、ＳＳＣが発生しやすくなる。したがって、微細セメンタイトが多数生成し、転位密度が高ければ、耐ＳＳＣ性が低下する。

そこで、鋼管に焼戻し軟化抵抗を高める合金元素であるＭｏ及びＶを含有したうえで、高温で焼戻しを実施する。この場合、転位密度が低下する。そのため、耐ＳＳＣ性が高まる。高温で焼戻しを実施した場合はさらに、セメンタイトが成長して粗大なセメンタイトが形成される。微細なセメンタイトは、上述のように、扁平でその表面はＳＳＣを誘発しやすい。しかしながら、粗大なセメンタイトは球状化して比表面積が減少する。そのため、粗大なセメンタイトは、微細なセメンタイトと比較して、ＳＳＣ発生の起点になりにくい。したがって、微細セメンタイトに代えて、粗大セメンタイトを生成すれば、耐ＳＳＣ性が高まる。

しかしながら、セメンタイトは析出強化により鋼管の強度を高める。上述のとおり高温で焼戻しを実施した場合、粗大なセメンタイトが生成するものの、粗大なセメンタイトの個数は少ない。この場合、優れた耐ＳＳＣ性は得られるものの、７９３ＭＰａ以上の降伏強度が得られにくい。

そこで、本発明では、円相当径が２００ｎｍ以上の粗大なセメンタイトの個数を増加することにより、７９３ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する油井用鋼管を得る。以下、円相当径が２００ｎｍ以上の粗大なセメンタイトを、「粗大セメンタイト」という。

上述の油井用鋼管を得るために、焼戻しにおいて、６００〜６５０℃での低温焼戻しを実施し、その後、６７０〜７２０℃での高温焼戻しを実施する。この場合、低温焼戻しにおいて、微細なセメンタイトが多数生成される。微細なセメンタイトは、粗大セメンタイトの核となる。低温焼戻しで微細セメンタイトを多数析出しておけば、高温焼戻しにおいて、多数の微細セメンタイトが成長して多数の粗大セメンタイトが形成される。そのため、粗大セメンタイトの個数密度が高まる。その結果、７９３ＭＰａ以上の高強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する油井用鋼管が得られる。

以上の知見により完成した本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．２５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．４０〜２．００％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、Ｎ：０．００７％以下、Ｂ：０．０００１〜０．００３５％、及び、Ｃａ：０〜０．００５％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中において、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｃｕ：０．１０％以下である化学組成を有する。組織中において、円相当径で２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数は１００個/１００μｍ²以上である。上記低合金油井用鋼管の降伏強度は７９３ＭＰａ以上である。

以下、本発明による低合金油井用鋼管について詳述する。

［化学組成］
本発明による低合金油井鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。

Ｃ：０．２５〜０．３５％
本発明による低合金油井用鋼管のＣ含有量は幾分高めである。Ｃは、マルテンサイトのサブ組織を微細化して鋼の強度を高める。Ｃはさらに、炭化物を形成して鋼の強度を高める。炭化物はたとえば、セメンタイト、合金炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｔｉ炭化物等）である。Ｃ含有量が高ければさらに、炭化物の球状化が促進されるとともに、後述の熱処理によって多数の粗大セメンタイトを形成しやすくなり、強度と耐ＳＳＣ性の両立を可能にする。Ｃ含有量が０．２５％未満ではこれらの効果が不十分である。一方、Ｃ含有量が０．３５％を超えると、焼割れ感受性が高まり、通常の焼入れ処理では焼割れが発生する危険が高くなる。したがって、Ｃ含有量は０．２５〜０．３５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．２６％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．３２％であり、さらに好ましくは０．３０％である。

Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５０％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．１０％であり、さらに好ましくは、０．１７％である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．４０％であり、さらに好ましくは、０．３５％である。

Ｍｎ：０．１０〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、燐（Ｐ）及び硫黄（Ｓ）等の不純物元素とともに、粒界に偏析する。この場合、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１０〜１．５０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．２０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、１．００％であり、さらに好ましくは０．７５％である。

Ｃｒ：０．４０〜１．５０％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．４０〜１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４３％であり、さらに好ましくは０．４８％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、さらに好ましくは１．１０％である。

Ｍｏ：０．４０〜２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、炭化物を形成し、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｍｏは、高温焼戻しによる耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は０．４０〜２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．６５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは０．９０％である。

Ｖ：０．０５〜０．２５％
バナジウム（Ｖ）はＭｏと同様に、炭化物を形成して、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。その結果、Ｖは、高温焼戻しによる耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。Ｖ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５〜０．２５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０７％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１２％である。

Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％
ニオブ（Ｎｂ）は、Ｃ又はＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成する。これらの析出物（炭化物、窒化物及び炭窒化物）はピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）効果により鋼のサブ組織を微細化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、析出物が過剰に生成して鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１０〜０．０４０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。

Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％
チタン（Ｔｉ）は、鋳造割れの防止に有効である。Ｔｉは窒化物を形成して結晶粒の粗大化防止にも寄与する。そのため、本実施形態では少なくとも０．００２％のＴｉを含有させる。一方、Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えると大型の窒化物を形成して鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２〜０．０５０％である。好ましいＴｉ含有量の下限は０．００４％であり、好ましいＴｉ含有量の上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。

ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、この効果が得られず、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、介在物が増加して、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０６％である。本明細書にいう「Ａｌ」含有量は「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。

Ｎ：０．００７％以下
窒素（Ｎ）は不可避的に含有される。ＮはＴｉと結合して微細なＴｉＮを形成し、結晶粒を微細化する。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、粗大な窒化物が形成されて鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００７％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００４５％以下である。微細なＴｉＮを生成して結晶粒を微細化する観点から、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％である。

Ｂ：０．０００１〜０．００３５％
ボロン（Ｂ）は、鋼の焼入れ性を高める。Ｂが０．０００１％（１ｐｐｍ）以上含有されれば、上記の効果が得られる。一方、Ｂは、粒界にＭ₂₃ＣＢ₆を形成する傾向があり、Ｂ含有量が０．００３５％を超えると、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．０００１〜０．００３５％である。好ましいＢ含有量の下限は０．０００３％（３ｐｐｍ）であり、さらに好ましくは０．０００５％（５ｐｐｍ）である。Ｂ含有量は好ましくは０．００３０％以下であり、さらに好ましくは０．００２５％以下である。なお、Ｂの効果を活用するためには、Ｎと結合しないＢが存在できるように、Ｎ含有量を抑制するか、又は、ＮをＴｉで固定することが好ましい。

Ｃａ：０〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善する。この場合、鋼の靭性が高まる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、介在物が増加して鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．００５％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００２％である。

本発明の低合金油井用鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、又は、製造過程の環境等から混入する元素をいう。本発明においては、不純物中のＰ、Ｓ、Ｏ、Ｎｉ及びＣｕの含有量は、それぞれ、次のとおり規定される。

Ｐ：０．０２０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は、０．０２０％以下である。好ましいＰ含有量は０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｓ：０．０１０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００５％以下であり、さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｏ：０．００６％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは粗大な酸化物を形成し、鋼の耐食性を低下する。したがって、Ｏ含有量は０．００６％以下である。好ましいＯ含有量は０．００４％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。

Ｎｉ：０．１０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は不純物である。Ｎｉは鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。Ｎｉ含有量が０．１０％を超えると耐ＳＳＣ性が顕著に低下する。したがって、不純物元素としてのＮｉの含有量は０．１０％以下である。Ｎｉ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。

Ｃｕ：０．１０％以下
銅（Ｃｕ）は不純物である。銅は、鋼を脆化し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０．１０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０３％以下である。

［組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
上述の化学組成を有する低合金油井用鋼管の組織は、焼戻しマルテンサイトと、体積分率で０〜２％未満の残留オーステナイトとからなる。

本発明による低合金油井用鋼管の組織は、実質的に焼戻しマルテンサイト組織である。そのため、低合金油井鋼管の降伏強度は高い。具体的には、本発明の低合金油井用鋼管の降伏強度は７９３ＭＰａ以上（１１５ｋｓｉ級以上）である。本明細書でいう降伏強度は、０．７％全伸び法により定義される。

上記低合金油井用鋼管では、焼入れ後に残留オーステナイトが残存する場合がある。残留オーステナイトは強度のばらつきを発生させる。したがって、本発明においては、残留オーステナイトの体積率（％）は２％未満である。残留オーステナイトの体積率は低い方が好ましい。したがって、好ましくは、上記低合金油井用鋼管の組織では、残留オーステナイトの体積率が０％（つまり、焼戻しマルテンサイトからなる組織）である。焼入れ時の冷却停止温度を十分低く、好ましくは５０℃以下とすれば、残留オーステナイトの体積率が２％未満に抑えられる。

残留オーステナイトの体積率は、Ｘ線回折法を用いて、次の方法で求められる。製造された低合金油井用鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を化学研磨する。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線を入射Ｘとして、Ｘ線回折を実施する。具体的には、サンプルを用いて、フェライト相（α相）の（２００）面及び（２１１）面の面積分強度と、残留オーステナイト相（γ相）の（２００）面、（２２０）面及び（３１１）面の各々の面積分強度とを求める。その後、α相の各面と、γ相の各面との組合せ（合計６組）ごとに、式（１）を用いて体積率Ｖγ（％）を算出する。そして、６組の体積率Ｖγの平均値を、残留オーステナイトの体積率（％）と定義する。
Ｖγ＝１００／（１＋（Ｉα×Ｒγ）／（Ｉγ×Ｒα）） （１）
ここで、「Ｉα」、「Ｉγ」はそれぞれα相、γ相の積分強度である。「Ｒα」、「Ｒγ」はそれぞれ、α相、γ相のスケールファクタ（ｓｃａｌｅ ｆａｃｔｏｒ）であり、物質の種類と面方位とによって、結晶学的に理論計算される値である。

後述の製造方法を実施すれば、上記組織が得られる。

［旧オーステナイト結晶粒度］
好ましくは、本発明ではさらに、上記組織における旧オーステナイト粒（以下、旧γ粒ともいう）のＡＳＴＭ Ｅ１１２に基づく結晶粒度番号は９．０以上である。結晶粒度番号が９．０以上であれば、降伏強度が７９３ＭＰａ以上であっても、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。旧γ粒の好ましい結晶粒度番号（以下、旧γ粒度番号という）は９．５以上である。

旧γ粒度番号は、焼入れ後、焼戻し前の鋼材（いわゆる焼入れまま材）を用いて測定してもよいし、焼戻しされた鋼材（焼戻し材という）を用いて測定してもよい。焼戻しでは、旧γ粒のサイズは変更されない。したがって、焼入れまま材、及び、焼戻し材のいずれを用いても、旧γ粒のサイズは同じである。上記化学組成を有する鋼であれば、後述の周知の焼入れにより、旧γ粒度番号が９．０以上になる。

［粗大セメンタイト個数］
本発明ではさらに、上記組織において、円相当径で２００ｎｍ以上のセメンタイト個数ＣＮは、１００個／１００μｍ²以上である。

セメンタイトは、鋼管の降伏強度を高める。したがって、セメンタイト個数が少なすぎれば、鋼管の降伏強度が低下する。一方、セメンタイトが微細であれば、セメンタイトは針状の形状を有する。この場合、セメンタイトがＳＳＣの発生起点となりやすく、耐ＳＳＣ性が低下する。

鋼組成と熱処理条件とを適切に選定することで、微細なセメンタイトを成長させて粗大化させると、微細なセメンタイトの数が減少する。その結果、耐ＳＳＣ性が改善する。

微細セメンタイトの個数は直接測定するのが難しい。そこで、粗大セメンタイトの個数を測定することで代用する。セメンタイトの総量は鋼の炭素含有量で決定される。したがって、粗大セメンタイトの個数が多い場合、微細セメンタイトの個数は少ない。粗大セメンタイト個数ＣＮが１００個／１００μｍ²以上であれば、７９３ＭＰａ以上の降伏強度を有していても、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。粗大セメンタイト個数ＣＮは、次の方法で測定される。

鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取する。サンプルの表面のうち、鋼管の横断面（鋼管の軸方向と垂直な断面）に相当する面（以下、観察面という）を研磨する。ナイタル腐食液を用いて、研磨後の観察面をエッチングする。

走査型電子顕微鏡を用いて、エッチングされた観察面の任意の１０視野を観察する。各視野の面積は１０μｍ×１０μｍである。各視野において、複数のセメンタイトの各々の面積を求める。各セメンタイトの面積はたとえば、画像処理ソフトウェア（商品名：Ｉｍａｇｅ Ｊ１．４７ｖ）により求めることができる。得られた面積と同じ面積を持つ円の直径を、そのセメンタイトの円相当径と定義する。

各視野において、円相当径が２００ｎｍ以上のセメンタイト（つまり、粗大セメンタイト）を特定する。１０視野全ての粗大セメンタイトの総数ＴＮを求める。総数ＴＮを用いて、式（２）に基づいて粗大セメンタイト個数ＣＮを求める。
ＣＮ＝ＴＮ／１０視野の総面積×１００ （２）

上記化学組成を有し、かつ、粗大セメンタイト個数ＣＮが１００個／１００μｍ²以上であれば、低合金油井用鋼管は、７９３ＭＰａ以上の降伏強度を有し、かつ、優れた耐ＳＳＣ性を有する。

好ましい粗大セメンタイト個数ＣＮの下限は１２０個／１００μｍ²である。粗大セメンタイト個数ＣＮの上限は特に制限されないが、上述の化学組成の場合、好ましい粗大セメンタイト個数ＣＮの上限は２５０個／１００μｍ²である。

［製造方法］
本発明に係る低合金油井用鋼管の製造方法の一例を説明する。本例では、継目無鋼管（低合金油井用鋼管）の製造方法について説明する。継目無鋼管の製造方法は、製管工程と、焼入れ工程と、焼戻し工程とを備える。

［製管工程］
上述の化学組成の鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材はたとえば、スラブやブルームやビレットである。また、溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。

スラブやブルーム、インゴットを熱間加工してビレットにする。熱間圧延によりビレットにしてもよいし、熱間鍛造によりビレットにしてもよい。

ビレットを熱間加工して素管を製造する。始めに、ビレットを加熱炉で加熱する。加熱炉から抽出されたビレットに対して熱間加工を実施して、素管（継目無鋼管）を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施し、素管を製造する。この場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。穿孔圧延された丸ビレットをさらに、マンドレルミル、レデューサ、サイジングミル等により熱間圧延して素管にする。他の熱間加工方法により、ビレットから素管を製造してもよい。

［焼入れ工程］
熱間加工後の素管に対して、焼入れ及び焼戻し処理を実施する。焼入れ処理における焼入れ温度はＡｃ₃点以上である。好ましい焼入れ温度の上限は９３０℃である。

本発明では、鋼管の旧γ粒度番号を９．０以上にする。この粒度を実現するためには、少なくとも１回のＢＣＣ（体心立方）相からＦＣＣ（面心立方）相への変態を経ることが好ましく、オフラインでの焼入れを行うことが好ましい。直接焼入や、インライン焼入れ（熱間製管後大きく温度降下させることなくＡｒ₃点以上で均熱後、焼入れ）では、旧γ粒度番号９．０以上の細粒を実現することは難しい。

旧γ粒度番号を９．５以上の細粒にするためには、好ましくは、オフラインでの焼入前に、Ａｃ₃点以上に加熱して焼準（中間熱処理としての焼準）することが好ましい。また焼準に替えて、オフラインの焼入れ（中間熱処理としての焼入れ）を実施してもよい。

また、上記の中間熱処理としての焼準や、焼き入れに替えて、Ａｃ₁点超〜Ａｃ₃点未満の２相域温度で熱処理（中間熱処理としての２相域熱処理）を実施してもよい。この場合も旧γ粒を細粒化する上で顕著な効果がある。

直接焼入れやインライン焼入れで１回焼入された素管は、オフラインでの焼入れをさらに行うことで旧γ粒の細粒化を図ることができる。この場合、直接焼入れやインライン焼入を行った素管に対し５００℃〜５８０℃で１０〜３０分程度の熱処理を加えることで、オフライン焼入れ前の保管期間や運搬中に発生する鋼管の置き割れや衝撃割れを抑制できる。

焼入れは、Ａｃ₃点以上の温度からマルテンサイト変態開始温度以下の温度まで急冷することによって行う。急冷は、例えば水冷、ミストスプレー冷却等である。

上記焼入れ工程後の素管の旧γ粒度番号は、９．０以上になる。なお、旧γ粒の結晶粒度は、後述の焼戻し後においても変化しない。

［焼戻し工程］
焼戻し工程は、低温焼戻し工程と、高温焼戻し工程とを含む。

［低温焼戻し工程］
初めに、低温焼戻し工程を実施する。低温焼戻し工程での焼戻し温度Ｔ_Lは６００〜６５０℃である。また、低温焼戻し工程におけるＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰ_Lは、１７５００〜１８７５０である。
焼戻し温度が一定の場合、Ｌａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータは、次の式（３）で定義される。
ＬＭＰ＝（Ｔ＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ）） （３）
式（３）中のＴは焼戻し温度（℃）であり、ｔは時間（ｈｒ）である。

焼戻し温度が一定でない場合、換言すれば、焼戻し工程が、温度が上昇する加熱工程と温度が一定の均熱工程とを含む場合、加熱過程を考慮したＬａｒｓｏｎ−Ｍｉｌｌｅｒパラメータは、非特許文献１（土山聡宏，「熱処理」，第４２巻，第３号，ｐ１６３〜１６６（２００２年），「焼戻しパラメータの物理的意味の解釈と連続加熱・冷却熱処理過程への応用」）にしたがって、積算焼戻しパラメータとして計算することで求めることができる。

上述の積算焼戻しパラメータを求める方法では、加熱開始から加熱終了までの時間を総数Ｎの微小時間Δｔで分割する。ここで、（ｎ−１）番目の区間の平均温度をＴ_n-1（℃）、ｎ番目の区間の平均温度をＴ_n（℃）とする。最初の微小時間（ｎ＝１の場合の区間）に対応するＬＭＰ（１）は、以下の式により求めることができる。
ＬＭＰ（１）＝（Ｔ₁＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））

ＬＭＰ（１）は、以下の式により、温度Ｔ₂及び加熱時間ｔ₂に基づき算出されるＬＭＰと等価な値として表すことができる。
（Ｔ₁＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（Δｔ））＝（Ｔ₂＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ₂））

時間ｔ₂は、２番目の区間より前の区間（つまり、１番目の区間）での加熱に基づき算出されるＬＭＰの積算値と等価なＬＭＰを、温度Ｔ₂で得るための所要時間（等価時間）である。２番目の区間（温度Ｔ₂）における加熱時間は、時間ｔ₂に実際の加熱時間Δｔを加えた時間である。したがって、２番目の区間の加熱が完了した時点でのＬＭＰの積算値ＬＭＰ（２）は以下の式により求めることができる。
ＬＭＰ（２）＝（Ｔ₂＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ₂＋Δｔ））

この式を一般化すると、以下の式となる。
ＬＭＰ（ｎ）＝（Ｔ_n＋２７３）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ_n＋Δｔ）） （４）
ＬＭＰ（ｎ）は、ｎ番目の区間の加熱が完了した時点でのＬＭＰの積算値である。時間ｔ_nは（ｎ−１）番目の区間の加熱が完了した時点でのＬＭＰの積算値と等価なＬＭＰを、温度Ｔ_nで得るための等価時間である。時間ｔ_nは式（５）により求めることができる。

ｌｏｇ（ｔ_n）＝（(Ｔ_n-1＋２７３)／(Ｔ_n+２７３)）×（２０＋ｌｏｇ（ｔ_n-1））−２０ （５）
以上のとおり、加熱過程を考慮する必要がある場合は式（３）に代えて式（４）を適用する。

低温焼戻し工程では、上述のとおり、マルテンサイト中に過飽和に固溶していたＣ（炭素）がセメンタイトとして多数析出する。ここで析出したセメンタイトは微細であり、粗大セメンタイトの核となる。低温焼戻し温度Ｔ_Lが低すぎる、又は、ＬＭＰ_Lが低すぎる場合、セメンタイトの析出量が少ない。一方、低温焼戻し温度Ｔ_Lが高すぎる、又は、ＬＭＰ_Lが高すぎる場合も、粗大なセメンタイトが成長するものの、セメンタイトの析出数は少ない。

低温焼戻し温度Ｔ_Lが６００〜６５０℃であり、かつ、ＬＭＰ_Lが１７５００〜１８７５０であれば、低温焼戻し工程において、粗大セメンタイトの核となる微細なセメンタイトが多数析出する。

［高温焼戻し工程］
低温焼戻し工程の後、高温焼戻し工程を実施する。高温焼戻し工程では、低温焼戻し工程で析出した微細なセメンタイトを粗大化して、粗大セメンタイトを生成する。そのため、セメンタイトがＳＳＣの基点になるのを抑制しつつ、粗大セメンタイトにより鋼の強度を高めることができる。

高温焼戻し工程ではさらに、鋼中の転位密度を低減する。鋼中に浸入した水素は転位にトラップされ、ＳＳＣの起点となる。そのため、転位密度が高ければ、耐ＳＳＣ性が低くなる。高温焼戻し工程を実施することにより、鋼中の転位密度が低減する。そのため、耐ＳＳＣ性が高まる。

上述の効果を得るための高温焼戻し工程での焼戻し温度Ｔ_Hは６７０〜７２０℃であり、式（３）及び式（４）で定義されるＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰ_Hは、１．８５×１０⁴〜２．０５×１０⁴である。

焼戻し温度Ｔ_Hが低すぎる、又は、ＬＭＰ_Hが低すぎる場合、セメンタイトが粗大化せず、粗大セメンタイト個数ＣＮが１００個／１００μｍ²未満になる。さらに、転位密度が十分に低減しない。そのため、耐ＳＳＣ性が低い。

一方、焼戻し温度Ｔ_Hが高すぎる、又は、ＬＭＰ_Hが高すぎる場合、転位密度が過剰に低減する。この場合、上述の化学組成を有する鋼管の降伏強度は７９３ＭＰａ未満になる。

本発明での焼戻し工程は、上述のとおり低温焼戻し工程と、高温焼戻し工程の２段階の焼戻しを実施してもよい。具体的には、低温焼戻し工程を実施した後、鋼管を常温に冷却する。次に、常温の鋼管を加熱して高温焼戻し工程を実施する。低温焼戻し工程を実施した後、鋼管を冷却せずに、そのまま高温焼戻し温度Ｔ_Hに加熱して、高温焼戻し工程を実施してもよい。

さらに、低速で昇温しながら、６００〜６５０℃の温度域の滞留時間を大きくしながら高温域にする方法により、低温焼戻し工程と高温焼戻し工程とを連続的に実施してもよい（低速昇温による焼戻し）。たとえば、焼入れ後の鋼管に焼戻しを行うに当たり、５００℃から７００℃の間の温度域を、平均３℃／分以下の昇温速度で７１０℃まで連続的に加熱し、７１０℃で所定時間（たとえば６０分）均熱する。この場合、低温焼戻し温度Ｔ_L域（つまり、６００〜６５０℃域）でのＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰ_Lの積分値が１．７５×１０⁴〜１．８８×１０⁴であり、かつ、高温焼戻し温度Ｔ_H域（つまり、６７０〜７２０℃域）でのＬａｒｓｏｎ−ＭｉｌｌｅｒパラメータＬＭＰ_Hの積分値が１．８５×１０⁴〜２．０５×１０⁴であればよい。要するに、焼戻し工程において、低温焼戻し温Ｔ_L域でのＬＭＰ_Lが上記条件を満たし、高温焼戻し温度Ｔ_H域でのＬＭＰ_Hが上記条件を満たせば、焼戻し方法は特に限定されない。

上記製造方法により、本発明による低合金継目無鋼管が製造される。製造された継目無鋼管の組織は、焼戻しマルテンサイトと、０〜２％未満の残留オーステナイトからなる。さらに、旧γ粒度番号は９．０以上である。さらに、上述の焼戻し工程により、組織中における粗大セメンタイト個数ＣＮは１００個／１００μｍ²以上になる。

表１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成の溶鋼を製造した。

表１Ａ及び表１Ｂを参照して、鋼Ａ及び鋼Ｂの化学組成は、本発明の範囲内であった。鋼ＣはＣ（炭素）含有量が低すぎた。鋼ＤはＣ（炭素）含有量が高すぎ、かつ、Ｂを含有しなかった。

上記溶鋼を用いて連続鋳造によりスラブを製造した。スラブを分塊圧延して、直径３１０ｍｍの丸ビレットを製造した。マンネスマン・マンドレル法により丸ビレットを穿孔圧延及び延伸圧延して、直径２４４．４８ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無鋼管を製造した。

鋼Ａ、Ｂを用いた場合に関しては、熱間圧延完了後、鋼管の温度をＡr₃点以下に降下させることなく、９２０℃で均熱後焼入れ（インライン焼入れ）を行った。鋼Ｃ及びＤを用いた場合については、熱間製管後放冷した。

各継目無鋼管に関して、９００℃に再加熱して１５分均熱後水冷する焼入れを行った。但し、表２に示すように、試験番号４〜６、試験番号１１〜１３に関しては最終の焼入れ前に９２０℃に再加熱して１５分均熱後水冷する焼入れを行った。また、試験番号１５は鋼Ｄを用いた。試験番号１５は２回の焼入れを予定したが、１回目の焼入操作で焼割れが派生したため、以降の工程を中止し、評価対象から除外した。

焼入れ後の継目無鋼管に対して、表２に示す焼戻し処理を実施した。

表２を参照して、試験番号３、６、１４及び１６では、２段階の焼戻し処理を実施した。具体的には、上述の試験番号では、初めに、表２に示す焼戻し条件（Ｔ_L、ｔ_L、ＬＭＰ_L）で、低温焼戻しを実施した。表２中のｔ_Lは、焼戻し温度Ｔ_Lでの均熱時間（分）を示す。低温焼戻しを実施した後、継目無鋼管を室温（２５℃）まで放冷した。放冷後の継目無鋼管を用いて、表２に示す焼戻し条件（Ｔ_H、ｔ_H、ＬＭＰ_H）で、高温焼戻しを実施した。表２中のｔ_Hは、焼戻し温度Ｔ_Hでの均熱時間（分）を示す。いずれも、加熱過程での昇温速度は８℃／分で、連続的に継目無鋼管を昇温した。それぞれの加熱過程を考慮して、上述の通り、式（３）及び式（４）を用いて、ＬＭＰ_L及びＬＭＰ_Hを算出した。ＬＭＰ_L及びＬＭＰ_Hの積算値の算定に当たっては、Δｔを１／６０時間（１分）とした。試験番号３、６、７〜１４及び１６では、各試験番号の焼戻し温度よりも１００℃低い温度をＴ₁（最初の区間の平均温度）とした。結果を表２に示す。

一方、試験番号１及び４では、温度７００℃になるまで、昇温速度２℃／分で連続的に昇温、試験番号２及び５は、焼戻し温度が６８０℃になるまで、昇温速度３℃／分で連続的に昇温し、試験番号１及び４については７００℃で６０分、試験番号２及び５については６８０℃で１５５分均熱して焼き戻した。つまり、試験番号１、２、４及び５では、低速昇温による焼戻しを実施した。低速昇温焼戻しにおいて、焼戻し温度が６００〜６５０℃の温度範囲におけるＬＭＰ_L（式（４）で算出）は表２に示すとおりであった。試験番号１、２、４及び５では、６７０℃から焼戻し温度までの昇温過程でのＬＭＰ_Hの積算値に基づいて、高温焼戻しの焼戻し温度Ｔ_Hでの等価時間を計算した。等価時間と温度Ｔ_Hでの均熱時間との合計値を用いて、（４）式によりＬＭＰ_Hの値を計算した。

試験番号７〜１３では、１段の焼戻し（高温焼戻し）のみを実施した。この場合は８℃／分で連続的に昇温した。

［旧γ粒度番号測定試験］
焼入れ後の各試験番号の継目無鋼管を用いて、ＡＳＴＭ １１２Ｅに準拠した旧γ粒度番号を求めた。得られた旧γ粒度番号を表３に示す。旧γ粒度番号はいずれも、９．０以上であった。

［組織観察試験］
焼戻し後の各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取した。採取されたサンプルのうち、継目無鋼管の軸方向に対して垂直な断面のサンプル表面を研磨した。研磨後、ナイタールを用いて、研磨されたサンプル表面をエッチングした。エッチングされた表面を顕微鏡で観察した結果、いずれの試験番号も、焼戻しマルテンサイトからなる組織であった。上述の方法により残留オーステナイトの体積率を測定した結果、いずれの試験番号においても、残留オーステナイトの体積率は２％未満であった。

［粗大セメンタイト個数ＣＮ］
焼戻し後の各試験番号の継目無鋼管を用いて、上述の方法により、粗大セメンタイト個数ＣＮ（個／１００μｍ²）を求めた。得られた粗大セメンタイト個数ＣＮを表３に示す。

［降伏強度試験］
各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、ＪＩＳ Ｚ２２０１に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離２００ｍｍ）を採取した。試験片の中心軸は継目無鋼管の肉厚中心位置であり、継目無鋼管の長手方向に平行であった。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２４１に準拠した引張試験を、常温（２４℃）の大気中で実施し、降伏応力（ＹＳ）を求めた。降伏応力は、０．７％全伸び法により求めた。得られた降伏応力（ＭＰａ）を表３に示す。発明例においては、いずれの継目無鋼管も、その降伏強度は、１１５ｋｓｉ（７９３ＭＰａ）以上であった。

［ＤＣＢ試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、ＤＣＢ試験（Ｄｏｕｂｌｅ Ｃａｎｔｉｌｅｖｅｒ Ｂｅａｍ）試験を実施し、耐ＳＳＣ性を評価した。

具体的には、各継目無鋼管から厚さ１０ｍｍ、幅２５ｍｍ、長さ１００ｍｍのＤＣＢ試験片を３つ採取した。採取したＤＣＢ試験片を用いて、ＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）ＴＭ０１７７−２００５ＭｅｔｈｏｄＤに準拠して、ＤＣＢ試験を実施した。試験浴には１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた常温（２４℃）の５％食塩＋０．５％酢酸水溶液を使用した。試験浴にＤＣＢ試験片を３３６時間浸漬し、ＤＣＢ試験を実施した。試験片は、ＤＣＢ試験片の２つのアームに０．５１ｍｍ（＋０．０３ｍｍ／−０．０５ｍｍ）の変位を与えるくさびを用いて引張り下に置かれ、１４日間試験液中にさらされた。

試験後、各ＤＣＢ試験片に発生したき裂進展長さａを測定した。測定したき裂進展長さａと楔開放応力Ｐとから、以下の式（６）に基づいて応力拡大係数Ｋ_1SSC（ｋｓｉ√ｉｎ）を求めた。
Ｋ_1SSC＝Ｐａ（（２（√３）＋２．３８×（ｈ／ａ））×（Ｂ／Ｂｎ）^1/(√3)）／（Ｂ×ｈ^3/2） （６）

ここで、式（６）中の「ｈ」はＤＣＢ試験片の各アームの高さであり、「Ｂ」はＤＣＢ試験片の厚さであり、ＢｎはＤＣＢ試験片のウェブ厚さである。これらは、上述のＮＡＣＥ ＴＭ０１７７−２００５ＭｅｔｈｏｄＤに規定されている。

各試験番号の３つのＤＣＢ試験片で得られた応力拡大係数の平均値を、その試験番号の応力拡大係数Ｋ_1SSCと定義した。

［試験結果］

表３を参照して、試験番号３及び６の化学組成は適切であった。また、焼戻し処理では、２段焼戻し（低温焼戻し及び高温焼戻し）を実施して、各焼戻しの条件は適切であった。そのため、継目無鋼管の旧γ粒度番号は９．０以上であり、粗大セメンタイト個数ＣＮは１００個／１００μｍ²以上であった。さらに、Ｋ_1SSCは同程度の降伏強度ＹＳを有する比較例よりも大きく、優れた耐ＳＳＣ性を有した。

試験番号１及び２、試験番号４及び５の化学組成は適切であった。さらに、低速昇温焼戻しを実施し、その条件は適切であった。そのため、継目無鋼管の旧γ粒度番号は９．０以上であり、粗大セメンタイト個数ＣＮは１００個／１００μｍ²以上であった。さらに、Ｋ_1SSCは同程度の降伏強度ＹＳを有する比較例よりも大きく、優れた耐ＳＳＣ性を有した。

一方、試験番号７〜１３は、低温焼戻しを実施せず、また低速昇温焼戻に相当する焼戻しでもなかった。そのため、これらの試験番号ではいずれも、粗大セメンタイト個数ＣＮが１００個／１００μｍ²未満であった。

試験番号１４は２段焼戻しを実施したが、Ｃ含有量が０．２０％と本発明の下限値以下であったため、粗大セメンタイト個数ＣＮが１００個／１００μｍ²未満であった。試験番号１６も２段焼戻しを実施したが、高温焼戻しのＬＭＰ_Hが大きすぎたため、降伏強度がＹＳが低すぎた。

図１は、表３の結果を降伏強度ＹＳとＫ_1SSCの関係として図示したものである。一般に、低合金鋼においては、ＹＳの上昇とともにＫ_1SSCが低下する傾向があることは良く知られている。しかしながら、図１において、本発明の鋼管が、同一降伏強度においてより高いＫ_1SSCを示すことが明らかとなった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (2)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．２５〜０．３５％、
   Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
   Ｍｎ：０．１０〜１．５０％、
   Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、
   Ｍｏ：０．４０〜２．００％、
   Ｖ：０．０５〜０．２５％、
   Ｎｂ：０．０１０〜０．０４０％、
   Ｔｉ：０．００２〜０．０５０％、
   ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．１０％、
   Ｎ：０．００７％以下、
   Ｂ：０．０００１〜０．００３５％、及び、
   Ｃａ：０〜０．００５％、
   を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、
   前記不純物中において、
   Ｐ：０．０２０％以下、
   Ｓ：０．０１０％以下、
   Ｏ：０．００６％以下、
   Ｎｉ：０．１０％以下、及び、
   Ｃｕ：０．１０％以下、
   である化学組成を有し、
   組織中において、円相当径で２００ｎｍ以上のセメンタイトの個数が１００個/１００μｍ²以上であり、
   ７９３ＭＰａ以上の降伏強度を有する、低合金油井用鋼管。
2. 請求項１に記載の低合金油井用鋼管であって、
   前記化学組成は、
   Ｃａ：０．０００５〜０．００５％を含有する、低合金油井用鋼管。

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