WO2016079908A1 - 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents

油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 Download PDF

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石黒　康英
岡津　光浩
鍋島　誠司
太田　裕樹
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength seamless steel pipe suitable for use in oil well pipes and line pipes, and more particularly to improvement of resistance to sulfide stress corrosion cracking (SSC resistance) in a wet hydrogen sulfide environment (sour environment). .
  • SSC resistance sulfide stress corrosion cracking
  • Patent Document 1 In response to such a demand, for example, in Patent Document 1, C: 0.2 to 0.35%, Cr: 0.2 to 0.7%, Mo: 0.1 to 0.5%, V: 0.1 to 0.3%, and C, There has been proposed a method for producing oil well steel in which Cr, Mo and V are adjusted and a low alloy steel is quenched at the Ac 3 transformation point or higher and then tempered at 650 ° C. or higher and the Ac 1 transformation point or lower. 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.
  • 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%.
  • the hot working is finished at 1000 ° C or higher and subsequently quenched from 900 ° C or higher, then tempered at 550 ° C or higher and below the Ac 1 transformation point, and further 850-1000 ° C.
  • the total amount of precipitated carbide is 1.5 to 4% by mass, and the proportion of MC type carbide in the total amount of carbide is 5 to 45% by mass.
  • M 23 C 6 type carbide This ratio can be adjusted to 200 / t (t: wall thickness (mm)) mass% or less, and it is said that the oil well steel is excellent in toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking.
  • Patent Document 3 describes, in 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 80 ⁇ m or less than the maximum length of the non-metallic inclusions continuously by cross-section observation, the number of more than the particle size 20 ⁇ m 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.
  • 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 sulfide stress corrosion resistance satisfying 12V + 1-Mo ⁇ 0 Low alloy oil well pipe steels with excellent cracking properties have been proposed.
  • 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.
  • An object of the present invention is to solve the problems of the prior art and to provide a high-strength seamless steel pipe for oil wells excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance and a method for producing the same.
  • “high strength” here refers to the case where the yield strength YS is 125 ksi (862 MPa) or more.
  • “excellent in resistance to sulfide stress corrosion cracking” as used herein means 5.0 mass by which 10 kPa of hydrogen sulfide is saturated and the pH is adjusted to 3.5 in accordance with the test method specified in NACE TM0177 Method A. A constant load test is performed in an acetic acid-sodium acetate aqueous solution (liquid temperature: 24 ° C) containing a 1% sodium chloride aqueous solution, and cracks do not occur over 720h with a stress of 85% of the yield strength of the material under test. It shall be a case.
  • Nitride inclusions with a particle size of 4 ⁇ m or more and oxide inclusions with a particle size of 4 ⁇ m or more are the starting points of sulfide stress corrosion cracking (SSC). The larger the size, the more likely SSC is generated. I found out.
  • Nitride inclusions having a particle size of less than 4 ⁇ m do not become the starting point of SSC even if they are present alone, but if they become a large number, they will adversely affect SSC resistance, and less than 4 ⁇ m It has been found that a large number of oxide inclusions adversely affects SSC resistance.
  • the inventors reduced the number of nitride inclusions and oxide inclusions to an appropriate number or less depending on the size. I came up with the need to adjust.
  • the amount of N and amount of O in the production of steel pipe materials particularly during the melting and casting of molten steel. It is important to control so that the value falls within the desired range. Furthermore, it is important to manage manufacturing conditions in the steel refining process and the continuous casting process.
  • 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 0.50%, 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 0.1%, N: 0.006 % Or less, Cr: 0.6% to 1.7%, Mo: 1.0% to 3.0%, V: 0.02 to 0.3%, Nb: 0.001 to 0.02%, B: 0.0003 to 0.0030%, O (oxygen): 0.0030% or less , Ti: 0.003 to 0.025%, Ti and N are contained so as to satisfy Ti / N: 2.0 to 5.0, and the balance is composed of Fe and inevitable impurities, and the volume ratio of tempered martensite 95% or more, prior austenite grains with a grain size number of 8.5 or more, and in a cross section perpendicular to the rolling direction, 100 or less nitride
  • a method for producing a seamless steel pipe for oil wells in which a steel pipe material is heated and subjected to hot working to obtain a seamless steel pipe having a predetermined shape, and the oil well use according to any one of (1) to (3)
  • a method for producing a high-strength seamless steel pipe wherein the heating temperature is set to a temperature in the range of 1050 to 1350 ° C., and after the hot working, the surface temperature of the seamless steel pipe is 200 ° C. at a cooling rate higher than air cooling. Cool to the following temperature, and after the cooling, reheat to a temperature in the range of Ac 3 transformation point to 1000 ° C., quenching treatment to quench at a surface temperature of 200 ° C.
  • a method for producing a high-strength seamless steel pipe for oil wells which is subjected to a tempering treatment in which a temperature in the range of 600 to 740 ° C. is applied after the quenching treatment.
  • a high strength seamless steel pipe for oil wells having a high yield strength YS: 125 ksi (862 MPa) or more and excellent sulfide stress corrosion cracking resistance can be easily and inexpensively manufactured. There are remarkable effects in the industry.
  • by containing an appropriate amount of an appropriate alloy element and suppressing the formation of nitride inclusions and oxide inclusions desired high strength for oil wells and excellent SSC resistance can be obtained.
  • the high-strength seamless steel pipe to hold can be manufactured stably.
  • C 0.20 to 0.50% 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 0.50%, cracking occurs during quenching, and the productivity is significantly reduced. For this reason, C is limited to the range of 0.20 to 0.50%. Preferably, C is 0.20 to 0.35%. More preferably, C is 0.22 to 0.32%.
  • Si 0.05 to 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.
  • a large amount of Si exceeding 0.40% promotes the formation of a ferrite phase that is a softening phase, inhibits the desired high strength, and further promotes the formation of coarse oxide inclusions, Reduces SSC resistance and toughness.
  • Si is an element that segregates and locally hardens the steel, and if a large amount is contained, a local hardened region is formed and the SSC resistance is adversely affected. Therefore, in the present invention, Si is limited to the range of 0.05 to 0.40%.
  • Si is 0.05 to 0.30%. More preferably, Si is 0.20 to 0.30%.
  • Mn 0.3-0.9%
  • Mn 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.
  • Mn is an element that segregates and locally hardens the steel, and the inclusion of a large amount of Mn has an adverse effect of forming a local hardening region and lowering the SSC resistance. Therefore, in the present invention, Mn is limited to a range of 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% or less
  • P is an element that not only segregates at grain boundaries to cause grain boundary embrittlement but also segregates and locally hardens steel.
  • P is an inevitable impurity as much as possible. It is preferable to reduce it, but up to 0.015% is acceptable. For this reason, P was limited to 0.015% or less.
  • P is 0.012% or less.
  • S 0.005% or less S is an unavoidable impurity, most of which is present as sulfide inclusions in steel, and lowers ductility, toughness and SSC resistance. Up to 0.005% is acceptable. For this reason, S was limited to 0.005% or less. Preferably, S is 0.003% or less.
  • Al acts as a deoxidizer and combines with N to form AlN, contributing to the refinement of austenite grains during heating.
  • Al fixes N and prevents solute B from binding to N, thereby suppressing the reduction of the effect of improving the hardenability of B.
  • Al needs to contain 0.005% or more.
  • the content of Al exceeding 0.1% causes an increase in oxide inclusions, lowers the cleanliness of the steel, and leads to a decrease in ductility, toughness and SSC resistance.
  • Al is limited to the range of 0.005 to 0.1%.
  • Al is 0.01 to 0.08%. More preferably, Al is 0.02 to 0.05%.
  • N 0.006% or less N exists in steel as an unavoidable impurity, but forms AlN by combining with Al. If Ti is contained, TiN is formed to refine crystal grains and toughness. It has the effect
  • Cr 0.6% to 1.7% or less
  • 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.
  • M is a metal element
  • M 3 C type carbide has a strong effect of improving the temper softening resistance.
  • the Cr content needs to exceed 0.6%.
  • the Cr content exceeds 1.7%, a large amount of M 7 C 3 and M 23 C 6 is formed, which acts as a hydrogen trap site and lowers the SSC resistance.
  • Cr was limited to a range of 0.6% to 1.7%.
  • Cr is 0.8 to 1.5%. More preferably, Cr is 0.8 to 1.3%.
  • Mo More than 1.0% and less than 3.0% Mo is an element that forms carbides and contributes to strengthening steel by precipitation strengthening, and is effective in securing desired high strength after reducing dislocation density by tempering. Contribute to. 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 the effect of densifying the corrosion products 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 exceed 1.0%.
  • Mo exceed 3.0% promotes the formation of acicular M 2 C precipitates and, in some cases, the Laves phase (Fe 2 Mo), and decreases the SSC resistance.
  • Mo was limited to the range of more than 1.0% and less than 3.0%.
  • the Mo content is preferably more than 1.1% and less than 3.0%, more preferably more than 1.2% and less than 2.8%, and still more preferably 1.45 to 2.5%. More preferably, Mo is 1.45 to 1.80%.
  • V 0.02 to 0.3%
  • 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 0.3%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, V is limited to the range of 0.02 to 0.3%. In addition, Preferably it is 0.03 to 0.20%, More preferably, V is 0.15% or less.
  • Nb 0.001 to 0.02%
  • 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.
  • Nb precipitates tend to be a propagation path of SSC (sulfide stress corrosion cracking), and the presence of a large amount of Nb precipitates based on a large amount of Nb content exceeding 0.02% is particularly high strength with yield strength of 125 ksi or more. In steel, this leads to a significant decrease in SSC resistance.
  • Nb is limited to 0.001 to 0.02% from the viewpoint of achieving both desired high strength and excellent SSC resistance.
  • Nb is 0.001% or more and less than 0.01%.
  • 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 B is contained in excess of 0.0030%, it precipitates as carbonitride and the like, the hardenability is lowered, and thus the toughness is lowered. For this reason, B is limited to the range of 0.0003 to 0.0030%. Preferably, B is 0.0007 to 0.0025%.
  • O (oxygen) 0.0030% or less
  • O (oxygen) exists as an oxide inclusion in steel as an inevitable impurity. Since these inclusions become the starting point of SSC generation and reduce SSC resistance, in the present invention, it is preferable to reduce O (oxygen) as much as possible. However, excessive reduction leads to higher refining costs, so up to 0.0030% is acceptable. For this reason, O (oxygen) was limited to 0.0030% or less. In addition, Preferably, O is 0.0020% or less.
  • 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.
  • Ti needs to contain 0.003% or more.
  • TiN becomes coarse and the above-described pinning effect cannot be exhibited, but the toughness is reduced.
  • the coarser TiN causes the SSC resistance to decrease. For these reasons, Ti is limited to the range of 0.003 to 0.025%.
  • Ti / N 2.0-5.0
  • Ti / N is less than 2.0, the fixation of N is insufficient, BN is formed, and the effect of improving hardenability by B decreases.
  • Ti / N is larger than 5.0, the tendency of TiN to become coarse becomes remarkable, and toughness and SSC resistance are lowered. For this reason, Ti / N was limited to the range of 2.0 to 5.0.
  • Ti / N is 2.5 to 4.5.
  • the above-mentioned components are basic components.
  • one or two elements selected from Cu: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, and W: 3.0% or less are further selected as the selective elements. More than species, and / or Ca: 0.0005-0.005%.
  • Cu is an element that contributes to increasing the strength of steel and has the effect of improving toughness and corrosion resistance. In particular, it is an extremely effective element for improving SSC resistance in severe corrosive environments.
  • Cu When Cu is contained, a dense corrosion product is formed and the corrosion resistance is improved, and further, the generation and growth of pits as the starting point of cracking are suppressed.
  • it is desirable to contain Cu 0.03% or more.
  • Cu 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 limit Cu to 1.0% or less.
  • Ni is an element that contributes to increasing the strength of steel and further improves toughness and corrosion resistance. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain Ni 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 it contains Ni, it is preferable to limit Ni to 1.0% or less.
  • 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.
  • W is preferably contained in an amount of 0.03% or more.
  • W it is preferable to limit W to 3.0% or less.
  • 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. In order to acquire such an effect, Ca needs to contain at least 0.0005%. 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 Ca is contained, Ca is preferably limited to a range of 0.0005 to 0.005%.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • unavoidable impurities Mg: 0.0008% or less, Co: 0.05% or less are acceptable.
  • the high-strength seamless steel pipe of the present invention has the above-described composition, and further has a volume ratio of 95% or more with tempered martensite as the main phase, the prior austenite grains have a particle size number of 8.5 or more, and in the rolling direction.
  • the number of nitride inclusions with a particle size of 4 ⁇ m or more is 100 or less per 100 mm 2
  • the particle size is less than 1000 nitride inclusions with a size of less than 4 ⁇ m per 100 mm 2
  • the particle size is 4 ⁇ m or more -based inclusions 100 mm 2 per 40 or less
  • particle size: oxide inclusions of less than 4 ⁇ m has a tissue is 100 mm 2 400 per below.
  • Tempered martensite phase 95% or more
  • the martensite phase is used to secure the high strength of YS: 125 ksi class or higher and to maintain the ductility and toughness required for the structure.
  • the tempered martensite phase is the main phase.
  • the term “main phase” as used herein refers to a case where the phase is a single phase having a volume ratio of 100%, or the phase includes 95% or less of a volume ratio that does not affect the characteristics of the second phase. The case where it is more than%.
  • examples of the second phase include a bainite phase, a retained austenite phase, pearlite, or a mixed phase thereof.
  • the above structure of the high-strength seamless steel pipe of the present invention can be adjusted by appropriately selecting the heating temperature at the time of quenching according to the steel components and the cooling rate at the time of cooling.
  • Particle size number of prior austenite grains 8.5 or more If the particle size number of prior austenite grains is less than 8.5, the substructure of the martensite phase produced becomes coarse and SSC resistance decreases. For this reason, the particle size number of the prior austenite grains is limited to 8.5 or more. As the particle number, a value measured in accordance with JIS G 0551 is used.
  • the particle size number of the prior austenite grains can be adjusted by changing the heating rate, heating temperature and holding temperature in the quenching process, and the number of times of quenching process.
  • the number of nitride inclusions and oxide inclusions is adjusted within an appropriate range according to the size in order to improve SSC resistance.
  • the nitride inclusions and oxide inclusions are identified by automatic detection using a scanning electron microscope.
  • the nitride inclusions are mainly composed of Ti and Nb, and oxide inclusions. Is composed mainly of Al, Ca, and Mg.
  • the number of inclusions is a value measured in a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel pipe (cross section perpendicular to the pipe axis direction: C cross section).
  • the particle size of each inclusion is used as the size of the inclusion.
  • the particle size of the inclusions was obtained by calculating the equivalent circle diameter by obtaining the area of the inclusion particles and calculating the equivalent particle diameter.
  • Nitride inclusions with a grain size of 4 ⁇ m or more 100 or less per 100 mm 2
  • Nitride inclusions are the origin of SSC in high-strength steel pipes with a yield strength of 125 ksi or more, and the size is as large as 4 ⁇ m or more. The worse, the worse it is. Therefore, it is desirable to reduce the number of nitride inclusions of 4 ⁇ m or more as much as possible, but if the number is 100 or less per 100 mm 2 , the adverse effect on SSC resistance can be tolerated. Therefore, the number of nitride inclusions having a particle size of 4 ⁇ m or more is limited to 100 or less per 100 mm 2 . The number is preferably 84 or less.
  • Nitride inclusions with a particle size of less than 4 ⁇ m 1000 or less per 100 mm 2
  • Fine nitride inclusions with a particle size of less than 4 ⁇ m are not the origin of SSC even if they exist alone, but yield strength YS:
  • the number of high-strength steel pipes of 125 ksi class or higher increases, and if it exceeds 1000 per 100 mm 2 , the adverse effect on SSC resistance becomes unacceptable. For this reason, the number of nitride inclusions having a particle size of less than 4 ⁇ m is limited to 1000 or less per 100 mm 2 .
  • the number is preferably 900 or less.
  • Oxide inclusions have a yield strength of YS: 125 ksi class or higher. The larger it is, the greater the adverse effect. Therefore, it is desirable to reduce the number of oxide inclusions having a particle size of 4 ⁇ m or more as much as possible, but if the number is 40 or less per 100 mm 2 , an adverse effect on SSC resistance can be tolerated. For this reason, the number of oxide inclusions having a particle size of 4 ⁇ m or more is limited to 40 or less per 100 mm 2 . The number is preferably 35 or less.
  • Oxide inclusions with a grain size of less than 4 ⁇ m 400 or less per 100 mm 2
  • Oxide inclusions are the origin of SSC even if the grain size is less than 4 ⁇ m for high strength steels with yield strength of 125 ksi or higher.
  • the adverse effect on SSC resistance increases. Therefore, it is desirable to reduce the oxide inclusions having a particle diameter of less than 4 ⁇ m as much as possible, but it is acceptable if the number is 400 or less per 100 mm 2 .
  • the number of oxide inclusions having a particle size of less than 4 ⁇ m was limited to 400 or less per 100 mm 2 .
  • Preferably it is 365 or less.
  • the ladle from the ladle to the tundish is reduced so that the number of nitride inclusions and oxide inclusions is less than the number per unit area described above.
  • sealing with an inert gas is performed, and electromagnetic stirring is performed in the mold to achieve floating separation of inclusions.
  • the steel pipe material having the above composition is heated and hot-worked to obtain a seamless steel pipe having a predetermined shape.
  • the steel pipe material used in the present invention is prepared by melting molten steel having the above composition by a conventional melting method such as a converter, and by a conventional casting method such as a continuous casting method. It is preferable to do.
  • the slab may be further hot-rolled to obtain a round steel piece having a predetermined shape, or a round steel piece that has undergone ingot-bundling rolling.
  • the number of nitride inclusions and oxide inclusions is reduced so as to be equal to or less than the above number per unit area. To do. For this reason, it is necessary to reduce the steel pipe material (slab or steel slab) as much as possible within the ranges of N (nitrogen): 0.006% or less and O (oxygen): 0.0030% or less.
  • the heat stirring and refining treatment has a treatment time of 30 min or longer and the RH vacuum degassing treatment has a treatment time of 20 min or longer.
  • the ladle from the ladle to the tundish is reduced so that the number of nitride inclusions and oxide inclusions is less than the number per unit area described above.
  • the slab (steel pipe material) having the above composition is heated to a heating temperature of 1050 to 1350 ° C. and hot-worked to obtain a seamless steel pipe having a predetermined size.
  • Heating temperature 1050-1350 ° C
  • the heating temperature is less than 1050 ° C.
  • the dissolution of carbides in the steel pipe material becomes insufficient.
  • crystal grains become coarse, precipitates such as TiN precipitated during solidification become coarse, and cementite becomes coarse, so that the steel pipe toughness decreases.
  • 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.
  • the heating temperature was limited to a temperature in the range of 1050 to 1350 ° C.
  • the temperature is preferably 1100 to 1300 ° C.
  • the heated steel pipe material is then subjected to hot working (pipemaking) using a Mannesmann-plug mill type or Mannesmann-Mandrel type hot rolling mill to obtain a seamless steel pipe having a predetermined dimension.
  • a Mannesmann-plug mill type or Mannesmann-Mandrel type hot rolling mill to obtain a seamless steel pipe having a predetermined dimension.
  • it is good also as a seamless steel pipe by the hot extrusion by a press system.
  • the obtained seamless steel pipe is subjected to a cooling process of cooling at a cooling rate of air cooling or higher until the surface temperature becomes 200 ° C. or lower after the hot working is finished.
  • Cooling after completion of hot working Cooling rate: Air cooling or higher, Cooling stop temperature: 200 ° C. or lower
  • Cooling rate Air cooling or higher
  • Cooling stop temperature 200 ° C. or lower
  • the “cooling rate over air cooling” refers to 0.1 ° C./s or more.
  • ⁇ Temperature treatment is performed after cooling at a cooling rate higher than air cooling.
  • the tempering process is a process of heating to a temperature in the range of 600 to 740 ° C.
  • Tempering temperature 600-740 °C
  • the tempering treatment is performed for the purpose of reducing dislocation density and improving toughness and SSC resistance. If the tempering temperature is less than 600 ° C., the reduction of dislocations is insufficient, so that excellent SSC resistance cannot be ensured. On the other hand, when the temperature exceeds 740 ° C., the tissue is remarkably softened and the desired high strength cannot be ensured. For this reason, the tempering temperature was limited to the range of 600 to 740 ° C. The temperature is preferably 660 to 710 ° C.
  • Reheating temperature for quenching treatment Ac 3 transformation point or more and 1000 ° C or less If the reheating temperature is less than the Ac 3 transformation point, the austenite single phase region is not heated, so a structure with the martensite phase as the main phase is obtained. Absent. 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 causing wrinkling on the surface of the steel sheet. Furthermore, the load on the heat treatment furnace becomes excessive, which causes a problem from the viewpoint of energy saving. For these reasons and from the viewpoint of energy saving, the reheating temperature for quenching is limited to the Ac 3 transformation point or higher and 1000 ° C. or lower. In addition, Preferably it is 950 degrees C or less.
  • quenching treatment is performed.
  • the quenching cooling is preferably performed by water cooling at an average cooling rate of 2 ° C./s or more to a temperature of 400 ° C. or less at the center position of the plate thickness, and the surface temperature is It is preferable to cool to 200 ° C. or lower, preferably to a temperature of 100 ° C. or lower.
  • the quenching process may be repeated twice or more.
  • the hot metal discharged from the blast furnace was desulfurized and dephosphorized in the hot metal pretreatment, decarburized and dephosphorized in the converter, and as shown in Table 2, the heat treatment and refining treatment (LF ) And RH vacuum degassing treatment with a reflux rate of 120 ton / min and a treatment time of 10 to 40 min to obtain molten steel having the composition shown in Table 1, and a slab (round slab: 190 mm ⁇ ) by a continuous casting method. .
  • tundish Ar gas shielding was performed, and for other than N steel and R steel, electromagnetic stirring was performed in the mold.
  • the obtained slab was placed in a heating furnace as a steel pipe material, heated to the heating temperature shown in Table 2, and held (holding time: 2 h).
  • the heated steel pipe material was hot-worked using a Mannesmann-plug mill type hot rolling mill to obtain a seamless steel pipe (outer diameter 100 to 200 mm ⁇ ⁇ thickness 12 to 30 mm).
  • it air-cooled and the quenching tempering process was performed on the conditions shown in Table 2. In some cases, after hot working, it was cooled with water, and then tempered or quenched and tempered.
  • a test piece was collected from the obtained seamless steel pipe and subjected to a structure observation, a tensile test, and a sulfide stress corrosion cracking test.
  • the test method was as follows.
  • (1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation was taken from the inner surface side 1 / 4t position (t: pipe thickness) of the obtained seamless steel pipe, and the cross section (C cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the pipe was polished.
  • Corrosion Nital (nitric acid-ethanol mixed solution) corrosion
  • the prior austenite ( ⁇ ) particle size was measured using a structure observation specimen.
  • the cross section (C cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the tube of the tissue observation specimen is polished and corroded (picral liquid (picral (picric acid-ethanol mixed liquid)) to reveal the former ⁇ grain boundary, and an optical microscope ( (Magnification: 1000 times) and field of view: Imaged at 3 or more locations.
  • the particle size number of the old ⁇ grains was obtained using a cutting method in accordance with the provisions of JIS G0551. It was.
  • the number of particles identified as inclusions was obtained, the area of each particle was obtained, and the equivalent circle diameter was calculated to obtain the particle size of the inclusions. Then, the number density (inclusions / 100 mm 2 ) of inclusions having a particle size of 4 ⁇ m or more and inclusions having a particle size of less than 4 ⁇ m was calculated. Inclusions having a long side of less than 2 ⁇ m were not analyzed.
  • a sulfide stress corrosion cracking test was performed in accordance with the test method specified in NACE TM TM0177 Method A.
  • the tensile test piece described above was prepared using the test solution: (acetic acid-sodium acetate aqueous solution containing 5.0 mass% saline solution saturated with 10 kPa hydrogen sulfide and adjusted to pH 3.5 (liquid temperature: 24 °C)), and a constant load test that holds 85% of the yield strength YS under stress. If it did not break by 720h, the test was “O” (passed), and it broke by 720h. The case was evaluated as “x” (failed). In addition, when the target yield strength could not be secured, the sulfide stress corrosion cracking test was not performed.
  • All the examples of the present invention are seamless steel pipes having both high strength of yield strength YS: 862 MPa and excellent SSC resistance.
  • the yield strength YS is lowered and the desired high strength cannot be secured, or the SSC resistance is lowered.

Abstract

　耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管を提供する。　質量％で、C：0.20～0.50％、Si：0.05～0.40％、Mn：0.3～0.9％、Al：0.005～0.1％、N：0.006％以下、Cr：0.6％超え1.7％以下、Mo：1.0％超え3.0％以下、V：0.02～0.3％、Nb：0.001～0.02％、B：0.0003～0.0030％、O（酸素）：0.0030％以下、Ti：0.003～0.025％を含み、かつTi／N：2.0～5.0を満足し、焼戻マルテンサイト相を体積率で95％以上とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上であり、圧延方向に垂直な断面において、窒化物系介在物は粒径4μm以上が100個/100mm2以下、4μm未満が1000個/100mm2以下、酸化物系介在物は粒径4μm以上が40個/100mm2以下、4μm未満が400個/100mm2以下である。

Description

油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
　本発明は、油井管やラインパイプ用として好適な、高強度継目無鋼管に係り、とくに湿潤硫化水素環境（サワー環境）下での、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）の向上に関する。
　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：125ksi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。
　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。
　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。
　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。
　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。
特開2000－178682号公報 特開2000－297344号公報 特開2001－172739号公報 特開2007－16291号公報
　しかしながら、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）に影響を与える要因は多岐にわたるため、特許文献１～４に記載された技術だけでは、YS：125ksi級以上の高強度継目無鋼管の耐SSC性を、厳しい腐食環境で使用される油井用として十分な特性まで向上させる技術として十分であるとはいえない。しかも、特許文献１および２に記載された炭化物の種類と量や、特許文献３に記載された非金属介在物の形状や個数を、所望の範囲内に安定して調整することは、非常に難しいという問題もある。
　本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
　なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYSが125ksi（862MPa）以上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に優れた」とは、NACE TM0177 Method Aに規定された試験方法に準拠し、10kPaの硫化水素を飽和させ、pHを3.5に調整した5.0質量％食塩水溶液を含む酢酸－酢酸ナトリウム水溶液（液温：24℃）中で定荷重試験を実施し、被試験材降伏強さの85％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。
　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。その結果、降伏強さYS：125ksi級以上の高強度鋼管では、窒化物系介在物や酸化物系介在物が、そのサイズによって影響の度合は異なるが、耐SSC性に大きな影響を与えることを見出した。粒径が4μm以上の窒化物系介在物および4μm以上の酸化物系介在物はいずれも、硫化物応力腐食割れ（SSC）の発生起点となり、その大きさが大きいほど、SSCを発生しやすくすることを見出した。なお、粒径が4μm未満の窒化物系介在物は、単独で存在してもSSCの発生起点とはならないが、多数となると耐SSC性に悪影響を及ぼすようになること、また、4μm未満の酸化物系介在物も多数となると耐SSC性に悪影響を及ぼすこと、を見出した。
　このようなことから、本発明者らは、耐SSC性の更なる向上のためには、窒化物系介在物および酸化物系介在物の個数を、その大きさに応じて、適正な個数以下に調整する必要があることに思い至った。なお、窒化物系介在物および酸化物系介在物の個数を、適正な個数以下に調整するには、鋼管素材の製造時、とくに溶鋼の溶製時、鋳造時等に、Ｎ量、Ｏ量を所望の範囲内となるように、コントロールすることが肝要である。さらに、鋼の精錬工程および連続鋳造工程における製造条件の管理が重要である。
　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：0.20～0.50％、Si：0.05～0.40％、Mn：0.3～0.9％、P：0.015％以下、S：0.005％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.006％以下、Cr：0.6％超え1.7％以下、Mo：1.0％超え3.0％以下、V：0.02～0.3％、Nb：0.001～0.02％、B：0.0003～0.0030％、O（酸素）：0.0030％以下、Ti：0.003～0.025％を含み、かつTi、NをTi／N：2.0～5.0を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼戻マルテンサイトを体積率で95％以上とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上であり、圧延方向に垂直な断面において、粒径が4μm以上の窒化物系介在物が100mm2あたり100個以下、粒径が4μm未満の窒化物系介在物が100mm2あたり1000個以下、粒径が4μm以上の酸化物系介在物が100mm2あたり40個以下、粒径が4μm未満の酸化物系介在物が100mm2あたり400個以下である組織を有する、降伏強さYS：862MPa以上である油井用高強度継目無鋼管。
（２）（１）において、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種以上を含有する組成とする油井用高強度継目無鋼管。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0005～0.0050％を含有する組成とする油井用高強度継目無鋼管。
（４）鋼管素材を加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とする油井用継目無鋼管の製造方法であって、（１）ないし（３）のいずれかに記載の油井用高強度継目無鋼管の製造方法であり、前記加熱の加熱温度を、1050～1350℃の範囲の温度とし、前記熱間加工後に、前記継目無鋼管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、Ac3変態点以上1000℃以下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、前記焼入れ処理後600～740℃の範囲の温度に加熱する焼戻処理を施す油井用高強度継目無鋼管の製造方法。
　本発明によれば、降伏強さYS：125ksi（862MPa）以上の高強度を有し、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。本発明によれば、適正な合金元素を適正量含有させるとともに窒化物系介在物および酸化物系介在物の生成を抑制することにより、油井用として所望の高強度を、優れた耐SSC性とともに保持する高強度継目無鋼管を安定して製造できる。
　まず、本発明の高強度継目無鋼管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。
　C：0.20～0.50％
　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0.50％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0.20～0.50％の範囲に限定した。なお、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。
　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％を超える多量の含有は、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たり、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、多量の含有は、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％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Siは0.05～0.30％である。より好ましくは、Siは0.20～0.30％である。
　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、多量の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％の範囲に限定した。なお、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。
　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％以下に限定した。なお、好ましくは、Pは0.012％以下である。
　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％以下に限定した。なお、好ましくは、Sは0.003％以下である。
　Al：0.005～0.1％
　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、0.1％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0.005～0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Alは0.01～0.08％である。より好ましくは、Alは0.02～0.05％である。
　N：0.006％以下
　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。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0.006％以下に限定した。
　Cr：0.6％超え1.7％以下
　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、とくに鋼管の高強度化に際しては必要な元素である。特に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0.6％超えの含有を必要とする。一方、1.7％を超えてCrを含有すると、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、0.6％超え1.7％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、Crは0.8～1.5％である。より好ましくは、Crは0.8～1.3％である。
　Mo：1.0％超え3.0％以下
　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高強度を確保するのに有効に寄与する。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・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1.0％超えの含有を必要とする。一方、3.0％を超えるMoの含有は、針状のM２C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1.0％超え3.0％以下の範囲に限定した。なお、好ましくは、Moは、1.1％超え3.0％以下、より好ましくは、1.2％超え2.8％以下、さらに好ましくは、1.45～2.5％である。より好ましくは、Moは1.45～1.80％である。
　V：0.02～0.3％
　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、0.3％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0.02～0.3％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.03～0.20％、さらに好ましくは、Vは0.15％以下である。
　Nb：0.001～0.02％
　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、0.02％を超える多量のNb含有に基づく多量のNb析出物の存在は、とくに降伏強さ125ksi以上の高強度鋼材において、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0.001～0.02％に限定した。なお、好ましくは、Nbは0.001％以上、0.01％未満である。
　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、したがって靭性が低下する。このため、Bは0.0003～0.0030％の範囲に限定した。なお、好ましくは、Bは0.0007～0.0025％である。
　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。これら介在物は、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％までは許容できる。このため、O（酸素）は0.0030％以下に限定した。なお、好ましくは、Oは0.0020％以下である。
　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。このような効果を得るためには、Tiは0.003％以上の含有を必要とする。Tiは0.003％未満の含有ではその効果が小さい。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は0.003～0.025％の範囲に限定した。
　Ti/N：2.0～5.0
　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を超えて大きい場合には、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/Nは2.0～5.0の範囲に限定した。なお、好ましくは、Ti/Nは2.5～4.5である。
　上記した成分が基本の成分であるが、基本の組成に加えてさらに、選択元素として、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、および／または、Ca：0.0005～0.005％、を含有できる。
　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。
　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。とくに、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を含有した場合には、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。このような効果を得るためには、Cuは0.03％以上含有することが望ましい。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％以下に限定することが好ましい。
　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。このような効果を得るためには、Niは0.03％以上含有することが望ましい。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％以下に限定することが好ましい。
　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。このような効果を得るためにはWは0.03％以上含有することが望ましい。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％以下に限定することが好ましい。
　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。このような効果を得るためには、Caは少なくとも0.0005％の含有を必要とする。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％の範囲に限定することが好ましい。
　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。
　本発明の高強度継目無鋼管は、上記した組成を有し、さらに、焼戻マルテンサイトを主相として体積率で95％以上とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上であり、圧延方向に垂直な断面において、粒径：4μm以上の窒化物系介在物が100mm2あたり100個以下、粒径：4μm未満の窒化物系介在物が100mm2あたり1000個以下、粒径：4μm以上の酸化物系介在物が100mm2あたり40個以下、粒径：4μm未満の酸化物系介在物が100mm2あたり400個以下である組織を有する。
　焼戻マルテンサイト相：95％以上
　本発明の高強度継目無鋼管では、YS：125ksi級以上の高強度を確保するためと構造物として必要な延性や靭性を保持するために、マルテンサイト相を焼戻した焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここでいう「主相」とは、当該相が体積率で100％である単相である場合、あるいは第二相を特性に影響しない程度である体積率で5％以下含む、当該相が95％以上である場合をいう。なお、本発明では、第二相は、ベイナイト相、残留オーステナイト相、パーライトあるいはそれらの混合相が例示できる。
　本発明の高強度継目無鋼管における上記の組織については、鋼の成分に応じた焼入れ処理の際の加熱温度、冷却時の冷却速度を適正に選択することにより調整することができる。
　旧オーステナイト粒の粒度番号：8.5以上
　旧オーステナイト粒の粒度番号が8.5未満では、生成するマルテンサイト相の下部組織が粗大化し、耐SSC性が低下する。このため、旧オーステナイト粒の粒度番号を8.5以上に限定した。なお、粒度番号は、JIS G 0551の規定に準拠して測定した値を用いるものとする。
　本発明において、旧オーステナイト粒の粒度番号については、焼入れ処理の際の加熱速度と加熱温度と保持温度、さらに焼入れ処理の実施回数を変えることにより調整することができる。
　さらに、本発明の高強度継目無鋼管では、耐SSC性の向上のために、窒化物系介在物、酸化物系介在物の個数を、大きさに応じて、適正範囲内に調整する。なお、窒化物系介在物と酸化物系介在物の同定は、走査型電子顕微鏡を用いた自動検出により行い、窒化物系介在物は、TiとNbが主成分のもの、酸化物系介在物はAl、Ca、Mgが主成分のものとした。介在物の個数は、鋼管の圧延方向に垂直な断面（管軸方向に垂直な断面：Ｃ断面）において測定した値とする。介在物の大きさは、各介在物の粒径を用いるものとする。なお、介在物の粒径は、介在物粒子の面積を求め、円相当直径を計算し、当該介在物粒子の粒径とした。
　粒径が4μm以上の窒化物系介在物：100mm2あたり100個以下
　窒化物系介在物は、降伏強さ125ksi級以上の高強度鋼管ではSSCの発生起点となり、その大きさが4μm以上と大きくなるほど、その悪影響が大きくなる。そのため、4μm以上の窒化物系介在物はできるだけ、少なくすることが望ましいが、100mm2あたり100個以下であれば、耐SSC性への悪影響は許容できる。このため、粒径が4μm以上の窒化物系介在物は100mm2あたり100個以下に限定した。なお、好ましくは84個以下である。
　粒径が4μm未満の窒化物系介在物：100mm2あたり1000個以下
　粒径が4μm未満の微細な窒化物系介在物は、単独で存在してもSSCの発生起点にはならないが、降伏強さYS：125ksi級以上の高強度鋼管では、その数が多くなり、100mm2あたり1000個を超えると、耐SSC性への悪影響が許容できなくなる。このため、粒径が4μm未満の窒化物系介在物は100mm2あたり1000個以下に限定した。なお、好ましくは900個以下である。
　粒径が4μm以上の酸化物系介在物：100mm2あたり40個以下
　酸化物系介在物は、降伏強さYS：125ksi級以上の高強度鋼管では、SSCの発生起点となり、その大きさが4μm以上と大きくなるほど、その悪影響が大きくなる。そこで、粒径が4μm以上の酸化物系介在物はできるだけ、少なくすることが望ましいが、100mm2あたり40個以下であれば、耐SSC性への悪影響は許容できる。このため、粒径が4μm以上の酸化物系介在物は100mm2あたり40個以下に限定した。なお、好ましくは35個以下である。
　粒径が4μm未満の酸化物系介在物：100mm2あたり400個以下
　酸化物系介在物は、降伏強さ125ksi級以上の高強度鋼では、粒径が4μm未満と小さいものでもSSCの発生起点となり、その数が多くなるほど耐SSC性への悪影響が大きくなる。そのため、粒径が4μm未満の酸化物系介在物でもできるだけ少なくすることが望ましいが、100mm2あたり400個以下であれば、許容できる。このようなことから、粒径が4μm未満の酸化物系介在物は100mm2あたり400個以下に限定した。なお、好ましくは365個以下である。
　本発明において、窒化物系介在物、酸化物系介在物の調整については、とくに溶鋼の精錬工程における管理が重要であり、溶銑予備処理で、脱硫および脱燐を行ない、転炉で、脱炭および脱燐を行った後、取鍋で、加熱攪拌精錬処理（LF）、RH真空脱ガス処理を行う。そして、加熱攪拌精錬処理（LF）の処理時間を十分に確保し、また、RH真空脱ガス処理の処理時間を確保する。また、連続鋳造法で鋳片（鋼管素材）とするに際しては、窒化物系介在物および酸化物系介在物が、上記した単位面積当たりの個数以下となるように、取鍋からタンディッシュへの注入に際し、不活性ガスによるシールを施し、また、鋳型内での電磁撹拌を施し、介在物の浮上分離を図る。
　次に、本発明の高強度継目無鋼管の製造方法について説明する。
　本発明では、上記した組成の鋼管素材を加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とする。
　本発明で使用する鋼管素材は、上記した組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法で、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丸鋼片としても、あるいは造塊－分塊圧延を経た丸鋼片としてもよい。
　なお、本発明の高強度継目無鋼管では、更なる耐SSC性の向上のために、窒化物系介在物や酸化物系介在物を、上記した単位面積当たりの個数以下となるように、低減する。このため、鋼管素材（鋳片あるいは鋼片）は、N（窒素）：0.006％以下、O（酸素）:0.0030％以下の範囲内でできるだけ低減する必要がある。
　窒化物系介在物および酸化物系介在物を上記した単位面積当たりの個数以下とするためには、とくに溶鋼の精錬工程における管理が重要となる。本発明では、溶銑予備処理で、脱硫および脱燐を行ない、転炉で、脱炭および脱燐を行った後、取鍋で、加熱攪拌精錬処理（LF）、RH真空脱ガス処理を行うことが好ましい。LF時間が長くなるほど、介在物中のCaO濃度またはCaS濃度が減少し、MgO-Al2O3系の介在物となり、耐SSC性が向上する。また、RH時間が長くなるほど、溶鋼中の酸素濃度が低下し、酸化物系介在物の大きさが小さくなり、また個数も減少する。このようなことから、加熱攪拌精錬処理（LF）は処理時間：30min以上、RH真空脱ガス処理は処理時間：20min以上とすることが好ましい。
　また、連続鋳造法で鋳片（鋼管素材）とするに際しては、窒化物系介在物および酸化物系介在物が、上記した単位面積当たりの個数以下となるように、取鍋からタンディッシュへの注入に際し、不活性ガスによるシールを施すことが好ましい。また、鋳型内での電磁撹拌を施し、介在物の浮上分離を図ることが好ましい。これにより、窒化物系介在物、酸素系介在物の量および大きさを調整することができる。
　ついで、上記した組成を有する鋳片（鋼管素材）に、加熱温度：1050～1350℃に加熱し熱間加工を施して、所定寸法の継目無鋼管とする。
　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℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは1100～1300℃である。
　加熱された鋼管素材には、ついで、マンネスマンープラグミル方式、あるいはマンネスマンーマンドレル方式の熱間圧延機を用いて熱間加工（造管）が施され、所定寸法の継目無鋼管とされる。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。
　得られた継目無鋼管には、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。
　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。
　空冷以上の冷却速度で冷却する冷却処理を行なったのち、焼戻処理を施す。焼戻処理は、600～740℃の範囲の温度に加熱する処理とする。
　焼戻温度：600～740℃
　焼戻処理は、転位密度を減少させ、靭性および耐SSC性を向上させる目的で行なう。焼戻温度が600℃未満では、転位の減少が不十分であるため、優れた耐SSC性を確保できない。一方、740℃を超える温度では、組織の軟化が著しく、所望の高強度を確保できない。このため、焼戻温度は600～740℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは660～710℃である。
　なお、安定して所望の特性を確保するためには、熱間加工後、空冷以上の冷却速度で冷却する冷却処理を施したのち、さらに再加熱し、水冷などで急冷する焼入れ処理を施し、しかる後、上記した焼戻処理を施す。
　焼入れ処理のための再加熱温度：Ac3変態点以上1000℃以下
　再加熱温度が、Ac3変態点未満では、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の疵発生の原因となる、などの悪影響がある。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、また、省エネルギーの観点から、焼入れ処理のための再加熱温度は、Ac3変態点以上1000℃以下に限定した。なお、好ましくは950℃以下である。
　また、再加熱した後に、焼入れ処理を施す、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ことが好ましい。なお、焼入れ処理は、２回以上繰り返しても良い。
　なお、Ac3変態点は、下記式で算出された値を使用するものとする。
　Ac3変態点（℃）＝937－476.5C＋56Si－19.7Mn－16.3Cu－4.9Cr－26.6Ni＋38.1Mo＋124.8V＋136.3Ti＋198Al＋3315B
　（ここで、C、Si、Mn、Cu、Cr、Ni、Mo、V、Ti、Al、B：各元素の含有量（質量％））
　Ac3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。
　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。
　以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
　高炉出銑した溶銑を、溶銑予備処理で脱硫および脱燐を行ない、転炉で脱炭および脱燐を行なったのち、表２に示すように、処理時間：60minまでの加熱攪拌精錬処理（LF）と、還流量：120ton/min、処理時間：10～40minのRH真空脱ガス処理とを施し、表１に示す組成の溶鋼とし、連続鋳造法で鋳片（丸鋳片：190mmφ）とした。なお、連続鋳造法に際しては、P鋼およびR鋼以外ではタンディッシュのArガスシールドを実施し、N鋼およびR鋼以外では鋳型での電磁撹拌を実施した。
　得られた鋳片を、鋼管素材として、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。加熱された鋼管素材を、マンネスマン－プラグミル方式の熱間圧延機を用いて熱間加工を施し、継目無鋼管（外径100～200mmφ×肉厚12～30mm）とした。なお、熱間加工後は、空冷し、表２に示す条件で焼入れ焼戻処理を行った。なお、一部では、熱間加工後、水冷し、その後焼戻処理、あるいは焼入れ焼戻処理を行った。
　得られた継目無鋼管から、試験片を採取し、組織観察、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）組織観察
　得られた継目無鋼管の、内面側1/4t位置（t:管厚）から組織観察用試験片を採取し、管長手方向に直交する断面（Ｃ断面）を研磨し、腐食（ナイタール（nital（硝酸－エタノール混合液））腐食）して組織を現出させ、光学顕微鏡（倍率：1000倍）および走査型電子顕微鏡（倍率：2000～3000倍）を用いて、組織を観察し、視野：4箇所以上で撮像した。得られた組織写真に基づき、画像解析により、構成する相の同定、およびそれら相の組織分率を、それぞれ算出した。
　また、組織観察用試験片を用いて、旧オーステナイト（γ）粒径の測定を行なった。組織観察用試験片の管長手方向に直交する断面（Ｃ断面）を研磨し、腐食（ピクラール液（picral（ピクリン酸－エタノール混合液））して旧γ粒界を現出させ、光学顕微鏡（倍率：1000倍）を用いて観察し、視野：３箇所以上で撮像した。得られた組織写真について、JIS G 0551の規定に準拠して、切断法を用いて旧γ粒の粒度番号を求めた。
　また、組織観察用試験片について、走査型電子顕微鏡（倍率：2000～3000倍）を用いて、400mm2の領域で組織を観察して、画像の濃淡から介在物を自動検出し、同時に、走査型顕微鏡に付設されたEDX（エネルギー分散型Ｘ線分析（energy dispersive X-ray analysis））により自動的に、介在物の定量分析を行い、介在物の種類、大きさ、個数を測定した。なお、介在物の種類は、EDXによる定量分析から判定した。TiとNbが主成分のものは窒化物系介在物、Al、Ca、Mgが主成分のものは酸化物系介在物、と分類した。ここでいう「主成分」とは、当該元素が合計で65％以上である場合をいうものとする。
　また、介在物として識別した粒子の個数を求め、さらに各粒子の面積を求め、円相当直径を計算し当該介在物の粒径とした。そして、粒径：4μm以上の介在物と粒径：4μm未満の介在物の個数密度（個/100mm2）を算出した。なお、長辺が２μmに満たない介在物は分析しなかった。
（２）引張試験
　得られた継目無鋼管の内面側1/4t位置（ｔ：管厚）から、JIS Z 2241の規定に準拠して、引張方向が管軸方向となるように、JIS 10号引張試験片（棒状試験片：平行部径12.5mmφ、平行部長さ：60mm、GL：50mm）を採取し、引張試験を実施し、引張特性（降伏強さYS（0.5％耐力））、引張強さTS）を求めた。
（３）硫化物応力腐食割れ試験
　得られた継目無鋼管の内面側1/4t位置（t:管厚）を中心として、管軸方向が引張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。
　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を、試験液：（10kPaの硫化水素を飽和させ、pHを3.5に調整した5.0質量％食塩水溶液を含む酢酸－酢酸ナトリウム水溶液（液温：24℃））中に浸漬し、降伏強さYSの85％の応力を負荷した状態で保持する定荷重試験とし、720ｈまでに破断しなかった場合を「○」（合格）とし、720ｈまでに破断した場合を「×」（不合格）と評価した。なお、目標の降伏強さが確保できない場合には、硫化物応力腐食割れ試験は実施しなかった。
　得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、降伏強さYS：862MPa以上の高強度と、優れた耐SSC性を兼備する継目無鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さYSが低下し所望の高強度が確保できていないか、あるいは耐SSC性が低下している。
　焼入れ温度が本発明の範囲を高く外れた鋼管No.9は、旧オーステナイト粒が粗大化し、耐SSC性が低下している。また、焼戻温度が本発明の範囲の上限を超えている鋼管No.12は、強度が低下している。また、焼入れ処理の冷却停止温度が本発明の範囲の上限を超えている鋼管No.13は、マルテンサイト相を主相とする所望の組織が得られず、強度が低下している。また、Cが本発明の範囲の下限より低い鋼管No.16は、所望の高強度を確保できていない。また、Cが本発明の範囲の上限より高い鋼管No.17は、本発明範囲の焼戻温度では強度が高くなり、耐SSC性が低下している。また、Mo、Crが本発明の範囲の下限以下である鋼管No.18、No.19は、所望の高強度を確保できているが、耐SSC性が低下している。また、Nbが本発明の範囲の上限を超えている鋼管No.20は、所望の高強度を確保できているが、耐SSC性が低下している。また、介在物の個数が本発明の範囲を外れた鋼管No.21～No.25はいずれも所望の高強度を確保できているが、耐SSC性が低下している。また、成分は本発明の範囲内であるが、介在物の個数が本発明の範囲を外れた鋼管No.27は耐SSC性が低下している。
 

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    　C ：0.20～0.50％、　　　　　　　　　Si：0.05～0.40％、
    　Mn：0.3～0.9％、　　　　　　　　　　P ：0.015％以下、
    　S ：0.005％以下、　　　　　　　　　 Al：0.005～0.1％、
    　N ：0.006％以下、　　　　　　　　　 Cr：0.6％超え1.7％以下、
    　Mo：1.0％超え3.0％以下、　　　　　 V ：0.02～0.3％、
    　Nb：0.001～0.02％、　　　　　　　　 B ：0.0003～0.0030％、
    　O（酸素）：0.0030％以下、　　　　　 Ti：0.003～0.025％
    を含み、かつTi、NをTi／N：2.0～5.0を満足するように含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、焼戻マルテンサイトを体積率で95％以上とし、旧オーステナイト粒が粒度番号で8.5以上であり、圧延方向に垂直な断面において、粒径が4μm以上の窒化物系介在物が100mm2あたり100個以下、粒径が4μm未満の窒化物系介在物が100mm2あたり1000個以下、粒径が4μm以上の酸化物系介在物が100mm2あたり40個以下、粒径が4μm未満の酸化物系介在物が100mm2あたり400個以下である組織を有する、降伏強さYS：862MPa以上である油井用高強度継目無鋼管。
  2. 　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に記載の油井用高強度継目無鋼管。
  3. 　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または２に記載の油井用高強度継目無鋼管。
  4. 　鋼管素材を加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とする油井用継目無鋼管の製造方法であって、請求項１ないし３のいずれかに記載の油井用高強度継目無鋼管の製造方法であり、
    　前記加熱の加熱温度を、1050～1350℃の範囲の温度とし、
    前記熱間加工後に、前記継目無鋼管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、Ac3変態点以上1000℃以下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、前記焼入れ処理後600～740℃の範囲の温度に加熱する焼戻処理を施す油井用高強度継目無鋼管の製造方法。
     
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