(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６５％、
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、
Ｍｎ：０．１０〜１．００％、
Ｐ：０．０２０％以下、
Ｓ：０．００２０％以下、
Ｃｕ：０．１５％以下、
Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、
Ｍｏ：０．５０〜２．５０％、
Ｖ：０．０５〜０．２５％、
Ｔｉ：０〜０．０１％未満、
Ｎｂ：０．０１〜０．２％、
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、
Ｎ：０．００６％以下、
Ｂ：０〜０．００１５％、及び、
Ｃａ：０〜０．００３％を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
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組織とを備え、
９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有し、
前記組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、
前記焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である、低合金油井用鋼管。
【請求項２】
請求項１に記載の化学組成を備えた素材を熱間加工して素管にする熱間加工工程と、
前記素管に対して、少なくとも１回の再加熱をし、素管温度が５００℃〜１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ〜１５℃／ｓ未満とし、冷却を停止する前記素管温度を１００℃以下とする焼入れ処理を実施する最終焼入れ工程と、
前記焼入れ後の前記素管に対してＡｃ1点未満で焼戻しを実施する工程とを備え、
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組織とを備え、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有し、前記組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、前記焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下の低合金油井用鋼管とする、低合金油井用鋼管の製造方法。
【請求項３】
請求項２に記載の製造方法であってさらに、
前記熱間加工工程後であって前記最終焼入れ工程前に、前記素管をＡ1点以上の温度で均熱する中間熱処理工程を備える、製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、油井用鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、油井及びガス井用のケーシングやチュービング等に用いられる、低合金油井用鋼管及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
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。【０００３】
最近開発される深井戸の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有する。そのため、油井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。【０００４】
従来の９５〜１１０ｋｓｉ級の油井用鋼管の耐ＳＳＣ性の改善策として、鋼を清浄化したり、鋼組織を微細化したりする方法が知られている。たとえば、特開昭６２−２５３７２０号公報は、Ｍｎ、Ｐ等の不純物元素を低減して耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開昭５９−２３２２２０号公報は、焼入れ処理を２回実施することにより結晶粒を微細化して、耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。【０００５】
油井用鋼管の高強度化の要求に応じて、最近では、１２５ｋｓｉ級（降伏応力が８６２〜９６５ＭＰａ）の油井用鋼管が使用され始めている。さらに、１４０ｋｓｉ（降伏応力が９６５ＭＰａ）以上の降伏強度を有する油井用鋼管の要求が高まっている。【０００６】
硫化物応力割れ（ＳＳＣ）は、強度が高くなるほど発生しやすい。したがって、１４０ｋｓｉ以上の油井用鋼管に対しては、従来の９５ｋｓｉ級、１１０ｋｓｉ級の及び１２５ｋｓｉ級といった油井用鋼管よりも、耐ＳＳＣ性のさらなる改善が求められる。【０００７】
特開平６−３２２４７８号公報、特開平８−３１１５５１号公報、特開平１１−３３５７３１号公報、特開２０００−１７８６８２号公報、特開２０００−２５６７８３号公報、特開２０００−２９７３４４号公報、特開２０００−１１９７９８号公報、特開２００５−３５０７５４号公報及び特開２００６−２６５６５７号公報は、高強度の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性の改善策を提案する。【０００８】
特開平６−３２２４７８号公報は、誘導加熱熱処理により鋼組織を微細化して１２５ｋｓｉ級の鋼材の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開平８−３１１５５１号公報は、直接焼入れ法を利用して焼入れ性を高め、焼戻し温度を高めることにより、１１０ｋｓｉ級〜１４０ｋｓｉ級の鋼管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開平１１−３３５７３１号公報は、最適な合金成分に調整することにより、１１０ｋｓｉ級〜１４０ｋｓｉ級の低合金鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開２０００−１７８６８２号公報、特開２０００−２５６７８３号公報及び特開２０００−２９７３４４号公報は、炭化物の形態を制御して１１０ｋｓｉ級〜１４０ｋｓｉ級の低合金油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開２０００−１１９７９８号公報は、微細なＶ炭化物を多量に析出して１１０ｋｓｉ級〜１２５ｋｓｉ級の鋼材のＳＳＣの発生時間を遅らせる方法を提案する。特開２００５−３５０７５４号公報は、転位密度と水素拡散係数とを所望の値に制御して、１２５ｋｓｉ級以上の油井用鋼管の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。特開２００６−２６５６５７号公報は、Ｃを多く含有し、かつ、水冷時に４００〜６００℃で水冷を停止し、４００〜６００℃で等温変態熱処理（オーステンパ処理）を実施してベイナイト単相組織を生成することにより、１２５ｋｓｉ級以上の油井管用鋼の耐ＳＳＣ性を改善する方法を提案する。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開昭６２−２５３７２０号公報
【特許文献２】特開昭５９−２３２２２０号公報
【特許文献３】特開平６−３２２４７８号公報
【特許文献４】特開平８−３１１５５１号公報
【特許文献５】特開平１１−３３５７３１号公報
【特許文献６】特開２０００−１７８６８２号公報
【特許文献７】特開２０００−２５６７８３号公報
【特許文献８】特開２０００−２９７３４４号公報
【特許文献９】特開２０００−１１９７９８号公報
【特許文献１０】特開２００５−３５０７５４号公報
【特許文献１１】特開２００６−２６５６５７号公報
【発明の概要】
【００１０】
しかしながら、上記特許文献に開示された技術を適用しても、１４０ｋｓｉ以上の降伏強度を有する油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られない場合がある。
【００１１】
本発明の目的は、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏応力を有し、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる低合金油井用鋼管を提供することである。
【００１２】
本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜２．５０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０〜０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０〜０．００１５％、及び、Ｃａ：０〜０．００３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、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組織とを備え、組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である。
【００１３】
本発明による低合金油井用鋼管の製造方法は、上述の化学組成を備えた素材を熱間加工して素管にする熱間加工工程と、素管に対して、素管温度が５００℃〜１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ〜１５℃／ｓ未満とし、冷却を停止する素管温度を１００℃以下とする焼入れを実施する最終焼入れ工程と、焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施する工程とを備える。
【００１４】
本発明による低合金油井用鋼管は、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏応力を有し、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】図１は、サブ組織の粒径が２．６μｍである組織の旧オーステナイト粒界マップである。
【図２】図２は、サブ組織の粒径が２．６μｍである組織の大角粒界マップである。
【図３】図３は、サブ組織の粒径が４．１μｍである組織の旧オーステナイト粒界マップである。
【図４】図４は、サブ組織の粒径が４．１μｍである組織の大角粒界マップである。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。本明細書中の「％」は、特に断りがない場合、質量％を意味する。
【００１７】
本発明者らは、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する低合金油井用鋼管の耐ＳＳＣ性について調査及び研究を行い、次の知見を得た。
【００１８】
（１）高強度低合金油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定的に確保するために、Ｃ含有量が０．４０％以上のＣ含有量の高い鋼を用いることが有効である。この理由は以下のとおりである。
【００１９】
通常、低合金油井用鋼管は、熱間製管後の焼入れ及び焼戻しによって、焼戻しマルテンサイトを主体とする金属組織に調整される。従来から焼戻し工程において炭化物が球状化するほど、耐ＳＳＣ性が向上すると考えられている。そして、析出する炭化物は、主としてセメンタイトであり、他に合金炭化物（Ｍｏ炭化物、Ｖ炭化物、Ｎｂ炭化物、Ｔｉが含有される場合はＴｉ炭化物）を含む。炭化物が粒界に析出する場合、炭化物の形状が扁平であるほど、これらの炭化物を起点としてＳＳＣが発生しやすくなる。換言すれば、炭化物が球状に近づくほど、粒界炭化物からＳＳＣが発生しにくくなり、耐ＳＳＣ性が高まる。したがって、耐ＳＳＣ性を向上するためには、炭化物、特にセメンタイトの球状化が望ましい。
【００２０】
炭化物の球状化はできるだけ高い温度で焼戻すことで実現できることが知られている。しかしながら、高温での焼戻しは、鋼管内の転位密度を低減する。転位密度の低減自体は耐ＳＳＣ性の向上には有効である。しかしながら、一般的には強度の低下を招く。転位は水素のトラップサイトとなるため、転位密度が高い場合、優れた耐ＳＳＣ性を安定して確保することが困難である。ＭｏやＶ等、焼戻し軟化抵抗を高める合金元素の含有は高温焼戻しによる強度の低下抑制に有効である。しかしながら、その効果には限界がある。
【００２１】
Ｃを０．４０％以上含有すれば、炭化物、特にセメンタイトの球状化が促進され、さらに、炭化物が鋼中に多数析出する。そのため、転位密度に依存しない、析出強化による鋼の強化を実現できる。即ち、Ｃ含有量の高い低合金鋼は、適切な焼戻し条件により焼戻すことにより、多数の炭化物の析出による析出強化による強度確保と、その炭化物の球状化による耐ＳＳＣ性の確保とが期待できる。
【００２２】
以上より、Ｃ含有量を０．４０％以上にすれば、炭化物が多量に析出及び分散するため、転位密度に依存せずに析出強化により鋼の強度をさらに高めることができる。Ｃ含有量を０．４０％以上にすればさらに、セメンタイト中の合金元素濃度が下がり、セメンタイトが球状化する。そのため、高強度が得られつつ、耐ＳＳＣ性が安定化する。Ｃ含有量を０．４０％以上とすればさらに、組織中のマルテンサイトの体積分率も高まる。マルテンサイトの体積分率が高いほど、焼戻し後の転位密度は低下するため、耐ＳＳＣ性も安定化する。
【００２３】
９６５ＭＰａ以上の降伏強度を得るには、組織が実質的に焼戻しマルテンサイト単相であり、組織全体に対する残留オーステナイトの体積率（以下、残留オーステナイトの体積分率という）（％）ができるだけ低い方が好ましい。組織に焼戻しマルテンサイト以外の相（ベイナイト等）が含まれれば、上述の高強度が得られない。また、残留オーステナイトの体積分率が高ければ、強度がばらつく。したがって、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組織とする必要がある。
【００２４】
（２）９６５ＭＰａ以上の高強度を有する低合金油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定的に得るために、焼戻しマルテンサイト組織を微細化する。焼戻しマルテンサイトは、複数の旧オーステナイト粒子、複数のパケット、複数のブロック及び複数のラスを含有する。より具体的には、焼戻しマルテンサイトは複数の旧オーステナイト粒を含み、各旧オーステナイト粒は複数のパケットからなる。各パケットは板状の複数のブロックからなり、各ブロックは複数のラスからなる。
【００２５】
焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット境界、ブロック境界及びラス境界の境界で区画される領域のうち、大角粒界で囲まれる領域を「サブ組織」と定義する。さらに、上述の各境界（パケット境界、ブロック境界、ラス境界）のうち、結晶方位差が１５°以上の境界を「大角粒界」と定義する。
【００２６】
９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する低合金油井用鋼管において、旧オーステナイト粒及びサブ組織が微細であるほど、優れた耐ＳＳＣ性が安定して得られる。具体的には、旧オーステナイト粒のＡＳＴＭ  Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が９．０以上であり、かつ、サブ組織の円相当径が３μｍ以下であれば、９６５ＭＰａ以上の高強度を有する低合金油井用鋼管において優れた耐ＳＳＣ性が安定して得られる。
【００２７】
（３）サブ組織の円相当径を３μｍ以下にするために、好ましくは、製造工程中の最終の焼入れ処理条件を制御する。具体的には、最終の焼入れ処理において、素管温度が５００〜１００℃の範囲の冷却速度を１℃／ｓ以上とし、かつ、冷却を停止する素管温度（以下、冷却停止温度という）を１００℃以下とする。
【００２８】
（４）最終の焼入れ処理の前に中間熱処理を実施してもよい。具体的には、熱間圧延後の素管をＡ１点（Ａｃ１点又はＡｒ１点）以上で均熱する。この場合、組織中にオーステナイトが生成されるため、旧オーステナイト粒がさらに微細化し、優れた耐ＳＳＣ性が得られる。
【００２９】
以上の知見に基づいて、本発明者らは次の発明を完成した。
【００３０】
本発明による低合金油井用鋼管は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：０．１０〜１．００％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｕ：０．１５％以下、Ｃｒ：０．４０〜１．５０％、Ｍｏ：０．５０〜２．５０％、Ｖ：０．０５〜０．２５％、Ｔｉ：０〜０．０１％未満、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％、Ｎ：０．００６％以下、Ｂ：０〜０．００１５％、及び、Ｃａ：０〜０．００３％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、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組織とを備え、組織における旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であり、焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット、ブロック及びラスの境界のうち、結晶方位差が１５°以上の境界で囲まれたサブ組織の円相当径が３μｍ以下である。
【００３１】
本発明による低合金油井用鋼管の製造方法は、上記化学組成を備えた素材を熱間加工して素管にする熱間加工工程と、素管に対して、５００℃〜１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ〜１５℃／ｓ未満とし、冷却を停止する素管温度を１００℃以下とする焼入れ処理を実施する最終焼入れ工程と、焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施する工程とを備える。
【００３２】
上記製造方法はさらに、熱間加工工程後であって最終焼入れ工程前に、素管をＡ１点以上の温度で均熱する中間熱処理工程を備えてもよい。
【００３３】
以下、本発明による低合金油井用鋼管及びその製造方法について詳述する。
【００３４】
［化学組成］
本発明による低合金油井用鋼管は、次の化学組成を有する。
【００３５】
Ｃ：０．４０〜０．６５％
本発明による低合金油井用鋼管では、炭素（Ｃ）の含有量が、従前の低合金油井用鋼管よりも多い。Ｃが多く含有されることにより、多量の微細な炭化物が鋼中に分散し、鋼の強度が高まる。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。さらに、サブ組織が微細化し、耐ＳＳＣ性が高まる。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の焼入れ状態での靭性が低下し、焼き割れ感受性が高まる。したがって、Ｃ含有量は０．４０〜０．６５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、さらに好ましくは０．５０％よりも高く、さらに好ましくは０．５５％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６２％であり、さらに好ましくは０．６０％である。
【００３６】
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、０．２０％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。
【００３７】
Ｍｎ：０．１０〜１．００％
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。その結果、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．１０〜１．００％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０．２８％である。好ましいＭｎ含有量の上限は、０．８０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
【００３８】
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。そのため、Ｐ含有量は低い方が好ましい。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、０．０１２％以下である。
【００３９】
Ｓ：０．００２０％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物である。Ｓは、粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｓ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｓ含有量は、０．００２０％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００１５％以下であり、さらに好ましくは、０．００１０％以下である。
【００４０】
Ｃｕ：０．１５％以下
銅（Ｃｕ）は不純物である。Ｃｕは鋼を脆化し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｃｕ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｃｕ含有量は０．１５％以下である。好ましいＣｕ含有量の上限は０．０３％未満であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは、０．０１％である。
【００４１】
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。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼の靱性が低下し、鋼の耐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０．４５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．３０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
【００４２】
Ｍｏ：０．５０〜２．５０％
モリブデン（Ｍｏ）は、上述のとおり、炭化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を高める結果、高温焼戻による耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。Ｍｏ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。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０．５０〜２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．６０％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２．０％であり、さらに好ましくは１．６％である。
【００４３】
Ｖ：０．０５〜０．２５％
バナジウム（Ｖ）は、上述のとおり、炭化物を形成し、焼戻軟化抵抗性を高める結果、高温焼戻による耐ＳＳＣ性の向上に寄与する。Ｖ含有量が低すぎれば、この効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、鋼の靱性が低下する。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。
【００４４】
Ｎｂ：０．０１〜０．２％
ニオブ（Ｎｂ）は、ＣやＮと結合して炭化物、窒化物又は炭窒化物を形成する。これらの析出物（炭化物、窒化物及び炭窒化物）は、ピンニング（ｐｉｎｎｉｎｇ）効果により鋼のサブ組織を細粒化し、鋼の耐ＳＳＣ性を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、この効果は得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、窒化物が過剰に生成し、鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。したがって、Ｎｂ含有量は０．０１〜０．２％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０．１０％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
【００４５】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎれば、鋼の脱酸が不足し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、酸化物が生成し、鋼の耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１０〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書でいう「Ａｌ」の含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、「ｓｏｌ．Ａｌ」の含有量を意味する。
【００４６】
Ｎ：０．００６％以下
窒素（Ｎ）は、不純物である。Ｎは窒化物を形成し、鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。そのため、Ｎ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．００６％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０．００４％以下である。
【００４７】
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。
【００４８】
［任意元素について］
低合金油井用鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。
【００４９】
Ｔｉ：０〜０．０１％未満
チタン（Ｔｉ）は任意元素である。Ｔｉは窒化物を形成して鋼を細粒化する。Ｔｉはさらに、連続鋳造中に時折発生する鋳片の表面割れを抑制する効果もある。連続鋳造中、鋳片中の固溶ＮはＡｌと結合し、Ａｌ窒化物が歪み誘起析出する。この場合、鋳片の表面が割れやすくなる。Ｔｉは、固溶Ｎと優先的に結合してＴｉ窒化物を形成して、Ａｌ窒化物が析出するのを抑制する。そのため、連続鋳造中の鋳片の表面割れが抑制される。Ｔｉが少しでも含有されれば、これらの効果が得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、ＴｉＮが粗大化し、鋼の耐ＳＳＣ性を不安定にする。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０１％未満である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
【００５０】
低合金油井用鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂを含有してもよい。
【００５１】
Ｂ：０〜０．００１５％
ボロン（Ｂ）は任意元素である。Ｂは、焼入れ性を高め、鋼の強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、粒界にＭ２３ＣＢ６を形成し、鋼の耐ＳＳＣ性を低下する。そのため、Ｂ含有量は低い方が好ましい。したがって、Ｂ含有量は０〜０．００１５％以下である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００１２％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
【００５２】
低合金油井用鋼管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａを含有してもよい。
【００５３】
Ｃａ：０〜０．００３％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素である。Ｃａは、鋼中のＳと結合して硫化物を形成し、介在物の形状を改善して鋼の靱性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が高すぎれば、その効果は飽和する。したがって、Ｃａ含有量は、０〜０．００３％である。好ましいＣａ含有量の下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。好ましいＣａ含有量の上限は０．００２５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。
【００５４】
［組織（Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ）］
本発明による低合金油井用鋼管の組織は、主として焼戻しマルテンサイトからなる。さらに具体的には、組織中の母相は、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。
【００５５】
本発明に係る低合金油井用鋼管においては、鋼中のＣ含有量が比較的高いため、焼割れ防止の観点から、焼入れ処理における冷却速度が制約される。そのため、焼入れ処理後の鋼管中に残留オーステナイトが残存する場合がある。最終製品（焼戻し後の状態）において、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、残留オーステナイトの体積分率はなるべく低い方が好ましい。残留オーステナイトの好ましい体積分率は１％未満である。本発明に係る低合金油井用鋼管のさらに好ましい組織は、焼戻しマルテンサイトからなり、残留オーステナイトの体積分率は０％である。
【００５６】
残留オーステナイトの体積分率は、Ｘ線回折法を用いて、次のとおり測定される。製造された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線として使用し、Ｘ線回折を実施する。フェライトの（２１１）面、（２００）面、（１１０）面の面積分強度と、オーステナイトの（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の面積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率を定量して求める。
【００５７】
［旧オーステナイト粒の結晶粒度］
上記組織の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上である。本明細書にいう旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２に準拠して測定される。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が９．０以上である場合、９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上の降伏強度を有する鋼であっても、優れた耐ＳＳＣ性を示す。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が９．０未満である場合、上記強度を有する鋼において、耐ＳＳＣ性が低くなる。旧オーステナイト粒の好ましい結晶粒度番号は９．０よりも大きく、さらに好ましくは１０．０以上である。
【００５８】
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、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、焼戻しされた鋼材を用いて測定してもよい。いずれの鋼材を用いても、旧オーステナイト粒のサイズは変わらない。
【００５９】
［サブ組織のサイズ］
上述のとおり、焼戻しマルテンサイトは、複数の旧オーステナイト粒子、複数のパケット、複数のブロック及び複数のラスを含有する。焼戻しマルテンサイトにおいて、パケット境界、ブロック境界及びラス境界の境界で区画される領域のうち、結晶方位差が１５°以上の境界（大角粒界）で囲まれるサブ組織の円相当径は３μｍ以下である。
【００６０】
９６５ＭＰａ以上の高強度を有する鋼において、耐ＳＳＣ性は、旧オーステナイト粒のサイズだけでなく、サブ組織のサイズにも依存する。旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が９．０以上であり、さらに、サブ組織の円相当径が３μｍ以下であれば、９６５ＭＰａ以上の高強度を有する低合金油井用鋼管において、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる。サブ組織の好ましい円相当径は２．５μｍ以下であり、さらに好ましくは２．０μｍ以下である。
【００６１】
サブ組織の円相当径は、次の方法で測定される。低合金油井用鋼管の任意の横断面（低合金油井用鋼管の軸方向と垂直な面）において、肉厚の中央を中心とした２５μｍ×２５μｍの観察面を有するサンプルを採取する。
【００６２】
上記観察面に対して、電子後方散乱回折像法（ＥＢＳＰ）による結晶方位解析を実施する。そして、解析結果に基づいて、観察面において、１５°以上の結晶方位差を有する境界を描画して、サブ組織を特定する。
【００６３】
特定された各サブ組織の円相当径を測定する。円相当径とは、サブ組織の面積を同じ面積の円に換算した場合の円の直径を意味する。円相当径の測定はたとえば、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１に記載の平均切片長の測定法を援用し、平均粒径を求めることで実施できる。得られた各サブ組織の円相当径の平均を、本明細書でいうサブ組織の円相当径と定義する。
【００６４】
図１および図２に、サブ組織の円相当径が２．６μｍである組織を例示する。図１は旧オーステナイト粒界マップであり、図２は大角粒界マップである。旧オーステナイト粒度Ｎｏ．は１０．５であり、Ｃ：０．５１％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：０．４７％、Ｐ：０．０１２％、Ｓ：０．００１４％、Ｃｕ：０．０２％、Ｃｒ：１．０６％、Ｍｏ：０．６７％、Ｖ：０．０９８％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎｂ：０．０１２％、Ｃａ：０．００１８％、Ｂ：０．０００１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２９％、Ｎ：０．００３４％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼から得られた組織である。
【００６５】
図３および図４に、サブ組織の粒径が４．１μｍである組織を例示する。図３は旧オーステナイト粒界マップであり、図４は大角粒界マップである。旧オーステナイト粒度Ｎｏ．は１１．５であり、Ｃ：０．２６％、Ｓｉ：０．１９％、Ｍｎ：０．８２％、Ｐ：０．０１３％、Ｓ：０．０００８％、Ｃｕ：０．０１％、Ｃｒ：０．５２％、Ｍｏ：０．７０％、Ｖ：０．１１％、Ｔｉ：０．０１８％、Ｎｂ：０．０１３％、Ｃａ：０．０００１％、Ｂ：０．０００１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０４０％、Ｎ：０．００４１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼から得られた組織である。
【００６６】
［降伏強度］
本発明の低合金油井用鋼管の降伏強度は９６５ＭＰａ以上（１４０ｋｓｉ以上）である。降伏強度は０．２％耐力で定義される。降伏強度の上限は特に限定されないが、降伏強度の上限はたとえば、１１５０ＭＰａである。
［降伏比］
上記化学組成及び組織を有する本発明の低合金油井用鋼管の降伏比ＹＲ（＝降伏強度ＹＳ／引張強度ＴＳ）は０．９０以上である。降伏比ＹＲが０．９０未満である場合、組織中に焼戻しマルテンサイト以外の相（たとえばベイナイト等）が含まれる。この場合、耐ＳＳＣ性が低くなる。本発明の低合金油井用鋼管の降伏比ＹＲは０．９以上であり、組織は焼戻しマルテンサイト単相、又は、焼戻しマルテンサイト及び０〜２％未満の残留オーステナイトからなる。そのため、本発明の低合金油井用鋼管は、高い降伏強度（９６５ＭＰａ以上）とともに、優れた耐ＳＳＣ性を有する。
【００６７】
［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。
【００６８】
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。
【００６９】
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。
【００７０】
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。
【００７１】
熱間加工後の素管に対して、少なくとも１回の再加熱による焼入れ処理、及び焼戻し処理を実施する。
【００７２】
焼入れ処理における焼入れ温度は周知の温度（ＡＣ３点以上の温度）である。好ましい焼入れ温度の上限は９００℃以下である。この場合、旧オーステナイト粒がさらに微細化する。
【００７３】
焼入れを１回実施してもよいし、複数回実施してもよい。最終の焼入れ時の冷却を停止するときの素管温度（つまり、冷却停止温度）は１００℃以下である。冷却停止温度が１００℃よりも高い場合、サブ組織の円相当径が３μｍよりも大きくなる。
【００７４】
さらに、最終の焼入れ時において、素管温度が５００〜１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ〜１５℃／ｓ未満とする。上記温度範囲における冷却速度が１℃／ｓ未満である場合、サブ組織の円相当径が３μｍよりも大きくなる。さらに、組織において、マルテンサイトだけでなく、ベイナイトも生成される。一方、上記冷却速度が１５℃／ｓ以上である場合、焼き割れが発生しやすくなる。素管温度が５００〜１００℃の間の冷却速度が１℃／ｓ〜１５℃／ｓ未満であれば、サブ組織の円相当径が３．０μｍ以下になり、焼き割れが発生しにくい。冷却速度の好ましい下限は２℃／ｓであり、さらに好ましくは３℃／ｓである。
【００７５】
上記の最終の焼入れ処理を実施した後、ＡＣ１点未満の焼戻し温度で焼戻しを実施する。焼戻し温度は、素管の化学組成と、得ようとする降伏強度とに応じて適宜調整される。好ましい焼戻し温度は６５０〜７００℃であり、その焼戻し温度での好ましい均熱時間は１５〜１２０分である。残留オーステナイトの体積分率も、焼き戻し温度の調整で低減が可能である。焼戻し処理により、素管の降伏強度は９６５ＭＰａ以上になる。焼入れ及び焼戻しを複数回実施してもよい。
【００７６】
以上の製造工程により、本発明による低合金油井用鋼管が製造される。
【００７７】
［中間熱処理工程］
上述の製造方法では、熱間加工後に焼入れ処理を実施する。しかしながら、熱間加工後に、他の熱処理（中間熱処理）を実施してもよい。
【００７８】
たとえば、熱間加工後の素管に対してノルマライズ（焼準）処理を実施してもよい。具体的には、熱間加工後の素管をＡ３点よりも高い温度（たとえば、８５０〜９５０℃）で一定時間保持し、その後放冷する。保持時間はたとえば、１５〜１２０分である。ノルマライズ処理は通常、熱間加工後、素管を常温に冷却した後、ＡＣ３点以上に加熱する。しかしながら、本発明においてノルマライズ処理は、熱間加工後、素管をそのままＡＣ３点以上の温度に保持することにより実施されてもよい。
【００７９】
ノルマライズ処理を実施すれば、鋼の結晶粒（旧オーステナイト粒）がさらに微細化する。具体的には、ノルマライズ処理した素管を焼入れ処理した場合、焼入れまま材の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１０．０以上になる。
【００８０】
また、上述のノルマライズ処理に替えて、焼入れ処理を実施してもよい。この場合、上述のとおり焼入れ処理が複数回実施される。
【００８１】
また、中間熱処理は、フェライト＋オーステナイトの２相域温度での熱処理（以下、「２相域加熱」という）でも同様の効果がある。中間熱処理では、鋼の組織の少なくとも一部がオーステナイトに変態すれば、結晶粒の微細化のために好ましい効果が得られる。したがって、中間熱処理では、少なくとも素管をＡｃ１点以上の温度で均熱することが好ましい。
【００８２】
最終の焼入れ処理より前に上述の中間熱処理を実施すれば、旧オーステナイト結晶粒がさらに微細化され、耐ＳＳＣ性がさらに高まる。
【００８３】
以上のとおり、最終の焼入れ処理の冷却停止温度を１００℃以下とし、素管温度が５００〜１００℃の間の冷却速度を１℃／ｓ〜１５℃／ｓ未満とすることにより、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上となり、かつ、サブ組織の円相当径は３．０μｍ以下となる。そのため、９６５ＭＰａ以上の降伏強度を有する低合金油井用鋼管においても、優れた耐ＳＳＣ性を安定して得られる。
【実施例】
【００８４】
表１に示す化学組成を有する鋼Ａ〜鋼Ｋのインゴットを製造した。【００８５】
【表１】
0005880787.tif 000002
【００８６】
表１中の「−」は実質的に「０」％であったことを示す。表１を参照して、鋼Ａ〜鋼Ｈの化学組成は、本発明の範囲内であった。一方、鋼ＩのＣ含有量は、本発明のＣ含有量の下限未満であった。鋼ＪのＴｉ含有量は、本発明のＴｉ含有量の上限を超えた。鋼ＫのＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の上限を超えた。【００８７】
各インゴットを加熱した後、熱間加工（穿孔圧延）により外径２４４．５ｍｍで肉厚１３．８ｍｍの継目無鋼管を製造した。継目無鋼管に対して、表２に示す温度に再加熱して中間熱処理及び最終焼入れ処理を実施した。【００８８】
【表２】
0005880787.tif 000003
【００８９】
表２中の「中間熱処理」欄には、対応する試験番号の熱間加工後の継目無鋼管に対して実施した中間熱処理の内容が記載されている。具体的には、「中間熱処理」欄の「種類」欄には、実施した熱処理の種類（ノルマライズ、２相域加熱、又は焼入れ）が記載されている。たとえば、番号２の場合、中間熱処理として、９２０℃の熱処理温度でノルマライズ処理を実施し、冷却方法は放冷であったことを示す。番号３の場合、９２０℃の焼入れ温度で焼入れし、ミスト噴霧により強制冷却したことを示す。番号４の場合、Ａｃ１点以上の温度に加熱して放冷したことを示し、番号７の場合、焼入れ時に油槽に素管を浸漬して強制冷却したことを示し、番号１８の場合、水槽に素管を浸漬して強制冷却したことを示す。【００９０】
表２中の「最終焼入れ」欄には、対応する試験番号の中間熱処理後の継目無鋼管に対して実施した最終焼入れ処理の内容が記載されている。具体的には、「冷却速度」欄には、継目無鋼管の温度が５００〜１００℃の間での冷却速度（℃／ｓ）が記載されている。【００９１】
表２において、「中間熱処理」欄に「−」印が記載されている場合、その番号では中間熱処理が実施されなかったことを示す。【００９２】
［旧オーステナイト結晶粒度試験］
最終焼入れ処理が実施された継目無鋼管（焼入れまま材）を用いて、旧オーステナイト結晶粒度試験を実施した。具体的には、焼入れまま材を肉厚方向に切断して試料を採取した。そして、試料を樹脂埋めし、試料のうち鋼管の管軸方向に垂直な面（以下、観察面という）をピクリン酸によりエッチングした。エッチングされた観察面を観察し、ＡＳＴＭ  Ｅ１１２に準拠して、旧オーステナイト結晶粒の粒度番号を決定した。【００９３】
［焼戻し処理］
最終焼入れ処理後の継目無鋼管に対して、表３に示す焼戻し温度（℃）及び均熱時間（分）で焼戻し処理を実施し、各番号の継目無鋼管の降伏強度が９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上になるよう調整した。【００９４】
【表３】
0005880787.tif 000004
【００９５】
［焼戻し後の継目無鋼管に対する評価試験］
［ミクロ組織観察試験及び残留オーステナイトの体積率測定試験］
焼戻し後の各番号の継目無鋼管に対して、次のミクロ組織観察試験を行った。継目無鋼管の横断面（継目無鋼管の軸方向に垂直な面）において、肉厚中央部分をナイタールでエッチングした。エッチングされた肉厚中央部分の任意の３視野（各視野１００μｍ×１００μｍ）を観察した。観察には走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いた。エッチングにより、焼戻しマルテンサイトを確認できた。
【００９６】
ミクロ組織観察の結果を表３に示す。表中の「Ｍ」は、対応する番号のミクロ組織が、焼戻しマルテンサイトからなる、又は、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトからなることを意味する。表中の「Ｂ」は、対応する番号のミクロ組織が、ベイナイト組織であることを意味する。【００９７】
番号１〜２１では、ミクロ組織は焼戻しマルテンサイトからなる組織、又は、焼戻しマルテンサイト及び残留オーステナイトからなる組織であった。番号２２では、ベイナイト組織が観察された。【００９８】
上述のＸ線回折法により、鋼中の残留オーステナイトの体積分率（％）を測定した。具体的には、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表面を化学研磨した。化学研磨された表面に対して、ＣｏＫα線を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施した。フェライトの（２１１）面、（２００）面、（１１０）面の面積分強度と、オーステナイトの（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の面積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率（％）を定量した。【００９９】
定量した結果を表３に示す。いずれの番号においても、残留オーステナイトの体積分率は２％未満であった。【０１００】
［サブ組織の円相当径測定試験］
焼戻し処理後の各番号の継目無鋼管に対して、上述の方法で、ＥＢＳＰによる結晶方位解析を実施して、サブ組織の円相当径を求めた。【０１０１】
［降伏応力試験］
焼戻し後の各継目無鋼管から、外径６ｍｍ、長さ４０ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を採取した。平行部は継目無鋼管の軸方向に平行であった。採取された丸棒引張試験片を用いて、常温（２５℃）で引張試験を行い、降伏強度ＹＳ（０．２％耐力）（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を求めた。その結果、表３に示すとおり、いずれの番号においても降伏強度は９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上であった。【０１０２】
［耐ＳＳＣ性試験］
各番号の継目無鋼管に対して、次に示す定荷重引張試験を実施した。各番号の継目無鋼管から、軸方向に延びる平行部を有する丸棒引張試験片を３本採取した。丸棒引張試験片の平行部の外径は６．３５ｍｍであり、長さは２５．４ｍｍであった。ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７  Ａ法に基づいて、常温（２４℃）において試験浴中で定荷重引張試験を実施した。試験浴として、０．１ｂａｒの硫化水素ガス（残部はＣＯ２ガス）を飽和させた５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液を用いた。ｐＨ３．５の条件で、試験浴中の各試験片（合計３本）に対して、引張試験で測定された降伏強度の９０％の定荷重を負荷した。７２０時間経過しても破断しなかった場合、ＳＳＣが発生しなかったと判断し、試験途中（つまり、７２０時間未満）で破断した場合、ＳＳＣが発生したと判断した。【０１０３】
［試験結果］
表３に試験結果を示す。表３中の「耐ＳＳＣ試験」欄の「ＮＦ」は、７２０時間経過しても試験片が破断しなかった（つまり、ＳＳＣが発生しなかった）ことを示す。「Ｆ」は、試験途中で試験片が破断した（つまり、ＳＳＣが発生した）ことを示す。【０１０４】
番号１〜４、６〜１０、１２〜１７では、素材の化学組成が本発明の範囲内であり、製造条件（最終焼入れ処理の冷却速度及び冷却停止温度）が適正であった。そのため、組織は焼戻しマルテンサイト及び０〜２％未満の残留オーステナイトからなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は９．０以上であであった。さらに、サブ組織の円相当径は３．０μｍ以下であった。さらに、降伏比ＹＲは０．９０以上であった。そのため、耐ＳＳＣ性試験では、３本の試験片がいずれも破断せず、優れた耐ＳＳＣ性が安定して得られた。【０１０５】
特に、番号２〜４、６〜８、１０、１２〜１４、１６及び１７では、中間熱処理として、ノルマライズ処理、焼入れ処理又は２相域加熱を実施した。そのため、これらの番号の継目無鋼管の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は１０．０以上であり、中間熱処理を実施しなかった番号１、９及び１５よりも高かった。【０１０６】
一方、番号５及び１１では、素材の化学組成及び最終焼入れ処理での冷却速度は適切だったものの、冷却停止温度がいずれも１００℃より高かった。そのため、サブ組織の円相当径が３．０μｍを超え、耐ＳＳＣ試験において、３本の試験片がいずれも破断した。【０１０７】
番号１８では、素材のＣ含有量が低すぎた。さらに、最終焼入れ処理での冷却速度が１５℃／ｓを超えた。Ｃ含有量が低かったため、焼割れは発生しなかったものの、サブ組織の円相当径が３．０μｍを超え、耐ＳＳＣ性試験において、３本の試験片がいずれも破断した。【０１０８】
番号１９では、素材のＴｉ含有量が高すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性試験において、３本の試験片中の２本が破断し、耐ＳＳＣ性が不安定であった。【０１０９】
番号２０では、素材のＭｎ含有量が高すぎた。そのため、耐ＳＳＣ性試験において、３本の試験片中の２本が破断し、耐ＳＳＣ性が不安定であった。【０１１０】
番号２１では、素材の化学組成は本発明の範囲内であったものの、最終焼入れ処理における冷却速度が高すぎた。そのため、焼き割れが発生した。【０１１１】
番号２２では、素材の化学組成は本発明の範囲内であったものの、最終焼入れ処理における冷却速度が低すぎた。そのため、ベイナイト組織となり、降伏比ＹＲが０．９０未満となった。そのため、耐ＳＳＣ試験において、３本の試験片がいずれも破断した。【０１１２】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【図１】
0005880787.tif 000005
【図２】
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【図３】
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【図４】
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