(57)【要約】      （修正有）【課題】降伏強さで１１０３ＭＰａ以上を確保する為に、Ｃ含有量を０．４０質量％以上に高めた鋼を素材とし、ミスト焼入れしても変形を生じ難い、生産性に優れた高強度継目無油井管の提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４０〜１．００％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．００％、Ｐ≦０．０５０％、Ｓ≦０．０１０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ≦０．０１０％、Ｃｒ：０．１０〜２．５０％、Ｍｏ：０．３０〜３．００、Ｎｉ：０．０２〜４．００％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｔｉ：０〜０．０３０％、Ｎｂ：０〜０．１５０％、Ｖ：０〜０．５００％、Ｂ：０〜０．００３０％、Ｃａ：０〜０．００４０％、Ｍｇ：０〜０．００４０％、Ｚｒ：０〜０．００４０％、残部：Ｆｅおよび不純物で、２５×Ｃ＋Ｎｉ≧１２．４である高強度継目無油井管。Ｆｎ１＝２５×Ｃ＋Ｎｉで表されるＦｎ１が１２．４以上である、高強度継目無油井管。【選択図】図３
2018031027.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．４０〜１．００％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜２．５０％、
Ｍｏ：０．３０〜３．００、
Ｎｉ：０．０２〜４．００％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．０３０％、
Ｎｂ：０〜０．１５０％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００４０％、
Ｍｇ：０〜０．００４０％、
Ｚｒ：０〜０．００４０％、
残部：Ｆｅおよび不純物で、
下記[1]式で表されるＦｎ１が１２．４以上である、
化学組成を有する、
高強度継目無油井管。
Ｆｎ１＝２５×Ｃ＋Ｎｉ・・・[1]
但し、[1]式中のＣおよびＮｉは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．１５０％、
Ｖ：０．００５〜０．５００％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４０％、および、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００４０％、
から選択される１種以上を含有する、請求項１に記載の高強度継目無油井管。
【請求項３】
降伏強さが１１０３ＭＰａ以上である、
請求項１または２に記載の高強度継目無油井管。
【請求項４】
請求項１または２に記載の化学組成を有するマンネスマン製管して仕上げた継目無鋼管に、下記の[i]から[iii]までの工程を順に処理する、請求項１から３までのいずれかに記載の高強度継目無油井管の製造方法。
[i]：８５０〜１２００℃に加熱して１０分〜３時間保持する、加熱工程
[ii]：８００〜５００℃における冷却速度が２〜６０℃／秒で、冷却開始から室温までの冷却速度が１〜３０℃／秒の条件でミスト冷却する、焼入れ工程
[iii]：１００〜７５０℃に加熱して１０分〜３時間保持した後、室温まで冷却する、焼戻し工程
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度継目無油井管およびその製造方法に関する。詳しくは、本発明は、Ｃ含有量の高い鋼を素材とし、焼入れ時の割れ（以下、「焼割れ」という。）を抑止するために、空気と水を混合したミスト焼入れを施しても変形を生じ難い、生産性に優れる高強度継目無油井管およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、例えば、エネルギー関連分野では、油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）の深井戸化が進んでいる。このため、こうした油井で用いられるケーシング、チュービング等の「継目無油井管」に高強度化が要求されている。
【０００３】
高強度の継目無油井管に関する技術としては、例えば、特許文献１〜３に降伏強さ（以下、「ＹＳ」ということがある。）が８６２ＭＰａ（１２５ｋｓｉ）以上の「油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法」が開示され、また、特許文献４および５にはＹＳが７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上の「耐硫化物応力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」が開示されている。さらに、油井用の高強度低合金鋼としては、例えば、特許文献６および７にいずれもＹＳが６１８〜８５３ＭＰａ（６３〜８７ｋｇｆ／ｍｍ2）の「低温靱性および耐硫化物応力割れ性に優れた高強度低合金油井用調質鋼」および「低温靱性および耐硫化物応力割れ性に優れた高強度低合金油井用鋼」が開示されている。一方、各種鋼材の冷却に関する技術として、特許文献８には「鋼材の冷却制御方法」が開示され、また、特許文献９には「変態発熱量を考慮した鋼板の温度予測方法」が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特許第５９４３１６５号公報
【特許文献２】特許第５９４３１６４号公報
【特許文献３】特許第５９３０１４０号公報
【特許文献４】特開２０１３−１２９８７９号公報
【特許文献５】国際公開第２０１０／１５０９１５号
【特許文献６】特開平７−０１１３８４号公報
【特許文献７】特開平４−０６６６４５号公報
【特許文献８】特開平１−１６２５０８号公報
【特許文献９】特開２０１１−２１２７４３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
特許文献１〜７に開示された高強度の継目無油井管および油井用の高強度低合金鋼の組織はいずれも、焼戻しマルテンサイトが主相であるので、焼入れ−焼戻し処理（所謂「調質処理」）が施される。なお、焼入れには、鋼の化学組成に応じて種々の冷却媒体が用いられるが、水冷によって焼入れすると、鋼のＣ含有量が０．４０質量％以上、特に０．５０質量％以上の場合には、焼割れが生じて、生産性の著しい低下をきたすことがある。一方、０．４０質量％以上というＣ含有量の高い鋼を用いた場合に、焼入れ時の冷却速度を遅くすると、焼割れは防止できても、図１に模式的に示すような変形（曲り）が生じて生産性の低下をきたすことがある。しかし、上記特許文献１〜７のいずれにも、焼割れ防止のためにＣ含有量の高い鋼を冷却速度を遅くして焼入れた際の「曲り」については全く検討されていない。加えて、上記各特許文献は「高強度」とはいうものの、ＹＳの具体的な値は各特許文献の「本発明例」の場合で高々９８６ＭＰａ（特許文献１の表３の鋼管Ｎｏ．７参照）であり、さらに、「比較例」の場合でも高々１０９８ＭＰａ（特許文献２の表３の鋼管Ｎｏ．１６参照）でしかない。
【０００６】
特許文献８および９にも、焼割れ防止のためにＣ含有量の高い継目無鋼管を冷却速度を遅くして焼入れた際の「曲り」についての検討は全くなされていない。
【０００７】
本発明は、ＹＳで１１０３ＭＰａ（１６０ｋｓｉ）以上の高い強度を安定して確保するために、Ｃの含有量を０．４０質量％以上に高めた鋼を素材とし、焼割れ抑止の観点からミスト焼入れしても変形を生じ難い、生産性に優れる高強度継目無油井管およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明は、上記の課題を解決するために完成されたものであり、その要旨は、下記に示す高強度継目無油井管およびその製造方法にある。
【０００９】
（１）質量％で、
Ｃ：０．４０〜１．００％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：０．０５〜１．００％、
Ｐ：０．０５０％以下、
Ｓ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜２．５０％、
Ｍｏ：０．３０〜３．００、
Ｎｉ：０．０２〜４．００％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｔｉ：０〜０．０３０％、
Ｎｂ：０〜０．１５０％、
Ｖ：０〜０．５００％、
Ｂ：０〜０．００３０％、
Ｃａ：０〜０．００４０％、
Ｍｇ：０〜０．００４０％、
Ｚｒ：０〜０．００４０％、
残部：Ｆｅおよび不純物で、
下記[1]式で表されるＦｎ１が１２．４以上である、
化学組成を有する、
高強度継目無油井管。
Ｆｎ１＝２５×Ｃ＋Ｎｉ・・・[1]
但し、[1]式中のＣおよびＮｉは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【００１０】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．０２〜０．５０％、
Ｔｉ：０．００３〜０．０３０％、
Ｎｂ：０．００３〜０．１５０％、
Ｖ：０．００５〜０．５００％、
Ｂ：０．０００３〜０．００３０％、
Ｃａ：０．０００３〜０．００４０％、
Ｍｇ：０．０００３〜０．００４０％、および、
Ｚｒ：０．０００３〜０．００４０％、
から選択される１種以上を含有する、上記（１）に記載の高強度継目無油井管。
【００１１】
（３）降伏強さが１１０３ＭＰａ以上である、
上記（１）または（２）に記載の高強度継目無油井管。
【００１２】
（４）上記（１）または（２）に記載の化学組成を有するマンネスマン製管して仕上げた継目無鋼管に、下記の[i]から[iii]までの工程を順に処理する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高強度継目無油井管の製造方法。
[i]：８５０〜１２００℃に加熱して１０分〜３時間保持する、加熱工程
[ii]：８００〜５００℃における冷却速度が２〜６０℃／秒で、冷却開始から室温までの冷却速度が１〜３０℃／秒の条件でミスト冷却する、焼入れ工程
[iii]：１００〜７５０℃に加熱して１０分〜３時間保持した後、室温まで冷却する、焼戻し工程
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、高いＹＳが要求される深井戸用のケーシング、チュービング等の油井管として好適な、Ｃ含有量の高い鋼を素材とし、焼割れを抑止するためにミスト焼入れを施しても変形を生じ難い、生産性に優れる高強度継目無油井管を得ることができる。上記の高強度継目無油井管は、本発明の製造方法によって安定して得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】継目無鋼管をミスト焼入れした後の変形（曲り）の発生状況を模式的に示す図である。「Ｌ」は継目無鋼管の長さ（全長）を「Ｍ」は変形量を示す。
【図２】示差走査熱量計（Differential Scanning Calorimeter、以下では「ＤＳＣ」という。）を用いて測定した冷却中の発熱量から、マルテンサイト変態の潜熱（以下、単に「変態潜熱」という。）を求める方法を模式的に示す図である。
【図３】各試験番号について外径２４５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍおよび長さ１２ｍの鋼管を２０本ずつミスト焼入れした実施例での曲りの発生率と、ＤＳＣ測定結果から求めた変態潜熱との関係を整理して示す図である。なお、同じ長さ単位での図１に示すＭとＬの比である「Ｍ／Ｌ」が０．０２以上の場合に「曲り発生」とした。
【図４】Ｃ含有量が０．４８〜０．５０質量％である実施例表１中の鋼２〜５および鋼２６について、ＤＳＣ測定結果から求めた変態潜熱と、Ｎｉ含有量との関係を整理して示す図である。
【図５】実施例で用いた２６鋼種について、ＤＳＣ測定結果から求めた変態潜熱と、「２５×Ｃ＋Ｎｉ（＝Ｆｎ１）」との関係を整理して示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、高いＹＳが要求される深井戸用のケーシング、チュービング等の継目無油井管の素材鋼として好適であり、しかも比較的安価な低合金鋼の化学組成について種々検討し、さらに、その低合金鋼を用いた継目無油井管の製造方法についても検討を加えた。
【００１６】
その結果、先ず、低合金系の比較的安価な鋼で高強度（高いＹＳ）を得るには、Ｃの含有量を０．４０質量％以上とすればよいとの結論に達した。一方、Ｃ含有量が０．４０質量％以上という高Ｃ系の低合金鋼の場合には、高強度化のために水焼入れすると、焼割れを生じる可能性が極めて高い。
【００１７】
このため、焼割れ防止の観点から種々の緩冷却方法について検討したところ、緩冷却、特にミスト焼入れを行うと、継目無鋼管（以下、「鋼材」ということがある。）の厚さ方向や長さ方向で、機械的特性等各種の特性にバラツキが生じる場合があることが明らかになった。さらに、鋼材が変形して、寸法精度が落ちる場合のあることも確認できた。
【００１８】
そこで、ミスト焼入れについてさらに調査した結果、上述した機械的特性等各種の特性のバラツキおよび変形が、ミスト焼入れ時の鋼材内部における温度バラツキに基づく現象であるとの知見が得られた。
【００１９】
本発明者らは、ミスト焼入れ時の上記温度バラツキに関してさらなる詳細な調査を行った。その結果、ミスト焼入れ時の温度バラツキの主な原因が、マルテンサイト変態による発熱（換言すれば、変態潜熱）であるという新しい知見を得た。すなわち、鋼材の一部がマルテンサイト変態すると、その近傍は変態による発熱で温められるので、鋼材の内部で温度バラツキが生じるのである。従って、変態潜熱が小さければ小さいほど、鋼材内部での温度バラツキが小さくなって、機械的特性等各種の特性のバラツキおよび変形も小さくなる。
【００２０】
そこで次に本発明者らは、ミスト焼入れ時の鋼材内部の温度バラツキを低減させるために、鋼の化学組成を種々変えて、変態潜熱に及ぼす合金元素の影響について検討した。その結果、Ｃの鋼中含有量の増加が変態潜熱の低減に極めて効果が大きく、さらに、Ｎｉを鋼中に含有させることも変態潜熱の低減に有効であることが明らかになった。
【００２１】
さらに、上記知見を踏まえて、本発明者らは、変態潜熱とミスト焼入れ時の継目無鋼管の曲りについて検討した。その結果、変態潜熱が６８Ｊ／ｇ以下であれば、ミスト焼入れ時の継目無鋼管の変形が大きく低減することが明らかになった。また、下記[1]式で表されるＦｎ１が１２．４以上という条件を満たせば、変態潜熱が６８Ｊ／ｇ以下になることも判明した。
Ｆｎ１＝２５×Ｃ＋Ｎｉ・・・[1]
但し、[1]式中のＣおよびＮｉは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【００２２】
さらに、ミスト焼入れ時に継目無鋼管の曲りを抑止し、しかも継目無鋼管にバラツキなく安定して所望の高いＹＳを具備させるには、特に、ミスト焼入れ時の８００〜５００℃間の冷却速度と、冷却開始から室温までの冷却速度とが大きく影響することも明らかになった。
【００２３】
本発明は、上記の内容に基づいて完成されたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２４】
１．化学組成：
本発明に係る高強度継目無油井管の化学組成の限定理由は次のとおりである。以下の説明において、各元素の含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２５】
Ｃ：０．４０〜１．００％
Ｃは、変態潜熱を低減するのに極めて有効な元素である。また、Ｃは、鋼の強度を高める効果もある。しかしながら、Ｃの含有量が０．４０％未満では、ミスト焼入れでは所望の強度を確保できないことがある。一方、１．００％を超えてＣを含有させると、ミスト焼入れでも焼割れを防止できないことがある。このため、Ｃの含有量は０．４０〜１．００％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４８％であり、０．５０％を超えて含有させることがより好ましい。Ｃ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましい上限は０．６２％である。
【００２６】
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
Ｓｉは、鋼の脱酸に有効な元素である。脱酸効果を得るには、Ｓｉ含有量を０．０５％以上とする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、熱間加工性を低下させる。このため、Ｓｉの含有量は０．０５〜１．００％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、より好ましい下限は０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、より好ましい上限は０．５０％である。
【００２７】
Ｍｎ：０．０５〜１．００％
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るには、少なくとも０．０５％のＭｎを含有させる必要がある。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えると、熱間加工性を低下させる。このため、Ｍｎの含有量は０．０５〜１．００％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましい下限は０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、より好ましい上限は０．７０％である。
【００２８】
Ｐ：０．０５０％以下
Ｐは、不純物として結晶粒界に偏析して粒界破壊を惹起する。このため、Ｐ含有量は０．０５０％以下に制限する必要がある。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２０％である。
【００２９】
Ｓ：０．０１０％以下
ＳもＰと同様に不純物として粒界に偏析して粒界破壊を惹起する。このため、Ｓ含有量は０．０１０％以下とする必要がある。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００５％である。
【００３０】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、鋼の脱酸に有効な元素である。その効果は、Ａｌの含有量が０．０１％未満では得られない。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有させると、介在物が粗大化して、機械的特性を低下させる。このため、Ａｌの含有量は０．０１〜０．１０％とする。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、より好ましい下限は０．０２０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、より好ましい上限は０．０５５％である。なお、本発明のＡｌ含有量とは、酸可溶Ａｌ（「Ｓｏｌ．Ａｌ」）での含有量を指す。
【００３１】
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは不純物として鋼中に存在し、含有量が０．０１０％を超えると粗大な窒化物を形成して、靱性等の機械的特性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５％である。
【００３２】
Ｃｒ：０．１０〜２．５０％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るには、少なくとも０．１０％のＣｒを含有させる必要がある。一方、Ｃｒ含有量が２．５０％を超えると、炭化物が粗大化して、機械的特性を低下させる。このため、Ｃｒの含有量は０．１０〜２．５０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましい下限は０．３０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、より好ましい上限は１．３０％である。
【００３３】
Ｍｏ：０．３０〜３．００％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るには、少なくとも０．３０％のＭｏを含有させる必要がある。しかし、Ｍｏの含有量が３．００％を超えると、材料コストの上昇を招く。このため、Ｍｏの含有量は０．３０〜３．００％とする。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５０％であり、より好ましい下限は０．５５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は２．００％であり、より好ましい上限は１．７０％である。
【００３４】
Ｎｉ：０．０２〜４．００％
Ｎｉは、変態潜熱を低減するのに有効な元素である。この効果を得るには、少なくとも０．０２％のＮｉを含有させる必要がある。しかし、Ｎｉの含有量が４．００％を超えると、材料コストの上昇を招く。このため、Ｎｉの含有量は０．０２〜４．００％とする。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０３％であり、より好ましい下限は０．０６％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３．００％であり、より好ましい上限は２．９０％である。
【００３５】
Ｃｕ：０〜０．５０％
Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。このため、必要に応じてＣｕを含有させてもよい。しかし、Ｃｕの含有量が０．５０％を超えると、材料コストの上昇を招く。このため、含有させる場合のＣｕ含有量の上限を０．５０％とする。Ｃｕ含有量の上限は、０．３５％であることが好ましく、０．３０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃｕ含有量の下限は、０．０２％であることが好ましく、０．０５％であることがさらに好ましい。
【００３６】
Ｔｉ：０〜０．０３０％
Ｔｉは、結晶粒を微細化させて、機械的特性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＴｉを含有させてもよい。しかし、Ｔｉの含有量が０．０３０％を超えると、窒化物が粗大化し、却って機械的特性を低下させる。従って、含有させる場合のＴｉ含有量の上限を０．０３０％とする。Ｔｉ含有量の上限は、０．０１５％であることが好ましく、０．０１２％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｔｉ含有量の下限は、０．００３％であることが好ましく、０．００５％であることがさらに好ましい。
【００３７】
Ｎｂ：０〜０．１５０％
Ｎｂは、結晶粒を微細化させて、機械的特性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＮｂを含有させてもよい。しかし、Ｎｂの含有量が０．１５０％を超えると、窒化物が粗大化して、却って機械的特性を低下させる。従って、含有させる場合のＮｂ含有量の上限を０．１５０％とする。Ｎｂ含有量の上限は、０．０５０％であることが好ましく、０．０３５％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｎｂ含有量の下限は、０．００３％であることが好ましく、０．００７％であることがさらに好ましい。
【００３８】
上記のＴｉとＮｂを複合して含有させる場合の合計量は、０．１５０％以下であることが好ましく、０．０５０％以下であることがさらに好ましい。
【００３９】
Ｖ：０〜０．５００％
Ｖは、鋼の強度を高める作用を有する。このため、必要に応じてＶを含有させてもよい。しかし、０．５００％を超える量のＶを含有させても上記の効果が飽和し、さらに、靱性の低下も招く。従って、含有させる場合のＶ含有量の上限を０．５００％とする。Ｖ含有量の上限は、０．１５０％であることが好ましく、０．１１０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｖ含有量の下限は、０．００５％であることが好ましく、０．０１５％であることがさらに好ましい。
【００４０】
Ｂ：０〜０．００３０％
Ｂは、微量の含有で鋼の焼入れ性を高める効果を有する。このため、必要に応じてＢを含有させてもよい。しかし、０．００３０％を超える量のＢを含有させても上記の効果が飽和し、さらに、窒化物（ＢＮ）が粗大化する。従って、含有させる場合のＢ含有量の上限を０．００３０％とする。Ｂ含有量の上限は、０．００１５％であることが好ましく、０．００１２％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｂ含有量の下限は、０．０００３％であることが好ましく、０．０００７％であることがさらに好ましい。
【００４１】
Ｃａ：０〜０．００４０％
Ｃａは、鋼中のＳと結合して硫化物を微細化し、機械的特性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＣａを含有させてもよい。しかし、Ｃａの含有量が０．００４０％を超えると、酸化物を粗大化させる。このため、含有させる場合のＣａ含有量の上限を０．００４０％とする。Ｃａ含有量の上限は、０．００２５％であることが好ましく、０．００２０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｃａ含有量の下限は、０．０００３％であることが好ましく、０．０００６％であることがさらに好ましい。
【００４２】
Ｍｇ：０〜０．００４０％
Ｍｇは、鋼中のＳと結合して硫化物を微細化し、機械的特性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＭｇを含有させてもよい。しかし、Ｍｇの含有量が０．００４０％を超えると、酸化物を粗大化させる。このため、含有させる場合のＭｇ含有量の上限を０．００４０％とする。Ｍｇ含有量の上限は、０．００２５％であることが好ましく、０．００２０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｍｇ含有量の下限は、０．０００３％であることが好ましく、０．０００６％であることがさらに好ましい。
【００４３】
Ｚｒ：０〜０．００４０％
Ｚｒも鋼中のＳと結合して硫化物を微細化し、機械的特性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じてＺｒを含有させてもよい。しかし、Ｚｒの含有量が０．００４０％を超えると、酸化物を粗大化させる。このため、含有させる場合のＺｒ含有量の上限を０．００４０％とする。Ｚｒ含有量の上限は、０．００２５％であることが好ましく、０．００２０％であることがさらに好ましい。なお、前記の効果を安定して得るためには、Ｚｒ含有量の下限は、０．０００３％であることが好ましく、０．０００６％であることがさらに好ましい。
【００４４】
上記のＣａ、ＭｇおよびＺｒから選ばれる２種以上を複合して含有させる場合の合計量は、０．００４０％以下であることが好ましい。
【００４５】
本発明に係る高強度継目無油井管は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物で、さらに前記[1]式で表されるＦｎ１が１２．４以上である、化学組成を有する。
【００４６】
ここで「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００４７】
Ｆｎ１：１２．４以上
本発明に係る高強度継目無油井管は、下記[1]式で表されるＦｎ１が１２．４以上のものである。
Ｆｎ１＝２５×Ｃ＋Ｎｉ・・・[1]
但し、[1]式中のＣおよびＮｉは、それぞれの元素の鋼中含有量（質量％）を意味する。
【００４８】
Ｆｎ１は、変態潜熱の指標である。Ｆｎ１の値が１２．４以上であれば、変態潜熱が６８Ｊ／ｇ以下になる。そして、変態潜熱が６８Ｊ／ｇ以下の場合、ミスト焼入れ時の継目無鋼管の変形（同じ長さ単位での図１に示すＭとＬの比（「Ｍ／Ｌ」）を指す。）を０．０２未満に抑制することができる。Ｆｎ１の下限は１２．５であることが好ましく、１２．５５であればさらに好ましい。また、Ｆｎ１の上限は２６．０であることが好ましく、２３．０であればさらに好ましい。
【００４９】
２．降伏強さ：
本発明の高強度継目無油井管は、ＹＳが１１０３ＭＰａ以上であることが好ましい。このＹＳであれば、深井戸化が進んでもケーシング、チュービング等の油井管として適用可能である。なお、上記ＹＳの上限は、十分な耐遅れ破壊性を確保する観点から１２４０ＭＰａ程度である。
【００５０】
３．製造方法：
本発明の高強度継目無油井管は、例えば、以下の方法により製造することができる。
【００５１】
上記で説明した化学組成を有する低合金鋼を、溶製した後、鋳造によりインゴットまたは鋳片とし、該鋳造されたインゴットまたは鋳片を分塊圧延して、円形ビレット形状とし、次に、マンネスマン製管して継目無鋼管に仕上げる。いわゆる「ラウンドＣＣ」法によって、マンネスマン製管用の円形ビレット形状を有する鋳片にする場合は、その円形ビレット形状を有する鋳片を直接マンネスマン製管して、継目無鋼管に仕上げてもよい。
【００５２】
上記のマンネスマン製管して仕上げた継目無鋼管に、以下に示す[i]から[iii]までの工程を順に施して、本発明の高強度継目無油井管が製造される。
【００５３】
[i]：８５０〜１２００℃に加熱して１０分〜３時間保持する、加熱工程
マンネスマン製管によって所定の形状に仕上げた継目無鋼管は、８５０〜１２００℃に加熱して１０分〜３時間保持し、オーステナイト化される。加熱保持温度が８５０℃を下回ると、ミスト処理では焼入れが不十分となって所望の高強度が得られない場合がある。一方、加熱保持温度が１２００℃を超えると、旧オーステナイト結晶粒が粗大化して機械的特性が低下する場合がある。なお、８５０〜１２００℃での加熱であっても、保持時間が１０分未満の場合には、焼入れが不十分となって所望の高強度が得られないことがあり、また、保持時間が３時間を超える場合には、旧オーステナイト結晶粒が粗大化して機械的特性が低下することがある。従って、前記継目無鋼管は、８５０〜１２００℃に加熱して１０分〜３時間保持することとした。なお、加熱温度の下限は９００℃とすることが好ましい。また、加熱温度の上限は１０５０℃とすることが好ましく、１０００℃とすることが一層好ましい。さらに、保持時間の下限は２０分とすることが好ましく、また、上限は２時間とすることが好ましい。この[i]の工程での加熱温度は、継目無鋼管の外表面における温度を指す。
【００５４】
[ii]：８００〜５００℃における冷却速度が２〜６０℃／秒で、冷却開始から室温までの冷却速度が１〜３０℃／秒の条件でミスト冷却する、焼入れ工程
上記加熱工程の後、継目無鋼管は、８００〜５００℃における冷却速度が２〜６０℃／秒で、冷却開始から室温までの冷却速度が１〜３０℃／秒の条件でミスト冷却される。ミスト冷却時の８００〜５００℃における冷却速度が２℃／秒未満の場合には、焼入れが不十分となって所望の高強度が得られない場合がある。一方、８００〜５００℃における冷却速度が６０℃／秒を超えると、焼割れの発生が避けられない場合がある。なお、ミスト冷却時の８００〜５００℃における冷却速度が２〜６０℃／秒であっても、冷却開始から室温までの冷却速度が１℃／秒未満の場合には、焼入れが不十分となって所望の高強度が得られないことがあり、また、冷却開始から室温までの冷却速度が３０℃／秒を超える場合には、焼割れの発生が避けられないことがある。従って、加熱工程後の継目無鋼管は、８００〜５００℃における冷却速度が２〜６０℃／秒で、冷却開始から室温までの冷却速度が１〜３０℃／秒の条件でミスト冷却することとした。なお、８００〜５００℃における冷却速度の下限は３℃／秒とすることが好ましく、また、上限は４０℃／秒とすることが好ましい。さらに、冷却開始から室温までの冷却速度の下限は２℃／秒とすることが好ましく、また、上限は２０℃／秒とすることが好ましい。この[ii]の工程での温度は、継目無鋼管の外表面における温度を指し、冷却速度も、継目無鋼管の外表面における冷却速度を指す。ミスト冷却時の上記２種の冷却速度は、
「８００〜５００℃における冷却速度」＝３００℃／冷却に要した時間（秒）
「冷却開始から室温までの冷却速度」＝（冷却開始温度（℃）−室温（２５℃））／冷却に要した時間（秒）
を指す。
【００５５】
[iii]：１００〜７５０℃に加熱して１０分〜３時間保持した後、室温まで冷却する、焼戻し工程
室温までミスト冷却して焼入れされた継目無鋼管は、次に、所望のＹＳレベルに調整するために、１００〜７５０℃に加熱して１０分〜３時間保持した後、室温まで冷却する、焼戻し処理が施される。加熱保持温度が１００℃を下回ると、所望の高強度（就中、高いＹＳ）が得られなかったり靱性が劣る等の機械的特性の低下を招く場合があり、一方、７５０℃を超えると、所望の高強度が得られない場合がある。なお、１００〜７５０℃での加熱であっても、保持時間が１０分未満の場合には、靱性等の機械的特性が低下することがあり、また、保持時間が３時間を超える場合には、所望の高強度が得られないことがある。従って、ミスト焼入れした継目無鋼管は、１００〜７５０℃に加熱して１０分〜３時間保持した後、室温まで冷却することとした。なお、加熱温度の下限は４００℃とすることが好ましく、４５０℃とすることが一層好ましい。また、加熱温度の上限は７００℃とすることが好ましく、６８０℃とすることが一層好ましい。さらに、保持時間の下限は２０分とすることが好ましく、また、上限は２時間とすることが好ましい。この[iii]の工程での加熱温度は、継目無鋼管の外表面における温度を指す。なお、この焼戻し工程で室温まで冷却する際の冷却速度については、特に制限がない。
【００５６】
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
【実施例】
【００５７】
表１に示す化学組成を有する低合金鋼１〜２６を通常の方法で溶製した後、分塊圧延して円形ビレット形状とし、次いで、マンネスマン製管して、外径２４５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍおよび長さ１２ｍの継目無鋼管に仕上げた。
【００５８】
表１中の鋼１〜２１は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼２２〜２６、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。
【００５９】
【表１】
2018031027.tif 000003
【００６０】
各鋼について、先ず、上記サイズの継目無鋼管の長手方向の管端から１ｍの位置から、長手方向（鋼管の長手方向と試験片の厚み方向が平行）に、直径が５ｍｍで厚みが１ｍｍの円盤試験片を採取し、ＤＳＣを用いて冷却中の発熱量を測定し、変態潜熱とＭｓ点を求めた。
【００６１】
具体的には、ＤＳＣを用いて、上記の円盤試験片を室温から２０℃／分で９５０℃まで昇温し、９５０℃で１０分保持した後、冷却速度６０℃／分（１℃／秒）で室温（２５℃）まで冷却した。ＤＳＣを用いて測定した上記冷却条件下での、マルテンサイト変態による発熱ピークの立ち上がり温度をＭｓ点と判定した。また、変態潜熱は、図２に示すように、
<i>冷却時のマルテンサイト変態による発熱ピークの前後のベースラインを延長し、
次いで、
<ii>発熱ピークとベースラインで囲まれた範囲を積分し、冷却速度６０℃／分で除す、
ことによって求めた。なお、ＤＳＣを用いた場合には、昇温速度（２０℃／分）と冷却速度（６０℃／分）は、いずれの温度域でも一定になる。
【００６２】
各鋼について、上述の外径２４５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍおよび長さが１２ｍの継目無鋼管を２０本ずつ用いて、９５０℃に加熱して１時間保持した後、鋼管を回転させながら室温（２５℃）までミスト冷却して焼入れた後、継目無鋼管の変形を調査した。この際、同じ長さ単位での図１に示すＭ（変形量）とＬ（全長）の比である「Ｍ／Ｌ」が０．０２未満であれば、変形（曲り）は許容範囲内であるとして、上記「Ｍ／Ｌ」が０．０２以上の場合を「曲り発生」とし、曲り発生率０（ゼロ）を目標とした。なお、ミスト冷却時の８００〜５００℃における冷却速度は４〜１０℃／秒であり、９５０から室温（２５℃）までの冷却速度は２〜５℃／秒であった。
【００６３】
次いで、各鋼ごとに、ミスト焼入れした各２０本の継目無鋼管から無作為に１本の継目無鋼管を選び、表２に示す温度で１時間保持した後、室温（２５℃）まで空冷した。そして、上記焼戻し後の継目無鋼管の長手方向の両管端および中央の３つの位置から、長手方向に、平行部直径が６ｍｍの丸棒引張試験片をそれぞれ２本ずつ切り出し、室温の大気中で引張試験して、降伏強さ（ＹＳ）と引張強さ（以下、「ＴＳ」という。）を測定し、各鋼について６本の試験片の算術平均値とバラツキ（最大値−最小値）を求めた。なお、ＹＳの平均値は１１０３ＭＰａ以上を目標とした。
【００６４】
各試験結果のうち、表１に、Ｍｓ点を併せて示し、表２に、上記Ｍｓ点を除くその他の試験結果を併せて示す。図３に、各鋼について外径２４５ｍｍ、肉厚１３．８ｍｍおよび長さ１２ｍの鋼管を２０本ずつミスト焼入れした曲りの発生率と、ＤＳＣ測定結果から求めた変態潜熱との関係を整理して示す。また、図４に、Ｃ含有量が０．４８〜０．５０％である鋼２〜５および鋼２６について、ＤＳＣ測定結果から求めた変態潜熱と、Ｎｉ含有量との関係を整理して示す。さらに、図５に、鋼１〜２６についてＤＳＣ測定結果から求めた変態潜熱と、「２５×Ｃ＋Ｎｉ（＝Ｆｎ１）」との関係を整理して示す。
【００６５】
【表２】
2018031027.tif 000004
【００６６】
表２および図３から明らかなように、鋼の化学組成が本発明で規定する条件を満たす鋼１〜２１を用いた本発明例の試験番号１〜２１の場合は、上述した基準での曲がりが発生していない。さらに、上記の本発明例の試験番号のＹＳの平均値は、１１０３ＭＰａを遙かに超えている。
【００６７】
これに対して、化学組成が本発明で規定する条件から外れた２２〜２６を用いた比較例の試験番号２２〜２６の場合は、いずれも上述した基準での曲がりが発生した。しかも、ＹＳとＴＳのバラツキもずいぶんと大きい。
【００６８】
なお、Ｃ含有量が同じレベルの図４から、Ｎｉの含有量は微量であっても変態潜熱は大きく減少すること、また、Ｎｉ含有量の増加とともに変態潜熱は低下することが明らかである。
【００６９】
さらに、図５から、変態潜熱は、
（Ｆｎ１＝）２５×Ｃ＋Ｎｉ
の式で整理でき、この式の値が１２．４以上であれば、変態潜熱が６８Ｊ／ｇ以下となることも明らかである。
【産業上の利用可能性】
【００７０】
本発明によれば、高いＹＳが要求される深井戸用のケーシング、チュービング等の油井管として好適な、Ｃ含有量の高い鋼を素材とし、焼割れを抑止するためにミスト焼入れを施しても変形を生じ難い、生産性に優れる高強度継目無油井管を得ることができる。上記の高強度継目無油井管は、本発明の製造方法によって安定して得ることができる。
【図１】
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【図２】
2018031027.tif 000006
【図３】
2018031027.tif 000007
【図４】
2018031027.tif 000008
【図５】
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