(57)【要約】【課題】耐ＳＳＣ性に優れ、全面腐食の観点からは低合金鋼と同程度の耐食性を有し、かつ靱性に優れる高強度油井用鋼材を提供する。【解決手段】化学組成が、質量％で、Ｃ：０．５０〜１．４０％、Ｓｉ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：３．０〜２４．０％、Ｎｉ：５．０〜１９．０％、Ａｌ：０．００３〜０．０６％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｃｒ：０〜２．０％、Ｍｏ：０〜２．０％、Ｃｕ：０〜２．０％、Ｔｉ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｎｂ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、Ｂ：０〜０．００５％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、金属組織が、オーステナイト単相である、高強度油井用鋼材。【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．５０〜１．４０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：３．０〜２４．０％、
Ｎｉ：５．０〜１９．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０６％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｂ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、オーステナイト単相である、
高強度油井用鋼材。
【請求項２】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、および、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
から選択される１種または２種を含有する、
請求項１に記載の高強度油井用鋼材。
【請求項３】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
を含有する、
請求項１または請求項２に記載の高強度油井用鋼材。
【請求項４】
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．５％、および、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
から選択される１種以上を含有する、
請求項１から請求項３までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【請求項５】
前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
から選択される１種または２種を含有する、
請求項１から請求項４までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【請求項６】
前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
を含有する、
請求項１から請求項５までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【請求項７】
降伏応力が９６５ＭＰａ以上である、
請求項１から請求項６までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【請求項８】
請求項１から請求項７までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材からなる、油井管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度油井用鋼材および油井管に関する。
【背景技術】
【０００２】
硫化水素（Ｈ２Ｓ）を含有する原油、天然ガス等の油井およびガス井（以下、油井およびガス井を総称して、単に「油井」という。）では、湿潤硫化水素環境における鋼の硫化物応力割れ（以下、「ＳＳＣ」という。）が問題となることから、耐ＳＳＣ性に優れる油井管が必要となる。近年、ケーシング用途として低合金耐サワー油井管の高強度化が進められている。
【０００３】
耐ＳＳＣ性は、鋼の強度上昇に伴い急激に低下する。そのため、従来、一般的な評価条件である１ｂａｒ  Ｈ２Ｓを含むＮＡＣＥ溶液Ａ（ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７−２００５）の環境下で耐ＳＳＣ性を確保できるのは、１１０ｋｓｉ級（降伏応力：７５８〜８６２ＭＰａ）の鋼材までである。そして多くの場合、より高強度な１２５ｋｓｉ級（降伏応力：８６２〜９６５ＭＰａ）、１４０ｋｓｉ級（降伏応力：９６５〜１０６９ＭＰａ）の鋼材では、限られたＨ２Ｓ分圧下（例えば、０．１ｂａｒ以下）でしか耐ＳＳＣ性を確保できない。油井の高深度化による高強度材への需要は今後ますます高まると考えられるため、より高強度かつ優れた耐ＳＳＣ性を有する高耐食性を有する油井管の開発が必要である。
【０００４】
ＳＳＣは、腐食環境中で鋼材表面に発生した水素が鋼中に拡散し、鋼材に負荷された応力との相乗効果によって破断に至る水素脆化の一種である。ＳＳＣの感受性が高い鋼材では、鋼材の降伏応力に比べて低い負荷応力で容易に割れが発生する。
【０００５】
低合金鋼の金属組織と耐ＳＳＣ性との関連についてこれまで多くの研究がなされてきた。一般的に、耐ＳＳＣ性を向上させるためには、金属組織を焼戻しマルテンサイト組織とするのが最も効果的であり、かつ細粒組織とするのが望ましいと言われている。
【０００６】
しかしながら、焼戻しマルテンサイトは、体心立方晶（以下、「ＢＣＣ」という）構造を有する。ＢＣＣ構造を有する上記の焼戻しマルテンサイトおよびフェライトは、本質的に水素脆化感受性が高い。したがって、焼戻しマルテンサイトまたはフェライトを主組織とする鋼では、ＳＳＣを完全に防ぐことは極めて困難である。特に、前述のように強度が高くなるほどＳＳＣ感受性は大きくなるため、高強度かつ耐ＳＳＣ性に優れた鋼材を得ることは、低合金鋼においては至難の課題であると言える。
【０００７】
これに対し、本質的に水素脆化感受性の低い面心立方晶（以下、「ＦＣＣ」という）のオーステナイト組織を持つ鋼を用いれば、優れた耐ＳＳＣ性を容易に得ることができる。例えば、特許文献１〜３には、オーステナイト安定化元素であるＭｎを多量に含有させた、耐ＳＳＣ性に優れる高強度鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】国際公開第２０１５／０１２３５７号
【特許文献２】国際公開第２０１６／０５２２７１号
【特許文献３】国際公開第２０１６／０５２３９７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１〜３に記載の鋼材では、優れた耐ＳＳＣ性と高い強度とが両立されている。しかしながら、特許文献１〜３では、高強度鋼の靱性に関して検討がなされておらず、改善の余地が残されている。
【００１０】
本発明は、耐ＳＳＣ性に優れ、全面腐食の観点からは低合金鋼と同程度の耐食性を有し、かつ靱性に優れる高強度油井用鋼材およびそれを用いた油井管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】
【００１１】
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の高強度油井用鋼材および油井管を要旨とする。
【００１２】
（１）化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．５０〜１．４０％、
Ｓｉ：０．０５〜１．００％、
Ｍｎ：３．０〜２４．０％、
Ｎｉ：５．０〜１９．０％、
Ａｌ：０．００３〜０．０６％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下、
Ｎ：０．１０％以下、
Ｃｒ：０〜２．０％、
Ｍｏ：０〜２．０％、
Ｃｕ：０〜２．０％、
Ｔｉ：０〜０．５％、
Ｖ：０〜０．５％、
Ｎｂ：０〜０．５％、
Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｍｇ：０〜０．０１％、
Ｂ：０〜０．００５％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
金属組織が、オーステナイト単相である、
高強度油井用鋼材。
【００１３】
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｒ：０．１〜２．０％、および、
Ｍｏ：０．１〜２．０％、
から選択される１種または２種を含有する、
上記（１）に記載の高強度油井用鋼材。
【００１４】
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｕ：０．１〜２．０％、
を含有する、
上記（１）または（２）に記載の高強度油井用鋼材。
【００１５】
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．００５〜０．５％、
Ｖ：０．００５〜０．５％、および、
Ｎｂ：０．００５〜０．５％、
から選択される１種以上を含有する、
上記（１）から（３）までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【００１６】
（５）前記化学組成が、質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、および、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
から選択される１種または２種を含有する、
上記（１）から（４）までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【００１７】
（６）前記化学組成が、質量％で、
Ｂ：０．０００５〜０．００５％、
を含有する、
上記（１）から（５）までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【００１８】
（７）降伏応力が９６５ＭＰａ以上である、
上記（１）から（６）までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材。
【００１９】
（８）上記（１）から（７）までのいずれかに記載の高強度油井用鋼材からなる、油井管。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、強度が高く耐ＳＳＣ性に優れ、かつ、靱性に優れる鋼材を得ることが可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００２１】
高Ｍｎオーステナイト鋼においては、双晶誘起塑性（TWin  Induced  Plasticity：ＴＷＩＰ）によって変形が生じる。ＴＷＩＰによる変形では、ひずみ速度の増加に伴う流動応力の増加がほとんど起こらないため、変形が隣接部分に伝播することなく、一部分に集中する特性がある。このため、シャルピー衝撃試験における高Ｍｎオーステナイト鋼の吸収エネルギーは低位となる。
【００２２】
変形がＴＷＩＰにより生じるかどうかを決定する要因の一つとして挙げられるのが、積層欠陥エネルギー（Stacking  Fault  Energy：ＳＦＥ）である。ＳＦＥは合金組成によって決定され、ＭｎおよびＮといった合金元素はＳＦＥを下げ、一方、ＮｉはＳＦＥを上げる傾向にある。
【００２３】
本発明者は、高Ｍｎオーステナイト鋼において、Ｎｉ含有量を適切に増加させ、ＳＦＥを増加させることで、ＴＷＩＰによる変形を抑制し、転位運動による変形を促進できることを見出した。そして、流動応力の変形速度依存性を増加させ、変形を隣接部分に伝播させることで、高Ｍｎオーステナイト鋼の靱性を向上させられることが可能となった。
【００２４】
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
【００２５】
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
【００２６】
Ｃ：０．５０〜１．４０％
炭素（Ｃ）は、オーステナイト相を安定させる効果を有するとともに、加工硬化を促進させる効果を有する、高強度化に必須の元素である。そのため、Ｃを０．５０％以上含有させる必要がある。一方、Ｃ含有量が過剰であると、材料の融点が顕著に低下し、低い温度での熱間加工を余儀なくされ、熱間加工性が低下する。また溶体化時にセメンタイトが残留し、衝撃性能を劣化させるため、Ｃ含有量は１．４０％以下とする。強度および靭性のバランスがより優れた高強度油井用鋼材を得るためには、Ｃ含有量は０．５５％以上であることが好ましい。また、Ｃ含有量は１．３０％以下であるのが好ましく、１．２０％以下であるのがより好ましい。
【００２７】
Ｓｉ：０．０５〜１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼の脱酸に必要な元素であり、その含有量が０．０５％未満であると、脱酸が不十分となって非金属介在物が多く残存し、所望の耐ＳＳＣ性が得られない。一方、その含有量が１．００％を超えると、粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．０５〜１．００％とする。Ｓｉ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．８０％以下であるのが好ましく、０．６０％以下であるのがより好ましい。
【００２８】
Ｍｎ：３．０〜２４．０％
マンガン（Ｍｎ）は、安価にオーステナイト相を安定化させることのできる元素である。また、Ｍｎは、ＳＦＥを低下させ、ＴＷＩＰによる変形を促進させる効果を有する元素である。本発明においてはその効果を十分に発揮させるために、Ｍｎを３．０％以上含有させる必要がある。一方、湿潤硫化水素環境中ではＭｎは優先的に溶解し、材料表面に安定な腐食生成物は形成されない。その結果、Ｍｎ含有量が増加するにしたがい、耐全面腐食性が低下する。２４．０％を超える量のＭｎを含有させると低合金油井管の標準的な腐食速度を上回ることがあるため、Ｍｎ含有量は２４．０％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量は５．０％以上であるのが好ましく、７．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は２２．０％以下であるのが好ましい。
【００２９】
なお、本発明において、上記の「低合金油井管の標準的な腐食速度」とは、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７−２００５に規定される溶液Ａ（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液、１ｂａｒ  Ｈ２Ｓ飽和）に３３６ｈ浸漬させた際の腐食量から換算される腐食速度で１．５ｇ/（ｍ２・ｈ）であることを意味する。
【００３０】
Ｎｉ：５．０〜１９．０％
ニッケル（Ｎｉ）はＣ、Ｍｎと同様にオーステナイト相を安定化させることのできる元素であるが、Ｍｎとは異なり、塑性変形時の変形双晶の発生に加え、転位による変形を促進することで、衝撃試験における吸収エネルギーを増加させる作用を有する元素である。そのため、Ｎｉを５．０％以上含有させる必要がある。一方、過剰に含有させると溶体化時の炭化物の残留を促進し、かえって靱性が劣化することから、Ｎｉ含有量は１９．０％以下とする必要がある。Ｎｉ含有量は５．５％以上であるのが好ましく、６．０％以上であるのがより好ましい。また、Ｎｉ含有量は１８．０％以下であるのが好ましく、１７．０％以下であるのがより好ましい。
【００３１】
なお、オーステナイト相の安定化のためには、ＭｎとＮｉとの合計含有量が１０．０％以上であるのが好ましく、１２．０％以上であるのがより好ましい。一方、合計含有量が高過ぎると、鋼材の融点が必要以上に低下するため、熱間加工温度を低くせざるを得ず、生産性が低下する場合がある。したがって、ＭｎとＮｉとの合計含有量は４０．０％以下であるのが好ましく、３５．０％以下であるのがより好ましい。
【００３２】
Ａｌ：０．００３〜０．０６％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼の脱酸に必要な元素であるため、０．００３％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ａｌ含有量が０．０６％を超えると、粗大な酸化物が混入しやすくなり、靭性および耐食性に悪影響を与えるおそれがある。したがって、Ａｌ含有量は０．００３〜０．０６％とする。Ａｌ含有量は０．００８％以上であるのが好ましく、０．０１２％以上であるのがより好ましい。また、Ａｌ含有量は０．０５％以下であるのが好ましく、０．０４％以下であるのがより好ましい。なお、本発明では、Ａｌは酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．  Ａｌ）を意味する。
【００３３】
Ｐ：０．０３％以下
りん（Ｐ）は、不純物として鋼中に不可避的に存在する元素である。しかし、その含有量が０．０３％を超えると、粒界への偏析が顕著になり、耐ＳＳＣ性を劣化させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３％以下とする必要がある。なお、Ｐ含有量はできる限り低い方が望ましく、０．０２％以下とするのが好ましく、０．０１５％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、鋼材の製造コストを著しく上昇させるため、その下限は０．００１％とするのが好ましく、０．００５％とするのがより好ましい。
【００３４】
Ｓ：０．０３％以下
硫黄（Ｓ）は、Ｐと同様に不純物として鋼中に不可避的に存在するが、０．０３％を超えると粒径への偏析が顕著になるとともに、硫化物系の介在物を生成して耐ＳＳＣ性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０３％以下とする必要がある。なお、Ｓ含有量はできる限り低い方が望ましく、０．０１５％以下とするのが好ましく、０．０１０％以下とするのがより好ましい。しかし、過度の低下は、鋼材の製造コストを著しく上昇させるため、その下限は０．０００５％とするのが好ましく、０．００１％とするのがより好ましい。
【００３５】
Ｎ：０．１０％以下
窒素（Ｎ）は、鉄鋼材料においては、通常は不純物元素として扱われ、脱窒により低減させる。しかし、Ｎはオーステナイト相を安定化させる元素であるため、オーステナイト安定化のためにＮが多く含有されていてもよい。一方で、Ｎを過剰に含有させると、高温強度を上昇させ、熱間加工時の加工応力を増大させ、熱間加工性の低下を招く。したがって、Ｎ含有量は０．１０％以下とする必要がある。なお、精錬コストの観点から、不必要に脱窒する必要はなく、Ｎ含有量の下限は０．００１％とするのが好ましい。
【００３６】
Ｃｒ：０〜２．０％
クロム（Ｃｒ）は、耐全面腐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、その含有量が２．０％を超えると、溶体化時に炭化物として残留することが多くなり、耐ＳＳＣ性、および吸収エネルギーの両方を低下させるおそれがあるので、Ｃｒ含有量は２．０％以下とする。Ｃｒ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがさらに好ましい。なお、上記の耐全面腐食性の向上効果を得たい場合は、Ｃｒ含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましく、０．５％以上とするのがさらに好ましい。
【００３７】
Ｍｏ：０〜２．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、湿潤硫化水素環境中における腐食生成物を安定化させ、耐全面腐食性を向上させる元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。ただし、Ｍｏ含有量が２．０％を超えると、溶体化時に炭化物として残留することが多くなり、耐ＳＳＣ性、および吸収エネルギーの低下を招くおそれがある。また、Ｍｏは極めて高価な元素であるため、Ｍｏ含有量は２．０％以下とする。Ｍｏ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。なお、上記の効果を得たい場合には、Ｍｏ含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましく、０．５％以上とするのがさらに好ましい。
【００３８】
Ｃｕ：０〜２．０％
銅（Ｃｕ）は、オーステナイト相を安定化する元素であり、少量であれば必要に応じて含有させてもよい。しかしながらＣｕの多量の含有は熱間加工時にＣｕ脆性を引き起こし、鋼の高温での延性を著しく低下させる。したがって、Ｃｕ含有量は２．０％以下とする。Ｃｕ含有量は１．５％以下であるのが好ましく、１．０％以下であるのがより好ましい。なお、オーステナイト安定化の効果を得たい場合には、Ｃｕ含有量を０．１％以上とするのが好ましく、０．２％以上とするのがより好ましい。
【００３９】
Ｔｉ：０〜０．５％
Ｖ：０〜０．５％
Ｎｂ：０〜０．５％
チタン（Ｔｉ）、バナジウム（Ｖ）、ニオブ（Ｎｂ）はＣまたはさらにＮと結びつき、微細な炭化物または炭窒化物を形成することで、鋼の強化に寄与する元素であり、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和する上、衝撃吸収エネルギーの低下を引き起こすことがあるため、その含有量を０．５％以下とする。上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．００５％以上含有させることが好ましく、０．０１％以上含有させることがより好ましい。
【００４０】
Ｃａ：０〜０．０１％
Ｍｇ：０〜０．０１％
カルシウム（Ｃａ）、およびマグネシウム（Ｍｇ）は、熱間加工性を劣化させるＳと結び付き無害化することで鋼の熱間加工性を改善する効果を有する。また介在物の形態を変化させ、靭性、および耐食性を改善する効果も有する。しかしながら、これらの元素を多量に含有させても効果が飽和するだけでなく、介在物の量、サイズが大きくなり、かえって靭性、および耐食性が低下する。したがって、各元素ともその含有量を０．０１％以下とする。各元素の含有量は０．００６％以下であることが好ましい。またＣａおよびＭｇの両方を含有させる場合には、その含有量の合計を０．０１％以下とすることが好ましい。上記効果を得るためにはＣａまたはＭｇの１種または２種を０．０００５％以上含有させることが好ましく、０．００１０％以上含有させることがより好ましい。
【００４１】
Ｂ：０〜０．００５％
ホウ素（Ｂ）は、鋼の熱間加工性を改善する効果を有する。しかしながらＢを多量に含有させると、炭硼化物の析出量を増加させ、鋼の靭性を低下させる。Ｂ含有量が０．００５％を超えると靭性を大きく劣化させることから、Ｂ含有量は０．００５％以下とする。Ｂ含有量は０．００４％以下であるのが好ましく、０．００２％以下であるのがより好ましい。上記の効果を得るためにはＢ含有量を０．０００５％以上とすることが望ましい。
【００４２】
本発明の高強度油井用鋼材において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼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。
【００４３】
２．金属組織
上述のように、金属組織中にＢＣＣ構造であるα’マルテンサイトおよびフェライトが混在すると、耐ＳＳＣ性の低下を招く。そのため、本発明では、金属組織をＦＣＣ（面心立方）構造であるオーステナイト単相とする。なお、上記金属組織は実質的にオーステナイト単相であればよい。
【００４４】
特に、α’マルテンサイトおよびフェライトの合計体積分率が０．１％以上になると耐ＳＳＣ性が顕著に低下する。このため、α’マルテンサイトおよびフェライトの合計体積分率は０．１％未満であることが好ましい。
【００４５】
また、本発明において、ＦＣＣ構造を主体とする組織には、鋼のマトリックスとしてＦＣＣ構造以外に、ＨＣＰ構造のεマルテンサイトが混在することを許容するものとする。εマルテンサイトの体積分率は１０％以下であることが好ましい。
【００４６】
α’マルテンサイトおよびフェライトの合計体積分率はＸ線回折法、Ｘ線回折法によっても検出できない微量である場合にはフェライトメーターを用いることにより計測することができる。εマルテンサイトの体積分率はＸ線回折法により計測することができる。
【００４７】
３．機械的性質
耐ＳＳＣ性は、鋼の強度上昇に伴い急激に低下するが、本発明に係る鋼材は高い降伏応力と優れた耐ＳＳＣ性とを両立し得るものである。本発明に係る高強度油井用鋼材は、降伏応力が９６５ＭＰａ以上であることが好ましい。
【００４８】
４．製造方法
本発明に係る鋼材の製造方法について、上記の強度を付与できる製造方法であれば特に制限はないが、例えば、以下の方法を用いることができる。
【００４９】
＜溶解および鋳造＞
溶解および鋳造については一般的なオーステナイト系鋼材の製造方法で行われる方法を用いることができ、鋳造はインゴット鋳造でも連続鋳造でもよい。継目無鋼管を製造する場合には、ラウンドＣＣにより、製管用ラウンドビレットの形状に鋳造してもよい。
【００５０】
＜熱間加工（鍛造、穿孔、圧延）＞
鋳造後は、鍛造、穿孔、圧延等の熱間加工が施される。なお、継目無鋼管の製造では、上述のラウンドＣＣによって円形ビレットを鋳造した場合、円形ビレットに成形するための鍛造、分塊圧延等の工程は必要ない。鋼材が継目無鋼管の場合は、上記の穿孔工程の後、マンドレルミルまたはプラグミルを使用して圧延が行われる。また、鋼材が板材の場合は、スラブを粗圧延した後、仕上げ圧延するという工程になる。穿孔、圧延等の熱間加工の望ましい条件は、以下のとおりである。
【００５１】
ビレットの加熱は、穿孔圧延機での熱間穿孔が可能な程度に行えばよいが、望ましい温度範囲は１０００〜１２００℃である。穿孔圧延およびマンドレルミル、プラグミル等のその他の圧延機による圧延に関しても特別の制約はないが、熱間加工性の上から、具体的には表面疵の防止のために、仕上げ温度を９００℃以上とするのが望ましい。仕上げ温度の上限にも特に制約はないが、１１００℃までに留めるのがよい。
【００５２】
鋼板を製造する場合は、スラブ等の加熱温度は、熱間圧延が可能な温度範囲、例えば、１０００〜１２００℃とすれば十分である。熱間圧延のパススケジュールは任意であるが、製品の表面疵、耳割れなどの発生を少なくするための熱間加工性を考慮して、仕上げ温度を９００℃以上とするのが望ましい。仕上げ温度は、上記継目無鋼管と同様に１１００℃までとするのがよい。
【００５３】
＜溶体化熱処理＞
熱間加工後の鋼材は、炭化物等を完全に固溶させるのに十分な温度に加熱してから急冷する。この場合、９００〜１２００℃の温度範囲に１０ｍｉｎ以上保持した後、急冷する。加熱温度が９００℃未満であると、炭化物、特にＣｒおよびＭｏを含有させた場合にＣｒ−Ｍｏ系の炭化物を完全固溶させることができず、このＣｒ−Ｍｏ系炭化物周辺にＣｒおよびＭｏの欠乏層が形成され、孔食発生に伴う応力腐食割れを起こし、所望の耐ＳＳＣ性が得られなくなる場合がある。一方、加熱温度が１２００℃を超えると、粒界溶融が起こり、機械的性能、耐食性の両方が得られなくなる場合がある。また、保持時間が１０ｍｉｎ未満であると、固溶化の効果が不十分となって炭化物を完全に固溶させられないために、加熱温度が９００℃未満である場合と同様の理由により、所望の耐ＳＳＣ性が得られなくなる場合がある。
【００５４】
保持時間の上限は、鋼材のサイズ、形状にも依存し、一概には決められない。いずれにしても、鋼材全体が均熱される時間が必要であるが、製造コストを抑えるという観点からは長すぎる時間は望ましくなく、通常１ｈ以内とするのが適当である。また、冷却は、冷却中の炭化物（主としてＣｒ−Ｍｏ系炭化物）、その他の金属間化合物等の析出を防ぐために、油冷以上の冷却速度で冷却するのが望ましい。
【００５５】
なお、上記保持時間の下限値は、熱間加工後の鋼材を９００℃未満の温度に一旦冷却した後、上記９００〜１２００℃の温度範囲に再加熱する場合の保持時間である。しかし、熱間加工の終了温度（仕上がり温度）を９００〜１２００℃の範囲にした場合、その温度でおよそ５ｍｉｎ以上の補熱を行えば上記の条件によった場合の溶体化熱処理と同じ効果が得られ、再加熱することなく、そのまま急冷することができる。したがって、本発明における上記保持時間の下限値は、熱間加工の終了温度（仕上がり温度）を９００〜１２００℃の範囲とし、その温度でおよそ５ｍｉｎ以上の補熱を行う場合を含むものとする。
【００５６】
＜冷間加工＞
溶体化熱処理を施した後の鋼材には、目標とする降伏応力、少なくとも９６５ＭＰａ以上の強度を実現するために冷間加工を施す。この場合、加工度（断面減少率）が３０％以上の冷間加工を施すことが好ましい。本発明に係る鋼材は、強加工後も高い延性を保持するため、加工度を４０％に高めても、表面の微細割れ等を生じることなく冷間加工を行うことができる。
【００５７】
冷間加工方法としては、鋼材を均一に加工できる方法であれば、特に制限されない。しかし、鋼材が鋼管の場合は、孔明きダイスとプラグを用いるいわゆる冷間抽伸機またはコールドピルガーミルと称される冷間圧延機等を用いるのが工業的に有利である。また、鋼材が板材の場合は、通常の冷延鋼板の製造に用いられる圧延機を用いるのが工業的に有利である。
【００５８】
＜時効熱処理＞
冷間加工による強化を用いるのではなく、溶体化ままの材料に対し主に炭化物、炭窒化物の析出による析出強化を目的とした時効熱処理を行ってもよい。また、時効熱処理は冷間加工工程の後に行ってもよい。時効熱処理は特に、Ｔｉ、ＶおよびＮｂの１種以上を含有する場合に有効である。しかしながら、過度の時効熱処理は、過剰な炭化物の生成を招き、母相中のＣ濃度を低減させオーステナイトの不安定化を引き起こす。熱処理条件としては、６００〜８００℃の温度範囲で数１０ｍｉｎ〜数ｈ程度の時間加熱するのが好ましい。
【００５９】
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１】
【００６０】
表１に示す化学成分を有するＡ〜Ｑの１７種類の鋼を真空高周波溶解炉で溶製し、５０ｋｇのインゴットに鋳造した。各インゴットを１１５０℃で３ｈ加熱した後、熱間鍛造により幅５０ｍｍ、高さ５０ｍｍの断面の角材に仕上げた。適切な長さに切断した後、１１５０℃にて１５ｍｉｎ加熱した後、熱間圧延により厚さ１６ｍｍの板材に仕上げた。さらに、１１００℃で１５ｍｉｎ保持した後に水冷する溶体化熱処理を施した。最後に、溶体化熱処理後の材料に対して冷間圧延を行い、厚さ８ｍｍから１２．８ｍｍの種々の試験材を作製した。
【００６１】
【表１】
2018162507.tif 000002
【００６２】
得られた試験材に対して、まずＸ線回折、およびフェライトメーター（Ｈｅｌｍｕｔ  Ｆｉｓｃｈｅｒ製、型番：ＦＥ８ｅ３）を用いてフェライトおよびα’マルテンサイト、εマルテンサイトの合計体積率を測定した。なお、いずれの試験材においてもＢＣＣ構造を有する組織は検出されず、オーステナイト単相であった。
【００６３】
上記の試験材を用いて機械的性質、耐ＳＳＣ性、腐食速度および靱性を調査した。上記試験材から、外径４ｍｍ、長さ３４ｍｍの平行部を有する丸棒引張試験片を板長方向と平行に採取し、常温においてひずみ速度４．９×１０−４／ｓにて引張試験を行った。本発明においては、降伏応力が９６５ＭＰａ以上であるものついて十分な強度が得られたと判断した。
【００６４】
続いて、定荷重試験による耐ＳＳＣ性の評価を以下のようにして行った。板状の平滑試験片を採取し、４点曲げ法によって一方の面に降伏応力の９０％に相当する応力を負荷した。その後、試験溶液として、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７−２００５に規定される溶液Ａ（５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ水溶液、１気圧Ｈ２Ｓ飽和）に浸漬させ、２４℃で３３６ｈ保持して、破断するか否かを判定した。その結果、すべての試験材で破断が生じなかった。
【００６５】
また、耐全面腐食性を評価するために腐食速度を以下の方法により求めた。上記の試験材を常温において上記の溶液Ａに３３６ｈ浸漬させ、腐食減量を求め、平均腐食速度に換算した。本発明においては、腐食速度が１．５ｇｍ−２ｈ−１以下である場合を全面腐食性に優れるとした。
【００６６】
そして、厚さ５ｍｍのサブサイズシャルピー衝撃試験片を板幅方向に採取し、板長方向にＶノッチを付与した。そして、−１０℃においてシャルピー衝撃試験を行い、得られた吸収エネルギーから単位面積当たりの吸収エネルギーである衝撃値（Ｉｍｐａｃｔ  Ｖａｌｕｅ）を算出した。本発明においては、衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上であるものを十分な靱性を有するものとした。
【００６７】
これらの結果を表２にまとめて示す。
【００６８】
【表２】
2018162507.tif 000003
【００６９】
表２から、本発明例である試験番号１〜１２は、９６５ＭＰａ以上の降伏応力を有するとともに耐ＳＳＣ性に優れ、また腐食速度も目標値である１．５ｇｍ−２ｈ−１以下に抑制可能である。さらに、シャルピー衝撃試験による衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上となり、靱性にも優れることが分かる。
【００７０】
一方、Ｃ含有量およびＭｎ含有量がそれぞれ本発明で規定する下限に満たない試験番号１３および１４は、目標とする強度が得られなかった。試験番号１５は、Ｍｎ含有量が高すぎるために耐全面腐食性が劣る結果となった。また、試験番号１６は、Ｎｉ含有量が低すぎるため、十分な衝撃値が得られなかった。そして、試験番号１７は、Ｎｉ含有量が高すぎるため、組織内に炭化物が残留して、かえって衝撃値が低下する結果となった。
【産業上の利用可能性】
【００７１】
本発明によれば、強度が高く耐ＳＳＣ性に優れ、かつ、靱性に優れる鋼材を得ることが可能となる。したがって、本発明に係る高強度油井用鋼材は、湿潤硫化水素環境下における油井管用として好適に用いることができる。