(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．４％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜０．２７％、
Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、
Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、
Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
を有する破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼。
【請求項２】
Ｃ：０．１５〜０．４％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜０．２７％、
Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、
Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、
Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
を有する成分組成で、しかも、径が３４０ｍｍ以下のビレットを連続鋳造法により鋳造し、その後、圧延工程を経ることなく、マンネスマン穿孔を行なって素管を調製し、そして、前記素管を焼入れした後、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする、強度上限が８６１ＭＰａの破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼管の製造方法。
【請求項３】
Ｃ：０．１５〜０．４％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜０．２７％、
Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、
Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、
Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
を有する成分組成で、しかも、径が３４０ｍｍ以下のビレットを連続鋳造法により鋳造し、その後、圧延工程を経ることなく、マンネスマン穿孔を行なって素管を調製し、次いで、前記素管を焼入れした後、Ａｃ3変態点からＡｃ3変態点プラス１００℃の範囲内の温度に加熱し、次いで、再度焼入れし、そして、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする、強度上限が８６１ＭＰａの破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼管の製造方法。
【請求項４】
Ｃ：０．１５〜０．４％、
Ｓｉ：０．１〜０．３％、
Ｍｎ：０．１〜０．２７％、
Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、
Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、
Ｂ：０．０００５〜０．００３％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．００３〜０．０１％
を含有し、更に、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、
Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、
残部：Ｆｅおよび不可避的不純物
を有する成分組成で、しかも、径が３４０ｍｍ以下のビレットを連続鋳造法により鋳造し、その後、圧延工程を経ることなく、マンネスマン穿孔を行なって素管を調製し、次いで、前記素管を焼入れした後、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻し、再度Ａｃ3変態点からＡｃ3変態点プラス１００℃の範囲内の温度に加熱し、次いで、前記加熱温度範囲から焼入れし、そして、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする、強度上限が８６１ＭＰａの破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
この発明は、マイルドなサワー環境での破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れ、降伏強度が７５８ＭＰａ以上８６１ＭＰａ以下の高強度を有する油井あるいはガス井用シームレス鋼管等用低合金高強度鋼およびこの鋼からなる鋼管の製造方法、特に、連続鋳造による丸ビレット圧延工程を経ることなく、直接マンネスマン穿孔し、その後、マンドレルミル、プラグミル等の圧延機により製管する、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼およびこの鋼からなる鋼管の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
エネルギー事情の逼迫に伴い、これまで開発されていない深層部でかつ硫化水素を含む油井およびガス井も開発の対象となり、このようなサワー環境に使用する油井管として、高強度と硫化物応力腐食割れに対する高い抵抗を備えたシームレス鋼管の製造が強く望まれていた。
【０００３】
油井管として使用される鋼管は、通常の焼入れ焼戻しの熱処理が施されているが、硫化物応力腐食割れ防止のためには、ロックウェルＣスケールで２２以下に規制することが有効とされていた。
【０００４】
しかし、この硬度の規制に従うと降伏強度は７００ＭＰａ程度となり、それ以上の高強度と硫化物応力腐食割れに対する高い抵抗を備えたシームレス鋼管の製造は困難であった。
【０００５】
このため、特開昭５９−２３２２２０号公報や特開平６−１７２８５９号公報には、特定の化学成分を含む鋼をシームレス鋼管圧延後、焼入れ処理を２回以上施す方法が開示され、特開昭５９−１１９３２４号公報には、焼入れ処理前の昇温速度を著しく大とする方法が開示されている。
【０００６】
これらの耐硫化物応力腐食割れ性の評価方法としては、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７に定められているように、極端に加速された環境で単軸引張試験を行なう方法が用いられおり、当時は一般的な方法であった。即ち、この評価方法は、５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ水溶液（ｐＨ：２．７）に、硫化水素ガスを飽和させた環境で材料に応力を７２０時間負荷し、硫化物応力腐食割れの発生の有無を調べるものである。
【０００７】
しかし、マイルドなサワー環境である実環境を模擬するにはｐＨが低すぎて実環境における材料のパフォーマンスをうまく評価しているのか疑問がある。なお、マイルドなサワー環境とは、ｐＨが４以上、Ｈ2Ｓ分圧が０．１ａｔｍ以下の環境をいう。また、単軸引張試験では、設計応力は求められるが、実際のパイブのパフォーマンスを評価することは難しい。このため、このような環境下での材料の破壊靭性を評価することが重要である。
【０００８】
従って、この発明の目的は、マイルドなサワー環境での破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れ、降伏強度が７５８ＭＰａ以上８６１ＭＰａ以下の高強度を有する油井あるいはガス井用シームレス鋼管等用の低合金高強度鋼およびこの鋼からなる鋼管の製造方法、特に、連続鋳造による丸ビレット圧延工程を経ることなく、直接マンネスマン穿孔し、その後、マンドレルミル、プラグミル等の圧延機により製管する、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性に優れた低合金高強度鋼およびこの鋼からなる鋼管の製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
本発明者等は、上記課題を解決するため、まず、マイルドなサワー環境である実環境における材料のパフォーマンスを評価する実験室的方法を種々検討した。その結果、ｐＨ：４程度で０．１ａｔｍ以下の硫化水素を含む環境における破壊靱性値および耐硫化物応力腐食割れ性で評価することが妥当であるという結論に至った。更に、低合金鋼の化学成分や硬度が上記環境の破壊靱性値および耐硫化物応力腐食割れ性に与える影響を種々検討し、Ｓｉ、Ｍｎを低減することによりマイルドなサワー環境において良好な破壊靱性値および耐硫化物応力腐食割れ性が得られるといった知見を得た。この発明は、この知見に基づきなされたものであり、下記を特徴とするものである。
【００１０】
請求項１記載の発明は、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．１〜０．２７％、Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０１％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物を有することに特徴を有するものである。
【００１１】
請求項２記載の発明は、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．１〜０．２７％、Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０１％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物を有する成分組成で、しかも、径が３４０ｍｍ以下のビレットを連続鋳造法により鋳造し、その後、圧延工程を経ることなく、マンネスマン穿孔を行なって素管を調製し、そして、前記素管を焼入れした後、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻し、強度上限が８６１ＭＰａの強度を有することに特徴を有するものである。
【００１２】
請求項３記載の発明は、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．１〜０．２７％、Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０１％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物を有する成分組成で、しかも、径が３４０ｍｍ以下のビレットを連続鋳造法により鋳造し、その後、圧延工程を経ることなく、マンネスマン穿孔を行なって素管を調製し、次いで、前記素管を焼入れした後、Ａｃ3変態点からＡｃ3変態点プラス１００℃の範囲内の温度に加熱し、次いで、再度焼入れし、そして、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻し、上限が８６１ＭＰａの強度を有することに特徴を有するものである。
【００１３】
請求項４記載の発明は、Ｃ：０．１５〜０．４％、Ｓｉ：０．１〜０．３％、Ｍｎ：０．１〜０．２７％、Ｐ：０．０１１〜０．０１５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．５〜ｌ．５％、Ｍｏ：０．ｌ〜１．０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０１％を含有し、更に、Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、および、Ｖ：０．０１〜０．０３％（以上、ｍａｓｓ％）、残部：Ｆｅおよび不可避的不純物を有する成分組成で、しかも、径が３４０ｍｍ以下のビレットを連続鋳造法により鋳造し、その後、圧延工程を経ることなく、マンネスマン穿孔を行なって素管を調製し、次いで、前記素管を焼入れした後、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻し、再度Ａｃ3変態点からＡｃ3変態点プラス１００℃の範囲内の温度に加熱し、次いで、前記加熱温度範囲から焼入れし、そして、Ａｃ1変態点以下の温度で焼戻し、上限が８６１ＭＰａの強度を有することに特徴を有するものである。
【００１４】
【発明の実施の形態】
この発明における成分組成の限定理由について説明する。
【００１５】
Ｃ：０．１５〜０．４ｍａｓｓ％
Ｃは、低合金鋼の強度を確保する作用の他、焼入れ性や焼戻し抵抗を向上させるための必須な元素として、その含有量の上限を０．１５ｍａｓｓ％とした。０．４ｍａｓｓ％を超えると焼入れ時に冷却速度が早いと割れが生じる。従って、Ｃ含有量は、０．１５〜０．４ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００１６】
Ｓｉ：０．ｌ〜０．３ｍａｓｓ％
Ｓｉは、脱酸剤としての作用の他、鋼材の強度を向上させる作用があるので、０．１ｍａｓｓ％以上の添加を必要とするが、０．３ｍａｓｓ％を超えると、マイルドなサワー環境における破壊靭性や耐硫化物応力腐食割れ性、靱性、粒界強度に悪影響を与える。従って、Ｓｉ含有量は、０．ｌ〜０．３ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００１７】
Ｍｎ：０．１〜０．２７ｍａｓｓ％
Ｍｎは、硫化物としてイオウを固定するが、０．１ｍａｓｓ％未満だと圧延割れが生じる可能性が高いので、０．１％以上の添加を必要とする。一方、０．３ｍａｓｓ％を超えると、マイルドなサワー環境における破壊靭性や耐硫化物応力腐食割れ性に悪影響を与えるので、上限を０．２７ｍａｓｓ％とした。
【００１８】
Ｐ：０．０１１〜０．０１５ｍａｓｓ％
Ｐは、粒界強度を低下させる有害な元素であり、特に、その含有量が０．０１５ｍａｓｓ％を超えると、耐硫化物応力腐食割れ性に悪影響を与えるので、０．０１５ｍａｓｓ％以下とした。
【００１９】
Ｓ：０．００５ｍａｓｓ％以下
Ｓは、鋼中の不可避な不純物であり、多量に含むと硫化物を形成し、割れの起点になるので、０．００５ｍａｓｓ％以下とした。
【００２０】
Ｃｒ：０．５〜１．５ｍａｓｓ％
Ｃｒは、焼入れ性の向上に著しく効果を示す元素で、鋼の強度も増加させる作用があるが、０．５ｍａｓｓ％未満ではその効果が期待できず、１．５ｍａｓｓ％以上では、破壊靭性や耐硫化物応力腐食割れ性に悪影響を与える。従って、Ｃｒ含有量は、０．５〜１．５ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００２１】
Ｍｏ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％
Ｍｏは、鋼の焼戻し低抗を高める元素であり、０．１ｍａｓｓ％未満ではその効果が小さく、１．０ｍａｓｓ％以上では鋼が脆化したり、靱性の劣化が生じる。従って、Ｍｏ含有量は、０．１〜１．０ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００２２】
Ｂ：０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、０．０００５ｍａｓｓ％以上でその効果があらわれる。一方、０．００３ｍａｓｓ％を超えて多量に添加しても効果が飽和するばかりか、熱間加工時に割れが生じる。従って、Ｂ含有量は、０．０００５〜０．００３ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜０．１ｍａｓｓ％
Ａｌは、鋼の脱酸剤として有効な元素であり、Ｔｉとならんで鋼中のＮと結合し、窒化物を形成し、Ｂの作用を顕著化させる。特に、その効果は、０．０１ｍａｓｓ％以上で著しい。一方、０．１ｍａｓｓ％を超えると酸化物を増加させ、耐硫化物応力腐食割れ性に悪影響を与える。従って、Ａｌ含有量は、０．０１〜０．１ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００２４】
Ｎ：０．００３〜０．０１ｍａｓｓ％
Ｎは、ＴｉおよびＡｌと窒化物を形成し、特に、ＴｉＮは、鋼の粒成長を抑制し、微細化する作用がある。従って、添加したＴｉを結晶粒微細化に有効に作用するＴｉＮとして鋼中に析出させるためには、化学量論的考慮から、０．００３ｍａｓｓ％以上とする。０．０１ｍａｓｓ％を超えて含有させると、Ｂ添加の効果を減少させ、充分な焼入れ性を得ることができなくなる。従って、Ｎ含有量は、０．００３〜０．０１ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００２５】
Ｎｂ：０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｎｂは、圧延中の再結晶粒を細かくする効果を有するため、より微細な結晶粒を所望する場合、添加する元素であるが、０．０１ｍａｓｓ％未満では十分でなく、０．０５ｍａｓｓ％を超えてもその効果が飽和するばかりか、靭性の低下を招く。従って、Ｎｂの含有量は、０．０１〜０．０５ｍａｓｓ％の範囲内とした。Ｖは、Ｎｂと同様に、圧延中の再結晶粒を細かくする効果を有するため、より微細な結晶粒を所望する場合、添加する元素であるが、０．０１ｍａｓｓ％未満では十分でなく、０．０５ｍａｓｓ％を超えてもその効果が飽和するばかりか、靭性の低下を招く。従って、Ｖの含有量は、０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％の範囲内とした。
【００２６】
Ｔｉ：０．０１〜０．０３ｍａｓｓ％
Ｔｉは、Ａｌと同様にＮをＴｉＮとして固定し、Ｂの焼入れ性向上を図り、且つ、連続鋳造法で鋳造されたビレット中では微細に分散析出するため、ビレット加熱時の結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。しかし、その含有量が０．０１ｍａｓｓ％未満では、所望の効果を得ることができず、一方、０．０３ｍａｓｓ％を超えて含有させると、ＴｉＮの凝集粗大化によって結晶粒成長の抑制に効果がないばかりか靭性の劣化を招く。従って、Ｔｉ含有量は、０．０１、０．０３ｍａｓｓ％とした。
【００２７】
ビレット径を３４０ｍｍ以下に限定したのは、以下の理由による。
【００２８】
ビレットを連続鋳造する場合、その中心部の性状は、冷却速度によって支配される。ビレット径が大きくなり過ぎると、冷却速度が低下し、偏析や中心部の収縮が生じ易く、内面の欠陥を誘発する。本発明等の検討によれば、連続鋳造時におけるビレット径が３４０ｍｍ以下であれば、マンネスマン穿孔を行なっても欠陥の発生が抑制されることが明らかになった。従って、この発明においては、ビレット径を３４０ｍｍ以下に限定した。
【００２９】
【実施例】
次に、この発明を実施例により更に説明する。
【００３０】
表１に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、分塊圧延により板厚４０ｍｍの鋼板とした後、更に熱間圧延により板厚１２ｍｍの鋼板を調製した。そして、このようにして調製した鋼板に対して、降伏強度が７５０〜９００ＭＰａを目標に焼入れ、焼戻し熱処理（熱処理方法１）、焼き入れ、再度、焼き入れ焼き戻し（熱処理方法２）、焼き入れ焼き戻し、再度、焼き入れ焼き戻し（熱処理方法３）を行なった。
【００３１】
焼き入れ熱処理は、９２０℃、焼き戻し熱処理は、６８０℃、再度の焼き入れ熱処理は、８８０℃、再度の焼き戻し熱処理は、６８０℃でそれぞれ行なった。但し、降伏強度が外れた鋼Ａ（鋼種No.）−２（実施例No.）−２（熱処理方法No.）、Ｂ−２−３、Ｃ−２−２、Ｄ−２−３、Ｅ−２−１、Ｅ−２−２）の焼き戻し熱処理は、６４０℃で行なった。
【００３２】
【表１】
0004617602.tif 000002
【００３３】
そして、各熱処理方法における降伏強度、耐ＳＳＣ性および破壊靭性について調べ、総合評価を行なった。
【００３４】
降伏強度は、７５８から８６１ＭＰａの場合は、○印、それ以外は、×印とした。マイルドなサワー環境中での耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）の評価試験は、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７−９６  Ｍｅｔｈｏｄ  Ａに準拠し、降伏強度９０％の応力を負荷した試験片を常温にて０．０７ａｔｍの硫化水素を飽和させた３．５％ＮａＣｌ水溶液中（ｐＨ＝４．０）に７２０時間さらし、未破断の場合を○印、破断の場合を×印とした。マイルドなサワー環境中での破壊靭性の評価試験は、ＮＡＣＥ  ＴＭ０１７７−９６  Ｍｅｔｈｏｄ  Ｄの試験方法に準拠し、４本のＤＣＢ試験片を常温にて、０．０７ａｔｍの硫化水素を飽和させた３．５％ＮａＣｌ＋ＣＨ3ＣＯＯＨ水溶液中（ｐＨ：４．０）に１４日漬けＫ1SSC値を測定し、平均値が３７ＭＰａ・ｍ0・5以上の場合を○印、それ以外を×印とした。これらの結果および総合評価を表２に示す。
【００３５】
【表２】
0004617602.tif 000003
【００３６】
表２から明らかなように、本発明法であるＡ−１−１、Ａ−１−２、Ａ−１−３、およびＢ−１−１、Ｂ−１−２、Ｂ−１−３は、何れも降伏強度、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性ともに合格であった。
【００３７】
これに対して、比較法のＡ−２−２、Ｂ−２−３、Ｃ−１−１、Ｃ−２−２、Ｄ−１−１およびＤ−２−３は、何れも降伏強度が高すぎて、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性は、不合格であった。また、比較鋼Ｃ−１およびＣ−２は、何れもＭｎ、Ｓｉ含有量が多く、降伏強度が合格であっても（Ｃ−１の場合）、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性ともに不合格であった。比較鋼Ｄ−１とＤ−２は、何れもＣｒ含有量が多く、降伏強度が合格であっても（Ｄ−１の場合）、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性ともに不合格であった。
【００３８】
更に、表３に示す化学成分の鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造機で径２３０ｍｍのビレットとした後、プラグミルにより熱間で外径２７３ｍｍの鋼管を調製し、焼入れ焼戻し（熱処理方法１）、および、焼入れ、再度、焼入れ焼戻し（熱処理方法２）を実施し、強度を調整した。そして、マイルドなサワー環境中での破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性の評価試験を実施した。このときの評価試法は、上述の場合と同様であった。これらの試験結果を表４に示す。なお、表４において、試験結果の評価方法は、表２の場合と同様である。
【００３９】
【表３】
0004617602.tif 000004
【００４０】
【表４】
0004617602.tif 000005
【００４１】
表４から明らかなように、本発明法であるＥ−１−１、Ｅ−１−２は、降伏強度、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性ともに合格であった。
【００４２】
これに対して、比較法のＥ−２−１、Ｅ−２−２は、降伏強度が高すぎて、降伏強度、破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性ともに不合格であった。
【００４３】
【発明の効果】
以上説明したように、この発明によれば、マイルドなサワー環境において破壊靭性および耐硫化物応力腐食割れ性ともに優れ、降伏強度が７５８ＭＰａ以上、８６１ＭＰａ以下の高強度を有する油井あるいはガス井用シームレス鋼管等用低合金高強度鋼およびこの低合金高強度鋼からなる鋼管が得られるといった工業上有用な効果を有する。