低合金油井用钢管技术领域
本发明涉及钢管，更详细而言涉及油井用钢管。
背景技术
由于油井、天然气井(以下，将油井和天然气井总称为“油井”)的深井化要求油井
用钢管的高强度化。以往，80ksi级(屈服应力为80～95ksi、即551～654MPa)、95ksi级(屈服
应力为95～110ksi、即654～758MPa)的油井用钢管被广泛利用。然而，最近开始利用110ksi
级(屈服应力为110～125ksi、即758～862MPa)的油井用钢管。
深井大多含有具有腐蚀性的硫化氢。因此，油井中使用的油井用钢管不仅要求为
高强度、还要求耐硫化物应力裂纹性(耐Sulfide Stress Cracking性：以下，称耐SSC性)。
一般，伴随着钢材强度的上升，对SSC的敏感性提高。
作为耐酸油井用钢管(Sour Service OCTG)被售卖的110ksi级以下的钢管通常保
证耐SSC性。此处保证的耐SSC性是指，基于NACE规定的试验方法的评价中，在1atm的H2S环
境下能够耐久的性能。以下，将1atm的H2S环境称为标准条件。
另一方面，关于125ksi级(屈服应力为862～965MPa)的油井用钢管，保证的耐SSC
性低于上述情况。关于这些油井管，大多情况下，仅可以保证与标准条件相比H2S分压的相
当小的环境下的耐SSC性。即，屈服强度的下限如果高于110ksi(758MPa)，则是指确保优异
的耐SSC性急剧变困难。
出于这样的背景，谋求在1atm的H2S的环境下能够确保耐SSC性、且屈服强度尽量
高的耐酸油井管。上述情况下，屈服强度的下限即使达不到125ksi(862MPa)，也要求屈服强
度的下限较高。
提高油井用钢管的耐SSC性的技术在日本特开昭62-253720号公报(专利文献1)、
日本特开昭59-232220号公报(专利文献2)、日本特开平6-322478号公报(专利文献3)、日本
特开平8-311551号公报(专利文献4)、日本特开2000-256783号公报(专利文献5)、日本特开
2000-297344号公报(专利文献6)、日本特开2005-350754号公报(专利文献7)、日本特表
2012-519238号公报(专利文献8)、日本特开2012-26030号公报(专利文献9)和国际公开第
2010/150915号公报(专利文献10)中有公开。
专利文献1提出了，降低Mn、P等杂质来提高油井用钢的耐SSC性的方法。专利文献2
提出了，实施2次淬火使晶粒微细化来提高钢的耐SSC性的方法。
专利文献3提出了，通过感应加热热处理使钢组织微细化、来提高125ksi级的钢材
的耐SSC性的方法。专利文献4提出了，利用直接淬火法提高钢的淬火性，进而通过提高回火
温度来提高110ksi级～140ksi级的钢管的耐SSC性的方法。
专利文献5和专利文献6提出了，控制碳化物的形态来提高110ksi级～140ksi级的
低合金油井管用钢的耐SSC性的方法。专利文献7提出了，将位错密度和氢扩散系数控制为
期望的值，来提高125ksi(862MPa)级以上的油井用钢管的耐SSC性的方法。专利文献8提出
了，对于含有0.3～0.5％的C的低合金钢实施多次淬火，从而提高125ksi(862MPa)级的钢的
耐SSC性的方法。专利文献9提出了，采用两阶段的回火工序，来控制碳化物的形态、个数的
方法。更具体而言，专利文献9中，抑制大型M3C或M2C的个数密度，来提高125ksi(862MPa)级
的钢的耐SSC性。专利文献10提出了，通过将固溶Mo量、原奥氏体粒径和M2C型的析出物的量
控制为规定的值，从而兼顾高强度与耐SSC性的方法。
然而，即使应用上述专利文献1～10中公开的技术，屈服强度为120ksi(827MPa)以
上的油井用钢管的情况下，有时也无法稳定地得到优异的耐SSC性。
发明内容
本发明的目的在于，提供：具有120ksi级以上(827MPa以上)的屈服强度、具有优异
的耐SSC性的低合金油井用钢管。
本发明的低合金油井用钢管具有如下化学组成：以质量％计、含有：C：超过0.35～
0.65％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.10～1.00％、Cr：0.40～1.50％、Mo：0.50～2.00％、V：0.05
～0.25％、Nb：0.01～0.04％、sol.Al：0.005～0.10％、N：0.007％以下、Ti：0～0.012％、和
Ca：0～0.005％，余量为Fe和杂质，杂质中，P：0.020％以下、S：0.002％以下、O：0.006％以
下、Ni：0.10％以下、Cu：0.03％以下、B：0.0005％以下。组织中，以圆当量直径计200nm以上
的渗碳体的个数为200个/100μm2以上。上述低合金油井用钢管的屈服强度为827MPa以上。
上述化学组成也可以含有Ti：0.003～0.012％。上述化学组成也可以含有Ca：
0.0005～0.005％。
本发明的低合金油井用钢管具有120ksi级以上(827MPa以上)的屈服强度，具有优
异的耐SSC性。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行详细说明。
本发明人等对低合金油井用钢管的耐SSC性进行了研究。其结果，本发明人等得到
如下见解。
对钢管在低的温度下实施回火时，微细的渗碳体大量析出。析出的微细的渗碳体
具有扁平形状。进而，回火温度如果低，则位错密度不会降低。侵入到钢中的氢被捕获到扁
平形状的微细的渗碳体与母相的界面。侵入到钢中的氢也被捕获到钢中的位错中。由于被
捕获到微细的渗碳体与母相的界面和位错中的氢而容易产生SSC。因此，微细的渗碳体大量
生成，位错密度如果高，则耐SSC性降低。
因此，在钢管中含有提高回火软化阻力的合金元素即Mo和V的基础上，在高温下实
施回火。上述情况下，位错密度降低。因此，耐SSC性提高。在高温下实施回火时，进而渗碳体
生长，形成粗大的渗碳体。微细的渗碳体如上述那样为扁平、且其表面容易诱发SSC。然而，
粗大的渗碳体球状化，比表面积减少。因此，粗大的渗碳体与微细的渗碳体相比，不易变为
SSC产生的起点。因此，如果生成粗大渗碳体代替微细渗碳体，则耐SSC性提高。
另一方面，渗碳体通过析出强化来提高钢管的强度。如上述那样在高温下实施回
火时，粗大的渗碳体生成，但是粗大的渗碳体的个数少。上述情况下，可以得到优异的耐SSC
性，但是难以得到827MPa以上的屈服强度。
因此，本实施方式中，通过增加圆当量直径为200nm以上的粗大的渗碳体的个数，
得到具有827MPa以上的高强度、且具有优异的耐SSC性的油井用钢管。以下，将圆当量直径
为200nm以上的粗大的渗碳体称为“粗大渗碳体”。
为了得到上述油井用钢管，回火中，实施600～650℃下的低温回火，之后，实施670
～720℃下的高温回火。上述情况下，低温回火中，微细的渗碳体大量生成。微细的渗碳体成
为粗大渗碳体的核。低温回火中如果大量析出微细渗碳体，则高温回火中，大量的微细渗碳
体生长，形成大量的粗大渗碳体。因此，粗大渗碳体的个数密度提高。其结果，可以得到具有
827MPa以上的高强度、且具有优异的耐SSC性的油井用钢管。
根据以上的见解而完成的本实施方式的低合金油井用钢管具有如下化学组成：以
质量％计，含有：C：超过0.35～0.65％、Si：0.05～0.50％、Mn：0.10～1.00％、Cr：0.40～
1.50％、Mo：0.50～2.00％、V：0.05～0.25％、Nb：0.01～0.04％、sol.Al：0.005～0.10％、N：
0.007％以下、Ti：0～0.012％、和Ca：0～0.005％，余量为Fe和杂质，杂质中，P：0.020％以
下、S：0.002％以下、O：0.006％以下、Ni：0.10％以下、Cu：0.03％以下、B：0.0005％以下。组
织中，以圆当量直径计200nm以上的渗碳体的个数为200个/100μm2以上。上述低合金油井用
钢管的屈服强度为827MPa以上。
以下，对本实施方式的低合金油井用钢管进行详述。
[化学组成]
本实施方式的低合金油井用钢管的化学组成含有如下元素。对于化学组成，“％”
是指“质量％”。
C：超过0.35～0.65％
本实施方式的低合金油井用钢管的碳(C)含量高于以往的低合金油井用钢管。C使
马氏体的亚晶粒组织微细化而提高钢的强度。C进而形成碳化物而提高钢的强度。C含量如
果高，则碳化物的球状化被促进，耐SSC性提高。碳化物例如为渗碳体、合金碳化物(Mo碳化
物、V碳化物、Nb碳化物、Ti碳化物等)。C含量如果过低，则无法得到这些效果。例如，析出的
渗碳体的个数过少，钢的强度降低。另一方面，C含量如果过高，则保持淬火状态不变的钢的
韧性降低，淬火裂纹敏感性提高。C是使奥氏体稳定化的元素。因此，C含量如果过高，则残留
奥氏体的体积率变得过高，产生强度的不均。因此，C含量为超过0.35～0.65％。C含量的优
选的下限为0.38％，更优选为0.45％，进一步优选为0.50％。C含量的优选的上限为0.60％，
进一步优选为0.58％。
Si：0.05～0.50％
硅(Si)使钢脱氧。Si含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Si含量如果过
高，则耐SSC性降低。因此，Si含量为0.05～0.50％。优选的Si含量的下限为0.10％，进一步
优选为0.17％。优选的Si含量的上限为0.40％，进一步优选为0.35％。
Mn：0.10～1.00％
锰(Mn)使钢脱氧。Mn含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Mn含量如果过
高，则与磷(P)和硫(S)等杂质元素一起在晶界中发生偏析。上述情况下，钢的耐SSC性降低。
因此，Mn含量为0.10～1.00％。优选的Mn含量的下限为0.20％，进一步优选为0.25％。优选
的Mn含量的上限为0.75％，进一步优选为0.50％。
Cr：0.40～1.50％
铬(Cr)提高钢的淬火性，提高钢的强度。Cr含量如果过低，则无法得到上述效果。
另一方面，Cr含量如果过高，则钢的韧性和耐SSC性降低。因此，Cr含量为0.40～1.50％。Cr
含量的优选的下限为0.43％，进一步优选为0.48％。Cr含量的优选的上限为0.90％，进一步
优选为0.70％。
Mo：0.50～2.00％
钼(Mo)形成碳化物，提高钢的回火软化阻力。其结果，Mo有助于高温回火所产生的
耐SSC性的提高。Mo含量如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Mo含量如果过高，则上述
效果饱和。因此，Mo含量为0.50～2.00％。Mo含量的优选的下限为0.60％，进一步优选为
0.65％。Mo含量的优选的上限为1.6％，进一步优选为1.3％。
V：0.05～0.25％
钒(V)与Mo同样地，形成碳化物，提高钢的回火软化阻力。其结果，V有助于高温回
火所产生的耐SSC性的提高。V含量如果过低，则无法得到上述效果。另一方面，V含量如果过
高，则钢的韧性降低。因此，V含量为0.05～0.25％。V含量的优选的下限为0.07％。V含量的
优选的上限为0.15％，进一步优选为0.12％。
Nb：0.01～0.04％
铌(Nb)与C或N结合形成碳化物、氮化物或碳氮化物。这些析出物(碳化物、氮化物
和碳氮化物)利用钉扎(pinning)效应使钢的亚晶粒组织微细化，提高钢的耐SSC性。Nb含量
如果过低，则无法得到该效果。另一方面，Nb含量如果过高，则析出物过量地生成，使钢的耐
SSC性不稳定。因此，Nb含量为0.01～0.04％。Nb含量的优选的下限为0.012％，进一步优选
为0.015％。Nb含量的优选的上限为0.035％，进一步优选为0.030％。
sol.Al：0.005～0.10％
铝(Al)使钢脱氧。Al含量如果过低，则无法得到效果，钢的耐SSC性降低。另一方
面，Al含量如果过高，则夹杂物增加，钢的耐SSC性降低。因此，Al含量为0.005～0.10％。Al
含量的优选的下限为0.010％，进一步优选为0.020％。Al含量的优选的上限为0.07％，进一
步优选为0.06％。本说明书中所谓“Al”含量是指“酸可溶性Al”、即“sol.Al”的含量。
N：0.007％以下
氮(N)不可避免地含有。N形成粗大的氮化物而使钢的耐SSC性降低。因此，N含量为
0.007％以下。优选的N含量为0.005％以下，进一步优选为0.0045％以下。
钢中含有后述的Ti时，N形成TiN而使晶粒微细化。上述情况下，N含量的优选的下
限为0.002％。
Ti：0～0.012％
钛(Ti)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Ti形成氮化物，利用钉扎效应
使晶粒微细化。然而，Ti含量如果过高，则Ti氮化物粗大化，钢的耐SSC性降低。因此，Ti含量
为0～0.012％。Ti含量的优选的下限为0.003％，进一步优选为0.005％。Ti含量的优选的上
限为0.008％。
Ca：0～0.005％
钙(Ca)为任意元素，也可以不含有。含有的情况下，Ca与钢中的S结合而形成硫化
物，改善夹杂物的形状。上述情况下，钢的韧性提高。然而，Ca含量如果过高，则夹杂物增加，
钢的耐SSC性降低。因此，Ca含量为0～0.005％。Ca含量的优选的下限为0.0005％，进一步优
选为0.001％。Ca含量的优选的上限为0.003％，进一步优选为0.002％。
本实施方式的低合金油井用钢管的化学组成的余量为Fe和杂质。此处所谓杂质是
指，作为钢的原料利用的矿石、废料、或从制造过程的环境等混入的元素。本实施方式中，杂
质中的P、S、O、Ni和Cu的含量分别如下限定。
P：0.020％以下
磷(P)为杂质。P在晶界中偏析，使钢的耐SSC性降低。因此，P含量为0.020％以下。
优选的P含量为0.015％以下，进一步优选为0.010％以下。P含量优选尽量低。
S：0.002％以下
硫(S)为杂质。S在晶界中偏析，使钢的耐SSC性降低。因此，S含量为0.002％以下。
优选的S含量为0.0015％以下，进一步优选为0.001％以下。S含量优选尽量低。
O：0.006％以下
氧(O)为杂质。O形成粗大的氧化物，使钢的耐腐蚀性降低。因此，O含量为0.006％
以下。优选的O含量为0.004％以下，进一步优选为0.0015％以下。O含量优选尽量低。
Ni：0.10％以下
镍(Ni)为杂质。Ni使钢的耐SSC性降低。Ni含量超过0.10％时，耐SSC性显著降低。
因此，作为杂质元素的Ni的含量为0.10％以下。
Cu：0.03％以下
铜(Cu)为杂质。铜使钢脆化，使钢的耐SSC性降低。因此，Cu含量为0.03％以下。优
选的Cu含量为0.02％以下。
B：0.0005％以下
硼(B)为杂质。B在晶界中生成M23(CB)6，使钢的耐SSC性降低。微量的有效B(未与N
结合的B)对淬火性的提高是有效的，为了稳定地确保微量的有效B，在本实施方式的Ti含量
的范围内是较困难的。因此，B为0.0005％以下。优选的B含量为0.0003％以下。
[组织(显微组织，Microstructure)]
具有上述化学组成的低合金油井用钢管的组织仅由回火马氏体和以体积分率计0
～低于2％的残留奥氏体构成。
本实施方式的低合金油井用钢管的组织实质上为回火马氏体组织。因此，低合金
油井钢管的屈服强度高。具体而言，本实施方式的低合金油井用钢管的屈服强度为827MPa
以上(120ksi级以上)。本说明书中所谓屈服强度由0.7％总伸长率法定义。
上述低合金油井用钢管中，有时在淬火后残存残留奥氏体。残留奥氏体产生强度
的不均。因此，本实施方式中，残留奥氏体的体积率(％)低于2％。残留奥氏体的体积率越低
越优选。因此，优选的是，上述低合金油井用钢管的组织中，残留奥氏体的体积率为0％(即，
仅由回火马氏体的组织构成)。
通过调整低合金油井用钢管的碳(C)含量和淬火时的冷却停止温度，可以将残留
奥氏体的体积率抑制为低于2％。具体而言，使低合金油井用钢管的C含量为0.65％以下。进
而，使淬火时的冷却停止温度为50℃以下。由此，可以将残留奥氏体的体积率抑制为低于
2％。
残留奥氏体的体积率使用X射线衍射法通过如下方法求出。采集包含所制造的低
合金油井用钢管的厚壁中央部的样品。对所采集的样品的表面进行化学研磨。对于经过化
学研磨的表面，以CoKα射线为入射X射线，实施X射线衍射。具体而言，使用样品，求出铁素体
相(α相)的(200)面和(211)面的面积分强度与残留奥氏体相(γ相)的(200)面、(220)面和
(311)面的各面积分强度。之后，根据α相的各面与γ相的各面的各个组合(总计6组)，使用
式(1)算出体积率Vγ(％)。然后，将6组的体积率Vγ(％)的平均值定义为残留奥氏体的体
积率(％)。
Vγ＝100/(1+(Iα×Rγ)/(Iγ×Rα))(1)
此处，“Iα”、“Iγ”分别为α相、γ相的积分强度。“Rα”、“Rγ”分别为α相、γ相的比
例因子(scale factor)，根据物质的种类和面取向，为结晶学上理论计算的值。
如果实施后述的制造方法，则可以得到上述组织。
[原奥氏体晶粒度]
优选的是，本实施方式中，进而，上述组织中的原奥氏体晶粒(以下，也称为原γ晶
粒)的基于ASTM E112的晶粒度编号为9.0以上。晶粒度编号如果为9.0以上，则即便屈服强
度为827MPa以上也可以得到优异的耐SSC性。原γ晶粒的优选的晶粒度编号为9.5以上。
原γ晶粒的晶粒度编号可以使用在淬火后且回火前的钢材(所谓淬火状态材)来
测定，或者也可以使用经过回火的钢材(称为回火材)来测定。回火中，原γ晶粒的尺寸不变
更。因此，即便使用淬火状态材和回火材中的任一者，原γ晶粒的尺寸均相同。如果为具有
上述化学组成的钢，则通过后述公知的淬火，使原γ晶粒的晶粒度为9.0以上。
[粗大渗碳体的大小]
上述低合金油井用钢管具有以圆当量直径计为200nm以上的渗碳体。如上述那样，
浸入到钢中的氢被捕获到渗碳体与母相的界面中。以圆当量直径计为200nm以上的渗碳体
(粗大渗碳体)与微细的渗碳体相比，比表面积小。因此，如果使渗碳体粗大化，则渗碳体与
母相的界面减少。界面如果减少，则氢的捕获位点减少，低合金油井用钢管的耐SSC性提高。
另一方面，微细的渗碳体与粗大渗碳体相比，比表面积大。此外，微细的渗碳体具有针状或
扁平的形状。上述情况下，渗碳体的比表面积进一步变大。因此，微细的渗碳体容易成为SSC
的发生起点。因此，渗碳体的大小以圆当量直径计为200nm以上。渗碳体的大小的上限没有
特别限定，例如为350nm。
通过适当选定后述高温回火工序中的热处理条件，可以使渗碳体粗大化。
[粗大渗碳体个数]
上述组织中，粗大渗碳体个数CN为200个/100μm2以上。
渗碳体提高钢管的屈服强度。因此，渗碳体个数如果多，则钢管的屈服强度提高。
具体而言，如果为200个/100μm2以上，则钢管的屈服强度提高。
通过适当选定化学组成和后述回火工序中的热处理条件，可以使微细的渗碳体粗
大化。如果使渗碳体粗大化，则微细的渗碳体的数量减少。其结果，耐SSC性改善。具体而言，
以圆当量直径计200nm以上的渗碳体的个数CN如果为200个/100μm2以上，则即使具有
827MPa以上的屈服强度也可以得到优异的耐SSC性。
优选的粗大渗碳体个数CN的下限为220个/100μm2。粗大渗碳体个数CN的上限没有
特别限制，上述化学组成的情况下，优选的粗大渗碳体个数CN的上限为500个/100μm2。
微细的渗碳体的个数难以直接测定。因此，通过测定粗大渗碳体的个数来代替。渗
碳体的总量由钢的碳含量确定。因此，粗大渗碳体的个数多的情况下，微细的渗碳体的个数
少。粗大渗碳体个数CN通过如下方法测定。
采集包含钢管的厚壁中央部的样品。样品的表面中，对相当于钢管的横截面(与钢
管的轴向垂直的截面)的面(以下，称为观察面)进行研磨。使用硝酸乙醇腐蚀液，对研磨后
的观察面进行蚀刻。具体而言，将观察面浸渍在常温的硝酸乙醇腐蚀液(硝酸3％+乙醇
97％)中10秒，进行蚀刻。
使用扫描型电子显微镜，对所蚀刻的观察面的任意10个视野进行观察。各视野的
面积为10μm×10μm。各视野中，求出多个渗碳体的各面积。各渗碳体的面积例如可以通过图
像处理软件(商品名：Image J1.47v)而求出。将与所得面积具有相同面积的圆的直径定义
为该渗碳体的圆当量直径。
各视野中，查明圆当量直径为200nm以上的渗碳体(即，粗大渗碳体)。求出10个视
野总共的粗大渗碳体的总数TN。使用总数TN，基于式(2)求出粗大渗碳体个数CN。
CN＝TN/10(2)
通过以上方法，可以测定粗大渗碳体的个数。
[制造方法]
对本实施方式的低合金油井用钢管的制造方法的一例进行说明。本例中，对无缝
钢管(低合金油井用钢管)的制造方法进行说明。无缝钢管的制造方法具备制管工序、淬火
工序和回火工序。
[制管工序]
熔炼上述化学组成的钢，用众所周知的方法进行精炼。接着，对钢水通过连续铸造
法制成连续铸造材料。连续铸造材料例如为板坯、钢锭(bloom)、钢坯(billet)。另外，也可
以对钢水通过铸锭法进行铸锭。
对板坯、钢锭、铸锭进行热加工制成钢坯。可以通过热轧制成钢坯，也可以通过热
锻制成钢坯。
对钢坯进行热加工制造管坯。首先，对钢坯用加热炉进行加热。对从加热炉抽出的
钢坯实施热加工，制造管坯(无缝钢管)。例如，作为热加工实施曼内斯曼法，制造管坯。此
时，通过穿孔机将圆钢坯进行穿孔轧制。将经穿孔轧制的圆钢坯进一步利用芯棒式无缝管
轧机、减径机(reducer)、定径机等进行热轧制成管坯。也可以通过其它热加工方法由钢坯
制造管坯。
[淬火工序]
对于热加工后的管坯实施淬火和回火处理。淬火处理中的淬火温度为AC3点以上。
优选的淬火温度的上限为930℃。淬火温度高时，奥氏体晶粒粗大化。上述情况下，原γ晶粒
的晶粒度编号变为低于9.0，耐SSC性降低。优选的淬火温度为910℃以下。
淬火时，管坯温度在500～100℃之间的优选的冷却速度为1～15℃/秒。上述温度
范围内的冷却速度如果过大，则有时产生淬火裂纹。另一方面，上述温度范围内的冷却速度
如果过小，则组织中包含大量的贝氏体，组织中的马氏体变少。另外，淬火时的冷却停止温
度为50℃以下。由此，可以将残留奥氏体的体积率抑制为低于2％。
上述淬火工序后的管坯的原γ晶粒晶粒度变为9.0以上。需要说明的是，原γ晶粒
晶粒度在后述的回火后也可以不发生变化。
[回火工序]
回火工序包括低温回火工序和高温回火工序。
[低温回火工序]
首先，实施低温回火工序。低温回火工序中的回火温度TL为600～650℃。另外，低
温回火工序中的Larson-Miller参数LMPL为17700～18750。
Larson-Miller参数由式(3)定义。
LMP＝(T+273)×(20+log(t)) (3)
式(3)中的T为回火温度(℃)，t为时间(小时)。
回火工序包括加热过程和均热过程。考虑到加热过程的Larson-Miller参数可以
依据非专利文献1(土山聪宏，“热处理”，第42卷，第3号，p163～166(2002年)，“回火参数的
物理含义的解释和对连续加热·冷却热处理过程的应用”)、计算累积回火参数而求出。
上述求出累积回火参数的方法中，将从加热开始至加热结束为止的时间用总数N
的微小时间Δt分割。此处，将第(n-1)号区间的平均温度设为Tn-1，将第n号区间的平均温度
设为Tn。与最初的微小时间(n＝1时的区间)对应的LMP(1)可以通过以下式子求出。
LMP(1)＝(T1+273)×(20+log(Δt))
LMP(1)可以通过以下式子、以与基于温度T2和加热时间t2算出的LMP等价的值的形
式表示。
(T1+273)×(20+log(Δt))＝(T2+273)×(20+log(t2))
时间t2为用于在温度T2下得到与下述LMP的累积值等价的LMP所需的时间(等价时
间)，所述LMP的累积值为：由在第2号区间之前的区间中的加热算出的LMP的累积值。第2号
区间(温度T2)下的加热时间为在时间t2上加上实际的加热时间Δt而得到的时间。因此，第2
号区间的加热结束了的时刻时的LMP的累积值LMP(2)可以通过以下式子求出。
LMP(2)＝(T2+273)×(20+log(t2+Δt))
将该式一般化时，变为以下式子。
LMP(n)＝(Tn+273)×(20+log(tn+Δt))
LMP(n)为第n号区间的加热结束时刻的LMP的累积值。时间tn为用于在温度Tn下得
到与下述LMP的累积值等价的LMP的等价时间，所述LMP的累积值为：在第(n-1)号区间的加
热结束时刻的LMP的累积值。时间tn可以通过式(4)求出。
log(tn)＝((Tn-1+273)/(Tn+273))×(20+log(tn-1))-20 (4)
低温回火工序中，如上述那样，马氏体中过饱和地固溶了的C(碳)以渗碳体的形式
大量析出。此处析出了的渗碳体是微细的，变为粗大渗碳体的核。低温回火温度TL过低、或
LMPL过低时，渗碳体的析出量少。另一方面，低温回火温度TL过高、或LMPL过高时，粗大的渗
碳体也生长，但渗碳体的析出数少。
如果低温回火温度TL为600～650℃，且LMPL为17700～18750，则低温回火工序中，
变为粗大渗碳体的核的微细的渗碳体大量析出。
[高温回火工序]
低温回火工序后，实施高温回火工序。高温回火工序中，使低温回火工序中析出的
微细的渗碳体粗大化，生成粗大渗碳体。因此，抑制渗碳体变为SSC的基点，并且通过粗大渗
碳体可以提高钢的强度。
高温回火工序中，进而使钢中的位错密度降低。浸入到钢中的氢被捕获到位错中，
成为SSC的起点。因此，位错密度如果低，则耐SSC性提高。通过实施高温回火工序，钢中的位
错密度降低。因此，耐SSC性提高。
用于得到上述效果的高温回火工序中的回火温度TH为670～720℃，由式(3)和式
(4)所定义的Larson-Miller参数LMPH为18500～20500。
回火温度TH过低、或LPMH过低时，渗碳体不会粗大化，粗大渗碳体个数变为低于200
个/100μm2。进而，位错密度未充分降低。因此，耐SSC性降低。
另一方面，回火温度TH过高、或LMPH过高时，位错密度过度地降低。上述情况下，具
有上述化学组成的钢管的屈服强度变为低于827MPa。
本实施方式中的回火工序可以如上述那样实施低温回火工序和高温回火工序这
两阶段的回火。具体而言，实施低温回火工序后，将钢管冷却至常温。接着，将常温的钢管加
热实施高温回火工序。也可以在实施了低温回火工序后，不将钢管冷却，而直接加热至高温
回火温度TH，实施高温回火工序。
进而，也可以通过边以低速升温边增大600～650℃的温度域的滞留时间使其成为
高温域的方法，连续地实施低温回火工序和高温回火工序(利用低速升温的回火)。例如，对
淬火后的钢管进行回火时，以平均3℃/分钟以下的升温速度将500℃至700℃之间的温度域
连续地加热至710℃，在710℃下进行规定时间(例如60分钟)的均热。上述情况下，只要低温
回火温度TL域(即，600～650℃域)下的Larson-Miller参数LMPL的累积值为17700～18750，
且高温回火温度TH域(即，670～720℃域)下的Larson-Miller参数LMPH的累积值为18500～
20500即可。总之，回火工序中，只要低温回火温度TL域下的LMPL满足上述条件、高温回火温
度TH域下的LMPH满足上述条件，则对回火方法没有特别限定。
通过上述制造方法，制造本实施方式的低合金无缝钢管。所制造的无缝钢管的组
织仅由回火马氏体和0～低于2％的残留奥氏体构成。进而，原γ晶粒的晶粒度编号为9.0以
上。进而，通过上述回火工序，组织中的粗大渗碳体个数CN变为200个/100μm2以上。
[除了淬火和回火以外的热处理]
本实施方式的制造方法中，在制管工序后且淬火工序前，也可以附加地实施其他
热处理(中间热处理)。例如，也可以对热加工后的管坯实施正火(normalize)处理。具体而
言，将热加工后的管坯在高于A3点的温度(例如，850～930℃)下保持一定时间，之后放置冷
却。保持时间例如为15～130分钟。
正火处理中，通常，在热加工后，将管坯冷却至常温后，加热至AC3点以上。然而，本
实施方式中，正火处理也可以在热加工后将管坯直接保持在AC3点以上的温度从而实施。
如果实施正火处理，则原γ晶粒进一步微细化。具体而言，对经过正火处理的管坯
进行淬火处理时，淬火保持材的原γ晶粒的晶粒度编号变为9.5以上。
也可以实施淬火代替上述正火处理。上述情况下，实施多次淬火。上述中间处理也
可以为铁素体+奥氏体的2相域温度下的热处理(以下，称为“2相域加热”)。中间热处理中，
只要钢组织的至少一部分相变为奥氏体即可。上述情况下，由于晶粒的微细化而也可以得
到优选的效果。因此，中间热处理中，只要至少将管坯在AC1点以上的温度下均热即可。
实施例
制造表1A和表1B所示的化学组成的钢水。
[表1A]
表1A
[表1B]
表1B(表1A的续)
参照表1A和表1B，钢A～钢D的化学组成均在本发明的范围内。对于钢E，C含量过
低，进而，B含量过高。
使用钢水通过连续铸造制造钢锭。对钢锭进行初轧，制造直径310mm的圆钢坯。通
过曼内斯曼芯棒法对圆钢坯进行穿轧和拉伸轧制，制造直径244.48mm、厚壁13.84mm的无缝
钢管。
对于各无缝钢管实施正火处理。正火温度均为920℃，正火温度下的均热时间均为
15分钟。将正火处理后的无缝钢管冷却至室温(24℃)。
对于冷却至室温的无缝钢管实施淬火处理。淬火温度均为900℃。淬火温度下均热
15分钟。均热后，对无缝钢管进行喷雾冷却。喷雾冷却时，无缝钢管的温度为500～100℃的
范围内的平均冷却速度为5℃/秒。淬火时的冷却停止温度为50℃以下。
对于淬火后的无缝钢管实施表2所示的回火处理。
[表2]
表2
参照表2，试验编号1～7、试验编号9～12和试验编号22中，实施两阶段的回火处
理。具体而言，上述试验编号中，首先，在表2所示的回火条件(TL、tL、LMPL)下，实施低温回
火。表2中的tL表示回火温度TL下的实际的均热时间(分钟)。实施低温回火后，将无缝钢管放
置冷却至室温(25℃)。使用放置冷却后的无缝钢管，在表2所示的回火条件(TH、tH、LMPH)下，
实施高温回火。表2中的tH表示回火温度TH下的实际的均热时间(分钟)。均以加热过程中的
升温速度为8℃/分钟、连续地将无缝钢管升温。考虑各个加热过程，如上述那样，算出LMPL
和LMPH。计算LMPL和LMPH的累积值时，使Δt为1/60小时(1分钟)。排除试验编号8和试验编号
13，使比各试验编号的均热时间低100℃的温度为T1(最初区间的平均温度)。将结果示于表
2。
另一方面，试验编号8和13中，以升温速度2℃/分钟连续地升温至回火温度达到
710℃，回火温度达到710℃后，在710℃下以表2所示的时间tH进行均热。即，试验编号8和13
中，实施利用低速升温的回火。低速升温回火中，回火温度为600～650℃的温度范围内的
LMPL如表2所示。另外，回火温度从670℃升温至710℃为止的LMP与在710℃下进行tH分钟均
热时的LMP的总计LMPH如表2所示。
需要说明的是，试验编号8和13的连续升温中的LMPL和LMPH与上述同样地按照非专
利文献1通过计算累积回火参数而算出。
试验编号14～21中，仅实施一阶段的回火(高温回火)。
[原γ晶粒度编号测定试验]
使用淬火后的各试验编号的无缝钢管，求出依据ASTM E112的原γ晶粒度编号。将
所得原γ晶粒度编号示于表3。原γ晶粒度编号均为9.0以上。
[组织观察试验]
采集包含回火后的各试验编号的无缝钢管的厚壁中央部的样品。所采集的样品
中，对相对于无缝钢管的轴向垂直的截面的样品表面进行研磨。研磨后，使用硝酸乙醇溶
液，对经过研磨的样品表面进行蚀刻。具体而言，将样品表面浸渍于常温的硝酸乙醇腐蚀液
(硝酸3％+乙醇97％)10秒，进行蚀刻。将经过蚀刻的表面用显微镜进行观察，结果全部试验
编号均为包含回火马氏体的组织。通过上述方法测定残留奥氏体的体积率，结果全部试验
编号中，残留奥氏体的体积率均低于2％。
[粗大渗碳体个数CN]
使用回火后的各试验编号的无缝钢管，通过上述方法，求出粗大渗碳体个数CN
(个/100μm2)。将所得粗大渗碳体个数CN示于表3。
[屈服强度试验]
从各试验编号的无缝钢管的厚壁中央部采集JIS Z2241(2011)中规定的12号试验
片(宽度25mm，标距距离50mm)。试验片的中心轴为无缝钢管的厚壁中心位置，与无缝钢管的
长度方向平行。使用所采集的试验片，在常温(24℃)的大气中实施依据JIS Z2241(2011)的
拉伸试验，求出屈服应力(YS)。屈服应力通过0.7％总伸长率法求出。将所得屈服应力(MPa)
示于表3。全部试验编号中，无缝钢管的屈服强度均为827MPa以上。进而，可以得到具有
125ksi级(862～925MPa)的屈服强度的钢管。
[DCB试验]
对于各试验编号的无缝钢管实施DCB试验(双悬臂梁，Double Cantilever Beam)
试验，评价耐SSC性。
具体而言，从各无缝钢管采集厚度10mm、宽度25mm、长度100mm的DCB试验片3个。在
所采集的DCB试验片的厚度中央夹持厚度2.89mm的楔，作为初始裂纹。需要说明的是，从载
荷点至初始裂纹前端为止的长度约为33.75mm。使用该试验片，依据NACE(National
Association of Corrosion Engineers)TM0177-2005MethodD，实施DCB试验。试验浴使用
使1atm的硫化氢气体饱和了的常温(24℃)的5％食盐+0.5％乙酸水溶液。将DCB试验片浸渍
于试验浴中336小时，实施DCB试验。
试验后，测定各DCB试验片中产生的裂纹进展长度a。根据测定的裂纹进展长度a和
楔开放应力P，基于以下式(5)求出应力扩大系数K1SSC。
此处，式(5)中的“h”为DCB试验片的各臂(arm)的高度，“B”为DCB试验片的厚度，
“Bn”为DCB试验片的腹板厚度。这些在上述NACE TM0177-2005MethodD中有规定。
将由各试验编号的3个DCB试验片得到的应力扩大系数的平均值定义为该试验编
号的应力扩大系数K1SSC。进而，求出3个试验片的应力扩大系数的标准偏差。
[试验结果]
[表3]
表3
参照表3，试验编号1～7和试验编号9～12的化学组成是适当的。另外，回火处理
中，实施2阶段回火(低温回火和高温回火)，各回火的条件是适当的。无缝钢管的原γ晶粒
度编号为9.0以上，粗大渗碳体个数CN为200个/100μm2以上。因此，K1SSC大于22.6MPam0.5，具
有优异的耐SSC性。进而，K1SSC的标准偏差为2.0MPam0.5以下，可以得到稳定的耐SSC性。
试验编号8和试验编号13的化学组成是适当的。进而，实施低速升温回火，该条件
是适当的。无缝钢管的原γ晶粒度编号为9.0以上，粗大渗碳体个数CN为200个/100μm2以
上。进而，K1SSC大于22.6MPam0.5，具有优异的耐SSC性。进而，K1SSC的标准偏差为0.8MPam0.5以
下，可以得到稳定的耐SSC性。
另一方面，试验编号14～21中，没有实施低温回火。因此，这些试验编号中，粗大渗
碳体个数CN均低于200个/100μm2。其结果，K1SSC为22.6MPam0.5以下，耐SSC性低。进而，K1SSC的
标准偏差大于2.0MPam0.5，无法得到稳定的耐SSC性。
试验编号22的化学组成中，C含量过少，进而，B含量过多。因此，虽然回火处理的条
件是适当的，但是粗大渗碳体个数CN低于200个/100μm2。其结果，K1SSC为22.6MPam0.5以下，耐
SSC性低。
以上，说明了本发明的实施方式。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的
示例。因此，本发明不限定于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以对上述实施方式
适当变更加以实施。