[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

WO2015072458A1 - Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管 - Google Patents

Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管 Download PDF

Info

Publication number
WO2015072458A1
WO2015072458A1 PCT/JP2014/079868 JP2014079868W WO2015072458A1 WO 2015072458 A1 WO2015072458 A1 WO 2015072458A1 JP 2014079868 W JP2014079868 W JP 2014079868W WO 2015072458 A1 WO2015072458 A1 WO 2015072458A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
content
rem
alloy
alloy material
Prior art date
Application number
PCT/JP2014/079868
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
悠索 富尾
雅之 相良
Original Assignee
新日鐵住金株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金株式会社 filed Critical 新日鐵住金株式会社
Priority to CN201480062058.7A priority Critical patent/CN105723009B/zh
Priority to EP14862365.5A priority patent/EP3070184B1/en
Priority to CA2929734A priority patent/CA2929734C/en
Priority to US15/033,930 priority patent/US10557574B2/en
Priority to ES14862365.5T priority patent/ES2686974T3/es
Priority to RU2016122870A priority patent/RU2630131C1/ru
Priority to JP2015547759A priority patent/JP5979320B2/ja
Priority to KR1020167014629A priority patent/KR101809393B1/ko
Publication of WO2015072458A1 publication Critical patent/WO2015072458A1/ja

Links

Images

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C19/00—Alloys based on nickel or cobalt
    • C22C19/03—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel
    • C22C19/05—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium
    • C22C19/051—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W
    • C22C19/055—Alloys based on nickel or cobalt based on nickel with chromium and Mo or W with the maximum Cr content being at least 20% but less than 30%
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/10—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of nickel or cobalt or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to a Ni—Cr alloy material and a seamless oil country tubular goods using the same. More specifically, the present invention is excellent in hot workability and impact resistance, and has corrosion resistance (in particular, stress corrosion cracking in an environment containing a large amount of hydrogen sulfide at a high temperature exceeding 200 ° C.). The present invention relates to a high-strength Ni—Cr alloy material and an oil well seamless pipe using the same.
  • “High strength” in this specification means that the yield strength (0.2% proof stress) is 965 MPa (140 ksi) or more.
  • “Oil well tube” is described in the definition column of “steel pipe” for “oil well”, “tubing” and “drilling”, for example, number 3514 of JIS G 0203 (2009). As mentioned, it is a general term for casings, tubing, and drill pipes used for drilling oil or gas wells, extracting crude oil or natural gas, and the like.
  • the “oil well seamless pipe” is a seamless pipe that can be used, for example, for drilling of an oil well or a gas well, extraction of crude oil or natural gas, and the like.
  • Petroleum and natural gas contain corrosive substances such as carbon dioxide (CO 2 ), hydrogen sulfide (H 2 S), and chloride ions (Cl ⁇ ). Therefore, oil well pipe materials used for oil or natural gas mining are required to have excellent corrosion resistance against these corrosive substances.
  • CO 2 carbon dioxide
  • H 2 S hydrogen sulfide
  • Cl ⁇ chloride ions
  • oil well pipe materials used for oil or natural gas mining are required to have excellent corrosion resistance against these corrosive substances.
  • the main corrosion factor of the oil well pipe is stress corrosion cracking. Therefore, high stress corrosion cracking resistance is required for oil country tubular goods used in an environment containing high temperature and hydrogen sulfide.
  • Oil well pipe materials used in such wells are required to have high strength while maintaining corrosion resistance to carbon dioxide, hydrogen sulfide, and chloride ions. For this reason, in recent years, there has been a growing demand for high-strength well pipes having a high yield strength (0.2% yield strength) of 965 MPa or more.
  • Ni—Cr alloy materials as disclosed in Patent Documents 1 to 3 has been attempted in the above severe corrosive environment where low alloy steel, martensitic stainless steel and duplex stainless steel cannot be applied. It was.
  • Patent Document 1 For example, in the oil well pipe alloy of Patent Document 1, the contents of Ni and Cr are adjusted to a specific range, and Cr (%) + 10 Mo (%) + 5 W (%) and Mo (%) + (1/2) W (%) Value is adjusted to a specific range.
  • Patent Document 1 according to the above-described alloy, even if it is a cold-worked material, if the temperature is 150 ° C. or less, the stress corrosion cracking resistance in the “H 2 S—CO 2 —Cl ⁇ ” environment is shown. It is disclosed that it can be secured.
  • Patent Document 1 discloses that 0.2% proof stress of 965 MPa or more is obtained by containing N in a range of 0.05 to 0.30% by mass and performing cold working after the solution treatment. It is disclosed that it can be realized.
  • Patent Document 2 In the oil well pipe alloy of Patent Document 2, the content of Ni and Cr is adjusted to a specific range, and Cr (%) + 10 Mo (%) + 5 W (%) and Mo (%) + (1/2) W (% ) Value is adjusted to a specific range. According to Patent Document 2, according to the above-described alloy, even in the case of a cold-worked material, in an extremely corrosive “H 2 S—CO 2 —Cl ⁇ ” environment, particularly in an adverse environment of 150 ° C. or less. It is disclosed that the stress corrosion cracking resistance can be ensured. Patent Document 2 discloses that N in a range of 0.05 to 0.25% by mass and a combination of cold working and aging treatment after solution treatment is 0 to 965 MPa or more. It is disclosed that 2% yield strength can be achieved.
  • Patent Document 3 In the oil well pipe alloy of Patent Document 3, the contents of Mn, Ni, and Cr are adjusted to a specific range, and (1/2) Mn (%) + Ni (%), Cr (%) + Mo (%) + The values of (1/2) W (%) and Mo (%) + (1/2) W (%) are adjusted to a specific range.
  • Patent Document 3 According to Patent Document 3, according to the above-described alloy, even in the case of a cold-worked material, in an extremely corrosive “H 2 S—CO 2 —Cl ⁇ ” environment, particularly in an adverse environment of 150 ° C. or less. It is disclosed that the stress corrosion cracking resistance can be ensured. Further, Patent Document 3 discloses that 0.2% of about 940 MPa is obtained by using N in a range of 0.1 to 0.4% by mass and cold working after solution treatment. It is disclosed that the yield strength can be realized.
  • Patent Documents 1 to 3 when the N content is increased and strengthened as in Patent Documents 1 to 3 described above, there is a problem that the hot workability of the alloy is deteriorated. For this reason, in Patent Documents 1 to 3, the S content is reduced to 0.0007% or less by mass%, or contains Ca, Mg, Ti, or a rare earth element (hereinafter referred to as “REM”). Or a technique for improving the hot workability is disclosed.
  • REM rare earth element
  • Patent Document 4 In the high Cr-high Ni alloy material of Patent Document 4, the contents of Cu, Ni, and Cr are adjusted to a specific range, and the value of Cu + 0.4 (Mo-1.4) 2 is adjusted to a specific range. is doing.
  • Patent Document 4 according to the above-mentioned alloy, 25% cold working is performed and a 0.2% proof stress is 861 to 964 MPa (87.75 to 98.28 kgf / mm 2 ), so-called “125 ksi class”. It is disclosed that even when the strength level is achieved, good stress corrosion cracking resistance can be secured in a corrosive environment of “H 2 S—CO 2 —Cl ⁇ ”.
  • Patent Document 4 also discloses a technique for improving the hot workability by reducing the S content to 0.0007% or less by mass% or containing Ca, Mg, or REM. Has been.
  • Patent Document 5 discloses that the content of Cr, Ni, Mo, Mn, and N is adjusted to a specific range, and elements such as Mg, Ca, and Ce are included, so that an acidic environment and a seawater environment are included.
  • a super austenitic stainless steel having excellent corrosion resistance and excellent hot workability is disclosed.
  • Patent Document 6 the contents of Cu, Ni, Cr, Mo, N, Al, and REM are adjusted to a specific range, and N (%) ⁇ P (%) / REM (% ) Value is adjusted to a specific range.
  • Patent Document 6 according to the above-described alloy material, good hot workability can be secured, and cold rolling of 40% in cross-sectional reduction rate is performed, and high 0.2% proof stress of 941 to 1176 MPa is achieved. case also, H 2 S, Cl - in a corrosive environment containing such, at a temperature 177 ° C., it is disclosed that it is possible to ensure a good stress corrosion cracking resistance.
  • Patent Document 7 discloses a method for producing stainless steel using an alloy in which the content of Cr, Ni, Si, Mn, C, N, Mo, S, B, P, and O is adjusted to a specific range. ing. Patent Document 7 describes that the above stainless steel is excellent in strength and stress corrosion cracking resistance.
  • Patent Document 8 discloses an austenitic alloy in which the contents of C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, La, Al, Ca, O, P, and S are adjusted to a specific range. Patent Document 8 describes that the austenite alloy has high crack resistance in an environment where hydrogen sulfide is present.
  • JP-A-57-203735 JP-A-57-207149 JP 58-21155 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-302801 JP 2005-509751 gazette JP 2009-84668 A Japanese Unexamined Patent Publication No. 1-2262048 JP-A 63-274743
  • the 0.2% proof stress is in the so-called “125 ksi class” strength level of 861 to 964 MPa, even in a corrosive environment containing hydrogen sulfide. Good stress corrosion cracking resistance can be ensured.
  • the Mo content is 1.5% by mass or less, the hot workability is remarkably improved, and even if the Mannesmann pipe manufacturing method is applied, it should be a product pipe without any problems. Can do.
  • the alloy disclosed in the above-mentioned Patent Document 6 is used, even if the temperature is 177 ° C. or less even in a corrosive environment containing hydrogen sulfide, the alloy has a high 0.2% proof stress of 965 MPa or more. Even so, good stress corrosion cracking resistance can be ensured.
  • the toughness (impact resistance) inevitably decreases when the 0.2% proof stress is increased to 965 MPa or more by cold working. For this reason, it is assumed that the product is damaged when the product is transported or in use.
  • the content of P is limited to 0.030% or less in mass% in order to avoid co-segregation of Mn and P.
  • it contains 3.0 to 15.0% Mn by mass%, it is difficult to avoid co-segregation of Mn and P even if the P content is limited to 0.030% or less.
  • toughness is reduced. Therefore, when strong cold working is performed to increase the strength, for example, as described above, there is a problem in product transportation. It might be.
  • the alloy proposed in Patent Document 5 there is a problem that ductility and toughness are lowered when cold working with a high degree of work is performed for high strength. Further, in the case of the above-mentioned alloy, it is 1.0 to 6.0%, preferably 2.0 to 6.0%, more preferably 3.0 to 6.0%, and most preferably 4.0% by mass. Despite containing ⁇ 6.0% Mn, no consideration is given to the P content. For this reason, even if the amount of cold work is low, it is difficult to avoid a significant decrease in toughness due to co-segregation of Mn and P. In addition, the alloy of Patent Document 5 is a high temperature such that the temperature exceeds 200 ° C. in a corrosive environment containing hydrogen sulfide, particularly when the cold working is performed and the 0.2% proof stress is increased to 965 MPa or more. It is not an alloy that can stably ensure good stress corrosion cracking resistance in the region.
  • Patent Document 7 describes an alloy that can stably ensure good stress corrosion cracking resistance in a high-temperature corrosive environment when the cold working is performed and the 0.2% proof stress is increased to 965 MPa or more. There is no description about an ingredient.
  • Patent Document 8 does not describe the N content.
  • Patent Document 8 does not mention an alloy composition that can realize a high strength of 965 MPa or more and that exhibits excellent corrosion resistance in a high-temperature corrosive environment.
  • the present invention has been made in view of the above situation, and provides a Ni—Cr alloy material capable of preventing a decrease in hot workability, corrosion resistance, and toughness associated with an increase in strength, and an oil well seamless pipe using the same.
  • the purpose is to provide. More specifically, the present invention is excellent in hot workability and toughness and corrosion resistance (more specifically, stress corrosion cracking resistance in an environment containing hydrogen sulfide at a high temperature exceeding 200 ° C. It is an object of the present invention to provide a high-strength Ni—Cr alloy material having a yield strength (0.2% proof stress) of 965 MPa or more and an oil well seamless pipe using the same.
  • the present inventors first made a yield strength (using a Ni—Cr alloy material having various chemical compositions adjusted based on a conventionally proposed Ni—Cr alloy material. A basic survey was conducted to improve the 0.2% proof stress. As a result, the following items (a) to (e) were confirmed.
  • the cold work rate is increased to increase the dislocation density of the alloy material, or the N content thereof, particularly the N in the solid solution state. Increasing the content is an effective means.
  • the present invention has been completed on the basis of the above contents, and the gist thereof is the Ni—Cr alloy material shown below and an oil well seamless pipe using the same.
  • Si 0.01 to 0.5%
  • Mn 0.01% or more and less than 1.0%
  • Cu 0.01% or more and less than 1.0%
  • Ni 48% More than 55%
  • Cr 22 to 28%
  • Mo 5.6% or more and less than 7.0%
  • N 0.04 to 0.16%
  • ⁇ is the dislocation density in the unit of m ⁇ 2
  • [REM (%)] means the content of REM in mass%.
  • Ni—Cr alloy material according to the above (1), which contains 0.1% or more and less than 8.0% by mass.
  • Ni—Cr alloy material according to (1) or (2) above containing 1% or more of Ti, Nb, Zr, and V in a total of 0.01 to 0.5% by mass.
  • Ni—Cr alloy material according to any one of (1) to (3) above, containing 0.01 to 2.0% of Co by mass%.
  • the Ni—Cr alloy material of the present invention is excellent in hot workability and toughness (impact resistance).
  • the Ni—Cr alloy material of the present invention has a high strength such that the yield strength (0.2% proof stress) is 965 MPa or more, and the temperature is higher than 200 ° C., and also contains hydrogen sulfide.
  • the corrosion resistance represented by the stress corrosion cracking resistance is also excellent.
  • the Ni—Cr alloy material of the present invention can be suitably used as a material for a high-strength seamless pipe for oil wells.
  • Si 0.01 to 0.5%
  • Si is an element necessary for deoxidation and is contained by 0.01% or more.
  • the Si content is set to 0.01 to 0.5%.
  • a preferable lower limit of the Si content is 0.05%, and a more preferable lower limit is 0.07%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.40%, and a more preferable upper limit is 0.33%.
  • Mn 0.01% or more and less than 1.0%
  • Mn is a component necessary as a deoxidation and / or desulfurization agent, but if its content is less than 0.01%, the effect is not sufficiently exhibited.
  • hot workability falls that content of Mn is 1.0% or more. Therefore, the Mn content is 0.01% or more and less than 1.0%.
  • a preferable lower limit of the Mn content is 0.10%, a more preferable lower limit is 0.20%, and a further preferable lower limit is 0.24%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.80%, a more preferable upper limit is 0.70%, and a more preferable upper limit is 0.66%.
  • Cu 0.01% or more and less than 1.0% Cu is effective in stabilizing the passive film formed on the surface of the Ni-Cr alloy material, and improves pitting corrosion resistance and overall corrosion resistance. is necessary. However, if the Cu content is less than 0.01%, the effect is insufficient, and if it is 1.0% or more, the hot workability decreases. Therefore, the Cu content is set to 0.01% or more and less than 1.0%.
  • the minimum with preferable Cu content is 0.20%, and a more preferable minimum is 0.55%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.85%, and a more preferable upper limit is 0.8%.
  • Ni 48% or more and less than 55%
  • Ni is contained as an austenite stabilizing element.
  • Ni is contained in an amount of 48% or more from the viewpoint of corrosion resistance, but the inclusion of 55% or more causes an increase in cost and a decrease in hydrogen cracking resistance. Therefore, the Ni content is set to 48% or more and less than 55%.
  • the minimum with preferable Ni content is 49%, and a more preferable minimum is 49.2%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 52%, and a more preferable upper limit is 51.1%.
  • Cr 22-28% Cr is a component that remarkably improves the stress corrosion cracking resistance, but if the content is less than 22%, the effect is not sufficient.
  • the Cr content is set to 22 to 28%.
  • the minimum with preferable Cr content is 23%, and a more preferable minimum is 23.5%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 26%, and a more preferable upper limit is 25.7%.
  • Mo 5.6% or more and less than 7.0% Mo, like Cu, is effective in stabilizing the passive film formed on the Ni—Cr alloy material surface, and is resistant to pitting corrosion and stress corrosion cracking. Has the effect of improving sex. However, when the Mo content is less than 5.6%, the effect is insufficient. On the other hand, when Mo is contained in an amount of 7.0% or more, the high temperature strength of austenite is increased, and formation of a harmful phase such as a sigma phase or a mu phase is promoted at the time of casting of the alloy. Thereby, hot workability is deteriorated. Furthermore, excessive content of Mo causes an increase in alloy cost. Therefore, the Mo content is set to 5.6% or more and less than 7.0%. A preferable lower limit of the Mo content is 5.7%, and a more preferable lower limit is 5.8%. Moreover, the upper limit with preferable Mo content is 6.8%, and a more preferable upper limit is 6.7%.
  • N 0.04 to 0.16%
  • N is an important element in the present invention.
  • N has the effect of increasing the strength of the Ni—Cr alloy, but if its content is less than 0.04%, the desired high strength cannot be secured, and the stress corrosion cracking resistance due to the increase in dislocation density is abrupt. It tends to cause a decline.
  • the N content exceeds 0.16%, the maximum hot workable temperature is lowered, and the stress corrosion cracking resistance accompanying the precipitation of chromium nitride is deteriorated. Therefore, the N content is set to 0.04 to 0.16%.
  • a preferable lower limit of the N content is 0.06%, a more preferable lower limit is 0.08%, and a further preferable lower limit is 0.098%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.14%, and a more preferable upper limit is 0.125%.
  • Al 0.03-0.20%
  • Al not only fixes O (oxygen) in the alloy and improves hot workability, but also has an effect of preventing a decrease in the effect due to oxidation of REM.
  • O oxygen
  • REM is mostly consumed as an oxide.
  • the hot workability is greatly reduced. Therefore, when it contains REM, it is essential to contain Al together.
  • the content of Al is sol. If it is less than 0.03% with Al, the effect is not sufficient.
  • Al is sol. If the Al content exceeds 0.20%, hot workability is reduced. Therefore, the content of Al is sol.
  • the content of Al was 0.03 to 0.20%. sol.
  • a preferable lower limit of the Al content in Al is 0.05%, a more preferable lower limit is 0.07%, and a further preferable lower limit is 0.076%. Also, sol. A preferable upper limit of the Al content in Al is 0.18%, a more preferable upper limit is 0.14%, and a further preferable upper limit is 0.135%. “Sol.Al” means so-called “acid-soluble Al”.
  • REM 0.01 to 0.074% REM is an important element in the present invention. That is, REM is included because it has an effect of improving hot workability and stress corrosion cracking resistance. However, since REM easily oxidizes, it is essential to contain Al together. In addition, in the case of an alloy containing REM in combination with Ca and / or Mg, it is possible to stably suppress a decrease in hot workability in a low temperature range, and high strength and good in a low temperature range. Toughness and stress corrosion cracking resistance in a high temperature environment containing hydrogen sulfide. However, if the content of REM is less than 0.01%, the above effect is not sufficient, and the stress corrosion cracking resistance is lowered by increasing the strength.
  • the content of REM exceeds 0.074%, even if combined with Ca and / or Mg, hot workability and toughness are deteriorated. Therefore, the content of REM is set to 0.01 to 0.074%.
  • a preferable lower limit of the REM content is 0.015%, and a more preferable lower limit is 0.019%.
  • the upper limit with preferable REM content is 0.06%, and a more preferable upper limit is 0.058%.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid
  • REM content refers to the content when REM is 1 type, and the content thereof when 2 or more types are included. Refers to the total content.
  • REM is also supplied as misch metal, which is generally an alloy of a plurality of types of REM. For this reason, one or more individual elements may be added and contained so that the amount of REM is in the above range. For example, the amount of REM may be added in the form of misch metal. You may make it contain so that it may become this range.
  • One or more of Ca and Mg 0.0003 to 0.01% in total
  • an alloy containing Ca and / or Mg combined with REM it is possible to stably suppress a decrease in hot workability in a low temperature region, and high strength and good in a low temperature region. It has toughness and resistance to stress corrosion cracking in a high temperature environment containing hydrogen sulfide. Said effect is acquired by containing 0.0003% or more of 1 or more types of Ca and Mg in total.
  • the total content of one or more of Ca and Mg is set to 0.0003 to 0.01%.
  • a preferable lower limit of the total content of one or more of Ca and Mg is 0.0005%, and a more preferable lower limit is 0.0007%.
  • the upper limit with preferable 1 or more types of total content of Ca and Mg is 0.005%, and a more preferable upper limit is 0.0042%.
  • the Ca content may be 0.0003 to 0.01%, and when Mg is contained alone, the Mg content is 0.0003 to 0.01%. %.
  • W 0% or more and less than 8.0% W has an effect of improving stress corrosion cracking resistance. For this reason, you may contain W as needed. However, when W is contained in an amount of 8.0% or more, hot workability and economy are deteriorated. Therefore, the amount of W in the case of inclusion is set to less than 8.0%. When W is contained, the amount of W is preferably less than 7.0%.
  • the amount of W when contained is preferably 0.1% or more.
  • Ti, Nb, Zr, and V 0 to 0.5% in total of at least one kind Ti, Nb, Zr, and V all have the effect of refining crystal grains and improving strength and ductility. For this reason, if necessary, Ti, Nb, Zr, and V may be contained alone or in combination of two or more. However, when one or more of the above elements are contained in a total of more than 0.5%, hot workability is deteriorated and a large amount of inclusions are generated, and a ductility lowering phenomenon appears. Therefore, the amount when these elements are contained is 0.5% or less in total of one or more kinds. When these elements are contained, the total of one or more is preferably 0.3% or less.
  • the amount of inclusion is set to 0.01% or more in total of one or more types. Is preferable, and it is more preferable to set it as 0.05% or more.
  • Co 0 to 2.0% Co contributes to the stabilization of the austenite phase and has the effect of improving the stress corrosion cracking resistance at high temperatures. For this reason, you may contain Co as needed. However, an excessive content of Co leads to an increase in the alloy price and significantly impairs the economy. Therefore, the amount of Co in the case where the upper limit is included is set to 2.0% or less. When Co is contained, the amount of Co is preferably 1.0% or less.
  • the amount of Co when contained is preferably 0.01% or more.
  • the Ni—Cr alloy material of the present invention comprises the above-mentioned elements, the balance being Fe and impurities, and C, P, S, and O in the impurities are C: 0.03% or less, P: 0.00. It has a chemical composition of 03% or less, S: 0.001% or less, and O: 0.01% or less.
  • Impurity refers to materials mixed from ore, scrap, or the production environment as raw materials when industrially producing alloy materials.
  • C 0.03% or less C is contained as an impurity.
  • M is an element such as Cr, Mo, and / or Fe. Stress corrosion cracking accompanied by intergranular fracture due to precipitation. Therefore, the C content is determined to be 0.03% or less.
  • the upper limit with preferable C content in an impurity is 0.02%, A more preferable upper limit is 0.015%, Furthermore, a preferable upper limit is 0.012%.
  • P 0.03% or less
  • P is an impurity contained in the alloy and significantly reduces hot workability and stress corrosion cracking resistance. Therefore, the content of P is set to 0.03% or less.
  • the upper limit with preferable P content in an impurity is 0.025%, A more preferable upper limit is 0.020%, Furthermore, a preferable upper limit is 0.019%.
  • S 0.001% or less S, like P, is an impurity that significantly reduces hot workability. Since it is desirable that the content of S is as low as possible from the viewpoint of preventing the hot workability from being lowered, an upper limit is set to 0.001% or less. A preferable upper limit of the S content in the impurity is 0.0009%, a more preferable upper limit is 0.0008%, and a further preferable upper limit is 0.0006%.
  • O (oxygen) 0.01% or less
  • O (oxygen) is an impurity contained in the alloy and significantly reduces hot workability. Therefore, the O content is set to 0.01% or less.
  • the upper limit with preferable O content in an impurity is 0.009%, and a more preferable upper limit is 0.005%.
  • the dislocation density ⁇ of the structure when the dislocation density ⁇ of the structure is less than 7.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 , a 0.2% yield strength of 965 MPa or more cannot be obtained.
  • the dislocation density ⁇ exceeds [2.7 ⁇ 10 16 ⁇ 2.67 ⁇ 10 17 ⁇ [REM (%)]] m ⁇ 2 , in addition to causing a decrease in toughness, Decrease in stress corrosion cracking resistance at high temperatures exceeding 200 ° C. and in an environment containing hydrogen sulfide occurs. Therefore, the dislocation density is determined to satisfy the above formula.
  • the dislocation density ⁇ is preferably 2.0 ⁇ 10 16 m ⁇ 2 or less.
  • Ni—Cr alloy material of the present invention can be manufactured, for example, as follows.
  • the chemical composition is adjusted by melting using an electric furnace, AOD furnace, VOD furnace or the like.
  • the desulfurization treatment by combining REM and Ca and / or Mg it is desirable to add REM and Ca and / or Mg after sufficiently deoxidizing with Al or the like in advance.
  • the molten metal whose chemical composition has been adjusted may then be cast into an ingot and then processed into a so-called “alloy piece” such as a slab, bloom, or billet by hot working such as forging.
  • the molten metal may be continuously cast to form a so-called “alloy piece” such as a slab, bloom, or billet.
  • the above “alloy piece” is used as a raw material and hot-worked into a desired shape such as a plate or pipe.
  • a plate material when processing into a plate material, it can be hot processed into a plate or a coil by hot rolling.
  • a pipe material when processing into a pipe material, it can be hot processed into a tubular shape by a hot extrusion pipe manufacturing method or a Mannesmann pipe manufacturing method.
  • the hot-rolled material is subjected to solution heat treatment and then cold-worked by cold rolling so that the dislocation density ⁇ becomes a structure satisfying the above formula.
  • the hot-worked raw tube is subjected to a solution heat treatment and then cold-worked by cold drawing such as cold drawing or pilger rolling.
  • the above-described cold working performed once or a plurality of times may vary depending on the chemical composition of the alloy, but the cross-section reduction rate may be about 31 to 50%.
  • an intermediate heat treatment is performed after cold working for further processing to a predetermined size.
  • the cross-section reduction rate may be about 31 to 50%.
  • the REM content when the REM content is large, it is necessary to control the cross-sectional reduction rate during cold working so that the dislocation density ⁇ does not exceed the value determined by the above formula. Moreover, when N content is high, it is good to suppress the cross-sectional reduction rate at the time of cold work. On the other hand, when the REM content is low or the N content is low, it is preferable to select a higher cross-sectional reduction rate during cold working.
  • the above-described cross-sectional reduction rate during cold working may be set to 42% or more.
  • the cross-sectional reduction rate is preferably 31% or more when the N content is around 0.16%.
  • the N content for setting the dislocation density to 7.0 ⁇ 10 15 m ⁇ 2 or more may vary depending on the relationship with the content of other elements other than N.
  • the upper limit of the above-described cross-section reduction rate during cold working depends on the REM content and the N content, but the cross-section reduction rate (%) is generally [ ⁇ (1.78-17.78 ⁇ [REM (% )]) 0.5-2 ⁇ [N (%)] ⁇ / 0.02] (wherein [REM (%)] and [N (%)] are REM in mass%, respectively, If the value is equal to or less than the value indicated by N), the dislocation density ⁇ can be controlled within a range not exceeding the value specified in the present invention. Note that, in the alloy material having a REM content of 0.05% or more and an N content of 0.14% or more, the range of the cross-sectional reduction rate allowed during cold working is narrow.
  • An alloy having the chemical composition shown in Table 1 was melted in a vacuum high-frequency melting furnace and cast into a 50 kg ingot.
  • Alloys A to I in Table 1 are alloys whose chemical compositions are within the range defined by the present invention.
  • Alloys 1 to 13 are alloys whose chemical compositions deviate from the conditions specified in the present invention.
  • Each ingot was subjected to a soaking treatment at 1200 ° C. for 3 hours, and then hot forged into a square material having a cross section of 50 mm ⁇ 50 mm.
  • the square material thus obtained was further heated at 1200 ° C. for 1 h, and then hot rolled to finish a plate material having a thickness of 14.2 mm.
  • the diameter is 10 mm and the length is 130 mm in a direction parallel to the rolling direction of the plate material (hereinafter referred to as “L direction”).
  • Test specimens were collected and evaluated for hot workability using a greeble tester.
  • the test piece heated at 1200 ° C. for 3 minutes was cooled at a rate of 100 ° C./min, and temperatures of 1100 ° C., 1000 ° C., 900 ° C., 800 ° C., and 700 ° C. At the time when each temperature was reached, the tensile fracture was performed.
  • the hot workability was evaluated as good when the cross-sectional reduction rate after tensile fracture was 60% or more. This is based on the experience that when the above-mentioned cross-sectional reduction rate is less than 60%, a large number of surface flaws or cracks occur, for example, when hot pipes are made from alloy billets. .
  • Table 1 also shows the hot workability test results described above.
  • “ ⁇ ” in the hot workability column indicates that the cross-section reduction rate after tensile fracture at all test temperatures was 60% or more, and the hot workability was good.
  • “x” indicates that the cross-sectional reduction rate after tensile fracture at least at any test temperature was less than 60%.
  • the remainder of the 14.2 mm thick plate material obtained by hot rolling was used for solution treatment at 1100 ° C. for 1 h, followed by water cooling treatment to obtain an austenite single-phase structure having an FCC crystal structure.
  • test pieces each having a length and width of 20 mm and a thickness of 2 mm were cut out from the central portion in the thickness direction of three types of cold-rolled materials having the thicknesses of 9.8 mm, 8.4 mm, and 7 mm, respectively.
  • the surface of the test piece was electrolytically polished at 10 ° C., and the dislocation density was measured using the test piece after the electrolytic polishing.
  • Non-Patent Document 1 The dislocation density was measured using an evaluation method based on the Williamson-Hall method described in Non-Patent Document 2 proposed by Nakajima et al. In Non-Patent Document 1.
  • specimens were cut out from three types of cold-rolled materials having thicknesses obtained as described above of 9.8 mm, 8.4 mm, and 7 mm, respectively, and the tensile properties and toughness (impact resistance properties) were investigated. .
  • test pieces were cut out from three types of cold rolled materials having the above-mentioned thicknesses of 9.8 mm, 8.4 mm, and 7 mm, respectively, and the corrosion resistance was investigated.
  • each cold-rolled material was subjected to a low strain rate tensile test in which the parallel part had a diameter of 3.81 mm and a length of 25.4 mm in accordance with the low strain rate tensile test method specified in NACE TM0198. Pieces were collected. Specifically, a test piece was collected from each cold-rolled material so that the parallel part was parallel to the L direction. Then, a low strain rate tensile test according to NACE TM0198 was performed to evaluate the corrosion resistance.
  • the test environment in the low strain rate tensile test is an environment that simulates the atmosphere and severe oil well environment (H 2 S partial pressure: 0.689 MPa (100 psi), 25% NaCl + 0.5% CH 3 COOH, pH: 2. 8 and temperature: 204 ° C.). In any environment, the strain rate in the tensile test was 4.0 ⁇ 10 ⁇ 6 / s.
  • each difference is referred to as “difference in fracture ductility”.
  • the difference between the reference value of the rupture drawing and the three comparison values of the rupture drawing was determined (hereinafter, each difference is referred to as “the difference of the rupture drawing”).
  • all the “differences in fracture ductility” shall be 20% or less of the “reference value for fracture ductility”, and all of the “differences in fracture drawing” shall be 20% or less of the “reference value for fracture drawing”.
  • Table 2 shows the results of the above surveys.
  • reference numerals 1 to 3 indicate the investigation results of cold rolled materials having thicknesses of 9.8 mm, 8.4 mm, and 7 mm, respectively.
  • “ ⁇ ” in the “Corrosion resistance” column indicates that the target for corrosion resistance has been cleared, and “X” indicates that the target for corrosion resistance has not been cleared.
  • FIG. 1 shows a change in yield strength and toughness due to changes in REM content and dislocation density.
  • the content of at least one element other than REM is outside the scope of the present invention, and for alloy 6, the hot workability itself is inferior and toughness Therefore, the results of these alloys are excluded in FIG.
  • an alloy material satisfying the conditions specified in the present invention is excellent in hot workability and toughness (impact resistance) at ⁇ 10 ° C. Furthermore, even if the alloy material satisfying the conditions specified in the present invention has a high yield strength (0.2% proof stress) of 965 MPa or more, it is corrosion resistant (particularly at a high temperature exceeding 200 ° C., and It is clear that it is excellent in stress corrosion cracking resistance in an environment containing hydrogen sulfide.
  • the Ni—Cr alloy material of the present invention is excellent in hot workability and toughness (impact resistance), and has corrosion resistance (particularly temperature) even if the yield strength (0.2% proof stress) is 965 MPa or higher. Is superior in stress corrosion cracking resistance in an environment containing hydrogen sulfide at a high temperature exceeding 200 ° C. For this reason, the Ni—Cr alloy material of the present invention is suitable as a material for a high-strength seamless pipe for oil wells.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

　Si：0.01～0.5％、Mn：0.01～1.0％未満、Cu：0.01～1.0％未満、Ni：48～55％未満、Cr：22～28％、Mo：5.6～7.0％未満、N：0.04～0.16％、sol.Al：0.03～0.20％およびREM：0.01～0.074％と、W：0％以上で8.0％未満、およびCo：0～2.0％と、CaおよびMgの1種以上：合計で0.0003～0.01％と、Ti、Nb、Zr、およびVの１種以上：合計で0～0.5％と、残部がFeおよび不純物とからなり、不純物中のC≦0.03％、P≦0.03％、S≦0.001％、およびO≦0.01％の化学組成を有し、単位がm-2での転位密度ρが〔7.0×1015≦ρ≦2.7×1016－2.67×1017×REM〕の式を満たす、Ni－Cr合金材。このNi-Cr合金材は、熱間加工性および靱性に優れるとともに、200℃を超える高温かつH2Sを含む環境での耐食性にも優れる。

Description

Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管
　本発明は、Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管（seamless oil country tubular goods）に関する。より詳しくは、本発明は、熱間加工性および耐衝撃特性に優れるとともに、耐食性（中でも、温度が２００℃を超えるような高温で、しかも、多量の硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性）にも優れる、高強度Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管に関する。
　本明細書における「高強度」とは降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ（１４０ｋｓｉ）以上であることを指す。なお、「油井管(oil country tubular goods)」とは、例えば、ＪＩＳ　Ｇ　０２０３（２００９）の番号３５１４の「油井用鋼管(steel pipe for oil well casing, tubing and drilling)」の定義欄に記載されているように、油井またはガス井の掘削、原油または天然ガスの採取などに用いられるケーシング、チュービング、およびドリルパイプの総称である。「油井用継目無管」とは、例えば、油井またはガス井の掘削、原油または天然ガスの採取などに用いることができる継目無管である。
　近年の原油価格の高騰に伴い、より高深度で苛酷な腐食環境下にある油井および天然ガス井の開発が進められている。このような厳しい環境下での石油および天然ガスの採掘に伴い、その採掘などに使用される油井管にも高強度で優れた耐食性が求められるようになってきている。
　石油および天然ガス中には、二酸化炭素（ＣＯ2）、硫化水素（Ｈ2Ｓ）、および塩化物イオン（Ｃｌ-）などの腐食性物質が含まれる。そのため、石油または天然ガスの採掘に用いられる油井管の材料には、これらの腐食性物質に対する優れた耐食性が要求される。中でも１５０℃以上の高温であってかつ硫化水素を１ａｔｍ以上と多く含んだ環境においては、油井管の主たる腐食要因は応力腐食割れである。したがって、高温、かつ硫化水素を含む環境で用いられる油井管の材料には、高い耐応力腐食割れ性が求められる。
　さらに、石油および天然ガスのニーズの高まりは、これらを採掘するための油井およびガス井の高深度化および高温化をもたらしている。このような井戸で使用される油井管の材料に対しては、二酸化炭素、硫化水素、および塩化物イオンに対する耐食性の維持と同時に高強度化が要求される。そのため、近年では、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上の高強度を備える高強度油井管に対する要望も大きくなっている。
　低合金鋼、マルテンサイト系ステンレス鋼および２相ステンレス鋼が適用できない上記のような厳しい腐食環境に対して、特許文献１～３に開示されるようなＮｉ－Ｃｒ合金材の使用が試みられてきた。
　例えば、特許文献１の油井管用合金では、ＮｉおよびＣｒの含有量を特定の範囲に調整するとともに、Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）およびＭｏ（％）＋（１／２）Ｗ（％）の値を特定の範囲に調整している。特許文献１には、上記の合金によれば、冷間加工材であっても温度が１５０℃以下であれば、「Ｈ2Ｓ－ＣＯ2－Ｃｌ-」環境での耐応力腐食割れ性が確保できることが開示されている。また、特許文献１には、質量％で、０．０５～０．３０％の範囲でＮを含有させ、かつ固溶化処理後に冷間加工を行うことにより、９６５ＭＰａ以上の０．２％耐力を実現できることが開示されている。
　特許文献２の油井管用合金では、ＮｉおよびＣｒの含有量を特定の範囲に調整するとともに、Ｃｒ（％）＋１０Ｍｏ（％）＋５Ｗ（％）およびＭｏ（％）＋（１／２）Ｗ（％）の値を特定の範囲に調整している。特許文献２には、上記の合金によれば、冷間加工材であっても、極めて腐食性の強い「Ｈ2Ｓ－ＣＯ2－Ｃｌ-」の環境下、特に１５０℃以下の悪環境での耐応力腐食割れ性が確保できることが開示されている。また、特許文献２には、質量％で、０．０５～０．２５％の範囲でＮを含有させることと、固溶化処理後の冷間加工および時効処理との併用により、９６５ＭＰａ以上の０．２％耐力を実現できることが開示されている。
　特許文献３の油井管用合金では、Ｍｎ、Ｎｉ、およびＣｒの含有量を特定の範囲に調整するとともに、（１／２）Ｍｎ（％）＋Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）＋Ｍｏ（％）＋（１／２）Ｗ（％）およびＭｏ（％）＋（１／２）Ｗ（％）の値を特定の範囲に調整している。特許文献３には、上記の合金によれば、冷間加工材であっても、極めて腐食性の強い「Ｈ2Ｓ－ＣＯ2－Ｃｌ-」の環境下、特に１５０℃以下の悪環境での耐応力腐食割れ性が確保できることが開示されている。また、特許文献３には、質量％で、０．１～０．４％の範囲でＮを含有させることと、固溶化処理後の冷間加工との併用により、９４０ＭＰａ程度の０．２％耐力を実現できることが開示されている。
　なお、上述の特許文献１～３のようにＮの含有量を増加させて強化する場合、合金の熱間加工性が低下する問題が生じやすい。このため、特許文献１～３には、Ｓの含有量を質量％で、０．０００７％以下に低減したり、Ｃａ、Ｍｇ、Ｔｉ、または希土類元素（以下、「ＲＥＭ」という。）を含有させたりして、熱間加工性を改善する手法が開示されている。
　特許文献４の高Ｃｒ－高Ｎｉ合金材では、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣｒの含有量を特定の範囲に調整するとともに、Ｃｕ＋０．４（Ｍｏ－１．４）2の値を特定の範囲に調整している。特許文献４には、上記の合金によれば、２５％の冷間加工を施して０．２％耐力を８６１～９６４ＭＰａ（８７．７５～９８．２８ｋｇｆ／ｍｍ2）のいわゆる「１２５ｋｓｉ級」の強度レベルにした場合でも、「Ｈ2Ｓ－ＣＯ2－Ｃｌ-」の腐食環境下、良好な耐応力腐食割れ性を確保できることが開示されている。
　なお、特許文献４にも、Ｓの含有量を質量％で、０．０００７％以下に低減したり、Ｃａ、Ｍｇ、またはＲＥＭを含有させたりして、熱間加工性を改善する手法が開示されている。
　また、特許文献５には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｍｎ、およびＮの含有量を特定の範囲に調整するとともに、Ｍｇ、Ｃａ、およびＣｅなどの元素を含有させることによって、酸性環境および海水環境で優れた耐食性を有し、熱間加工性にも優れた超オーステナイトステンレス鋼が開示されている。
　特許文献６のＣｒ－Ｎｉ合金材では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ａｌ、およびＲＥＭの含有量を特定の範囲に調整するとともに、Ｎ（％）×Ｐ（％）／ＲＥＭ（％）の値を特定の範囲に調整している。特許文献６には、上記の合金材によれば、良好な熱間加工性が確保できるとともに、断面減少率で４０％の冷間圧延を施して９４１～１１７６ＭＰａの高い０．２％耐力を有する場合にも、Ｈ2Ｓ、Ｃｌ-など含む腐食環境下において、温度１７７℃で、良好な耐応力腐食割れ性を確保することができることが開示されている。
　特許文献７には、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃ、Ｎ、Ｍｏ、Ｓ、Ｂ、Ｐ、およびＯの含有量を特定の範囲に調整した合金を用いたステンレス鋼の製造方法が開示されている。特許文献７には、上記のステンレス鋼は、強度および耐応力腐食割れ性に優れていることが記載されている。
　特許文献８には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｌａ、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ、Ｐ、およびＳの含有量を特定の範囲に調整したオーステナイト合金が開示されている。特許文献８には、上記のオーステナイト合金は、硫化水素の存在する環境において高い割れ抵抗を有することが記載されている。
特開昭５７－２０３７３５号公報 特開昭５７－２０７１４９号公報 特開昭５８－２１０１５５号公報 特開平１１－３０２８０１号公報 特表２００５－５０９７５１号公報 特開２００９－８４６６８号公報 特開平１－２６２０４８号公報 特開昭６３－２７４７４３号公報
中島孝一ら：ＣＡＭＰ－ＩＳＩＪ、１７（２００４）、３９６ Ｇ．Ｋ．Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ　ａｎｄ　Ｗ．Ｈ．Ｈａｌｌ：Ａｃｔａ　Ｍｅｔａｌｌ．、１（１９５３）、２２ Ｈ．Ｍ．Ｒｉｅｔｖｅｌｄ：Ｊ．　Ａｐｐｌ．　Ｃｒｙｓｔ．、２（１９６９）、６５
　前述の特許文献１および２で開示された合金を用いれば、０．２％耐力が９６５ＭＰａ以上であっても、温度が１５０℃以下の場合には、硫化水素を含む腐食環境下で、良好な耐応力腐食割れ性を確保することができる。
　また、前述の特許文献３で開示された合金を用いれば、０．２％耐力が９４０ＭＰａ程度であれば、硫化水素を含む腐食環境下でも、温度が１５０℃以下の場合に、良好な耐応力腐食割れ性を確保することができる。
　さらに、前述の特許文献４で開示された合金を用いれば、確かに、０．２％耐力が８６１～９６４ＭＰａのいわゆる「１２５ｋｓｉ級」の強度レベルの場合には、硫化水素を含む腐食環境下でも、良好な耐応力腐食割れ性を確保することができる。しかも、Ｍｏの含有量が、質量％で、１．５％以下の場合には、熱間加工性が著しく改善されて、マンネスマン製管法を適用しても何ら問題もなく製品管にすることができる。
　同様に、前述の特許文献６で開示された合金を用いれば、確かに、硫化水素を含む腐食環境下でも、温度が１７７℃以下であれば、９６５ＭＰａ以上という高い０．２％耐力を有する場合であっても、良好な耐応力腐食割れ性を確保することができる。
　しかしながら、特許文献１～４および特許文献６で提案された合金を用いても、冷間加工して０．２％耐力を９６５ＭＰａ以上に高めた場合には、温度が２００℃を超えるような高温域では、依然として、硫化水素を含む腐食環境下での良好な耐応力腐食割れ性を確保できないのが実状である。
　さらに、オーステナイト系のＮｉ－Ｃｒ合金といえども、冷間加工して０．２％耐力を９６５ＭＰａ以上に高めた場合には、必然的に靱性（耐衝撃特性）が低下する。このため、製品搬送時、あるいは使用中に際しても製品が破損する事態も想定される。
　なお、特許文献３で提案された合金の場合、ＭｎとＰとの共偏析を避けるためもあって、Ｐの含有量は、質量％で、０．０３０％以下に制限されている。しかしながら、質量％で、３．０～１５．０％ものＭｎを含むため、Ｐの含有量を０．０３０％以下に制限してもなお、ＭｎとＰとが共偏析することを避け難い場合がある。そして、ＭｎとＰとの共偏析が生じると靱性の低下が生じるため、高強度化のため強冷間加工した場合には、例えば、上述のように製品搬送の際に支障をきたすことになりかねない。
　また、特許文献５で提案された合金の場合には、高強度化のため加工度の高い冷間加工を行った場合は、延性および靱性の低下を伴うという問題がある。さらに、上記の合金の場合、質量％で、１．０～６．０％、好ましくは２．０～６．０％、より好ましくは３．０～６．０％、極めて好ましくは４．０～６．０％ものＭｎを含むにも拘わらず、Ｐの含有量について全く配慮されていない。このため、冷間加工量が低い場合であっても、ＭｎとＰとの共偏析による靱性の著しい低下を避け難い。また、特許文献５の合金は、特に、強冷間加工して０．２％耐力を９６５ＭＰａ以上に高めた場合には、硫化水素を含む腐食環境下で、温度が２００℃を超えるような高温域での良好な耐応力腐食割れ性を安定して確保できるという合金ではない。
　また、特許文献７のステンレス鋼では、冷間加工が考慮されていない。言い換えると、特許文献７には、強冷間加工して０．２％耐力を９６５ＭＰａ以上に高めた場合に、高温の腐食環境下で、良好な耐応力腐食割れ性を安定して確保できる合金成分についての記載はない。
　また、特許文献８のオーステナイト合金において０．２％耐力を９６５ＭＰａ以上に高めるためにはＮを含有させる必要があるが、特許文献８にはＮ含有量についての記載がない。また、特許文献８には、９６５ＭＰａ以上の高強度を実現でき、かつ高温の腐食環境下で優れた耐食性を発揮する合金組成に関しては言及されていない。
　本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、高強度化に伴う熱間加工性、耐食性、および靱性の低下を防止可能なＮｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管を提供することを目的とする。より詳しくは、本発明は、熱間加工性および靱性に優れるとともに、耐食性（より具体的には、温度が２００℃を超えるような高温で、しかも、硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性）にも優れる、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上の高強度Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管を提供することを目的とする。
　本発明者らは、前記の課題を解決するために、まず、従来提案されているＮｉ－Ｃｒ合金材をベースに、化学組成を種々に調整したＮｉ－Ｃｒ合金材を用いて、降伏強度（０．２％耐力）向上のための基礎的な調査を実施した。その結果、下記（ａ）～（ｅ）の事項が確認できた。
　（ａ）Ｎｉ－Ｃｒ合金材の降伏強度を増加させるためには、冷間加工率を高めて、合金材の転位密度を増加させること、あるいは、そのＮ含有量、中でも固溶状態でのＮ含有量を増加させることが有力な手段である。
　（ｂ）一方、Ｎを多量に含有させた場合には、靱性だけでなく熱間加工性も低下する。このため、例えば製管など製品加工の際、多量の疵が発生することを避け難い。また、Ｎを多量に含有させた場合、溶体化後にも組織中にＣｒ窒化物が残存する場合がある。この場合、高温かつ高圧硫化水素環境下での耐食性が著しく低下する。
　（ｃ）熱間加工性の低下を抑止するには、９００℃付近で起こるＳの粒界への偏析を阻止することが有効である。
　（ｄ）冷間加工による転位密度の増加によっても、合金材の靱性が低下する。
　（ｅ）従来提案されているような窒素を含まないＮｉ－Ｃｒ合金材の場合には、冷間加工率を高めて０．２％耐力が９６５ＭＰａ以上になると、２００℃での硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性が確保できなくなる。
　次に、本発明者らは、特に窒素含有材における低温域での熱間加工性の低下、および冷間加工率を高めて高強度化した場合の靱性の低下を抑止するために、種々の検討を加えた。その結果、下記（ｆ）～（ｈ）の知見を得た。
　（ｆ）従来のＣａおよび／またはＭｇによる脱硫だけでは、低温域での熱間加工性の低下を安定して抑止することは難しい。一方、ＲＥＭは、ＣａあるいはＭｇと同等またはそれ以上の脱硫作用を有するが、酸化されやすい。したがって、脱硫のための元素としてＲＥＭを単独で含有させた場合、十分な脱硫効果が発揮されず、低温域での熱間加工性の低下を安定して抑止することは難しい。
　（ｇ）ＲＥＭをＣａおよび／またはＭｇと複合含有させて脱硫することによって、低温域での熱間加工性の低下を安定して抑止することができる。
　（ｈ）但し、ＲＥＭを含有させた場合には、介在物の量が多くなるので、冷間加工率を高めて高強度化すれば、合金材の靱性低下が顕著になる。
　そこで、本発明者らがさらに詳細な検討を加えた結果、下記（ｉ）の重要な事実が明らかになった。
　（ｉ）Ｎ含有量を特定の範囲に調整して、ＲＥＭをＣａおよび／またはＭｇと複合して含有させた場合、低温域での熱間加工性の低下を安定して抑止することができ、しかも、高強度、低温域での良好な靱性、および硫化水素を含む高温環境下での優れた耐応力腐食割れ性を備えたＮｉ－Ｃｒ合金を実現できる。具体的には、９６５ＭＰａ以上の０．２％耐力、－１０℃での衝撃値が６３Ｊ／ｃｍ2を上回るという良好な低温靱性（耐衝撃特性）、および温度が２００℃を超えるような高温かつ硫化水素を含む環境での優れた耐応力腐食割れ性を備えるＮｉ－Ｃｒ合金が存在する。このような合金は、化学組成に加えて転位密度が特定の条件を満たしている。
　本発明は、上記の内容に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記に示すＮｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管にある。
　（１）質量％で、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１％以上で１．０％未満、Ｃｕ：０．０１％以上で１．０％未満、Ｎｉ：４８％以上で５５％未満、Ｃｒ：２２～２８％、Ｍｏ：５．６％以上で７．０％未満、Ｎ：０．０４～０．１６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３～０．２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．０７４％、Ｗ：０％以上で８．０％未満、およびＣｏ：０～２．０％と、
ＣａおよびＭｇの１種以上：合計で０．０００３～０．０１％と、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶの１種以上：合計で０～０．５％と、
残部がＦｅおよび不純物とからなり、
不純物中のＣ、Ｐ、Ｓ、およびＯが、Ｃ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１％以下、およびＯ：０．０１％以下である化学組成を有し、
さらに、転位密度が下記の式を満たす、Ｎｉ－Ｃｒ合金材。
　７．０×１０15≦ρ≦２．７×１０16－２．６７×１０17×［ＲＥＭ（％）］
上記の式において、ρは、単位がｍ-2での転位密度、［ＲＥＭ（％）］は、質量％でのＲＥＭの含有量を意味する。
　（２）質量％で、Ｗを０．１％以上で８．０％未満含有する、上記（１）に記載のＮｉ－Ｃｒ合金材。
　（３）質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶの１種以上を合計で０．０１～０．５％含有する、上記（１）または（２）に記載のＮｉ－Ｃｒ合金材。
　（４）質量％で、Ｃｏを０．０１～２．０％含有する、上記（１）から（３）までのいずれかに記載のＮｉ－Ｃｒ合金材。
　（５）上記（１）から（４）までのいずれかに記載のＮｉ－Ｃｒ合金材からなる、油井用継目無管。
　本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、熱間加工性および靱性（耐衝撃特性）に優れる。また、本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上の高強度であっても、温度が２００℃を超えるような高温で、しかも、硫化水素を含む環境での、耐応力腐食割れ性に代表される耐食性にも優れる。このため、本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、高強度の油井用継目無管の素材として好適に用いることができる。
実施例で用いた合金において、ＲＥＭの含有量と転位密度の変化によって、降伏強度および靱性が変化する様子を示す図であり、表２の結果を纏めたものである。ただし、実施例で用いた合金のうちで、合金１～５および８～１３については、ＲＥＭ以外の少なくとも１種の元素の含有量が本発明の範囲外であるため、また、合金６については、熱間加工性自体が劣って靱性などの評価を行わなかったため、これらの合金の結果については除外している。なお、図中の直線は、ρ＝２．７×１０16－２．６７×１０17×［ＲＥＭ（％）］を表す。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　（Ａ）化学組成
　Ｓｉ：０．０１～０．５％
　Ｓｉは、脱酸のために必要な元素であり、０．０１％以上含有させる。Ｓｉの含有量が０．５％を超えると、熱間加工性が低下する傾向が見られる。したがって、Ｓｉの含有量を０．０１～０．５％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましい下限は０．０７％である。また、Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましい上限は０．３３％である。
　Ｍｎ：０．０１％以上で１．０％未満
　Ｍｎは、脱酸および／または脱硫剤として必要な成分であるが、その含有量が０．０１％未満では効果が十分に発揮されない。一方、Ｍｎの含有量が１．０％以上であると熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．０１％以上で１．０％未満とした。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、より好ましい下限は０．２０％であり、さらに好ましい下限は０．２４％である。また、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％であり、さらに好ましい上限は０．６６％である。
　Ｃｕ：０．０１％以上で１．０％未満
　Ｃｕは、Ｎｉ－Ｃｒ合金材表面に形成される不動態皮膜の安定化に効果があり、耐孔食性および耐全面腐食性を向上させるのに必要である。ただし、Ｃｕの含有量が０．０１％未満では効果が不十分であり、１．０％以上になると熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕの含有量を０．０１％以上で１．０％未満とした。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．２０％、さらに好ましい下限は０．５５％である。また、Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、さらに好ましい上限は０．８％である。
　Ｎｉ：４８％以上で５５％未満
　Ｎｉは、オーステナイト安定化元素として含有させる。Ｎｉは、耐食性の観点から４８％以上含有させるが、５５％以上の含有はコストの増加および耐水素割れ性の低下を招く。このことから、Ｎｉの含有量を４８％以上で５５％未満とした。Ｎｉ含有量の好ましい下限は４９％であり、さらに好ましい下限は４９．２％である。また、Ｎｉ含有量の好ましい上限は５２％であり、さらに好ましい上限は５１．１％である。
　Ｃｒ：２２～２８％
　Ｃｒは、耐応力腐食割れ性を著しく改善する成分であるが、含有量が２２％未満ではその効果が十分ではない。一方、Ｃｒを２８％を超えて含有させると熱間加工性の低下を招くとともに、シグマ相に代表されるＴＣＰ相を生じやすくなり、耐応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を２２～２８％とした。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２３％であり、さらに好ましい下限は２３．５％である。また、Ｃｒ含有量の好ましい上限は２６％であり、さらに好ましい上限は２５．７％である。
　Ｍｏ：５．６％以上で７．０％未満
　Ｍｏは、Ｃｕと同様に、Ｎｉ－Ｃｒ合金材表面に形成される不動態皮膜の安定化に効果があり、耐孔食性および耐応力腐食割れ性を改善する効果がある。しかしながら、Ｍｏの含有量が５．６％未満では効果が不十分である。一方、Ｍｏを７．０％以上含有させると、オーステナイトの高温強度が増加されるとともに、合金の鋳込み時にシグマ相またはミュー相等の有害相の形成が促進される。これにより、熱間加工性を悪化させる。さらに、Ｍｏの過剰な含有は合金コストの増加を招く。したがって、Ｍｏの含有量を５．６％以上で７．０％未満とした。Ｍｏ含有量の好ましい下限は５．７％であり、さらに好ましい下限は５．８％である。また、Ｍｏ含有量の好ましい上限は６．８％であり、さらに好ましい上限は６．７％である。
　Ｎ：０．０４～０．１６％
　Ｎは、本発明において重要な元素である。Ｎは、Ｎｉ－Ｃｒ合金の強度を高める作用があるが、その含有量が０．０４％未満では所望の高強度を確保できず、また、転位密度の増加による耐応力腐食割れ性の急激な低下を招きやすくなる。一方、Ｎの含有量が０．１６％を超えると、熱間での加工可能最高温度の低下、およびクロム窒化物の析出に伴う耐応力腐食割れ性の悪化を招く。このことから、Ｎの含有量を０．０４～０．１６％とした。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、より好ましい下限は０．０８％であり、さらに好ましい下限は０．０９８％である。また、Ｎ含有量の好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましい上限は０．１２５％である。
　ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３～０．２０％
　Ａｌは、合金中のＯ（酸素）を固定し熱間加工性を改善するだけでなく、ＲＥＭの酸化による効果の減少を防ぐ効果もある。ＲＥＭを含有させて、Ａｌを含有させないＮｉ－Ｃｒ合金では、ＲＥＭは大部分が酸化物として消費される。その結果、固溶Ｓの増大を招き、熱間加工性が大きく低下する。したがって、ＲＥＭを含有させる場合には、Ａｌを併せて含有させることが必須である。ただし、Ａｌの含有量がｓｏｌ．Ａｌで０．０３％未満ではその効果は十分ではない。一方、Ａｌをｓｏｌ．Ａｌで０．２０％を超えて含有させると却って熱間加工性を低下させる。したがって、Ａｌの含有量をｓｏｌ．Ａｌで０．０３～０．２０％とした。ｓｏｌ．ＡｌでのＡｌ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．０７％であり、さらに好ましい下限は０．０７６％である。また、ｓｏｌ．ＡｌでのＡｌ含有量の好ましい上限は０．１８％であり、より好ましい上限は０．１４％であり、さらに好ましい上限は０．１３５％である。なお、「ｓｏｌ．Ａｌ」とはいわゆる「酸可溶性Ａｌ」を意味する。
　ＲＥＭ：０．０１～０．０７４％
　ＲＥＭは、本発明において重要な元素である。すなわち、ＲＥＭには、熱間加工性および耐応力腐食割れ性を改善する効果があるので含有させる。ただし、ＲＥＭは酸化しやすいため、Ａｌを共に含有させることが必須である。なお、ＲＥＭをＣａおよび／またはＭｇと複合して含有させた合金の場合は、低温域での熱間加工性の低下を安定して抑止することができるとともに、高強度、低温域での良好な靱性、および硫化水素を含む高温環境下での耐応力腐食割れ性を備えるものとなる。しかしながら、ＲＥＭの含有量が０．０１％未満では、上記の効果が十分ではなく、高強度化により耐応力腐食割れ性が低下する。一方、ＲＥＭの含有量が０．０７４％を超えると、たとえＣａおよび／またはＭｇと複合して含有させても、却って熱間加工性および靱性が低下する。したがって、ＲＥＭの含有量を０．０１～０．０７４％とした。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０１５％であり、さらに好ましい下限は０．０１９％である。また、ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０６％であり、さらに好ましい上限は０．０５８％である。
　本発明において「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙ、およびランタノイドの合計１７元素を指し、「ＲＥＭの含有量」とは、ＲＥＭが１種の場合はその含有量、２種以上の場合はそれらの合計含有量を指す。また、ＲＥＭは一般的には複数種のＲＥＭの合金であるミッシュメタルとしても供給されている。このため、個別の元素を１種または２種以上添加してＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよいし、例えば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
　ＣａおよびＭｇの１種以上：合計で０．０００３～０．０１％
　Ｃａおよび／またはＭｇをＲＥＭと複合して含有させた合金の場合には、低温域での熱間加工性の低下を安定して抑止することができるとともに、高強度、低温域での良好な靱性、および硫化水素を含む高温環境下での耐応力腐食割れ性を備えるものとなる。上記の効果は、ＣａおよびＭｇの１種以上を合計で０．０００３％以上含有することによって得られる。しかしながら、ＣａおよびＭｇの１種以上を合計で０．０１％を超えて含有すると、たとえＲＥＭと複合して含有させても、却って熱間加工性の低下現象が生じる。したがって、ＣａおよびＭｇの１種以上の含有量を合計で０．０００３～０．０１％とした。ＣａおよびＭｇの１種以上の合計含有量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましい下限は０．０００７％である。また、ＣａおよびＭｇの１種以上の合計含有量の好ましい上限は０．００５％であり、さらに好ましい上限は０．００４２％である。
　なお、ＣａとＭｇは複合して含有させる必要はない。Ｃａを単独で含有させる場合には、Ｃａの含有量が０．０００３～０．０１％であればよく、Ｍｇを単独で含有させる場合には、Ｍｇの含有量が０．０００３～０．０１％であればよい。
　Ｗ：０％以上で８．０％未満
　Ｗは、耐応力腐食割れ性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＷを含有させてもよい。しかしながら、Ｗを８．０％以上含有させると、熱間加工性および経済性が悪化する。したがって、含有させる場合のＷの量を８．０％未満とする。含有させる場合のＷの量は、７．０％未満とすることが好ましい。
　一方、前記したＷの耐応力腐食割れ性の向上効果を安定して発現させるためには、含有させる場合のＷの量は、０．１％以上とすることが好ましい。
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶ：１種以上の合計で０～０．５％
　Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶはいずれも、結晶粒を微細化して、強度および延性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶを単独でまたは２種以上の複合で含有させてもよい。しかしながら、上記の元素を１種以上の合計で０．５％を超えて含有させると、熱間加工性を悪化させるとともに、介在物を多量に生じ、却って延性の低下現象が現れる。したがって、これらの元素を含有させる場合の量を、１種以上の合計で０．５％以下とする。これらの元素を含有させる場合の量は、１種以上の合計で０．３％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶの強度および延性の向上効果を安定して発現させるためには、含有させる場合の量を、１種以上の合計で０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上とすることがより好ましい。
　Ｃｏ：０～２．０％
　Ｃｏは、オーステナイト相の安定化に寄与し、高温での耐応力腐食割れ性を向上させる作用を有する。このため、必要に応じてＣｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏの過剰な含有は合金価格の上昇を招き、経済性を著しく損なう。したがって、上限を設けて含有させる場合のＣｏの量を２．０％以下とする。含有させる場合のＣｏの量は、１．０％以下とすることが好ましい。
　一方、前記したＣｏの高温での耐応力腐食割れ性の向上効果を安定して発現させるためには、含有させる場合のＣｏの量は、０．０１％以上とすることが好ましい。
　本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、上述の各元素と、残部がＦｅおよび不純物とからなり、不純物中のＣ、Ｐ、Ｓ、およびＯが、Ｃ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１％以下、およびＯ：０．０１％以下である化学組成を有する。
　「不純物」とは、合金材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップまたは製造環境などから混入するものを指す。
　Ｃ：０．０３％以下
　Ｃは、不純物として含有され、その含有量が０．０３％を超えると、Ｍ23Ｃ6型炭化物（「Ｍ」は、Ｃｒ、Ｍｏ、および／またはＦｅなどの元素を指す。）の析出による粒界破壊を伴う応力腐食割れが生じやすくなる。したがって、Ｃの含有量を０．０３％以下と定めた。不純物中のＣ含有量の好ましい上限は０．０２％であり、より好ましい上限は０．０１５％であり、さらに好ましい上限は０．０１２％である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、合金中に含まれる不純物であり、熱間加工性および耐応力腐食割れ性を著しく低下させる。したがって、Ｐの含有量を０．０３％以下とした。不純物中のＰ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましい上限は０．０２０％であり、さらに好ましい上限は０．０１９％である。
　Ｓ：０．００１％以下
　ＳもＰと同様、熱間加工性を著しく低下させる不純物である。熱間加工性の低下を防止する観点からＳの含有量はできる限り低いことが望ましいので、上限を設けて０．００１％以下とした。不純物中のＳ含有量の好ましい上限は０．０００９％であり、より好ましい上限は０．０００８％であり、さらに好ましい上限は０．０００６％である。
　Ｏ（酸素）：０．０１％以下
　Ｏ（酸素）は合金中に含まれる不純物であり、熱間加工性を著しく低下させる。したがって、Ｏの含有量を０．０１％以下とした。不純物中のＯ含有量の好ましい上限は０．００９％であり、さらに好ましい上限は０．００５％である。
　（Ｂ）転位密度
　上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材の組織においては、転位密度が下記の式を満たしていなければならない。
　７．０×１０15≦ρ≦２．７×１０16－２．６７×１０17×［ＲＥＭ（％）］
上記の式において、ρは、単位がｍ-2での転位密度、［ＲＥＭ（％）］は、質量％でのＲＥＭの含有量を意味する。
　上述の化学組成を有するＮｉ－Ｃｒ合金材において、組織の転位密度ρが７．０×１０15ｍ-2未満の場合には、９６５ＭＰａ以上の０．２％耐力を得ることができない。一方、転位密度ρが〔２．７×１０16－２．６７×１０17×［ＲＥＭ（％）］〕ｍ-2を超える組織である場合には、靱性の低下をきたすことに加えて、２００℃を超えるような高温、かつ硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性の低下が生じる。したがって、転位密度が上記の式を満たす組織であることとした。
　なお、転位密度ρは、好ましくは２．０×１０16ｍ-2以下である。
　本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、例えば、次のようにして製造することができる。
　まず、電気炉、ＡＯＤ炉、またはＶＯＤ炉などを用いて溶製し、化学組成を調整する。なお、ＲＥＭと、Ｃａおよび／またはＭｇとの複合による脱硫処理に際しては、予めＡｌなどで十分脱酸してからＲＥＭと、Ｃａおよび／またはＭｇとを添加することが望ましい。
　化学組成を調整した溶湯は、次に、インゴットに鋳造して、その後の鍛造など熱間加工によって、スラブ、ブルーム、またはビレットなどのいわゆる「合金片」に加工してもよい。また、上記溶湯を連続鋳造して、直接にスラブ、ブルーム、またはビレットなどのいわゆる「合金片」にしてもよい。
　さらに、上記の「合金片」を素材として、板材または管材など所望の形状に熱間加工する。例えば、板材に加工する場合は、熱間圧延によってプレートまたはコイル状に熱間加工することができる。また、例えば、管材に加工する場合は、熱間押出製管法またはマンネスマン製管法によって管状に熱間加工することができる。
　次いで、転位密度ρが前記の式を満たす組織となるように、板材の場合には、熱間圧延材に溶体化熱処理を施してから冷間圧延による冷間加工を施す。また、管材の場合には、熱間加工された素管に溶体化熱処理を施してから冷間引抜またはピルガー圧延などの冷間圧延による冷間加工を施す。
　１回または複数回で行う上記の冷間加工は、合金の化学組成によっても異なるが、断面減少率で３１～５０％程度の加工とすればよい。同様に、合金の化学組成によっても異なるが、所定のサイズへの加工のために、冷間加工後に中間熱処理を行い、その後さらに１回または複数回で冷間加工する場合には、中間熱処理後の断面減少率で３１～５０％程度の加工とすればよい。
　ただし、ＲＥＭ含有量が多い場合は、転位密度ρが前記の式で決定される値を超えないように、冷間加工時の断面減少率を制御する必要がある。また、Ｎ含有量が高い場合は、冷間加工時の断面減少率を抑制するのがよい。他方、ＲＥＭ含有量が少ない場合またはＮ含有量が少ない場合には、冷間加工時に高めの断面減少率を選定することが好ましい。
　例えば、転位密度を７．０×１０15ｍ-2以上とするためには、Ｎ含有量が０．０４％付近では、冷間加工時の上述した断面減少率を４２％以上とすることが好ましい。前記断面減少率は、Ｎ含有量が０．１６％付近では、３１％以上とすることが好ましい。なお、転位密度を７．０×１０15ｍ-2以上とするためのＮ含有量は、Ｎ以外の他の元素の含有量との関係で変わることがある。
　冷間加工時の上述した断面減少率の上限は、ＲＥＭ含有量およびＮ含有量に依存するが、概ね、断面減少率（％）を
〔｛（１．７８－１７．７８×［ＲＥＭ（％）］）0.5－２×［Ｎ（％）］｝／０．０２〕の式（上記の式において、［ＲＥＭ（％）］と［Ｎ（％）］はそれぞれ、質量％での、ＲＥＭとＮの含有量を意味する。）で示される値以下とすれば、転位密度ρを本発明で規定する値を超えない範囲に制御することができる。なお、ＲＥＭ含有量が０．０５％以上、かつＮ含有量が０．１４％以上の合金材では、冷間加工時に許容される断面減少率の範囲は狭い。
　以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。
　表１に示す化学組成を有する合金を真空高周波溶解炉にて溶解し、５０ｋｇのインゴットに鋳造した。
　表１における合金Ａ～Ｉは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある合金である。一方、合金１～１３は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた合金である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　各インゴットは１２００℃で３ｈの均熱処理を行った後、熱間鍛造して断面が５０ｍｍ×５０ｍｍの角材に加工した。
　このようにして得た角材を、さらに、１２００℃で１ｈ加熱した後、熱間圧延して厚さ１４．２ｍｍの板材に仕上げた。
　次いで、上記の熱間圧延して得た厚さ１４．２ｍｍの板材の一部から、板材の圧延方向に平行な方向（以下、「Ｌ方向」という。）に、直径１０ｍｍで長さ１３０ｍｍの試験片を採取し、グリーブル試験機によって熱間加工性を評価した。
　なお、熱間加工性試験では、１２００℃で３ｍｉｎ加熱を行った上記の試験片を１００℃／ｍｉｎの速度で冷却して、１１００℃、１０００℃、９００℃、８００℃、および７００℃の温度の各温度に至った時点で、引張破断させた。
　上記すべての試験温度において、引張破断後の断面減少率が６０％以上である場合に、熱間加工性が良好と評価した。これは、上記の断面減少率が６０％を下回る場合には、例えば、合金ビレットを素材として熱間製管する際に、多数の表面疵が発生したり、割れが生じたりするという経験に基づく。
　表１に、上記の熱間加工性の試験結果を併記した。なお、熱間加工性欄における「○」は、すべての試験温度における引張破断後の断面減少率が６０％以上で、熱間加工性が良好であったことを示す。一方、「×」は、少なくともいずれかの試験温度における引張破断後の断面減少率が６０％を下回ったことを示す。
　上記グリーブル試験の結果、熱間加工性が良好であった合金Ａ～Ｉ、１～５、７、８、１０、および１３について、熱間圧延して得た厚さ１４．２ｍｍの板材の残りを用いて、１１００℃で１ｈの溶体化処理を行い、引続き水冷処理を行って、ＦＣＣ結晶構造を有するオーステナイトの単相組織を得た。
　次いで、水冷処理を行った板材の一部を用いて冷間圧延し、厚さがそれぞれ、９．８ｍｍ、８．４ｍｍ、および７ｍｍの３種類の板材に仕上げた。なお、合金１０については、９．８ｍｍの厚さおよび７ｍｍの厚さの板材を作製しなかった。
　次に、上記の厚さがそれぞれ、９．８ｍｍ、８．４ｍｍ、および７ｍｍの３種類の冷間圧延材の厚さ方向における中央部から、縦横それぞれ２０ｍｍ、厚み２ｍｍの試験片を切り出した。そして、１０％過塩素酸－酢酸溶液を電解液とし、１０℃にて試験片表面を電解研磨し、電解研磨後の試験片を用いて転位密度を測定した。
　なお、転位密度の測定は、非特許文献１で中島らが提案する非特許文献２に記載されたＷｉｌｌｉａｍｓｏｎ－Ｈａｌｌ法に基づいた評価法を用いて行った。
　具体的には、Ｘ線回折プロファイルの測定には、陰極管にＣｏ管球を用い、プロファイルはθ－２θ回折法を用いて、２θで４０°から１３０°の範囲で測定を行った。そして、ＦＣＣ結晶構造の｛１１１｝面、｛２２０｝面、および｛３１１｝面の各回折について、非特許文献３に記載されたＲｉｅｔｖｅｌｄ法を用いてフィッテングして得られた半価幅を用いて、ひずみεを求めた。さらに、上記のひずみεとバーガースベクトルｂとで表される
ρ＝１４．４ε2／ｂ2
の式を計算して、単位がｍ-2での転位密度ρを求めた。
　なお、測定装置由来のプロファイル計測には、それぞれの合金で、転位密度が非常に少ないと考えられる１１００℃溶体化水冷材を用いた。また、上記のバーガースベクトルｂの値には０．２５４５×１０-9ｍを用いた。
　さらに、上記のようにして得た厚さがそれぞれ、９．８ｍｍ、８．４ｍｍ、および７ｍｍの３種類の冷間圧延材から試験片を切り出し、引張特性と靱性（耐衝撃特性）を調査した。
　引張特性の調査では、各冷間圧延材から、平行部の直径が４ｍｍで標点間距離が３４ｍｍの丸棒引張試験片を２本ずつ採取した。具体的には、各冷間圧延材について、平行部が上記Ｌ方向に対して平行となる試験片と、平行部が上記Ｌ方向に対して直角となる試験片とを採取した。これら２本の試験片に対して室温で引張試験して、降伏強度（０．２％耐力）を求めた。表２に示す降伏強度は、２本の試験片の降伏強度の平均値である。試験時の引張速度は、４．９×１０-4／ｓのひずみ速度に対応する１．０ｍｍ／ｍｉｎとした。引張特性の調査では、２本の試験片の０．２％耐力の平均値が９６５ＭＰａ以上となった場合に、強度が十分に高いと判断した。本実施例では、９６５ＭＰaを降伏強度の目標とした。
　靱性の調査では、各冷間圧延材から、幅５ｍｍのＶノッチ付きサブサイズシャルピー衝撃試験片を２本ずつ採取した。具体的には、各冷間圧延材について、長手方向が上記Ｌ方向に対して平行となる試験片と、長手方向が上記Ｌ方向に対して直角となる試験片とを採取した。これら２本の試験片に対して、油井管の使用環境として考えうる－１０℃においてシャルピー衝撃試験を行った。そして、吸収エネルギーをノッチ部の原断面積で除した値（以下、「衝撃値」という。）を求めた。表２に示す衝撃値は、２本の試験片の衝撃値の平均値である。靱性の調査では、２本の試験片の衝撃値の平均値が６３Ｊ／ｃｍ2を超える場合に、耐衝撃特性が十分に高いと判断した。本実施例では、６３Ｊ／ｃｍ2を衝撃値の目標とした。
　さらに、上述の厚さがそれぞれ、９．８ｍｍ、８．４ｍｍ、および７ｍｍの３種類の冷間圧延材から、試験片を切り出し、耐食性を調査した。
　耐食性の調査では、各冷間圧延材から、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１９８で規定された低ひずみ速度引張試験法に準拠して、平行部の直径が３．８１ｍｍで長さが２５．４ｍｍの低ひずみ速度引張試験片を採取した。具体的には、各冷間圧延材から、平行部が上記Ｌ方向に対して平行となるように試験片を採取した。そして、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１９８に則った低ひずみ速度引張試験を行って、耐食性を評価した。
　上記の低ひずみ速度引張試験における試験環境は、大気中および過酷油井環境を模擬した環境（Ｈ2Ｓ分圧：０．６８９ＭＰａ（１００ｐｓｉ）、２５％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ3ＣＯＯＨ、ｐＨ：２．８、温度：２０４℃）の２条件とした。いずれの環境においても、引張試験でのひずみ速度は４．０×１０-6／ｓとした。
　なお、耐食性の調査では、具体的には、各冷間圧延材から４本の低ひずみ速度引張試験片を採取した。上記４本の試験片のうち１本の試験片については、大気中での引張試験によって破断延性および破断絞りの値を求めた（以下、「破断延性の基準値」および「破断絞りの基準値」という。）。他の３本の試験片については、過酷油井環境を模擬した環境での引張試験によって破断延性および破断絞りの値を求めた（以下、「破断延性の比較値」および「破断絞りの比較値」という。）。すなわち、本実施例では、各冷間圧延材について、破断延性の基準値を１つ、破断延性の比較値を３つ、破断絞りの基準値を１つ、破断絞りの比較値を３つ求めた。
　そして、各冷間圧延材について、破断延性の基準値と破断延性の３つの比較値との差をそれぞれ求めた（以下、それぞれの差を「破断延性の差」という。）。同様に、破断絞りの基準値と破断絞りの３つの比較値との差をそれぞれ求めた（以下、それぞれの差を「破断絞りの差」という。）。この調査では、「破断延性の差」の全てを「破断延性の基準値」の２０％以下とし、かつ「破断絞りの差」の全てを「破断絞りの基準値」の２０％以下とすることを、耐食性の目標とした。そして、上記目標をクリアできた場合を、耐食性が良好であると判断した。
　表２に、上記の各調査結果を示す。各合金材について、符号１～３はそれぞれ、厚さ９．８ｍｍ、８．４ｍｍおよび７ｍｍの冷間圧延材の調査結果であることを示す。「耐食性」欄における「○」は、上記耐食性の目標をクリアしたことを示し、「×」は、耐食性の目標をクリアできなかったことを示す。
　また、表２の結果を纏めて、図１に、ＲＥＭの含有量と転位密度の変化によって、降伏強度および靱性が変化する様子を示す。但し、合金１～５および８～１３については、ＲＥＭ以外の少なくとも１種の元素の含有量が本発明の範囲外であるため、また、合金６については、熱間加工性自体が劣って靱性などの評価を行わなかったため、図１においては、これらの合金の結果については除外している。なお、図中の直線は、
ρ＝２．７×１０16－２．６７×１０17×［ＲＥＭ（％）］
を表す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２から、本発明で規定する条件を満たす合金材は、熱間加工性および－１０℃での靱性（耐衝撃特性）に優れることが明らかである。さらに、本発明で規定する条件を満たす合金材は、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上の高強度であっても、耐食性（特に、温度が２００℃を超えるような高温で、しかも、硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性）に優れることが明らかである。
　本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、熱間加工性および靱性（耐衝撃特性）に優れるとともに、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上の高強度であっても、耐食性（特に、温度が２００℃を超えるような高温で、しかも、硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性）にも優れる。このため、本発明のＮｉ－Ｃｒ合金材は、高強度の油井用継目無管の素材として好適である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１％以上で１．０％未満、Ｃｕ：０．０１％以上で１．０％未満、Ｎｉ：４８％以上で５５％未満、Ｃｒ：２２～２８％、Ｍｏ：５．６％以上で７．０％未満、Ｎ：０．０４～０．１６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３～０．２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．０７４％、Ｗ：０％以上で８．０％未満、およびＣｏ：０～２．０％と、
    ＣａおよびＭｇの１種以上：合計で０．０００３～０．０１％と、
    Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶの１種以上：合計で０～０．５％と、
    残部がＦｅおよび不純物とからなり、
    不純物中のＣ、Ｐ、Ｓ、およびＯが、Ｃ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１％以下、およびＯ：０．０１％以下である化学組成を有し、
    さらに、転位密度が下記の式を満たす、Ｎｉ－Ｃｒ合金材。
    　７．０×１０15≦ρ≦２．７×１０16－２．６７×１０17×［ＲＥＭ（％）］
    上記の式において、ρは、単位がｍ-2での転位密度、［ＲＥＭ（％）］は、質量％でのＲＥＭの含有量を意味する。
  2. 　質量％で、Ｗを０．１％以上で８．０％未満含有する、請求項１に記載のＮｉ－Ｃｒ合金材。
  3. 　質量％で、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、およびＶの１種以上を合計で０．０１～０．５％含有する、請求項１または２に記載のＮｉ－Ｃｒ合金材。
  4. 　質量％で、Ｃｏを０．０１～２．０％含有する、請求項１から３までのいずれかに記載のＮｉ－Ｃｒ合金材。
  5. 　請求項１から４までのいずれかに記載のＮｉ－Ｃｒ合金材からなる、油井用継目無管。
PCT/JP2014/079868 2013-11-12 2014-11-11 Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管 WO2015072458A1 (ja)

Priority Applications (8)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201480062058.7A CN105723009B (zh) 2013-11-12 2014-11-11 Ni‑Cr合金材料以及使用其的油井用无缝管
EP14862365.5A EP3070184B1 (en) 2013-11-12 2014-11-11 Ni-Cr ALLOY MATERIAL AND OIL WELL SEAMLESS PIPE USING SAME
CA2929734A CA2929734C (en) 2013-11-12 2014-11-11 Ni-cr alloy material and seamless oil country tubular goods using the same
US15/033,930 US10557574B2 (en) 2013-11-12 2014-11-11 Ni—Cr alloy material and seamless oil country tubular goods using the same
ES14862365.5T ES2686974T3 (es) 2013-11-12 2014-11-11 Material de aleación de Ni-Cr y productos tubulares sin soldadura para pozos de petróleo que lo utilizan
RU2016122870A RU2630131C1 (ru) 2013-11-12 2014-11-11 МАТЕРИАЛ СПЛАВА Ni-Cr И ИЗГОТОВЛЕННЫЕ ИЗ НЕГО БЕСШОВНЫЕ НЕФТЕПРОМЫСЛОВЫЕ ТРУБНЫЕ ИЗДЕЛИЯ
JP2015547759A JP5979320B2 (ja) 2013-11-12 2014-11-11 Ｎｉ−Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管
KR1020167014629A KR101809393B1 (ko) 2013-11-12 2014-11-11 Ni-Cr 합금재 및 그것을 이용한 유정용 이음매 없는 관

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-234035 2013-11-12
JP2013234035 2013-11-12

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015072458A1 true WO2015072458A1 (ja) 2015-05-21

Family

ID=53057392

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2014/079868 WO2015072458A1 (ja) 2013-11-12 2014-11-11 Ｎｉ－Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10557574B2 (ja)
EP (1) EP3070184B1 (ja)
JP (1) JP5979320B2 (ja)
KR (1) KR101809393B1 (ja)
CN (1) CN105723009B (ja)
CA (1) CA2929734C (ja)
ES (1) ES2686974T3 (ja)
RU (1) RU2630131C1 (ja)
WO (1) WO2015072458A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPWO2021070735A1 (ja) * 2019-10-10 2021-04-15
JP2021525310A (ja) * 2018-05-23 2021-09-24 エービー サンドビック マテリアルズ テクノロジー 新しいオーステナイト合金
EP3744865A4 (en) * 2018-01-26 2021-12-01 Nippon Steel Corporation CR-NI ALLOY AND SEAMLESS CR-NI ALLOY STEEL PIPE
WO2023132339A1 (ja) 2022-01-06 2023-07-13 日本製鉄株式会社 Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106756246B (zh) * 2016-10-31 2019-04-19 重庆材料研究院有限公司 一种核场废液处理用耐腐蚀合金材料及其制备方法
CN108825885A (zh) * 2018-06-22 2018-11-16 苏州斯洁科电子有限公司 一种五金件用耐磨防腐复合套管
DE102020116858A1 (de) * 2019-07-05 2021-01-07 Vdm Metals International Gmbh Nickel-Basislegierung für Pulver und Verfahren zur Herstellung eines Pulvers
CN110923512B (zh) * 2019-12-04 2020-12-04 上海江竑环保科技有限公司 一种抗高温腐蚀的合金机芯、生产工艺及电磁加热回转窑
CN115023509A (zh) * 2020-01-31 2022-09-06 日本制铁株式会社 合金材料加热用抗氧化剂和使用了其的合金材料的加热方法
KR20230024248A (ko) 2020-03-09 2023-02-20 에이티아이 인코포레이티드 내부식성 니켈계 합금
JP6839316B1 (ja) * 2020-04-03 2021-03-03 日本冶金工業株式会社 Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ−Ｎｂ系合金
JP2021183719A (ja) * 2020-05-22 2021-12-02 日本製鉄株式会社 Ｎｉ基合金管および溶接継手
CN111926216A (zh) * 2020-07-13 2020-11-13 燕山大学 一种汽车蒙皮用耐腐蚀层的合金化粉末及激光合金化方法
CN113073234B (zh) * 2021-03-23 2022-05-24 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 镍铬系高电阻电热合金及其制备方法
CN113337746B (zh) * 2021-05-31 2022-03-15 上海大学 一种碳化物增强高熵合金复合材料的制备方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57203736A (en) * 1981-06-10 1982-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd Alloy of high stress corrosion cracking resistance for high-strength oil well pipe
JPS57203735A (en) 1981-06-10 1982-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd Alloy of high stress corrosion cracking resistance for high-strength oil well pipe
JPS57207149A (en) 1981-06-17 1982-12-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Precipitation hardening type alloy for high strength oil well pipe with superior stress corrosion cracking resistance
JPS586928A (ja) * 1981-07-03 1983-01-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐応力腐食割れ性に優れた高強度油井管の製造法
JPS58210155A (ja) 1982-05-31 1983-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた油井管用高強度合金
JPS63274743A (ja) 1987-04-30 1988-11-11 Nippon Steel Corp 硫化水素の存在する環境で高い割れ抵抗を有するオ−ステナイト合金
JPH01262048A (ja) 1988-04-14 1989-10-18 Nippon Steel Corp 熱間加工性が優れ、偏析を軽減した高耐食性高合金の製造方法
JPH11302801A (ja) 1998-04-24 1999-11-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐応力腐食割れ性に優れた高Ｃｒ−高Ｎｉ合金
JP2005509751A (ja) 2001-11-22 2005-04-14 サンドビック　アクティエボラーグ 超オーステナイトステンレス鋼
WO2006003954A1 (ja) * 2004-06-30 2006-01-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Ｎｉ基合金素管及びその製造方法
JP2009084668A (ja) 2007-10-03 2009-04-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度Ｃｒ−Ｎｉ合金材およびそれを用いた油井用継目無管

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4400211A (en) 1981-06-10 1983-08-23 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Alloy for making high strength deep well casing and tubing having improved resistance to stress-corrosion cracking
US4400210A (en) 1981-06-10 1983-08-23 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Alloy for making high strength deep well casing and tubing having improved resistance to stress-corrosion cracking
US4421571A (en) * 1981-07-03 1983-12-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Process for making high strength deep well casing and tubing having improved resistance to stress-corrosion cracking
US4652315A (en) 1983-06-20 1987-03-24 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Precipitation-hardening nickel-base alloy and method of producing same
RU2125110C1 (ru) 1996-12-17 1999-01-20 Байдуганов Александр Меркурьевич Жаропрочный сплав
RU2124065C1 (ru) * 1997-11-25 1998-12-27 Государственный научный центр РФ Всероссийский научно-исследовательский институт неорганических материалов им.акад.А.А.Бочвара Аустенитный железохромоникелевый сплав для пружинных элементов атомных реакторов
CN1974816A (zh) * 2006-12-08 2007-06-06 杭正奎 耐高温镍铬合金及其制造方法
JP5176561B2 (ja) 2007-07-02 2013-04-03 新日鐵住金株式会社 高合金管の製造方法
JP4310664B1 (ja) 2008-01-25 2009-08-12 住友金属工業株式会社 溶接材料および溶接継手構造体
KR101259687B1 (ko) * 2008-05-16 2013-05-02 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 Ｎｉ-Ｃｒ 합금관
DE102008051014A1 (de) * 2008-10-13 2010-04-22 Schmidt + Clemens Gmbh + Co. Kg Nickel-Chrom-Legierung
JP4462452B1 (ja) 2008-12-18 2010-05-12 住友金属工業株式会社 高合金管の製造方法

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57203736A (en) * 1981-06-10 1982-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd Alloy of high stress corrosion cracking resistance for high-strength oil well pipe
JPS57203735A (en) 1981-06-10 1982-12-14 Sumitomo Metal Ind Ltd Alloy of high stress corrosion cracking resistance for high-strength oil well pipe
JPS57207149A (en) 1981-06-17 1982-12-18 Sumitomo Metal Ind Ltd Precipitation hardening type alloy for high strength oil well pipe with superior stress corrosion cracking resistance
JPS586928A (ja) * 1981-07-03 1983-01-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐応力腐食割れ性に優れた高強度油井管の製造法
JPS58210155A (ja) 1982-05-31 1983-12-07 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性の優れた油井管用高強度合金
JPS63274743A (ja) 1987-04-30 1988-11-11 Nippon Steel Corp 硫化水素の存在する環境で高い割れ抵抗を有するオ−ステナイト合金
JPH01262048A (ja) 1988-04-14 1989-10-18 Nippon Steel Corp 熱間加工性が優れ、偏析を軽減した高耐食性高合金の製造方法
JPH11302801A (ja) 1998-04-24 1999-11-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐応力腐食割れ性に優れた高Ｃｒ−高Ｎｉ合金
JP2005509751A (ja) 2001-11-22 2005-04-14 サンドビック　アクティエボラーグ 超オーステナイトステンレス鋼
WO2006003954A1 (ja) * 2004-06-30 2006-01-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Ｎｉ基合金素管及びその製造方法
JP2009084668A (ja) 2007-10-03 2009-04-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度Ｃｒ−Ｎｉ合金材およびそれを用いた油井用継目無管

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
G. K. WILLIAMSON; W. H. HALL, ACTA METALL., vol. 1, 1953, pages 22
H. M. RIETVELD, J. APPL. CRYST., vol. 2, 1969, pages 65
KOICHI NAKASHIMA ET AL., CAMP-ISIJ, vol. 17, 2004, pages 396
See also references of EP3070184A4

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3744865A4 (en) * 2018-01-26 2021-12-01 Nippon Steel Corporation CR-NI ALLOY AND SEAMLESS CR-NI ALLOY STEEL PIPE
JP2021525310A (ja) * 2018-05-23 2021-09-24 エービー サンドビック マテリアルズ テクノロジー 新しいオーステナイト合金
JPWO2021070735A1 (ja) * 2019-10-10 2021-04-15
JP7307370B2 (ja) 2019-10-10 2023-07-12 日本製鉄株式会社 合金材および油井用継目無管
WO2023132339A1 (ja) 2022-01-06 2023-07-13 日本製鉄株式会社 Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材

Also Published As

Publication number Publication date
EP3070184A1 (en) 2016-09-21
JPWO2015072458A1 (ja) 2017-03-16
US10557574B2 (en) 2020-02-11
EP3070184B1 (en) 2018-06-13
US20160265694A1 (en) 2016-09-15
RU2630131C1 (ru) 2017-09-05
KR101809393B1 (ko) 2017-12-14
CA2929734A1 (en) 2015-05-21
JP5979320B2 (ja) 2016-08-24
KR20160082534A (ko) 2016-07-08
CN105723009A (zh) 2016-06-29
CN105723009B (zh) 2017-08-18
CA2929734C (en) 2017-12-12
ES2686974T3 (es) 2018-10-23
EP3070184A4 (en) 2017-06-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5979320B2 (ja) Ｎｉ−Ｃｒ合金材およびそれを用いた油井用継目無管
JP5211841B2 (ja) 二相ステンレス鋼管の製造方法
EP2824198B1 (en) Method for producing seamless steel pipe having high-strength and excellent sulfide stress cracking resistance
JP5880788B2 (ja) 高強度油井用鋼材および油井管
JP5124857B2 (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼
WO2010082395A1 (ja) 二相ステンレス鋼管の製造方法
JP5176561B2 (ja) 高合金管の製造方法
JP4288528B2 (ja) 高強度Ｃｒ−Ｎｉ合金材およびそれを用いた油井用継目無管
WO2011136175A1 (ja) 高強度油井用ステンレス鋼及び高強度油井用ステンレス鋼管
WO2010113843A1 (ja) 高強度Ｃｒ－Ｎｉ合金継目無管の製造方法
EP2684974B1 (en) Duplex stainless steel
JP6904437B2 (ja) Ｃｒ−Ｎｉ合金及びＣｒ−Ｎｉ合金からなる継目無鋼管
JP4462454B1 (ja) 二相ステンレス鋼管の製造方法
CN114502757B (zh) 合金材料和油井用无缝管
EP2843068B1 (en) A METHOD OF MAKING A Cr-CONTAINING STEEL PIPE FOR LINEPIPE EXCELLENT IN INTERGRANULAR STRESS CORROSION CRACKING RESISTANCE OF WELDED HEAT AFFECTED ZONE
JP6197591B2 (ja) マルテンサイト系Ｃｒ含有鋼材
JP2017020086A (ja) マルテンサイト鋼材
JP6303878B2 (ja) マルテンサイト系Ｃｒ含有鋼材
JP2017075343A (ja) マルテンサイト鋼材

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 14862365

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2015547759

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15033930

Country of ref document: US

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2929734

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167014629

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2014862365

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2014862365

Country of ref document: EP

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2016122870

Country of ref document: RU

Kind code of ref document: A