井下部件用棒钢和井下部件

摘要

提供一种耐SCC性和耐SSC性优异的井下部件用棒钢。本实施方式的井下部件用马氏体类不锈钢棒钢材料具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Cu：0.10～2.50％、Cr：10～14％、Ni：1.5～7.0％、Mo：0.2～3.0％、Ti：0.05～0.3％、V：0.01～0.10％、Nb：0.1％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.05％以下，余量由Fe和杂质组成，满足式(1)和式(2)。[Mo]‑4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.30(1)[中心位置析出物中的总Mo量]‑[R/2位置析出物中的总Mo量]≤0.03(2)。

说明书

技术领域

本发明涉及一种棒钢和井下部件，更具体涉及一种在油井、气井中与油井管一起使用的井下部件用途的井下部件用棒钢以及井下部件。

背景技术

为了从油井、气井(以下将油井和气井总称为“油井”)中采集石油、天然气等生产流体，在上述油井环境中要用到油井管和井下部件。

图1是油井环境下使用的油井管和井下部件的一个例子的示意图。油井管有例如套管、油管等。图1中，套管1内设置了2根油管2。每根油管2的末端通过封隔器3、捕球器4和防磨接头5等固定在套管1中。井下部件就是例如这些封隔器3、捕球器4、防磨接头5等，作为套管1或油管2的附件使用。

大部分井下部件不像油井管那样相对于管轴(管的中心轴)呈对称形状(点对称形状)。为此，井下部件通常以实心的圆棒(井下部件用棒钢)作为坯料。通过切割或挖空圆棒的一部分来制作出规定形状的井下部件。井下部件用棒钢的尺寸是由井下部件的尺寸决定的，例如井下部件用棒钢的直径可以是152.4～215.9mm，井下部件用棒钢的长度例如是3000～6000mm。

如上所述，井下部件与油井管一样是在油井环境下使用的。生产流体含有硫化氢气体和二氧化碳等腐蚀性气体。因此，井下部件也和油井管一样，需要具备优异的耐应力腐蚀裂纹性(以下称为耐SCC性。SCC：Stress Corrosion Cracking)和优异的耐硫化物应力裂纹性(以下称为耐SSC性。SSC：Sulfide Stress Cracking)。

将Cr含量为13％左右的马氏体类不锈钢(以下称为13Cr钢)用于油井管时，可获得优异的耐SCC性和耐SSC性。但是，如果将13Cr钢用于井下部件，则与用于油井管的情况相比，会出现耐SCC性、耐SSC性下降的情况。

因此，作为井下部件用圆棒，通常采用以Alloy718(商标)为代表的Ni基合金。但是，采用Ni基合金制造井下部件时，生产成本增大。因此，人们对采用比Ni基合金成本低的不锈钢制作井下部件进行了研究。

日本专利第3743226号(专利文献1)提出了一种耐硫化物应力腐蚀裂纹性优异的井下部件用马氏体类不锈钢。专利文献1公开的马氏体类不锈钢的特征在于，以质量％计，含有C：0.02％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Cr：10～14％、Mo：0.2～3.0％、Ni：1.5～7％、N：0.02％以下，余量由Fe和不可避免的杂质组成，根据Mo的量以满足式：4Sb/Sa+12Mo≥25(Sb：锻造和/或初轧前的截面积，Sa：锻造和/或初轧后的截面积，Mo：Mo含量的质量％)的方式进行锻造和/或初轧。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第3743226号

发明内容

发明要解决的问题

专利文献1提出的井下部件用马氏体不锈钢也只能得到一定程度的耐SSC性。另一方面，人们仍在谋求与专利文献1采用不同方案的、具有良好的耐SCC性和耐SSC性的井下部件用棒钢。

本发明的目的在于提供一种耐SCC性和耐SSC性优异的井下部件用棒钢。

用于解决问题的方案

本实施方式的井下部件用棒钢具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Cu：0.10～2.50％、Cr：10～14％、Ni：1.5～7.0％、Mo：0.2～3.0％、Ti：0.05～0.3％、V：0.01～0.10％、Nb：0.1％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.05％以下、B：0～0.005％、Ca：0～0.008％、和Co：0～0.5％，余量由Fe和杂质组成。将井下部件用棒钢的上述化学组成的Mo含量定义为[Mo量](质量％)，将与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中井下部件用棒钢的表面到井下部件用棒钢的中心之间二等分位置上的析出物中的Mo含量定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)时，满足式(1)。进而，将与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面的中心位置上的析出物中的Mo含量定义为[中心位置析出物中的总Mo量](质量％)时，满足式(2)。

[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.30(1)

[中心位置析出物中的总Mo量]-[R/2位置析出物中的总Mo量]≤0.03(2)

发明的效果

本实施方式的井下部件用棒钢具有优异的耐SCC性和耐SSC性。

附图说明

图1是油井环境下使用的油井管和井下部件的一个例子的示意图。

图2是井下部件用棒钢的化学组成中的Mo含量、井下部件用棒钢的R/2位置上的析出物(拉夫斯相等金属间化合物)中的Mo含量([R/2位置析出物中的总Mo量])与耐腐蚀性(耐SCC性和耐SSC性)之间的关系的示意图。

具体实施方式

本发明人等对井下部件用棒钢的耐SCC性和耐SSC性进行了调查分析。其结果是本发明人得到了以下发现。

油井用不锈钢材料的制造过程中，为了调节强度，会进行淬火和回火。井下部件并不是用空心的钢管，而是用实心的棒钢制造的。对实心的棒钢进行回火时，与空心的钢管相比，回火时间必须设置得更长。其理由如下。

在与棒钢的轴向(长度方向)垂直的截面的中心部，由于制钢时的偏析等，容易形成与其它位置不同的组织。实际的井下部件大多在制造时会将棒钢的中心部挖空。但是，由于井下部件的不同，也存在未将棒钢的中心部挖空而使用的产品。在残留有棒钢中心部的情况下，中心部的组织会对井下部件的性能产生很大影响。因此，与井下部件长度方向垂直的截面的中心部的组织，优选与中心部周围的组织均一。因此，为了使与棒钢长度方向垂直的截面从表面到中心部形成尽可能均一的组织，与钢管相比，要加长回火时间。

但是，对于不锈钢制成的棒钢，一旦回火时间加长，会析出包括拉夫斯相(LAVES相)等金属间化合物(以下简称“拉夫斯相”)在内的各种析出物。拉夫斯相含有能提高耐腐蚀性的元素Mo。因此，如果生成了拉夫斯相，母材中的固溶Mo量就会下降。而如果母材中的固溶Mo量下降，井下部件的耐SCC性、耐SSC性就会下降。因此，如果能抑制拉夫斯相的析出，就能抑制母材中固溶Mo量的下降，提高耐SCC性和耐SSC性。

为了抑制拉夫斯相的析出，可以考虑提高奥氏体形成元素N含量的方法。但是如此一来，固溶N会导致钢材的强度增大。因此，就需要更长的回火时间。而回火时间加长，就会出现上述的情况，拉夫斯相的析出量增加。为此，本发明人等研究了能否在进行长时间回火的情况下也可以抑制拉夫斯相的生成，从而得到耐SCC性和耐SSC性优异的井下部件用棒钢。其结果是本发明人等得到了以下发现。

[通过含有Cu来减少拉夫斯相]

本实施方式中，对于含有C：0.020％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Cr：10～14％、Ni：1.5～7.0％、Mo：0.2～3.0％、Ti：0.05～0.3％、V：0.01～0.10％、Nb：0.1％以下、Al：0.001～0.1％、和N：0.05％以下的井下部件用棒钢，不仅增加N含量，还含有0.10～2.50质量％与N同属于奥氏体形成元素的Cu。此时，上述化学组成的不锈钢棒钢中，通过含有Cu而降低了拉夫斯相的析出量。进而，Cu不会像固溶N那样提高钢材的强度，因此可抑制回火时间。Cu含量在0.10～2.50％时，可充分获得这些效果。

[为获得充分的耐SCC性和耐SSC性所需要的固溶Mo量]

将井下部件用棒钢化学组成中的Mo含量定义为[Mo量](质量％)，将与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中井下部件用棒钢的表面到井下部件用棒钢的中心之间二等分位置(以下称为R/2位置)上的析出物中的Mo含量定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)。在此，析出物中的Mo含量是指，以R/2位置上显微组织的析出物的总质量为100％(质量％)时，析出物中Mo的总含量(质量％)。此时，具有上述化学组成的井下部件用棒钢还满足式(1)。

[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.3(1)

图2是井下部件用棒钢化学组成中的Mo含量([Mo量])、R/2位置上的析出物中Mo含量([R/2位置析出物中的总Mo量])与耐腐蚀性(耐SCC性和耐SSC性)之间的关系的示意图。图2是由后述的实施例得到的。

如图2所示，图中的“◆”记号表示，在耐SCC性评价试验和耐SSC性评价试验中，SCC和SSC均未被观察到(即，耐SCC性和耐SSC性优)。图中的“□”记号表示，在耐SCC性评价试验和耐SSC性评价试验中，观察到了SCC和SSC中的任意一者(即，耐SCC性或耐SSC性低)。

如图2所示，棒钢的化学组成中的Mo含量([Mo量])在边界线([Mo量]＝4×[R/2位置析出物中的总Mo量]+1.3)以上，即满足式(1)时，可确保母材中有充分的固溶Mo量，得到优异的耐SCC性和耐SSC性。

[通过使显微组织均一化来抑制在中心部生成粗大的拉夫斯相]

如上所述，与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中，中心部的显微组织优选与其它区域的显微组织之间尽可能均一。以下，针对这一点进行说明。

注意井下部件用棒钢的Mo偏析。与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中，中心部相当于最终凝固位置。在最终凝固位置，与其它区域相比，Cr和Mo较多偏析。进而，中心部与其它区域相比，热加工中的加工度容易偏小。因此，中心部的组织与其它区域相比，更易形成粗颗粒。拉夫斯相在晶界上析出。因此，如果组织是粗颗粒，则拉夫斯相容易粗大化。如果大量析出粗大的拉夫斯相，不仅母材中的固溶Mo量会降低，而且会以粗大的拉夫斯相为起点发生点蚀，其结果是产生SCC和/或SSC。如果对于Mo容易偏析的中心部显微组织的晶粒，也使其实现与中心部以外的其它区域同等程度的微细化，从而抑制拉夫斯相的粗大化，中心部的显微组织就会与中心部以外的其它区域的显微组织均一，中心部的固溶Mo量就会与中心部以外的其它区域的固溶Mo量达到同等水平。此时，井下部件用棒钢整体可获得优异的耐SCC性和耐SSC性。

将与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面的中心位置上的析出物中的Mo含量定义为[中心位置析出物中的总Mo量](质量％)。在此，析出物中的Mo含量是指，以中心位置的显微组织的析出物的总质量为100％(质量％)时，析出物中的Mo的总含量(质量％)。此时，本实施方式的井下部件用棒钢具有上述化学组成，并且，以满足式(1)为前提，还满足式(2)。

[R/2位置析出物中的总Mo量]-[中心位置析出物中的总Mo量]≤0.03(2)

本实施方式的井下部件用棒钢通过满足上述化学组成，并且满足式(1)和式(2)，在中心位置和R/2位置具有优异的耐SCC性和耐SSC性。

[上述井下部件制造方法的示例]

对于上述井下部件用棒钢，例如可以通过下述制造方法进行制造。对具有上述化学组成的坯料实施热加工工序，其后实施包含淬火和回火的调质热处理工序。

热加工中，实施自由锻造时，锻造成形比为4.0以上，实施旋转锻造或热轧时，锻造成形比为6.0以上。在此，锻造成形比由式(A)定义。

锻造成形比＝热加工实施前的坯料的截面积(mm²)/热加工结束后的坯料的截面积(mm²)(A)

进而，热加工后的调质热处理工序中，淬火后的回火中，Larson-Miller(拉森米勒)参数LMP为16000～18000。Larson-Miller参数LMP由式(B)定义。

LMP＝(T+273)×(20+log(t))(B)

基于以上发现完成的本实施方式的井下部件用棒钢具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.020％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.01％以下、Cu：0.10～2.50％、Cr：10～14％、Ni：1.5～7.0％、Mo：0.2～3.0％、Ti：0.05～0.3％、V：0.01～0.10％、Nb：0.1％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.05％以下、B：0～0.005％、Ca：0～0.008％、和Co：0～0.5％，余量由Fe和杂质组成。将井下部件用棒钢化学组成中的Mo含量定义为[Mo量](质量％)，将与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中井下部件用棒钢的表面到井下部件用棒钢的中心之间二等分位置上的析出物中的Mo含量定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)时，满足式(1)。进而，将与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面的中心位置上的析出物中的Mo含量定义为[中心位置析出物中的总Mo量](质量％)时，满足式(2)。

[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.30(1)

[中心位置析出物中的总Mo量]-[R/2位置析出物中的总Mo量]≤0.03(2)

上述化学组成还可含有选自由B：0.0001～0.005％和Ca：0.0001～0.008％组成的组中的1种以上来代替一部分Fe。

上述化学组成还可含有Co：0.05～0.5％来代替一部分Fe。

本实施方式的井下部件具有上述的化学组成。将井下部件的化学组成中的Mo含量定义为[Mo量](质量％)，将与井下部件长度方向垂直的截面中井下部件的表面到井下部件的中心之间二等分位置上的析出物中的Mo含量定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)时，满足式(1)。

[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.3(1)

以下详细描述本实施方式的井下部件用棒钢。无特殊说明时，元素所涉及的“％”表示质量％。

[化学组成]

本实施方式的井下部件用棒钢的化学组成含有下述元素。

C：0.020％以下

碳(C)是不可避免含有的。C虽然提高钢的强度，但在回火时生成Cr碳化物。Cr碳化物会降低耐腐蚀性(耐SCC性，耐SSC性)。因此，低C含量是优选的。C含量为0.020％以下。优选的C含量的上限为0.015％，更优选为0.012％，更优选为0.010％。

Si：1.0％以下

硅(Si)是不可避免含有的。Si使钢脱氧。但是，Si含量过高时，热加工性下降。进而，铁素体生成量增加，钢材的强度下降。因此，Si含量为1.0％以下。优选的Si含量为低于1.0％，更优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。Si含量为0.05％以上时，Si作为脱氧剂可尤其有效发挥作用。不过，Si含量即使低于0.05％，Si也可一定程度上使钢脱氧。

Mn：1.0％以下

锰(Mn)是不可避免含有的。Mn使钢脱氧和脱硫，提高热加工性。但是，Mn含量过多时，钢中容易产生偏析，韧性和在高温氯化物水溶液中的耐SCC性下降。进而，Mn是奥氏体形成元素。因此，在钢中含有奥氏体形成元素Ni和Cu的情况下，Mn含量过多时，残留奥氏体增加，钢的强度下降。因此，Mn含量为1.0％以下。优选的Mn含量的下限为0.10％，更优选为0.30％。优选的Mn含量的上限为0.8％，更优选为0.5％。

P：0.03％以下

磷(P)是杂质。P会降低钢的耐SSC性和耐SCC性。因此，P含量为0.03％以下。优选的P含量的上限为0.025％，更优选为0.022％，更优选为0.020％。优选P含量尽可能少。

S：0.01％以下

硫(S)是杂质。S会降低钢的热加工性。S还会与Mn等结合形成夹杂物。所形成的夹杂物会成为SCC、SSC的起点，导致钢的耐腐蚀性下降。因此，S含量为0.01％以下。优选的S含量的上限为0.0050％，更优选为0.0020％，更优选为0.0010％。优选S含量尽可能少。

Cu：0.10～2.50％

铜(Cu)可抑制拉夫斯相的生成。其原因虽不确定，但可认为有如下可能：Cu作为Cu粒子在基质中微细分散。通过分散的Cu粒子的钉扎效应，可抑制拉夫斯相的生成和增长。由此，拉夫斯相的析出量受到抑制，固溶Mo量的下降也被抑制。其结果是棒钢的耐SCC性和耐SSC性提高。Cu含量过低时，无法获得该效果。另一方面，Cu含量过高时，会过度加大Cr和Mo的中心偏析，其结果是导致不满足式(2)。此时，会出现井下部件用棒钢整体无法获得优异的耐SCC性和耐SSC性的情况。Cu含量过高时，钢材的热加工性还下降。因此，Cu含量为0.10～2.50％。Cu含量的优选的下限为0.15％，更优选为0.17％。Cu含量的优选的上限为2.00％，更优选为1.50％，更优选为1.20％。

Cr：10～14％

铬(Cr)可提高钢的耐SCC性和耐SSC性。Cr含量过低时无法获得该效果。另一方面，Cr是铁素体形成元素。因此，Cr含量过多时，钢中生成铁素体，钢的屈服强度下降。因此，Cr含量为10～14％。优选的Cr含量的下限为11％，更优选为11.5％，更优选为11.8％。优选的Cr含量的上限为13.5％，更优选为13.0％，更优选为12.5％。

Ni：1.5～7.0％

镍(Ni)是奥氏体形成元素。因此，可使高温下钢中的奥氏体稳定化，并可增加常温下的马氏体量。由此，Ni可提高钢的强度。Ni还可提高钢的耐腐蚀性(耐SCC性和耐SSC性)。Ni含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，Ni含量过高时，残留奥氏体容易增多，尤其是在工业生产中，难以稳定的获得高强度的井下部件用棒钢。因此，Ni含量为1.5～7.0％。Ni含量的优选的下限为3.0％，更优选为4.0％。Ni含量的优选的上限为6.5％，更优选为6.2％。

Mo：0.2～3.0％

油井中生产流体的生产暂时停止时，油井管内的流体的温度会下降。此时，井下部件的硫化物应力腐蚀裂纹敏感性升高。钼(Mo)可提高耐SSC性。Mo还可在与Cr同时存在的情况下中提高钢的耐SCC性。Mo含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，Mo是铁素体形成元素，因此Mo含量过多时，钢中生成铁素体导致钢的强度下降。因此，Mo含量为0.2～3.0％。优选的Mo含量的下限为1.0％，更优选为1.5％，更优选为1.8％。优选的Mo含量的上限为2.8％，更优选为低于2.8％，更优选为2.7％，更优选为2.6％，更优选为2.5％。

Ti：0.05～0.3％

钛(Ti)可形成碳化物而提高钢的强度和韧性。井下部件用棒钢的直径大时，Ti碳化物还会减少井下部件用棒钢的强度不均。Ti还可固定C从而抑制Cr碳化物的生成，提高耐SCC性。Ti含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，Ti含量过高时，碳化物会变得粗大导致钢的韧性和耐腐蚀性下降。因此，Ti含量为0.05～0.3％。Ti含量的优选的下限为0.06％，更优选为0.08％，更优选为0.10％。Ti含量的优选的上限为0.2％，更优选为0.15％，更优选为0.12％。

V：0.01～0.10％

钒(V)可形成碳化物而提高钢的强度和韧性。V还可固定C从而抑制Cr碳化物的生成，提高耐SCC性。V含量过低时，无法获得这些效果。另一方面，V含量过高时，碳化物会变得粗大导致钢的韧性和耐腐蚀性下降。因此，V含量为0.01～0.10％。V含量的优选的下限为0.03％，更优选为0.05％。V含量的优选的上限为0.08％，更优选为0.07％。

Nb：0.1％以下

铌(Nb)是杂质。Nb虽然具有可形成碳化物而提高钢材强度和韧性的效果，但Nb含量过高时，碳化物会变得粗大导致钢材的韧性和耐腐蚀性下降。因此，Nb含量为0.1％以下。Nb含量的优选的上限为0.05％，更优选为0.02％，更优选为0.01％。

Al：0.001～0.1％

铝(Al)可使钢脱氧。Al含量过低时，无法获得该效果。另一方面，Al含量过高时，钢中的铁素体量增加使得钢的强度下降；还会在钢中生成大量氧化铝类夹杂物，导致钢材的韧性下降。因此，Al含量为0.001～0.1％。Al含量的优选的下限为0.005％，更优选为0.010％，更优选为0.020％。优选的Al含量的上限为0.080％，更优选为0.060％，更优选为0.050％。需要说明的是，本实施方式的棒钢材料中，Al含量是指酸溶Al(sol.Al)的含量。

N：0.05％以下

氮(N)是杂质。N虽然具有可提高钢强度的效果，但N含量过高时，钢的韧性下降，钢材的强度变得过高。此时，为了调整强度需要加长回火时间，容易生成拉夫斯相。一旦生成拉夫斯相，会导致固溶Mo量下降，从而耐SCC性、耐SSC性下降。因此，N含量为0.05％以下。N含量的优选的上限为0.030％，更优选为0.020％，更优选为0.010％。

本实施方式的棒钢的化学组成的余量由Fe和杂质组成。在此，杂质是指，工业上制造井下部件用棒钢时，从作为钢的原料的矿石、废料或制造环境等混入的元素，且在对本实施方式的棒钢不会造成不良影响的范围内允许存在的元素。

[关于任意元素]

本实施方式的棒钢还可含有选自由B和Ca组成的组中的1种以上来代替一部分Fe。这些元素均为任意元素，可抑制热加工中瑕疵和缺陷的产生。

B：0～0.005％

Ca：0～0.008％

硼(B)和钙(Ca)均为任意元素，可含或不含。含有的情况下，B和Ca均可抑制热加工中瑕疵和缺陷的产生。只要含有B和Ca的至少1种以上，就可在一定程度上获得上述效果。另一方面，B含量过高时，晶界上会析出Cr的碳硼化物，导致钢的韧性下降。另外，Ca含量过高时，钢中的夹杂物增加，钢的韧性和耐腐蚀性下降。因此，B含量为0～0.005％，Ca含量为0～0.008％。B含量的优选的下限为0.0001％，优选的上限为0.0002％。Ca含量的优选的下限为0.0005％，优选的上限为0.0020％。

本实施方式的棒钢材料还可含有Co来代替一部分Fe。

Co：0～0.5％

钴(Co)为任意元素，可含或不含。含有的情况下，Co可提高钢的淬硬性，尤其是在工业生产中，可确保稳定的高强度。更具体而言，Co可抑制残留奥氏体，抑制强度不均。只要少量含有Co，就可在一定程度上获得上述效果。但是，Co含量过多时，钢的韧性下降。因此，Co含量为0～0.5％。Co含量的优选的下限为0.05％，更优选为0.07％，更优选为0.10％。Co含量的优选的上限为0.40％，更优选为0.30％，更优选为0.25％。

[关于式(1)]

本实施方式的井下部件用棒钢中，对[Mo量](质量％)和[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)定义如下。

[Mo量]：井下部件用棒钢的化学组成中的Mo含量(质量％)

[R/2位置析出物中的总Mo量]：在与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中，以井下部件用棒钢的表面到中心之间二等分位置(R/2位置)上的显微组织中析出物的总质量为100％时的析出物中的总Mo含量(质量％)

此时，由井下部件用棒钢的化学组成限定的[Mo量]与由R/2位置的显微组织限定的[R/2位置析出物中的总Mo量]满足式(1)。

[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.30(1)

定义F1＝[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]。F1为井下部件用棒钢中的固溶Mo量的指标。R/2位置析出物中的总Mo量表示粗看井下部件用棒钢时被拉夫斯相吸收的Mo量。F1为1.30以上时，存在充分的固溶Mo量。因此，如图2所示，可获得优异的耐SCC性和耐SSC性。F1的优选的下限为1.40，更优选为1.45。

[Mo量]是化学组成中的Mo含量(％)。因此，可通过公知的成分分析法计算得出。具体而言，例如可通过下述方法得出。相对于井下部件用棒钢的长度方向垂直地切断，采集长度20mm的样品。将样品切屑，溶于酸中得到溶液。对溶液实施ICP-OES(电感耦合等离子体发射光谱法，Inductively Coupled Plasma Optical Emission Spectrometry)分析法，进行化学组成的元素分析。需要说明的是，对于化学组成中的C含量和S含量，具体为例如使上述溶液在氧气流中高频加热燃烧，检测产生的二氧化碳、二氧化硫，得出C含量和S含量。

另一方面，[R/2位置析出物中的总Mo量]通过如下方法测量。从与井下部件用棒钢长度方向垂直的任意截面中，采集包含R/2位置的样品(直径9mm×长度70mm)。样品的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，将样品的横截面(直径9mm的圆)的中心作为井下部件用棒钢的R/2位置。用10％AA类电解液(10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇电解液)电解供试材。电解时的电流为20mA/cm²。用200nm的过滤器过滤电解液并测量残渣的质量，得到[R/2位置析出物总质量]。进而，用ICP发射光谱分析法，测得酸解残渣后的溶液中所含的Mo量。根据溶液中的Mo量和[R/2位置析出物总质量]，求出以R/2位置上的析出物总质量为100(质量％)时的析出物中的总Mo含量(质量％)。上述圆棒(直径9mm，长度70mm)的样品是在任意部位的包含R/2位置的区域中采集5个，将由各样品得到的析出物中总Mo含量的平均值定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)。

[关于式(2)]

在与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面的中心位置，将以析出物总质量为100(质量％)时的析出物中的总Mo含量(质量％)定义为[中心位置析出物中的总Mo量](质量％)。此时，本实施方式的井下部件用棒钢具有上述化学组成，并且，以满足式(1)为前提，还满足式(2)。

[中心位置析出物中的总Mo量]-[R/2位置析出物中的总Mo量]≤0.03(2)

定义F2＝[中心位置析出物中的总Mo量]-[R/2位置析出物中的总Mo量]。F2是与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中显微组织的均一性相关的指标。F2为0.03以下时，表示中心位置上的拉夫斯相的析出量与R/2位置上的拉夫斯相的析出量大致相同。这表示中心位置上的显微组织的晶粒度与R/2位置上的显微组织的晶粒度大致相同，并表示在与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面中，显微组织大致均一。因此，表示此时井下部件用棒钢中，无论是在R/2位置还是中心位置均可获得优异的耐SCC性和耐SSC性，在与井下部件用棒钢长度方向垂直的整个截面上，可获得优异的耐SCC性和耐SSC性。F2的优选的上限为0.02，更优选为0.01。

[中心位置析出物中的总Mo量]通过如下方法测量。采集与井下部件用棒钢长度方向垂直的任意截面的包含中心位置在内的样品(直径9mm，长度70mm)。样品的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，将样品的横截面(直径9mm的圆)的中心作为与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面的中心位置。用10％AA类电解液(10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇电解液)电解供试材。电解时的电流为20mA/cm²。用200nm的过滤器过滤电解液并测量残渣的质量，得到[中心位置析出物总质量]。进而，用ICP发射光谱分析法，测得酸解残渣后的溶液中所含的Mo量。根据溶液中的Mo量和[中心位置析出物总质量]，得到以中心位置上的析出物总质量为100(质量％)时的析出物中的总Mo含量(质量％)。样品是在任意部位采集5个，将由各样品得到的析出物中总Mo含量的平均值定义为[中心位置析出物中的总Mo量](质量％)。

本实施方式的井下部件用棒钢具有上述的化学组成，Cu含量为0.10～2.50％。进而，在满足上述化学组成的前提下，满足式(1)和式(2)。因此，可确保母材中有充分的固溶Mo，且在中心部和R/2位置具有均一的组织。其结果是在中心部和R/2位置可获得优异的耐SCC性和耐SSC性。

[制造方法]

本实施方式的井下部件用棒钢例如可通过下述制造方法制造。但本实施方式的井下部件的制造方法并不限于本示例。以下，对本实施方式的井下部件用棒钢制造方法的一个例子进行说明。本制造方法包括通过热加工制造中间材料(条型钢)的工序(热加工工序)，和对中间材料进行淬火和回火来调整强度，制成井下部件用棒钢的工序(调质热处理工序)。以下，对各工序进行说明。

[热加工工序]

准备具有上述化学组成的中间材料。具体而言，制造具有上述化学组成的钢水。用钢水制造坯料。可用连续铸造法制造作为坯料的铸坯。也可用钢水制造作为坯料的铸锭。

对制得的坯料(铸坯或铸锭)进行加热。对加热后的坯料进行热加工，从而制造中间材料。热加工可以是例如自由锻造、旋转锻造和热轧。热轧可以是初轧，也可以是采用具有排成一列的多个轧制机架的连续轧机进行的轧制。

热加工中，采用下式定义锻造成形比。

锻造成形比＝热加工实施前的坯料的截面积(mm²)/热加工结束后的坯料的截面积(mm²)(A)

式(A)中的“热加工实施前的坯料的截面积”是指，在除了坯料轴向上自坯料头端起1000mm的区域(前端部)和坯料轴向上自坯料尾端起1000mm的区域(后端部)以外的坯料部分(坯料主体部分)，相对于坯料长度方向垂直的截面中最小面积的截面积(mm²)。

热加工为自由锻造时，锻造成形比为4.0以上。另外，热加工为旋转锻造或热轧时，锻造成形比为6.0以上。自由锻造的锻造成形比低于4.0、或者旋转锻造或热轧的锻造成形比低于6.0时，热加工的压下难以渗透到与坯料长度方向垂直的截面的中心部。此时，与井下部件用棒钢长度方向垂直的截面的中心位置上的显微组织，与R/2位置上的显微组织相比是粗颗粒，使得F2不满足式(2)。自由锻造的锻造成形比在4.0以上、或者旋转锻造或热轧的锻造成形比在6.0以上时，热加工的压下可充分渗透到坯料中心部。因此，井下部件用棒钢的中心位置上的显微组织的晶粒度与R/2位置上的显微组织的晶粒度几乎相同，F2满足式(2)。自由锻造中优选的锻造成形比FR为4.2，更优选为5.0，更优选为6.0。旋转锻造或热轧中优选的锻造成形比FR为6.2以上，更优选为6.5以上。

[调质热处理工序]

对中间材料进行调质热处理(调质热处理工序)。调质热处理工序包括淬火工序和回火工序。

[淬火工序]

对经热加工工序制得的中间材料进行公知的淬火处理。淬火处理中的淬火温度在Ac₃相变点以上。对于具有上述化学组成的中间材料，淬火温度的优选的下限为800℃，优选的上限为1000℃。

[回火工序]

对淬火工序后的中间材料进行回火。优选的回火温度T为550～650℃。回火温度T下优选的保持时间为4～12小时。

进而，回火工序中的Larson-Miller参数LMP为16000～18000。Larson-Miller参数由式(B)定义。

LMP＝(T+273)×(20+log(t))(B)

式(B)中的T为回火温度(℃)，t为回火温度T下的保持时间(小时)。

Larson-Miller参数LMP过小时，由于回火不充分，钢材中残留有应变。因此，无法得到理想的机械性质。具体而言，强度过高，其结果是耐SCC性和耐SSC性下降。因此，Larson-Miller参数LMP的优选的下限为16000。另一方面，Larson-Miller参数LMP过大时，会过多生成拉夫斯相。其结果是F1不满足式(1)。此时，耐SCC性和耐SSC性降低。因此，Larson-Miller参数LMP的上限为18000。Larson-Miller参数LMP的优选的下限为16500，更优选为17000，更优选为17500。Larson-Miller参数LMP的优选的上限为17970，更优选为17940。

通过以上的制造工序，制造出上述的井下部件用棒钢。

[井下部件]

本实施方式的井下部件采用上述的井下部件用棒钢制得。具体而言，对井下部件用棒钢进行切割加工，制成所需形状的井下部件。

井下部件具有和井下部件用棒钢相同的化学组成。将井下部件的化学组成中的Mo含量定义为[Mo量](质量％)，将与井下部件长度方向垂直的截面中井下部件的表面到井下部件的中心之间二等分位置上的析出物中的Mo含量定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)时，井下部件满足式(1)。

[Mo量]-4×[R/2位置析出物中的总Mo量]≥1.3(1)

具备以上要素的井下部件，在与长度方向垂直的截面中，保证有充分的固溶Mo量，且具有均一的显微组织。因此，在与长度方向垂直的整个截面都具有优异的耐SCC性和耐SSC性。需要说明的是，井下部件中残留有井下部件用棒钢的中心部时，该井下部件不仅满足上述式(1)，还满足式(2)。

实施例

制造具有表1的化学组成的钢水。表1中的“-”表示对应的元素的含量为低于测量极限的值。

[表1]

试验编号1～22中，通过连续铸造法制造铸坯。对铸坯进行表2所示的热加工(自由锻造、旋转锻造和热轧中的某一项)，制得与长度方向垂直的截面为圆形、具有表2所示外径的实心的中间材料(棒钢)。

[表2]

试验编号23～26中，用上述钢水，通过连续铸造法制造铸坯。对铸坯进行初轧制成条型钢后，实施曼内斯曼穿孔轧制，制得具有表2所示外径、在中心部具有通孔的中间材料(无缝钢管)。试验编号23、24、26的壁厚为17.78mm，试验编号25的壁厚为26.24mm。

将制得的中间材料(棒钢，无缝钢管)在表2所示淬火温度(℃)下保持0.5小时后，进行淬火(骤冷)。淬火温度在任意试验编号中均为Ac₃相变点以上。其后，以550～650℃的回火温度、4～12小时的保持时间、表2所示Larson-Miller参数LMP为条件，对中间材料进行回火，制得钢材(作为井下部件用棒钢材料和参考例的无缝钢管)。

对得到的钢材进行如下评价试验。

[各钢材的化学组成和[Mo量]的测量]

对每个试验编号的钢材按如下方法进行成分分析，实施包括[Mo量]在内的化学组成的分析。相对于每个试验编号的钢材的长度方向垂直地切断，采集长度20mm的样品。将样品切屑，溶于酸中得到溶液。对溶液实施ICP-OES(Inductively Coupled Plasma OpticalEmission Spectrometry)，进行化学组成的元素分析。对于化学组成中的C含量和S含量，是使上述溶液在氧气流中高频加热燃烧，检测产生的二氧化碳、二氧化硫，得出C含量和S含量。

[[R/2位置析出物中的总Mo量]和[中心位置析出物中的总Mo量]的测量试验]

在试验编号1～22的与井下部件用棒钢长度方向垂直的任意截面中，采集包含井下部件用棒钢的表面到中心之间二等分位置(R/2位置)在内的样品(直径9mm，长度70mm)。样品的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，样品的横截面(直径9mm的圆)的中心即为井下部件用棒钢的R/2位置。用10％AA类电解液(10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇电解液)电解供试材。电解时的电流为20mA/cm²。用200nm的过滤器过滤电解液并测量残渣的质量，得到[R/2位置析出物总质量]。进而，用ICP发射光谱分析法，测得酸解残渣后的溶液中所含的Mo量。根据溶液中的Mo量和[R/2位置析出物总质量]，求出以R/2位置上的析出物总质量为100(质量％)时的析出物中的总Mo含量(质量％)。样品是在任意部位采集5个，将由各样品得到的析出物中总Mo含量的平均值定义为[R/2位置析出物中的总Mo量](质量％)。

类似地，在试验编号1～22的与井下部件用棒钢长度方向垂直的任意截面中，采集包含井下部件用棒钢的中心位置在内的样品(直径9mm，长度70mm)。样品的横截面(直径9mm的圆)的中心与井下部件用棒钢的中心轴一致。样品是在任意部位采集5个。采用与[R/2位置析出物中的总Mo量]类似的方法，测得溶液中的Mo量和[中心位置析出物总质量]，并得出以中心位置上的析出物的总质量为100(质量％)时的析出物中的总Mo含量(质量％)。将由各样品(总计5个)得到的析出物中总Mo含量的平均值定义为[中心位置析出物中的总Mo量](质量％)。

需要说明的是，作为参考材料，对于试验编号23～26的无缝钢管，以下述方法得到[壁厚/2位置析出物中的总Mo量]。在试验编号23～26的与无缝钢管长度方向垂直的任意截面中，采集包含从无缝钢管外周面起径向上壁厚/2深度的位置(壁厚/2位置)在内的样品(直径9mm，长度70mm)。样品的长度方向与无缝钢管的长度方向平行，样品的横截面(直径9mm的圆)的中心即为无缝钢管的壁厚/2位置。用10％AA类电解液(10％乙酰丙酮-1％四甲基氯化铵-甲醇电解液)电解供试材。电解时的电流为20mA/cm²。用200nm的过滤器过滤电解液并测量残渣的质量，得到[壁厚/2位置析出物总质量]。进而，用ICP发射光谱分析法，测得酸解残渣后的溶液中所含的Mo量。根据溶液中的Mo量和[壁厚/2位置析出物总质量]，得到以壁厚/2位置上的析出物的总质量为100(质量％)时的析出物中的总Mo含量(质量％)。样品是在任意部位采集5个，将由各样品得到的析出物中总Mo含量的平均值定义为[壁厚/2位置析出物中的总Mo量](质量％)。

将试验编号23～26的[壁厚/2位置析出物中的总Mo量]记入表2中的[R/2位置析出物中的总Mo量]一栏。需要说明的是，试验编号23～26的F1通过下式求出。

试验编号23～26的F1＝[Mo量]-4×[壁厚/2位置析出物中的总Mo量]

[拉伸试验]

从试验编号1～22的井下部件用棒钢的R/2位置，采集拉伸试验片。试验编号1～22的拉伸试验片的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，中心轴与井下部件用棒钢的R/2位置一致。另外，从试验编号23～26的无缝钢管的壁厚中央位置，采集拉伸试验片。试验编号23～26的拉伸试验片的长度方向与无缝钢管的长度方向平行，中心轴与无缝钢管的壁厚/2位置一致。各拉伸试验片的平行部分的长度为35.6mm或25.4mm。用拉伸试验片在常温(25℃)、大气中进行拉伸试验，得到屈服强度(MPa，ksi)和拉伸强度(MPa，ksi)。

[耐SSC性评价试验]

从试验编号1～22的井下部件用棒钢的R/2位置和中心位置，并从试验编号23～26的无缝钢管的壁厚/2(壁厚中央位置)，采集圆棒试验片。从试验编号1～22的井下部件用棒钢的R/2位置采集的圆棒试验片的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，中心轴与R/2位置一致。从试验编号1～22的井下部件用棒钢的中心位置采集的圆棒试验片的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，中心轴与井下部件用棒钢的中心位置一致。从试验编号23～26的无缝钢管的壁厚/2位置采集的圆棒试验片的长度方向与无缝钢管的长度方向平行，中心轴与壁厚/2位置一致。各圆棒试验片的平行部分的外径为6.35mm，平行部分的长度为25.4mm。

依照NACE TM0177A法，通过恒定负载试验，对各圆棒试验片的耐SSC性进行评价。使试验浴为饱和有0.05bar(巴)的H₂S气体和0.95bar的CO₂气体、24℃、pH＝4.5的20％氯化钠水溶液。使各个圆棒试验片负载相当于各编号钢材实际屈服应力(AYS)90％的负载应力，在试验浴中浸渍720小时。经过720小时后，用100倍视场的光学显微镜确认各个圆棒试验片是否有破裂。对于无破裂的，判断为其钢的耐SSC性高(表2中显示为“No>

[耐SCC性评价试验]

从试验编号1～22的井下部件用棒钢的R/2位置和中心位置，并从试验编号23～26的无缝钢管的壁厚/2(壁厚中央位置)，采集矩形试验片。从试验编号1～22的井下部件用棒钢的R/2位置采集的矩形试验片的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，中心轴与R/2位置一致。从试验编号1～22的井下部件用棒钢的中心位置采集的矩形试验片的长度方向与井下部件用棒钢的长度方向平行，中心轴与井下部件用棒钢的中心位置一致。从试验编号23～26的无缝钢管的壁厚/2位置采集的矩形试验片的长度方向与无缝钢管的长度方向平行，中心轴与壁厚/2位置一致。各矩形试验片的厚度为2mm，宽度为10mm，长度为75mm。

对于各个试验片，依照ASTM G39，通过4点弯曲，使其负载相当于各试验编号钢材实际屈服应力(AYS)100％的应力。

准备150℃的高压釜，其中加压封入有0.05bar的H₂S和60bar的CO₂。将负载上述应力的各个试验片放入各高压釜。使各高压釜内的各个试验片在pH＝4.5的20％氯化钠水溶液中浸渍720小时。

浸渍720小时后，对于各个试验片，调查是否产生了应力腐蚀裂纹(SCC)。具体而言，对于各试验片中施加了拉伸应力的部分的截面，用100倍视场的光学显微镜进行观察，判断有无裂纹。观察到SCC存在的，判断为耐SCC性低(表2中显示为“No SCC”)。未观察到SCC存在的，判断为耐SCC性高(表2中显示为“SCC”)。

[试验结果]

如表2所示，试验编号1～12的井下部件用钢材的化学组成合适，尤其是Cu含量在0.10～2.50的范围内。进而，F1满足式(1)，F2满足式(2)。其结果是，屈服强度YS为758MPa(110ksi)以上，得到高强度。进而，在具有高强度的同时，在R/2位置和中心位置均未出现SCC和SSC，耐SCC性和耐SSC性优异。

另一方面，试验编号13的C含量、V含量过高，Cu含量、Ti含量过低。进而，回火工序中的Larson-Miller参数LMP过高。因此，F1低于1.30，不满足式(1)。其结果是R/2位置和中心位置均观察到SCC和SSC，耐SSC性和耐SCC性低。

试验编号14的Cu含量、Ti含量过低。因此，F1低于1.30，不满足式(1)。其结果是R/2位置和中心位置均观察到SCC和SSC，耐SSC性和耐SCC性低。

试验编号15～18中，虽然化学组成合适，但回火工序中Larson-Miller参数LMP过高。因此，F1低于1.30，不满足式(1)。其结果是R/2位置和中心位置均观察到SCC和/或SSC，耐SSC性和耐SCC性低。

试验编号19中，Cu含量过高。因此，虽然热加工中的锻造成形比合适，但F2不满足式(2)。其结果是中心位置上观察到SCC和SSC，耐SSC性和耐SCC性低。

试验编号20中，Cu含量过低。因此，虽然热加工中的锻造成形比合适，回火工序中的Larson-Miller参数LMP也合适，但F1不满足式(1)。其结果是R/2位置和中心位置均观察到SCC和SSC，耐SSC性和耐SCC性低。

试验编号21和22中，虽然化学组成合适，但热加工中的锻造成形比过低。因此，F2不满足式(2)。其结果是中心位置上观察到SCC和SSC，耐SSC性和耐SCC性低。

需要说明的是，试验编号23～26中，尽管Cu含量低，但钢材为无缝钢管。因此，F1(＝[Mo量]-4×[壁厚/2位置析出物中的总Mo量])达到1.30以上，耐SSC性和耐SCC性良好。

以上介绍了本发明的实施方式。但上述实施方式仅为用于实施本发明的示例。因此，本发明并不限于上述实施方式，只要在本发明的思想范围内可对上述实施方式进行适当变形来实施。