JP2017031493A - ステンレス鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】１５．５〜１８％のＣｒを含有し、大型及び厚肉であっても優れた靭性を有するステンレス鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】上記製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｍｏ：１．０〜３．５％、Ｃｕ：０．２〜３．５％、Ｎｉ：２．５〜７．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６％以下、Ｏ：０．０１％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材を熱間加工して、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の素管とする工程と、素管を８５０〜１０５０℃から焼入れする工程と、焼入れ後の素管を焼戻しする工程とを備え、焼戻しする工程は、素管を５００〜６５０℃で保持する工程と、保持後の素管を冷却し、素管温度が５００〜４００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とする工程とを含む。【選択図】図１

Description

本発明は、ステンレス鋼管の製造方法に関し、さらに詳しくは、油井用ステンレス鋼管の製造方法に関する。本明細書では、油井とガス井とを纏めて「油井」と称する。したがって、本明細書では、「油井用ステンレス鋼管」は、油井用ステンレス鋼管とガス井用ステンレス鋼管とを含む。

最近、深層油井の開発が進んでいる。深層油井は、高温環境を有する。ここでいう「高温」は、１５０℃以上の温度を意味する。高温環境は、ＣＯ₂ガス、又は、ＣＯ₂ガス及び硫化水素ガスを含有する。これらのガスは腐食性ガスである。

従来の油井環境は、ＣＯ₂ガス（ＣＯ₂）や塩素イオン（Ｃｌ^-）を含有する。そのため、従来の油井環境では、耐ＣＯ₂ガス腐食性に優れた、１３％のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼（以下、１３％Ｃｒ鋼と称する）が使用されてきた。

しかしながら、上述の深層油井で使用される油井用鋼管には、１３％Ｃｒ鋼よりも高い強度と高い耐食性とが要求される。２相ステンレス鋼は、高いＣｒ含有率を有し、１３％Ｃｒ鋼よりも高い強度と高い耐食性とを有する。２相ステンレス鋼はたとえば、２２％のＣｒを含有する２２％Ｃｒ鋼や、２５％のＣｒを含有する２５％Ｃｒ鋼である。しかしながら、２相ステンレス鋼は高価である。

そこで、１５０℃以上の高温環境で優れた耐ＣＯ₂ガス腐食性を有する鋼管として、１５．５〜１８．０％のＣｒと、Ｎｉ及びＭｏ等とを含有する油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管が特開２００２−４００９号公報（特許文献１）、国際公開第２００４／００１０８２号（特許文献２）、特開２００５−３３６５９５号公報（特許文献３）、国際公開第２０１０／０５０５１９号（特許文献４）、特開２００８−８１７９３号公報（特許文献５）及び特開２０１０−２０９４０２号公報（特許文献６）に提案されている。

特許文献１に開示された油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管は、Ｃｒ：１１．０〜１７．０％と、Ｎｉ：２．０〜７．０％とを含有し、さらに、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ−４０Ｃ−１０Ｎ−Ｎｉ−０．３Ｍｎ≦１０を満たす化学組成を有する。この文献のステンレス鋼管はさらに、１０％以下の残留オーステナイトを含む焼戻しマルテンサイト組織を有する。この文献のステンレス鋼管は、８６０ＭＰａ以上の降伏強度を有し、１５０℃の環境において優れた耐ＣＯ₂ガス腐食性を有する、と記載されている。

特許文献２に開示された油井用ステンレス鋼管は、Ｃｒ：１４．０〜１８．０％、Ｎｉ：５．０〜８．０％、Ｍｏ：１．５〜３．５％、Ｃｕ：０．５〜３．５％を含有し、Ｃｒ＋０．６５Ｎｉ＋０．６Ｍｏ＋０．５５Ｃｕ−２０Ｃ≧１８．５、及び、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ≦１１を満たす。この文献の鋼管は、５５０ＭＰａ以上、好ましくは６５４ＭＰａ以上の降伏強度を有し、２３０℃の高圧ＣＯ₂ガスの腐食環境においても優れた耐食性を示す、と記載されている。

特許文献３に開示されたステンレス鋼管の化学組成は、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｎｉ：１．５〜５％、Ｍｏ：１〜３．５％を含有し、Ｃｒ＋０．６５Ｎｉ＋０．６Ｍｏ＋０．５５Ｃｕ−２０Ｃ≧１９．５、及び、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−Ｎｉ−０．３Ｃｕ−９Ｎ≧１１．５を満たす。この文献のステンレス鋼管の組織は、１０〜６０％のフェライト相と、３０％以下のオーステナイト相とを含有し、残部はマルテンサイト相である。この文献のステンレス鋼管は、高強度を有し、２３０℃の環境において耐ＣＯ₂ガス腐食性を有する、と記載されている。

特許文献４に開示されたステンレス鋼管の化学組成は、１６％超〜１８％のＣｒと、２％超〜３％のＭｏと、１〜３．５％のＣｕと、３〜５％未満のＮｉとを含有し、Ｍｎ及びＮが、［Ｍｎ］×（［Ｎ］−０．００４５）≦０．００１を満たす。このステンレス鋼管の金属組織は、マルテンサイト相を主体として体積分率で１０〜４０％のフェライト相と体積分率で１０％以下の残留γ相とを含有する。この文献のステンレス鋼管は、２００℃という高温のＣＯ₂ガス環境でも十分な耐食性を有し、さらに、原油又はガスの回収が一時的に停止されることにより油井の環境温度が低下した時であっても十分な耐硫化物応力割れ性を有する、と記載されている。

特許文献５に開示された油井用ステンレス鋼管は、Ｃｒ：１５．５〜１７．５％、Ｎｉ：２．５〜５．５％、Ｍｏ：１．５〜３．５％、Ｗ：０．５０〜３．０％等を含有し、Ｃｒ＋３．２Ｍｏ＋２．６Ｗ−１０Ｃ≧２３．４、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−０．３Ｃｕ−Ｎｉ−９Ｎ≧１１．５、さらに、２．２≦Ｍｏ＋０．８Ｗ≦４．５を満足満たし、降伏強度が６５４ＭＰａ以上である。特許文献６に開示された油井用ステンレス鋼管は、Ｃｒ：１５．５〜１７．５％、Ｎｉ：２．５〜５．５％、Ｍｏ：１．５〜３．５％、Ｗ：０．５０〜３．０％等を含有し、Ｃｒ＋３．２Ｍｏ＋２．６Ｗ−１０Ｃ≧２３．４、Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．５Ｗ＋０．３Ｓｉ−４３．５Ｃ−０．４Ｍｎ−０．３Ｃｕ−Ｎｉ−９Ｎ≧１１．５、さらに２．２≦Ｍｏ＋０．８Ｗ≦４．５を満たす。さらに、ミクロ組織を構成する結晶粒のうち最も大きいものにおいて、結晶粒内の任意の２点間の距離が２００μｍ以下である。特許文献５及び６のステンレス鋼管は、６５４ＭＰａを超える高強度を有し、ＣＯ₂、Ｃｌ^-等を含む１７０℃以上の高温腐食環境下においても、優れた耐ＳＳＣ性を有し、高靱性を有する、と記載されている。

特開２００２−４００９号公報 国際公開第２００４／００１０８２号 特開２００５−３３６５９５号公報 国際公開第２０１０／０５０５１９号 特開２００８−８１７９３号公報 特開２０１０−２０９４０２号公報

特許文献１、２のステンレス鋼管の化学組成は、フェライトの共存を回避するよう設計され、Ｃｒ及びＭｏの多量の含有を回避する。そのため、特許文献１及び２のステンレス鋼管では、耐食性が低い場合がある。特許文献１及び２のステンレス鋼管ではさらに、外径が１２０ｍｍ以上、肉厚が１３ｍｍ以上の大型で厚肉のステンレス鋼管の場合、靭性が低い場合がある。

特許文献３及び４では、フェライトの共存を前提とする合金設計がなされており、ＣｒやＭｏを多量に含有できるので耐ＣＯ₂ガス腐食性等の耐食性の改善を大幅に実現できるとされている。しかしながら、特許文献３及び４では、上述の大型厚肉のステンレス鋼管の場合、靭性が低い場合がある。

特許文献５では、靭性を含めた総合的な性能に着眼し、靭性を確保する観点から、Ｍｏ＋０．８Ｗ≦４．５、Ｍｎ≦１．８％、Ａｌ≦０．０５％等の規定を設ける。また、特許文献６では、特許文献５に開示された油井用高強度ステンレス鋼管の靭性は依然として不安定として、低温靱性を安定させるために、結晶粒径（結晶粒内の任意の２点間の距離）を２００μｍ以下に規定する。

しかしながら、上記特許文献５、６のような対策にもかかわらず、Ｃｒ：１５．５〜１８％のマルテンサイト系ステンレス鋼管であって、上述の大型厚肉の鋼管に対しては、十分な靭性が得られない場合がある。

本発明の目的は、１５．５〜１８．０％のＣｒを含有し、かつ、大型及び厚肉であっても優れた靭性を有するステンレス鋼管を提供することである。

本発明によるステンレス鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｍｏ：１．０〜３．５％、Ｃｕ：０．２〜３．５％、Ｎｉ：２．５〜７．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｖ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｗ：０〜３．０％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材を熱間加工して、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の素管とする工程と、素管を８５０〜１０５０℃から焼入れする工程と、焼入れ後の素管を焼戻しする工程とを備え、焼戻しする工程は、素管を５００〜６５０℃で保持する工程と、保持後の素管を冷却し、素管温度が５００〜４００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とする工程とを含む。

本発明によるステンレス鋼管は、１５．５〜１８％のＣｒを含有し、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の大型厚肉の鋼管であっても、優れた靭性を有する。

図１は、第１の実施の形態のステンレス鋼管の製造方法に使用される製造設備の一例を示す全体構成図である。 図２は、第２の実施の形態のステンレス鋼管の製造方法に使用される製造設備の一例を示す全体構成図である。 図３は、第３の実施の形態のステンレス鋼管の製造方法に使用される製造設備の一例を示す全体構成図である。

本発明者らは、１５．５〜１８．０％のＣｒを含有し、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の大型厚肉のステンレス鋼管の靭性ついて、調査及び検討を行った。その結果、次の事項を新たに知見した。以下、本明細書において、「大型厚肉」のステンレス鋼管とは、外径１２０ｍｍ、肉厚１３ｍｍ以上のステンレス鋼管を意味する。

１５．５〜１８．０％のＣｒを含有するステンレス鋼管のうち、大型厚肉のステンレス鋼管では、靭性が低下しやすい。そこで、本発明者らは、大型厚肉のステンレス鋼管の製造工程において、靭性に影響を与える製造条件について、調査及び検討を行った。その結果、次の知見を得た。

１５．５〜１８．０％のＣｒを含有するステンレス鋼管に対しては、焼入れ及び焼戻しが実施される。上記化学組成を有するステンレス鋼板又は肉厚が１３ｍｍ未満のステンレス鋼管では、焼戻し後において靭性の低下が生じにくい。これに対して、上記化学組成を有する大型厚肉ステンレス鋼管では、焼戻し後において靭性の低下が生じやすい。大型厚肉のステンレス鋼管では、焼戻し工程における冷却速度が、ステンレス鋼板や１３ｍｍ未満の肉厚のステンレス鋼管の焼戻し工程における冷却速度よりも遅くなる。鋼管は鋼板と比較して、管内面の輻射熱の影響により管内面からの冷却が抑制される。さらに、鋼管の肉厚も冷却速度を抑制する。したがって、１５．５〜１８％のＣｒを含有する大型厚肉のステンレス鋼管では、焼戻し工程における冷却速度が遅くなる。

冷却速度が遅い場合に靭性が低下する理由はとして、次の事項が考えられる。上述の化学組成を有するステンレス鋼では、フェライト中で体心立方晶の二相分離が生じる現象、すなわち、４７５℃脆化が生じると考えられる。したがって、上記化学組成を有する大型厚肉のステンレス鋼管の製造工程のうち、焼戻し工程で素管を冷却するとき、４７５℃近傍の領域をできるだけ短時間で通過するのが好ましい。焼戻し工程において、素管温度が５００〜４００℃の脆化温度域における平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とすれば、大型厚肉のステンレス鋼管において４７５℃脆化の発生を抑制でき、優れた靭性が得られる。

以上の知見に基づいて完成した本発明によるステンレス鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０５〜２％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、Ｍｏ：１．０〜３．５％、Ｃｕ：０．２〜３．５％、Ｎｉ：２．５〜７．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０６％以下、Ｏ：０．０１％以下、Ｖ：０〜０．２０％、Ｎｂ：０〜０．３０％、Ｗ：０〜３．０％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、及び、希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材を熱間加工して、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の素管とする工程と、素管を８５０〜１０５０℃から焼入れする工程と、焼入れ後の素管を焼戻しする工程とを備える。焼戻しする工程は、素管を５００〜６５０℃で保持する工程と、保持後の素管を冷却し、素管温度が５００〜４００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とする工程とを含む。

上記素管とする工程では、熱間加工後の素管を冷却し、焼入れする工程では、冷却された素管を８５０℃以上に加熱した後、焼入れしてもよい。

上記焼入れする工程では、熱間加工後の８５０℃以上の温度の素管に対して直接焼入れしてもよい。この場合、製造コストが抑制でき、生産性が高まる。

上記素管とする工程では、熱間製管設備を用いて前記鋼材を熱間加工し、上記ステンレス鋼管の製造方法はさらに、搬送ラインを介して熱間製管設備とつながる補熱炉を用いて、熱間加工後の素管を８５０℃以上に加熱する工程を備え、焼入れする工程では、補熱炉により加熱された素管を焼入れしてもよい。

以下、本発明によるステンレス鋼管の製造方法を詳述する。

［第１の実施の形態］
本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法は、鋼材を熱間加工して素管とする工程（熱間加工工程）と、熱間加工後の素管に対して焼入れを実施する工程（焼入れ工程）と、焼入れ後の素管に対して焼戻しを実施する工程（焼戻し工程）とを備える。各工程はたとえば、図１に示す製造設備を用いて実施される。

［製造設備］
図１を参照して、製造設備は、加熱炉１０と、熱間製管設備２０と、焼入れ装置３０と、焼戻し装置（熱処理炉）４０とを備える。

加熱炉１０と、熱間製管設備２０とは、搬送ライン５０を介してつながっている。搬送ライン５０はたとえば、複数の搬送ローラである。つまり、これらの設備（加熱炉１０、熱間製管設備２０）は１つの製造ライン（インラインともいう）に含まれる。

熱間製管設備２０は、鋼材を熱間加工して素管を製造する。図１では、熱間製管設備２０は、上流から下流に向かって順に、穿孔機２１、延伸圧延機２２、及び、定径圧延機２３を含む。各設備２１、２２及び２３は、搬送ライン５０を介してつながっている。穿孔機２１は、一対の傾斜ロールと、一対の傾斜ロールの間に配置されるプラグとを備える。穿孔機２１は鋼材を穿孔圧延して素管とする。延伸圧延機２２は、素管を延伸圧延する。定径圧延機２３は、素管を定径圧延する。延伸圧延機２２はたとえば、マンドレルミルである。定径圧延機２３はたとえば、サイザやレデューサである。

焼入れ装置３０は熱処理炉と熱処理炉の下流に配置された冷却設備とを含む。焼入れ装置３０は、熱間製管設備２０で熱間加工して製管された素管を再加熱し、焼入れする。焼入れ方法はたとえば水冷、油冷等である。焼戻し装置４０は、焼入れされた素管に対して焼戻しを実施する。焼戻し方法については後述する。

図１では、熱間製管設備２０は穿孔機２１、延伸圧延機２２、及び、定径圧延機２３を含む。しかしながら、熱間製管設備２０は、熱間押出機であってもよいし、熱間鍛造機であってもよい。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、鋼材を熱間加工して、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の大型厚肉の素管を製造する。鋼材の化学組成は次の元素を含有する。以下、元素の説明における「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。

Ｃ：０．０６％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。Ｃは、焼戻し時にＣｒ炭化物を生成し、高温のＣＯ₂ガスに対する鋼の耐食性を低下させる。したがって、本発明において、Ｃ含有量は少ない方が好ましい。Ｃ含有量は０．０６％以下である。好ましいＣ含有量は０．０３％以下であり、さらに好ましくは０．０１％以下である。脱炭コストを考慮すると、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は不可避に含有される。Ｓｉは鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、フェライトの生成量が増え、耐力及び靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５％である。脱酸効果をさらに有効に高めるためのＳｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％である。ただし、Ｓｉ含有量が０．０５％未満であっても、Ｓｉは鋼をある程度脱酸する。

Ｍｎ：０．０５〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸及び脱硫し、熱間加工性を高める。Ｍｎはさらに、オーステナイト安定化元素として、デルタフェライト（δフェライト）の過剰な形成を抑制する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、高温環境における耐食性が低下する。さらに、Ｎｉ及びＣｕ等の合金元素の含有量が高い場合においてＭｎ含有量も高ければ、Ｍｓ点が過剰に低下する。この場合、焼入れ後の残留オーステナイトが増加し、十分な量のマルテンサイトを確保できず、鋼の強度（耐力）が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０５〜２．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０９％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５％であり、より好ましくは０．４％であり、さらに好ましくは０．３％、もっとも好ましくは０．１５％である。

Ｐ：０．０５％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、高温のＣＯ₂ガスに対する鋼の耐食性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０５％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、より好ましくは、０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２％である。

Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、熱間加工性を低下する。本発明のステンレス鋼管は、熱間加工時に、フェライトとオーステナイトとからなる２相組織になる。Ｓは、このような２相組織の熱間加工性を顕著に低下させる。したがって、Ｓ含有量は低い方が好ましい。Ｓ含有量は０．００５％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は、０．００２％であり、さらに好ましくは０．００１％である。

Ｃｒ：１５．５〜１８．０％
クロム（Ｃｒ）は、高温のＣＯ₂ガスに対する耐食性を向上する。具体的には、Ｃｒは、耐食性を向上する他の元素との相乗効果により、高温ＣＯ₂ガス環境での耐ＳＣＣ性を向上する。Ｃｒ含有量が低すぎれば上記効果が得られない。しかしながら、Ｃｒはフェライト形成元素である。そのため、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼中のフェライト量が増加し、鋼の強度が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１５．５％〜１８．０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１６．０％であり、さらに好ましくは１６．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１７．７％であり、さらに好ましくは１７．５％である。

Ｍｏ：１．０〜３．５％
油井において流体の生産が一時停止したとき、油井管内の流体の温度は低下する。このとき、高強度材の硫化物応力腐食割れ感受性は一般的に高くなる。モリブデン（Ｍｏ）は、硫化物応力腐食割れ感受性を改善する。Ｍｏ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｍｏはフェライト形成元素である。そのため、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼中のフェライト量が増加し、鋼の強度が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．０〜３．５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．０％であり、さらに好ましくは２．３％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は３．０％であり、さらに好ましくは２．８％である。

Ｃｕ：０．２〜３．５％
銅（Ｃｕ）は、オーステナイト形成元素であり、高温でのオーステナイトを安定化して常温でのマルテンサイト量を増加する。Ｃｕはさらに、時効析出により鋼の強度を高める。Ｃｕ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、熱間加工性が低下する。Ｃｕ含有量が高すぎればさらに、Ｍｓ点を低下させる。この場合、焼入時にマルテンサイト組織が安定して得られにくい。したがって、Ｃｕ含有量は０．２〜３．５％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０．６％であり、より好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．０％であり、より好ましくは２．６％、さらに好ましくは２．０％である。

Ｎｉ：２．５〜７．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、高温でのオーステナイトを安定化して常温でのマルテンサイト量を増加する。そのため、Ｎｉは鋼の強度を高める。Ｎｉはさらに、高温腐食環境における鋼の耐食性を高め、低温での靭性も高める。Ｎｉ含有量が低すぎればこれらの効果が得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、Ｍｓ点が大きく低下する。この場合、焼入れ後の残留オーステナイト量が増加する。少量の残留オーステナイトは鋼の靭性を高める。しかしながら、Ｎｉ含有量が高すぎれば多量の残留オーステナイトが生成して鋼の強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は２．５〜７．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は３．０％であり、より好ましくは３．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は６．２％であり、さらに好ましくは５．８％である。

Ａｌ：０．００１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が低すぎればこの効果が得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中に介在物が生じやすくなり、靭性及び耐ＳＳＣ性が低下する。さらに、フェライト量が増加して鋼の強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０７０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。本明細書でいうＡｌ含有量は、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）の含有量を意味する。

Ｎ：０．０６％以下
窒素（Ｎ）は不可避に含有される。Ｎは鋼の強度を高める。しかしながら、Ｎ含有量が高すぎれば、冷間加工性が低下する。さらに、鋼中の介在物が増加し、耐食性が低下し、Ｍｓ点も低下する。本発明では、耐食性の低下及びＭｓ点の低下を抑制するために、Ｎ含有量は０．０６％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、より好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１８％以下である。Ｎ含有量の過剰な低減は精錬コストを高める。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２％である。

Ｏ：０．０１％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは、鋼の靭性及び耐食性を低下する。したがって、Ｏ含有量は低い方が好ましい。Ｏ含有量は、０．０１％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００５％である。

本発明のステンレス鋼管の素材となる鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼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されるものであって、本発明のステンレス鋼管に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。

Ｖ：０〜０．２０％
Ｎｂ：０〜０．３０％
バナジウム（Ｖ）及びニオブ（Ｎｂ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、これらの元素は炭化物を形成して鋼の強度及び靭性を高める。しかしながら、これらの元素の含有量が高すぎれば、炭化物が粗大化する。この場合、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．２０％であり、Ｎｂ含有量は０〜０．３０％である。上記効果を特に有効に得るためのＶ含有量の好ましい下限は０．００５％であり、Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００５％である。ただし、これらの元素の含有量が０．００５％未満であっても、上記効果はある程度得られる。

上述の鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｗを含有してもよい。

Ｗ：０〜３．０％
タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｗは、高温環境における耐ＳＣＣ性を高める。しかしながら、Ｗの含有量が高すぎれば、フェライト分率が過剰に高くなり、強度が低下する。したがって、Ｗ含有量は０〜３．０％である。上記効果を特に有効に得るためのＷ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は２．５％であり、さらに好ましくは２．０％である。

上記鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃａ：０〜０．０１％以下
Ｍｇ：０〜０．０１％以下
ＲＥＭ：０〜０．１％以下
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、及び、希土類元素（ＲＥＭ）はいずれも任意元素であり、含有されなくてもよい。上述のとおり、熱間加工時における本発明のステンレス鋼は、フェライト及びオーステナイトの２相組織を有する。そのため、熱間加工によりステンレス鋼にキズや欠陥が生成される可能性がある。Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、熱間加工時におけるキズや欠陥の生成を抑制する。しかしながら、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭ含有量が高串レ場、鋼中の介在物が増加する。この場合、鋼の靭性及び耐食性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０１％であり、Ｍｇ含有量は０〜０．０１％であり、ＲＥＭ含有量は０〜０．１％である。

上記効果を特に有効に得るためのＣａ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、Ｍｇ含有量の好ましい下限は０．０００２％であり、ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０００２％である。

本明細書におけるＲＥＭは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）〜原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）、及び、アクチノイドである原子番号８９番のアクチニウム（Ａｃ）〜１０３番のローレンシウム（Ｌｒ）からなる群から選択される１種以上の元素である。ＲＥＭとして複数の元素が含有される場合、ＲＥＭ含有量はそれらの元素の合計含有量を意味する。

上述の化学組成を有する鋼材は周知の方法で製造される。鋼材はたとえば、連続鋳造法（ラウンドＣＣを含む）により製造された鋳片であってもよい。鋼材はまた、造塊法により製造されたインゴットを熱間加工して製造された鋼片でもよい。鋼材はまた、鋳片から製造された鋼片でもよい。

鋼材を加熱炉１０に装入し、加熱する。続いて、加熱された鋼材を熱間製管設備２０を用いて熱間加工して素管を製造する。熱間加工はたとえば、マンネスマン法による熱間製管である。マンネスマン法では、鋼材を穿孔機２１により穿孔圧延して素管にする。続いて、延伸圧延機２２及び定径圧延機２３により、素管を延伸圧延及び定径圧延する。熱間加工はマンネスマン法に限定されない。熱間加工はたとえば熱間押出でもよいし、熱間鍛造でもよい。

好ましくは、鋼材温度が８５０〜１２５０℃（以下、特定温度域という）における鋼材の減面率が５０％以上となるよう熱間加工を実施する。ここで、減面率は次の式で定義される。

減面率＝（１−特定温度域になる直前の鋼材の長手方向に垂直な断面積／特定温度域未満となった直後の鋼材の長手方向に垂直な断面積）×１００

この場合、熱間加工後の素管の表層部分の組織は、マルテンサイトと、素管の軸方向（熱間圧延を実施した場合は圧延方向）に長く延びた（たとえば５０〜２００μｍ程度）フェライトとを含む。フェライトはＣｒ等をマルテンサイトよりも多く含有する。そのため、フェライトは高温でのＳＣＣの進展を抑制する。上記のとおりフェライトが素管の軸方向に延びていれば、高温においてＳＣＣが鋼管表面に発生しても、ＳＣＣが進展してフェライトに到達する可能性が高くなる。この場合、ＳＣＣの進展がフェライトにより阻止されるため、高温での耐ＳＣＣ性が高まる。

熱間加工後の素管を冷却する。たとえば、素管を常温まで冷却する。冷却方法は、空冷でも水冷でもよい。本発明の鋼材では、空冷でもＭｓ点以下に冷却されればマルテンサイト変態が生じる。そのため、常温での素管の組織はマルテンサイト及びフェライトを含む混合組織となる。

［焼入れ工程］
続いて、冷却された素管に対して焼入れを実施する。具体的には、焼入れ装置３０で素管を８５０〜１０５０℃の焼入れ温度に再加熱する。続いて、加熱された素管を焼入れする。焼入れ方法はたとえば、浸漬法、スプレー法等の水冷である。以上の焼入れ工程により、高温でオーステナイトであった部分の大部分がマルテンサイトに変態し、製造後のステンレス鋼管の強度が７５８ＭＰａ以上、さらに好ましくは８６２ＭＰａ以上になる。焼入れ温度は好ましくは９００℃以上である。

安定的に高強度を得るためには、好ましくは、水焼入れにより、素管の表面温度が少なくとも１００℃以下、好ましくは６０℃以下になるまで冷却する。つまり、好ましくは、熱間加工後の素管を水冷し、水冷停止温度を６０℃以下とする。より好ましい水冷停止温度は４５℃以下であり、さらに好ましくは３０℃以下である。

［焼戻し工程］
焼入れされた素管に対して焼戻しを実施する。具体的には、焼戻し装置４０を用いて、素管を５００℃〜６５０℃の焼戻し温度で均熱する。

焼戻し温度が６５０℃を超えれば、残留オーステナイトの体積率が急増し、強度が低下しやすい。一方、焼戻し温度が４００〜５００℃未満であれば、焼戻しの熱処理自体で素管が脆化する。焼戻し温度が４００℃未満であれば、焼戻しが不十分となる。焼戻し温度が５００℃〜６５０℃であれば、肉厚が１３ｍｍ以上の厚肉の素管であっても、脆化を抑制しつつ、降伏強度を７５８ＭＰａ以上に調整できる。

上記焼戻し温度で素管を均熱後、素管を冷却する。このとき、素管温度が５００〜４００℃の温度域（以下、脆化温度域という）における平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とする。上述の化学組成を有し、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の大型厚肉のステンレス鋼管では、自然放冷等の場合、脆化温度域での滞留時間が長くなり、脆化する。したがって、脆化温度域での滞在時間はなるべく短い方が好ましい。上述のとおり、脆化温度域での平均冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以上であれば、脆化温度域の滞在時間が短いため、ステンレス鋼管の脆化が抑制され、優れた靭性が得られる。脆化温度域での好ましい平均冷却速度は１５℃／ｍｉｎ以上であり、より好ましくは２０℃／ｍｉｎ以上であり、さらに好ましくは３０℃／ｍｉｎ以上である。

以上の製造工程により、継目無鋼管であるステンレス鋼管が製造される。製造されたステンレス鋼管は高い強度及び優れた靭性を有する。

［第２の実施の形態］
第１の実施の形態では、熱間加工後の素管をいったん常温まで冷却し、その後、素管を再加熱して焼入れを実施する。しかしながら、熱間加工直後の素管に対して、直接焼入れを実施してもよい。

図２は、第２の実施の形態の製造方法に利用される製造設備の一例を示す模式図である。図２の製造設備は、図１と比較して、焼入れ装置３０に代えて、新たに水冷装置６０を含む。水冷装置６０は、搬送ライン５０を介して熱間製管設備２０とつながる。つまり、水冷装置６０はインラインの設備である。

第２の実施の形態の製造方法は、熱間加工工程と、焼入れ工程とが第１の実施の形態と異なる。

［熱間加工工程］
熱間加工工程では、第１の実施の形態と同様に、熱間加工により素管を製造する。しかしながら、製造後の素管を常温まで冷却せずに、そのまま焼入れ工程を実施する。

［焼入れ工程］
焼入れ工程では、熱間製管設備２０と同一ライン上の水冷装置７０を用いて、熱間加工直後の素管に対してインラインで直接焼入れを実施する。つまり、本実施の形態では、インラインで素管を焼入れする。このとき素管温度は８５０〜１０５０℃であり、好ましくい素管温度は９００℃以上である。以上の焼入れ工程が終了した後、第１の実施の形態と同じ焼戻し工程を実施する。

本実施形態の直接焼入れを用いた製造方法では、焼入れ時に素管を再加熱する必要がない。そのため、製管後に再加熱するために必要なコストが抑えられるのみならず、生産性も高めることができる。

［第３の実施の形態］
直接焼入れを実施する場合、熱間加工後の素管温度が８５０℃未満となる場合がありえる。この場合、補熱炉を用いて素管を８５０℃以上に再加熱した後、焼入れする方が好ましい。

図３は、第３の実施の形態の製造方法に利用される製造設備の一例を示す模式図である。図３の製造設備は、図２と比較して、熱間製管設備２０と水冷装置６０との間に、補熱炉７０を含む。補熱炉７０は熱間製管設備２０及び水冷装置６０と搬送ライン５０を介してつながっている。つまり、補熱炉７０はインラインの設備である。

第３の実施の形態の製造方法は、上述の第２の実施の形態の熱間加工工程、焼入れ工程、及び、焼戻し工程を備え、さらに、熱間加工工程と焼入れ工程との間に、新たに補熱工程を備える。

［補熱工程］
補熱工程では、熱間加工後の素管を補熱炉７０を用いて８５０℃以上に再加熱する。そして、再加熱された素管に対して水冷装置６０による焼入れを実施する。この場合、インラインの補熱炉７０により、素管温度を８５０℃以上に調整できる。そのため、図１の製造設備を用いた製造方法と比較して、製造コストを抑え、生産性を高めつつ、所望の特性のステンレス鋼管を製造できる。

好ましくは、補熱炉７０により素管を８５０℃以上に加熱する。この場合、焼入れ時にマルテンサイト変態が促進され、その結果、高い強度が得られる。

［製造されたステンレス鋼管］
以上の第１〜第３の実施の形態の製造方法で製造されたステンレス鋼管は、上述の鋼材と同じ化学組成を有する。さらに、このステンレス鋼管は、フェライトとマルテンサイトからなる、又は、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなるミクロ組織を有し、７５８ＭＰａ以上の降伏強度を有する。

好ましくは、上記ステンレス鋼のミクロ組織では、フェライトの体積率が１０〜５５％であり、残留オーステナイトの体積率が１５％以下であり、残部はマルテンサイトである（ただし、非金属介在物及び析出物を除く）。上記化学組成を有する鋼材のミクロ組織は、熱間加工時にオーステナイト単相とならず、フェライトとオーステナイトとが共存する。フェライトは冷却されても変態しないため、常温でもフェライトのままである。オーステナイトは冷却すればマルテンサイトに変態するものの、一部は残留オーステナイトとなる場合がある。したがって、本発明のステンレス鋼管のミクロ組織は、フェライト及びマルテンサイトの二相組織であるか、フェライト、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなる組織である。

上述のとおり、好ましいフェライト体積率は１０〜５５％である。上記化学組成の場合、フェライト体積率は１０％以上となる。フェライト体積率が５５％を超えれば、ステンレス鋼管の降伏強度が低下して、７５８ＭＰａ未満となる。したがって、好ましいフェライト体積率は１０〜５５％である。

上記製造方法は、外径が１２０ｍｍ以上であり、肉厚が１３ｍｍ以上、特に肉厚が１５ｍｍ以上である大型厚肉のステンレス鋼管を製造する場合に有効である。上述の化学組成を有する大型厚肉のステンレス鋼管では、上述のとおり、高い靱性を得ることが困難である。大型厚肉のステンレス鋼では、４７５℃脆化が発現しやすいからである。そこで、本発明では、４７５℃脆化が生じやすい４００〜５００℃の脆化温度域の冷却速度を速め、脆化温度域での平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とする。これにより、上述の化学組成を有する大型、厚肉のステンレス鋼管において、高い強度を維持しつつ、靭性を高めることができる。

なお、外径が１２０ｍｍ未満、肉厚が１３ｍｍ未満のステンレス鋼管であれば、上記化学組成を有した場合であっても、焼戻後の自然空冷により、靭性の確保が可能である。

表１に示す鋼種Ａ〜Ｅの溶鋼を製造した。

製造された溶鋼を用いて、連続鋳造法により鋳片を製造した。各鋳片を分塊圧延機により圧延し、丸ビレットを製造した。加熱炉を用いて丸ビレットを１１５０〜１２５０℃に加熱した。加熱後、丸ビレットを熱間圧延した。具体的には、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延して素管を製造した。素管をマンドレルミルで延伸圧延し、さらにサイザで定径圧延（縮径圧延）して、外径１４０〜２７３ｍｍ、肉厚９〜２６ｍｍの素管を製造した。熱間圧延後の素管を常温まで冷却した。素管の冷却はいずれも自然放冷であった。

放冷後の素管に対して、焼入れを実施した具体的には、素管を焼入れ装置の熱処理炉に装入し、９５０℃で１５分均熱した。均熱後の素管をスプレー法により水冷し、焼入れした。焼入れ後の素管に対して、表２に示す条件で焼戻しを実施した。

具体的には、各試験番号の素管に対して、表２に示す焼戻し温度（℃）で均熱時間（分）保持した。均熱後の素管に対して、表２に示す冷却方法で冷却した。素管温度が５００〜４００℃（脆化温度域）における冷却速度（℃／ｍｉｎ）は表２に示すとおりであった。脆化温度域での冷却速度の平均値を、冷却速度（℃／ｍｉｎ）と定義した。以上の製造により、表２の外径（ｍｍ）及び肉厚（ｍｍ）を有するステンレス鋼管（継目無鋼管）を製造した。

［引張試験］
各鋼管の厚肉中央部から、丸棒引張試験片を採取した。丸棒引張試験片の長手方向は、管軸方向に平行であった。丸棒引張試験片の平行部の直径は６ｍｍであり、標点間距離は４０ｍｍであった。採取された丸棒引張試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を常温、大気中で実施して、降伏強度（０．２％耐力、単位はＭＰａ）を求めた。

［シャルピー衝撃試験］
ＪＩＳ Ｚ２２４２（２００５）に準拠して、各鋼管からフルサイズＶノッチ試験片を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。シャルピー衝撃試験は−１０℃で３回実施し、３回の試験で得られた吸収エネルギーのうちの最小値を、その試験番号での吸収エネルギー_vＥ_-10（Ｊ）と定義した。

［試験結果］
試験結果を表２に示す。表２を参照して、いずれの試験番号の鋼管においても、化学組成が適切であった。そのため、いずれの試験番号においても、降伏強度が７５８ＭＰａ以上であった。

さらに、試験番号１、２、４、５、１０、１１、１３、１４、１６、１７、１９及び２０では外径が１２０ｍｍ以上であり、かつ、肉厚が１３ｍｍ以上であり、大型厚肉の鋼管であった。これらの試験番号の製造条件は適切であり、特に、焼戻しでの脆化温度域（５００〜４００℃）での冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以上であった。そのため、これらの試験番号の−１０℃での吸収エネルギー_vＥ_-10は８０Ｊ以上であり、優れた靭性が得られた。

一方、試験番号３、６、１２、１５、１８、及び、２１では、大型厚肉の鋼管であり、焼戻しでの冷却方法が自然空冷であったため、脆化温度域の冷却速度が１０℃／分未満であった。そのため、吸収エネルギー_vＥ_-10（Ｊ）が８０Ｊ未満と低かった。

なお、試験番号７〜９の鋼管では、肉厚が１３ｍｍ未満であり、本明細書でいう厚肉の鋼管に該当しなかった。そのため、焼戻しでの冷却方法が自然空冷であったものの、脆化温度域の冷却速度が１０℃／ｍｉｎ以上であった。そのため、吸収エネルギー_vＥ_-10はいずれも８０Ｊ以上であった。

以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。したがって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．０６％以下、
   Ｓｉ：１．０％以下、
   Ｍｎ：０．０５〜２％、
   Ｐ：０．０５％以下、
   Ｓ：０．００５％以下、
   Ｃｒ：１５．５〜１８．０％、
   Ｍｏ：１．０〜３．５％、
   Ｃｕ：０．２〜３．５％、
   Ｎｉ：２．５〜７．０％、
   Ａｌ：０．００１〜０．１％、
   Ｎ：０．０６％以下、
   Ｏ：０．０１％以下、
   Ｖ：０〜０．２０％、
   Ｎｂ：０〜０．３０％、
   Ｗ：０〜３．０％、
   Ｃａ：０〜０．０１％、
   Ｍｇ：０〜０．０１％、及び、
   希土類元素：０〜０．１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる鋼材を熱間加工して、外径１２０ｍｍ以上、肉厚１３ｍｍ以上の素管とする工程と、
   前記素管を８５０〜１０５０℃から焼入れする工程と、
   焼入れ後の前記素管を焼戻しする工程とを備え、
   前記焼戻しする工程は、
   前記素管を５００〜６５０℃で保持する工程と、
   保持後の前記素管を冷却し、前記素管の温度が５００〜４００℃の温度域における平均冷却速度を１０℃／ｍｉｎ以上とする工程とを含む、ステンレス鋼管の製造方法。
2. 請求項１に記載のステンレス鋼管の製造方法であって、
   前記素管とする工程では、熱間加工後の前記素管を冷却し、
   前記焼入れする工程では、冷却された前記素管を８５０℃以上に加熱した後、焼入れする、ステンレス鋼管の製造方法。
3. 請求項１に記載のステンレス鋼管の製造方法であって、
   前記焼入れする工程では、熱間加工後の８５０℃以上の温度の素管に対して直接焼入れする、ステンレス鋼管の製造方法。
4. 請求項２に記載のステンレス鋼管の製造方法であって、
   前記素管とする工程では、熱間製管設備を用いて前記鋼材を熱間加工し、
   前記ステンレス鋼管の製造方法はさらに、
   搬送ラインを介して前記熱間製管設備とつながる補熱炉を用いて、熱間加工後の前記素管を８５０℃以上に加熱する工程を備え、
   前記焼入れする工程では、前記補熱炉により加熱された前記素管を焼入れする、ステンレス鋼管の製造方法。

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