JP5124857B2

JP5124857B2 - マルテンサイト系ステンレス鋼

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Publication number: JP5124857B2
Application number: JP2008530919A
Authority: JP
Inventors: 秀樹高部; 友希森; 昌克植田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-08-22
Filing date: 2007-08-21
Publication date: 2013-01-23
Anticipated expiration: 2027-08-21
Also published as: CN101506400A; BRPI0719904B1; NO20090712L; EP2060644A1; JPWO2008023702A1; RU2416670C2; RU2009110199A; BRPI0719904A2; EP2060644A4; MX2009001836A; US20090162239A1; WO2008023702A1

Description

本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼に関し、さらに詳しくは、硫化水素や炭酸ガス、塩素イオン等の腐食性物質を含む腐食環境で使用されるマルテンサイト系ステンレス鋼に関する。

近年、油田やガス田の深井戸化が進んでいる。これらの油井及びガス井（以下、これらを総称して油井という）は深いため、これらの油井に油井管として使用される鋼材には、高い降伏強度が要求される。最近では、１１０ｋｓｉ級（０．６％全伸び耐力が７５８ＭＰａ〜８６２ＭＰａ）の降伏強度を有する鋼材が油井管として用いられている。

さらに、油井は、硫化水素や炭酸ガス、塩素イオンを含む。そのため、油井管用の鋼材には、優れた耐ＳＳＣ（Sulfide stress corrosion cracking：硫化物応力腐食割れ）性及び耐炭酸ガス腐食性が要求される。

一般的に、油井には合金成分を多く含む鋼が使用される。たとえば、炭酸ガスを含む油井には、耐炭酸ガス腐食性を有するＳＵＳ４２０マルテンサイト系ステンレス鋼が使用される。しかしながらＳＵＳ４２０マルテンサイト系ステンレス鋼は、硫化水素を含む油井には適さない。硫化水素に対する耐ＳＳＣ性が低いためである。

そこで、耐炭酸ガス腐食性だけでなく耐ＳＳＣ性も有するマルテンサイト系ステンレス鋼が開発されている。特開平５−２８７４５５号公報（以下、特許文献１という）は、硫化水素や炭酸ガス等を含む油井において高い耐ＳＳＣ性及び耐炭酸ガス腐食性を備えた油井用マルテンサイト系ステンレス鋼を開示している。耐ＳＳＣ性を向上するためには引張強度の低減が有効である。そこで、上述の特許文献１では、マルテンサイト系ステンレス鋼の引張強度を低減することにより、高い耐ＳＳＣ性が得られるとしている。さらに、引張強度を低減することにより、焼戻し後の引張強度のばらつきが低減されるとしている。

ところで、最近、油井管用の鋼材では、上述の高強度、耐ＳＳＣ性及び耐炭酸ガス腐食性といった特性に加え、外力により鋼材に塑性変形が生じても直ぐには破断しない特性が求められている。より具体的には、引張強度から降伏強度（０．６％全伸び耐力）を差し引いた値が２０．７ＭＰａ（＝３ｋｓｉ）以上となることが求められている。

特許文献１に開示された油井用マルテンサイト系ステンレス鋼は、引張強度が低くなるように設計されている。そのため、鋼の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８ＭＰａ〜８３２ＭＰａ）とした場合、引張強度から降伏強度を差し引いた値が２０．７ＭＰａ未満になるという問題がある。

さらに、油井管用の鋼材では、上述の通り耐ＳＳＣ性も要求される。同じ鋼材で硬度のばらつきが大きい場合、耐ＳＳＣ性は低下する。そのため、油井管用の鋼材では、鋼材内の硬度ばらつきを抑える必要がある。

本発明の目的は、引張強度から降伏強度を差し引いた値が２０．７ＭＰａ以上であり、かつ、硬度のばらつきを抑えることができる、１１０ｋｓｉ級（降伏強度が７５８ＭＰａ〜８６２ＭＰａ）のマルテンサイト系ステンレス鋼を提供することである。

本発明者らは、鋼中におけるＴｉ含有量のＣ含有量に対する比（以下、Ｔｉ／Ｃともいう）と、引張強度（Tensile Stress：以下、ＴＳともいう）から降伏強度（Yield Stress：以下、ＹＳともいう）を差し引いた値（以下、ＴＳ−ＹＳともいう）とが相関関係を有することを新たに知見した。以下、この知見について説明する。

本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０３０％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１０．００〜１５．００％、Ｎｉ：２．５０〜８．００％、Ｍｏ：１．００〜５．００％、Ｔｉ：０．０５０〜０．２５０％、Ｖ：０．２５％以下、Ｎ：０．０７％以下と、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下のうちの１種以上とを含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、Ｔｉ／Ｃが７．４〜１０．７となる複数のマルテンサイト系ステンレス鋼を製造した。製造時、焼入れ焼戻しを実施し、焼戻し温度を調整して、各マルテンサイト系ステンレス鋼の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８ＭＰａ〜８６２ＭＰａ）とした。製造された各マルテンサイト系ステンレス鋼に対して常温で引張試験を実施して、引張強度及び降伏強度を求めた。なお、ＡＳＴＭ規格に基づく０．６％全伸び耐力を降伏強度と定義した。

図１に調査結果を示す。図１の横軸はＴｉ／Ｃであり、縦軸はＴＳ−ＹＳ（ｋｓｉ）である。図１を参照して、Ｔｉ／ＣとＴＳ−ＹＳとは負の相関を示した。具体的にはＴｉ／Ｃが小さくなるにしたがい、ＴＳ−ＹＳは大きくなった。この新たな知見に基づいて、本発明者らは、式（Ａ）を満たすことにより、ＴＳ−ＹＳ≧２０．７ＭＰａ（３ｋｓｉ）を満足できることを見出した。
Ｔｉ／Ｃ≦１０．１（Ａ）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。

さらに、本発明者らは、Ｔｉ／Ｃが小さすぎれば、硬度のばらつきが大きくなることも新たに知見した。つまり、Ｔｉ／Ｃを適切な範囲とすることで、ＴＳ−ＹＳが２０．７ＭＰａ以上となり、かつ、硬度のばらつきも抑えることができることを見出した。

以上の技術思想に基づいて、本発明者らは、以下の発明を完成した。

本発明によるマルテンサイト系ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０３０％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１０．００〜１５．００％、Ｎｉ：２．５０〜８．００％、Ｍｏ：１．００〜５．００％、Ｔｉ：０．０５０〜０．２５０％、Ｖ：０．２５％以下、Ｎ：０．０７％以下と、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下のうちの１種以上とを含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。本発明のマルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、式（１）を満たし、７５８〜８６２ＭＰａの降伏強度を有する。ここでいう降伏強度とはＡＳＴＭ規格に基づく０．６％全伸び耐力である。
６．０≦Ｔｉ／Ｃ≦１０．１（１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。

好ましくは、マルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．２５％以下、Ｚｒ：０．２５％以下のうちの１種以上を含有する。

好ましくは、マルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．００％以下を含有する。

好ましくは、マルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｌａ：０．００５％以下、Ｃｅ：０．００５％以下のうちの１種以上を含有する。

引張強度から降伏強度を差し引いた値と、Ｔｉ／Ｃとの関係を示す図である。硬度の測定箇所を説明するための、鋼管の横断面図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。

１．化学組成
本発明の実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼は、以下の組成からなる。以下、元素に関する％は質量％を意味する。

Ｃ：０．０１０〜０．０３０％
炭素（Ｃ）を過剰に含有すれば、焼戻し後の硬度が高くなり過ぎ、硫化物応力腐食割れ感受性が高くなる。またＣ含有量が少なすぎれば、鋼の降伏強度を１１０ｋｓｉ級（７５８ＭＰａ〜８６２ＭＰａ）以上としたときに、ＴＳ−ＹＳ≧２０．７ＭＰａを満たすことができない。したがって、Ｃ含有量は０．０１０〜０．０３０％とする。好ましいＣ含有量は、０．０１２〜０．０１８％である。

Ｍｎ：０．３０〜０．６０％
マンガン（Ｍｎ）は熱間加工性を向上する。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有すれば、その効果が飽和する。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０〜０．６０％とする。

Ｐ：０．０４０％以下
リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは耐ＳＳＣ性を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。

Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは熱間加工性を低下する。そのため、Ｓ含有量は少ないほどよい。Ｓ含有量は０．０１００％以下とする。

Ｃｒ：１０．００〜１５．００％
クロム（Ｃｒ）は耐炭酸ガス腐食性を向上する。しかしながら、過剰なＣｒ含有は、焼戻し後の組織をマルテンサイト相にするのを妨げる。したがって、Ｃｒ含有量は１０．００〜１５．００％とする。

Ｎｉ：２．５０〜８．００％
ニッケル（Ｎｉ）は焼戻し後の組織を主としてマルテンサイト相にするのに有効である。Ｎｉ含有量が少なすぎれば、焼戻し後の組織に多くのフェライト相が析出する。一方、Ｎｉ含有量が多すぎれば、焼戻し後の組織が主としてオーステナイト相となる。したがって、Ｎｉ含有量は２．５０〜８．００％にする。好ましいＮｉ含有量は４．００〜７．００％である。

Ｍｏ：１．００〜５．００％
モリブデン（Ｍｏ）は硫化水素を含む環境での高強度鋼の耐ＳＳＣ性を向上する。しかしながら、Ｍｏを過剰に含有すれば、その効果は飽和する。したがって、Ｍｏ含有量は１．００〜５．００％とする。

Ｔｉ：０．０５０〜０．２５０％
チタン（Ｔｉ）は組織の粗大化を抑制することにより靭性を改善する。しかしながら、過剰なＴｉの含有は、焼戻し後の組織を主としてマルテンサイト相にするのを妨げ、結果として靭性や耐食性（耐ＳＳＣ性及び耐炭酸ガス腐食性）を低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５０〜０．２５０％とする。好ましいＴｉ含有量は０．０５０〜０．１５０％である。

Ｎ：０．０７％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎを過剰に含有すれば、鋼中に窒化物系介在物が多く析出され、その結果、耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０７％以下である。好ましくは、Ｎ含有量は０．０３％以下であり、より好ましくは、Ｎ含有量は０．０２％以下である。さらに好ましくは、Ｎ含有量は０．０１％以下である。

Ｖ：０．２５％以下
バナジウム（Ｖ）は炭化物を形成することにより鋼中のＣを固定し、焼き戻し温度を高め、耐ＳＳＣ性を向上させる。しかしながら、Ｖの過剰な添加はマルテンサイト相にするのを妨げる作用がある。したがって、Ｖ含有量は０．２５％以下である。好ましいＶ含有量の下限は０．０１％である。

本実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、Ｓｉ及びＡｌのうちの少なくとも１種以上を含有する。

Ｓｉ：０．５０％以下
Ａｌ：０．１０％以下
ケイ素（Ｓｉ）及びアルミニウム（Ａｌ）は共に脱酸剤として有効である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有すれば靭性及び熱間加工性が低下する。また、Ａｌを過剰に含有すれば鋼中に多数の介在物が生成され、これにより耐食性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５０％以下とし、Ａｌ含有量は０．１０％以下とする。好ましいＳｉ含有量の下限は０．１０％であり、好ましいＡｌ含有量の下限は、０．００１％である。なお、下限未満のＳｉ及び／又はＡｌを含有しても上記効果はある程度得られる。

本実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼の残部はＦｅで構成される。なお、種々の要因により上述の不純物以外の他の不純物が含まれることもあり得る。

さらに、上記化学組成中のＴｉ含有量と、Ｃ含有量とは、式（１）を満足する。

６．０≦Ｔｉ／Ｃ≦１０．１（１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。

図１に示すとおり、Ｔｉ／Ｃが小さくなるほど、ＴＳ−ＹＳは増大する。Ｔｉ／Ｃが１０．１を超えると、ＴＳ−ＹＳ≧２０．７ＭＰａを満たすことができない。

一方、Ｔｉ／Ｃが小さすぎると、硬度のばらつきが大きくなる。具体的には、以下の式（２）で定められる硬度ばらつき（ＨＲＣ）が２．５以上となる。

硬度ばらつき（ＨＲＣ）＝Ｈｍａｘ−Ｈｍｉｎ（２）
ここで、Ｈｍａｘ及びＨｍｉｎは以下の方法で測定する。図２に示すような、鋼管中央部に相当する横断面において、円周方向に９０°おきに、肉厚中央部Ｐ１〜Ｐ４のロックウェル硬さＣスケール（以下、単にロックウェル硬さという。単位はＨＲＣ）を測定する。測定された４つのロックウェル硬さのうち、最大値をＨｍａｘとし、最小値をＨｍｉｎとする。

硬度ばらつきが２．５以上であれば、耐ＳＳＣ性が低下しやすい。Ｔｉ／Ｃが６．０以上であれば、硬度ばらつきは２．５未満となり、硬度ばらつきを抑えることができる。この理由は定かではないが、以下の理由が推定される。Ｔｉ／Ｃが小さすぎれば、鋼中のＴｉ含有量は少ない。そのため、焼戻し時に複数のＶＣが析出する。析出された各ＶＣのサイズは、鋼管内の析出場所によって不均一である。その結果、硬度ばらつきが大きくなる。一方、Ｔｉ／Ｃが大きければ、鋼中のＴｉ含有量は多い。そのため、焼戻し時にＴｉＣが析出し、ＶＣの析出が抑制される。その結果、硬度ばらつきが小さくなる。

本発明によるマルテンサイト系ステンレス鋼は、式（１）を満たすため、ＴＳ−ＹＳが２０．７ＭＰａ以上となり、かつ、硬度ばらつきが２．５未満となる。
好ましいＴｉ／Ｃの上限値は、９．６であり、さらに好ましいＴｉ／Ｃの上限値は、９．０である。

本実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えてＮｂ及びＺｒの少なくとも１種以上を含有する。

Ｎｂ：０．２５％以下
Ｚｒ：０．２５％以下
ニオブ（Ｎｂ）及びジルコニウム（Ｚｒ）は共に選択元素である。これらの元素は共に、炭化物を形成して鋼中のＣを固定することにより、焼戻し後の強度のばらつきを低減する。しかしながら、これらの元素の過剰な含有は、焼戻し後の組織を主としてマルテンサイト相にするのを妨げる。したがって、Ｎｂ含有量及びＺｒ含有量は、それぞれ０．２５％以下である。好ましいＮｂ含有量の下限及びＺｒ含有量の下限は、それぞれ０．００５％である。なお、０．００５％未満のＮｂ及びＺｒを含有しても、上記効果はある程度得られる。

本実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えてＣｕを含有する。

Ｃｕ：１．００％以下
銅（Ｃｕ）は選択元素である。ＣｕはＮｉと同様に、焼戻し後の組織を主としてマルテンサイト相にするのに有効である。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有すれば、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．００％以下とする。好ましいＣｕ含有量の下限は０．０５％である。なお、０．０５％未満のＣｕを含有しても上記効果はある程度得られる。

本実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼はさらに、必要に応じて、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅのうちの少なくとも１種以上を含有する。

Ｃａ：０．００５％以下
Ｍｇ：０．００５％以下
Ｌａ：０．００５％以下
Ｃｅ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（Ｍｇ）、ランタン（Ｌａ）及びセリウム（Ｃｅ）はいずれも選択元素である。これらの元素はいずれも熱間加工性を改善する。しかしながら、これらの元素を過剰に含有すれば、粗大な酸化物が生成され、その結果、耐食性が低下する。したがって、これらの元素の含有量はそれぞれ０．００５％以下とする。これらの元素の含有量の好ましい下限は、それぞれ０．０００２％である。なお、０．０００２％未満のＣａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅを含有しても、上記効果はある程度得られる。好ましくは、これらの元素のうち、Ｃａ及び／又はＬａを含有する。

２．製造方法
本実施の形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法について説明する。上述の１．の化学組成を有する溶鋼を連続鋳造法等によりスラブ又はビレットにする。又は、溶鋼を造塊法によりインゴットにする。スラブ及びインゴットは分塊圧延等により熱間加工され、ビレットとする。

製造したビレットを加熱炉で加熱し、加熱炉から抽出した鋳片又は鋼片を穿孔機により軸方向に穿孔する。その後、マンドレルミル及びレデューサ等により所定の寸法の継目無鋼管に加工する。加工後、熱処理（焼き入れ及び焼きもどし）を実施する。このとき、焼戻し後のマルテンサイト系ステンレス鋼の０．６％全伸び耐力が７５８〜８６２ＭＰａ（１１０ｋｓｉ級）の範囲内となるように、焼入れ温度及び焼戻し温度を調整する。

なお、上述の製造方法ではマルテンサイト系ステンレス鋼の継目無鋼管を製造する方法について記載したが、周知の製造方法によりマルテンサイト系ステンレス鋼の溶接鋼管を製造してもよい。

種々の化学組成を有する継目無鋼管を製造し、製造された継目無鋼管のＴＳ−ＹＳ及び硬度ばらつきを調査した。

［調査方法］
表１に示す化学組成を有する鋼を表１中の試験番号ごとに溶製してビレットを製造した。製造された各ビレットを熱間鍛造及び熱間圧延して、継目無鋼管を製造した。

続いて、製造された各継目無鋼管の０．６％全伸び耐力が７５８ＭＰａ〜８６２ＭＰａの範囲内となるように、焼入れ及び焼戻しを実施した。具体的には、焼入れ温度を９１０℃とし、焼戻し温度を５６０℃〜６３０℃の範囲内で調整した。

焼入れ焼戻しを実施後、各継目無鋼管の０．６％全伸び耐力（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を測定した。各継目無鋼管の軸方向に沿って平行部長さ２５．４ｍｍ、平行部断面の直径６．３５ｍｍの丸棒試験片（ＡＳＴＭＡ３７０に準拠）を採取した。採取された丸棒試験片に対して常温で引張試験を実施し、ＡＳＴＭ規格に基づく０．６％全伸び耐力ＹＳ（ＭＰａ）及び引張強度ＴＳ（ＭＰａ）を測定した。測定後、各試験番号ごとにＴＳ−ＹＳを求めた。

さらに、各継目無鋼管の硬度ばらつきを求めた。具体的には、各継目無鋼管を中央で横断方向に切断した。図２に示すような、切断された継目無鋼管の横断面において、円周方向に９０°おきに、肉厚中央部Ｐ１〜Ｐ４のロックウェル硬さＣスケール（ＨＲＣ）を測定した。測定された４つのロックウェル硬さのうち、最大値をＨｍａｘとし、最小値をＨｍｉｎとした。得られたＨｍａｘ及びＨｍｉｎを用いて、式（２）より硬度ばらつき（ＨＲＣ）を求めた。

［調査結果］
表１に調査結果を示す。表中の「Ｔｉ／Ｃ」は、各試験番号のＴｉ含有量（質量％）のＣ含有量（質量％）に対する比である。表中の「ＴＳ」は、各試験番号の引張強度（ＭＰａ）を示し、「ＹＳ」は、各試験番号の０．６％全伸び耐力（ＭＰａ）を示す。表中の「ＴＳ−ＹＳ」は、引張強度から０．６％全伸び耐力を差し引いた値（ＭＰａ）を示す。表中の「硬度ばらつき」は、式（２）により求めた硬度ばらつき（ＨＲＣ）を示す。なお、表中下線が引かれた数値は本発明の範囲外であることを示す。

表１を参照して、全ての試験番号の０．６％全伸び耐力（ＹＳ）は、７５８〜８６２ＭＰａの範囲内であった。

試験番号１〜４９の継目無鋼管は、その化学組成が本発明の範囲内であり、かつ、Ｔｉ／Ｃが式（１）を満たした。そのため、いずれの継目無鋼管も、ＴＳ−ＹＳが２０．７ＭＰａ以上であった。さらに、いずれの継目無鋼管の硬度ばらつき（ＨＲＣ）も２．５未満であった。

これに対し、試験番号５０及び５１の継目無鋼管は、その化学組成が本発明の範囲内であるものの、Ｔｉ／Ｃが式（１）を満たさず、Ｔｉ／Ｃが１０．１を超えた。そのため、ＴＳ−ＹＳが２０．７ＭＰａ未満となった。

試験番号５２〜６９の継目無鋼管は、いずれもＣ含有量が本発明のＣ含有量の下限未満であった。そのため、ＴＳ−ＹＳが２０．７ＭＰａ未満であった。

試験番号７０〜７３の継目無鋼管は、いずれも、化学組成が本発明の範囲内であるものの、Ｔｉ／Ｃが６．０未満であった。そのため、硬度ばらつきは２．５以上であった。

また、表１中の試験番号１〜４９及び７０〜７３の継目無鋼管について、ＳＳＣ試験を実施し、耐ＳＳＣ性を評価した。具体的には、各継目無鋼管から平行部の直径６．３ｍｍ、平行部の長さ２５．４ｍｍの引張試験片を作製した。作製した引張試験片を用いてＮＡＣＥＴＭ０１７７−９６ＭｅｔｈｏｄＡに基づいてプルーフリング試験を実施した。このとき、０．０３ａｔｍのＨ_２Ｓ（ＣＯ_２ｂａｌ．）を飽和させた２０％ＮａＣｌ水溶液に試験片を７２０時間浸漬した。ＮａＣｌ水溶液のｐＨは４．５とし、試験中、水溶液の温度を２５℃に維持した。試験後、目視にて割れの有無を確認した。

試験の結果、試験番号１〜４９のいずれの引張試験片においても割れは発生しなかった。一方、試験番号７０〜７３の引張試験片には割れが確認された。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、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。よって、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形して実施することが可能である。

本発明によるマルテンサイト系ステンレス鋼は、硫化水素や炭酸ガス、塩素イオン等の腐食性物質を含む腐食環境で使用される鋼材に広く適用される。具体的には、石油や天然ガスの生産設備や、炭酸ガス除去装置、地熱発電設備に使用される鋼材に適する。特に、油井、ガス井で使用される油井管に適する。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０１０〜０．０３０％、Ｍｎ：０．３０〜０．６０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｒ：１０．００〜１５．００％、Ｎｉ：２．５０〜８．００％、Ｍｏ：１．００〜５．００％、Ｔｉ：０．０５０〜０．２５０％、Ｖ：０．２５％以下、Ｎ：０．０７％以下と、Ｓｉ：０．５０％以下、Ａｌ：０．１０％以下のうちの１種以上とを含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、７５８〜８６２ＭＰａの降伏強度を有し、引張強度から降伏強度を差し引いた値が２０．７ＭＰａ以上であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。
６．０≦Ｔｉ／Ｃ≦１０．１（１）
ここで、式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）である。
請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼であってさらに、
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｎｂ：０．２５％以下、Ｚｒ：０．２５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。
請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．００％以下を含有することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。
請求項２に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．００％以下を含有することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。
請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼であって、
前記Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、Ｌａ：０．００５％以下、Ｃｅ：０．００５％以下のうちの１種以上を含有することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼。