JP6863529B1 - 二相ステンレス鋼およびその製造方法、並びに二相ステンレス鋼管 - Google Patents

二相ステンレス鋼およびその製造方法、並びに二相ステンレス鋼管 Download PDF

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Abstract

二相ステンレス鋼およびその製造方法、並びに二相ステンレス鋼管を提供することを目的とする。本発明の二相ステンレス鋼は、特定の成分組成を有し、オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、Ｗの含有量が下記の（１）式を満たし、降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上、試験温度：-１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ-１０が４０Ｊ以上である。０．５５［％Ｃ］-０．０５６［％Ｓｉ］＋０．０１８［％Ｍｎ］-０．０２０［％Ｃｒ］-０．０８７［％Ｍｏ］＋０．１６［％Ｎｉ］＋０．２８［％Ｎ］-０．５０６［％Ｃｕ］-０．０３５［％Ｗ］＋［％Ｃｕ＊Ｆ］ ≦０．９４…（１）

Description

本発明は、油井管として使用するのに好適な、優れた耐食性と高強度、高靭性を兼ね備えた二相ステンレス鋼およびその製造方法に関し、特に、油井用鋼管に用いられる二相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。また本発明は、この二相ステンレス鋼を用いてなる二相ステンレス鋼管に関する。
近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来は顧みられなかったような深度が深い油田や、硫化水素等を含む厳しい腐食環境、いわゆるサワー環境下にある油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような油田およびガス田は一般に深度が極めて深く、またその雰囲気も高温で、かつ、ＣＯ２およびＣｌ−、さらにはＨ２Ｓを含む厳しい腐食環境となっている。このような環境下で使用される油井用鋼管は、強度、靭性および耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性）に優れていることが要求される。
従来から、ＣＯ２、およびＣｌ−等を含む環境の油田およびガス田では、採掘に使用する油井管として二相ステンレス鋼管が多く使用されている。例えば、特許文献１には、Ｃｕを含有するオーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼を１０００℃以上に加熱して熱間加工を行い、続いてそのまま８００℃以上の温度から急冷し、その後時効処理することにより耐食性を向上させた高強度二相ステンレス鋼の製造方法が開示されている。
特許文献２には、重量％で、Ｃ：０．０３％以下と、Ｓｉ：１％以下と、Ｍｎ：１．５％以下と、Ｐ：０．０４％以下と、Ｓ：０．０１％以下と、Ｃｒ：２０〜２６％と、Ｎｉ：３〜７％と、Ｓｏｌ−Ａｌ：０．０３％以下と、Ｎ：０．２５％以下と、Ｃｕ：１〜４％とを含み、さらに、Ｍｏ：２〜６％およびＷ：４〜１０％のうち１種または２種と、Ｃａ：０〜０．００５％と、Ｍｇ：０〜０．０５％と、Ｂ：０〜０．０３％と、Ｚｒ：０〜０．３％と、Ｙ、ＬａおよびＣｅを合計含有量として０〜０．０３％とを含有し、耐海水性の指標ＰＴ値がＰＴ≧３５、オーステナイト分率Ｇ値が７０≧Ｇ≧３０を満たす耐海水性用析出強化型二相ステンレス鋼を、ステンレス鋼を１０００℃以上で溶体化処理し、続いて４５０〜６００℃で時効熱処理することで得られるとする耐海水性用析出強化型二相ステンレス鋼の製造方法が開示されている。
特許文献３には、Ｃｕを含有するオ−ステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼の溶体化処理材に、断面減少率３５％以上の冷間加工を施した後、一旦５０℃／ｓ以上の加熱速度で８００〜１１５０℃の温度域まで加熱してからこれを急冷し、次いで３００〜７００℃での温間加工を施した後に再び冷間加工を施すか、またはこの冷間加工の後に４５０〜７００℃で時効処理することで、深層油井およびガス井用の油井検層線等として使用できる高強度二相ステンレス鋼材の製造方法が開示されている。
特許文献４には、Ｃ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓｉ：１．０ｗｔ％以下、Ｍｎ：１．５ｗｔ％以下、Ｃｒ：２１〜２８ｗｔ％、Ｎｉ：３〜８ｗｔ％、Ｍｏ：１〜４ｗｔ％、Ｎ：０．１〜０．３ｗｔ％、Ｃｕ：２ｗｔ％以下、Ｗ：２ｗｔ％以下、Ａｌ：０．０２ｗｔ％以下、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ：いずれも０．１ｗｔ％以下、Ｚｒ、Ｂ：いずれも０．０１ｗｔ％以下、Ｐ：０．０２ｗｔ％以下、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下を含有した鋼を１０００〜１１５０℃で溶体化熱処理した後、４５０〜５００℃で３０〜１２０分の時効熱処理をするサワーガス油井管用二相ステンレス鋼の製造方法が開示されている。
特許文献５には、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．５％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：２０．０〜３０．０％、Ｎｉ：５．０〜１０．０％、Ｍｏ：２．０〜５．０％、Ｃｕ：２．０〜６．０％、Ｎ：０．０７％未満を含有した鋼を、１０００℃以上の加熱温度に加熱した後、空冷以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する溶体化熱処理と、３５０℃〜６００℃の温度に加熱し冷却する時効熱処理とを施す、高強度高靭性二相ステンレス鋼の製造方法が開示されている。
特開昭６１−２３７１３号公報 特開平１０−６０５２６号公報 特開平７−２０７３３７号公報 特開昭６１−１５７６２６号公報 特再公表２０１８−４３２１４号公報
最近の厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発に伴い、油井用鋼管には、高強度、高靭性および優れた耐食性を保持することが要望されるようになっている。ここで、優れた耐食性とは、特にＣＯ２およびＣｌ−、さらにＨ２Ｓを含む厳しい腐食環境下における、２００℃以上の高温での優れた耐炭酸ガス腐食性、８０℃以下の低温での優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）、および２０〜３０℃の常温での優れた耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）を兼備することを意味する。そして、経済性（コストおよび効率）の改善も求められる傾向にある。
しかしながら、特許文献１〜４に記載された鋼では、８０℃以下の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性が考慮されていないという問題があった。特許文献５に記載された鋼では、８０℃以下の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性は良好であるとされているが、８０℃以下の低温での孔食の発生有無について記載がない。
本発明は係る問題に鑑み、高強度、高靭性、および優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼ならびにその製造方法を提供することを目的とする。ここで、優れた耐食性とは、上記したような厳しい腐食環境下においても、優れた耐炭酸ガス腐食性、優れた耐硫化物応力腐食割れ性および優れた耐硫化物応力割れ性を兼ね備えた耐食性を指す。このような二相ステンレス鋼管は、原油または天然ガスの油井、およびガス井等の厳しい環境下において好適に用いられる。
なお、本発明において、「高強度」とは、降伏強さが９５ｋｓｉ（６５５ＭＰａ）以上の強度を有することをいう。また、本発明において、「高靭性」とは、低温靭性、すなわち−１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０が４０Ｊ以上を有することをいう。また、本発明において、「優れた耐炭酸ガス腐食性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２００℃、３．０ＭＰａのＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を３３６時間として実施した場合に、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下、かつ孔食の発生がないことをいう。また、本発明において、「優れた耐硫化物応力腐食割れ性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：１０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：８０℃、２ＭＰａのＣＯ２ガス、３５ｋＰａのＨ ２Ｓ雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の１００％を付加応力として付加した場合に、試験後の試験片に割れが発生せず、かつ孔食の発生がないことをいう。また、本発明において、「優れた耐硫化物応力割れ性」とは、試験セルに保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、０．０７ＭＰａのＣＯ２ガス、０．０３ＭＰａのＨ２Ｓ雰囲気）に酢酸＋酢酸Ｎａを加えて、ｐＨ：３．５に調節した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の９０％を付加応力として付加した場合に、試験後の試験片に割れが発生せず、かつ孔食の発生がないことをいう。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、二相ステンレス鋼について、強度、靱性、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性、および耐硫化物応力割れ性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
１）Ｃｕを２．０％以上含む二相ステンレス鋼では、熱間圧延後の冷却中にフェライト相でＣｕが過飽和状態となりやすく、その結果フェライト相内に粗大なε−Ｃｕが析出していること。
２）熱間圧延後の粗大なε−Ｃｕは、通常の溶体化処理では容易に解消せず、解消には長時間の加熱が必要となってしまうこと。
３）溶体化処理、時効処理した材料では、フェライト相内に残存した粗大なε−Ｃｕが腐食起点となり、孔食の起点となるフェライト相の選択腐食が発生しやすいこと。
４）Ｃｕ過飽和状態を解消する手段として、Ｃｕをほとんど固溶しないσ相を析出させる熱処理を行うことで、短い加熱時間でフェライト相からオーステナイト相へのＣｕ移動を促進させ、その後の溶体化処理にてフェライト相中の粗大なε−Ｃｕの量を格段に減らせること。
５）フェライト相中の粗大なε−Ｃｕの有無は、Ｃｕの過飽和度と相関しており、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、Ｗの含有量が下記の（１）式を満足するように、それぞれの元素の含有量を下記の範囲内を満たせば、耐選択腐食性が向上すること。
０．５５［％Ｃ］−０．０５６［％Ｓｉ］＋０．０１８［％Ｍｎ］−０．０２０［％Ｃｒ］−０．０８７［％Ｍｏ］＋０．１６［％Ｎｉ］＋０．２８［％Ｎ］−０．５０６［％Ｃｕ］−０．０３５［％Ｗ］＋［％Ｃｕ＊Ｆ］ ≦０．９４・・・（１）
ただし、上記（１）式における［％元素記号］は鋼中の当該元素の含有量（質量％）を表し、［％元素記号＊Ｆ］はフェライト相中の当該元素の含有量（質量％）を表す。当該元素が含有されない場合はゼロとする。
本発明は、以上の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］ 質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．１０〜１．５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：２０．０〜２８．０％、Ｎｉ：２．０〜１０．０％、Ｍｏ：２．０〜５．０％、Ｃｕ：２．０〜６．０％、Ａｌ：０．００１〜０．０５％、およびＮ：０．０７０％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、Ｗの含有量が下記の（１）式を満たし、降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上、試験温度：−１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０が４０Ｊ以上である、二相ステンレス鋼。
０．５５［％Ｃ］−０．０５６［％Ｓｉ］＋０．０１８［％Ｍｎ］−０．０２０［％Ｃｒ］−０．０８７［％Ｍｏ］＋０．１６［％Ｎｉ］＋０．２８［％Ｎ］−０．５０６［％Ｃｕ］−０．０３５［％Ｗ］＋［％Ｃｕ＊Ｆ］ ≦０．９４・・・（１）
ただし、上記（１）式における［％元素記号］は鋼中の当該元素の含有量（質量％）を表し、［％元素記号＊Ｆ］はフェライト相中の当該元素の含有量（質量％）を表す。当該元素が含有されない場合はゼロとする。
［２］ 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、以下のＡ群〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、［１］に記載の二相ステンレス鋼。
Ａ群：Ｗ：１．５％以下、
Ｂ群：Ｖ：０．２０％以下、
Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｅ群：Ｔａ：０．１％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
［３］ ［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼を用いてなる、二相ステンレス鋼管。
［４］ ［１］または［２］に記載の成分組成を有する鋼素材に対し、７００℃以上９５０℃以下の温度に加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却するσ相析出処理と、１０００℃以上の温度に加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する溶体化熱処理と、３５０〜６００℃の温度に加熱したのち冷却する時効熱処理と、を施す、二相ステンレス鋼の製造方法。
本発明によれば、降伏強さが９５ｋｓｉ以上（６５５ＭＰａ以上）の高強度と、−１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０が４０Ｊ以上の高靭性と、硫化水素を含有する厳しい腐食環境下においても、優れた耐炭酸ガス腐食性、優れた耐硫化物応力腐食割れ性および優れた耐硫化物応力割れ性を兼ね備える優れた耐食性と、を有する二相ステンレス鋼が得られる。
本発明により製造した二相ステンレス鋼を油井用ステンレス継目無鋼管に適用することにより、産業上格段の効果を奏する。
二相ステンレス鋼の成分組成
以下に本発明の二相ステンレス鋼が有する成分組成の範囲の限定理由を説明する。なお、成分含有量に関する「％」は質量％である。
Ｃ：０．０３％以下
Ｃは、オーステナイト相を安定させて強度および低温靭性を向上させる効果を有する元素である。降伏強さが９５ｋｓｉ以上（６５５ＭＰａ以上）の高強度、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０が４０Ｊ以上の低温靭性を実現するためには、Ｃ含有量は０．００２％以上とすることが好ましい。さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．００５％以上である。しかし、Ｃ含有量が０．０３％を超えると、熱処理により炭化物の析出が過剰となり、耐食性に悪影響を及ぼす場合もある。そのため、Ｃ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０２％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１５％以下であり、さらに好ましくは、Ｃ含有量は０．０１２％以下である。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として機能する元素であり、この効果を得るためには、０．０５％以上の含有量が好ましい。より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量は１．０％を超えると、熱処理により金属間化合物の析出が過剰となり、鋼の耐食性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．８％以下であり、より好ましくは、Ｓｉ含有量は０．７％以下である。さらに好ましくは０．６％以下である。
Ｍｎ：０．１０〜１．５％
Ｍｎは、上述のＳｉと同様に、脱酸剤として有効な元素であるとともに、鋼中に不可避的に含有されるＳを硫化物として固定し熱間加工性を改善する。これらの効果はＭｎ含有量が０．１０％以上で得られる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると熱間加工性が低下するだけでなく、耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％以下であり、より好ましくは０．８％以下であり、さらに好ましくは０．５％以下である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、二相ステンレス鋼の耐食性を低下させる元素であり、０．０４０％を超えると、耐食性が著しく低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。ただしＰを０．００５％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｐ処理に長時間を要し、二相ステンレス鋼の製造コストの上昇を招く。したがって、Ｐは０．００５％以上が好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、二相ステンレス鋼の製造過程における熱間加工性を低下させる元素であり、０．０１％を超えると、二相ステンレス鋼の製造に支障を来す。したがって、Ｓは０．０１％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。なお、製造コストの上昇を防止する観点より、好ましくは、Ｓ含有量は０．０００５％以上である。
Ｃｒ：２０．０〜２８．０％
Ｃｒは、耐食性を維持し、強度を向上するために有効な基本成分である。これらの効果を得るために、Ｃｒ含有量を２０．０％以上とする。より高強度を得るためには、好ましくは、Ｃｒ含有量は２１．０％以上であり、さらに好ましくは２３．０％以上である。しかし、Ｃｒの含有量が２８．０％を超えると、σ相が析出しやすくなり耐食性と靭性がともに劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は２８．０％以下とする。また、靱性の観点からは、好ましくは、Ｃｒ含有量は２７．０％以下である。
Ｎｉ：２．０〜１０．０％
Ｎｉは、オーステナイト相を安定させ、二相組織を得るために含有される元素である。Ｎｉが２．０％未満では、その効果が得られない。したがって、Ｎｉ含有量は２．０％以上とする。好ましくは、３．０％以上である。より好ましくは４．０％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１０．０％を超えると、オーステナイト相主体となり、本発明で目的とする強度が得られない。また、Ｎｉは高価な元素であるため経済性も損なわれる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０％以下とする。好ましくは８．０％以下である。
Ｍｏ：２．０〜５．０％
Ｍｏは、二相ステンレス鋼の耐食性を向上する作用を有する元素であり、特にＣｌ−に起因する孔食の防止に寄与する。Ｍｏが２．０％未満では、その効果が得られない。したがって、Ｍｏ含有量は２．０％以上とする。好ましくは、２．５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えると、σ相が析出し、靭性、耐食性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は５．０％以下とする。好ましくは４．５％以下である。
Ｃｕ：２．０〜６．０％
Ｃｕは、時効熱処理にて微細なε−Ｃｕを析出し、強度を大幅に上昇させる。また、Ｃｕは保護皮膜を強固にして鋼中への水素侵入を抑制し、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める。そのため、本発明において非常に重要な元素である。これらの効果を得るために、Ｃｕ含有量は２．０％以上とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は２．５％以上である。一方、Ｃｕの含有量が６．０％を超えると、低温靭性が低下する。このため、Ｃｕ含有量は６．０％以下とする。好ましくは、Ｃｕ含有量は５．５％以下である。より好ましくは、５．０％以下である。
Ａｌ：０．００１〜０．０５％
Ａｌは、二相ステンレス鋼の原材料の溶鋼を溶製する過程で脱酸剤として機能する元素であり、０．００１％未満ではその効果が得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、アルミナ系介在物が析出し易くなり、二相ステンレス鋼の製造過程における熱間加工性が低下し、靭性も劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは０．０４％以下である。
Ｎ：０．０７０％未満
Ｎは、通常の二相ステンレス鋼においては、耐孔食性を向上させ、また固溶強化に寄与する元素として知られ、０．１０％以上が積極的に添加される。しかしながら、時効熱処理を行う場合には、Ｎはむしろ種々の窒化物を形成し、８０℃以下の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性を低下させる元素であり、Ｎを０．０７０％以上含有するとその作用が顕著となる。したがって、Ｎ含有量は０．０７０％未満とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．０５％以下、より好ましくは０．０４％以下、さらに好ましくは０．０３％以下、さらに一層好ましくは０．０１５％以下である。なお、本発明の目的とする特性を得るためには、Ｎ含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．００５％以上である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＯ（酸素）が挙げられ、Ｏは０．０１％以下であれば許容できる。
以上の成分が基本の成分である。また、本発明では、上記の基本成分に加えて、必要に応じて下記のＡ〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有させてもよい。
Ａ群：Ｗ：１．５％以下
Ｗは、耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性を向上させる元素として有用である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０２％以上であることが望ましい。より好ましくは、Ｗ含有量は０．３％以上であり、さらに好ましくは、Ｗ含有量は０．８％以上である。一方、Ｗは１．５％を超えて多量に含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量は１．５％以下とする。より好ましくは、Ｗ含有量は１．２％以下である。
Ｂ群：Ｖ：０．２０％以下
Ｖは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素として有用である。このような効果を得るためにはＶ含有量は０．０２％以上であることが望ましい。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０４％以上である。一方、Ｖは０．２０％を超えて含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。また、多量に含有すると、耐硫化物応力割れ性が低下する場合がある。したがって、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．２０％以下とする。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０８％以下である。
Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種
ＺｒおよびＢは、いずれも強度増加に寄与する元素として有用であり、必要に応じて選択して含有させてもよい。
Ｚｒは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに耐硫化物応力腐食割れ性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０２％以上とすることが望ましい。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０５％以上である。一方、Ｚｒは０．５０％を超えて含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。このため、Ｚｒを含有する場合には、０．５０％以下とする。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．２０％以下である。
Ｂは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに熱間加工性の改善にも寄与する元素として有用である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが望ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。一方、Ｂは０．００３０％を超えて含有すると、低温靭性および熱間加工性を低下させる場合がある。このため、Ｂを含有する場合には、０．００３０％以下とする。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
ＲＥＭ、Ｃａ、Ｓｎ、およびＭｇは、いずれも耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて選択して含有させてもよい。このような効果を確保するためには、それぞれＲＥＭ：０．００１％以上、Ｃａ：０．００１％以上、Ｓｎ：０．０５％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上を含有することが望ましい。より好ましくは、それぞれＲＥＭ：０．００１５％以上、Ｃａ：０．００１５％以上、Ｓｎ：０．０９％以上、Ｍｇ：０．０００５％以上である。一方、ＲＥＭ：０．００５％、Ｃａ：０．００５％、Ｓｎ：０．２０％、Ｍｇ：０．０１％をそれぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる場合がある。このため、含有する場合には、それぞれＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下とする。より好ましくは、それぞれＲＥＭ：０．００４％以下、Ｃａ：０．００４％以下、Ｓｎ：０．１５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下である。
Ｅ群：Ｔａ：０．１％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｔａ、Ｃｏ、およびＳｂはいずれも耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて選択して含有させてもよい。このような効果を確保するためには、含有する場合には、それぞれＴａ：０．０１％以上、Ｃｏ：０．０１％以上、Ｓｂ：０．０１％以上とする。より好ましくは、それぞれＴａ：０．０２％以上、Ｃｏ：０．０２％以上、Ｓｂ：０．０２％以上である。一方、Ｔａ：０．１％、Ｃｏ：１．０％、Ｓｂ：１．０％をそれぞれ超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる場合がある。このため、含有する場合には、それぞれＴａ：０．１％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下とする。より好ましくは、それぞれＴａ：０．０５％以下、Ｃｏ：０．５％以下、Ｓｂ：０．５％以下である。
そして、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、および必要に応じてＷの含有量が下記の（１）式を満足するように調整する。なお、（１）式において、［％元素記号］は、鋼中の当該元素の含有量（質量％）を表し、［％元素記号＊Ｆ］はフェライト相中の当該元素の含有量（質量％）を意味する。当該元素が含有されない場合はゼロとする。０．５５［％Ｃ］−０．０５６［％Ｓｉ］＋０．０１８［％Ｍｎ］−０．０２０［％Ｃｒ］−０．０８７［％Ｍｏ］＋０．１６［％Ｎｉ］＋０．２８［％Ｎ］−０．５０６［％Ｃｕ］−０．０３５［％Ｗ］＋［％Ｃｕ＊Ｆ］ ≦０．９４・・・（１）
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、および必要に応じてＷの含有量、ならびに、フェライト相中のＣｕの含有量が上記の（１）式を満足すれば、耐孔食性が向上する。（１）式の左辺のうち、各成分の含有量の１次式（（１）式の左辺のうち［％Ｃｕ＊Ｆ］を除く部分）の値に「−１」をかけた値は、フェライト相中のＣｕの含有量の平衡値に近似する。すなわち、（１）式の左辺値は、フェライト相中のＣｕの含有量の平衡値とフェライト相中のＣｕの含有量との差であり、Ｃｕの過飽和度に対応している。（１）式の左辺値はフェライト相中の粗大なε−Ｃｕの量の指標であり、（１）式の左辺値が大きくなるほど粗大なε−Ｃｕの量が増加し、耐孔食性が劣化する。より耐孔食性を向上させる観点から、（１）式の左辺値は、０．９２以下とすることが好ましい。下限は特に規定しない。安定した強度確保の観点から、（１）式の左辺値は、０．８０以上とすることが好ましい。
なお、上記したフェライト相中のＣｕ含有量は、例えば次のように求められる。本発明の二相ステンレス鋼が継目無鋼管である場合、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用の試験片を採取し、ＥＢＳＰ解析（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ Ｐａｔｔｅｒｎ）にてフェライト相を識別する。そして、各試験片中の識別されたフェライト相について、ＦＥ−ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ：電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）にて、任意の２０点を測定し、Ｃｕ含有量を得る。得られたＣｕ含有量の定量値を平均した値を、その鋼のフェライト相中のＣｕ含有量とする。
二相ステンレス鋼の組織
本発明の二相ステンレス鋼は、オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有する。オーステナイト相の体積率（％）は、好ましくは２０〜７０％である。フェライト相の体積率（％）は、好ましくは３０〜８０％である。オーステナイト相が２０％未満では、低温靱性、耐硫化物応力割れ性、および耐硫化物応力腐食割れ性に劣る場合がある。また、オーステナイト相が７０％を超えると、強度に劣る場合がある。オーステナイト相は、より好ましくは２５％以上であり、より好ましくは６５％以下である。フェライト相が３０％未満では、強度に劣る場合がある。また、フェライト相が８０％を超えると、低温靱性、耐硫化物応力割れ性、および耐硫化物応力腐食割れ性に劣る場合がある。フェライト相は、より好ましくは３５％以上であり、より好ましくは７５％以下である。なお本発明では、各相の体積率は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
二相ステンレス鋼の製造方法
本発明の二相ステンレス鋼の製造方法として、二相ステンレス鋼管の製造方法について説明する。以下では、本発明の二相ステンレス鋼が継目無鋼管である場合の製造方法について説明する。なお、本発明は、継目無鋼管のみならず、薄板、厚板、ＵＯＥ、ＥＲＷ、スパイラル鋼管、鍛接管等にも適用できる。
本発明では、上記した成分組成を有するビレット等の鋼素材を出発素材（以下、鋼管素材と称する場合もある。）とする。本発明では、出発素材の製造方法は特に限定する必要がなく、通常公知の製造方法を適用できる。
上記した成分組成を有する鋼管素材の製造方法については、例えば、上記成分組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等、通常公知の方法で鋼管素材とすることが好ましい。次いで、これら鋼管素材を加熱し、通常公知の造管方法である、ユジーンセジュルネ法などの押し出し製管法またはマンネスマン製管法などの熱間加工によって、所望の寸法の上記した成分組成を有する継目無鋼管とする。
なお、上記した鋼管素材の加熱温度は、例えば１１００〜１３００℃の範囲とすることが好ましい。１１００℃未満では材料の加工性が低下し、圧延時に鋼管外面に割れを生じる場合がある。一方、１３００℃超えでは加工発熱によって材料温度が融点を超えて溶融し、その後の圧延が困難となる場合がある。
また、上記した熱間加工では、Ｃｕの析出核となる転位および粒界を多く導入し、その後の時効熱処理で高強度の材料を得る観点から、例えば８００〜１３００℃の温度域における合計圧下量を２０〜６０％とすることが好ましい。８００℃未満では、材料の加工性が低下し、圧延時に鋼管外面に割れを生じる場合がある。一方、１３００℃超えでは、加工発熱によって材料温度が融点を超えて溶融し、その後の圧延が困難となる場合がある。上記温度域における合計圧下量が２０％未満では、Ｃｕの析出核となる転位および粒界の数が不足し、十分な高強度が得られない場合がある。一方、合計圧下量が６０％超えでは、圧延時の加工発熱が過大となり、加工発熱によって材料温度が融点を超えて溶融し、その後の圧延が困難となる場合がある。ここで「合計圧下量」とは、ピアサーによる穿孔後に、実施されるエロンゲータ、プラグミル等によって圧延された鋼管の肉厚圧下量を指す。
造管後、得られた継目無鋼管は冷却される。上記した成分組成の場合、空冷以上の平均冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。これにより、上記した組織とすることができる。
本発明では、冷却後の継目無鋼管に対して、σ相析出処理、溶体化熱処理、時効熱処理をこの順に施し、二相ステンレス鋼管を製造する。
σ相析出処理
次に、本発明で重要な、σ相析出処理を行う。本発明では具体的には、上記成分組成を有する継目無鋼管を７００℃以上９５０℃以下の加熱温度にて加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度、より具体的には１℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する。これにより、σ相が析出し、フェライト相中のＣｕ過飽和状態が解消される。フェライト相中のＣｕ過飽和度は、（１）式に対応する。σ相析出処理を行うことにより、上記の（１）式を満たす二相ステンレス鋼管とすることができる。なお、σ相析出処理の加熱温度は、σ相の析出を促進する観点から、９００℃以下とすることが好ましい。また、好ましくは、σ相析出処理の加熱温度は７５０℃以上である。σ相析出処理の加熱温度における保持時間は、材料内の温度を均一にする観点から、５ｍｉｎ以上が好ましい。より好ましくは１０ｍｉｎ以上である。また、σ相析出処理の加熱温度における保持時間は３００ｍｉｎ以下が好ましい。より好ましくは１００ｍｉｎ以下である。σ相析出処理における冷却の平均冷却速度は、好ましくは２℃／ｓ以上である。冷却方法としては、例えば、空冷または水冷が挙げられる。特に平均冷却速度の上限は規定しないが、平均冷却速度が大きいと材料特性に及ぼす効果は飽和するため、５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。本発明において、平均冷却速度とは、加熱温度から冷却停止温度までの範囲における冷却速度の平均をいう。σ相析出処理の冷却停止温度が３００℃超えでは、添加したＣｕが冷却中に粗大なε−Ｃｕとして析出し、後の溶体化処理で再びＣｕを固溶させるために非常に長い時間加熱することが必要となる。また、生産性を低下させる。後の溶体化熱処理でのＣｕの再固溶が十分でなかった場合、残存する粗大なε−Ｃｕにより靭性が低下する。よって、σ相析出処理の冷却停止温度は３００℃以下とする。より好ましくは２５０℃以下である。
溶体化熱処理
σ相析出処理に引続き、本発明では、σ相析出処理を施した継目無鋼管に溶体化熱処理を施す。具体的には、σ相析出処理を施した継目無鋼管を、さらに１０００℃以上の加熱温度に加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度、より具体的には１℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する。これにより、σ相析出処理前またはσ相析出処理中に析出した金属間化合物や炭化物、窒化物、硫化物等を固溶し、適正量のオーステナイト相およびフェライト相を含む組織の継目無鋼管とすることができる。
溶体化熱処理の加熱温度が１０００℃未満では、所望の高靭性を確保することができない。好ましくは溶体化熱処理の加熱温度は１０２０℃以上である。また、溶体化熱処理の加熱温度は、組織の粗大化を防止する観点から、１１５０℃以下とすることが好ましい。より好ましくは溶体化熱処理の加熱温度は１１３０℃以下である。本発明では、溶体化熱処理の加熱温度における保持時間は、材料内の温度を均一にする観点から、５ｍｉｎ以上が好ましい。より好ましくは１０ｍｉｎ以上である。また、溶体化熱処理の加熱温度における保持時間は２１０ｍｉｎ以下が好ましい。より好ましくは１００ｍｉｎ以下である。
溶体化熱処理の平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、冷却途中にσ相、χ相などの金属間化合物が析出し、低温靭性および耐食性が著しく低下する。なお、平均冷却速度の上限は、特に限定する必要はない。溶体化熱処理における冷却の冷却速度は、好ましくは２℃／ｓ以上である。
溶体化熱処理の冷却停止温度が３００℃超えでは、添加したＣｕが冷却中に粗大なε−Ｃｕとして析出し、所望の高強度、さらには高靭性と優れた耐食性を確保できなくなる。よって、溶体化熱処理の冷却停止温度は３００℃以下とする。より好ましくは２５０℃以下である。
時効熱処理
次いで、溶体化熱処理を施した継目無鋼管に時効熱処理を施す。具体的には、溶体化熱処理を施した継目無鋼管を、３５０〜６００℃の温度に加熱したのち、冷却する。時効熱処理を施されることにより、添加したＣｕが微細なε−Ｃｕとして析出し強度に寄与する。なお、微細なε−Ｃｕはフェライト相の選択腐食の起点とならないため、孔食の起点ともならない。このような時効熱処理を継目無鋼管に施すことにより、所望の高強度と、高靭性さらには優れた耐食性を有する高強度二相ステンレス鋼管となる。
時効熱処理の加熱温度が６００℃を超えて高温となると、ε−Ｃｕが粗大化し、所望の高強度と、さらには高靭性、優れた耐食性を確保できなくなる。好ましくは、時効熱処理の加熱温度は５５０℃以下である。一方、時効熱処理の加熱温度が３５０℃未満では、微細なε−Ｃｕが十分に析出せずに、所望の高強度を得ることができない。好ましくは、時効熱処理の加熱温度は４００℃以上である。本発明では、時効熱処理の加熱温度における保持時間は、材料内の温度を均一にする観点から、５ｍｉｎ以上とすることが好ましい。時効熱処理での保持時間が５ｍｉｎ未満では、所望の組織の均一化が達成できない。より好ましくは、時効熱処理での保持時間は２０ｍｉｎ以上とする。また、時効熱処理での保持時間は２１０ｍｉｎ以下が好ましい。なお、時効熱処理において、冷却とは、３５０〜６００℃の温度域から室温まで、空冷以上の平均冷却速度で冷却することをいう。空冷以上の平均冷却速度とは、具体的には１℃／ｓ以上である。時効熱処理における冷却の冷却速度は、好ましくは２℃／ｓ以上である。
以下、本発明の実施例を説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）を鋳造し、鋼管素材を１１５０〜１２５０℃で加熱したのち、加熱モデルシームレス圧延機を用いる熱間加工により造管し、外径８３．８ｍｍ×肉厚１２．７ｍｍの継目無鋼管とした。得られた継目無鋼管は、造管後空冷された。ここでは、上記熱間加工の条件として、８００〜１３００℃の温度域における合計圧下量を２０〜６０％とした。
Figure 0006863529
得られた継目無鋼管に対し、表２に示す条件で加熱し３００℃以下の温度まで冷却するσ相析出処理を施した。その後、σ相析出処理を施した継目無鋼管を、表２に示す条件で加熱したのち、３００℃以下の温度まで冷却する溶体化熱処理を施した。そして、溶体化熱処理を施した継目無鋼管をさらに表２に示す条件で加熱し、１℃／ｓ以上の平均冷却速度で空冷する時効熱処理を施した。なお、σ相析出処理および溶体化熱処理において、冷却を空冷で行った場合の平均冷却速度は１℃／ｓ以上であり、冷却を水冷により行った場合の平均冷却速度は１０℃／ｓ以上である。
Figure 0006863529
Figure 0006863529
このようにσ相析出処理、溶体化熱処理および時効熱処理（以下、これらの処理を単に「熱処理」と称する場合がある。）を施し、最終的に得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）から、組織観察用の試験片を採取し、組織の定量評価、引張試験、シャルピー衝撃試験、腐食試験、耐硫化物応力割れ試験（耐ＳＳＣ試験）、および耐硫化物応力腐食割れ試験（耐ＳＣＣ試験）を行った。試験方法は次の通りとした。これらの試験により得られた結果を表３に示す。
（１）鋼管の組織全体に占める各相の体積率（体積％）測定
上述の熱処理を施して得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）から、管軸方向断面を観察するために、組織観察用の試験片を採取した。フェライト相およびオーステナイト相の体積率は、観察面を走査型電子顕微鏡で観察することにより求めた。具体的には、上述の組織観察用の試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌ、および１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（１０００倍）で組織を撮像した。得られた組織写真から、画像解析装置を用いて、フェライト相およびオーステナイト相の面積率の平均値を算出し、これをそれぞれの体積率（体積％）とした。
（２）フェライト相中のＣｕ含有量測定
上述の組織観察を行ったものと同様の試験片に対して、ＥＢＳＰ解析にてフェライトを識別した。各試験片中のフェライトとして識別された相に対して、ＦＥ−ＥＰＭＡにて、任意の２０点を測定し、Ｃｕ含有量を得た。得られたＣｕ含有量の定量値を平均した値を、その鋼のフェライト相中のＣｕ含有量（質量％）とした。
（３）引張試験
上述の熱処理を施して得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）から、ＡＰＩ−５ＣＴ規格に準拠して、引張方向が管軸方向となるようにＡＰＩ弧状引張試験片を採取した。採取された試験片に対し、ＡＰＩ規格に準拠して引張試験を行なって、引張特性として降伏強さＹＳ（ＭＰａ）および引張強さＴＳ（ＭＰａ）を測定した。
（４）シャルピー衝撃試験
上述の熱処理を施して得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）の肉厚中央部から、ＩＳＯ−１１９６０規格に準拠して、円周方向が試験片長さとなるようにＶノッチ試験片（厚さ１０ｍｍ）を採取した。採取した試験片に対し、試験温度を−１０℃としてシャルピー衝撃試験を行なって、吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ）を測定した。なお、試験片は、各鋼管からそれぞれ３本採取し、これらの試験片に対してシャルピー衝撃試験を行って得られた値の算術平均値を表３に示す。
（５）腐食試験（耐炭酸ガス腐食試験）
上述の熱処理を施して得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）から、厚さ３ｍｍ×幅３０ｍｍ×長さ４０ｍｍの腐食試験片を機械加工によって作製し、これらの試験片に対して腐食試験を実施して耐炭酸ガス腐食性を評価した。
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２００℃、ＣＯ２：３．０ＭＰａの雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間（３３６時間）として実施した試験後の試験片について、重量を測定し、腐食試験前後の重量減から計算した腐食速度を求めた。また、腐食試験後の試験片について倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察した。なお、孔食有とは、直径：０．２ｍｍ以上の孔食が存在する場合をいう。本発明では、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下であり、かつ、孔食が発生していない場合を合格と評価した。なお、表３では、孔食が発生していない場合を記号○で示し、孔食が発生した場合を記号×で示した。
（６）耐硫化物応力割れ試験（耐ＳＳＣ試験）
上述の熱処理を施して得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）から、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、丸棒状の試験片（直径：６．４ｍｍφ）を機械加工によって作製し、これらの試験片に対して耐ＳＳＣ試験を実施した。
耐ＳＳＣ試験は、試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、Ｈ２Ｓ：０．０３ＭＰａ、ＣＯ２：０．０７ＭＰａの雰囲気）に酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：３．５に調整した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の９０％を付加応力として付加して実施した。試験後の試験片について目視で割れの有無を観察した。また、試験後の試験片について、倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察した。本発明では、試験後の試験片に割れが発生しておらず、かつ、孔食が発生していない場合を合格と評価した。なお、表３では、割れが発生せず、かつ、孔食が発生していない場合を記号○で示し、割れが発生した場合、および／または、孔食が発生した場合を記号×で示した。
（７）耐硫化物応力腐食割れ試験（耐ＳＣＣ試験）
上述の熱処理を施して得られた継目無鋼管（二相ステンレス鋼管）から、機械加工により、厚さ３ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの４点曲げ試験片を採取し、これらの試験片に対して耐ＳＣＣ試験を実施した。
耐ＳＣＣ試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：１０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：８０℃、Ｈ２Ｓ：３５ｋＰａ、ＣＯ２：２ＭＰａの雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の１００％を付加応力として付加して実施した。試験後の試験片について、目視で試験片表面の割れの有無を観察した。また、試験後の試験片について、倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察した。本発明では、試験後の試験片に割れが発生しておらず、かつ、孔食が発生していない場合を合格と評価した。なお、表３では、割れが発生せず、かつ、孔食が発生していない場合を記号○で示し、割れが発生した場合、および／または、孔食が発生した場合を記号×で示した。
本発明例はいずれも、降伏強さ：６５５ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０≧４０Ｊの高靱性とを有し、さらに、ＣＯ２およびＣｌ−を含む２００℃以上という高温の腐食環境下における耐食性（耐炭酸ガス腐食性）に優れ、Ｈ ２Ｓを含む環境下で割れ（ＳＳＣおよびＳＣＣ）の発生もなく、優れた耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を備える二相ステンレス鋼管となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、本発明の目的とする高強度を達成できていないか、高靱性を達成できていないか、ＣＯ２およびＣｌ−を含む２００℃以上という高温の腐食環境下で孔食が発生し、腐食速度が過大となっているか、Ｈ２Ｓを含む環境下で割れ（ＳＳＣおよび／またはＳＣＣ）が発生している。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：０．１０〜１．５％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｃｒ：２０．０〜２８．０％、
    Ｎｉ：２．０〜１０．０％、
    Ｍｏ：２．０〜５．０％、
    Ｃｕ：２．０〜６．０％、
    Ａｌ：０．００１〜０．０５％、および
    Ｎ：０．０７０％未満
    を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    オーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、
    Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、Ｗの含有量が下記の（１）式を満たし、
    降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上、試験温度：−１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ−１０が４０Ｊ以上であり、優れた耐炭酸ガス腐食性、優れた耐硫化物応力腐食割れ性、および優れた耐硫化物応力割れ性を有する、二相ステンレス鋼。
    ０．５５［％Ｃ］−０．０５６［％Ｓｉ］＋０．０１８［％Ｍｎ］−０．０２０［％Ｃｒ］−０．０８７［％Ｍｏ］＋０．１６［％Ｎｉ］＋０．２８［％Ｎ］−０．５０６［％Ｃｕ］−０．０３５［％Ｗ］＋［％Ｃｕ＊Ｆ］ ≦０．９４・・・（１）
    ただし、上記（１）式における［％元素記号］は鋼中の当該元素の含有量（質量％）を表し、［％元素記号＊Ｆ］はフェライト相中の当該元素の含有量（質量％）を表す。当該元素が含有されない場合はゼロとする。
    なお、「優れた耐炭酸ガス腐食性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２００℃、３．０ＭＰａのＣＯ ２ ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を３３６時間として実施した場合に、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下、かつ孔食の発生がないことをいう。また、「優れた耐硫化物応力腐食割れ性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：１０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：８０℃、２ＭＰａのＣＯ ２ ガス、３５ｋＰａのＨ ２ Ｓ雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の１００％を付加応力として付加した場合に、試験後の試験片に割れが発生せず、かつ孔食の発生がないことをいう。また、「優れた耐硫化物応力割れ性」とは、試験セルに保持された試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、０．０７ＭＰａのＣＯ ２ ガス、０．０３ＭＰａのＨ ２ Ｓ雰囲気）に酢酸＋酢酸Ｎａを加えて、ｐＨ：３．５に調節した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の９０％を付加応力として付加した場合に、試験後の試験片に割れが発生せず、かつ孔食の発生がないことをいう。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、以下のＡ群〜Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項１に記載の二相ステンレス鋼。
    Ａ群：Ｗ：１．５％以下、
    Ｂ群：Ｖ：０．２０％以下、
    Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．００３０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
    Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
    Ｅ群：Ｔａ：０．１％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
  3. 請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼を用いてなる、二相ステンレス鋼管。
  4. 請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼の製造方法であって、
    前記成分組成を有する鋼素材に対し、
    ８００〜１３００℃の温度域における合計圧下量を２０〜６０％とする熱間加工と、
    ７００℃以上９５０℃以下の温度に加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却するσ相析出処理と、
    １０００℃以上の温度に加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する溶体化熱処理と、
    ３５０〜６００℃の温度に加熱したのち冷却する時効熱処理と、
    を施す、二相ステンレス鋼の製造方法。
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