JP7188570B2 - 二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法 - Google Patents

二相ステンレス継目無鋼管、及び、二相ステンレス継目無鋼管の製造方法 Download PDF

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Description

本開示は、二相ステンレス鋼材及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、二相ステンレス継目無鋼管及びその製造方法に関する。
油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して、単に「油井」という）は、腐食性ガスを含有した腐食環境となっている場合がある。ここで、腐食性ガスとは、炭酸ガス、及び／又は、硫化水素ガスを意味する。すなわち、油井で用いられる鋼材には、腐食環境における優れた耐食性が求められる。
これまでに、鋼材の耐食性を高める手法として、クロム（Ｃｒ）含有量を高め、Ｃｒ酸化物を主体とする不動態被膜を、鋼材の表面に形成する手法が知られている。そのため、優れた耐食性が求められる環境下では、Ｃｒ含有量を高めた二相ステンレス鋼材が用いられる場合がある。二相ステンレス鋼材は、特に海水中において、優れた耐食性を示すことが知られている。
また、近年、従来よりも過酷な環境における油井開発がなされてきている。従来よりも過酷な環境とは、たとえば極地である。極地のような寒冷地の油井に用いられる鋼材には、優れた耐食性だけでなく、優れた低温靭性が求められる。
特開平３－２９１３５８号公報（特許文献１）、特開平１０－６０５９７号公報（特許文献２）、国際公開第２０１２／１１１５３６号（特許文献３）、及び、特開２０１６－３３７７号公報（特許文献４）では、二相ステンレス鋼材の低温靭性を高める技術が提案されている。
特許文献１に開示された二相ステンレス鋼材は、重量％で、Ｃｒ：２０～３０％、Ｎｉ：３～１２％、及び、Ｍｏ：０．２～５．０％を含み、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１～０．０５％、Ｏ：０．００２０％未満、及び、Ｓ：０．０００３％以下とする。この二相ステンレス鋼材は、靭性と熱間加工性に優れる、と特許文献１には記載されている。
特許文献２に開示された二相ステンレス鋼材は、フェライト量が面積率で６０～９０％であり、Ｎｉバランス値（＝Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０（Ｃ＋Ｎ）－１．１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｂ）＋８．２）が－１５～－１０であり、かつ、式（Ａｌ含有量×Ｎ含有量≦０．００２３×Ｎｉバランス値＋０．３５７）を満たす。この二相ステンレス鋼材は、高強度と優れた靭性とを備える、と特許文献２には記載されている。
特許文献３に開示された二相ステンレス鋼材は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：８．００％以下、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：２．００超～４．００％以下、Ｎｉ：４．００～８．００％、Ｃｒ：２０．０～３０．０％、Ｍｏ：０．５０～２．００％未満、Ｎ：０．１００～０．３５０％、及び、Ａｌ：０．０４０％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成と、フェライト率が３０～７０％であり、フェライトの硬さが３００Ｈｖ10gf以上である組織とを有する。この二相ステンレス鋼材は、高強度及び高靱性を有する、と特許文献３には記載されている。
特許文献４に開示された二相ステンレス鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．２～１％、Ｍｎ：０．５～２．０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０４０％以下、Ｎｉ：４～６％未満、Ｃｒ：２０～２５％未満、Ｍｏ：２．０～４．０％、Ｎ：０．１～０．３５％、Ｏ：０．００３％以下、Ｖ：０．０５～１．５％、Ｃａ：０．０００５～０．０２％、及び、Ｂ：０．０００５～０．０２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物である化学組成を有し、金属組織が、フェライト相とオーステナイト相の二相組織にて構成され、シグマ相の析出がなく、かつ、面積率で、金属組織に占めるフェライト相の割合が５０％以下であり、３００ｍｍ2視野中に存在する粒径３０μｍ以上の酸化物個数が１５個以下である。この二相ステンレス鋼管は、強度、耐孔食性、及び、低温靭性に優れる、と特許文献４には記載されている。
特開平３－２９１３５８号公報 特開平１０－６０５９７号公報 国際公開第２０１２／１１１５３６号 特開２０１６－３３７７号公報
近年、油井環境の過酷化に伴い、従来よりも優れた低温靭性を有する二相ステンレス継目無鋼管が求められてきている。上述のとおり、上記特許文献１～４は、優れた低温靭性を有する二相ステンレス鋼材を開示する。しかしながら、上記特許文献１～４に開示された技術以外の他の技術によって、優れた低温靭性を有する二相ステンレス継目無鋼管が得られてもよい。
本開示の目的は、優れた低温靱性を有する二相ステンレス継目無鋼管と、その二相ステンレス継目無鋼管の製造方法とを提供することである。
本開示による二相ステンレス継目無鋼管は、
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．２０～１．００％、
Ｍｎ：０．５０～７．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．８０～４．００％、
Ｃｒ：２０．００～２８．００％、
Ｎｉ：４．００～９．００％、
Ｍｏ：０．５０～２．００％、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．１５０～０．３５０％、
Ｖ：０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．２００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
体積率で３０．０～７０．０％のフェライト、及び、残部がオーステナイトからなるミクロ組織とを有し、
前記二相ステンレス継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、前記二相ステンレス継目無鋼管の管径方向をＴ方向と定義したとき、
前記二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部を含み、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍである正方形の観察視野領域において、
前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記観察視野領域の前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記観察視野領域を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分をＴ１～Ｔ４と定義し、
前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記観察視野領域の前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記観察視野領域を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分をＬ１～Ｌ４と定義し、
前記観察視野領域における前記フェライトと前記オーステナイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
前記線分Ｔ１～Ｔ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴが４０．０個以上であり、
前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴとが、式（１）を満たす。
ＮＴ／ＮＬ≧２．０ （１）
本開示による二相ステンレス継目無鋼管の製造方法は、
上記化学組成を有する素材を準備する、素材準備工程と、
前記素材準備工程後の前記素材を、１０００～１２８０℃の加熱温度ＴA℃で加熱する、加熱工程と、
前記加熱工程後の前記素材を、式（Ａ）を満たす断面減少率ＲA％で穿孔圧延して、素管を製造する、穿孔圧延工程と、
前記穿孔圧延工程後の前記素管を、延伸圧延する、延伸圧延工程と、
前記延伸圧延工程後の前記素管を、９５０～１０８０℃で５～１８０分間保持する、溶体化熱処理工程とを備える。
ＲA≧－０．０００２００×ＴA 2＋０．５１３×ＴA－２９７ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のＲAは、式（Ｂ）で定義される。
ＲA＝｛１－（穿孔圧延後の前記素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の前記素材の軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｂ）
本開示による二相ステンレス継目無鋼管は、優れた低温靱性を有する。本開示による二相ステンレス継目無鋼管の製造方法は、上述の二相ステンレス継目無鋼管を製造できる。
図１は、本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管と同じ化学組成を有するものの、ミクロ組織が異なる二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部であって、二相ステンレス継目無鋼管の管軸方向（Ｌ方向）及び管径方向（Ｔ方向）を含む断面でのミクロ組織の模式図である。 図２は、本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部であって、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面でのミクロ組織の模式図である。 図３は、本実施形態における層状指数（ＬＩ：Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ）の算出方法を説明するための模式図である。
本発明者らは、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性を高める手法について検討を行った。まず、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．２０～１．００％、Ｍｎ：０．５０～７．００％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０１００％以下、Ｃｕ：１．８０～４．００％、Ｃｒ：２０．００～２８．００％、Ｎｉ：４．００～９．００％、Ｍｏ：０．５０～２．００％、Ａｌ：０．１００％以下、Ｎ：０．１５０～０．３５０％、Ｖ：０～１．５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔａ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｚｒ：０～０．１００％、Ｈｆ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０２００％、Ｍｇ：０～０．０２００％、Ｂ：０～０．０２００％、希土類元素：０～０．２００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する二相ステンレス継目無鋼管であれば、優れた低温靱性が得られる可能性があると考えた。
そこで本発明者らは、上述の化学組成を有する二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性を高める手法を調査及び検討した。具体的に、本発明者らは、上述の化学組成を有する二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織に着目した。まず、上述の化学組成を有する二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織は、フェライト及びオーステナイトからなる。
ここで、二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織のうちフェライトは、オーステナイトと比べて硬さが高い。すなわち、フェライトはオーステナイトよりも靭性が低い。そのため、低温において、二相ステンレス継目無鋼管に微小な割れが生じた場合、割れはフェライト中を伝播する可能性がある。フェライト中を割れが伝播すれば、二相ステンレス継目無鋼管に脆性破壊が発生する。すなわち、上述の二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性を高めるためには、フェライト中に割れが伝播しにくくすればよいのではないかと、本発明者らは考えた。
そこで本発明者らは、まず、フェライト及びオーステナイトの体積率と、低温靭性との関係について調査及び検討を行った。その結果、フェライト及びオーステナイトの体積率を適切に制御することにより、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性が高められることを知見した。
フェライトの体積率が高すぎれば、フェライト中を割れが伝播しやすくなる。その結果、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性が低下する。一方、オーステナイトの体積率が高すぎれば、すなわち、フェライトの体積率が低すぎれば、二相ステンレス継目無鋼管に要求されるその他の特性（たとえば、強度、耐食性等）が得られない場合がある。したがって、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管は、ミクロ組織において、フェライトの体積率を３０．０～７０．０％とする。
一方、上述の化学組成を有し、フェライトの体積率を３０．０～７０．０％とした二相ステンレス継目無鋼管においても、優れた低温靭性が得られない場合があった。そこで、次に本発明者らは、フェライトとオーステナイトとの分布状態に着目した。上述のとおり、二相ステンレス継目無鋼管に割れが発生した場合、フェライト中を伝播する可能性がある。そのため、フェライトの体積率が７０．０％以下であっても、粗大なフェライトが存在すれば、粗大なフェライト中に微小な割れが伝播する可能性がある。その結果、二相ステンレス継目無鋼管は、優れた低温靭性が得られない可能性がある。
ところで、油井用途への使用が想定された二相ステンレス継目無鋼管は、その製造工程において、穿孔圧延及び延伸圧延が実施される。穿孔圧延によって、二相ステンレス継目無鋼管の内表面近傍の加工歪みが高くなりやすい。さらに、延伸圧延によって、二相ステンレス継目無鋼管の内表面近傍、及び、外表面近傍の加工歪みが高くなりやすい。その結果、二相ステンレス継目無鋼管では、肉厚中央部において、加工歪みが低くなりやすい。このようにして、油井用途への使用が想定された二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部では、粗大なフェライトや粗大なオーステナイトが存在しやすいと考えられる。
そこで本発明者らは、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部のミクロ組織観察を行い、フェライトとオーステナイトとの分布状態と、低温靭性との関係について、詳細に調査及び検討を行った。まず、本発明者らは、上述の化学組成を有し、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％の二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部における、管軸方向及び管径方向を含む断面を観察し、フェライトとオーステナイトとの分布状態を観察した。
図１及び図２は、上述の化学組成を有する二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部における、管軸方向及び管径方向を含む断面でのミクロ組織の様子の一例を示す模式図である。図１の観察視野領域５０中の左右方向が管軸方向に相当し、図１の観察視野領域５０中の上下方向が管径方向に相当する。同様に、図２の観察視野領域５０中の左右方向が管軸方向に相当し、図２の観察視野領域５０中の上下方向が管径方向に相当する。なお、本明細書において、二相ステンレス継目無鋼管の管軸方向を「Ｌ方向」ともいう。また、二相ステンレス継目無鋼管の管径方向を「Ｔ方向」ともいう。図１及び図２のいずれにおいても、模式図に示す観察視野領域５０のＬ方向長さは１．０ｍｍであり、Ｔ方向長さは１．０ｍｍである。
図１及び図２において、白色の領域１０はフェライトである。ハッチングされた領域２０はオーステナイトである。図１の観察視野領域５０におけるフェライト１０の体積率及びオーステナイト２０の体積率は、図２の観察視野領域５０におけるフェライト１０の体積率及びオーステナイト２０の体積率とそれほど大きくは変わらない。しかしながら、図１の観察視野領域５０におけるフェライト１０及びオーステナイト２０の分布状態は、図２の観察視野領域５０におけるフェライト１０及びオーステナイト２０の分布状態と大きく異なる。
具体的に、図１に示すミクロ組織では、フェライト１０及びオーステナイト２０が各々ランダムな方向に延びており、非層状組織となっている。一方、図２に示すミクロ組織では、フェライト１０及びオーステナイト２０がいずれもＬ方向に延びており、フェライト１０及びオーステナイト２０がＴ方向に積層している。つまり、図２に示すミクロ組織は、フェライト１０とオーステナイト２０との層状組織となっている。
このように、上述の化学組成を有し、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％の二相ステンレス継目無鋼管では、体積率が同程度であっても、ミクロ組織におけるフェライトとオーステナイトとの分布状態が大きく異なる場合がある。そこで、本発明者らは、ミクロ組織におけるフェライト及びオーステナイトの分布状態と、低温靭性との関係について、さらに詳細に検討した。
まず、本発明者らは、ミクロ組織におけるフェライト及びオーステナイトの分布状態の指標として、層状指数ＬＩ（Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ）を次の式（１）で定義した。
（層状指数ＬＩ）＝（Ｔ方向の交点数ＮＴ）／（Ｌ方向の交点数ＮＬ） （１）
層状指数ＬＩについて、図面を用いて説明する。図３は、本実施形態における層状指数ＬＩの算出方法を説明するための模式図である。図３における観察視野領域５０は、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部でのＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍ、Ｔ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍの正方形の領域である。図３では、観察視野領域５０において、フェライト１０とオーステナイト２０とが含まれている。ここで、フェライト１０とオーステナイト２０との界面を、「フェライト界面」と定義する。ここで、フェライト１０とオーステナイト２０とは、顕微鏡観察において、コントラストが異なるため、当業者であれば容易に特定できる。
図３中の線分Ｔ１～Ｔ４は、Ｔ方向に延び、観察視野領域５０のＬ方向に等間隔に配列され、観察視野領域５０をＬ方向に５等分する線分である。線分Ｔ１～Ｔ４と、観察視野領域５０内のフェライト界面との交点（図３中で「●」印）の数を、交点数ＮＴ（個）と定義する。図３中の線分Ｌ１～Ｌ４は、Ｌ方向に延び、観察視野領域５０のＴ方向に等間隔に配列され、観察視野領域５０をＴ方向に５等分する線分である。線分Ｌ１～Ｌ４と、観察視野領域５０内のフェライト界面との交点（図３中で「◇」印）の数を、交点数ＮＬ（個）と定義する。
求めたＴ方向の交点数ＮＴ（個）と、Ｌ方向の交点数ＮＬ（個）と、式（１）とを用いて、層状指数ＬＩ（＝ＮＴ／ＮＬ）を求めることができる。続いて、本発明者らは、上述の化学組成を有し、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％の二相ステンレス継目無鋼管において、層状指数ＬＩと、低温靭性との関係について、詳細に調査及び検討した。
表１は、後述する実施例における、試験番号１、１６、１７、及び、１９の鋼と、フェライトの体積率と、Ｔ方向の交点数ＮＴと、Ｌ方向の交点数ＮＬと、層状指数ＬＩと、低温靭性の指標である吸収エネルギーＥ及びエネルギー遷移温度ｖＴＥとを表３から抜粋して記載したものである。
Figure 0007188570000001
表１を参照して、試験番号１、１６、１７、及び、１９は、いずれも同一の鋼Ａを用いた。すなわち、試験番号１、１６、１７、及び、１９の化学組成は、同一であった。表１を参照してさらに、試験番号１、１６、１７、及び、１９のフェライトの体積率は、いずれも３０．０～７０．０％であり、同程度であった。一方、表１を参照して、試験番号１９は、試験番号１、１６、及び、１７よりも、Ｔ方向の交点数ＮＴが少なかった。すなわち、粗大なフェライトが多く生成されたものと考えられる。その結果、吸収エネルギーＥが１２０Ｊ未満となり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥが－１８．０℃を超えた。すなわち、Ｔ方向の交点数が少なかった試験番号１９は、優れた低温靭性を示さなかった。
表１を参照してさらに、試験番号１、１６、及び、１７のＴ方向の交点数ＮＴは、いずれも４０．０個以上となり、同程度であった。すなわち、試験番号１、１６、及び、１７は、いずれもフェライトとオーステナイトとが、微細なミクロ組織を形成したと考えられる。一方、表１を参照して、試験番号１７は、試験番号１及び１６よりも、層状指数ＬＩが小さかった。すなわち、試験番号１７では、ミクロ組織において、図１に代表される非層状組織が形成されたと考えられる。その結果、吸収エネルギーＥが１２０Ｊ未満となり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥが－１８．０℃を超えた。すなわち、層状指数ＬＩが小さかった試験番号１７は、優れた低温靭性を示さなかった。
要するに、上述の化学組成を有し、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％の二相ステンレス継目無鋼管においては、フェライトを微細にするだけではなく、図２に代表される層状組織を形成することにより、低温靭性を顕著に高められることを、本発明者らは見出した。
したがって、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管は、上述の化学組成を有し、体積率で３０．０～７０．０％のフェライトと、オーステナイトとからなるミクロ組織を有し、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部のミクロ組織において、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上であり、さらに、層状指数ＬＩが２．０以上である。その結果、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管は、優れた低温靭性を有する。
以上の知見に基づいて完成した本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の要旨は、次のとおりである。
［１］
二相ステンレス継目無鋼管であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３０％以下、
Ｓｉ：０．２０～１．００％、
Ｍｎ：０．５０～７．００％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０１００％以下、
Ｃｕ：１．８０～４．００％、
Ｃｒ：２０．００～２８．００％、
Ｎｉ：４．００～９．００％、
Ｍｏ：０．５０～２．００％、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．１５０～０．３５０％、
Ｖ：０～１．５０％、
Ｎｂ：０～０．１００％、
Ｔａ：０～０．１００％、
Ｔｉ：０～０．１００％、
Ｚｒ：０～０．１００％、
Ｈｆ：０～０．１００％、
Ｃａ：０～０．０２００％、
Ｍｇ：０～０．０２００％、
Ｂ：０～０．０２００％、
希土類元素：０～０．２００％、及び、
残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
体積率で３０．０～７０．０％のフェライト、及び、残部がオーステナイトからなるミクロ組織とを有し、
前記二相ステンレス継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、前記二相ステンレス継目無鋼管の管径方向をＴ方向と定義したとき、
前記二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部を含み、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍである正方形の観察視野領域において、
前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記観察視野領域の前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記観察視野領域を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分をＴ１～Ｔ４と定義し、
前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記観察視野領域の前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記観察視野領域を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分をＬ１～Ｌ４と定義し、
前記観察視野領域における前記フェライトと前記オーステナイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
前記線分Ｔ１～Ｔ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴが４０．０個以上であり、
前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴとが、式（１）を満たす、
二相ステンレス継目無鋼管。
ＮＴ／ＮＬ≧２．０ （１）
［２］
［１］に記載の二相ステンレス継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｖ：０．０１～１．５０％、
Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
Ｔａ：０．００１～０．１００％、
Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
Ｚｒ：０．００１～０．１００％、及び、
Ｈｆ：０．００１～０．１００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
二相ステンレス継目無鋼管。
［３］
［１］又は［２］に記載の二相ステンレス継目無鋼管であって、
前記化学組成は、
Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
Ｂ：０．０００５～０．０２００％、
希土類元素：０．００５～０．２００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
二相ステンレス継目無鋼管。
［４］
二相ステンレス継目無鋼管の製造方法であって、
［１］～［３］のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する、素材準備工程と、
前記素材準備工程後の前記素材を、１０００～１２８０℃の加熱温度ＴA℃で加熱する、加熱工程と、
前記加熱工程後の前記素材を、式（Ａ）を満たす断面減少率ＲA％で穿孔圧延して、素管を製造する、穿孔圧延工程と、
前記穿孔圧延工程後の前記素管を、延伸圧延する、延伸圧延工程と、
前記延伸圧延工程後の前記素管を、９５０～１０８０℃で５～１８０分間保持する、溶体化熱処理工程とを備える、
二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
ＲA≧－０．０００２００×ＴA 2＋０．５１３×ＴA－２９７ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のＲAは、式（Ｂ）で定義される。
ＲA＝｛１－（穿孔圧延後の前記素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の前記素材の軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｂ）
以下、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管について詳述する。なお、元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
［化学組成］
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。
Ｃ：０．０３０％以下
炭素（Ｃ）は、不可避に含有される。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％超である。Ｃは結晶粒界にＣｒ炭化物を形成し、粒界での腐食感受性を高める。その結果、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２８％であり、より好ましくは０．０２５％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｃ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、より好ましくは０．００５％である。
Ｓｉ：０．２０～１．００％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．２０～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、より好ましくは０．３０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８５％であり、より好ましくは０．７５％である。
Ｍｎ：０．５０～７．００％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸し、鋼を脱硫する。Ｍｎはさらに、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、Ｍｎは、Ｐ及びＳ等の不純物とともに、粒界に偏析する。この場合、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、高温環境における鋼材の耐食性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５０～７．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．７５％であり、より好ましくは１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は６．５０％であり、より好ましくは６．２０％である。
Ｐ：０．０４０％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐは、粒界に偏析して、鋼材の低温靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０３５％であり、より好ましくは０．０３０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、より好ましくは０．００３％である。
Ｓ：０．０１００％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓは、粒界に偏析して、鋼材の低温靱性及び熱間加工性を低下させる。したがって、Ｓ含有量は０．０１００％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００８５％であり、より好ましくは０．００６５％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、より好ましくは０．０００３％である。
Ｃｕ：１．８０～４．００％
銅（Ｃｕ）は、析出強化により、鋼材の強度を高める。Ｃｕはさらに、高温環境での鋼材の耐食性を高める。Ｃｕ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．８０～４．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は１．９０％であり、より好ましくは、２．００％であり、さらに好ましくは２．２０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は３．９０％であり、より好ましくは３．７５％であり、さらに好ましくは３．５０％である。
Ｃｒ：２０．００～２８．００％
クロム（Ｃｒ）は、高温環境における鋼材の耐食性を高める。具体的に、Ｃｒは酸化物として鋼材の表面に不動態被膜を形成する。その結果、鋼材の耐食性が高まる。Ｃｒはさらに、鋼材のフェライトの体積率を高める元素である。フェライトの体積率を高めることで、鋼材の耐食性が安定化する。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２０．００～２８．００％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２０．５０％であり、より好ましくは２１．００％であり、さらに好ましくは２１．５０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．５０％であり、より好ましくは２７．００％であり、さらに好ましくは２６．５０％である。
Ｎｉ：４．００～９．００％
ニッケル（Ｎｉ）は、鋼材のオーステナイトを安定化させる元素である。すなわち、Ｎｉは安定したフェライト及びオーステナイトの二相組織を得るために必要な元素である。Ｎｉはさらに、高温環境における鋼材の耐食性を高める。Ｎｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、オーステナイトの体積率が高くなりすぎ、鋼材の強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は４．００～９．００％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は、４．２０％であり、より好ましくは４．３０％であり、さらに好ましくは４．４０％であり、さらに好ましくは４．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は８．５０％であり、より好ましくは８．００％であり、さらに好ましくは７．５０％であり、さらに好ましくは７．００％であり、さらに好ましくは６．７５％である。
Ｍｏ：０．５０～２．００％
モリブデン（Ｍｏ）は、高温環境における鋼材の耐食性を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．５０～２．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．６０％であり、より好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．８５％であり、より好ましくは１．５０％である。
Ａｌ：０．１００％以下
アルミニウム（Ａｌ）は、不可避に含有される。すなわち、Ａｌ含有量の下限は０％超である。Ａｌは、鋼を脱酸する。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大な酸化物系介在物が生成して、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、より好ましくは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０．０８０％であり、より好ましくは０．０５０％である。なお、本明細書にいうＡｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
Ｎ：０．１５０～０．３５０％
窒素（Ｎ）は、鋼材のオーステナイトを安定化させる元素である。すなわち、Ｎは安定したフェライト及びオーステナイトの二相組織を得るために必要な元素である。Ｎはさらに、鋼材の耐食性を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の低温靭性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．１５０～０．３５０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．１７０％であり、より好ましくは０．１８０％であり、さらに好ましくは０．２００％である。Ｎ含有量の好ましい上限は、０．３４０％であり、より好ましくは０．３３０％である。
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、化学組成における不純物とは、二相ステンレス継目無鋼管を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態による二相ステンレス継目無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。
［任意元素］
上述の二相ステンレス継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｚｒ、及び、Ｈｆからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の強度を高める。
Ｖ：０～１．５０％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｖは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～１．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は１．２０％であり、より好ましくは１．００％である。
Ｎｂ：０～０．１００％
ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｎｂは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．１００％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０７０％である。
Ｔａ：０～０．１００％
タンタル（Ｔａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔａは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｔａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｔａ含有量は０～０．１００％である。Ｔａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｔａ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０７０％である。
Ｔｉ：０～０．１００％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｔｉは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１００％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０７０％である。
Ｚｒ：０～０．１００％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｚｒ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｚｒは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｚｒが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０～０．１００％である。Ｚｒ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｚｒ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０７０％である。
Ｈｆ：０～０．１００％
ハフニウム（Ｈｆ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｈｆ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｈｆは炭窒化物を形成し、鋼材の強度を高める。Ｈｆが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｈｆ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が高くなりすぎ、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｈｆ含有量は０～０．１００％である。Ｈｆ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ｈｆ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、より好ましくは０．０７０％である。
上述の二相ステンレス継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、及び、希土類元素からなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも任意元素であり、鋼材の熱間加工性を高める。
Ｃａ：０～０．０２００％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０２００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、より好ましくは０．０１５０％である。
Ｍｇ：０～０．０２００％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０２００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、より好ましくは０．０１５０％である。
Ｂ：０～０．０２００％
ホウ素（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｂは鋼材中のＳの粒界への偏析を抑制し、鋼材の熱間加工性を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ボロン窒化物（ＢＮ）が生成し、鋼材の低温靱性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０２００％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００２０％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．０１８０％であり、より好ましくは０．０１５０％である。
希土類元素：０～０．２００％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。すなわち、ＲＥＭ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＲＥＭは鋼材中のＳを硫化物として固定することで無害化し、鋼材の熱間加工性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材中の酸化物が粗大化して、鋼材の低温靭性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０～０．２００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０％超であり、より好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．１８０％であり、より好ましくは０．１５０％である。
なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、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）からなる群から選択される１種以上の元素を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これら元素の合計含有量を意味する。
［ミクロ組織］
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織は、フェライト及びオーステナイトからなる。本明細書において、「フェライト及びオーステナイトからなる」とは、フェライト及びオーステナイト以外の相が無視できるほど少ないことを意味する。たとえば、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の化学組成においては、析出物や介在物の体積率は、フェライト及びオーステナイトの体積率と比較して、無視できるほど小さい。すなわち、本実施形態による二相ステンレスのミクロ組織には、フェライト及びオーステナイト以外に、析出物や介在物等を微小量含んでもよい。
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織はさらに、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％である。フェライトの体積率が低すぎれば、鋼材の強度、及び／又は、耐食性が低下する場合がある。一方、フェライトの体積率が高すぎれば、鋼材の低温靭性が低下する。フェライトの体積率が高すぎればさらに、鋼材の熱間加工性が低下する場合がある。したがって、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織において、フェライトの体積率は３０．０～７０．０％である。フェライトの体積率の好ましい下限は３１．０％であり、より好ましくは３２．０％である。フェライトの体積率の好ましい上限は６８．０％であり、より好ましくは６５．０％である。
本実施形態において、二相ステンレス継目無鋼管のフェライトの体積率は、次の方法で求めることができる。本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部から、ミクロ組織観察用の試験片を作製する。ミクロ組織観察は、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部における、管軸方向（Ｌ方向）と管径方向（Ｔ方向）とを含む観察面で実施される。
ミクロ組織観察用の試験片の大きさは、特に限定されず、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍの観察面が得られればよい。観察面のＴ方向における中央位置が、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部とほぼ一致するように、試験片を作製する。作製した試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面を７％水酸化カリウム腐食液中で電解腐食し組織現出を行う。組織現出された観察面を、光学顕微鏡を用いて１０視野観察する。観察視野領域の面積は特に限定されないが、たとえば、１．００ｍｍ2（倍率１００倍）である。
各視野において、コントラストからフェライト及びオーステナイトを特定する。特定したフェライト及びオーステナイトの面積率を求める。フェライト及びオーステナイトの面積率を求める方法は特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、画像解析によって求めることができる。本実施形態では、全ての視野で求めた、フェライトの面積率の算術平均値を、フェライトの体積率（％）と定義する。
上述のとおり、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管では、ミクロ組織において、フェライト及びオーステナイト以外に、析出物や介在物等を含む場合がある。しかしながら、上述のとおり、析出物や介在物等の体積率は、フェライト及びオーステナイトの体積率と比較して、無視できるほど小さい。そのため、本明細書において、上述の方法によりフェライト及びオーステナイトの総体積率を算出する場合、析出物や介在物等の体積率は無視する。
［層状組織］
本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織はさらに、図２に示すように、フェライトとオーステナイトとの層状組織を有する。本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織における、層状組織は、次の方法により観察することができる。
上述のフェライトの体積率を求める方法と同様に、二相ステンレスの肉厚中央部から、管軸方向（Ｌ方向）と管径方向（Ｔ方向）とを含む観察面を有するミクロ組織観察用の試験片を作製する。上述のとおり、Ｌ方向：５ｍｍ×Ｔ方向：５ｍｍの観察面を有し、観察面のＴ方向における中央位置が、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部とほぼ一致するように、試験片を作製する。作製した試験片の観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面を７％水酸化カリウム腐食液中で電解腐食し組織現出を行う。組織現出された観察面を、光学顕微鏡を用いて１０視野観察する。観察視野領域の面積は、１．０ｍｍ×１．０ｍｍ＝１．００ｍｍ2（倍率１００倍）とする。
図３は、本実施形態における層状指数（ＬＩ：Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ）の算出方法を説明するための模式図である。図３では、本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部であって、Ｌ方向及びＴ方向を含む断面のミクロ組織の模式図を示す。図３を参照して、二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部でのＬ方向及びＴ方向を含む断面において、Ｌ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍ、Ｔ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍの正方形の領域を、観察視野領域５０とする。図３では、観察視野領域５０において、フェライト１０（図中白色の領域）とオーステナイト２０（図中ハッチングされた領域）とが含まれている。エッチングされた実際の観察視野領域５０では、上述のとおり、当業者であれば、フェライトとオーステナイトとをコントラストにより判別可能である。
観察視野領域５０において、図３に示すとおり、Ｔ方向に延び、観察視野領域５０のＬ方向に等間隔に配列され、観察視野領域５０をＬ方向（管軸方向）に５等分する線分を、線分Ｔ１～Ｔ４と定義する。そして、線分Ｔ１～Ｔ４と、観察視野領域５０内のフェライト界面との交点（図３中で「●」印）の数を、交点数ＮＴ（個）と定義する。
さらに、Ｌ方向に延び、観察視野領域５０のＴ方向に等間隔に配列され、観察視野領域５０をＴ方向（管径方向）に５等分する線分を、線分Ｌ１～Ｌ４と定義する。そして、線分Ｌ１～Ｌ４と、観察視野領域５０内のフェライト界面との交点（図３中で「◇」印）の数を、交点数ＮＬ（個）と定義する。
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管のミクロ組織は、上述の観察視野領域５０において、交点数ＮＴが４０．０個以上であり、かつ、式（１）によって定義される層状指数ＬＩが２．０以上を満たす層状組織を有する。
層状指数（ＬＩ：Ｌａｙｅｒ Ｉｎｄｅｘ）＝ＮＴ／ＮＬ （１）
層状指数ＬＩは、層状組織の発達度合いを意味する。上述の化学組成を有し、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％の二相ステンレス継目無鋼管において、層状指数ＬＩが２．０以上である場合、十分に発達した層状組織が得られている。この場合、二相ステンレス継目無鋼管は優れた低温靱性を示す。より具体的には、たとえば、本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管を油井用途に適用する場合、割れは管径方向に伝播しやすい。本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管が、肉厚中央部において、交点数ＮＴが４０．０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩが２．０以上の層状組織を有する場合、仮に、微細な亀裂が発生して、その亀裂がフェライト中を管径方向に伝播しても、亀裂がフェライトとオーステナイトとの界面に到達したとき、オーステナイトが亀裂の伝播を止める。そのため、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管は、優れた低温靱性を有する。
Ｔ方向の交点数ＮＴの好ましい下限は４５．０個であり、より好ましくは５０．０個であり、さらに好ましくは６０．０個である。交点数ＮＴの上限は特に限定されないが、たとえば、１５０．０個である。層状指数ＬＩの好ましい下限は２．１であり、より好ましくは２．２であり、さらに好ましくは２．４であり、さらに好ましくは２．５であり、さらに好ましくは２．７である。層状指数の上限は特に限定されないが、たとえば、１０．０である。
本明細書において、本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管の交点数ＮＴとは、上述の方法により採取した試験片の観察面において、任意の１０箇所の観察視野領域の各々で得られた交点数ＮＴの平均値を意味する。また、本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管の層状指数ＬＩとは、上述の方法により採取した試験片の観察面において、任意の１０箇所の観察視野領域の各々で得られた層状指数ＬＩの平均値を意味する。
［降伏強度］
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の降伏強度は、特に限定されない。しかしながら、降伏強度が６５５ＭＰａを超えると、鋼材の低温靭性が低下する場合がある。したがって、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の降伏強度は、６５５ＭＰａ以下とするのが好ましい。降伏強度の下限は特に限定されないが、たとえば、４４８ＭＰａである。
要するに、上述の化学組成を有し、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％であり、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上であり、層状指数ＬＩが２．０以上である本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管において、降伏強度は、たとえば、４４８～６５５ＭＰａ（６５～９５ｋｓｉ）である。降伏強度の好ましい下限は４５０ＭＰａであり、より好ましくは４６０ＭＰａである。降伏強度のより好ましい上限は６５０ＭＰａであり、さらに好ましくは６４０ＭＰａである。
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の降伏強度を求める場合、次の方法で求めることができる。具体的に、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径８．９ｍｍ、平行部長さ３５．６ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、継目無鋼管の管軸方向と平行である。作製した丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施する。以上の条件で実施した引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）と定義する。さらに、引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を、引張強度（ＭＰａ）と定義する。
［低温靭性］
本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管は、上述の化学組成と、上述のミクロ組織を有する結果、優れた低温靭性を有する。本実施形態において、優れた低温靭性とは、以下のとおりに定義される。
具体的に、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管に対して、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、低温靭性を評価する。まず、本実施形態による継目無鋼管の肉厚中央部から、Ｖノッチ試験片を作製する。具体的に、Ｖノッチ試験片は、ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製する。ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製したＶノッチ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、－１０℃における吸収エネルギーＥ（Ｊ）と、エネルギー遷移温度ｖＴＥ（℃）とを求める。本実施形態では、－１０℃における吸収エネルギーＥが１２０Ｊ以上であり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥが－１８．０℃以下である場合、優れた低温靭性を有すると判断する。本実施形態において、－１０℃における吸収エネルギーＥのさらに好ましい下限は１２５Ｊであり、さらに好ましくは１３０Ｊである。本実施形態において、エネルギー遷移温度ｖＴＥのさらに好ましい上限は－１８．５℃であり、さらに好ましくは－１９．０℃である。
［製造方法］
上述の構成を有する本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。なお、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。本実施形態の二相ステンレス継目無鋼管の製造方法の一例は、素材準備工程と、熱間加工工程と、溶体化熱処理工程とを含む。以下、各製造工程について詳述する。
［素材準備工程］
素材準備工程では、上述の化学組成を有する素材を準備する。素材は製造して準備してもよいし、第三者から購入することにより準備してもよい。すなわち、素材を準備する方法は特に限定されない。なお、後述する穿孔圧延を実施するため、素材は断面円形状のビレット（すなわち、丸ビレット）であることが好ましい。なお、素材が丸ビレットである場合、丸ビレットの大きさは特に限定されない。
素材を製造する場合、たとえば、次の方法で製造する。上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼を用いて連続鋳造法により鋳片（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。溶鋼を用いて造塊法により鋼塊（インゴット）を製造してもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材を製造する。
［熱間加工工程］
熱間加工工程では、熱間加工により、上述の化学組成を有する素材から、中空の素管（継目無鋼管）を製造する。本実施形態では、熱間加工工程は、加熱工程と、穿孔圧延工程と、延伸圧延工程とを含む。以下、各工程について詳述する。
［加熱工程］
加熱工程では、上述の素材準備工程によって準備された素材を、１０００～１２８０℃の加熱温度ＴA℃で加熱する。加熱方法は、たとえば、素材を加熱炉に装入して、加熱する方法である。このとき、加熱工程における加熱温度ＴAは、素材を加熱する加熱炉の炉温（℃）に相当する。加熱工程において、準備された素材をＴA℃で保持する時間（加熱時間）は特に限定されないが、たとえば、１．０～１０．０時間である。
加熱温度ＴAが高すぎる場合、ミクロ組織において、フェライト及び／又はオーステナイトが粗大になる場合がある。この場合、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個未満になる場合がある。この場合さらに、層状指数ＬＩが２．０未満になる場合がある。その結果、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性が低下する。
一方、加熱温度ＴAが低すぎる場合、熱間加工性が低下する。その結果、二相ステンレス継目無鋼管に表面疵が発生しやすくなる。したがって、本実施形態による加熱工程では、加熱温度ＴAは１０００～１２８０℃とする。本実施形態による加熱工程における、加熱温度ＴAの好ましい下限は１０５０℃であり、より好ましくは１１００℃である。本実施形態による加熱工程における、加熱温度ＴAの好ましい上限は１２５０℃であり、より好ましくは１２００℃である。
［穿孔圧延工程］
穿孔圧延工程では、上述の加熱工程によって加熱された素材を、式（Ａ）を満たす断面減少率ＲA％で穿孔圧延する。
ＲA≧－０．０００２００×ＴA 2＋０．５１３×ＴA－２９７ （Ａ）
ここで、式（Ａ）中のＲAは、式（Ｂ）で定義される。
ＲA＝｛１－（穿孔圧延後の素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の素材の軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｂ）
穿孔圧延は、穿孔機を用いて、中実の素材から、中空の素管を製造する。穿孔機は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。一対の傾斜ロールは、パスライン周りに配置される。プラグは、一対の傾斜ロールの間であって、パスライン上に配置される。なお、本明細書においてパスラインとは、穿孔圧延時において、素材の中心軸が通過するラインを意味する。傾斜ロールは特に限定されず、バレル型であってもよく、コーン型であってもよく、ディスク型であってもよい。
なお、式（Ｂ）における「穿孔圧延後の素管」とは、穿孔圧延が終了した後の素管を意味する。式（Ｂ）における「穿孔圧延前の素材」とは、穿孔圧延を実施する前の素材を意味する。このように、本実施形態では、断面減少率ＲA％とは、穿孔圧延によって素材が素管にされる際の断面減少率を意味する。後述するように、本実施形態では、穿孔圧延以外にも熱間圧延として延伸圧延を実施する。しかしながら、延伸圧延は、素管の肉厚中央部における加工歪みには、ほとんど寄与しない。したがって、本実施形態では、穿孔圧延によって変化する断面積を用いて、断面減少率をＲA％を定義する。
Ｆｎ１＝－０．０００２００×ＴA 2＋０．５１３×ＴA－２９７と定義する。上述の化学組成を有する二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部において、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩが２．０以上となる層状組織を得るためには、上述の加熱工程における加熱温度ＴA（℃）と、穿孔圧延工程における断面減少率ＲA（％）との関係が重要である。穿孔圧延工程において、適切なＦｎ１以上の断面減少率で穿孔圧延を実施することで、継目無鋼管の肉厚中央部であっても、加工歪が十分に得られる。その結果、後述する溶体化熱処理工程後の二相ステンレス継目無鋼管では、肉厚中央部において、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上と、層状指数ＬＩが２．０以上のミクロ組織が得られる。
したがって、本実施形態による穿孔圧延工程では、穿孔圧延による断面減少率ＲAがＦｎ１以上である。断面減少率ＲAがＦｎ１以上であれば、上述する化学組成、及び、後述する各工程の条件を満たすことを前提として、製造された二相ステンレス継目無鋼管において、層状組織が十分に発達する。その結果、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上となり、かつ、層状指数ＬＩが２．０以上となる層状組織を得ることができる。なお、断面減少率ＲAの上限は特に限定されないが、たとえば、８０％である。
［延伸圧延工程］
延伸圧延工程では、上述の穿孔圧延工程によって製造された素管を、延伸圧延する。延伸圧延は、周知の方法でよく、特に限定されない。延伸圧延は、マンドレルミル法で実施されてもよく、プラグミル法で実施されてもよい。マンドレルミル法で延伸圧延を実施する場合、たとえば、穿孔圧延された素管に対して、マンドレルミルによる熱間圧延を実施する。プラグミル法で延伸圧延を実施する場合、たとえば、穿孔圧延された素管に対して、エロンゲータミルによる熱間圧延と、続いてプラグミルによる熱間圧延を実施する。延伸圧延はさらに、アッセルミルを用いてもよく、ピルガーミルを用いてもよく、ディッシャーミルを用いてもよい。このように、本実施形態による延伸圧延工程では、延伸圧延は周知の方法を用いることができる。
具体的に、マンドレルミル法で延伸圧延を実施する場合、次の方法で実施する。穿孔圧延された素管の中空部分に、マンドレルバーを挿入する。マンドレルバーが挿入された素管を、マンドレルミルのパスライン上に進めて、熱間圧延を実施する。マンドレルミルによって熱間圧延された素管から、マンドレルバーが引き抜かれる。
本実施形態の延伸圧延工程における、素管の断面減少率は、特に限定されない。上述のとおり、延伸圧延工程における延伸圧延では、素管の肉厚中央部の加工歪には、それほど寄与しない。そのため、延伸圧延工程における断面減少率は、上述の穿孔圧延工程における断面減少率ＲAとは、その効果の程度が異なる。延伸圧延工程における断面減少率は、たとえば、１０～７０％である。
以上の方法により、熱間加工工程が実施される。なお、熱間加工工程には、加熱工程、穿孔圧延工程、及び、延伸圧延工程以外の工程が含まれてもよい。たとえば、延伸圧延された素管に対して、定径圧延を実施してもよい。この場合、周知の定径圧延機によって、素管の外径寸法を調整する。定径圧延機は、たとえば、サイザ、及び、ストレッチレデューサである。
熱間加工工程ではさらに、上述の熱間圧延（穿孔圧延、延伸圧延、及び、定径圧延）の他に、熱間鍛造を実施してもよい。たとえば、加熱された素材に対して、熱間鍛造を実施して、所望の形状の整えた後、穿孔圧延を実施してもよい。この場合、周知の熱間鍛造機を用いて、熱間鍛造を実施して、素材の寸法を調整する。
［溶体化熱処理工程］
溶体化熱処理工程では、延伸圧延工程後の素管を、９５０～１０８０℃で５～１８０分間保持する。本明細書において、溶体化熱処理を実施する温度（熱処理温度）とは、溶体化熱処理を実施するための熱処理炉の炉温（℃）を意味する。本明細書において、溶体化熱処理を実施する時間（熱処理時間）とは、素管が熱処理温度（℃）で保持される時間を意味する。
熱処理温度が低すぎる場合、溶体化熱処理工程後の二相ステンレス継目無鋼管に、析出物が残存する。この場合、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性が低下する。一方、熱処理温度が高すぎる場合、フェライトの体積率が７０．０％を超えて高くなる。この場合、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性が低下する。したがって、本実施形態による溶体化熱処理工程において、熱処理温度は９５０～１０８０℃とする。熱処理温度の好ましい下限は９６０℃である。熱処理温度の好ましい上限は１０７０℃である。
熱処理時間が短すぎる場合、溶体化熱処理工程後の二相ステンレス継目無鋼管に、析出物が残存する。この場合、二相ステンレス継目無鋼管の低温靭性が低下する。一方、熱処理時間が長すぎる場合、析出物を溶体化させる効果が飽和する。したがって、本実施形態による溶体化熱処理工程において、熱処理時間は５～１８０分とする。なお、溶体化熱処理は、熱間加工後に一旦室温まで冷却された素材に対して実施してもよい。溶体化熱処理はさらに、熱間加工後の素材に対して、連続的に実施してもよい。
以上の製造方法によれば、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管を製造することができる。上述の製造方法によって製造される二相ステンレス継目無鋼管は、肉厚中央部において、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％であり、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上であり、さらに、層状指数ＬＩが２．０以上のミクロ組織を有する。そのため、上述の製造方法によって製造される二相ステンレス継目無鋼管は、優れた低温靭性を有する。
なお、上述の二相ステンレス継目無鋼管の製造方法は、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管を製造するための一例である。すなわち、本実施形態による二相ステンレス継目無鋼管は、上述の製造方法以外の製造方法によって、製造されてもよい。要するに、継目無鋼管の肉厚中央部において、フェライトの体積率が３０．０～７０．０％であり、Ｔ方向の交点数ＮＴが４０．０個以上であり、さらに、層状指数ＬＩが２．０以上のミクロ組織を有していれば、上述の製造方法以外の製造方法によって、二相ステンレス継目無鋼管が製造されてもよい。
表２に示す化学組成を有する溶鋼を、５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製し、造塊法により鋼塊（インゴット）を製造した。なお、表２中の「－」は、該当する元素の含有量が不純物レベルであったことを意味する。
Figure 0007188570000002
得られたインゴットに対して、熱間鍛造を実施して、断面円形状のビレット（丸ビレット）を製造した。各試験番号の丸ビレットを、表３に示す加熱温度ＴA（℃）で１８０分間加熱した。なお、本実施例において加熱温度ＴA（℃）とは、加熱に用いた加熱炉の炉温（℃）に相当する。加熱温度ＴA（℃）と式（Ａ）とから求めたＦｎ１を、表３に示す。加熱後の各試験番号の丸ビレットに対して、表３に記載の断面減少率ＲA（％）で穿孔圧延を実施した後、延伸圧延を実施して、表３に記載の形状の素管を製造した。
Figure 0007188570000003
なお、表３の「形状」欄の「Ａ」とは、外径１１４．３ｍｍ、肉厚７．３ｍｍの継目無鋼管形状を意味する。表３の「形状」欄の「Ｂ」とは、外径１５９ｍｍ、肉厚２２．１２ｍｍの継目無鋼管形状を意味する。表３の「形状」欄の「Ｃ」とは、外径１３０ｍｍ、肉厚１７．７６ｍｍの継目無鋼管形状を意味する。表３の「形状」欄の「Ｄ」とは、外径１３９．７ｍｍ、肉厚９．１７ｍｍの継目無鋼管形状を意味する。表３の「形状」欄の「Ｅ」とは、外径１７７．８ｍｍ、肉厚１０．３６ｍｍの継目無鋼管形状を意味する。
穿孔圧延及び延伸圧延によって表３に記載の形状に加工された各試験番号の素管に対して、溶体化熱処理を実施した。各試験番号の素管に対する、溶体化熱処理の熱処理温度（℃）は、表３に記載のとおりであった。各試験番号の素管に対する、溶体化熱処理の熱処理時間は、いずれも１５分であった。なお、熱処理温度は、溶体化熱処理に用いた熱処理炉の炉温（℃）に相当した。熱処理時間は、素管が熱処理温度に保持される時間に相当した。以上の工程により、各試験番号の継目無鋼管を得た。
［評価試験］
溶体化熱処理が実施された各試験番号の継目無鋼管に対して、ミクロ組織観察、引張試験、及び、シャルピー衝撃試験を実施した。
［ミクロ組織観察］
各試験番号の継目無鋼管に対して、ミクロ組織観察を実施した。具体的に、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、ミクロ組織観察用の試験片を作製した。試験片は、各試験番号の継目無鋼管の管軸方向（Ｌ方向）に５ｍｍ、管径方向（Ｔ方向）に５ｍｍの観察面を含み、かつ、観察面の中心部が、継目無鋼管の肉厚中央部とほぼ一致していた。各試験番号の試験片の観察面を、鏡面に研磨した。鏡面研磨された観察面を７％水酸化カリウム腐食液中で電解腐食し組織現出を行った。組織現出された観察面を、光学顕微鏡を用いて１０視野観察した。各視野の面積は、１．００ｍｍ2（１．０ｍｍ×１．０ｍｍ）であり、倍率は２００倍であった。
各試験番号の各視野において、フェライトとオーステナイトとを、コントラストに基づいて特定した。その結果、各試験番号の各視野において、ミクロ組織はフェライト及びオーステナイト以外の相は、無視できるほど少なかった。すなわち、各試験番号の継目無鋼管は、フェライト及びオーステナイトからなるミクロ組織を有していた。各試験番号の各視野において、特定されたフェライトの面積率を、画像解析によって求めた。１０視野におけるフェライトの面積率の算術平均値を、フェライト体積率（％）とした。各試験番号の継目無鋼管について、求めたフェライト体積率（％）を表３に示す。
各試験番号の各視野においてさらに、Ｔ方向に延びる線分Ｔ１～Ｔ４を、各視野のＬ方向に等間隔に配置して、各視野をＬ方向に５等分した。各試験番号の各視野においてさらに、Ｌ方向に延びる線分Ｌ１～Ｌ４を、各視野のＴ方向に等間隔に配置して、各視野をＴ方向に５等分した。線分Ｔ１～Ｔ４と、フェライト界面との交点の数を計数し、Ｔ方向の交点数ＮＴ（個）とした。同様に、線分Ｌ１～Ｌ４と、フェライト界面との交点の数を計数し、Ｌ方向の交点数ＮＬ（個）とした。得られたＴ方向の交点数ＮＴと、Ｌ方向の交点数ＮＬとを用いて、層状指数ＬＩ（＝ＮＴ／ＮＬ）を求めた。
１０視野におけるＴ方向の交点数ＮＴの算術平均値を、その試験番号の継目無鋼管におけるＴ方向の交点数ＮＴ（個）とした。同様に、１０視野におけるＬ方向の交点数ＮＬの算術平均値を、その試験番号の継目無鋼管におけるＬ方向の交点数ＮＬ（個）とした。同様に、１０視野における層状指数ＬＩの算術平均値を、その試験番号の継目無鋼管における層状指数ＬＩとした。各試験番号の継目無鋼管について、Ｔ方向の交点数ＮＴ（個）を「ＮＴ（個）」として、Ｌ方向の交点数ＮＬ（個）を「ＮＬ（個）」として、層状指数ＬＩを「ＬＩ」として、それぞれ表３に示す。
［引張試験］
各試験番号の継目無鋼管に対して、ＡＳＴＭ Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０１３）に準拠した上述の方法で引張試験を実施して、降伏強度（ＭＰａ）を求めた。なお、本実施例では、引張試験用の丸棒試験片は、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から作製した。丸棒試験片の軸方向は継目無鋼管の管軸方向と平行であった。引張試験で得られた０．２％オフセット耐力を、降伏強度（ＭＰａ）とした。さらに、引張試験で得られた一様伸び中の最大応力を、引張強度（ＭＰａ）とした。各試験番号の継目無鋼管について、降伏強度（ＭＰａ）を「ＹＳ（ＭＰａ）」として、引張強度（ＭＰａ）を「ＴＳ（ＭＰａ）」として、それぞれ表３に示す。なお、各試験番号の継目無鋼管の降伏強度は、いずれも４４８～６５５ＭＰａの範囲内であった。
［シャルピー衝撃試験］
各試験番号の二相ステンレス継目無鋼管に対して、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１８）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施した。具体的には、各試験番号の継目無鋼管の肉厚中央部から、ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠してＶノッチ試験片を作製した。ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製した各試験番号のＶノッチ試験片に対して、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１６）に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施して、吸収エネルギーＥ（Ｊ）を求めた。
より具体的には、ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製した各試験番号の３本の試験片を－１０℃に冷却し、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１６）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、各試験番号の試験片の－１０℃における吸収エネルギーを求めた。求めた－１０℃における吸収エネルギーの算術平均値を、各試験番号の吸収エネルギーＥ（Ｊ）とした。各試験番号の継目無鋼管について、吸収エネルギーＥ（Ｊ）を、「Ｅ（Ｊ）」として表３に示す。
ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製した各試験番号のＶノッチ試験片に対してさらに、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１６）に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施して、エネルギー遷移温度（℃）を求めた。より具体的には、ＡＰＩ ５ＣＲＡ（２０１０）に準拠して作製した各試験番号の試験片に対して、－１０～－７０℃まで２０℃ごとに、ＡＳＴＭ Ｅ２３（２０１６）に準拠したシャルピー衝撃試験を実施して、各試験番号のエネルギー遷移温度ｖＴＥ（℃）を求めた。各試験番号の継目無鋼管について、求めた各試験番号のエネルギー遷移温度ｖＴＥ（℃）を、表３に示す。
［試験結果］
表３に試験結果を示す。
表２及び表３を参照して、試験番号１～１６の二相ステンレス継目無鋼管の化学組成は適切であった。さらに、製造条件も適切であった。そのため、フェライトの体積率は３０．０～７０．０％であった。さらに、交点数ＮＴが４０．０個以上であり、かつ、層状指数ＬＩが２．０以上であった。すなわち、試験番号１～１６の継目無鋼管は、微細なミクロ組織であって、十分な層状組織を有していた。その結果、－１０℃における吸収エネルギーＥは１２０Ｊ以上であり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥは－１８．０℃以下であった。すなわち、試験番号１～１６の継目無鋼管は、優れた低温靱性を有していた。
一方、試験番号１７では、断面減少率ＲAがＦｎ１よりも低かった。そのため、層状指数ＬＩが２．０未満であった。すなわち、試験番号１７の継目無鋼管は、微細なミクロ組織であったが、十分な層状組織を有していなかった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーＥが１２０Ｊ未満であり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥは－１８．０℃を超えた。すなわち、試験番号１７の継目無鋼管は、優れた低温靭性を有していなかった。
試験番号１８～２０では、断面減少率ＲAがＦｎ１よりも低かった。そのため、交点数ＮＴが４０．０個未満であり、かつ、層状指数ＬＩが２．０未満であった。すなわち、試験番号１８～２０の継目無鋼管は、微細なミクロ組織及び十分な層状組織を有していなかった。その結果、－１０℃における吸収エネルギーＥが１２０Ｊ未満であり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥは－１８．０℃を超えた。すなわち、試験番号１８～２０の継目無鋼管は、優れた低温靭性を有していなかった。
試験番号２１では、溶体化熱処理工程における熱処理温度が高すぎた。そのため、フェライトの体積率が７０．０％を超えた。その結果、－１０℃における吸収エネルギーＥが１２０Ｊ未満であり、かつ、エネルギー遷移温度ｖＴＥは－１８．０℃を超えた。すなわち、試験番号２１の継目無鋼管は、優れた低温靭性を有していなかった。
以上、本開示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開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示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。
本開示による二相ステンレス継目無鋼管は、低温靭性が求められる低温環境に広く適用可能である。本開示による二相ステンレス継目無鋼管は特に、油井用途に好適である。油井用途の二相ステンレス継目無鋼管はたとえば、ラインパイプ、ケーシング、チュービング、ドリルパイプである。
１０ フェライト
２０ オーステナイト
５０ 観察視野領域
Ｔ１～Ｔ４、Ｌ１～Ｌ４ 線分

Claims (4)

  1. 二相ステンレス継目無鋼管であって、
    質量％で、
    Ｃ：０．０３０％以下、
    Ｓｉ：０．２０～１．００％、
    Ｍｎ：０．５０～７．００％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０１００％以下、
    Ｃｕ：１．８０～４．００％、
    Ｃｒ：２０．００～２８．００％、
    Ｎｉ：４．００～９．００％、
    Ｍｏ：０．５０～２．００％、
    Ａｌ：０．１００％以下、
    Ｎ：０．１５０～０．３５０％、
    Ｖ：０～１．５０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｔａ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｚｒ：０～０．１００％、
    Ｈｆ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．０２００％、
    Ｍｇ：０～０．０２００％、
    Ｂ：０～０．０２００％、
    希土類元素：０～０．２００％、及び、
    残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成と、
    体積率で３０．０～７０．０％のフェライト、及び、残部がオーステナイトからなるミクロ組織とを有し、
    前記二相ステンレス継目無鋼管の管軸方向をＬ方向、前記二相ステンレス継目無鋼管の管径方向をＴ方向と定義したとき、
    前記二相ステンレス継目無鋼管の肉厚中央部を含み、前記Ｌ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍであり、前記Ｔ方向に延びる辺の長さが１．０ｍｍである正方形の観察視野領域において、
    前記Ｔ方向に延びる線分であって、前記観察視野領域の前記Ｌ方向に等間隔に配列され、前記観察視野領域を前記Ｌ方向に５等分する４つの線分をＴ１～Ｔ４と定義し、
    前記Ｌ方向に延びる線分であって、前記観察視野領域の前記Ｔ方向に等間隔に配列され、前記観察視野領域を前記Ｔ方向に５等分する４つの線分をＬ１～Ｌ４と定義し、
    前記観察視野領域における前記フェライトと前記オーステナイトとの界面をフェライト界面と定義したとき、
    前記線分Ｔ１～Ｔ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＴが４０．０個以上であり、
    前記線分Ｌ１～Ｌ４と前記フェライト界面との交点の数である交点数ＮＬと、前記交点数ＮＴとが、式（１）を満たす、
    二相ステンレス継目無鋼管。
    ＮＴ／ＮＬ≧２．０ （１）
  2. 請求項１に記載の二相ステンレス継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、
    Ｖ：０．０１～１．５０％、
    Ｎｂ：０．００１～０．１００％、
    Ｔａ：０．００１～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    Ｚｒ：０．００１～０．１００％、及び、
    Ｈｆ：０．００１～０．１００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    二相ステンレス継目無鋼管。
  3. 請求項１又は請求項２に記載の二相ステンレス継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、
    Ｃａ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｍｇ：０．０００５～０．０２００％、
    Ｂ：０．０００５～０．０２００％、及び、
    希土類元素：０．００５～０．２００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    二相ステンレス継目無鋼管。
  4. 二相ステンレス継目無鋼管の製造方法であって、
    請求項１～３のいずれか１項に記載の化学組成を有する素材を準備する、素材準備工程と、
    前記素材準備工程後の前記素材を、１０００～１２８０℃の加熱温度ＴA℃で加熱する、加熱工程と、
    前記加熱工程後の前記素材を、式（Ａ）を満たす断面減少率ＲA％で穿孔圧延して、素管を製造する、穿孔圧延工程と、
    前記穿孔圧延工程後の前記素管を、延伸圧延する、延伸圧延工程と、
    前記延伸圧延工程後の前記素管を、９５０～１０８０℃で５～１８０分間保持する、溶体化熱処理工程とを備える、
    請求項１～３のいずれか１項に記載の二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
    ＲA≧－０．０００２００×ＴA 2＋０．５１３×ＴA－２９７ （Ａ）
    ここで、式（Ａ）中のＲAは、式（Ｂ）で定義される。
    ＲA＝｛１－（穿孔圧延後の前記素管の管軸方向に垂直な断面積／穿孔圧延前の前記素材の軸方向に垂直な断面積）｝×１００ （Ｂ）
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