JP7226675B1 - 油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法を提供する。本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．００２～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０４～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２０％以下、Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下、Ｎｉ：４．０～８．０％、Ｍｏ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．００５～０．２０％、Ｎ：０．００２～０．１５％、Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、かつＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＮが所定の関係式を満足し、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、鋼管組織は、マルテンサイト相が面積率で７０％以上、かつ長径が２μｍ以上である介在物中の平均Ｔｉ濃度が１０質量％以上であり、降伏強さが７５８ＭＰａ以上である。
Description
本発明は、原油あるいは天然ガスの油井およびガス井（以下、単に「油井」と称する）等に好適に用いられる、油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法に関する。
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、省みられなかったような、高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の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、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、Ｃｌ－、さらに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には、所望の高強度および耐食性を兼ね備えた材質とすることが要求される。
従来、炭酸ガス（ＣＯ2）、塩素イオン（Ｃｌ－）等を含む環境の油田、ガス田では、採掘に使用する油井管として１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く使用されている。さらに、最近では１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼のＣを低減し、Ｎｉ、Ｍｏ等を増加させた成分系の改良型１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼の使用も拡大している。
このような要望に対し、例えば特許文献１～特許文献５に挙げる技術がある。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１８．０％、Ｎｉ：５．０～８．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｃｕ：０．５～３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、かつ所定の式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有することで、耐食性を改善した油井用ステンレス鋼管が開示されている。
特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１８．０％、Ｎｉ：５．０～８．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｃｕ：０．５～３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、かつ所定の式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有することで、耐食性を改善した油井用ステンレス鋼管が開示されている。
また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１２．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～７．０％、Ｍｏ：０．５～３．０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．００５～０．２０％、Ｃｏ：０．０１～１．０％、Ｎ：０．００５～０．１５％、Ｏ：０．０１０％以下を含有し、かつ所定の式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することで、降伏強さが６５５ＭＰａ以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管が開示されている。
また、特許文献３には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１７．０％、Ｎｉ：５．０～８．０％、Ｍｏ：１．０～３．５％、Ｃｕ：０．５～３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎ：０．０３～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含み、さらにＮｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる組成と、析出物中のＭＣ型炭窒化物が全析出物量に対するｍａｓｓ％で３．０％以上存在する組織を有することによって、高強度でかつ高耐食性を有する油井用高強度ステンレス鋼管が開示されている。
また、特許文献４には、ＣｒおよびＮｉを含有する組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織とを有する油井用高強度ステンレス鋼管であって、組成が、Ｃｒ／Ｎｉ≦５．３を満足し、ビレラ腐食液によるエッチングで白色を呈する相が管外表面から肉厚方向に１０μｍ以上１００μｍ以下の厚さを有し、かつ管外表面の面積率で５０％以上分散した表層組織を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管が開示されている。
また、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１５．５％、Ｎｉ：５．５～７．０％、Ｍｏ：２．０～３．５％、Ｃｕ：０．３～３．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０６％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することで、降伏強さ：６５５～８６２ＭＰａの強度と降伏比：０．９０以上を有し、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を改善した油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管が開示されている。
最近の厳しい腐食環境における油田やガス田等の開発に伴い、油井用鋼管には、高強度と、１８０℃以上の高温で、かつ、炭酸ガス（ＣＯ2）、塩素イオン（Ｃｌ－）を含む厳しい腐食環境下においても、優れた耐炭酸ガス腐食性とを兼備することが求められてきた。これに加え、開発環境の過酷化に伴い、深海のような低温の環境においても優れた耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）を有することが求められてきた。
油井用鋼管は、上記のように厳しい環境で用いられるため、通常、信頼性の高いシームレス鋼管（継目無鋼管）が求められる。シームレス鋼管の圧延においては、圧延中に管内面および管外面に傷が発生しやすいことが知られており、その対策として高い熱間加工性を有する材料が求められる。
しかしながら、特許文献１～特許文献５に記載された技術では、耐炭酸ガス腐食性は改善されるものの低温の環境における耐ＳＳＣ性が十分ではなかった。
そこで、本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、高強度で熱間加工性に優れるとともに、炭酸ガス（ＣＯ2）、塩素イオン（Ｃｌ－）を含み、かつ１８０℃以上の高温の極めて厳しい腐食環境下での耐炭酸ガス腐食性に優れ、さらに低温の環境における耐ＳＳＣ性に優れる、油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
なお、本発明における「高強度」とは、降伏強さ（ＹＳ）が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上を有する場合を指す。好ましくは、降伏強さは１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）以上とする。また好ましくは、降伏強さは１５０ｋｓｉ（１０３４ＭＰａ）以下とする。
また、本発明における「熱間加工性に優れる」とは、鋳片（ビレット）から採取した平行部径１０ｍｍの丸棒形状の丸棒試験片を用い、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、１℃／ｓｅｃで１０００℃まで冷却し、１０秒間保持した後、破断するまで引っ張り、断面減少率（％）を測定し、断面減少率が７０％以上の場合を指す。
また、本発明における「耐炭酸ガス腐食性に優れる」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：１８０℃、１０気圧のＣＯ2ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間として実施した際の腐食速度が、０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合で、かつ、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、直径：０．２ｍｍ以上の孔食の発生がない場合を指す。
また、本発明における「低温の環境における耐ＳＳＣ性に優れる」とは、試験液：１０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：４℃、Ｈ2Ｓ：０．０２ｂａｒ、ＣＯ2：０．９８ｂａｒ）に、０．５質量％酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：４．０に調整した水溶液中に、試験片を浸漬させ、浸漬時間を７２０時間として、降伏応力の９０％を負荷応力として付加して試験を行い、試験後の試験片に割れが発生しない場合を指す。
なお、上記した各試験の方法は、後述する実施例においても詳述している。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、各種成分組成のステンレス鋼管における、低温環境での耐ＳＳＣ性への影響について鋭意検討した。その結果、ステンレス鋼管のＳＳＣ（硫化物応力割れ性）は、いずれも孔食を起点とした水素脆化による割れであることがわかった。
さらに、孔食の発生や割れの発生について検討したところ、いずれも酸化物や硫化物を主体とする介在物がその起点になっていることがわかった。また、これらの介在物中のＴｉ濃度が高くなると、介在物は孔食や割れの起点となりにくいことが分かった。これは、介在物中のＴｉ濃度が高くなると、介在物の化学的安定性が向上し、これにより介在物の溶解を抑制するためであると考えられる。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨は次のとおりである。
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．００２～０．０５％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．０４～１．８０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００２０％以下、
Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下、
Ｎｉ：４．０～８．０％、
Ｍｏ：１．５～３．０％、
Ａｌ：０．００５～０．１０％、
Ｖ ：０．００５～０．２０％、
Ｎ ：０．００２～０．１５％、
Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
Ｏ ：０．００６％以下
を含有し、かつ式（１）および式（２）式を満足し、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、
鋼管組織は、面積率で７０％以上のマルテンサイト相を有し、
かつ、長径が２μｍ以上である介在物中の平均Ｔｉ濃度が１０質量％以上であり、
降伏強さが７５８ＭＰａ以上である、油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Cr＋0.65×Ni＋0.6×Mo＋0.55×Cu－20×C ≧ 18.5 ‥（１）
Cr＋Mo＋0.30×Si－43.3×C－0.4×Mn－Ni－0.3×Cu－9×N ≦ 11.0 ‥（２）
ここで、各式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＮは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
［２］ 前記成分組成に加えて、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、［１］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Ａ群：Ｃｕ：３．５％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｂ群：Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃｏ：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］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、
次いで、前記継目無鋼管をＡｃ３変態点以上１０５０℃以下の範囲の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で鋼管表面温度が１００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００℃以上Ａｃ１変態点以下の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施す、油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
［４］ 前記焼入れ処理および前記焼戻処理を２回以上繰り返し行う、［３］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．００２～０．０５％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．０４～１．８０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００２０％以下、
Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下、
Ｎｉ：４．０～８．０％、
Ｍｏ：１．５～３．０％、
Ａｌ：０．００５～０．１０％、
Ｖ ：０．００５～０．２０％、
Ｎ ：０．００２～０．１５％、
Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
Ｏ ：０．００６％以下
を含有し、かつ式（１）および式（２）式を満足し、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、
鋼管組織は、面積率で７０％以上のマルテンサイト相を有し、
かつ、長径が２μｍ以上である介在物中の平均Ｔｉ濃度が１０質量％以上であり、
降伏強さが７５８ＭＰａ以上である、油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Cr＋0.65×Ni＋0.6×Mo＋0.55×Cu－20×C ≧ 18.5 ‥（１）
Cr＋Mo＋0.30×Si－43.3×C－0.4×Mn－Ni－0.3×Cu－9×N ≦ 11.0 ‥（２）
ここで、各式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＮは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
［２］ 前記成分組成に加えて、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、［１］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Ａ群：Ｃｕ：３．５％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｂ群：Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃｏ：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］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、
次いで、前記継目無鋼管をＡｃ３変態点以上１０５０℃以下の範囲の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で鋼管表面温度が１００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００℃以上Ａｃ１変態点以下の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施す、油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
［４］ 前記焼入れ処理および前記焼戻処理を２回以上繰り返し行う、［３］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
本発明によれば、熱間加工性に優れるとともに、耐炭酸ガス腐食性に優れ、低温環境での耐ＳＳＣ性に優れ、かつ降伏強さＹＳ：７５８ＭＰａ以上の高強度を有する、油井用高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法を提供することができる。
以下、本発明について詳細に説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
まず、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の成分組成と、その限定理由について説明する。以下、特に断わらない限り、質量％は単に「％」と記す。
Ｃ：０．００２～０．０５％
Ｃは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる重要な元素である。本発明では、本発明で目的とする強度を確保するために０．００２％以上のＣを含有することが必要である。一方、０．０５％を超えてＣを含有すると、強度がかえって低下する。また、低温の環境における耐ＳＳＣ性も悪化する。このため、本発明では、Ｃ含有量は０．００２～０．０５％とする。なお、耐炭酸ガス腐食性の観点から、Ｃ含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０３５％以下とし、さらに好ましくは０．０３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。
Ｃは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる重要な元素である。本発明では、本発明で目的とする強度を確保するために０．００２％以上のＣを含有することが必要である。一方、０．０５％を超えてＣを含有すると、強度がかえって低下する。また、低温の環境における耐ＳＳＣ性も悪化する。このため、本発明では、Ｃ含有量は０．００２～０．０５％とする。なお、耐炭酸ガス腐食性の観点から、Ｃ含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。Ｃ含有量は、より好ましくは０．０３５％以下とし、さらに好ましくは０．０３０％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。
Ｓｉ：０．０５～０．５０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は０．０５％以上のＳｉの含有で得られる。一方、０．５０％を超えるＳｉの含有は、製品を製造する途中段階の中間生成物（ビレット等）における熱間加工性が低下するとともに、耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は０．０５％以上のＳｉの含有で得られる。一方、０．５０％を超えるＳｉの含有は、製品を製造する途中段階の中間生成物（ビレット等）における熱間加工性が低下するとともに、耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。
Ｍｎ：０．０４～１．８０％
Ｍｎは、熱間加工時のδフェライト生成を抑制し、熱間加工性を向上させる元素である。本発明では０．０４％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、Ｍｎは過剰に含有すると、低温靭性や低温環境における耐ＳＳＣ性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ含有量は０．０４～１．８０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とし、さらに好ましくは０．２５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とし、さらに好ましくは０．４０％以下とする。
Ｍｎは、熱間加工時のδフェライト生成を抑制し、熱間加工性を向上させる元素である。本発明では０．０４％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、Ｍｎは過剰に含有すると、低温靭性や低温環境における耐ＳＳＣ性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ含有量は０．０４～１．８０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とし、さらに好ましくは０．２５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とし、さらに好ましくは０．４０％以下とする。
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性、低温環境における耐ＳＳＣ性をともに低下させる元素である。本発明では、できるだけＰを低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの高騰を招く。このため、特性の極端な低下を招くことなく、工業的に比較的安価に実施可能な範囲として、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、上述のように過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｐ含有量は好ましくは０．００５％以上とする。
Ｐは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性、低温環境における耐ＳＳＣ性をともに低下させる元素である。本発明では、できるだけＰを低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの高騰を招く。このため、特性の極端な低下を招くことなく、工業的に比較的安価に実施可能な範囲として、Ｐ含有量は０．０３０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。なお、Ｐ含有量の下限は特に限定されない。ただし、上述のように過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｐ含有量は好ましくは０．００５％以上とする。
Ｓ：０．００２０％以下
Ｓは、熱間加工性を著しく低下させ、また、旧オーステナイト粒界への偏析によって低温の環境における耐ＳＳＣ性を悪化させるため、できるだけ低減することが好ましい。Ｓ含有量は０．００２０％以下であれば、旧オーステナイト粒界へのＳの偏析を抑制し、本発明で目的とする耐ＳＳＣ性を得ることができる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００１５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｓは、熱間加工性を著しく低下させ、また、旧オーステナイト粒界への偏析によって低温の環境における耐ＳＳＣ性を悪化させるため、できるだけ低減することが好ましい。Ｓ含有量は０．００２０％以下であれば、旧オーステナイト粒界へのＳの偏析を抑制し、本発明で目的とする耐ＳＳＣ性を得ることができる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００１５％以下である。なお、Ｓ含有量の下限は特に限定されない。ただし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｓ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下
Ｃｒは、保護皮膜を形成して耐炭酸ガス腐食性の向上に寄与する元素である。１８０℃以上の高温における耐炭酸ガス腐食性を確保するために、本発明では１４．０％超えのＣｒの含有を必要とする。一方、１７．０％を超えるＣｒの含有は、マルテンサイト変態させずに、残留オーステナイトを生じやすくすることで、マルテンサイト相の安定性が低下する。これにより、本発明で目的とする強度が得られなくなる。このほか、高温加熱時にδフェライト相が析出し、熱間加工性が著しく低下する。このため、Ｃｒ含有量は１４．０％超え１７．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１４．２％以上とし、より好ましくは１４．４％以上とし、さらに好ましくは１４．６％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６．０％以下とし、より好ましくは１５．０％以下とし、さらに好ましくは１４．８％以下とする。
Ｃｒは、保護皮膜を形成して耐炭酸ガス腐食性の向上に寄与する元素である。１８０℃以上の高温における耐炭酸ガス腐食性を確保するために、本発明では１４．０％超えのＣｒの含有を必要とする。一方、１７．０％を超えるＣｒの含有は、マルテンサイト変態させずに、残留オーステナイトを生じやすくすることで、マルテンサイト相の安定性が低下する。これにより、本発明で目的とする強度が得られなくなる。このほか、高温加熱時にδフェライト相が析出し、熱間加工性が著しく低下する。このため、Ｃｒ含有量は１４．０％超え１７．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１４．２％以上とし、より好ましくは１４．４％以上とし、さらに好ましくは１４．６％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６．０％以下とし、より好ましくは１５．０％以下とし、さらに好ましくは１４．８％以下とする。
Ｎｉ：４．０～８．０％
Ｎｉは、保護皮膜を強固にして耐炭酸ガス腐食性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｉは、δフェライト相の析出を抑制し、熱間加工性を向上させる。また、Ｎｉは、固溶して鋼の強度を増加させる。このような効果は４．０％以上のＮｉの含有で得られる。一方、８．０％を超えるＮｉの含有は、マルテンサイト変態させずに、残留オーステナイトを生じやすくすることで、マルテンサイト相の安定性が低下し、強度が低下する。このため、Ｎｉ含有量は４．０～８．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは５．０％以上とし、より好ましくは６．０％以上とし、さらに好ましくは６．１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは７．５％以下とし、より好ましくは７．０％以下とし、さらに好ましくは６．５％以下とする。
Ｎｉは、保護皮膜を強固にして耐炭酸ガス腐食性を向上させる作用を有する元素である。また、Ｎｉは、δフェライト相の析出を抑制し、熱間加工性を向上させる。また、Ｎｉは、固溶して鋼の強度を増加させる。このような効果は４．０％以上のＮｉの含有で得られる。一方、８．０％を超えるＮｉの含有は、マルテンサイト変態させずに、残留オーステナイトを生じやすくすることで、マルテンサイト相の安定性が低下し、強度が低下する。このため、Ｎｉ含有量は４．０～８．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは５．０％以上とし、より好ましくは６．０％以上とし、さらに好ましくは６．１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは７．５％以下とし、より好ましくは７．０％以下とし、さらに好ましくは６．５％以下とする。
Ｍｏ：１．５～３．０％
Ｍｏは、Ｃｌ－や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させる元素である。本発明では１．５％以上のＭｏの含有を必要とする。１．５％未満のＭｏの含有では、苛酷な腐食環境下での耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を低下させる。一方、３．０％を超えるＭｏの含有は、δフェライトを発生させて、熱間加工性および耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性の低下を招く。このため、Ｍｏ含有量は１．５～３．０％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．８％以上とし、より好ましくは１．９％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．３％以下とする。
Ｍｏは、Ｃｌ－や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させる元素である。本発明では１．５％以上のＭｏの含有を必要とする。１．５％未満のＭｏの含有では、苛酷な腐食環境下での耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を低下させる。一方、３．０％を超えるＭｏの含有は、δフェライトを発生させて、熱間加工性および耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性の低下を招く。このため、Ｍｏ含有量は１．５～３．０％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．８％以上とし、より好ましくは１．９％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．３％以下とする。
Ａｌ：０．００５～０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は、Ａｌを０．００５％以上含有することで得られる。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物量が多くなりすぎて、低温環境における耐ＳＳＣ性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌ含有量は０．００５～０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とし、好ましくは０．０３％以下とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２５％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は、Ａｌを０．００５％以上含有することで得られる。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物量が多くなりすぎて、低温環境における耐ＳＳＣ性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌ含有量は０．００５～０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とし、好ましくは０．０３％以下とする。Ａｌ含有量は、より好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２５％以下とする。
Ｖ：０．００５～０．２０％
Ｖは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖを０．００５％以上含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＶを含有しても、低温靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．００５～０．２０％とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３％以上とし、好ましくは０．０８％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０４％以上とし、より好ましくは０．０７％以下とする。
Ｖは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖを０．００５％以上含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＶを含有しても、低温靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．００５～０．２０％とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３％以上とし、好ましくは０．０８％以下とする。Ｖ含有量は、より好ましくは０．０４％以上とし、より好ましくは０．０７％以下とする。
Ｎ：０．００２～０．１５％
Ｎは、安価にδフェライトの生成を抑制し、熱間加工性を向上させる元素である。このような効果は、０．００２％以上のＮの含有で得られる。一方、０．１５％を超えてＮを含有すると、粗大な窒化物を生成し、低温環境における耐ＳＳＣ性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００２～０．１５％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
Ｎは、安価にδフェライトの生成を抑制し、熱間加工性を向上させる元素である。このような効果は、０．００２％以上のＮの含有で得られる。一方、０．１５％を超えてＮを含有すると、粗大な窒化物を生成し、低温環境における耐ＳＳＣ性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００２～０．１５％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
Ｔｉ：０．００２～０．０２０％
Ｔｉは、酸化物系または硫化物系の介在物中に存在し、介在物の化学的安定性を向上させることで低温環境における耐ＳＳＣ性を向上させる。このような効果は、０．００２％以上のＴｉを含有することで得られる。一方、０．０２０％を超えてＴｉを含有すると、ＴｉＮが介在物として析出し、逆に耐ＳＳＣ性は悪化する。このため、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｔｉは、酸化物系または硫化物系の介在物中に存在し、介在物の化学的安定性を向上させることで低温環境における耐ＳＳＣ性を向上させる。このような効果は、０．００２％以上のＴｉを含有することで得られる。一方、０．０２０％を超えてＴｉを含有すると、ＴｉＮが介在物として析出し、逆に耐ＳＳＣ性は悪化する。このため、Ｔｉ含有量は０．０２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３％以上とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１５％以下とする。
Ｏ（酸素）：０．００６％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｏはできるだけ低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００６％を超えると、低温環境における耐ＳＳＣ性が著しく低下する。このため、Ｏ含有量は０．００６％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００４％以下である。過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｏ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｏはできるだけ低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００６％を超えると、低温環境における耐ＳＳＣ性が著しく低下する。このため、Ｏ含有量は０．００６％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００４％以下である。過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｏ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
また、本発明では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＣを、上記した範囲内とし、かつ下記（１）式を満足するように含有する。
Cr＋0.65×Ni＋0.6×Mo＋0.55×Cu－20×C ≧ 18.5 ‥（１）
ここで、（１）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＣは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
Cr＋0.65×Ni＋0.6×Mo＋0.55×Cu－20×C ≧ 18.5 ‥（１）
ここで、（１）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＣは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
（１）式の左辺値（「Cr＋0.65×Ni＋0.6×Mo＋0.55×Cu－20×C」の値）が１８．５未満であると、１８０℃以上の高温でＣＯ2、Ｃｌ－を含む高温腐食環境下における耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、本発明では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＣについて、（１）式を満足するように含有する。（１）式の左辺値は、好ましくは１９．０以上とする。（１）式の左辺値の上限は特に設けない。過剰な合金添加によるコスト増の抑制および強度低下の抑制の観点から、（１）式の左辺値は、好ましくは２２．０以下とし、より好ましくは２０．５以下とする。
さらに、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮを、下記（２）式を満足するように含有する。
Cr＋Mo＋0.30×Si－43.3×C－0.4×Mn－Ni－0.3×Cu－9×N ≦ 11.0 ‥（２）
ここで、（２）式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
Cr＋Mo＋0.30×Si－43.3×C－0.4×Mn－Ni－0.3×Cu－9×N ≦ 11.0 ‥（２）
ここで、（２）式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
（２）式の左辺値（「Cr＋Mo＋0.30×Si－43.3×C－0.4×Mn－Ni－0.3×Cu－9×N」の値）が１１．０超えであると、ステンレス継目無鋼管を造管するうえで必要十分な熱間加工性を得ることができず、鋼管の製造性が低下する。このため、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮについて、（２）式を満足するように含有する。（２）式の左辺値は、好ましくは１０．５以下とする。（２）式の左辺値の下限は特に設けない。効果が飽和することから、（２）式の左辺値は７以上とすることが好ましく、８以上とすることがより好ましい。
本発明では、上記した成分以外の残部は、鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。
上記した成分が基本の成分であり、この基本成分で本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は目的とする特性が得られる。本発明では、上記した基本成分に加えて、必要に応じて下記の選択元素を含有することができる。以下の、Ｃｕ、Ｗ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｂ、ＲＥＭ、Ｃａ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｔａ、Ｍｇ、Ｃｏの各成分は、必要に応じて含有できるので、これらの成分は０％であってもよい。
Ｃｕ：３．５％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｃｕ：３．５％以下
Ｃｕは、保護皮膜を強固にして、耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．５％以上のＣｕを含有することで得られる。一方、３．５％を超えるＣｕの含有は、ＣｕＳの粒界析出を招き、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は３．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは０．７％以上とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは３．０％以下とし、さらに好ましくは１．５％以下とし、さらに一層好ましくは１．３％以下とする。
Ｃｕ：３．５％以下
Ｃｕは、保護皮膜を強固にして、耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．５％以上のＣｕを含有することで得られる。一方、３．５％を超えるＣｕの含有は、ＣｕＳの粒界析出を招き、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は３．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは０．７％以上とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは３．０％以下とし、さらに好ましくは１．５％以下とし、さらに一層好ましくは１．３％以下とする。
Ｗ：３．０％以下
Ｗは、強度増加に寄与するとともに、耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０５％以上のＷを含有することで得られる。一方、３．０％を超えてＷを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。Ｗ含有量は、より好ましくは１．５％以下とする。
Ｗは、強度増加に寄与するとともに、耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０５％以上のＷを含有することで得られる。一方、３．０％を超えてＷを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。Ｗ含有量は、より好ましくは１．５％以下とする。
Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃｏ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｎｂ：０．２０％以下
Ｎｂは、強度を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＮｂを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＮｂを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．０７％以上とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１３％以下とする。
Ｎｂ：０．２０％以下
Ｎｂは、強度を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＮｂを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＮｂを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．０７％以上とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とし、さらに好ましくは０．１３％以下とする。
Ｚｒ：０．２０％以下
Ｚｒは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＺｒを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＺｒを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０３％以上とする。
Ｚｒは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＺｒを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＺｒを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｚｒ含有量は、より好ましくは０．１０％以下とし、より好ましくは０．０３％以上とする。
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＢを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＢを含有すると、熱間加工性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以下とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｂは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＢを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＢを含有すると、熱間加工性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００５％以下とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
ＲＥＭ：０．０１％以下
ＲＥＭ（希土類金属）は、低温環境における耐ＳＳＣ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＲＥＭを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＲＥＭを含有しても、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。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００７％以下とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
ＲＥＭ（希土類金属）は、低温環境における耐ＳＳＣ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＲＥＭを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＲＥＭを含有しても、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。このため、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。ＲＥＭ含有量は、より好ましくは０．００７％以下とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｃａ：０．００２５％以下
Ｃａは、熱間加工性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＣａを含有することで得られる。一方、０．００２５％を超えてＣａを含有すると、粗大なＣａ系介在物の数密度が増加し、低温の環境における所望の耐ＳＳＣ性を得ることができなくなる。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｃａは、熱間加工性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＣａを含有することで得られる。一方、０．００２５％を超えてＣａを含有すると、粗大なＣａ系介在物の数密度が増加し、低温の環境における所望の耐ＳＳＣ性を得ることができなくなる。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。Ｃａ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。
Ｓｎ：０．２０％以下
Ｓｎは、低温環境における耐ＳＳＣ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０２％以上のＳｎを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＳｎを含有しても、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。このため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．０５％以上とする。
Ｓｎは、低温環境における耐ＳＳＣ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０２％以上のＳｎを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＳｎを含有しても、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。このため、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。Ｓｎ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．０５％以上とする。
Ｓｂ：０．５０％以下
Ｓｂは、低温環境における耐ＳＳＣ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０２％以上のＳｂを含有することで得られる。一方、０．５０％を超えてＳｂを含有しても、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。このため、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．０５％以上とする。
Ｓｂは、低温環境における耐ＳＳＣ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０２％以上のＳｂを含有することで得られる。一方、０．５０％を超えてＳｂを含有しても、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。このため、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。Ｓｂ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．０５％以上とする。
Ｔａ：０．１％以下
Ｔａは、強度を増加させる元素であり、耐硫化物応力割れ性を改善する効果も有する。また、ＴａはＮｂと同様の効果をもたらす元素であり、Ｎｂの一部をＴａに置き換えることができる。このような効果は、０．０１％以上のＴａを含有することで得られる。一方、０．１％を超えてＴａを含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｔａを含有する場合には、Ｔａ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．０３％以上とし、より好ましくは０．０７％以下とする。
Ｔａは、強度を増加させる元素であり、耐硫化物応力割れ性を改善する効果も有する。また、ＴａはＮｂと同様の効果をもたらす元素であり、Ｎｂの一部をＴａに置き換えることができる。このような効果は、０．０１％以上のＴａを含有することで得られる。一方、０．１％を超えてＴａを含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｔａを含有する場合には、Ｔａ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。Ｔａ含有量は、より好ましくは０．０３％以上とし、より好ましくは０．０７％以下とする。
Ｍｇ：０．０１％以下
Ｍｇは、低温環境における耐ＳＳＣ性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００２％以上のＭｇを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＭｇを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．０００４％以上とする。
Ｍｇは、低温環境における耐ＳＳＣ性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００２％以上のＭｇを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＭｇを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．０００２％以上とする。Ｍｇ含有量は、より好ましくは０．００２０％以下とし、より好ましくは０．０００４％以上とする。
Ｃｏ：１．０％以下
Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させることで残留オーステナイト分率を低減し、強度および低温環境での耐ＳＳＣ性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０１％以上のＣｏを含有することで得られる。一方、１．０％を超えてＣｏを含有しても、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．０７％以上とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．０９％以下とする。
Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させることで残留オーステナイト分率を低減し、強度および低温環境での耐ＳＳＣ性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は０．０１％以上のＣｏを含有することで得られる。一方、１．０％を超えてＣｏを含有しても、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．０７％以上とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．０９％以下とする。
次に、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の鋼管組織と、その限定理由について説明する。
本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は、本発明で目的とする強度を確保するために、鋼管組織はマルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）を主相とする。ここで、「主相」とは、面積率で７０％以上を占める組織のことを指す。
本発明では、本発明で目的とする強度を確保する観点から、マルテンサイト相を面積率で７０％以上とする。マルテンサイト相は、９５％以下とすることが好ましい。マルテンサイト相は、より好ましくは８０％以上とし、より好ましくは９０％以下とする。
本発明の鋼管組織は、主相以外の残部が、残留オーステナイト相、あるいは、残留オーステナイト相およびフェライト相である。主相以外の残部は、耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性や熱間加工性の低下を抑制する観点から、各組織の合計面積率が、面積率で３０％以下とする。上記合計面積率は、より好ましくは２５％以下とし、さらに好ましくは２０％以下とする。
なお、特に過剰な残留オーステナイト相の含有は強度を低下させることから、残留オーステナイト相は面積率で３０％未満とすることがより好ましい。フェライト相は、熱間加工性を低下させることから、面積率で５％以下とすることがより好ましい。
なお、特に過剰な残留オーステナイト相の含有は強度を低下させることから、残留オーステナイト相は面積率で３０％未満とすることがより好ましい。フェライト相は、熱間加工性を低下させることから、面積率で５％以下とすることがより好ましい。
上記した各組織は、次の方法で測定することができる。
まず、組織観察用試験片を管軸方向に直交する断面の肉厚の中央部から採取し、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（倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積％）を算出する。ビレラ試薬でエッチングすると、フェライト相はほとんどエッチングされず、マルテンサイト相等の他の相のみがエッチングされるため、撮像した画像のコントラストに基づき二値化することで、フェライト相の組織分率を算出できる。
まず、組織観察用試験片を管軸方向に直交する断面の肉厚の中央部から採取し、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（倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積％）を算出する。ビレラ試薬でエッチングすると、フェライト相はほとんどエッチングされず、マルテンサイト相等の他の相のみがエッチングされるため、撮像した画像のコントラストに基づき二値化することで、フェライト相の組織分率を算出できる。
そして、Ｘ線回折用試験片を、管軸方向に直交する断面（Ｃ断面）が測定面となるように、研削および研磨し、Ｘ線回折法を用いて残留オーステナイト（γ）量を測定する。残留オーステナイト量は、γの（２２０）面、α（フェライト）の（２１１）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式を用いて換算する。なお、ここでは、残留オーステナイトの体積率を面積率とみなすものとする。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
また、マルテンサイト相（焼戻しマルテンサイト相）の分率（面積％）は、フェライト相および残留γ相以外の残部とする。
また、本発明の鋼管組織は、長径が２μｍ以上である介在物中の平均Ｔｉ濃度が１０質量％以上である。
上述のように、孔食の発生や割れの発生は、いずれも酸化物や硫化物を主体とする介在物がその起点になっていることがわかった。また、これらの介在物中のＴｉ濃度が高くなると、介在物は孔食や割れの起点となりにくいことが分かった。これは、介在物中のＴｉ濃度が高くなると、介在物の化学的安定性が向上し、これにより介在物の溶解を抑制するためであると考えられる。
鋼管組織に含まれる酸化物系および硫化物系の介在物の長径が２μｍ未満では、介在物中のＴｉ濃度に関わらず、孔食や割れの起点となる確率が低下する。したがって、本発明では、介在物の長径が２μｍ以上の介在物を対象とする。また、長径が２μｍ以上である酸化物系または硫化物系の介在物中の組成における平均Ｔｉ濃度が１０質量％未満では、介在物が孔食の起点となりやすく、本発明で目的とする低温環境の耐ＳＳＣ性を得ることができない。したがって、上記平均Ｔｉ濃度は１０質量％以上とし、好ましくは１５質量％以上とする。上記平均Ｔｉの濃度の上限は規定しない。介在物中のＴｉ濃度を高くするために鋼中のＴｉ添加量を増大させると、粗大なＴｉＮが生成し、逆に孔食や割れの起点となる。このことから、介在物中の平均Ｔｉ濃度は、好ましくは５０質量％以下とし、より好ましくは４０質量％以下とする。
なお、上記した介在物の長径および介在物中の平均Ｔｉ濃度は、後述する実施例に記載の方法で測定することができる。
次に、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法の一実施形態について、説明する。
なお、以下の製造方法の説明において、温度（℃）は、特に断らない限り鋼管素材および鋼管（造管後の継目無鋼管）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。
なお、以下の製造方法の説明において、温度（℃）は、特に断らない限り鋼管素材および鋼管（造管後の継目無鋼管）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。
本発明では、上記した成分組成を有する鋼管素材を出発素材とする。出発素材である鋼管素材の製造方法は、特に限定しない。例えば、上記した成分組成の溶鋼を、転炉等の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、あるいは造塊－分塊圧延法等の方法で、ビレット等の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（加熱工程）、マンネスマン－プラグミル方式あるいはマンネスマン－マンドレルミル方式を用いて、加熱された鋼管素材を穿孔機で中空素管とした後、熱間加工を施し、造管する（造管工程）。これにより、所望の寸法（所定形状）の上記した成分組成を有する継目無鋼管とする。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管としてもよい。
上記した鋼管素材の加熱工程では、加熱温度は１１００～１３５０℃の範囲の温度とする。加熱温度が１１００℃未満では、熱間加工性が低下し、造管時に疵が多発する。一方、加熱温度が１３５０℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し、耐ＳＳＣ性が低下する。このため、加熱工程における加熱温度は、１１００～１３５０℃の範囲の温度とする。該加熱温度は、好ましくは１１５０℃以上とし、好ましくは１３００℃以下とする。
造管後の継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する。これにより、マルテンサイト相を主相とする鋼管組織を確保できる。
本発明では、上記した造管後の空冷以上の冷却速度での冷却に引き続き、鋼管（造管後の継目無鋼管）に熱処理（焼入れ処理、焼戻処理）を行う。
具体的には、鋼管（造管後の継目無鋼管）に、Ａｃ３変態点以上１０５０℃以下の範囲の温度（加熱温度）へ再加熱し、所定時間保持した後、続いて空冷以上の冷却速度で鋼管表面温度が１００℃以下の温度（冷却停止温度）となるまで冷却する焼入れ処理を施す。これにより、上述のマルテンサイト相と高強度化が達成できる。
具体的には、鋼管（造管後の継目無鋼管）に、Ａｃ３変態点以上１０５０℃以下の範囲の温度（加熱温度）へ再加熱し、所定時間保持した後、続いて空冷以上の冷却速度で鋼管表面温度が１００℃以下の温度（冷却停止温度）となるまで冷却する焼入れ処理を施す。これにより、上述のマルテンサイト相と高強度化が達成できる。
なお、Ｏ、Ｓ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃａ濃度もしくは、溶解中の酸化物、硫化物量に応じて、適切な量のＴｉを添加することで、介在物中のＴｉ濃度を所望の範囲にコントロールすることができる。
ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、０．０１℃／ｓ以上である。
焼入れ処理の加熱温度（再加熱の温度）は、組織の粗大化を防止し所望の強度を得る観点から、Ａｃ３変態点以上１０５０℃以下の範囲の温度とする。再加熱の温度は、好ましくは８００～１０５０℃とする。より好ましくは９００℃以上とし、より好ましくは９６０℃以下とする。
均熱性確保の観点からは、上記した再加熱の温度で５分間以上鋼管を保持することが好ましい。保持時間は、好ましくは３０分以下とする。
本発明で目的とする降伏強さ（ＹＳ）を確保する観点からは、冷却停止温度は１００℃以下とする。冷却停止温度は、好ましくは５０℃以下とする。
上記した焼入れ処理を施された鋼管は、次いで、焼戻処理を施される。焼戻処理は、５００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度（焼戻温度）に加熱し、所定時間保持した後、空冷する処理とする。空冷の全部または一部にかえて、水冷、油冷、ミスト冷却等の他の冷却を行ってもよい。
焼戻温度がＡｃ１変態点超えとなると、焼戻後に、フレッシュマルテンサイト相が析出し、所望の高強度を確保できなくなる。一方、焼戻温度が５００℃未満になると、転位密度が過剰となり、これに起因して、強度が過剰に高くなり、所望の耐硫化物応力割れ性を確保することが困難となる。このため、焼戻温度は５００℃以上Ａｃ１変態点以下とする。これにより、鋼管組織が、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織となり、本発明で目的とする強度および耐炭酸ガス腐食性や低温環境における耐ＳＳＣ性を有する継目無鋼管となる。焼戻温度は、好ましくは５３０℃以上とし、好ましくは６００℃以下とする。
また、材料の均熱性確保の観点から、上記した焼戻温度で１０分間以上鋼管を保持することが好ましい。保持時間は、好ましくは９０分以下とする。
また、本発明では、上記の焼入れ処理および焼戻処理を２回以上繰り返し行ってもよい。これにより、低温環境における耐ＳＳＣ性が向上する。
なお、上記のＡｃ３変態点およびＡｃ１変態点は、１５℃／ｍｉｎの速度で試験片（φ３ｍｍ×Ｌ１０ｍｍ）を昇温し、冷却した場合の膨張率の変化から読み取った実測値とする。
以上、継目無鋼管を例にして説明したが、本発明はこれに限定されるものではない。上記した成分組成の鋼管素材を用いて、電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管を製造し油井用鋼管とすることも可能である。この場合、得られた油井用鋼管に対し、上記した条件で焼入れ処理および焼戻処理を施せば、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管を得られる。
以上に説明したように、本発明によれば、製品を製造する途中段階の中間生成物（ビレット等）が熱間加工性に優れるとともに、耐炭酸ガス腐食性に優れ、低温環境での耐ＳＳＣ性に優れ、かつ降伏強さＹＳ：７５８ＭＰａ以上の高強度を有する、油井用高強度ステンレス継目無鋼管を得ることができる。
以下、実施例に基づき、本発明を説明する。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真空溶解炉で溶製し、鋳片を得た。得られた鋳片を表２に示す加熱温度で加熱し、熱間加工した。なお、表１中の「－」は、意図的に元素を添加しないことを表しており、元素を含有しない（０％）場合だけでなく、元素を不可避的に含有する場合も含む。
次いで、熱間加工によって得られた鋼材から、試験片素材を切り出した。ここで、鋼材の寸法は、縦：１１００ｍｍ、横：１６０ｍｍ、厚さ：１５ｍｍとした。各試験片素材を用いて、表２に示す加熱温度（再加熱の温度）、均熱時間で加熱したのち、表２に示す冷却停止温度まで空冷する焼入れ処理を施した。さらに、表２に示す焼戻温度、均熱時間で加熱し、空冷する焼戻処理を施した。一部の試験片（鋼管Ｎｏ．２、４）は、表２に示す条件で焼入れ処理および焼戻処理を２回繰り返した。なお、切り出した試験片に対して焼入れ処理および焼戻処理しているが、継目無鋼管を焼入れ処理および焼戻処理する場合と同様であると見做してよい。
そして、焼入れ処理および焼戻処理を施した各試験片素材を用いて、以下に説明する方法で、引張特性、腐食特性、耐ＳＳＣ性および熱間加工性の評価、また組織および介在物組成の測定をそれぞれ行った。
〔引張特性の評価〕
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から、ＪＩＳ（Japanese IndustrialStandards）１４Ａ号引張試験片（Φ６．０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ））を求めた。ここでは、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上のものを「合格」とし、降伏強さが７５８ＭＰａ未満のものを「不合格」とした。
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から、ＪＩＳ（Japanese IndustrialStandards）１４Ａ号引張試験片（Φ６．０ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ））を求めた。ここでは、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上のものを「合格」とし、降伏強さが７５８ＭＰａ未満のものを「不合格」とした。
〔腐食特性の評価〕
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から、厚さが３ｍｍ、幅が３０ｍｍ、長さが４０ｍｍとするサイズの腐食試験片を機械加工によって作製し、腐食試験を実施した。
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から、厚さが３ｍｍ、幅が３０ｍｍ、長さが４０ｍｍとするサイズの腐食試験片を機械加工によって作製し、腐食試験を実施した。
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：１８０℃、１０気圧のＣＯ2ガス雰囲気）中に、腐食試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間として実施した。試験後の腐食試験片について、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。ここでは、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを「合格」とし、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ超えのものを「不合格」とした。
また、腐食試験後の腐食試験片について、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、「孔食有り」とは、直径：０．２ｍｍ以上の孔食が発生した場合をいう。「孔食無し」とは、孔食が発生しなかった場合をいう。ここでは、孔食発生が無し（表３の「孔食」の欄に「無」と示す）のものを「合格」とし、孔食発生が有り（表３の「孔食」の欄に「有り」と示す）のものを「不合格」とした。
なお、上述のように、上記した腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合で、かつ、上記した孔食発生が無しの場合を「耐炭酸ガス腐食性に優れる」と評価した。
なお、上述のように、上記した腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合で、かつ、上記した孔食発生が無しの場合を「耐炭酸ガス腐食性に優れる」と評価した。
〔耐ＳＳＣ性の評価〕
ＳＳＣ試験とは、Ｈ2Ｓを含む腐食環境下において、応力を付与した試験片の割れ感受性を評価する各種試験を指す。ＳＳＣ試験（硫化物応力割れ試験）は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して実施した。
ＳＳＣ試験とは、Ｈ2Ｓを含む腐食環境下において、応力を付与した試験片の割れ感受性を評価する各種試験を指す。ＳＳＣ試験（硫化物応力割れ試験）は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して実施した。
試験環境は、１０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：４℃、Ｈ2Ｓ：０．０２ｂａｒ、ＣＯ2：０．９８ｂａｒ）に、０．５質量％酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：４．０に調整した水溶液を用い、浸漬時間を７２０時間として、降伏応力の９０％を負荷応力として試験を実施した。ここでは、試験後の試験片に割れが発生しない場合（表３の「ＳＳＣ」の欄に「無」と示す）を「合格」とし、試験後の試験片に割れが発生した場合（表３の「ＳＳＣ」の欄に「有り」と示す）を「不合格」とした。
なお、上述のように、上記した試験片に割れが発生しない場合を「低温の環境における耐ＳＳＣ性が優れる」と評価した。
なお、上述のように、上記した試験片に割れが発生しない場合を「低温の環境における耐ＳＳＣ性が優れる」と評価した。
〔熱間加工性の評価〕
熱間加工性の評価には、鋳片から採取した平行部径１０ｍｍの丸棒形状の丸棒試験片を用い、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、１℃／ｓｅｃで１０００℃まで冷却し、１０秒間保持した後、破断するまで引っ張り、断面減少率（％）を測定した。ここでは、断面減少率が７０％以上の場合を、優れた熱間加工性を有するとみなして「合格」とした。一方、断面減少率が７０％未満の場合を「不合格」とした。
なお、上述のように、上記した断面減少率が７０％以上の場合を「熱間加工性に優れる」と評価した。
熱間加工性の評価には、鋳片から採取した平行部径１０ｍｍの丸棒形状の丸棒試験片を用い、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、１℃／ｓｅｃで１０００℃まで冷却し、１０秒間保持した後、破断するまで引っ張り、断面減少率（％）を測定した。ここでは、断面減少率が７０％以上の場合を、優れた熱間加工性を有するとみなして「合格」とした。一方、断面減少率が７０％未満の場合を「不合格」とした。
なお、上述のように、上記した断面減少率が７０％以上の場合を「熱間加工性に優れる」と評価した。
〔介在物組成の測定〕
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から試験片を作製し、介在物の分析を行った。介在物の分析用には、幅方向の任意１箇所より肉厚方向に直交する断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試料として、表面から肉厚の１／４の位置、３／４の位置から５０ｍｍ2の領域を採取した。採取したそれぞれの試料について、ＳＥＭ観察により介在物をそれぞれ同定した。長径が２μｍ以上である介在物を対象とし、ＳＥＭに付随する特性Ｘ線分析装置で介在物の化学組成を分析し、長径が２μｍ以上である介在物中のＴｉ濃度の合計値を長径が２μｍ以上である介在物の個数で割り、平均値（平均Ｔｉ濃度）を算出した。得られた平均値は、表３の「介在物中の平均Ｔｉ濃度（質量％）」欄に示す。
また、長径が２μｍ以上である介在物の判別は、ＳＥＭの反射電子像によるコントラストを二値化して介在物の外周部を定義し、介在物の外周部から長径を測定することにより行った。
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から試験片を作製し、介在物の分析を行った。介在物の分析用には、幅方向の任意１箇所より肉厚方向に直交する断面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）用試料として、表面から肉厚の１／４の位置、３／４の位置から５０ｍｍ2の領域を採取した。採取したそれぞれの試料について、ＳＥＭ観察により介在物をそれぞれ同定した。長径が２μｍ以上である介在物を対象とし、ＳＥＭに付随する特性Ｘ線分析装置で介在物の化学組成を分析し、長径が２μｍ以上である介在物中のＴｉ濃度の合計値を長径が２μｍ以上である介在物の個数で割り、平均値（平均Ｔｉ濃度）を算出した。得られた平均値は、表３の「介在物中の平均Ｔｉ濃度（質量％）」欄に示す。
また、長径が２μｍ以上である介在物の判別は、ＳＥＭの反射電子像によるコントラストを二値化して介在物の外周部を定義し、介在物の外周部から長径を測定することにより行った。
〔組織の測定〕
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から組織観察用試験片を作製し、各組織の測定を行った。組織の観察面は、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）とした。まず、組織観察用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（倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積％）を算出した。ビレラ試薬でエッチングすると、フェライト相はほとんどエッチングされず、マルテンサイト相等の他の相のみがエッチングされるため、撮像した画像のコントラストに基づき二値化することで、フェライト相の組織分率を算出した。
焼入れ処理および焼戻処理を施された試験片素材から組織観察用試験片を作製し、各組織の測定を行った。組織の観察面は、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）とした。まず、組織観察用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（倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積％）を算出した。ビレラ試薬でエッチングすると、フェライト相はほとんどエッチングされず、マルテンサイト相等の他の相のみがエッチングされるため、撮像した画像のコントラストに基づき二値化することで、フェライト相の組織分率を算出した。
そして、Ｘ線回折用試験片を、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）が測定面となるように、研削および研磨し、Ｘ線回折法を用いて残留オーステナイト（γ）量を測定した。残留オーステナイト量は、γの（２２０）面、α（フェライト）の（２１１）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式を用いて換算した。なお、ここでは、残留オーステナイトの体積率を面積率とみなすものとした。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
また、マルテンサイト相（焼戻しマルテンサイト相）の分率（面積％）は、フェライト相および残留γ相以外の残部とした。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、降伏強さＹＳ：７５８ＭＰａ以上で熱間加工性に優れるとともに、ＣＯ2、Ｃｌ－を含む１８０℃以上の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、さらに低温の環境における耐ＳＳＣ性に優れた。
一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さ（ＹＳ）、熱間加工性、耐炭酸ガス腐食性、低温の環境における耐ＳＳＣ性のうち少なくとも１つが所望の値を得られなかった。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．００２～０．０５％、
Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
Ｍｎ：０．０４～１．８０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．００２０％以下、
Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下、
Ｎｉ：４．０～８．０％、
Ｍｏ：１．５～３．０％、
Ａｌ：０．００５～０．１０％、
Ｖ ：０．００５～０．２０％、
Ｎ ：０．００２～０．１５％、
Ｔｉ：０．００２～０．０２０％、
Ｏ ：０．００６％以下
を含有し、かつ式（１）および式（２）式を満足し、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、
鋼管組織は、面積率で７０％以上のマルテンサイト相を有し、
かつ、長径が２μｍ以上である介在物中の平均Ｔｉ濃度が１０質量％以上であり、
降伏強さが７５８ＭＰａ以上である、油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Cr＋0.65×Ni＋0.6×Mo＋0.55×Cu－20×C ≧ 18.5 ‥（１）
Cr＋Mo＋0.30×Si－43.3×C－0.4×Mn－Ni－0.3×Cu－9×N ≦ 11.0 ‥（２）
ここで、各式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃ、Ｓｉ、ＭｎおよびＮは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。 - 前記成分組成に加えて、質量％で、以下のＡ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、請求項１に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Ａ群：Ｃｕ：３．５％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｂ群：Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下、Ｃｏ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上 - 請求項１または２に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法であって、
前記成分組成を有する鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、
次いで、前記継目無鋼管をＡｃ３変態点以上１０５０℃以下の範囲の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で鋼管表面温度が１００℃以下の冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００℃以上Ａｃ１変態点以下の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施す、油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。 - 前記焼入れ処理および前記焼戻処理を２回以上繰り返し行う、請求項３に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
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