JP7279863B2 - ステンレス鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
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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）や地熱井向けに好適に用いられる、ステンレス鋼管およびその製造方法に関する。
近年、近い将来に予想されるエネルギー資源の枯渇という観点から、従来には省みられなかったような、高深度の油田や、炭酸ガスや硫化水素等を含む環境下、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行われている。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、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、高強度および優れた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－）等を含む環境下にある油田およびガス田では、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一般的に使用されてきた。しかし、最近では、更なる高温（２００℃までの高温）の腐食環境下にある油井の開発が進められ、このような環境下では、１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼管では耐食性が不足するという場合があった。このため、このような環境下でも使用できる、優れた耐食性を有する油井用鋼管が要望されていた。
また、再生可能エネルギーに対する意識の高まりを背景に、地熱発電用の蒸気を採取する地熱井においても、従来よりも深層の地熱井の開発が進められている。
このような背景から、近年では、２５０℃程度でＣＯ２とＣｌ－を含む大深度油井環境や２５０℃程度でＣＯ２と硫酸とを含む大深度地熱井環境における、油井用鋼管の使用のニーズがある。
このような要望に対し、例えば特許文献１～特許文献８の技術がある。
特許文献１には、耐食性を向上させた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術では、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１８％、Ｎｉ：１．５～５％、Ｍｏ：１～３．５％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＣが特定の関係式を満足し、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮが特定の関係式を満足するように含有する組成を有し、さらにマルテンサイト相をベース相とし、フェライト相を体積率で１０～６０％、あるいはさらにオーステナイト相を体積率で３０％以下含有する組織を有する油井用高強度ステンレス鋼管とする。特許文献１によれば、ＣＯ２およびＣｌ－を含む２３０℃までの高温での厳しい腐食環境においても十分な耐食性を示し、降伏強さが６５４ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超える高強度と、さらには高靭性を有する油井用ステンレス鋼管を安定して製造できるとしている。
特許文献１には、耐食性を向上させた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。特許文献１に記載された技術では、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５％、Ｍｎ：０．２～１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１８％、Ｎｉ：１．５～５％、Ｍｏ：１～３．５％、Ｖ：０．０２～０．２％、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、ＣｕおよびＣが特定の関係式を満足し、さらにＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、ＣｕおよびＮが特定の関係式を満足するように含有する組成を有し、さらにマルテンサイト相をベース相とし、フェライト相を体積率で１０～６０％、あるいはさらにオーステナイト相を体積率で３０％以下含有する組織を有する油井用高強度ステンレス鋼管とする。特許文献１によれば、ＣＯ２およびＣｌ－を含む２３０℃までの高温での厳しい腐食環境においても十分な耐食性を示し、降伏強さが６５４ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超える高強度と、さらには高靭性を有する油井用ステンレス鋼管を安定して製造できるとしている。
特許文献２には、高靭性かつ耐食性を向上させた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。特許文献２に記載された技術では、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１７．５％、Ｎｉ：２．５～５．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｗ：０．５０～３．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｏ：０．００６％以下を含み、かつＣｒ、Ｍｏ、ＷおよびＣが特定の関係を、また、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＮｉおよびＮが特定の関係を、さらにＭｏおよびＷが特定の関係を、それぞれ満足するように含有する組成と、マルテンサイト相をベース相とし、フェライト相を体積率で１０～５０％を含有する組織とを有する鋼管とする。これにより、降伏強さが６５４ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超える高強度を有し、ＣＯ２、Ｃｌ－、さらにＨ２Ｓを含む高温の厳しい腐食環境においても十分な耐食性を示す油井用高強度ステンレス鋼管を安定して製造できるとしている。
特許文献３には、耐硫化物応力割れ性と耐高温炭酸ガス腐食を向上させた高強度ステンレス鋼管が記載されている。特許文献３に記載された技術では、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｐ:０．０５％以下、Ｓ:０．００２％未満、Ｃｒ：１６％超１８％以下、Ｍｏ：２％超３％以下、Ｃｕ：１～３．５％、Ｎｉ：３％以上５％未満、Ａｌ：０．００１～０．１％を含み、かつＭｎ：１％以下、Ｎ：０．０５％以下の領域で、ＭｎとＮが特定の関係を満足するように含有する組成とすることにより、マルテンサイト相を主体として、体積率で１０～４０％のフェライト相と、体積率で１０％以下の残留オーステナイト（γ）相を含む組織とを有する鋼管とする。これにより、降伏強さが７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上の高強度で、さらに２００℃という高温の炭酸ガス環境下でも十分な耐食性を有し、環境ガス温度が低下したときでも、十分な耐硫化物応力割れ性を有する耐食性を向上させた高強度ステンレス鋼管となるとしている。
特許文献４には、油井用ステンレス鋼管が記載されている。特許文献４に記載された技術では、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．０１～０．５％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｒ：１６．０超～１８．０％、Ｎｉ：４．０超～５．６％、Ｍｏ：１．６～４．０％、Ｃｕ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｎ：０．０５０％以下を含有し、Ｃｒ、Ｃｕ、ＮｉおよびＭｏが特定の関係を満足し、さらに、（Ｃ＋Ｎ）、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕおよび（Ｃｒ＋Ｍｏ）が特定の関係を満足する組成と、マルテンサイト相と体積率で１０～４０％のフェライト相とを含み、表面から厚さ方向に５０μｍの長さを有し、１０μｍピッチで２００μｍの範囲に１列に配列された複数の仮想線分と、フェライト相が交差する割合が８５％より多い組織とを有し、０．２％耐力で７５８ＭＰａ以上の高強度を有する油井用ステンレス鋼管である。これにより、１５０～２５０℃の高温環境で十分な耐食性を有し、常温での耐硫化物応力割れ性を向上させた油井用ステンレス鋼管となるとしている。
特許文献５には、高靭性で耐食性を向上させた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。特許文献５に記載された技術では、質量％で、Ｃ：０．０４％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１５．５～１７．５％、Ｎｉ：２．５～５．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｗ：０．５０～３．０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．１５％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＣが特定の関係を満足し、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｕ、ＮｉおよびＮが特定の関係を満足し、また、ＭｏおよびＷが特定の関係を満足するように含有する組成を有し、最も大きい結晶粒において、粒内の任意の２点間の距離が２００μｍ以下である組織を有する鋼管とする。この鋼管は、降伏強さが６５４ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超える高強度で、十分な靭性を有し、ＣＯ２、Ｃｌ－、さらにＨ２Ｓを含む１７０℃以上の高温腐食環境下において、十分な耐食性を示すとしている。
特許文献６には、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記載されている。特許文献６に記載された技術では、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：１５．５超１７．５％以下、Ｎｉ：２．５～５．５％、Ｍｏ：１．８～３．５％、Ｃｕ：０．３～３．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０６％以下を含む組成を有し、好ましくは体積率で１５％以上のフェライト相あるいはさらに２５％以下の残留オーステナイト相を含み、残部が焼戻マルテンサイト相からなる組織を有する継目無鋼管としている。なお、特許文献６では、上記組成に加えて、Ｗ：０．２５～２．０％、および／または、Ｎｂ：０．２０％以下を含有する組成としてもよいとしている。これにより、降伏強さが６５５ＭＰａ以上８６２ＭＰａ以下の高強度と降伏比が０．９０以上の引張特性とを有し、ＣＯ２、Ｃｌ－等、さらにはＨ２Ｓを含む、１７０℃以上の高温の厳しい腐食環境においても十分な耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性）を有する油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管を、安定して製造できるとしている。
特許文献７には、油井用ステンレス鋼管が記載されている。特許文献７に記載された技術では、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１～１．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００２％未満、Ｃｒ：１６～１８％、Ｍｏ：１．８～３％、Ｃｕ：１．０～３．５％、Ｎｉ：３．０～５．５％、Ｃｏ：０．０１～１．０％、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｏ：０．０５％以下、Ｎ：０．０５％以下を含有し、Ｃｒ、Ｎｉ、ＭｏおよびＣｕが特定の関係を満足する組成とし、好ましくは、体積率で１０％以上６０％未満のフェライト相と、１０％以下の残留オーステナイト相と、４０％以上のマルテンサイト相を含有する組織を有するステンレス鋼管とする。これにより、降伏強さが７５８ＭＰａ以上の高強度と、十分な高温耐食性を有する油井用ステンレス鋼管が安定して得られるとしている。
特許文献８には、ステンレス鋼材が記載されている。特許文献８に記載された技術では、質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．０１０～０．３０％、Ｃｒ：１８．０％超え２１．０％以下、Ｃｕ：１．５～４．０％、Ｎｉ：３．０～６．０％、sol.Ａｌ：０．００１～０．１００％、Ｍｏ：０～０．６０％、Ｗ：０～２．０％、Ｃｏ：０～０．３０％、Ｔｉ：０～０．１０％、Ｖ：０～０．１５％、Ｚｒ：０～０．１０％、Ｎｂ：０～０．１０％、Ｃａ：０～０．０１０％、Ｍｇ：０～０．０１０％、ＲＥＭ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５％、及び、残部はＦｅ及び不純物からなり、前記不純物のうち、Ｐ、Ｓ、Ｏ、ＮはそれぞれＰ：０．０５０％以下、Ｓ：０．００２０％未満、Ｏ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０２０％以下であり、Ｃ、Ｎ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏが所定の関係を満足し、体積率で、２０．０～６０．０％のフェライト相、１．０～１０．０％のオーステナイト相、及び、残部がマルテンサイト相からなるミクロ組織を有するステンレス鋼材とする。これにより、熱処理ままで高強度を有し、さらに、高温環境下において耐強酸、炭酸ガス腐食性を有するステンレス鋼材及びステンレス鋼管が得られるとしている。
しかしながら、上述のような厳しい環境（すなわち、２５０℃程度でＣＯ２とＣｌ－を含む大深度油井環境や２５０℃程度でＣＯ２と硫酸とを含む大深度地熱井環境）においては、特許文献１～８に記載された技術では、所望の耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性）を保持することができない。また、寒冷地で使用される場合を考慮し、高強度および低温靭性を兼ね備えることも求められる。
本発明は、このような従来技術の問題を解決し、降伏強さが７５８ＭＰａ以上の高強度と、優れた低温靭性と、優れた耐食性とを有するステンレス鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
ここで、本発明における「優れた耐食性」とは、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性が優れることをいうものとする。
本発明における「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：２５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５０℃、３０気圧の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際の腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下および腐食試験後の試験片に孔食の発生が無かった場合、かつ、試験液：０．０１ｍｏｌ／Ｌ Ｈ２ＳＯ４水溶液（液温：２５０℃、３０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬時間を３３６時間として実施した際の腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下および腐食試験後の試験片に孔食の発生が無かった場合をいうものとする。
また、本発明における「優れた耐硫化物応力割れ性」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硫化物応力割れ試験（ＳＳＣ試験）における、硫化物応力割れ感受性が低いことを指す。具体的には、試験液：５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、０．９５気圧のＣＯ２ガス、０．０５気圧のＨ２Ｓ雰囲気）に、酢酸＋酢酸ナトリウムを加えてｐＨ：３．５に調整した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬時間を７２０時間とし、降伏応力の９０％を負荷応力として負荷して試験を実施し、試験後の試験片に割れが発生しない場合をいうものとする。
また、本発明における「優れた低温靭性（高靭性）」とは、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８年）の規定に準拠して実施したシャルピー衝撃試験における、試験温度－１０℃での吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上のものを指す。上記の吸収エネルギーｖＥ－１０は、好ましくは２５０Ｊ以下とする。
なお、上記の各試験は、後述する実施例に記載の方法で行うことができる。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、ステンレス鋼管として、降伏強さが７５８ＭＰａ以上で高靭性となるステンレス鋼組成の継目無鋼管を用いて、耐食性（耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性）に影響を及ぼす各種要因について鋭意検討した。
降伏強さが７５８ＭＰａ以上であり高靭性の高強度材において優れた耐炭酸ガス腐食性を得るためには、保護性のある緻密な腐食生成物が鋼材表面に生成することが必要である。そのためには、ステンレス鋼材の成分組成においてＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、ＮｉおよびＣの添加量が（１）式を満足するように調整する必要があることを知見した。
Cr + 0.65× Ni + 0.6×(Mo + 0.5×W) + 0.55 × Cu - 20 × C ≧ 21.7 …(1)
また、上記特性に加えて、優れた耐硫化物応力割れ性を得るためには、割れの起点となる孔食の発生を抑制することが有効である。したがって、ステンレス鋼材の成分組成においてＣ、ＣｒおよびＭｏの添加量が（２）式を満足するように調整する必要がある。
Cr + 3.3× ( Mo + 0.5 ×W ) - 17 × C ≧21.0 …(2)
ここで、各式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ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 + 0.5×W) + 0.55 × Cu - 20 × C ≧ 21.7 …(1)
また、上記特性に加えて、優れた耐硫化物応力割れ性を得るためには、割れの起点となる孔食の発生を抑制することが有効である。したがって、ステンレス鋼材の成分組成においてＣ、ＣｒおよびＭｏの添加量が（２）式を満足するように調整する必要がある。
Cr + 3.3× ( Mo + 0.5 ×W ) - 17 × C ≧21.0 …(2)
ここで、各式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｕ、Ｎｉ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。
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 ：０．０５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．１０～２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００５％未満、
Ｃｒ：１６．０％超え２０．０％以下、
Ｍｏ：０．６％超え１．４％未満、
Ｎｉ：３．０％以上５．０％未満、
Ａｌ：０．００１～０．１０％、
Ｎ ：０．０１０～０．１００％、
Ｏ ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．３～３．５％
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、
体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相、２０～４０％のフェライト相、および５％以上２５％以下の残留オーステナイト相からなる組織を有し、
降伏強さが７５８ＭＰａ以上であり、
－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上である、ステンレス鋼管。
Cr +0.65 × Ni +0.6(Mo + 0.5 × W) + 0.55 × Cu -20 × C ≧ 21.7 …（１）
Cr +3.3 × (Mo +0.5 × W) - 17 × C ≧ 21.0 …（２）
ここで、各式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、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。
［２］ 前記成分組成に加えて、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］に記載のステンレス鋼管。
Ａ群：Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：Ｍｇ：０．０１０％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｄ群：Ｓｎ：０．２０％以下およびＳｂ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｅ群：Ｃｏ：１．０％以下およびＷ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
［３］ ［１］または［２］に記載のステンレス鋼管の製造方法であって、
鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とし、
前記熱間加工後に、前記継目無鋼管を８５０～１１５０℃の範囲の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で表面温度が５０℃以下０℃超えの冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００～６５０℃の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施す、ステンレス鋼管の製造方法。
［１］ 質量％で、
Ｃ ：０．０５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．１０～２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００５％未満、
Ｃｒ：１６．０％超え２０．０％以下、
Ｍｏ：０．６％超え１．４％未満、
Ｎｉ：３．０％以上５．０％未満、
Ａｌ：０．００１～０．１０％、
Ｎ ：０．０１０～０．１００％、
Ｏ ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．３～３．５％
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、
体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相、２０～４０％のフェライト相、および５％以上２５％以下の残留オーステナイト相からなる組織を有し、
降伏強さが７５８ＭＰａ以上であり、
－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上である、ステンレス鋼管。
Cr +0.65 × Ni +0.6(Mo + 0.5 × W) + 0.55 × Cu -20 × C ≧ 21.7 …（１）
Cr +3.3 × (Mo +0.5 × W) - 17 × C ≧ 21.0 …（２）
ここで、各式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、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。
［２］ 前記成分組成に加えて、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］に記載のステンレス鋼管。
Ａ群：Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：Ｍｇ：０．０１０％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｄ群：Ｓｎ：０．２０％以下およびＳｂ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｅ群：Ｃｏ：１．０％以下およびＷ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
［３］ ［１］または［２］に記載のステンレス鋼管の製造方法であって、
鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とし、
前記熱間加工後に、前記継目無鋼管を８５０～１１５０℃の範囲の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で表面温度が５０℃以下０℃超えの冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００～６５０℃の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施す、ステンレス鋼管の製造方法。
本発明によれば、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上の高強度と、－１０℃における低温靱性と、２５０℃以上という高温で、かつＣＯ２、Ｃｌ－を含む厳しい腐食環境下においても優れた耐食性とを有するステンレス鋼管およびその製造方法を提供できる。また、本発明のステンレス鋼管は、油井用のステンレス継目無鋼管として好適に用いることができる。
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、本発明のステンレス鋼管の成分組成と、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：０．０５％以下
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、所望の高強度を確保するために、０．００３％以上のＣを含有することが望ましい。一方、０．０５％を超えてＣを含有すると、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４０％以下とし、より好ましくは０．０３５％以下とする。
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、所望の高強度を確保するために、０．００３％以上のＣを含有することが望ましい。一方、０．０５％を超えてＣを含有すると、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０５％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０４０％以下とし、より好ましくは０．０３５％以下とする。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．００５％以上のＳｉを含有することが望ましい。一方、１．０％を超えてＳｉを含有すると、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。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．２５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６％以下とする。
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、０．００５％以上のＳｉを含有することが望ましい。一方、１．０％を超えてＳｉを含有すると、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。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、より好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．２５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．６％以下とする。
Ｍｎ：０．１０～２．０％
Ｍｎは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる元素であり、本発明で目的とする強度を確保するために、０．１０％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、２．０％を超えてＭｎを含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．１０～２．０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５％以下とする。
Ｍｎは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる元素であり、本発明で目的とする強度を確保するために、０．１０％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、２．０％を超えてＭｎを含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｍｎ含有量は０．１０～２．０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１５％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．５％以下とする。
Ｐ：０．０５％以下
Ｐは、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｐは、０．０５％以下の含有であれば許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下とする。なお、Ｐ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、Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。
Ｐは、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下させる元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｐは、０．０５％以下の含有であれば許容できる。このため、Ｐ含有量は０．０５％以下とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２％以下とする。なお、Ｐ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、Ｐ含有量は、好ましくは０．００５％以上とする。
Ｓ：０．００５％未満
Ｓは、熱間加工性を著しく低下させ、熱間造管工程の安定操業を阻害する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｓは、０．００５％未満の含有であれば、後述する工程によるパイプ製造が可能となる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００５％未満とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１５％以下とし、より好ましくは０．００１０％以下とする。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０．０００３％以上とする。
Ｓは、熱間加工性を著しく低下させ、熱間造管工程の安定操業を阻害する元素であり、本発明ではできるだけ低減することが好ましい。Ｓは、０．００５％未満の含有であれば、後述する工程によるパイプ製造が可能となる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００５％未満とする。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１５％以下とし、より好ましくは０．００１０％以下とする。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０．０００３％以上とする。
Ｃｒ：１６．０％超え２０．０％以下
Ｃｒは、鋼管表面の保護皮膜を形成して耐食性向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量が１６．０％以下では、本発明で目的とする耐食性を確保することができない。このため、１６．０％を超えるＣｒの含有を必要とする。一方、２０．０％を超えるＣｒの含有は、フェライト相の分率が高くなりすぎて、本発明で目的とする強度を確保できなくなる。このため、Ｃｒ含有量は１６．０％超え２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１７．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１９．０％以下とする。
Ｃｒは、鋼管表面の保護皮膜を形成して耐食性向上に寄与する元素である。Ｃｒ含有量が１６．０％以下では、本発明で目的とする耐食性を確保することができない。このため、１６．０％を超えるＣｒの含有を必要とする。一方、２０．０％を超えるＣｒの含有は、フェライト相の分率が高くなりすぎて、本発明で目的とする強度を確保できなくなる。このため、Ｃｒ含有量は１６．０％超え２０．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１７．０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１９．０％以下とする。
Ｍｏ：０．６％超え１．４％未満
Ｍｏは、鋼管表面の保護皮膜を安定化させて、Ｃｌ－や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させ、これにより耐硫化物応力割れ性を高める元素である。このような効果を得るためには、０．６％を超えるＭｏを含有する必要がある。一方、１６．０％を超えてＣｒを含有する場合における、１．４％以上のＭｏの含有は、フェライト相の分率が増加し、低温靭性の低下を招く。このため、Ｍｏ含有量は０．６％超え１．４％未満とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．７％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．２％以下とし、さらに好ましくは１．１％以下とする。
Ｍｏは、鋼管表面の保護皮膜を安定化させて、Ｃｌ－や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させ、これにより耐硫化物応力割れ性を高める元素である。このような効果を得るためには、０．６％を超えるＭｏを含有する必要がある。一方、１６．０％を超えてＣｒを含有する場合における、１．４％以上のＭｏの含有は、フェライト相の分率が増加し、低温靭性の低下を招く。このため、Ｍｏ含有量は０．６％超え１．４％未満とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．７％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．２％以下とし、さらに好ましくは１．１％以下とする。
Ｎｉ：３．０％以上５．０％未満
Ｎｉは、鋼管表面の保護皮膜を強固にして耐食性向上に寄与する元素である。このような効果は３．０％以上のＮｉの含有で顕著になる。一方、５．０％以上のＮｉの含有は、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３．０％以上５．０％未満とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは４．５％以下とする。
Ｎｉは、鋼管表面の保護皮膜を強固にして耐食性向上に寄与する元素である。このような効果は３．０％以上のＮｉの含有で顕著になる。一方、５．０％以上のＮｉの含有は、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３．０％以上５．０％未満とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは３．５％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは４．５％以下とする。
Ａｌ：０．００１～０．１０％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＡｌの含有を必要とする。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物量が増加し清浄度が低下し、これにより低温靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１０％とする。Ａｌ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。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７％以下とし、より好ましくは０．０４０％以下とする。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには、０．００１％以上のＡｌの含有を必要とする。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物量が増加し清浄度が低下し、これにより低温靭性が低下する。このため、Ａｌ含有量は０．００１～０．１０％とする。Ａｌ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。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０７％以下とし、より好ましくは０．０４０％以下とする。
Ｎ：０．０１０～０．１００％
Ｎは、耐孔食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎを０．０１０％以上含有する。一方、０．１００％を超えてＮを含有すると、窒化物を形成して低温靭性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．０１０～０．１００％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０６％以下とする。
Ｎは、耐孔食性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｎを０．０１０％以上含有する。一方、０．１００％を超えてＮを含有すると、窒化物を形成して低温靭性を低下させる。このため、Ｎ含有量は０．０１０～０．１００％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０６％以下とする。
Ｏ：０．０１％以下
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物として存在するため、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。とくに、Ｏが０．０１％を超えると、熱間加工性、耐食性および低温靭性が低下する。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．００２５％以上とする。
Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物として存在するため、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。とくに、Ｏが０．０１％を超えると、熱間加工性、耐食性および低温靭性が低下する。このため、Ｏ含有量は０．０１％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００５０％以下とする。Ｏ含有量は、好ましくは０．００１０％以上とし、より好ましくは０．００２５％以上とする。
Ｃｕ：０．３～３．５％
Ｃｕは、鋼管表面の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を高める効果を有する。このような効果を得るためには、０．３％以上のＣｕの含有を必要とする。一方、３．５％を超えるＣｕの含有は、ＣｕＳの粒界析出を招き、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕ含有量は０．３～３．５％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは１．０％以上とし、さらに好ましくは１．５％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは３．０％以下とする。
Ｃｕは、鋼管表面の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を高める効果を有する。このような効果を得るためには、０．３％以上のＣｕの含有を必要とする。一方、３．５％を超えるＣｕの含有は、ＣｕＳの粒界析出を招き、熱間加工性を低下させる。このため、Ｃｕ含有量は０．３～３．５％とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは１．０％以上とし、さらに好ましくは１．５％以上とする。Ｃｕ含有量は、好ましくは３．０％以下とする。
また、本発明では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、ＣｕおよびＣを、上記した含有範囲とし、かつ（１）式を満足するように調整して含有する。
Cr + 0.65× Ni + 0.6(Mo+ 0.5 × W) + 0.55 × Cu - 20 × C ≧ 21.7 …(1)
ここで、（１）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、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+ 0.5 × W) + 0.55 × Cu - 20 × C ≧ 21.7 …(1)
ここで、（１）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、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（ Cr＋0.65×Ni＋0.6(Mo+0.5×W)＋0.55×Cu－20×C ）の値が２１．７未満では、鋼管表面に形成する腐食生成物が十分強固でなく、本発明で目的とする耐食性を得ることができない。このため、本発明では、（１）式の左辺値が２１．７以上となるように、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、ＣｕおよびＣの含有量を調整する。なお、上述したように（１）式に記載の元素を含有しない場合には、（１）式の左辺値は当該元素を零（ゼロ）として算出するものとする。（１）式の左辺値は、好ましくは２２．０以上とする。
なお、（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２６．０以下とすることが好ましく、２４．０以下とすることがより好ましい。
なお、（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２６．０以下とすることが好ましく、２４．０以下とすることがより好ましい。
さらに、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＣを、上記した含有範囲とし、かつ（２）式を満足するように調整して含有する。
Cr + 3.3× ( Mo + 0.5 ×W ) - 17 × C ≧21.0 …(2)
ここで、（２）式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ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 + 3.3× ( Mo + 0.5 ×W ) - 17 × C ≧21.0 …(2)
ここで、（２）式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｗ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。
（２）式の左辺（ Cr+3.3×(Mo+0.5×W)-17×C ）の値が２１．０未満では、鋼管表面に存在する不働態被膜が十分強固でなく、割れの起点となる孔食が発生し、本発明で目的とする耐硫化物応力割れ性を得ることができない。このため、本発明では、（２）式の左辺値が２１．０以上となるように、Ｃｒ、Ｍｏ、ＷおよびＣの含有量を調整する。（２）式の左辺値は、好ましくは２１．５以上とする。
なお、（２）式の左辺値の上限は特に設けない。効果が飽和することから、（２）式の左辺値は２８．０以下とすることが好ましく、２５．０以下とすることがより好ましい。
なお、（２）式の左辺値の上限は特に設けない。効果が飽和することから、（２）式の左辺値は２８．０以下とすることが好ましく、２５．０以下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。
本発明は、上記した成分が基本の成分である。この基本成分を有し、かつ、上記した（１）式および（２）式の全てを満足することで、本発明のステンレス鋼管は目的とする特性を得られる。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。なお、以下の、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｔａ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ｃｏ、Ｗ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。
Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａはいずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａのうちから１種または２種以上を選択して含有することができる。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａは、上記した効果に加えて、腐食により発生した水素が鋼中に侵入した際に、水素原子をトラップすることにより耐硫化物応力割れ性を改善する効果も有する。特に、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。このような効果を得るためには、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＴａ：０．０１％以上を、それぞれ含有することが望ましい。一方、Ｔｉ：０．３％、Ｎｂ：０.５％、Ｖ：０．５％およびＴａ：０．５％を、それぞれ超えて含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａを含有する場合には、Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴａ：０．５％以下とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｔｉ：０．０２％以上、Ｎｂ：０．０２％以上、Ｖ：０．０３％以上およびＴａ：０．０３％以上とする。より好ましくは、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下およびＴａ：０．２％以下とする。
Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａはいずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａのうちから１種または２種以上を選択して含有することができる。Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａは、上記した効果に加えて、腐食により発生した水素が鋼中に侵入した際に、水素原子をトラップすることにより耐硫化物応力割れ性を改善する効果も有する。特に、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。このような効果を得るためには、Ｔｉ：０．０１％以上、Ｎｂ：０．０１％以上、Ｖ：０．０１％以上およびＴａ：０．０１％以上を、それぞれ含有することが望ましい。一方、Ｔｉ：０．３％、Ｎｂ：０.５％、Ｖ：０．５％およびＴａ：０．５％を、それぞれ超えて含有すると、低温靭性が低下する。このため、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＴａを含有する場合には、Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴａ：０．５％以下とすることが好ましい。
より好ましくは、Ｔｉ：０．０２％以上、Ｎｂ：０．０２％以上、Ｖ：０．０３％以上およびＴａ：０．０３％以上とする。より好ましくは、Ｔｉ：０．２％以下、Ｎｂ：０．３％以下、Ｖ：０．２％以下およびＴａ：０．２％以下とする。
Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、粒界強度を向上させることにより熱間加工性を向上させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｂは０．００１０％以上を含有することが望ましい。一方、０．００５０％超えのＢを含有すると、粒界に窒化物を形成し、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂは０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以上とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは、粒界強度を向上させることにより熱間加工性を向上させる元素であり、必要に応じて含有することができる。このような効果を得るためには、Ｂは０．００１０％以上を含有することが望ましい。一方、０．００５０％超えのＢを含有すると、粒界に窒化物を形成し、耐硫化物応力割れ性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂは０．００５０％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００２０％以上とする。Ｂ含有量は、より好ましくは０．００４０％以下とする。
Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下
ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）はいずれも、硫化物の形態制御を介して耐硫化物応力割れ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じてＣａおよびＲＥＭの１種または２種を含有することができる。このような効果を得るためには、Ｃａ：０．０００１％以上およびＲＥＭ：０．００１％以上を含有することが望ましい。一方、Ｃａ：０．００５０％およびＲＥＭ：０．０１０％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。このため、ＣａおよびＲＥＭを含有する場合には、それぞれＣａ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ：０．０００５％以上およびＲＥＭ：０．００５％以上とする。より好ましくは、Ｃａ：０．００４０％以下およびＲＥＭ：０．００８％以下とする。
ＣａおよびＲＥＭ（希土類金属）はいずれも、硫化物の形態制御を介して耐硫化物応力割れ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じてＣａおよびＲＥＭの１種または２種を含有することができる。このような効果を得るためには、Ｃａ：０．０００１％以上およびＲＥＭ：０．００１％以上を含有することが望ましい。一方、Ｃａ：０．００５０％およびＲＥＭ：０．０１０％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。このため、ＣａおよびＲＥＭを含有する場合には、それぞれＣａ：０．００５０％以下およびＲＥＭ：０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃａ：０．０００５％以上およびＲＥＭ：０．００５％以上とする。より好ましくは、Ｃａ：０．００４０％以下およびＲＥＭ：０．００８％以下とする。
Ｍｇ：０．０１０％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｍｇ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．２％以下
ＭｇおよびＺｒはいずれも、介在物の形態制御により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じてＭｇおよびＺｒの１種または２種を選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｇ：０．００２％以上、Ｚｒ：０．０１％以上をそれぞれ含有することが望ましい。一方、Ｍｇ：０．０１０％、Ｚｒ：０．２％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。このため、ＭｇおよびＺｒを含有する場合には、それぞれＭｇ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ：０．００３％以上およびＺｒ：０．０２％以上とする。より好ましくは、Ｍｇ：０．００５％以下およびＺｒ：０．１％以下とする。
Ｍｇ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．２％以下
ＭｇおよびＺｒはいずれも、介在物の形態制御により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じてＭｇおよびＺｒの１種または２種を選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｍｇ：０．００２％以上、Ｚｒ：０．０１％以上をそれぞれ含有することが望ましい。一方、Ｍｇ：０．０１０％、Ｚｒ：０．２％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。このため、ＭｇおよびＺｒを含有する場合には、それぞれＭｇ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．２％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ：０．００３％以上およびＺｒ：０．０２％以上とする。より好ましくは、Ｍｇ：０．００５％以下およびＺｒ：０．１％以下とする。
Ｓｎ：０．２０％以下およびＳｂ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下
ＳｎおよびＳｂはいずれも、活性溶解の抑制と不働態化の促進により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じてＳｎおよびＳｂの１種または２種を選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｓｎ：０．０１％以上およびＳｂ：０．０１％以上をそれぞれ含有することが望ましい。一方、Ｓｎ：０．２０％およびＳｂ：０．２０％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。このため、ＳｎおよびＳｂを含有する場合には、それぞれＳｎ：０．２０％以下およびＳｂ：０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上およびＳｂ：０．０２％以上とする。より好ましくは、Ｓｎ：０．１５％以下およびＳｂ：０．１５％以下とする。
Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下
ＳｎおよびＳｂはいずれも、活性溶解の抑制と不働態化の促進により耐食性を向上させる元素であり、必要に応じてＳｎおよびＳｂの１種または２種を選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Ｓｎ：０．０１％以上およびＳｂ：０．０１％以上をそれぞれ含有することが望ましい。一方、Ｓｎ：０．２０％およびＳｂ：０．２０％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。このため、ＳｎおよびＳｂを含有する場合には、それぞれＳｎ：０．２０％以下およびＳｂ：０．２０％以下とすることが好ましい。より好ましくは、Ｓｎ：０．０２％以上およびＳｂ：０．０２％以上とする。より好ましくは、Ｓｎ：０．１５％以下およびＳｂ：０．１５％以下とする。
Ｃｏ：１．０％以下およびＷ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種
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相の分率を低減し、強度および耐硫化物応力割れ性を向上させる元素であり、選択して含有することができる。このような効果を得るためには０．０１％以上のＣｏを含有することが望ましい。一方、１．０％を超えてＣｏを含有しても効果は飽和する。このため、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ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：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相の分率を低減し、強度および耐硫化物応力割れ性を向上させる元素であり、選択して含有することができる。このような効果を得るためには０．０１％以上のＣｏを含有することが望ましい。一方、１．０％を超えてＣｏを含有しても効果は飽和する。このため、Ｃｏを含有する場合には、Ｃｏ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。
Ｗ：３．０％以下
Ｗは、鋼の強度向上に寄与するとともに、鋼管表面の保護皮膜を安定化させて、耐硫化物応力割れ性を高めることができる元素であり、必要に応じて含有することができる。Ｗは、Ｍｏと複合して含有することにより、とくに耐硫化物応力割れ性を顕著に向上させる。このような効果を得るためには、０．１％以上のＷを含有することが望ましい。一方、３．０％を超えるＷの含有は、金属間化合物の形成することにより低温靭性を低下させる。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。Ｗ含有量は、好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．５％以上とし、さらに好ましくは０．８％以上とする。Ｗ含有量は、好ましくは２．０％以下とする。
Ｗは、鋼の強度向上に寄与するとともに、鋼管表面の保護皮膜を安定化させて、耐硫化物応力割れ性を高めることができる元素であり、必要に応じて含有することができる。Ｗは、Ｍｏと複合して含有することにより、とくに耐硫化物応力割れ性を顕著に向上させる。このような効果を得るためには、０．１％以上のＷを含有することが望ましい。一方、３．０％を超えるＷの含有は、金属間化合物の形成することにより低温靭性を低下させる。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。Ｗ含有量は、好ましくは０．１％以上とし、より好ましくは０．５％以上とし、さらに好ましくは０．８％以上とする。Ｗ含有量は、好ましくは２．０％以下とする。
次に、本発明のステンレス鋼管の組織と、その限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼管は、上記した成分組成を有し、かつ、体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相と、２０～４０％のフェライト相と、５％以上２５％以下の残留オーステナイト相とからなる組織を有する。
焼戻マルテンサイト相：体積率で４５％以上
本発明のステンレス鋼管では、所望の強度を確保するために、焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここで、「主相」とは、鋼管全体に対する体積率で４５％以上を占める組織のことを指す。焼戻マルテンサイト相は、体積率で、好ましくは５０％以上とし、より好ましくは５５％以上とする。焼戻マルテンサイト相は、体積率で、好ましくは７５％以下とし、より好ましくは７０％以下とする。
本発明のステンレス鋼管では、所望の強度を確保するために、焼戻マルテンサイト相を主相とする。ここで、「主相」とは、鋼管全体に対する体積率で４５％以上を占める組織のことを指す。焼戻マルテンサイト相は、体積率で、好ましくは５０％以上とし、より好ましくは５５％以上とする。焼戻マルテンサイト相は、体積率で、好ましくは７５％以下とし、より好ましくは７０％以下とする。
フェライト相：体積率で２０～４０％
本発明では、少なくとも第二相としてフェライト相を、鋼管全体に対する体積率で２０％以上析出させる。これにより、熱間圧延時に導入された歪が軟質なフェライト相に集中して疵が発生することを防止できる。また、フェライト相を体積率で２０％以上析出させることにより、フェライト相が割れの進展に対して抵抗となるため、硫化物応力割れの進展を抑制でき、本発明で目的とする耐食性を確保することができる。一方、体積率で４０％を超えて多量の軟質なフェライト相が析出すると、所望の強度を確保できない場合がある。このため、フェライト相は、体積率で２０～４０％とする。フェライト相は、体積率で、好ましくは２３％以上とし、より好ましくは２６％以上とする。フェライト相は、体積率で、好ましくは３７％以下とし、より好ましくは３４％以下とする。
本発明では、少なくとも第二相としてフェライト相を、鋼管全体に対する体積率で２０％以上析出させる。これにより、熱間圧延時に導入された歪が軟質なフェライト相に集中して疵が発生することを防止できる。また、フェライト相を体積率で２０％以上析出させることにより、フェライト相が割れの進展に対して抵抗となるため、硫化物応力割れの進展を抑制でき、本発明で目的とする耐食性を確保することができる。一方、体積率で４０％を超えて多量の軟質なフェライト相が析出すると、所望の強度を確保できない場合がある。このため、フェライト相は、体積率で２０～４０％とする。フェライト相は、体積率で、好ましくは２３％以上とし、より好ましくは２６％以上とする。フェライト相は、体積率で、好ましくは３７％以下とし、より好ましくは３４％以下とする。
残留オーステナイト相：体積率で５％以上２５％以下
本発明では、第二相としてフェライト相に加えて、オーステナイト相（残留オーステナイト相）を析出させる。延性および低温靭性に優れる残留オーステナイト相の存在により、鋼全体の延性および低温靭性が向上する。所望の強度を確保しつつ、このような延性および低温靭性の向上効果を得るためには、残留オーステナイト相は鋼管全体に対する体積率で５％以上析出させる。一方、体積率で２５％を超える多量のオーステナイト相の析出は、オーステナイトはマルテンサイト相やフェライト相よりも低強度であることから、所望の強度を確保できない。このため、残留オーステナイト相は体積率で５％以上２５％以下とする。残留オーステナイト相は、体積率で、１０％超えが好ましく、２０％以下が好ましく、また、１５％以下がより好ましい。
本発明では、第二相としてフェライト相に加えて、オーステナイト相（残留オーステナイト相）を析出させる。延性および低温靭性に優れる残留オーステナイト相の存在により、鋼全体の延性および低温靭性が向上する。所望の強度を確保しつつ、このような延性および低温靭性の向上効果を得るためには、残留オーステナイト相は鋼管全体に対する体積率で５％以上析出させる。一方、体積率で２５％を超える多量のオーステナイト相の析出は、オーステナイトはマルテンサイト相やフェライト相よりも低強度であることから、所望の強度を確保できない。このため、残留オーステナイト相は体積率で５％以上２５％以下とする。残留オーステナイト相は、体積率で、１０％超えが好ましく、２０％以下が好ましく、また、１５％以下がより好ましい。
上記した本発明の各組織は、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％）を算出し、この面積率を体積率％として扱う。
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％）を算出し、この面積率を体積率％として扱う。
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。
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、焼戻マルテンサイト相の分率（体積率）は、フェライト相および残留γ相以外の残部とする。
ここで、本発明の上記の組織は、後述する特定条件の熱処理（焼入れ処理および焼戻処理）により調整することができる。
以上説明したように、本発明では、上記した成分の含有範囲とし、かつ、（１）式および（２）式を満たす特定の成分組成とし、かつ、体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相と、２０～４０％のフェライト相と、５％以上２５％以下の残留オーステナイト相とからなる組織に調整することによって、本発明で目的とする上記した各特性が得られる。
次に、本発明のステンレス鋼管の製造方法の好ましい一実施形態について、説明する。ここでは、ステンレス鋼管として油井用高強度ステンレス継目無鋼管を製造する方法について説明する。
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－分塊圧延法等の鋳造方法で、ビレット等の鋳片（鋼管素材）とすることが好ましい。なお、鋼管素材の製造方法は、この方法に限定されない。
鋳片にさらに熱間圧延を施し、所望の寸法形状とした鋼片を鋼管素材として用いてもよい。
鋳片にさらに熱間圧延を施し、所望の寸法形状とした鋼片を鋼管素材として用いてもよい。
次いで、この鋼管素材に加熱を施す（加熱工程）。
加熱工程では、鋼管素材（例えばビレット）の加熱温度は１１００～１３５０℃の範囲の温度とする。加熱温度が１１００℃未満では、ビレットの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、低温靭性が低下する。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。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。
なお、本発明における「熱間加工性が低下」とは、後述する実施例に記載するように、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（％）を測定して評価するものであり、この断面減少率が７０％未満の場合をいうものとする。
次いで、加熱された鋼管素材は、熱間造管工程で熱間加工を施されて、所定形状の継目無鋼管とされる。熱間造管工程は、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の熱間造管工程とすることが好ましい。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。熱間造管工程では、所定形状の継目無鋼管が製造できればよく、とくにその条件は規定しない。
上記の熱間造管工程後は、得られた継目無鋼管に冷却処理を施してもよい（冷却工程）。冷却工程は、とくに限定する必要はない。本発明の成分組成範囲であれば熱間造管工程での熱間加工後、空冷程度の冷却速度で室温まで冷却することにより、鋼管の組織がマルテンサイト相を主相とする組織とすることができる。
次いで、本発明では、継目無鋼管に、焼入れ処理および焼戻処理からなる熱処理を施す。
焼入れ処理は、継目無鋼管を８５０～１１５０℃の範囲の温度（加熱温度）に再加熱し、所定時間保持した後、空冷以上の冷却速度で継目無鋼管の表面温度が５０℃以下０℃超えの温度（冷却停止温度）となるまで冷却する処理とする。
焼入れ処理は、継目無鋼管を８５０～１１５０℃の範囲の温度（加熱温度）に再加熱し、所定時間保持した後、空冷以上の冷却速度で継目無鋼管の表面温度が５０℃以下０℃超えの温度（冷却停止温度）となるまで冷却する処理とする。
焼入れ処理の加熱温度が８５０℃未満では、Ａｃ3点以下となるため、マルテンサイトからオーステナイトへの逆変態が起こらない。また、焼入れ処理での冷却時にオーステナイトからマルテンサイトへの変態が起こらない。その結果、本発明で目的とする強度を確保できない。一方、焼入れ処理の加熱温度が１１５０℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化する。その結果、低温靭性値が低下する。このため、焼入れ処理の加熱温度は、８５０～１１５０℃の範囲の温度とする。該加熱温度は、好ましくは９００℃以上とする。該加熱温度は、好ましくは１０００℃以下とする。
焼入れ処理では、継目無鋼管を上記の加熱温度に加熱した後、所定時間保持する。継目無鋼管の肉厚方向における温度を均一化し、材質の変動を防止するために、均熱時間は５～４０分（ｍｉｎ）とすることが好ましい。均熱時間は、より好ましくは１０分以上とする。
焼入れ処理の冷却停止温度が５０℃超えであると、オーステナイトからマルテンサイトへの変態が十分に起こらず、その結果、オーステナイト相の分率が過剰となる。一方、焼入れ処理の冷却停止温度が０℃以下であると、マルテンサイト相への変態が過剰に起こり、本発明で必要なオーステナイト相の分率を得ることができない。このため、本発明では、焼入れ処理における冷却での冷却停止温度は５０℃以下０℃超えとする。該冷却停止温度は、好ましくは１０℃以上とする。該冷却停止温度は、好ましくは４０℃以下とする。
ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、平均冷却速度で０．０１℃／ｓｅｃ以上である。
次いで、焼入れ処理を施された継目無鋼管に、焼戻処理を施す。
焼戻処理は、継目無鋼管を５００～６５０℃の範囲の温度（焼戻温度）に加熱した後、所定時間保持し、放冷する処理とする。放冷は、空冷である。
焼戻処理は、継目無鋼管を５００～６５０℃の範囲の温度（焼戻温度）に加熱した後、所定時間保持し、放冷する処理とする。放冷は、空冷である。
焼戻温度が５００℃未満では、低温すぎて所望の焼戻効果が期待できなくなる。一方、焼戻温度が６５０℃を超える高温では、焼入れままのマルテンサイト相が生成し、本発明で目的とする高強度、高靭性（すなわち、優れた低温靭性）および優れた耐食性を兼備させることができなくなる。このため、焼戻温度は５００～６５０℃の範囲の温度とする。焼戻温度は、好ましくは５２０℃以上とし、より好ましくは５５０℃以上する。焼戻温度は、好ましくは６３０℃以下とし、より好ましくは６００℃以下する。
焼戻処理では、継目無鋼管を焼戻温度で加熱した後、所定時間保持する。継目無鋼管の肉厚方向における温度を均一化し、かつ、材質の変動を防止するために、均熱時間（保持時間）は５～９０分（ｍｉｎ）とすることが好ましい。均熱時間（保持時間）は、より好ましくは１５分以上とする。均熱時間（保持時間）は、より好ましくは６０分以下とする。
継目無鋼管に上記した熱処理（焼入れ処理および焼戻処理）を施すことにより、得られる鋼管の組織は、上述のように焼戻マルテンサイト相を主相とし、フェライト相および残留オーステナイト相からなる組織となる。これにより、本発明で目的とする高強度、高靭性および優れた耐食性を兼ね備えた油井用高強度ステンレス継目無鋼管とすることができる。
以上に説明したとおり、本発明により得られるステンレス鋼管は、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上であり、優れた低温靭性と、優れた耐食性を有する。降伏強さは、好ましくは８００ＭＰａ以上である。降伏強さは、好ましくは１０３４ＭＰa以下である。
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で溶製し、得られた鋼管素材（鋳片）を表２に示す加熱温度で加熱する加熱工程を施した。
次いで、熱間造管工程では、加熱された鋼管素材に、シームレス圧延機を用いて熱間加工を施し、継目無鋼管（外径×肉厚が２９７ｍｍφ×３４ｍｍの形状）とし、該継目無鋼管を室温（２５℃）まで空冷した。
次いで、得られた継目無鋼管から試験材を切り出し、該試験材に、表２に示す条件で熱処理（焼入れ処理および焼戻処理）を施した。該試験材は、試験片長手方向が管軸方向となるように採取した。焼入れ処理時の水冷での平均冷却速度は１１℃/ｓｅｃであり、焼戻処理時の空冷（放冷）での平均冷却速度は、０．０４℃/ｓｅｃであった。
なお、表１の「成分組成」における「－」は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含むものとした。
なお、表１の「成分組成」における「－」は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含むものとした。
次いで、得られた熱処理済みの試験材から試験片を採取し、試験片を用いて組織観察、引張試験、衝撃試験および耐食性試験を実施した。各試験などの方法は、次の通りとした。
（１）組織観察
得られた熱処理済み試験材から、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用試験片を採取した。得られた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。この面積率を体積率％として扱うものとした。
得られた熱処理済み試験材から、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用試験片を採取した。得られた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。この面積率を体積率％として扱うものとした。
また、得られた熱処理済み試験材から、Ｘ線回折用試験片を採取し、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。
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、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、とした。
なお、焼戻マルテンサイト相の分率（体積率）は、フェライト相および残留γ相以外の残部であった。
（２）引張試験
得られた熱処理済み試験材から、管軸方向が引張方向となるように、ＡＰＩ（American Petroleum Institute）弧状引張試験片を採取し、ＡＰＩ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）および引張強さ（ＴＳ））を求めた。
ここでは、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上のものを高強度であるとし、合格と評価した。一方、降伏強さが７５８ＭＰａ未満のものは不合格と評価した。
得られた熱処理済み試験材から、管軸方向が引張方向となるように、ＡＰＩ（American Petroleum Institute）弧状引張試験片を採取し、ＡＰＩ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）および引張強さ（ＴＳ））を求めた。
ここでは、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上のものを高強度であるとし、合格と評価した。一方、降伏強さが７５８ＭＰａ未満のものは不合格と評価した。
（３）衝撃試験
得られた熱処理済み試験材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８年）の規定に準拠して、試験片長手方向が管軸方向となるように、Ｖノッチ試験片（１０ｍｍ厚）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験温度は、－１０℃とし、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０を求め、低温靭性を評価した。なお、試験片は各３本とし、得られた値の算術平均を当該鋼管の吸収エネルギー（Ｊ）とした。
ここでは、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上のものを高靭性（優れた低温靭性）であるとし、合格と評価した。一方、ｖＥ－１０が４０Ｊ未満のものは不合格と評価した。
得られた熱処理済み試験材から、ＪＩＳ Ｚ ２２４２（２０１８年）の規定に準拠して、試験片長手方向が管軸方向となるように、Ｖノッチ試験片（１０ｍｍ厚）を採取し、シャルピー衝撃試験を実施した。試験温度は、－１０℃とし、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０を求め、低温靭性を評価した。なお、試験片は各３本とし、得られた値の算術平均を当該鋼管の吸収エネルギー（Ｊ）とした。
ここでは、－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上のものを高靭性（優れた低温靭性）であるとし、合格と評価した。一方、ｖＥ－１０が４０Ｊ未満のものは不合格と評価した。
（４）耐食性試験
ここでは、腐食試験片を用いて以下の通りに腐食試験を実施し、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性を評価した。
ここでは、腐食試験片を用いて以下の通りに腐食試験を実施し、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性を評価した。
〔耐炭酸ガス腐食性の評価〕
得られた熱処理済み試験材から、厚さが３ｍｍ、幅が３０ｍｍ、長さが４０ｍｍであるサイズの腐食試験片を機械加工によって作製した。該腐食試験片を用いて以下の通りに腐食試験を実施した。
（腐食試験Ａ）
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：２５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５０℃、３０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、上記腐食試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間（３３６時間）として実施した。腐食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。
ここでは、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを合格と評価し、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙを超えるものを不合格と評価した。
得られた熱処理済み試験材から、厚さが３ｍｍ、幅が３０ｍｍ、長さが４０ｍｍであるサイズの腐食試験片を機械加工によって作製した。該腐食試験片を用いて以下の通りに腐食試験を実施した。
（腐食試験Ａ）
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：２５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５０℃、３０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、上記腐食試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間（３３６時間）として実施した。腐食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。
ここでは、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを合格と評価し、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙを超えるものを不合格と評価した。
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。「孔食有り」とは、直径：０．２ｍｍ以上の孔食の発生があった場合をいう。「孔食無し」とは、孔食の発生が無かった場合、および、直径：０．２ｍｍ未満の孔食であった場合、をいう。ここでは、孔食の発生が無かったものを合格と評価し、孔食の発生が有ったものを不合格と評価した。
（腐食試験Ｂ）
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：０．０１ｍｏｌ／Ｌ Ｈ２ＳＯ４水溶液（液温：２５０℃、３０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、上記腐食試験片を浸漬し、浸漬時間を１４日間（３３６時間）として実施した。腐食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。
ここでは、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを合格と評価し、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙを超えるものを不合格と評価した。
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：０．０１ｍｏｌ／Ｌ Ｈ２ＳＯ４水溶液（液温：２５０℃、３０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、上記腐食試験片を浸漬し、浸漬時間を１４日間（３３６時間）として実施した。腐食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。
ここでは、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下のものを合格と評価し、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙを超えるものを不合格と評価した。
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。「孔食有り」とは、直径：０．２ｍｍ以上の孔食の発生があった場合をいう。「孔食無し」とは、孔食の発生が無かった場合、および、直径：０．２ｍｍ未満の孔食であった場合、をいう。ここでは、孔食の発生が無かったものを合格と評価し、孔食の発生が有ったものを不合格と評価した。
本実施例では、腐食試験Ａの腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下であり上記孔食の発生が無かった場合、かつ、腐食試験Ｂの腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下であり上記孔食の発生が無かった場合を、優れた耐炭酸ガス腐食性を有すると評価した。
〔耐硫化物応力割れ性の評価〕
得られた熱処理済み試験材から、ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineers） 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た。該丸棒状の試験片を用いて、以下の通りに耐硫化物応力割れ試験（耐ＳＳＣ（Sulfide Stress Cracking)試験）を実施した。
得られた熱処理済み試験材から、ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion and Engineers） 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た。該丸棒状の試験片を用いて、以下の通りに耐硫化物応力割れ試験（耐ＳＳＣ（Sulfide Stress Cracking)試験）を実施した。
耐ＳＳＣ試験は、試験液：５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、ＣＯ２：０．９５気圧の雰囲気、Ｈ２Ｓ：０．０５気圧）に酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：３．５に調整した水溶液中に、上記試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間とし、降伏応力の９０％を負荷応力として負荷して、実施した。耐ＳＳＣ試験後の試験片について、割れの有無を観察した。
ここでは、割れの無かったものを合格と評価し、割れの有ったものを不合格と評価した。
ここでは、割れの無かったものを合格と評価し、割れの有ったものを不合格と評価した。
〔熱間加工性の評価〕
熱間加工性の評価には、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た。該丸棒試験片を、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、平均冷却速度が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評価した。一方、断面減少率が７０％未満の場合を不合格と評価した。
熱間加工性の評価には、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た。該丸棒試験片を、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、平均冷却速度が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評価した。一方、断面減少率が７０％未満の場合を不合格と評価した。
得られた結果を表３に示した。
本発明例は、いずれも、降伏強さ（ＹＳ）が７５８ＭＰａ以上の高強度と、優れた低温靭性と、２５０℃以上という高温で、かつＣＯ２、Ｃｌ－を含む厳しい腐食環境下において優れた耐食性（優れた耐炭酸ガス腐食性および優れた耐硫化物応力割れ性）を有していた。
一方、本発明の範囲を外れる比較例では、降伏強さ、低温靭性、耐炭酸ガス腐食性、および耐硫化物応力割れ性のうち少なくとも１つが、本発明で目的とする特性値を得られていなかった。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．１０～２．０％、
Ｐ ：０．０５％以下、
Ｓ ：０．００５％未満、
Ｃｒ：１６．０％超え２０．０％以下、
Ｍｏ：０．６％超え１．４％未満、
Ｎｉ：３．０％以上５．０％未満、
Ａｌ：０．００１～０．１０％、
Ｎ ：０．０１０～０．１００％、
Ｏ ：０．０１％以下、
Ｃｕ：０．３～３．５％
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、
体積率で、４５％以上の焼戻マルテンサイト相、２０～４０％のフェライト相、および５％以上２５％以下の残留オーステナイト相からなる組織を有し、
降伏強さが７５８ＭＰａ以上であり、
－１０℃における吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上である、ステンレス鋼管。
Cr + 0.65× Ni + 0.6(Mo+ 0.5 × W) + 0.55 × Cu - 20 ×C ≧ 21.7 …（１）
Cr +3.3 × (Mo +0.5 × W) - 17 × C ≧ 21.0 …（２）
ここで、各式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、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。 - 前記成分組成に加えて、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に記載のステンレス鋼管。
Ａ群：Ｔｉ：０．３％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔａ：０．５％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｂ：０．００５０％以下、Ｃａ：０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｃ群：Ｍｇ：０．０１０％以下およびＺｒ：０．２％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｄ群：Ｓｎ：０．２０％以下およびＳｂ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｅ群：Ｃｏ：１．０％以下およびＷ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種 - 請求項１または２に記載のステンレス鋼管の製造方法であって、
鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とし、
前記熱間加工後に、前記継目無鋼管を８５０～１１５０℃の範囲の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で表面温度が５０℃以下０℃超えの冷却停止温度まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００～６５０℃の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施す、ステンレス鋼管の製造方法。
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