JPWO2019035329A1 - 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

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 Download PDF

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Abstract

降伏強さ：862MPa（125ksi）以上という高強度と、シャルピー衝撃試験における試験温度：−40℃での吸収エネルギーvＥ−40 が40Ｊ以上という優れた低温靭性と、優れた耐食性と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を目的とする。所定の組成を有し、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、10％超え25％以下の残留オーステナイト相と、からなる組織を有し、結晶方位差15°以内の結晶粒を同一の結晶粒と定義したときに、フェライト結晶粒の最大結晶粒径が500μm 以下である降伏強さ862MPa以上を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管。

Description

本発明は、油井およびガス井（以下、単に油井と称する）での利用に好適な、17Cr系高強度ステンレス継目無鋼管に関する。本発明は、とくに炭酸ガス（CO２）、塩素イオン（Cl−）を含み高温の厳しい腐食環境下や、硫化水素（H２S）を含む環境下等における耐食性の向上、さらには低温靭性の向上に関する。
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、省みられなかったような、高深度の油田や炭酸ガスを含む環境下、およびサワー環境と呼ばれる硫化水素を含む環境下など、厳しい腐食環境の油井の開発が盛んに行われている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度かつ優れた耐食性を有することが要求される。
従来から、CO２および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用鋼管として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）の油井の開発が進められ、13Crマルテンサイト系ステンレス鋼では耐食性が不足する場合があった。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る。
このような要望に対し、例えば、特許文献１には、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、Cが特定の関係式を満足し、さらにCr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、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、耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。これにより、CO２およびCl−を含む230℃までの高温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：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。
また、特許文献２には、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、Cが特定の関係を、また、Cr、Mo、W、Si、C、Mn、Cu、Ni、Nが特定の関係を、さらにMo、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、高靭性でかつ耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。これにより、降伏強さ：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。
また、特許文献３には、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％、O：0.01％以下を含み、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、耐硫化物応力割れ性と耐高温炭酸ガス腐食に優れた高強度ステンレス鋼管が記載されている。これにより、降伏強さ：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に優れた高強度ステンレス鋼管となるとしている。
また、特許文献４には、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：758MPa以上の高強度を有する、油井用ステンレス鋼管が記載されている。これにより、150〜250℃の高温環境で優れた耐食性を有し、常温での耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用ステンレス鋼管となるとしている。
また、特許文献５には、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、また、MoおよびWが、それぞれ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、高靭性で耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管が記載されている。前記鋼管は、降伏強さ：654MPa（95ksi）を超える高強度で、優れた靭性を有し、CO２、Cl−、さらにH ２S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。
また、特許文献６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：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、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。なお、特許文献６では、前記組成に加えて、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：655MPa以上862MPa以下の高強度と降伏比：0.90以上の引張特性を有し、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、耐硫化物応力腐食割れ性）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。
また、特許文献７には、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、油井用ステンレス鋼管が記載されている。これにより、降伏強さ：758MPa以上の高強度と、優れた高温耐食性を安定して得られる油井用ステンレス鋼管が得られるとしている。
特開２００５−３３６５９５号公報 特開２００８−８１７９３号公報 国際公開第２０１０／０５０５１９号 国際公開第２０１０／１３４４９８号 特開２０１０−２０９４０２号公報 特開２０１２−１４９３１７号公報 国際公開第２０１３／１４６０４６号
しかしながら、特許文献１〜７に記載された技術によってもなお、優れた低温靭性とH2S分圧が高い環境下における耐硫化物応力割れ性(耐SSC(Sulfide Stress Cracking)性)との双方の実現について、十分であるとは言えなかった。その要因として、鋼管素材は穿孔前に熱間加工性を上げるために加熱されるが、その際に結晶粒が粗大化し、十分な低温靭性値が得られない。低温靭性値が低いと寒冷地で使用できないという問題があった。一方で、結晶粒の粗大化を抑制するために、穿孔前の加熱温度を低くすると、延性の不足により造管過程で生じる亀裂や割れが鋼管内外面に生じる。このような鋼管が油井にて使用された場合には、腐食性イオンが傷内部に滞留し、さらには腐食の進行により濃縮した結果、十分な耐SSC性が発揮されないという問題がある。このように、高い低温靭性値と優れた耐SSC性の両立は、未だ困難であった。
さらに、特許文献２〜７ではNACE (National Association of Corrosion and Engineerings) TM0177 Method Aに準拠した丸棒試験片または四点曲げ試験片により耐SSC性が評価されている。NACE TM0177 Method Aではゲージ部の表面粗さを0.25μｍ以下と規定している。しかし、実際の鋼管の内外面に生じた亀裂や割れが存在するため、鋼管素材を用いたNACE TM0177 Method Cでは同 Method Aで合格する条件であっても不合格となる場合があった。
本発明は、このような従来技術の問題を解決し、降伏強さ：862MPa（125ksi）以上という高強度と、シャルピー衝撃試験における試験温度：−40℃での吸収エネルギーvＥ−40が40Ｊ以上という優れた低温靭性と、優れた耐食性と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を目的とする。
なお、ここでいう「優れた耐食性」とは、「優れた耐炭酸ガス腐食性」、「優れた耐硫化物応力腐食割れ性」および「優れた耐硫化物応力割れ性」に優れる場合をいうものとする。
ここでいう「優れた耐炭酸ガス腐食性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：20質量％NaCl水溶液（液温：200℃、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場合の腐食速度が0.127mm/y以下の場合をいうものとする。
また、ここでいう「優れた耐硫化物応力腐食割れ性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：20質量％NaCl水溶液（液温：100℃、30気圧のCO２ガス、0.1気圧のH２S雰囲気）に、酢酸＋酢酸ナトリウムを加えてpH：3.3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100％を負荷応力として負荷し、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、ここでいう「優れた耐硫化物応力割れ性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：20％質量NaCl水溶液（液温：25℃、0.9気圧のCO２ガス、0.1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、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。
本発明者らは、上記した目的を達成するために、17Cr系ステンレス鋼組成の継目無鋼管における各種特性について鋭意検討した。本鋼管は優れた耐食性を確保するために、Cr, Moなどの合金元素が添加されている。この高合金化により最終製品は残留オーステナイトを含む組織を示すことになる。残留オーステナイトは靭性の向上に寄与する一方、強度の不足を招く。そこで、降伏強さ862MPa以上の高強度を維持するために更なる検討を行った結果、CuおよびNbの析出物、あるいはさらにTaの析出物による析出強化を利用することに思い至った。そして、このような析出強化を利用するためには、C、N、Nb、TaおよびCu含有量を、下記（１）式
5.1×｛(Nb＋0.5Ta)−10-2.2/（C＋1.2N）｝＋Cu≧1.0 ‥‥（１）
（ここで、Nb、Ta、C、NおよびCu：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合はゼロとする。）
を満足するように、調整する必要があることを知見した。より具体的には、本発明者らは、特定の成分組成とし、特定の組織とし、さらに上記の式（１）を満たすようにすることで、所望の強度と靭性が得られることを知見した。
さらにBを一定量以上含有する組成とすることにより熱間加工性が改善され、後述するように継目無鋼管を製造する際の鋼管素材の加熱温度を1200℃以下としても、欠陥の要因となる延性を損なうことなく加熱時の粒成長を抑制することが出来るため、微細な組織を得られ、低温靭性が向上することを知見した。
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、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］質量％で、
C ：0.05％以下、 Si：1.0％以下、
Mn：0.1〜0.5％、 P ：0.05％以下、
S ：0.005％未満、 Cr：15.0％超え19.0％以下、
Mo：2.0％超え2.8％未満、 Cu：0.3〜3.5％、
Ni：3.0％以上5.0％未満、 W ：0.1〜3.0％、
Nb：0.07〜0.5％、 V ：0.01〜0.5％、
Al：0.001〜0.1％、 N ：0.010〜0.100％、
O ：0.01％以下、 B ：0.0005〜0.0100％
を含有し、かつ、Nb、Ta、C、NおよびCuが下記（１）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し、
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、10％超え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、結晶方位差15°以内の結晶粒を同一の結晶粒と定義したときに、フェライト結晶粒の最大結晶粒径が500μm以下である降伏強さ862MPa以上を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
記
5.1×｛(Nb＋0.5Ta)−10-2.2/（C＋1.2N）｝＋Cu≧1.0 ‥‥（１）
ここで、Nb、Ta、C、NおよびCu：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。
［２］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ti：0.3％以下、Zr：0.2％以下、Co：1.0％以下、Ta：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
［３］前記組成に加えてさらに、質量％で、Ca：0.0050％以下、REM：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［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。
［４］前記組成に加えてさらに、質量％で、Mg：0.01％以下、Sn：0.2％以下、Sb：1.0%以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］〜［３］のいずれかに記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
［５］［１］〜［４］のいずれか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り、鋼管素材を、1200℃以下の加熱温度で加熱し、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、500〜650℃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。
本発明によれば、降伏強さ：862MPa（125ksi）以上という高強度と、シャルピー衝撃試験における試験温度：−40℃での吸収エネルギーvＥ−40が40Ｊ以上という優れた低温靭性とを有すると共に、200℃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、優れた耐炭酸ガス腐食性を有し、さらには優れた耐硫化物応力腐食割れ性、および優れた耐硫化物応力割れ性を有し、耐食性に優れた高強度ステンレス継目無鋼管を製造できる。
本発明の継目無鋼管は、質量％で、C：0.05％以下、Si：1.0％以下、Mn：0.1〜0.5％、P：0.05％以下、S：0.005％未満、Cr：15.0％超え19.0％以下、Mo：2.0％超え2.8％未満、Cu：0.3〜3.5％、Ni：3.0％以上5.0％未満、W：0.1〜3.0％、Nb：0.07〜0.5％、V：0.01〜0.5％、Al：0.001〜0.1％、N：0.010〜0.100％、O：0.01％以下、B：0.0005〜0.0100％を含有し、かつ、Nb、Ta、C、NおよびCuが下記（１）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し、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、10％超え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油井用ステンレス継目無鋼管である。
記
5.1×｛(Nb＋0.5Ta)−10-2.2/（C＋1.2N）｝＋Cu≧1.0 ‥‥（１）
ここで、Nb、Ta、C、NおよびCu：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合はゼロとする。
まず、本発明の継目無鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は単に％で記す。
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、0.010％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、耐食性が低下する。このため、C含有量は0.05％以下とする。好ましくは、C含有量は0.015％以上である。好ましくは、C含有量は0.04％以下である。
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、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。好ましくは、Si含有量は0.1％以上である。好ましくは、Si含有量は0.6％以下である。
Mn：0.1〜0.5％
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、所望の強度を確保するために、0.1％以上のMnの含有を必要とする。一方、0.5％を超えてMnを含有すると、靭性が低下する。このため、Mn含有量は0.1〜0.5％とする。好ましくは、Mn含有量は0.4％以下である。
P：0.05％以下
Pは、耐炭酸ガス腐食性、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が、0.05％以下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。好ましくは、P含有量は0.02％以下である。
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、できるだけ低減することが好ましいが、0.005％未満であれば許容できる。このようなことから、S含有量は0.005％未満とする。好ましくは、S含有量は0.002％以下である。
Cr：15.0％超え19.0％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り、Cr含有量が15.0％以下では、所望の耐食性を確保することができない。このため、15.0％超のCrの含有を必要とする。一方、19.0％を超えるCrの含有は、フェライト分率が高くなりすぎて、所望の強度を確保できなくなる。このため、Cr含有量は15.0％超え19.0％以下とする。好ましくは、Cr含有量は16.0％以上である。好ましくは、Cr含有量は18.0％以下である。
Mo：2.0％超え2.8％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、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める元素である。このような効果を得るためには、2.0％超えのMoを含有する必要がある。一方、Moは高価な元素であり、2.8％以上のMoの含有は、材料コストの高騰を招くとともに、靭性、耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、Mo含有量は2.0％超え2.8％未満とする。好ましくは、Mo含有量は2.2％以上である。好ましくは、Mo含有量は2.7％以下である。
Cu：0.3〜3.5％
Cuは、残留オーステナイトを増加させ、かつ析出物を形成して降伏強さの向上に寄与するため、低温靭性を低下させることなく高強度を得ることができる非常に重要な元素である。また、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および耐硫化物応力腐食割れ性を高める効果も有する。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。好ましくは、Cu含有量は0.5％以上である。好ましくは、Cu含有量は1.0％以上である。好ましくは、Cu含有量は3.0％以下である。
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。また、Niは、固溶強化により鋼の強度を増加させる。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。好ましくは、Ni含有量は3.5％以上である。好ましくは、Ni含有量は4.5％以下である。
W：0.1〜3.0％
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および耐硫化物応力腐食割れ性を高めることができる重要な元素である。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の含有を必要とする。一方、3.0％を超えるWの含有は、靭性を低下させる。このため、W含有量は0.1〜3.0％とする。好ましくは、W含有量は0.5％以上である。好ましくは、W含有量は0.8％以上である。好ましくは、W含有量は2.0％以下である。
Nb：0.07〜0.5％
Nbは、CおよびNと結合しNb炭窒化物（Nb析出物）として析出し、降伏強さの向上に寄与し、本発明では重要な元素である。このような効果を得るためには0.07％以上のNbの含有を必要とする。一方、0.5％を超えるNbの含有は、靭性および耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、Nb含有量は0.07〜0.5％とする。好ましくは、Nb含有量は0.07〜0.2％である。
V：0.01〜0.5％
Vは、固溶により強度の向上に寄与するほか、C、Nと結合しV炭窒化物（V析出物）として析出し、降伏強さの向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上のVの含有を必要とする。一方、0.5％を超えるVの含有は、靭性および耐硫化物応力割れ性の低下を招く。このため、V含有量は0.01〜0.5％とする。好ましくは、V含有量は0.02％以上である。好ましくは、V含有量は0.1％以下である。
Al：0.001〜0.1％
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、0.1％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、靭性が低下する。このため、Al含有量は0.001〜0.1％とする。好ましくは、Alは0.01％以上である。好ましくは、Al有量は0.02％以上である。好ましくは、Al含有量は0.07％以下である。
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、窒化物を形成して靭性を低下させる。このため、N含有量は0.010〜0.100％とする。好ましくは、N含有量は0.020％以上である。好ましくは、N含有量は0.06％以下である。
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、靭性が低下する。このため、O含有量は0.01％以下とする。
B：0.0005〜0.0100％
Bは、強度増加に寄与するとともに、さらに熱間加工性の改善にも寄与する。その結果、造管過程において亀裂や割れの発生が抑制されるため、NACE TM0177 Method Cに代表される鋼管製造ままの内外表面を有する試験片を用いたSSC試験において耐SSC性が向上する。このような効果を得るためには、Bを0.0005％以上含有する。一方、0.0100％を超えてBを含有させても、熱間加工性を改善効果がほぼ現出しなくなるだけではなく、低温靭性が低下する。このため、B含有量は0.0005〜0.0100％とする。好ましくは、B含有量は0.001％以上である。好ましくは、B含有量は0.008％以下である。より好ましくは、B含有量は0.0015％以上である。より好ましくは、B含有量は0.007％以下である。
さらに本発明では、Nb、Ta、C、NおよびCuは、上記した含有範囲で、かつ下記（１）式
5.1×｛(Nb＋0.5Ta)−10-2.2/（C＋1.2N）｝＋Cu≧1.0 ‥‥（１）
（ここで、Nb、Ta、C、NおよびCu：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。）
を満足するように調整して含有する。（１）式の左辺値が1.0未満では、Cu析出物、Nb析出物およびTa析出物の析出量が少なく、析出強化が不十分で、所望の強度を確保できない。このため、本発明では、（１）式の左辺値が1.0以上となるように、Nb、Ta、C、NおよびCu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。好ましくは、（１）式の左辺値は2.0以上である。
本発明では、上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
また、本発明では、上記した基本の組成に加えてさらに、選択元素として、Ti：0.3％以下、Zr：0.2％以下、Co：1.0％以下およびTa：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有できる。さらに、選択元素として、Ca：0.0050％以下およびREM：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することができる。さらにまた、選択元素として、Mg：0.01％以下、Sn：0.2％以下およびSb：1.0%以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することができる。
Ti：0.3％以下、Zr：0.2％以下、Co：1.0％以下およびTa：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Zr、CoおよびTaはいずれも、強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して１種または２種以上を含有することができる。Ti、Zr、CoおよびTaは、上記した効果に加えて、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、Zr：0.01％以上、Co：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％、Zr：0.2％、Co：1.0％およびTa：0.1％を、それぞれ超えて含有すると、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Ti：0.3％以下、Zr：0.2％以下、Co：1.0％以下およびTa：0.1％以下に限定することが好ましい。
Ca：0.0050％以下およびREM：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種
CaおよびREMはいずれも、硫化物の形態制御を介して耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種含有できる。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％以上含有することが望ましい。一方、Ca：0.0050％およびREM：0.01％を、それぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、含有する場合には、Ca：0.0050％以下およびREM：0.01％以下にそれぞれ、限定することが好ましい。
Mg：0.01％以下、Sn：0.2％以下およびSb：1.0%以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Mg、SnおよびSbはいずれも、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて１種または２種以上を選択して含有できる。このような効果を得るためには、Mg：0.002％以上、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、Mg：0.01％、Sn：0.2％およびSb：1.0%を、それぞれ超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、含有する場合には、Mg：0.01％以下、Sn：0.2％以下およびSb：1.0%以下に、それぞれ限定することが好ましい。
次に、本発明の継目無鋼管の組織限定理由について説明する。
本発明の継目無鋼管は、上記した組成を有し、体積率で、45％以上の焼戻マルテンサイト相を主相とし、20〜40％のフェライト相と、10％超え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。
本発明の継目無鋼管では、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し、焼戻マルテンサイト相は体積率で45％以上とする。そして、本発明では、少なくとも第二相としてフェライト相を体積率で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することができる。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、硫化物応力腐食割れおよび硫化物応力割れの進展を抑制でき、所望の耐食性を確保することができる。一方、体積率で40％を超えて多量のフェライト相が析出すると、所望の強度を確保できなくなる場合がある。このため、フェライト相は体積率で20〜40％とする。
さらに、本発明の継目無鋼管では、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。残留オーステナイト相の存在により、延性、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、靭性の向上効果を得るためには、体積率で残留オーステナイト相を、10％を超えて析出させる。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、所望の強度を確保できなくなる。このため、残留オーステナイト相は体積率で25％以下とする。好ましくは、残留オーステナイト相は体積率で10％超え20％以下である。
ここで、本発明の継目無鋼管の上記の組織の測定としては、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（体積％）を算出する。
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の（211）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式
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）
を用いて換算する。
また、焼戻マルテンサイト相の分率は、上記測定方法により求めたフェライト相および残留γ相以外の残部とする。
さらに、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は、結晶方位差15°以内の結晶粒を同一の結晶粒と定義したときに、フェライト結晶粒の最大結晶粒径が500μm以下である。フェライト結晶粒の最大結晶粒径が500μm超であると、亀裂進展の障害である結晶粒界の存在数が少なくなるため、所望の低温靭性を得られなくなる。よって、本発明では、結晶方位差15°以内の結晶粒を同一の結晶粒と定義したときに、フェライト結晶粒の最大結晶粒径を500μm以下とする。フェライト結晶粒の最大結晶粒径は、好ましくは400μｍ以下であり、より好ましくは350μｍ以下である。
なお、上記の最大結晶粒径は、後方散乱電子回折(EBSD)を用いて100mm2の連続した領域について結晶方位測定を行い、結晶方位差15°以内の粒を同一の結晶粒と定義したときに、同一の結晶粒であると判定されたフェライト結晶粒の最大直径を、そのフェライト結晶粒の結晶粒径とし、100mm2の範囲内の全結晶の結晶粒径のうち最も大きい値を採用することで決定できる。また、本発明では、後述するように、熱間加工前の鋼管素材を1200℃以下の加熱温度に加熱することで、前記EBSDで測定したフェライト結晶粒の最大結晶粒径を500μm以下にすることができる。
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としては、鋼管素材を、1200℃以下の加熱温度で加熱し、熱間加工を施して所定形状の継目無鋼管とし、熱間加工後に、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、500〜650℃の範囲の焼戻温度に加熱する焼戻処理を施すことを特徴とする。
油井用高強度ステンレス継目無鋼管は一般に、通常公知の造管方法であるマンネスマン−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により、鋼管素材（ビレットなど）を穿孔することで製造される。穿孔時の鋼管素材の温度が低いと、延性の低下による凹みや穴あき、割れといった欠陥が生じやすいため、鋼管素材は十分な延性を確保できる温度まで加熱される。しかし、高温で加熱すると結晶粒が粗大に成長し、その結果、最終的な製品も粗大な結晶粒を有する組織となり、優れた低温靭性値が得られない。
この点、本発明ではBを一定量以上含有する組成とすることにより熱間加工性が改善され、鋼管素材の加熱温度を1200℃以下としても、欠陥の要因となる延性を損なうことなく加熱時の粒成長を抑制することが出来るため、微細な組織を得られ、優れた低温靭性値が得られる。
以下に、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について説明する。なお、前述した鋼管素材の加熱温度以外は特に限定しない。
上記した組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等、通常の方法でビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼管素材を1200℃以下の温度に加熱し、通常公知の造管方法である、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造管工程を用いて、熱間加工して造管し、所望寸法の上記した組成を有する継目無鋼管とする。この熱間加工の際、上記した欠陥の生成を抑制するための延性向上を目的に高温に加熱すると結晶粒が粗大に成長し、上述したフェライト結晶粒の最大結晶粒径が500μm超えとなり、最終製品の低温靭性が低下する。そのため、鋼管素材の加熱温度は1200℃以下とする必要があり、好ましくは1180℃以下であり、より好ましくは1150℃以下である。また、加熱温度が1050℃未満となると鋼材の加工性が相当低くなり、本発明鋼をもってしても外面傷を生じることなく造管することが困難になる。そのため、鋼管素材の加熱温度は1050℃以上であることが好ましく、より好ましくは、1100℃以上である。
熱間加工後には、冷却処理を施してよい。冷却工程は、とくに限定する必要はない。本発明の組成範囲であれば熱間加工後、空冷程度の冷却速度で室温まで冷却することにより、鋼管の組織を、焼戻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。
本発明では、さらに焼入れ処理と焼戻処理とからなる熱処理を施す。
焼入れ処理は、加熱温度：850〜1150℃の範囲の温度に再加熱したのち、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処理とする。加熱温度が850℃未満では、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ず、また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ず、所望の強度を確保できない。一方、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。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。好ましくは、焼入れ処理の加熱温度は900℃以上である。好ましくは、焼入れ処理の加熱温度は1000℃以下である。
また、冷却停止温度は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、オーステナイト分率が過剰となる。一方、冷却停止温度が0℃以下であると、マルテンサイトへの変態が過剰に起こり、必要なオーステナイト分率を得ることができない。そのため、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。
また、ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、0.01℃／ｓ以上である。
また、焼入れ処理において、均熱時間は、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、5〜30分とすることが好ましい。
焼戻処理は、焼入れ処理を施された継目無鋼管に、焼戻温度：500〜650℃に加熱する処理とする。また、この加熱の後、放冷することができる。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、所望の高強度、高靭性、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。好ましくは、焼戻温度は520℃以上である。好ましくは、焼戻温度は630℃以下である。
また、焼戻処理において、保持時間は、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、5〜90分とすることが好ましい。
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、継目無鋼管の組織は、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、所望の強度および靭性と、優れた耐食性とを有する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、本発明により得られる油井用高強度ステンレス継目無鋼管の降伏強さは862MPa以上であり、優れた低温靭性と、優れた耐食性とを有する。好ましくは、降伏強さは1034MPa以下である。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）に鋳造し、鋼管素材を加熱し、モデルシームレス圧延機を用いる熱間加工により造管し、外径83.8mm×肉厚12.7mmの継目無鋼管とし、空冷した。このとき、熱間加工前の鋼管素材の加熱温度は表２に示す通りである。
得られた継目無鋼管から、試験片素材を切り出し、表２に示す条件で加熱したのち、冷却する焼入れ処理を施した。そして、さらに表２に示す条件で加熱し空冷する焼戻処理を施した。焼入れ処理時の水冷での冷却速度は11℃/ｓであり、焼戻処理時の空冷（放冷）での冷却速度は、0.04℃/ｓであった。
得られた熱処理済み試験材（継目無鋼管）から、試験片を採取し、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。試験方法はつぎの通りとした。
（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（体積％）を算出した。
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の（211）面、の回折Ｘ線積分強度を測定し、次式
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）
を用いて換算した。なお、焼戻マルテンサイト相の分率は、フェライト相および、残留γ相以外の残部である。
また、後方散乱電子回折(EBSD)を用いて100mm2の連続した領域について結晶方位測定を行い、結晶方位差15°以内の粒を同一の結晶粒と定義したときに、同一の結晶粒であると判定されたフェライト結晶粒の最大直径を、そのフェライト結晶粒の結晶粒径とし、100mm2の範囲内の全結晶の結晶粒径のうち最も大きい値を最大結晶粒径とした。
（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、引張強さTS）を求めた。降伏強さYSが862MPa以上のものを高強度であるとして合格とし、862MPa未満のものは不合格とした。
（３）衝撃試験
得られた熱処理済み試験材から、JIS Z 2242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、−40℃とし、−40℃における吸収エネルギーvＥ−40を求め、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。−40℃における吸収エネルギーvＥ−40が40Ｊ以上のものを高靭性であるとして合格とし、40Ｊ未満のものは不合格とした。
（４）耐食性試験
得られた熱処理済み試験材から、厚さ3mm×幅30mm×長さ40mmの腐食試験片を機械加工によって作製し、腐食試験を実施し耐炭酸ガス腐食性を評価した。
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：20質量％NaCl水溶液（液温：200℃、30気圧のCO２ガス雰囲気）中に、前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。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。腐食速度が0.127mm/y以下のものを合格とし、0.127 mm /y超えのものを不合格とした。
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。なお、孔食有りは、直径：0.2mm以上の場合をいう。孔食発生無のものを合格とし、孔食発生有のものを不合格とした。
さらに、得られた試験片素材から、NACE TM0177 Method Cに準拠して、Cの形をした試験片を機械加工によって作製し、耐硫化物応力割れ試験（耐SSC試験）を実施した。なお、鋼管内外面に相当する曲面に対しては研削や研磨は行っていない。
耐SSC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：25℃、H２S：0.1気圧、CO２：0.9気圧の雰囲気）に酢酸＋酢酸Naを加えてpH：3.5に調整した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を720時間として、降伏応力の90％を負荷応力として負荷して、実施した。試験後の試験片について割れの有無を観察した。割れ無のものを合格（○）とし、割れ有のものを不合格（×）とした。
また、得られた試験片素材から、機械加工により、厚さ3mm×幅15mm×長さ115mmの4点曲げ試験片を採取し、EFC(European Federation of Corrosion)17に準拠して、耐硫化物応力腐食割れ試験（耐SCC(Sulfide Stress Corrosion Cracking)試験）を実施した。
耐SCC試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：20質量％NaCl水溶液（液温：100℃、H２S：0.1気圧、CO２：30気圧の雰囲気）に酢酸＋酢酸Naを加えて、pH：3.3に調整した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を720時間として、降伏応力の100％を負荷応力として負荷して、実施した。試験後の試験片について、割れの有無を観察した。割れ無のものを合格（○）とし、割れ有のものを不合格（×）とした。
得られた結果を表２に示す。
Figure 2019035329
Figure 2019035329
 本発明例はいずれも、降伏強さYS：862MPa以上の高強度と、−40℃における吸収エネルギー：40Ｊ以上の高靭性と、CO２、Cl−を含む200℃という高温の腐食環境下における耐食性（耐炭酸ガス腐食性）に優れ、さらにH２Sを含む環境下で割れ（SSC、SCC）の発生もなく、優れた耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管となっている。
一方、本発明の範囲を外れる比較例として、まず、鋼管No.22（鋼Ｎｏ．Ｖ）は、Niの含有量が3.0%未満であるため、十分な耐食性を有しておらず、腐食試験において孔食が発生した。また、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
鋼管No.23（鋼Ｎｏ．Ｗ）は、Moの含有量が2.0%未満であるため、腐食試験において孔食が発生した。また、硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
鋼管No.24（鋼Ｎｏ．Ｘ）は、Crの含有量が19.0%超えであるため、フェライト分率が高くなり強度が不足した。
鋼管No.25（鋼Ｎｏ．Ｙ）は、Niの含有量が5.0%以上であるため、マルテンサイトの安定性が低下し強度が不足した。
鋼管No.26（鋼Ｎｏ．Ｚ）は、Moの含有量が2.8%以上であるため、金属間化合物が析出し、靭性が不足した。また、硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
鋼管No.27（鋼Ｎｏ．ＡＡ）は、Cuの含有量が3.5%超えであるため、B添加にもかかわらず熱間加工性が不足し、圧延時に欠陥が生じたため硫化物応力腐食割れ性（耐SSC性）が不合格であった。
鋼管No.28（鋼Ｎｏ．ＡＢ）は、Crの含有量が15.0%以下であるため耐食性が不足し、腐食試験において腐食速度が大きいとともに孔食が発生し、不合格であった。また、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
鋼管No.29（鋼Ｎｏ．ＡＣ）は、Cuの含有量が0.3%未満であるため強度が不足した。また、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
鋼管No.30（鋼Ｎｏ．ＡＤ）は、Nbの含有量が0.07%未満であるため強度が不足した。
鋼管No.31（鋼Ｎｏ．ＡＥ）は、Vの含有量が0.01%未満であるため強度が不足した。
鋼管No.32（鋼Ｎｏ．ＡＦ）は、Wの含有量が0.1%未満であるため耐食性が不足し、腐食試験において腐食速度が大きいとともに孔食が発生し、不合格であった。また、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
鋼管No.33（鋼Ｎｏ．ＡＧ）は、Bの含有量が0.0100%超えであるため低温靭性が不足した。
鋼管No.34（鋼Ｎｏ．ＡＨ）は、Bの含有量が0.0005%未満であるため熱間加工性が不足し、圧延時に欠陥が生じたため硫化物応力割れ性（耐SSC性）が不合格であった。
鋼管No.35（鋼Ｎｏ．ＡＩ）は、式(1)の値が1.0未満であるため強度が不足した。
鋼管No.36（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、鋼管素材の加熱温度が1200℃を超えたため、フェライト結晶粒が粗大化し、低温靭性が不足した。
鋼管No.37（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、鋼管素材の焼入れ温度が1150℃を超えたため、フェライト結晶粒が粗大化し、低温靭性が不足した。
鋼管No.38（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、冷却停止温度が50℃を超えたため、強度が不足した。
鋼管No.39（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、冷却停止温度が0℃を下回ったため、低温靭性が不足した。
鋼管No.40（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、鋼管素材の焼戻温度が650℃を超えたため、強度が不足した。
鋼管No.41（鋼Ｎｏ．ＡＪ）は、鋼管素材の焼戻温度が500℃を下回ったため、低温靭性が不足した。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    C ：0.05％以下、 Si：1.0％以下、
    Mn：0.1〜0.5％、 P ：0.05％以下、
    S ：0.005％未満、 Cr：15.0％超え19.0％以下、
    Mo：2.0％超え2.8％未満、 Cu：0.3〜3.5％、
    Ni：3.0％以上5.0％未満、 W ：0.1〜3.0％、
    Nb：0.07〜0.5％、 V ：0.01〜0.5％、
    Al：0.001〜0.1％、 N ：0.010〜0.100％、
    O ：0.01％以下、 B ：0.0005〜0.0100％
    を含有し、かつ、Nb、Ta、C、NおよびCuが下記（１）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し、
    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、10％超え25％以下の残留オーステナイト相と、からなる組織を有し、結晶方位差15°以内の結晶粒を同一の結晶粒と定義したときに、フェライト結晶粒の最大結晶粒径が500μm以下である降伏強さ862MPa以上を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
    記
    5.1×｛(Nb＋0.5Ta)−10-2.2/（C＋1.2N）｝＋Cu≧1.0 ‥‥（１）
    ここで、Nb、Ta、C、NおよびCu：各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素はゼロとする。
  2. 前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Ti：0.3％以下、
    Zr：0.2％以下、
    Co：1.0％以下、
    Ta：0.1％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
  3. 前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Ca：0.0050％以下、
    REM：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項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。
  4. 前記組成に加えてさらに、質量％で、
    Mg：0.01％以下、
    Sn：0.2％以下、
    Sb：1.0%以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
  5. 請求項１〜４のいずれか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り、鋼管素材を、1200℃以下の加熱温度で加熱し、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、500〜650℃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。
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