WO2017038178A1 - ステンレス鋼管及びその製造方法 - Google Patents

ステンレス鋼管及びその製造方法 Download PDF

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大江　太郎
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Definitions

  • the present invention relates to a stainless steel pipe and a manufacturing method thereof.
  • Steel pipes used for the extraction and transportation of oil, natural gas, etc. are required to have corrosion resistance and strength according to the usage environment.
  • Reeling is a construction method in which steel pipes are welded on land and wound up in a coil shape, wound on a ship, laid on the seabed while being uncoiled on the ship. In reeling, a steel pipe with a low yield ratio is required because plastic deformation is applied to the steel pipe.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 3-120337 describes a martensitic stainless steel for oil wells having excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking and containing Cr: 8 to 15%, Ni: 2 to 8%, etc. by weight. Has been.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-130785 discloses martensite for oil wells having excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking and hot workability containing Cr: 7 to 14%, Ni: 0 to 8%, etc. by weight. Stainless steel is described.
  • JP-A-2002-105604 discloses an austenite phase containing Cr: 10 to 14%, Ni: 0.2 to 7.0%, etc., having a martensite phase as a main phase and an area ratio of 5% or more.
  • a high Cr martensitic stainless steel pipe for line pipes having a corrosion resistance and weldability having a structure including it is described.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-107199 contains Cr: 9 to 15%, Ni: 0.5 to 9%, etc., and the sum of the retained austenite ratio in the base material after tempering + the fresh martensite ratio is 25% or less.
  • a martensitic stainless steel with stable magnetic properties is described.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-107198 describes martensitic stainless steel mainly composed of a tempered martensite structure containing a retained austenite phase of 15 to 40% in volume fraction.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-226749 describes a low yield ratio martensitic stainless steel which has a retained austenite phase with a volume fraction of 4% or more and has a yield ratio of 90% or less and excellent in corrosion resistance.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-303206 describes a stainless steel for coiled tubing that includes a retained austenite phase with a volume fraction of 2% or more and is excellent in fatigue resistance and corrosion resistance.
  • JP 2000-226614 describes martensitic stainless steel that simultaneously improves strength, stress corrosion cracking resistance, and toughness while maintaining corrosion resistance.
  • JP-A-2001-107198, JP-A-2001-226749, JP-A-2001-303206, and JP-A-2000-226614 described above describe that tempering is performed in a two-phase region. Yes.
  • JP-A-2001-303206 mentioned above describes a steel pipe having a yield ratio reduced to 75%. However, in order to perform reeling stably, it is preferable to further reduce the yield ratio.
  • the transport pipeline is used by circumferential welding of multiple steel pipes. In that case, it is preferable to use an overmatched joint in which the strength of the weld metal is higher than that of the base metal.
  • the steel pipe used for the transportation pipeline is required to have strength according to the use environment. On the other hand, if the strength is too high, it is difficult to obtain an overmatch joint. Therefore, the strength of the steel pipe used by welding needs to be adjusted to a predetermined range.
  • An object of the present invention is to provide a stainless steel pipe having a predetermined range of strength and a low yield ratio, and a method for manufacturing the same.
  • the stainless steel pipe according to an embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.02% or less, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.1 to 1.0%, P : 0.030% or less, S: 0.002% or less, Ni: 5.5 to 8%, Cr: 10 to 14%, Mo: 2 to 4%, V: 0.01 to 0.10%, Ti : 0.05 to 0.3%, Nb: 0.1% or less, Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.05% or less, Cu: 0.5% or less, Ca: 0 to 0 0.008%, Mg: 0 to 0.05%, B: 0 to 0.005%, balance: Fe and impurities, and the structure is a martensite phase and a residual austenite phase with a volume fraction of 12 to 18%. Including.
  • the martensite phase has prior austenite grains having a grain size number based on ASTM E112 and less than 8.0.
  • the stainless steel pipe has a yield strength of 550 to
  • the method of manufacturing a stainless steel pipe according to an embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.02% or less, Si: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.1 to 1.0. %, P: 0.030% or less, S: 0.002% or less, Ni: 5.5-8%, Cr: 10-14%, Mo: 2-4%, V: 0.01-0.10 %, Ti: 0.05 to 0.3%, Nb: 0.1% or less, Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.05% or less, Cu: 0.5% or less, Ca: 0 to 0.008%, Mg: 0 to 0.05%, B: 0 to 0.005%, balance: a process of hot working Fe and impurities steel to form a raw tube, and the hot working after a step of hardening the blank tube from a temperature of 940 ⁇ 980 ° C.
  • T is a tempering temperature expressed in ° C.
  • t is a tempering time expressed in minutes.
  • a stainless steel pipe having a predetermined range of strength and a low yield ratio can be obtained.
  • FIG. 1 is a block diagram illustrating an example of a production line.
  • FIG. 2 is a flowchart showing a manufacturing process of a stainless steel pipe.
  • FIG. 3 shows the change in temperature with respect to the time of the workpiece being manufactured.
  • FIG. 4 is a scatter diagram showing the relationship between the volume fraction of retained austenite phase and the yield strength.
  • FIG. 5 is a scatter diagram showing the relationship between the volume fraction of retained austenite phase and the yield ratio.
  • FIG. 6 is a scatter diagram showing the relationship between the value of T + 15.39ln (t) and the volume fraction of retained austenite phase.
  • the inventors have adjusted a heat treatment condition of a stainless steel pipe containing Cr: 10 to 14%, Ni: 5.5 to 8%, etc., and a method capable of realizing a low yield ratio within a predetermined yield strength range. investigated.
  • the lower limit of the yield strength range was 550 MPa from the viewpoint of securing the strength of the 80 ksi grade, and the upper limit was 700 MPa from the viewpoint of enabling the production of an overmatched joint. On that basis, the goal was to reduce the yield ratio to 75% or less.
  • stainless steel pipes containing Cr: 10-14%, Ni: 5.5-8%, etc. contain a retained austenite phase with a volume fraction of 12-18%, and the martensite phase conforms to ASTM E112. It was found that a yield stress of 550 to 700 MPa and a yield ratio of 75% or less can be obtained if the former austenite grains having a grain size number of less than 8.0 are included.
  • the above structure is obtained by quenching the hot-worked pipe in-line from a temperature of 940 to 980 ° C., and quenching the steel pipe at a temperature of Ac 1 point to Ac 3 point according to the following formula (1). It was found to be obtained by tempering under the conditions shown. 680 ⁇ T + 15.39ln (t) ⁇ 720 (1)
  • T is a tempering temperature expressed in ° C.
  • t is a tempering time expressed in minutes.
  • the stainless steel pipe according to the present embodiment has a chemical composition described below.
  • “%” of the element content means mass%.
  • C 0.02% or less Carbon (C) improves the strength of steel.
  • C content exceeds 0.02%, the hardness of the heat-affected zone increases and the toughness and sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) decreases. Therefore, the C content is 0.02% or less.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.015%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.001%.
  • Si 0.05 to 1.00% Silicon (Si) deoxidizes steel. If the Si content is less than 0.05%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Si content exceeds 1.00%, the formation of ⁇ ferrite is promoted, and the SSC resistance, toughness, and hot workability of the steel are reduced. Therefore, the Si content is 0.05 to 1.00%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 0.10%, more preferably 0.15%.
  • the upper limit of the Si content is preferably 0.50%, more preferably 0.40%.
  • Mn 0.1 to 1.0%
  • Manganese (Mn) fixes S and improves the hot workability of steel. Mn also stabilizes austenite and suppresses the formation of ⁇ ferrite. If the Mn content is less than 0.1%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.0%, Mn is segregated in the steel and the toughness is lowered. Therefore, the Mn content is 0.1 to 1.0%.
  • the lower limit of the Mn content is preferably 0.2%, more preferably 0.25%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.8%, more preferably 0.7%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and lowers the SSC resistance and toughness of the steel. For this reason, the P content is preferably as low as possible. Therefore, the P content is 0.030% or less. The P content is preferably 0.025% or less.
  • S 0.002% or less Sulfur (S) is an impurity. S decreases the hot workability of steel. Therefore, the S content is preferably as low as possible. Therefore, the S content is 0.002% or less. The S content is preferably 0.001% or less.
  • Ni 5.5-8% Nickel (Ni) improves the corrosion resistance of steel. Ni is also a strong austenite-forming element, stabilizing austenite and suppressing the formation of ⁇ ferrite. If the Ni content is less than 5.5%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ni content exceeds 8%, the hot workability of the steel decreases. Therefore, the Ni content is 5.5 to 8%.
  • the Ni content is preferably higher than 6.0%.
  • the lower limit of the Ni content is more preferably 6.1%.
  • the upper limit of the Ni content is preferably 7.5%, more preferably 7.0%.
  • Chromium (Cr) improves the corrosion resistance of steel. If the Cr content is less than 10%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the Cr content exceeds 14%, the formation of ⁇ ferrite is promoted, and the SSC resistance, toughness, and hot workability of the steel are reduced. Therefore, the Cr content is 10 to 14%.
  • the lower limit of the Cr content is preferably 10.5%, more preferably 11%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 13%, more preferably 12.5%.
  • Mo 2-4% Molybdenum (Mo) improves the corrosion resistance of steel. Mo also suppresses the grain boundary segregation of P and improves the toughness of the steel. Further, Mo is an element effective for generating a retained austenite phase. However, when the Mo content is less than 2%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mo content exceeds 4%, the formation of ⁇ ferrite is promoted, and the SSC resistance, toughness, and hot workability of the steel decrease. Therefore, the Mo content is 2 to 4%. The lower limit of the Mo content is preferably 2.2%. The upper limit of the Mo content is preferably 3.5%, more preferably 3%.
  • V 0.01 to 0.10% Vanadium (V) forms carbides and improves the strength of the steel. If the V content is less than 0.01%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the V content exceeds 0.10%, the weld cracking sensitivity of the steel increases. Therefore, the V content is 0.01 to 0.10%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.02%, more preferably 0.03%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.08%, more preferably 0.07%.
  • Ti 0.05 to 0.3% Titanium (Ti) forms carbides and improves the strength of the steel. If the Ti content is less than 0.05%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.3%, the weld cracking sensitivity of the steel increases. Therefore, the Ti content is 0.05 to 0.3%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.06%, and more preferably 0.08%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.25%, more preferably 0.20%.
  • Niobium (Nb) forms carbides and improves the strength of the steel. This effect can be obtained if Nb is contained even a little.
  • the Nb content is 0.1% or less.
  • the lower limit of the Nb content is preferably 0.001%.
  • the upper limit of the Nb content is preferably 0.08%, more preferably 0.05%.
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Aluminum (Al) deoxidizes steel. If the Al content is less than 0.001%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Al content exceeds 0.1%, inclusions increase and the toughness of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.1%.
  • the lower limit of the Al content is preferably 0.01%.
  • the upper limit of the Al content is preferably 0.08%, more preferably 0.06%.
  • N 0.05% or less Nitrogen (N) increases the hardness of the weld heat-affected zone and decreases toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking (SSC resistance). Therefore, it is preferable that the N content is as small as possible. Therefore, the N content is 0.05% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.03%, and more preferably 0.02%. From the viewpoint of cost, the lower limit of the N content is preferably 0.001%.
  • Cu 0.5% or less Copper (Cu) is not necessarily contained positively. Since Cu is an effective element for improving the corrosion resistance in an acidic environment containing both carbon dioxide gas and hydrogen sulfide, an appropriate amount of Cu may be contained. In order to acquire the effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more. On the other hand, if the Cu content exceeds 0.5%, the hardness of the heat-affected zone increases. Therefore, the Cu content is 0.5% or less. The lower limit of the Cu content is more preferably 0.08%. The upper limit of the Cu content is preferably 0.4%.
  • the balance of the chemical composition of the stainless steel pipe according to this embodiment is Fe and impurities.
  • the impurity here refers to an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or an element mixed from the environment of the manufacturing process.
  • the chemical composition of the stainless steel pipe according to the present embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ca, Mg, and B instead of a part of Fe. All of these elements improve the hot workability of steel. Ca, Mg, and B are all selective elements. That is, the chemical composition of the stainless steel pipe according to the present embodiment may not include some or all of these elements.
  • Ca 0 to 0.008% Calcium (Ca) improves the hot workability of steel. This effect can be obtained if Ca is contained even a little. On the other hand, if the Ca content exceeds 0.008%, coarse oxides are formed and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Ca content is 0 to 0.008%.
  • the lower limit of the Ca content is preferably 0.001%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.005%.
  • Mg 0 to 0.05%
  • Magnesium (Mg) improves the hot workability of steel. This effect can be obtained if Mg is contained even a little.
  • Mg content exceeds 0.05%, a coarse oxide is formed and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the Mg content is 0 to 0.05%.
  • the lower limit of the Mg content is preferably 0.001%.
  • the upper limit of the Ca content is preferably 0.03%.
  • B 0 to 0.005% Boron (B) improves the hot workability of steel. If B is contained even a little, this effect can be obtained. On the other hand, if the B content exceeds 0.005%, the weld cracking sensitivity of the steel increases. Therefore, the B content is 0 to 0.005%.
  • the lower limit of the B content is preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the B content is preferably 0.003%.
  • the structure of the stainless steel pipe according to the present embodiment is mainly composed of a martensite phase and includes a retained austenite phase having a volume fraction of 12 to 18%.
  • the martensite phase has prior austenite grains having a grain size number based on ASTM E112 of less than 8.0.
  • the yield ratio is reduced by setting the volume fraction of the residual austenite phase to 12% or more and the grain size number of the prior austenite grains of the martensite phase to less than 8.0. It can be reduced to 75% or less.
  • the volume fraction of the retained austenite phase can be adjusted by heat treatment as will be described later.
  • the volume fraction of the retained austenite phase also depends on the balance of the content of austenite forming elements such as C, Mn, Ni and Cu and the content of ferrite forming elements such as Si, Cr, Mo and V. Especially, the influence of Ni content is large.
  • the volume fraction of the retained austenite phase is measured as follows using an X-ray diffraction method.
  • a sample including the central thickness of the tempered stainless steel pipe is collected.
  • the surface of the collected sample is polished.
  • X-ray diffraction is performed on the polished surface using CoK ⁇ rays as incident X-rays. From the integrated intensities of the (211), (200), and (110) planes of ferrite (bcc structure) and the integrated intensities of the (220), (200), and (111) planes of austenite (fcc structure).
  • the volume fraction of retained austenite is quantitatively determined.
  • the volume fraction of the retained austenite phase is 12-18%.
  • the lower limit of the volume fraction of the retained austenite phase is preferably 13%.
  • the upper limit of the volume fraction of the retained austenite phase is preferably 17%.
  • the grain size number of the prior austenite grains in the martensite phase is measured by electron beam backscatter diffraction (EBSD) as follows. A sample is taken from the central position of the thickness of the cross section of the stainless steel pipe after tempering (cross section perpendicular to the axial direction of the steel pipe). The old austenite grain boundary is specified by EBSD in the observation range of 90 ⁇ 90 ⁇ m 2 using the collected sample, and the crystal grain size number is obtained according to ASTM E112.
  • EBSD electron beam backscatter diffraction
  • the grain size number of the prior austenite grains in the martensite phase is 8.0 or more, the amount of retained austenite phase generated tends to increase. Therefore, the grain size number of the prior austenite grains in the martensite phase is less than 8.0.
  • the upper limit of the grain size number of the prior austenite grains in the martensite phase is preferably 7.8.
  • the stainless steel according to the present embodiment has a yield strength of 550 to 700 MPa.
  • the upper limit of the yield strength is set to 700 MPa because when the yield strength exceeds 700 MPa, it becomes difficult to form an overmatch joint.
  • FIG. 1 is a block diagram showing an example of a production line.
  • the production line includes a heating furnace 1, a piercing machine 2, a stretch rolling mill 3, a constant diameter rolling mill 4, an auxiliary heating furnace 5, a water cooling device 6, and a tempering device 7.
  • a transport roller 10 is disposed between the devices. In the manufacturing method according to the example of FIG. 1, hot working, quenching, and tempering are all performed inline.
  • FIG. 2 is a flowchart showing the manufacturing process of the stainless steel pipe according to the present embodiment.
  • FIG. 3 is a diagram showing a change in temperature with respect to time of a workpiece (steel material or raw pipe) being manufactured.
  • A1 indicates Ac 1 point when the workpiece is heated, and Ar 1 point when the workpiece is cooled.
  • A3 indicates Ac 3 point when the workpiece is heated, and Ar 3 point when the workpiece is cooled.
  • the heating furnace 1 is, for example, a walking beam furnace or a rotary furnace.
  • the steel material is, for example, a round billet.
  • the steel material may be manufactured by a continuous casting apparatus such as round CC, or may be manufactured by hot working (forging or split rolling) an ingot or slab.
  • a preferred heating temperature is 1100 ° C. to 1300 ° C.
  • the hot steel material is hot-worked into a raw pipe (S2 and S3). Specifically, a round billet is pierced and rolled by a piercing machine 2 to form a raw pipe (piercing and rolling step: S2). Furthermore, the piercing-rolled element pipe is rolled by the drawing mill 3 and the constant diameter rolling machine 4 (stretching rolling process and regular rolling process: S3).
  • the raw tube manufactured by hot working is continuously quenched in-line (quenching step: S5). If necessary, a reheating step (S4) may be performed between the drawing and rolling step (S3) and the quenching step (S5).
  • the hot-worked raw tube is heated to a predetermined temperature of 940 ° C. or higher by the auxiliary heating furnace 5.
  • the reheating step (S4) can be omitted when quenching in the subsequent quenching step is possible without being performed. However, even in that case, it is preferable to perform the reheating step (S4) in order to make the temperature of the raw tube uniform.
  • the raw tube manufactured by hot working or the reheated raw tube is quenched in-line by the water cooling device 6 (quenching step: S5).
  • quenching in-line includes both the case of quenching immediately after hot working and the case of quenching after reheating by the auxiliary heating furnace 5 after hot working.
  • the water cooling device 6 is, for example, a laminar water flow device and / or a jet water flow device.
  • the cooling rate is preferably 5 ° C./second or more.
  • the structure of the tube immediately before water cooling is almost austenite single phase.
  • the temperature (quenching temperature) of the raw tube immediately before water cooling is increased, the particle size of the austenite phase increases.
  • the austenite phase is cooled with water to become a martensite phase, and further tempered to become a martensite phase.
  • the size of the prior austenite grains is not significantly affected by tempering. Therefore, the size of the prior austenite grains in the martensite phase is largely determined by the quenching conditions. That is, the size of the prior austenite grains of the martensite phase contained in the structure of the stainless steel pipe after tempering can be controlled by the quenching conditions.
  • in-line quenching is offline quenching (after hot working, the temperature of the tube is lowered to about room temperature, and then it is again heated to a predetermined temperature and quenched.
  • hot working Compared with the above-mentioned equipment, the size of the prior austenite grains can be easily increased.
  • the quenching temperature is 940 to 980 ° C.
  • the quenched pipe is tempered by the tempering device 7 (tempering step: S6). Specifically, the quenched pipe is charged into a furnace having a temperature of Ac 1 to Ac 3 (tempering temperature), and a predetermined time (tempering time) so as to satisfy the following formula (1). Hold.
  • the tempering temperature is the average temperature in the furnace.
  • the tempering time is the time (in-furnace time) from when the raw tube is charged into the furnace until it is extracted.
  • the tempered tube is usually cooled by air cooling. 680 ⁇ T + 15.39ln (t) ⁇ 720 (1)
  • T is a tempering temperature expressed in ° C.
  • t is a tempering time expressed in minutes.
  • ln (t) is the natural logarithm of t.
  • the tempering temperature By setting the tempering temperature to Ac 1 point to Ac 3 point, a part of the martensite phase is reversely transformed into the austenite phase. While being kept at the tempering temperature, the austenite stabilizing element is concentrated in the reverse transformed austenite phase. Many of the reverse-transformed austenite phases retain the austenite phase after cooling and become a retained austenite phase.
  • the volume fraction of the retained austenite phase can be made 12 to 18% if the tempering temperature and the tempering time satisfy the formula (1).
  • a plurality of stainless steel pipes having various chemical compositions were manufactured, and the relationship between mechanical properties and retained austenite amount was investigated.
  • each manufactured round billet was heated to 1100-1300 ° C. in a heating furnace. Subsequently, each round billet was pierced and rolled by a piercing machine into a raw pipe. Subsequently, each raw tube was stretched and rolled by a mandrel mill. Subsequently, each raw pipe was drawn and rolled (constant diameter rolling) with a sizer to produce a stainless steel pipe having an outer diameter of 273.1 mm and a wall thickness of 14.3 mm.
  • the yield strength and tensile strength of each stainless steel pipe were measured according to ASTM A370. The yield ratio was determined by dividing the yield strength value by the tensile strength value. Furthermore, the volume fraction of the retained austenite phase of each stainless steel pipe was measured by X-ray diffraction. The results are shown in Table 2 above. In Table 2, “YS” is the yield strength (MPa), “TS” is the tensile strength (MPa), “YR” is the yield ratio (%), and “residual ⁇ amount” is the volume fraction of the retained austenite phase. (%) Is shown respectively.
  • the old austenite grains in the martensite phase were measured by EBSD.
  • the results are shown in the column of “Old austenite grain size number” in Table 2. “-” In the same column indicates that the crystal grain size number is not measured. In all the stainless steel pipes of “invention steel”, the crystal grain size number of the prior austenite grains was less than 8.0.
  • the test numbers E1, F1, J1, K1, M1 to P1, E2, F2, J2, K2, M2 to P2, A3, and D5 are suitable for quenching conditions, tempering temperature and tempering.
  • These stainless steel tubes had a volume fraction of retained austenite phase of 12-18%.
  • These stainless steel pipes had a yield strength of 550 to 700 MPa and a yield ratio of 75% or less.
  • the stainless steel pipes with test numbers A1 to D1, H1, I1, A2 to D2, H2, I2, B3 to E3, A4 to C4, and A5 to C5 had a yield ratio higher than 75%. This is probably because the tempering temperature and the tempering time did not satisfy the formula (1), or the chemical composition did not satisfy the specified range, and the volume fraction of the retained austenite phase was less than 12%.
  • the stainless steel pipes with test numbers Q1 and Q2 had a yield strength lower than 550 MPa. This is probably because the quenching temperature was low, the prior austenite grain size was refined, and the amount of retained austenite phase produced increased.
  • the stainless steel pipes with test numbers G1, L1, G2, and L2 had a yield strength lower than 550 MPa. This is probably because the volume fraction of the retained austenite phase was higher than 18%. The reason why the volume fraction of the retained austenite phase was higher than 18% is considered that the tempering temperature and the tempering time did not satisfy the formula (1).
  • FIG. 4 is a scatter diagram showing the relationship between the volume fraction of retained austenite phase and the yield strength in a target whose chemical composition and quenching temperature conditions satisfy the predetermined ranges. From this figure, it is understood that a yield strength of 550 to 700 MPa can be obtained if the volume fraction of the retained austenite phase is larger than 10% and not larger than 18%.
  • FIG. 5 is a scatter diagram showing the relationship between the volume fraction of the retained austenite phase and the yield ratio in a case where the chemical composition and the quenching temperature condition satisfy the predetermined ranges. From this figure, it is understood that when the volume fraction of the retained austenite phase is 12% or more, a yield ratio of 75% or less can be obtained.
  • FIG. 6 is a scatter diagram showing the relationship between the value of T + 15.39 ln (t) and the volume fraction of residual austenite phase in the case where the chemical composition and the quenching temperature condition satisfy the predetermined ranges. From FIG. 6, it can be seen that if the value of T + 15.39ln (t) is 680 to 720, the volume fraction of the retained austenite phase can be 12 to 18%.

Abstract

所定の範囲の強度と低い降伏比とを有するステンレス鋼管を提供する。ステンレス鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：５．５～８％、Ｃｒ：１０～１４％、Ｍｏ：２～４％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃａ：０～０．００８％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、組織が、マルテンサイト相と、体積分率で１２～１８％の残留オーステナイト相とを含む。前記マルテンサイト相は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で８．０未満の旧オーステナイト粒を有する。ステンレス鋼管は、５５０～７００ＭＰａの降伏強度を有する。

Description

ステンレス鋼管及びその製造方法
　本発明は、ステンレス鋼管及びその製造方法に関する。
　石油、天然ガス等の採取、輸送に用いられる鋼管には、使用環境に応じた耐食性と強度とが要求される。
　近年、海底油田の開発が大規模に行われており、リーリングによるフローラインの敷設が増加傾向にある。リーリングとは、陸上で鋼管を周溶接して長尺化したものをコイル状に巻き取って船に積み、船上でアンコイルしながら海底に敷設する工法である。リーリングでは鋼管に塑性変形が加わるため、降伏比の低い鋼管が要求される。
　特開平３－１２０３３７号公報には、重量％で、Ｃｒ：８～１５％、Ｎｉ：２～８％等を含有する耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用マルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。
　特開平１０－１３０７８５号公報には、重量％で、Ｃｒ：７～１４％、Ｎｉ：０～８％等を含有する耐硫化物応力腐食割れ性及び熱間加工性に優れた油井用マルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。
　特開２００２－１０５６０４号公報には、Ｃｒ：１０～１４％、Ｎｉ：０．２～７．０％等を含有し、マルテンサイト相を主相とし、面積率で５％以上のオーステナイト相を含む組織を有する耐食性及び溶接性に優れたラインパイプ用高Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼管が記載されている。
　特開２００１－１０７１９９号公報には、Ｃｒ：９～１５％、Ｎｉ：０．５～９％等を含有し、焼戻し後の母材中残留オーステナイト率＋フレッシュマルテンサイト率の総和が２５％以下である、磁気特性が安定したマルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。
　特開２００１－１０７１９８号公報には、体積分率で１５～４０％の残留オーステナイト相を含む、焼戻しマルテンサイト組織主体のマルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。
　特開２００１－２２６７４９号公報には、体積分率で４％以上の残留オーステナイト相を含み、降伏比が９０％以下である耐食性に優れた低降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。
　特開２００１－３０３２０６号公報には、体積分率で２％以上の残留オーステナイト相を含む、耐疲労特性及び耐食性に優れたコイルドチュービング用ステンレス鋼が記載されている。
　特開２０００－２２６６１４号公報には、耐食性を維持しつつ、強度、耐応力腐食割れ性、及び靱性を同時に改善するマルテンサイト系ステンレス鋼が記載されている。
　前掲の特開２００１－１０７１９８号公報、特開２００１－２２６７４９号公報、特開２００１－３０３２０６号公報、及び特開２０００－２２６６１４号公報には、二相領域で焼戻しを実施することが記載されている。
　前掲の特開２００１－３０３２０６号公報には、降伏比を７５％まで低減した鋼管が記載されている。しかし、リーリングを安定して行うためには、降伏比をさらに低減することが好ましい。
　輸送用パイプラインは、複数の鋼管を周溶接して使用される。その際、溶接金属の強度が母材の強度よりも高い、オーバーマッチ継手とすることが好ましい。上述のように、輸送用パイプラインに用いられる鋼管には、使用環境に応じた強度が要求される。一方、強度が高すぎると、オーバーマッチ継手とすることが困難になる。そのため、溶接して使用される鋼管は、その強度が所定の範囲に調整される必要がある。
　本発明の目的は、所定の範囲の強度と低い降伏比とを有するステンレス鋼管及びその製造方法を提供することである。
　本発明の一実施形態によるステンレス鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：５．５～８％、Ｃｒ：１０～１４％、Ｍｏ：２～４％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃａ：０～０．００８％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、組織が、マルテンサイト相と、体積分率で１２～１８％の残留オーステナイト相とを含む。前記マルテンサイト相は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で８．０未満の旧オーステナイト粒を有する。ステンレス鋼管は、５５０～７００ＭＰａの降伏強度を有する。
　本発明の一実施形態によるステンレス鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：５．５～８％、Ｃｒ：１０～１４％、Ｍｏ：２～４％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃａ：０～０．００８％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を熱間加工して素管にする工程と、前記熱間加工後、前記熱間加工とインラインで前記素管を９４０～９８０℃の温度から焼入れする工程と、前記焼入れされた素管をＡｃ１点～Ａｃ３点の温度で、下記式（１）に示す条件で焼戻しする工程とを備える。
　６８０≦Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）≦７２０・・・（１）
　ここで、Ｔは℃で表した焼戻し温度であり、ｔは分で表した焼戻し時間である。
　本発明によれば、所定の範囲の強度と低い降伏比とを有するステンレス鋼管が得られる。
図１は、製造ラインの一例を示すブロック図である。 図２は、ステンレス鋼管の製造工程を示すフロー図である。 図３は、製造中のワークピースの時間に対する温度の変化を示す図である。 図４は、残留オーステナイト相の体積分率と降伏強度との関係を示す散布図である。 図５は、残留オーステナイト相の体積分率と降伏比との関係を示す散布図である。 図６は、Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）の値と残留オーステナイト相の体積分率との関係を示す散布図である。
　本発明者らは、Ｃｒ：１０～１４％、Ｎｉ：５．５～８％等を含有するステンレス鋼管の熱処理条件を調整して、所定の降伏強度の範囲において低い降伏比を実現できる方法を検討した。降伏強度の範囲は、８０ｋｓｉグレードの強度を確保するという観点から下限を５５０ＭＰａとし、オーバーマッチ継手を作製可能にするという観点から上限を７００ＭＰａとした。その上で、降伏比を７５％以下に低減することを目標とした。
　調査の結果、Ｃｒ：１０～１４％、Ｎｉ：５．５～８％等を含有するステンレス鋼管において、体積分率で１２～１８％の残留オーステナイト相を含み、マルテンサイト相がＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で８．０未満の旧オーステナイト粒を有していれば、５５０～７００ＭＰａの降伏応力と７５％以下の降伏比とが得られることが分かった。
　また、上記の組織は、熱間加工後の素管を、９４０～９８０℃の温度からインラインで焼入れし、焼入れされた鋼管をＡｃ１点～Ａｃ３点の温度で、下記式（１）に示す条件で焼戻しすることで得られることが分かった。
　６８０≦Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）≦７２０・・・（１）
　ここで、Ｔは℃で表した焼戻し温度であり、ｔは分で表した焼戻し時間である。
　以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、図面を参照して、本発明の一実施形態によるステンレス鋼管を詳述する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
　［化学組成］
　本実施形態によるステンレス鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０２％以下
　炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させる。一方、Ｃ含有量が０．０２％を超えると、熱影響部の硬さが上昇して靱性及び耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２％以下である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．０１５％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。
　Ｓｉ：０．０５～１．００％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が１．００％を超えると、δフェライトの形成が促進されて鋼の耐ＳＳＣ性、靱性、及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５～１．００％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４０％である。
　Ｍｎ：０．１～１．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、Ｓを固定して鋼の熱間加工性を向上させる。Ｍｎはまた、オーステナイトを安定化させてδフェライトの生成を抑制する。Ｍｎ含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．０％を超えると、Ｍｎが鋼中で偏析し、靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１～１．０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは０．２％であり、さらに好ましくは０．２５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは０．８％であり、さらに好ましくは０．７％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼の耐ＳＳＣ性及び靱性を低下させる。そのため、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、好ましくは０．０２５％以下である。
　Ｓ：０．００２％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは鋼の熱間加工性を低下させる。そのため、Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。したがって、Ｓ含有量は０．００２％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．００１％以下である。
　Ｎｉ：５．５～８％
　ニッケル（Ｎｉ）は、鋼の耐食性を向上させる。Ｎｉはまた、強力なオーステナイト形成元素であり、オーステナイトを安定化させてδフェライトの生成を抑制する。Ｎｉ含有量が５．５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が８％を超えると、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は５．５～８％である。Ｎｉ含有量は、好ましくは６．０％よりも高い。Ｎｉ含有量の下限は、さらに好ましくは６．１％である。Ｎｉ含有量の上限は、好ましくは７．５％であり、さらに好ましくは７．０％である。
　Ｃｒ：１０～１４％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼の耐食性を向上させる。Ｃｒ含有量が１０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１４％を超えると、δフェライトの形成が促進されて鋼の耐ＳＳＣ性、靱性、及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１０～１４％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは１０．５％であり、さらに好ましくは１１％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは１３％であり、さらに好ましくは１２．５％である。
　Ｍｏ：２～４％
　モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐食性を向上させる。Ｍｏはまた、Ｐの粒界偏析を抑制して鋼の靱性を向上させる。また、Ｍｏは残留オーステナイト相の生成に効果のある元素であるが、Ｍｏ含有量が２％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が４％を超えると、δフェライトの形成が促進されて鋼の耐ＳＳＣ性、靱性、及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は２～４％である。Ｍｏ含有量の下限は、好ましくは２．２％である。Ｍｏ含有量の上限は、好ましくは３．５％であり、さらに好ましくは３％である。
　Ｖ：０．０１～０．１０％
　バナジウム（Ｖ）は、炭化物を形成して鋼の強度を向上させる。Ｖ含有量が０．０１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．１０％を超えると、鋼の溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｖ含有量は０．０１～０．１０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０７％である。
　Ｔｉ：０．０５～０．３％
　チタン（Ｔｉ）は、炭化物を形成して鋼の強度を向上させる。Ｔｉ含有量が０．０５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｔｉ含有量が０．３％を超えると、鋼の溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｔｉ含有量は０．０５～０．３％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０６％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｎｂ：０．１％以下
　ニオブ（Ｎｂ）は、炭化物を形成して鋼の強度を向上させる。Ｎｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｎｂ含有量が０．１％を超えると、鋼の溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｎｂ含有量は０．１％以下である。Ｎｂ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。Ｎｂ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０５％である。
　Ａｌ：０．００１～０．１％
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が０．００１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、介在物が多くなり鋼の靱性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．００１～０．１％である。Ａｌ含有量の下限は、好ましくは０．０１％である。Ａｌ含有量の上限は、好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．０６％である。
　Ｎ：０．０５％以下
　窒素（Ｎ）は、溶接熱影響部の硬さを上昇させて靱性及び耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）を低下させる。そのため、Ｎ含有量はなるべく少ない方が好ましい。したがって、Ｎ含有量は０．０５％以下である。Ｎ含有量の上限は、好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２％である。コストの観点から、Ｎ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。
　Ｃｕ：０．５％以下
　銅（Ｃｕ）は、必ずしも積極的に含有させる必要はない。Ｃｕは、炭酸ガスと硫化水素の両方を含む酸性環境中での耐食性を向上させるのに有効的な元素であるので、Ｃｕを適量含有させてもよい。その効果を得るには、０．０５％以上含有させるのが好ましい。一方、Ｃｕ含有量が０．５％を超えると、熱影響部の硬さが高くなる。したがって、Ｃｕ含有量は０．５％以下である。Ｃｕ含有量の下限は、より好ましくは０．０８％である。Ｃｕ含有量の上限は、好ましくは０．４％である。
　本実施形態によるステンレス鋼管の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
　本実施形態によるステンレス鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ、及びＢからなる群から選択される１又は２以上の元素を含有してもよい。これらの元素は、いずれも鋼の熱間加工性を向上させる。Ｃａ、Ｍｇ、及びＢは、いずれも選択元素である。すなわち、本実施形態によるステンレス鋼管の化学組成は、これらの元素の一部又はすべてを含んでいなくてもよい。
　Ｃａ：０～０．００８％
　カルシウム（Ｃａ）は、鋼の熱間加工性を向上させる。Ｃａが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｃａ含有量が０．００８％を超えると、粗大な酸化物が形成されて鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．００８％である。Ｃａ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．００５％である。
　Ｍｇ：０～０．０５％
　マグネシウム（Ｍｇ）は、鋼の熱間加工性を向上させる。Ｍｇが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｍｇ含有量が０．０５％を超えると、粗大な酸化物が形成されて鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０５％である。Ｍｇ含有量の下限は、好ましくは０．００１％である。Ｃａ含有量の上限は、好ましくは０．０３％である。
　Ｂ：０～０．００５％
　硼素（Ｂ）は、鋼の熱間加工性を向上させる。Ｂが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｂ含有量が０．００５％を超えると、鋼の溶接割れ感受性が高くなる。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５％である。Ｂ含有量の下限は、好ましくは０．０００５％である。Ｂ含有量の上限は、好ましくは０．００３％である。
　［組織及び降伏強度］
　本実施形態によるステンレス鋼管の組織は、マルテンサイト相を主体とし、体積分率で１２～１８％の残留オーステナイト相を含む。マルテンサイト相は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号が８．０未満の旧オーステナイト粒を有する。
　本実施形態のステンレス鋼管の化学組成において、残留オーステナイト相の体積分率を１２％以上にし、かつ、マルテンサイト相の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を８．０未満にすることで、降伏比を７５％以下に低減することができる。
　残留オーステナイト相の体積分率は、後述するように、熱処理によって調整することができる。残留オーステナイト相の体積分率はまた、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ等のオーステナイト形成元素の含有量、及びＳｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ等のフェライト形成元素の含有量のバランスにも依存する。なかでも、Ｎｉ含有量の影響が大きい。
　残留オーステナイト相の体積分率は、Ｘ線回折法を用いて次のように測定する。焼戻し後のステンレス鋼管の肉厚中央部を含むサンプルを採取する。採取されたサンプルの表面を研磨する。研磨された表面に対して、ＣｏＫα線を入射Ｘ線として使用し、Ｘ線回折を実施する。フェライト（ｂｃｃ構造）の（２１１）面、（２００）面、（１１０）面の積分強度と、オーステナイト（ｆｃｃ構造）の（２２０）面、（２００）面、（１１１）面の積分強度とから、残留オーステナイトの体積分率を定量して求める。
　残留オーステナイト相の体積分率が１２％未満の場合、降伏比を７５％以下に低減することが困難になる。一方、残留オーステナイト相の体積分率が１８％を超えると、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を得ることが困難になる。したがって、残留オーステナイト相の体積分率は１２～１８％である。残留オーステナイト相の体積分率の下限は、好ましくは１３％である。残留オーステナイト相の体積分率の上限は、好ましくは１７％である。
　マルテンサイト相の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）によって、次のように測定する。焼戻し後のステンレス鋼管の横断面（鋼管の軸方向と垂直な断面）の肉厚中央位置からサンプルを採取する。採取したサンプルを用いて９０×９０μｍ２の観察範囲でＥＢＳＤによって旧オーステナイト粒界を特定し、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠して結晶粒度番号を求める。
　マルテンサイト相の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が８．０以上の場合、残留オーステナイト相の生成量が増加しやすくなる。したがって、マルテンサイト相の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は８．０未満である。マルテンサイト相の旧オーステナイト粒の結晶粒度番号の上限は、好ましくは７．８である。
　本実施形態によるステンレス鋼は、５５０～７００ＭＰａの降伏強度を有する。降伏強度の上限を７００ＭＰａとするのは、降伏強度が７００ＭＰａを超えると、オーバーマッチ継手とすることが困難になるためである。
　［製造方法］
　以下、本実施形態によるステンレス鋼管の製造方法の一例を説明する。ただし、本実施形態によるステンレス鋼管の製造方法は、これに限定されない。
　図１は、製造ラインの一例を示すブロック図である。製造ラインは、加熱炉１と、穿孔機２と、延伸圧延機３と、定径圧延機４と、補熱炉５と、水冷装置６と、焼戻し装置７とを備えている。各装置間には、搬送ローラ１０が配置されている。図１の例にかかる製造方法では、熱間加工、焼入れ、及び焼戻しが、すべてインラインで実施される。
　図２は、本実施形態によるステンレス鋼管の製造工程を示すフロー図である。図３は、製造中のワークピース（鋼材又は素管）の時間に対する温度の変化を示す図である。図中Ａ１は、ワークピースが加熱される場合にはＡｃ１点を示し、ワークピースが冷却される場合にはＡｒ１点を示す。また、図中Ａ３は、ワークピースが加熱される場合にはＡｃ３点を示し、ワークピースが冷却される場合にはＡｒ３点を示す。
　まず、鋼材を加熱炉１で加熱する（加熱工程：Ｓ１）。加熱炉１は例えば、ウォーキングビーム炉又はロータリー炉である。鋼材は、例えば丸ビレットである。鋼材は、ラウンドＣＣ等の連続鋳造装置によって製造されたものでもよいし、インゴット又はスラブを熱間加工（鍛造又は分塊圧延等）して製造されたものでもよい。好ましい加熱温度は１１００℃～１３００℃である。
　加熱された鋼材を熱間加工して素管にする（Ｓ２及びＳ３）。具体的には、丸ビレットを穿孔機２によって穿孔圧延して素管にする（穿孔圧延工程：Ｓ２）。さらに、穿孔圧延された素管を延伸圧延機３及び定径圧延機４で圧延する（延伸圧延工程及び定形圧延工程：Ｓ３）。
　熱間加工によって製造された素管を、インラインで連続的に焼入れする（焼入れ工程：Ｓ５）。必要であれば、延伸圧延工程及び定形圧延工程（Ｓ３）と焼入れ工程（Ｓ５）との間に、再加熱工程（Ｓ４）を実施してもよい。
　再加熱工程（Ｓ４）では、熱間加工された素管を、補熱炉５によって９４０℃以上の所定の温度に加熱する。再加熱工程（Ｓ４）は、実施しなくても後続の焼入れ工程での焼入れが可能な場合は、省略することができる。ただしその場合でも、再加熱工程（Ｓ４）を実施する方が、素管の温度を均一にする上では好ましい。
　熱間加工によって製造された素管、又は再加熱された素管を、水冷装置６によってインラインで焼入れする（焼入れ工程：Ｓ５）。本明細書において、「インラインで焼入れ」とは、熱間加工後に直ちに焼入れする場合と、熱間加工後に補熱炉５によって再加熱してから焼入れする場合との、両方を含む。
　水冷装置６は例えば、ラミナー水流装置及び／又はジェット水流装置である。冷却速度は、好ましくは５℃／秒以上である。
　水冷直前の素管の組織は、ほぼオーステナイト単相である。水冷直前の素管の温度（焼入れ温度）を高くすると、このオーステナイト相の粒径が大きくなる。オーステナイト相は、水冷されてマルテンサイト相になり、さらに焼戻しされてマルテンサイト相になる。旧オーステナイト粒のサイズは、焼戻しの影響をあまり受けない。したがって、マルテンサイト相の旧オーステナイト粒のサイズは、焼入れ条件によっておおむね決定される。すなわち、焼入れ条件によって、焼戻し後のステンレス鋼管の組織に含まれるマルテンサイト相の旧オーステナイト粒のサイズを制御することができる。
　また、インラインでの焼入れの方が、オフラインでの焼入れ（熱間加工後、素管の温度が室温程度にまで低下してから、改めて所定温度に加熱して焼入れするもの。通常は熱間加工の設備から独立した熱処理設備が用いられる。）と比較して、旧オーステナイト粒のサイズを大きくしやすい。
　焼入れ温度が９４０℃未満では、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号を８．０未満にすることが困難になる。一方、焼入れ温度が９８０℃を超えると、５５０ＭＰａ以上の降伏強度を得ることが困難になる。したがって、焼入れ温度は９４０～９８０℃である。
　焼入れされた素管を、焼戻し装置７によって焼戻しする（焼戻し工程：Ｓ６）。具体的には、焼入れされた素管を、Ａｃ１点～Ａｃ３点の温度（焼戻し温度）の炉に装入し、下記の式（１）を満たすように、所定の時間（焼戻し時間）保持する。なお、焼戻し温度は炉内の平均温度である。焼戻し時間は、素管が炉に装入されてから抽出されるまでの時間（在炉時間）である。焼戻しされた素管は、通常、空冷によって冷却される。
　６８０≦Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）≦７２０・・・（１）
　ここで、Ｔは℃で表した焼戻し温度であり、ｔは分で表した焼戻し時間である。ｌｎ（ｔ）は、ｔの自然対数である。
　焼戻し温度をＡｃ１点～Ａｃ３点とすることで、マルテンサイト相の一部がオーステナイト相に逆変態する。焼戻し温度に保持されている間、オーステナイト安定化元素が逆変態したオーステナイト相に濃化する。逆変態したオーステナイト相の多くは、冷却後もオーステナイト相を保持し、残留オーステナイト相となる。
　焼戻し温度を高くするほど、残留オーステナイト相の体積分率が高くなる。また、焼戻し時間を長くするほど、残留オーステナイト相の体積分率が高くなる。本実施形態のステンレス鋼管の化学組成においては、焼戻し温度と焼戻し時間とが式（１）を満たすようにすれば、残留オーステナイト相の体積分率を１２～１８％にすることができる。
　以上の製造工程により、降伏強度が５５０ＭＰａ以上であって、かつ降伏比が７５％以下に低減されたステンレス鋼管が得られる。
　以上、本発明の一実施形態によるステンレス鋼管、及びその製造方法を説明した。本実施形態によれば、所定の範囲の強度と低い降伏比とを有するステンレス鋼管が得られる。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。
　種々の化学組成を有する複数のステンレス鋼管を製造し、機械的特性と残留オーステナイト量との関係を調査した。
　［調査方法］
　表１に示す化学組成を有する複数の溶鋼を電気炉で製造した。溶鋼からインゴットを製造した。インゴットを熱間鍛造して、丸ビレットを製造した。なお、表１中の「‐」は、含有量が不純物レベルであることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　これらの鋼はいずれも、Ａｃ１点が約５７０℃であり、Ａｃ３点が約６６０℃であった。
　製造された各丸ビレットを加熱炉により１１００～１３００℃に加熱した。続いて、各丸ビレットを穿孔機によって穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルによって各素管を延伸圧延した。続いて、サイザによって各素管を絞り圧延（定径圧延）し、外径２７３．１ｍｍ×肉厚１４．３ｍｍのステンレス鋼管を製造した。
　定径圧延されたステンレス鋼管を、補熱炉によって表２に示す焼入れ温度に加熱した後、水冷装置によって、５℃／秒以上の冷却速度で常温まで冷却する焼入れを実施した。焼入れ後、各ステンレス鋼管に対して表２に示す焼戻し温度及び焼戻し時間で焼戻しを実施した。なお、表２の「式（１）」の欄には、式（１）のＴ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）の値が記載されている
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各ステンレス鋼管の降伏強度及び引張強度を、ＡＳＴＭ　Ａ３７０に準拠して測定した。降伏強度の値を引張強度の値で除して、降伏比を求めた。さらに、各ステンレス鋼管の残留オーステナイト相の体積分率をＸ線回折によって測定した。結果を前掲の表２に示す。表２において、「ＹＳ」は降伏強度（ＭＰａ）を、「ＴＳ」は引張強度（ＭＰａ）を、「ＹＲ」は降伏比（％）を、「残留γ量」は残留オーステナイト相の体積分率（％）を、それぞれ示す。
　ステンレス鋼管の一部について、マルテンサイト相の旧オーステナイト粒を、ＥＢＳＤで測定した。結果を表２の「旧オーステナイト粒度番号」の欄に示す。同欄の「－」は、結晶粒度番号を測定していないことを示す。「発明鋼」のステンレス鋼管はいずれも、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、８．０未満であった。
　表２に示すように、試験番号Ｅ１，Ｆ１，Ｊ１，Ｋ１，Ｍ１～Ｐ１，Ｅ２，Ｆ２，Ｊ２，Ｋ２，Ｍ２～Ｐ２，Ａ３，Ｄ５は、焼入れ条件が適切であり、かつ焼戻し温度と焼戻し時間とが式（１）を満たした。これらのステンレス鋼管は、残留オーステナイト相の体積分率が１２～１８％であった。これらのステンレス鋼管は、降伏強度が５５０～７００ＭＰａであり、降伏比が７５％以下であった。
　試験番号Ａ１～Ｄ１，Ｈ１，Ｉ１，Ａ２～Ｄ２，Ｈ２，Ｉ２，Ｂ３～Ｅ３，Ａ４～Ｃ４，Ａ５～Ｃ５のステンレス鋼管は、降伏比が７５％よりも高かった。これは、焼戻し温度と焼戻し時間とが式（１）を満たさなかったため、又は化学組成が規定範囲を満足しなかったため、残留オーステナイト相の体積分率が１２％未満であったためと考えられる。
　試験番号Ｑ１、Ｑ２のステンレス鋼管は、降伏強度が５５０ＭＰａよりも低かった。これは、焼入れ温度が低かったため、旧オーステナイト粒径が微細化し、残留オーステナイト相の生成量が増加したためと考えられる。
　試験番号Ｇ１，Ｌ１，Ｇ２，Ｌ２のステンレス鋼管は、降伏強度が５５０ＭＰａよりも低かった。これは、残留オーステナイト相の体積分率が１８％よりも高かったためと考えられる。また、残留オーステナイト相の体積分率が１８％よりも高かったのは、焼戻し温度と焼戻し時間とが式（１）を満たさなかったためと考えられる。
　図４は、化学組成及び焼入れ温度条件が既定範囲を満足した対象での、残留オーステナイト相の体積分率と降伏強度との関係を示す散布図である。この図から、残留オーステナイト相の体積分率が１０％よりも大きく１８％以下であれば、５５０～７００ＭＰａの降伏強度が得られることが分かる。
　図５は、化学組成及び焼入れ温度条件が既定範囲を満足した対象での、残留オーステナイト相の体積分率と降伏比との関係を示す散布図である。この図から、残留オーステナイト相の体積分率が１２％以上であれば、７５％以下の降伏比が得られることが分かる。
　図４及び図５から、残留オーステナイト相の体積分率が１２～１８％であれば、５５０～７００ＭＰａの降伏強度が得られ、かつ、降伏比を７５％以下に低減できることが分かる。
　図６は、化学組成及び焼入れ温度条件が既定範囲を満足した対象での、Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）の値と残留オーステナイト相の体積分率との関係を示す散布図である。図６から、Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）の値が６８０～７２０であれば、残留オーステナイト相の体積分率を１２～１８％にできることが分かる。
　以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明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形して実施することが可能である。

Claims (3)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ　：０．０２％以下、
    　Ｓｉ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｎ：０．１～１．０％、
    　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０．００２％以下、
    　Ｎｉ：５．５～８％、
    　Ｃｒ：１０～１４％、
    　Ｍｏ：２～４％、
    　Ｖ　：０．０１～０．１０％、
    　Ｔｉ：０．０５～０．３％、
    　Ｎｂ：０．１％以下、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｎ　：０．０５％以下、
    　Ｃｕ：０．５％以下、
    　Ｃａ：０～０．００８％、
    　Ｍｇ：０～０．０５％、
    　Ｂ　：０～０．００５％、
    　残部：Ｆｅ及び不純物であり、
    　組織が、マルテンサイト相と、体積分率で１２～１８％の残留オーステナイト相とを含み、
    　前記マルテンサイト相は、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２に準拠した結晶粒度番号で８．０未満の旧オーステナイト粒を有し、
    　５５０～７００ＭＰａの降伏強度を有する、ステンレス鋼管。
  2. 　請求項１に記載のステンレス鋼管であって、
    　前記化学組成が、質量％で、
    　Ｃａ：０．００１～０．００８％、
    　Ｍｇ：０．００１～０．０５％、及び
    　Ｂ　：０．０００５～０．００５％、
    　からなる群から選択される１又は２以上の元素を含有する、ステンレス鋼管。
  3. 　化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０２％以下、Ｓｉ：０．０５～１．００％、Ｍｎ：０．１～１．０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｎｉ：５．５～８％、Ｃｒ：１０～１４％、Ｍｏ：２～４％、Ｖ：０．０１～０．１０％、Ｔｉ：０．０５～０．３％、Ｎｂ：０．１％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｎ：０．０５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｃａ：０～０．００８％、Ｍｇ：０～０．０５％、Ｂ：０～０．００５％、残部：Ｆｅ及び不純物である鋼材を熱間加工して素管にする工程と、
    　前記熱間加工後、前記熱間加工とインラインで前記素管を９４０～９８０℃の温度から焼入れする工程と、
    　前記焼入れされた素管をＡｃ１点～Ａｃ３点の温度で、下記式（１）に示す条件で焼戻しする工程とを備える、ステンレス鋼管の製造方法。
    　６８０≦Ｔ＋１５．３９ｌｎ（ｔ）≦７２０・・・（１）
    　ここで、Ｔは℃で表した焼戻し温度であり、ｔは分で表した焼戻し時間である。
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