WO2017138050A1 - 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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江口　健一郎
石黒　康英
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a 17Cr high strength stainless steel seamless steel pipe suitable for use in oil or gas wells (hereinafter simply referred to as oil wells) of crude oil or natural gas.
  • the present invention improves the corrosion resistance especially in a severe corrosive environment containing carbon dioxide (CO 2 ) and chlorine ion (Cl ⁇ ) at high temperatures and in an environment containing hydrogen sulfide (H 2 S). Regarding improvement.
  • CO 2 and Cl - also exhibits sufficient corrosion resistance in high temperature harsh corrosive environments to 230 ° C. containing, yield strength: 654MPa for oil wells stainless steel tube further has a high toughness and high strength of greater than (95 ksi) Can be manufactured stably.
  • Patent Document 2 describes a high-strength stainless steel pipe for oil wells having high toughness and excellent corrosion resistance.
  • C 0.04% or less
  • Si 0.50% or less
  • Mn 0.20 to 1.80%
  • P 0.03% or less
  • S 0.005% or less
  • Cr 15.5 to 17.5 %
  • Ni 2.5 to 5.5%
  • V 0.20% or less
  • Mo 1.5 to 3.5%
  • W 0.50 to 3.0%
  • Al 0.05% or less
  • N 0.15% or less
  • Cr, Mo, W, C satisfy a specific relationship
  • Cr, Mo, W, Si, C, Mn, Cu, Ni, N satisfy a specific relationship
  • Mo, W satisfy a specific relationship.
  • a steel pipe having a composition containing the same and a structure containing a martensite phase as a base phase and a ferrite phase containing 10 to 50% by volume is obtained.
  • Patent Document 3 describes a high-strength stainless steel pipe excellent in resistance to sulfide stress cracking and high-temperature carbon dioxide gas corrosion.
  • C 0.05% or less
  • Si 1.0% or less
  • P 0.05% or less
  • S less than 0.002%
  • Cr more than 16% and 18% or less
  • Mo 2 Over 3%
  • Cu 1 to 3.5%
  • Ni 3% or more and less than 5%
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Mn 1% or less
  • N 0.05% or less
  • Mn and N Is contained so as to satisfy a specific relationship
  • a martensite phase is mainly used, and a ferrite phase having a volume ratio of 10 to 40% and a residual austenite ( ⁇ ) phase having a volume ratio of 10% or less are included.
  • the steel pipe has a structure including.
  • the yield strength is 758 MPa (110 ksi) or higher, and it has sufficient corrosion resistance even in a high-temperature carbon dioxide environment of 200 ° C. Sufficient sulfide stress even when the environmental gas temperature is lowered. It is supposed to be a high-strength stainless steel pipe with cracking resistance and excellent corrosion resistance.
  • Patent Document 4 describes a stainless steel pipe for oil wells.
  • C 0.05% or less
  • Si 0.5% or less
  • Mn 0.01 to 0.5%
  • P 0.04% or less
  • S 0.01% or less
  • Cr more than 16.0
  • Mo 1.6 to 4.0%
  • Cu 1.5 to 3.0%
  • Al 0.001 to 0.10%
  • N 0.050% or less
  • Cr Cu, Ni and Mo specified
  • the composition includes a composition in which (C + N), Mn, Ni, Cu and (Cr + Mo) satisfy a specific relationship, a martensite phase and a ferrite phase having a volume ratio of 10 to 40%, and a surface.
  • the stainless steel pipe for oil wells has excellent corrosion resistance in a high temperature environment of 150 to 250 ° C. and excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking at room temperature.
  • Patent Document 5 describes a high-strength stainless steel pipe for oil wells having high toughness and excellent corrosion resistance.
  • C 0.04% or less
  • Si 0.50% or less
  • Mn 0.20 to 1.80%
  • P 0.03% or less
  • S 0.005% or less
  • Cr 15.5 to 17.5
  • V 0.20% or less
  • Mo 1.5 to 3.5%
  • W 0.50 to 3.0%
  • Al 0.05% or less
  • N 0.15% or less
  • Cr, Mo, W and C satisfy a specific relationship, Cr, Mo, W, Si, C, Mn, Cu, Ni and N, and Mo and W satisfy a specific relationship, respectively
  • a steel pipe having a composition containing the largest crystal grain and having a structure in which the distance between any two points in the grain is 200 ⁇ m or less.
  • the steel pipe has high strength exceeding yield strength: 654 MPa (95 ksi), excellent toughness, and sufficient corrosion resistance in a hot corrosive environment of 170 ° C. or higher containing CO 2 , Cl ⁇ , and H 2 S. Is going to show.
  • Patent Document 6 describes a high-strength martensitic stainless steel seamless steel pipe for oil wells.
  • C 0.01% or less
  • Si 0.5% or less
  • Mn 0.1 to 2.0%
  • P 0.03% or less
  • S 0.005% or less
  • Cr more than 15.5, 17.5% by mass %: Ni: 2.5-5.5%
  • Mo 1.8-3.5%
  • Cu 0.3-3.5%
  • V 0.20% or less
  • Al 0.05% or less
  • N 0.06% or less
  • the seamless steel pipe has a structure including a ferrite phase of 15% or more by volume or a residual austenite phase of 25% or less, and the balance being a tempered martensite phase.
  • a composition containing W: 0.25 to 2.0% and / or Nb: 0.20% or less may be used.
  • Patent Document 7 describes a stainless steel pipe for oil wells.
  • C 0.05% or less
  • Si 1.0% or less
  • Mn 0.01 to 1.0%
  • P 0.05% or less
  • S less than 0.002%
  • Cr 16 to 18 by mass% %
  • Mo 1.8-3%
  • Cu 1.0-3.5%
  • Co 0.01-1.0%
  • Al 0.001-0.1%
  • O 0.05% or less
  • N 0.05% or less Cr
  • Ni, Mo, and Cu satisfy a specific relationship
  • the ferrite phase is 10% or more and less than 60% by volume, 10% or less of retained austenite phase, and 40% or more of martensite.
  • the stainless steel pipe has a structure containing a site phase. As a result, it is said that a stainless steel pipe for oil wells that can stably obtain high strength of yield strength: 758 MPa or more and excellent high temperature corrosion resistance can be obtained.
  • the yield strength for oil well pipes is 862 MPa (125 ksi) or higher, and at a high temperature of 200 ° C or higher.
  • it has excellent carbon dioxide corrosion resistance, excellent sulfide stress corrosion cracking resistance, and excellent sulfide stress cracking resistance even in severe corrosive environments including CO 2 and Cl ⁇ and H 2 S.
  • it has been demanded to maintain excellent corrosion resistance.
  • the present invention solves such a problem of the prior art, and yield strength: high strength of 862 MPa or more, excellent low temperature toughness and excellent corrosion resistance even when the wall thickness is large.
  • An object of the present invention is to provide a steelless pipe and a method for producing the same.
  • the wall thickness is large here refers to the case where the wall thickness is 25.4 mm or more.
  • excellent low temperature toughness here refers to a case where the absorbed energy vE ⁇ 10 at a test temperature: ⁇ 10 ° C. in a Charpy impact test is 40 J or more.
  • excellent corrosion resistance refers to a case where “excellent carbon dioxide corrosion resistance”, “excellent sulfide stress corrosion cracking resistance” and “excellent sulfide stress cracking resistance”. Shall.
  • excellent carbon dioxide corrosion resistance here means that the test solution kept in the autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 200 ° C., 30 atmospheres CO 2 gas atmosphere) When the piece is immersed and the immersion time is 336 hours, the corrosion rate is 0.125 mm / y or less.
  • excellent sulfide stress corrosion cracking resistance refers to a test solution retained in an autoclave: 20% by mass NaCl aqueous solution (liquid temperature: 100 ° C., 30 atm CO 2 gas, 0.1 atm H 2 S atmosphere), the test piece was immersed in an aqueous solution adjusted to pH: 3.3 by adding acetic acid + sodium acetate, the immersion time was set to 720 hours, and 100% of the yield stress was applied as the applied stress. The case where cracks do not occur in the later test piece shall be said.
  • excellent sulfide stress cracking resistance refers to a test solution retained in an autoclave: 20% by mass NaCl aqueous solution (liquid temperature: 25 ° C., 0.9 atm CO 2 gas, 0.1 atm H 2 2 S atmosphere), the test piece was immersed in an aqueous solution adjusted to pH 3.5 by adding acetic acid + sodium acetate, the immersion time was 720 hours, and 90% of the yield stress was applied as the load stress. The case where no cracks occur in the test piece.
  • the present invention has been completed based on such knowledge and further investigation. That is, the gist of the present invention is as follows.
  • Nb, Ta, C, N and Cu are the contents (mass%) of each element, and elements not contained are zero.
  • a method for producing a high-strength stainless steel seamless steel pipe for oil wells according to any one of [1] to [4],
  • the steel pipe material is heated at a temperature in the range of 1100 to 1350 ° C and subjected to hot working to form a seamless steel pipe with a predetermined shape.
  • the seamless steel pipe is reheated to a temperature in the range of 850 to 1150 ° C, and subjected to a quenching treatment that cools the surface temperature to a cooling stop temperature of 50 ° C or less and over 0 ° C at a cooling rate higher than air cooling.
  • a method for producing high-strength stainless steel seamless pipes for oil wells that is tempered by heating to a tempering temperature in the range of 500 to 650 ° C.
  • a high-strength stainless steel seamless steel pipe having excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking and excellent resistance to sulfide stress cracking and excellent corrosion resistance can be produced.
  • the seamless steel pipe of the present invention is in mass%, C: 0.05% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 0.1 to 0.5%, P: 0.05% or less, S: less than 0.005%, Cr: more than 15.0%, 19.0% Mo: 2.0% to 3.0%, Cu: 0.3 to 3.5%, Ni: 3.0% to less than 5.0%, W: 0.1 to 3.0%, Nb: 0.07 to 0.5%, V: 0.01 to 0.5%, Al: 0.001 to 0.1%, N: 0.010 to 0.100%, O: 0.01% or less, and Nb, Ta, C, N, and Cu satisfy the following formula (1), and the balance is Fe and inevitable impurities Stainless steel joint for oil wells having a composition and having a structure comprising a tempered martensite phase of 45% or more, a ferrite phase of 20 to 40%, and a residual austenite phase of more than 10% and 25% or less by volume. It is a steelless pipe.
  • Nb, Ta, C, N and Cu are the contents (mass%) of each element, and are zero when not contained.
  • C 0.05% or less C is an important element that increases the strength of martensitic stainless steel. In the present invention, it is desirable to contain 0.010% or more of C in order to ensure a desired high strength. On the other hand, if the C content exceeds 0.05%, the corrosion resistance decreases. Therefore, the C content is 0.05% or less. Preferably, the C content is 0.015% or more. Preferably, the C content is 0.04% or less.
  • Si 1.0% or less
  • Si is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.005% or more of Si.
  • Si content shall be 1.0% or less.
  • the Si content is 0.1% or more.
  • the Si content is 0.6% or less.
  • Mn 0.1-0.5%
  • Mn is an element that increases the strength of martensitic stainless steel, and needs to contain 0.1% or more of Mn in order to ensure a desired strength.
  • the Mn content exceeds 0.5%, the toughness decreases. Therefore, the Mn content is 0.1 to 0.5%.
  • the Mn content is 0.4% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that lowers corrosion resistance such as carbon dioxide corrosion resistance and sulfide stress cracking resistance, and is preferably reduced as much as possible in the present invention, but 0.05% or less is acceptable. Therefore, the P content is 0.05% or less. Preferably, the P content is 0.02% or less.
  • S Less than 0.005% S is an element that significantly reduces hot workability and hinders stable operation of the hot pipe making process, and is preferably reduced as much as possible, but if less than 0.005%, Pipe production becomes possible. For this reason, the S content is less than 0.005%. Preferably, the S content is 0.001% or less.
  • Cr 15.0% to 19.0% or less
  • Cr is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance by forming a protective film on the surface of the steel pipe. If the Cr content is 15.0% or less, the desired corrosion resistance cannot be ensured. For this reason, the content of Cr exceeding 15.0% is required. On the other hand, if the Cr content exceeds 19.0%, the ferrite fraction becomes too high and the desired strength cannot be ensured. For this reason, Cr content shall be made over 15.0% and 19.0% or less. Preferably, the Cr content is 16.0% or more. Preferably, the Cr content is 18.0% or less.
  • Mo 2.0% greater than 3.0% or less
  • Mo is a protective coating of the steel pipe surface is stabilized, Cl - and low pH increases the resistance to pitting, sulfide stress cracking resistance and sulfide stress corrosion cracking It is an element that enhances the properties. In order to acquire such an effect, it is necessary to contain Mo exceeding 2.0%.
  • Mo is an expensive element, and the inclusion of Mo in excess of 3.0% leads to a rise in material cost and a decrease in toughness and resistance to sulfide stress corrosion cracking. For this reason, Mo content shall be 2.0% over and 3.0% or less.
  • the Mo content is 2.2% or more.
  • the Mo content is less than 2.8%. More preferably, the Mo content is 2.7% or less.
  • Cu 0.3-3.5%
  • Cu increases the retained austenite and contributes to the improvement of the yield strength YS by forming precipitates, so is a very important element that can obtain high strength without reducing the low temperature toughness. It also has the effect of strengthening the protective coating on the surface of the steel pipe to suppress hydrogen intrusion into the steel and enhancing the resistance to sulfide stress cracking and the resistance to sulfide stress corrosion cracking. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.3% or more of Cu. On the other hand, the inclusion of Cu exceeding 3.5% causes grain boundary precipitation of CuS and reduces hot workability. Therefore, the Cu content is set to 0.3 to 3.5%. Preferably, the Cu content is 0.5% or more. Preferably, the Cu content is 1.0% or more. Preferably, the Cu content is 3.0% or less.
  • Ni 3.0% or more and less than 5.0%
  • Ni is an element that contributes to improving the corrosion resistance by strengthening the protective film on the surface of the steel pipe. Ni also increases the strength of the steel by solid solution strengthening. Such an effect becomes remarkable when the Ni content is 3.0% or more.
  • the Ni content of 5.0% or more decreases the stability of the martensite phase and decreases the strength. For this reason, Ni content shall be 3.0% or more and less than 5.0%.
  • the Ni content is 3.5% or more.
  • the Ni content is 4.5% or less.
  • W 0.1-3.0% W is an important element that contributes to improving the strength of the steel and stabilizes the protective coating on the surface of the steel pipe, thereby improving the resistance to sulfide stress cracking and the resistance to sulfide stress corrosion cracking.
  • W in combination with Mo, the resistance to sulfide stress cracking is particularly improved.
  • it is necessary to contain 0.1% or more of W.
  • the content of W exceeding 3.0% reduces toughness. Therefore, the W content is 0.1 to 3.0%.
  • the W content is 0.5% or more.
  • the W content is 0.8% or more.
  • the W content is 2.0% or less.
  • Nb 0.07 to 0.5%
  • Nb combines with C and N and precipitates as Nb carbonitride (Nb precipitate), contributing to the improvement of yield strength YS, and is an important element in the present invention.
  • Nb precipitate Nb carbonitride
  • the Nb content is 0.07 to 0.5%.
  • the Nb content is 0.07 to 0.2%.
  • V 0.01 to 0.5%
  • V is an element that contributes to improving the yield strength YS in addition to contributing to improvement in strength as a solid solution, and binding to C and N and precipitating as V carbonitride (V precipitate).
  • V vanadium silicate
  • the V content is set to 0.01 to 0.5%.
  • the V content is 0.02% or more.
  • the V content is 0.1% or less.
  • Al 0.001 to 0.1%
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. In order to obtain such an effect, it is necessary to contain 0.001% or more of Al. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, the amount of oxide increases, the cleanliness decreases, and the toughness decreases. Therefore, the Al content is set to 0.001 to 0.1%.
  • Al is 0.01% or more.
  • the Al content is 0.02% or more.
  • the Al content is 0.07% or less.
  • N 0.010 to 0.100%
  • N is an element that improves pitting corrosion resistance. In order to acquire such an effect, N is contained 0.010% or more. On the other hand, when N is contained exceeding 0.100%, nitride is formed and toughness is reduced. Therefore, the N content is 0.010 to 0.100%. Preferably, the N content is 0.02% or more. Preferably, the N content is 0.06% or less.
  • O 0.01% or less
  • O oxygen
  • the O content is 0.01% or less.
  • Nb, Ta, C, N and Cu are contained in the above-described range, and the following (1) formula 5.1 ⁇ ⁇ (Nb + 0.5Ta) ⁇ 10 ⁇ 2.2 /(C+1.2N) ⁇ +Cu ⁇ 1.0 (1)
  • Nb, Ta, C, N and Cu are the contents (mass%) of each element, and elements not contained are zero).
  • the left side value of the formula (1) is less than 1.0, the amount of Cu precipitates, Nb precipitates and Ta precipitates is small, and the precipitation strengthening is insufficient, and the desired strength cannot be ensured as shown in FIG.
  • the left side value of (1) Formula may be 1.0 or more.
  • the value on the left side of the formula (1) is calculated with the element as zero.
  • the left side value of the formula (1) is 2.0 or more.
  • the balance other than the above components is composed of Fe and inevitable impurities.
  • selective elements Ti: 0.3% or less, B: 0.0050% or less, Zr: 0.2% or less, Co: 1.0% or less and Ta: 0.1% or less, 1 type (s) or 2 or more types selected from among them can be contained.
  • 1 type or 2 types chosen from Ca: 0.0050% or less and REM: 0.01% or less can also be contained.
  • the selective element one or two selected from Mg: 0.01% or less and Sn: 0.2% or less can be selected and contained.
  • Ti: 0.3% or less, B: 0.0050% or less, Zr: 0.2% or less, Co: 1.0% or less and Ta: 0.1% or less selected from Ti, B, Zr, Co and Ti Ta is an element that increases the strength, and can be selected as necessary and contained in one or more kinds.
  • Ti, B, Zr, Co, and Ta have the effect of improving the resistance to sulfide stress cracking in addition to the effects described above.
  • Ta is an element that brings about the same effect as Nb, and a part of Nb can be replaced with Ta. In order to obtain such an effect, it is desirable to contain Ti: 0.01%, B: 0.0001% or more, Zr: 0.01% or more, Co: 0.01% or more, and Ta: 0.01% or more.
  • Ca 0.0050% or less
  • REM 0.01% or less
  • Both Ca and REM contribute to the improvement of resistance to sulfide stress corrosion cracking through the control of sulfide morphology. It can contain 1 type or 2 types as needed. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain Ca: 0.0001% or more and REM: 0.001% or more. On the other hand, even if Ca: 0.0050% and REM: 0.01% are contained in excess, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Ca: 0.0050% or less and REM: 0.01% or less, respectively.
  • Mg and Sn are elements that improve corrosion resistance, and select one or two as required. Can be contained. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain Mg: 0.002% or more and Sn: 0.01% or more. On the other hand, even if the Mg content exceeds 0.01% and Sn content exceeds 0.2%, the effect is saturated and an effect commensurate with the content cannot be expected. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to Mg: 0.01% or less and Sn: 0.2% or less, respectively.
  • the seamless steel pipe of the present invention has the above-described composition and has a volume ratio of 45% or more tempered martensite phase as the main phase, 20 to 40% ferrite phase, and 10% to 25% residual. It has a structure composed of an austenite phase.
  • the tempered martensite phase is the main phase in order to ensure the desired strength.
  • at least 20% or more of the ferrite phase is precipitated as the second phase by volume ratio.
  • the ferrite phase is precipitated by 20% or more by volume ratio.
  • the progress of sulfide stress corrosion cracking and sulfide stress cracking can be suppressed, and desired corrosion resistance can be ensured.
  • the ferrite phase is 20 to 40% by volume.
  • an austenite phase (residual austenite phase) is precipitated in addition to the ferrite phase as the second phase. Due to the presence of residual austenite phase, ductility and toughness are improved. In order to obtain the effect of improving the ductility and toughness while ensuring the desired strength, the residual austenite phase is precipitated at a volume ratio exceeding 10%. On the other hand, the precipitation of a large amount of austenite phase exceeding 25% by volume cannot secure the desired strength. For this reason, a residual austenite phase shall be 25% or less by volume ratio. Preferably, the retained austenite is more than 10% and 20% or less by volume.
  • a tissue observation test piece was measured with a Villera reagent (a reagent in which picric acid, hydrochloric acid and ethanol were mixed at a ratio of 2 g, 10 ml and 100 ml, respectively).
  • the structure is corroded and the structure is imaged with a scanning electron microscope (magnification: 1000 times), and the structure fraction (volume%) of the ferrite phase is calculated using an image analyzer.
  • the X-ray diffraction test piece is ground and polished so that the cross section (C cross section) perpendicular to the tube axis direction becomes the measurement surface, and the amount of retained austenite ( ⁇ ) is measured using the X-ray diffraction method. .
  • the fraction of the tempered martensite phase is the remainder other than the ferrite phase and the residual ⁇ phase.
  • the structure of the seamless steel pipe of the present invention can be adjusted by heat treatment (quenching treatment and tempering treatment) under specific conditions described later.
  • the structure is a tempered martensite phase having a volume ratio of 45% or more, 20 to 40
  • the desired strength can be obtained by adjusting so as to be composed of 10% ferrite phase and 10% to 25% residual austenite phase.
  • the starting material (steel pipe material) is heated at a temperature in the range of 1100 to 1350 ° C. and subjected to hot working to form a seamless steel pipe having a predetermined shape.
  • a tempering process is performed to produce seamless steel pipes for oil wells.
  • the starting material is a steel pipe material having the above composition.
  • the production method of the starting material is not particularly limited, and any of the generally known methods for producing a steel pipe material can be applied, but the molten steel having the above composition is melted by a conventional melting method such as a converter, It is preferable to use a slab (steel material) such as a billet by a normal casting method such as a continuous casting method. Needless to say, the present invention is not limited to this. There is no problem even if the slab is further subjected to hot rolling to use a steel slab having a desired dimensional shape as a steel pipe material.
  • the heating temperature is in the range of 1100-1350 ° C.
  • the heating temperature is less than 1100 ° C, the hot workability is lowered and soot is frequently generated during pipe making.
  • the heating temperature exceeds 1350 ° C. and becomes a high temperature, the crystal grains become coarse and the low temperature toughness decreases. For this reason, the heating temperature in the heating step is set to a temperature in the range of 1100 to 1350 ° C.
  • the heated steel pipe material is subjected to hot working in a hot pipe making process to be a seamless steel pipe having a predetermined shape.
  • the hot pipe forming process is preferably a normal Mannesmann-plug mill type or Mannesmann-mandrel mill type hot pipe forming process, but there is no problem even if it is a seamless steel pipe by hot extrusion by a press method. .
  • cooling treatment may be performed.
  • the cooling process need not be particularly limited. If it is the composition range of this invention, the structure
  • a heat treatment including a quenching process and a tempering process is further performed.
  • the quenching process is a process of reheating to a temperature in the range of heating temperature: 850 to 1150 ° C and then cooling to a cooling stop temperature at a surface temperature of 50 ° C or less and exceeding 0 ° C at a cooling rate higher than air cooling. If the heating temperature is less than 850 ° C., the reverse transformation from martensite to austenite does not occur, and the transformation from austenite to martensite does not occur during cooling, and the desired strength cannot be ensured. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1150 ° C., the crystal grains become coarse. For this reason, the heating temperature in the quenching process is set to a temperature in the range of 850 to 1150 ° C. Preferably, the heating temperature of the quenching process is 900 ° C. or higher. Preferably, the heating temperature of the quenching process is 1000 ° C. or less.
  • the cooling stop temperature for cooling in the quenching process is set to 50 ° C. or less and over 0 ° C.
  • cooling rate over air cooling is 0.01 ° C./s or more.
  • the soaking time is preferably 5 to 30 minutes in order to make the temperature uniform in the thickness direction and prevent the material from changing.
  • the tempering process is a process of heating a tempering temperature of 500 to 650 ° C. to the seamless steel pipe subjected to the quenching process. Moreover, it can cool naturally after this heating. If the tempering temperature is less than 500 ° C., the desired tempering effect cannot be expected because the temperature is too low. On the other hand, when the tempering temperature is higher than 650 ° C., an as-quenched martensite phase is generated, and desired high strength, high toughness, and excellent corrosion resistance cannot be achieved. Therefore, the tempering temperature is in the range of 500 to 650 ° C. Preferably, the tempering temperature is 520 ° C. or higher. Preferably, the tempering temperature is 630 ° C. or lower.
  • the holding time is preferably 5 to 90 minutes in order to make the temperature uniform in the thickness direction and prevent the material from changing.
  • the structure of the seamless steel pipe becomes a structure composed of a tempered martensite phase as a main phase and a ferrite phase and a retained austenite phase.
  • it can be set as the high strength stainless steel seamless steel pipe for oil wells which has desired intensity
  • the yield strength YS of the high-strength stainless steel seamless pipe for oil wells obtained by the present invention is 862 MPa or more, and it has excellent low temperature toughness and excellent corrosion resistance.
  • the yield strength YS is 1034 MPa or less.
  • Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and cast into billets (slab: steel pipe material) by a continuous casting method.
  • the obtained steel pipe material (slab) was subjected to heat treatment to be heated to 1250 ° C.
  • the heated steel pipe material was then hot-worked using a seamless rolling mill to obtain a seamless steel pipe (outer diameter 297 mm ⁇ ⁇ thickness 34 mm) and air-cooled to room temperature (25 ° C.).
  • test material was cut out from the obtained seamless steel pipe, and after reheating to the quenching heating temperature shown in Table 2, the test material was cooled to water and heated to the tempering temperature shown in Table 2, A tempering treatment for air cooling (cooling) was performed.
  • the cooling rate with water cooling during the quenching treatment was 11 ° C./s
  • the cooling rate with air cooling (cooling) during the tempering treatment was 0.04 ° C./s.
  • test material shock-treated steel pipe
  • structure observation tensile test
  • impact test impact test
  • corrosion resistance test The test method was as follows.
  • a test piece for structure observation was collected from the obtained heat-treated test material so that the cross section in the tube axis direction was an observation surface.
  • the obtained specimen for tissue observation was corroded with Virella reagent (a reagent in which picric acid, hydrochloric acid and ethanol were mixed at a ratio of 2 g, 10 ml and 100 ml, respectively), and the tissue was imaged with a scanning electron microscope (magnification: 1000 times). And the structure fraction (volume%) of the ferrite phase was computed using the image-analysis apparatus.
  • Virella reagent a reagent in which picric acid, hydrochloric acid and ethanol were mixed at a ratio of 2 g, 10 ml and 100 ml, respectively
  • an X-ray diffraction test piece is taken from the heat-treated test material obtained, ground and polished so that a cross section (C cross section) orthogonal to the tube axis direction becomes a measurement surface, and an X-ray diffraction method is performed. The amount of retained austenite ( ⁇ ) was measured.
  • the fraction of the tempered martensite phase is the remainder other than the ferrite phase and the residual ⁇ phase.
  • Tensile test API American Petroleum Institute
  • arc-shaped tensile test specimens are collected from the obtained heat-treated test material so that the tube axis direction is the tensile direction, and a tensile test is performed in accordance with the API regulations.
  • the tensile properties (yield strength YS, tensile strength TS) were determined. Those with a yield strength YS of 862 MPa or more were accepted as high strength, and those with yield strength less than 862 MPa were rejected.
  • Corrosion resistance test A corrosion test piece having a thickness of 3 mm, a width of 30 mm and a length of 40 mm was produced from the obtained heat-treated test material by machining, a corrosion test was performed, and the carbon dioxide gas corrosion resistance was evaluated.
  • the corrosion test is performed by immersing the above-mentioned corrosion test piece in a test solution held in an autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 200 ° C., CO 2 gas atmosphere of 30 atm) for an immersion period of 14 days ( 336 hours). About the test piece after a test, the weight was measured and the corrosion rate calculated from the weight loss before and behind a corrosion test was calculated
  • the presence or absence of pitting corrosion on the surface of the test piece was observed using a magnifying glass with a magnification of 10 times for the test piece after the corrosion test.
  • the presence of pitting means the case where the diameter is 0.2 mm or more. Those without pitting corrosion were accepted, and those with pitting corrosion were rejected.
  • a round bar-shaped test piece (diameter: 6.4 mm ⁇ ) was produced from the obtained specimen material according to NACE (National Association of Corrosion and Engineering) (TM0177) Method A, and then subjected to sulfide stress cracking resistance. The test (SSC (Sulfide Stress Cracking) test) was conducted.
  • acetic acid + Na acetate was added to a test solution held in an autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 100 ° C., H 2 S: 0.1 atm, CO 2 : 30 atm atmosphere)
  • the test piece was immersed in an aqueous solution adjusted to pH: 3.3, the immersion period was set to 720 hours, and 100% of the yield stress was applied as the applied stress.
  • the presence or absence of a crack was observed. Those without cracks were accepted and those with cracks were rejected.
  • the SSC resistance test was carried out by adding acetic acid + Na acetate to the test solution retained in the autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 25 ° C., H 2 S: 0.1 atm, CO 2 : 0.9 atm).
  • the test piece was immersed in an aqueous solution adjusted to pH: 3.5, the immersion period was set to 720 hours, and 90% of the yield stress was applied as the applied stress.
  • the test piece after the test was observed for cracks. Those without cracks were accepted and those with cracks were rejected.
  • FIG. 1 shows the results of Table 3 in relation to the formula (1) and the yield strength YS.
  • the structure is not in the range of tempered martensite phase: 45% or more, ferrite phase: 20-40%, and residual austenite phase: more than 10% and 25% or less, the figure shows Excluded.
  • the yield strength YS 862 MPa or more can be achieved while maintaining the low temperature toughness with the residual ⁇ amount exceeding 10%.
  • Formula (1) is expressed by the following formula.
  • Nb, Ta, C, N and Cu are the contents (mass%) of each element, and elements not contained are zero.
  • the yield strength YS high strength of 862 MPa or more
  • the absorbed energy at ⁇ 10 ° C . high toughness of 40 J or more
  • the corrosion resistance in a high temperature corrosive environment of 200 ° C. containing CO 2 and Cl 2 For oil wells that have excellent (carbon dioxide corrosion resistance), no cracking (SSC, SCC) in an environment containing H 2 S, and excellent sulfide stress cracking resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance It is a high-strength stainless steel seamless steel pipe.
  • steel pipe No. 24 (steel No. X) does not contain W, sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) and sulfide resistance. Corrosion cracking resistance (SCC resistance) was rejected. Furthermore, the volume ratio of the retained austenite phase was 10% or less, and the toughness was unacceptable.
  • Steel pipe No. 25 (steel No. Y) did not contain W and Nb, the left side value of formula (1) was less than 1.0, and the strength was not acceptable. Moreover, it did not contain W, and sulfide stress corrosion cracking resistance (SSC resistance) and sulfide corrosion cracking resistance (SCC resistance) were rejected. Furthermore, the volume ratio of the retained austenite phase was 10% or less, and the toughness was unacceptable.
  • Steel pipe No. 26 (steel No. Z) had a left side value of formula (1) of less than 1.0, and a desired strength could not be obtained.
  • Steel pipe No. 27 (steel No. AA) had an Nb content of less than 0.07% by mass and a left-side value of formula (1) of less than 1.0, and the desired strength could not be obtained.
  • Steel pipe No. 28 (steel No. AB) had an Nb content of less than 0.07% by mass, and the left side value of formula (1) was less than 1.0, and the desired strength could not be obtained. Furthermore, the volume fraction of the ferrite phase was less than 20%, and the sulfide stress cracking resistance (SSC resistance) and sulfide stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) were rejected.
  • SSC resistance sulfide stress cracking resistance
  • SCC resistance sulfide stress corrosion cracking resistance
  • Steel pipe No. 29 (steel No. AC) has a Cr content of over 19.0 mass%, a tempered martensite phase volume ratio of less than 45%, and a ferrite phase volume ratio of over 40%.
  • the desired strength could not be obtained.
  • the Mo content was 2.0% by mass or less, and the carbon dioxide gas corrosion resistance, sulfide stress crack resistance (SSC resistance) and sulfide stress corrosion crack resistance (SCC resistance) were rejected.
  • Steel pipe No. 30 (steel No. AD) has a Cr content of 15.0% by mass or less, a Cu content of over 3.5% by mass, a volume ratio of residual austenite phase of 10% or less, toughness and resistance Carbon dioxide corrosivity was unacceptable.
  • Steel pipe No. 31 (steel No. AE) has a Ni content of 5.0% by mass or more, a volume ratio of the tempered martensite phase of less than 45%, and a volume ratio of the retained austenite phase of more than 25%. The desired strength could not be obtained.
  • Steel pipe No. 32 (steel No. AF) has a Mo content of 2.0% by mass or less, a Cu content of less than 0.3% by mass, a Ni content of less than 3.0% by mass, and a volume of residual austenite phase. The rate was 10% or less, and toughness, carbon dioxide corrosion resistance, sulfide stress cracking resistance (SSC resistance) and sulfide stress corrosion cracking resistance (SCC resistance) were rejected.
  • SSC resistance sulfide stress cracking resistance
  • SCC resistance sulfide stress corrosion cracking resistance
  • Steel pipe No. 33 (steel No. M) had a volume ratio of residual austenite phase of 10% or less and failed toughness.
  • Steel pipe No. 34 (steel No. AG) has a Cu content of less than 0.3% by mass, and does not obtain the desired strength. Sulfide stress crack resistance (SSC resistance) and sulfide stress corrosion crack resistance (SCC resistance) was rejected.
  • SSC resistance Sulfide stress crack resistance
  • SCC resistance sulfide stress corrosion crack resistance
  • Steel pipe No. 35 (steel No. AH) had an Nb content of less than 0.07% by mass, and a desired strength could not be obtained.
  • Steel pipe No. 36 (steel No. AI) had a value on the left side of formula (1) of less than 1.0, and the desired strength could not be obtained.

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Abstract

肉厚が大きくても、高強度、優れた低温靭性、優れた耐食性を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管を提供する。　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3.0％以下、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％以下を含有し、Nb、Ta、C、N、Cuが特定式を満足し、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からなる組織を有するようにする。

Description

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
　本発明は、原油あるいは天然ガスの油井およびガス井（以下、単に油井と称する）等に用いて好適な、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、ガス田では、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およびCl－、さらには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、高強度でかつ優れた耐食性を有することが要求される。
　従来、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。
　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、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。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、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鋼管とする。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、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。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：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、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：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、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。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、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鋼管とする。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。
　また、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、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、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：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WO 2010/050519号 国際公開WO 2010/134498号 特開2010－209402号公報 特開2012－149317号公報 国際公開WO 2013/146046号
　しかし、最近、厳しい腐食環境の油田およびガス田等の開発に伴い、油井用鋼管に対しては、降伏強さ：862MPa（125ksi）以上という高強度を有し、さらに200℃以上という高温で、かつCO２およびCl－、さらにはH２S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、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とを兼ね備えた、優れた耐食性を保持することが要望されるようになっている。
　特許文献１～７に記載された技術では、優れた耐食性を確保するために、Cr以外にも合金元素を多量に含有させており、残留オーステナイトを含む組織を示すことになる。そのため、特許文献１～７に記載された技術で、降伏強さ：862MPa（125ksi）以上という高強度を確保するためには、残留オーステナイトを低減する必要がある。しかし、従来技術を利用し、残留オーステナイトを低減して高強度化を図る方法では、肉厚が厚い材料を製造する場合には、十分な圧下率を確保できないため、組織が粗大になり、所望の優れた低温靭性が得られないという問題があった。
　本発明は、このような従来技術の問題を解決し、肉厚が大きくても降伏強さ：862MPa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「肉厚が大きい」とは、肉厚：25.4mm以上の場合をいうものとする。
　また、ここでいう「優れた低温靭性」とは、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以上である場合をいうものとする。また、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。
　そして、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0.125mm/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強度と靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、残留オーステナイト量を低減することなく、降伏強さYS：862MPa以上の高強度を維持するために、Cu析出物および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、次（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。
　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3.0％以下、　　　　　  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
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、降伏強さYS：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、B：0.0050％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種又は２種以上を含有する前記［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種又は２種を含有する前記［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％以下のうちから選ばれた１種又は２種を含有する前記［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］前記［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、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、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、油井用として、肉厚が25.4mm以上であっても、降伏強さYS：862MPa以上の高強度と、試験温度：－10℃でのシャルピー衝撃試験吸収エネルギーvＥ－10が40（Ｊ）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。
（1）式の値と降伏強さYSの関係を示すグラフである。
　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3.0％以下、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、通常工程の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。好ましくは、S含有量は0.001％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3.0％以下
　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、3.0％を超えるMoの含有は、材料コストの高騰を招くとともに、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性の低下を招く。このため、Mo含有量は2.0％超え3.0％以下とする。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2.8％未満である。さらに好ましくは、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YS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YS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、固溶として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YS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0.02％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。
　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、かつ次（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、図１に示すように、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、B：0.0050％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。また、選択元素としては、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種を含有することもできる。さらに、選択元素としては、Mg：0.01％以下およびSn：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種を選択して含有することもできる。
　Ti：0.3％以下、B：0.0050％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、B、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種以上、含有することができる。Ti、B、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％、B：0.0001％以上、Zr：0.01％以上、Co：0.01％以上およびTa：0.01％以上、それぞれ含有することが望ましい。一方、Ti：0.3％、B：0.0050％、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、B：0.0050％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％以下およびSn：0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種
　MgおよびSn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％以上およびSn：0.01％以上、それぞれ含有することが望ましい。一方、Mg：0.01％およびSn：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、含有する場合には、Mg：0.01％以下およびSn：0.2％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、焼戻しマルテンサイト相の分率は、フェライト相および残留γ相以外の残部とする。
　ここで、本発明の継目無鋼管の上記の組織は、後述の特定条件の熱処理（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、本発明の継目無鋼管では、上記の式（１）を満たしつつ特定の成分組成とし、組織は、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、からなるように調整することにより、所望の強度が得られる。
　次に、本発明の継目無鋼管の好ましい製造方法について説明する。
　本発明では、出発素材（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、熱間加工後に、継目無鋼管に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℃超えとなる温度まで冷却する焼入れ処理を施し、500～650℃の範囲の温度に加熱する焼戻処理を施して油井用継目無鋼管を製造する。
　本発明では、出発素材は、上記した組成を有する鋼管素材とする。
　出発素材の製造方法は、とくに限定する必要はなく、通常公知の鋼管素材の製造方法がいずれも適用できるが、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、連続鋳造法等の通常の鋳造方法等でビレット等の鋳片（鋼素材）とすることが好ましい。なお、これに限定されないことは言うまでもない。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もなんら問題はない。
　ついで、これら鋼管素材に、加熱を施す。
　加熱工程では、加熱温度は1100～1350℃の範囲の温度とする。加熱温度が1100℃未満では、熱間加工性が低下し、造管時に疵が多発する。一方、加熱温度が1350℃を超えて高温となると、結晶粒が粗大化し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。
　ついで、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、常用の、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が、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管としてもなんら問題はない。また、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、とくにその条件を規定する必要はなく、常用の製造条件がいずれも適用可能である。
　熱間造管工程後には、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YS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YS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（鋳片：鋼管素材）に鋳造した。得られた鋼管素材（鋳片）に、1250℃に加熱する加熱処理を施した。
　加熱された鋼管素材に、ついで、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297mmφ×肉厚34mm）とし、室温（25℃）まで空冷した。
　ついで、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に示す焼入れ加熱温度に再加熱したのち、水冷する焼入れ処理と、表２に示す焼戻温度に加熱したのち、空冷（放冷）する焼戻処理と、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、焼戻し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。
　（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、－10℃とし、－10℃における吸収エネルギーvＥ－10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。－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、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。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0.125mm/y以下のものを合格とし、0.125mm/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(National Association of Corrosion and Engineerings) 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、耐硫化物応力割れ試験（耐SSC(Sulfide Stress Cracking)試験）を実施した。
　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。
　また、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。
　得られた結果を表３に示す。図１に表３の結果を式（１）と降伏強さYSの関係で示す。ただし、組織において、体積率で、焼戻マルテンサイト相：45％以上、フェライト相：20～40％、および残留オーステナイト相：10％超え25％以下の範囲にない場合には、この図からは除外してある。式（１）を所定の値以上とすることで、残留γ量を10％超にして良好な低温靭性を保持したまま、降伏強さYS:862MPa以上の高強度を達成できる。なお、式（１）は、以下の式で表される。
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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　本発明例はいずれも、降伏強さYS：862MPa以上の高強度と、－10℃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.24（鋼Ｎｏ．Ｘ）は、Wを含有しておらず、耐硫化物応力腐食割れ性（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。さらに、残留オーステナイト相の体積率が10％以下であり、靭性が不合格であった。
　鋼管No.25（鋼Ｎｏ．Ｙ）は、WとNbを含有しておらず、式(1)の左辺値が1.0未満であり、強度が不合格であった。また、Wを含有しておらず、硫化物応力腐食割れ性（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。さらに、残留オーステナイト相の体積率が10％以下であり、靭性が不合格であった。
　鋼管No.26（鋼Ｎｏ．Ｚ）は、式(1)の左辺値が1.0未満であり、所望の強度を得られなかった。
　鋼管No.27（鋼Ｎｏ．ＡＡ）は、Nb含有量が0.07質量％未満であり、式(1)の左辺値が1.0未満であり、所望の強度を得られなかった。
　鋼管No.28（鋼Ｎｏ．ＡＢ）は、Nb含有量が0.07質量％未満であり、式(1)の左辺値が1.0未満であり、所望の強度を得られなかった。さらに、フェライト相の体積率が20％未満であり、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
　鋼管No.29（鋼Ｎｏ．ＡＣ）は、Cr含有量が19.0質量％超えであり、焼戻マルテンサイト相の体積率が45％未満であり、フェライト相の体積率が40％を超えており、所望の強度を得られなかった。さらに、Mo含有量が2.0質量％以下であり、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
　鋼管No.30（鋼Ｎｏ．ＡＤ）は、Cr含有量が15.0質量％以下であり、Cu含有量が3.5質量％超えであり、残留オーステナイト相の体積率が10％以下であり、靭性および耐炭酸ガス腐食性が不合格であった。
　鋼管No.31（鋼Ｎｏ．ＡＥ）は、Ni含有量が5.0質量％以上であり、焼戻マルテンサイト相の体積率が45％未満であり、残留オーステナイト相の体積率が25％超えであり、所望の強度を得られなかった。
　鋼管No.32（鋼Ｎｏ．ＡＦ）は、Mo含有量が2.0質量％以下であり、Cu含有量が0.3質量％未満であり、Ni含有量が3.0質量％未満であり、残留オーステナイト相の体積率が10％以下であり、靭性、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
　鋼管No.33（鋼Ｎｏ．Ｍ）は、残留オーステナイト相の体積率が10％以下であり、靭性が不合格であった。
　鋼管No.34（鋼Ｎｏ．ＡＧ）は、Cu含有量が0.3質量％未満であり、所望の強度を得られず、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）が不合格であった。
　鋼管No.35（鋼Ｎｏ．ＡＨ）は、Nb含有量が0.07質量％未満であり、所望の強度を得られなかった。
　鋼管No.36（鋼Ｎｏ．ＡＩ）は、式(1)の左辺値が1.0未満であり、所望の強度を得られなかった。
 

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3.0％以下、　　　　　  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
    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、降伏強さYS：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、B：0.0050％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１～３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、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、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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