WO2018020886A1 - 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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Definitions

  • Patent Document 1 describes an improved martensitic stainless steel (steel pipe) in which the corrosion resistance of 13Cr martensitic stainless steel (steel pipe) is improved.
  • the stainless steel (steel pipe) described in Patent Document 1 is by weight, C: 0.005-0.05%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.1-1.0%, P: 0.025% or less, S: 0.015% or less , Cr: 10-15%, Ni: 4.0-9.0%, Cu: 0.5-3%, Mo: 1.0-3%, Al: 0.005-0.2%, N: 0.005% -0.1%, the balance being Fe And inevitable impurities, Ni equivalent (Nieq) is 40C + 34N + Ni + 0.3Cu-1.1Cr-1.8Mo ⁇ -10
  • the tempered martensite phase, the martensite phase, and the retained austenite phase, the total fraction of the tempered martensite phase and the martensite phase is 60% or more and 90% or less, and the remainder is the retained austenite phase
  • Patent Document 3 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 are specific relational expressions
  • Ni, N are specific relational expressions
  • Mo, W are specific relational expressions.
  • a steel pipe having a composition that satisfies each of the requirements and a structure containing a martensite phase as a base phase and a ferrite phase containing 10 to 50% by volume is obtained. Accordingly, CO 2, Cl - wherein the further can stably produce oil well high strength stainless steel exhibits sufficient corrosion resistance even in a severe corrosive environment of high temperature containing H 2 S.
  • Patent Document 4 discloses 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 3% or less
  • Cu 1 to 3.5%
  • Ni 3% or more and less than 5%
  • Al 0.001 to 0.1%
  • N 0.05% or less
  • the composition contains Mn and N so as to satisfy a specific relationship
  • the main component is a martensite phase, a ferrite phase with a volume ratio of 10 to 40%, and a residual ⁇ phase with a volume ratio of 10% or less.
  • the steel pipe has a structure including.
  • the stainless steel pipe has high strength and has sufficient corrosion resistance even in a high-temperature carbon dioxide environment of 200 ° C., and has sufficient sulfide stress cracking resistance even when the environmental gas temperature drops, and has excellent corrosion resistance. It becomes.
  • Patent Document 5 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 to 18.0% by mass , Ni: more than 4.0 to 5.6%, 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, Mo is a specific relationship
  • Mn, Ni, Cu, (Cr + Mo) has a composition that satisfies a specific relationship, and includes a martensite phase and a ferrite phase with a volume ratio of 10 to 40%.
  • the phase has a structure having a length of 50 ⁇ m in the thickness direction from the surface, and a ratio of crossing a plurality of virtual line segments arranged in a line in a range of 200 ⁇ m at a pitch of 10 ⁇ m is greater than 85%, Oil well stainless steel having a yield strength of 758 MPa or more is described. As a result, the oil well stainless steel has excellent corrosion resistance in a high temperature environment and excellent SSC resistance at room temperature.
  • Patent Document 6 includes mass%, C: 0.05% or less, Si: 0.5% or less, Mn: 0.15 to 1.0%, P: 0.030% or less, S: 0.005% or less, Cr: 15.5 to 17.5%, Ni: 3.0 to 6.0%, Mo: 1.5 to 5.0%, Cu: 4.0% or less, W: 0.1 to 2.5%, N: 0.15% or less, ⁇ 5.9 ⁇ (7.82 + 27C ⁇ 0.91Si + 0.21Mn ⁇ 0.9Cr + Ni ⁇ 1.1 Mo + 0.2Cu + 11N) ⁇ 13.0, Cu + Mo + 0.5W ⁇ 5.8, and Cu + Mo + W + Cr + 2Ni ⁇ 34.5.
  • Patent Documents 2, 3, and 6 have a problem that a high strength of yield strength: 862 MPa or more and an absorbed energy at ⁇ 40 ° C .: high toughness of 100 J or more cannot be obtained at the same time.
  • Patent Document 6 it was found that when the absorbed energy at ⁇ 10 ° C. described in the Examples of the specification is in the level of 149 to 197 J, the high toughness of the absorbed energy at ⁇ 40 ° C .: 100 J or more cannot be satisfied.
  • the present invention solves the problems of the prior art, has high strength, exhibits excellent low temperature toughness, and has excellent carbon dioxide gas corrosion resistance even in the severe corrosive environment as described above. Furthermore, it aims at providing the high strength stainless steel seamless steel pipe for oil wells which was excellent in corrosion resistance, and had the outstanding sulfide stress corrosion cracking resistance and the outstanding sulfide stress cracking resistance, and its manufacturing method.
  • high strength here refers to the case where the yield strength is 125 ksi (862 MPa) or more.
  • Example carbon dioxide corrosion resistance refers to a test solution held in an autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 200 ° C., 30 atmospheres CO 2 gas atmosphere). When the piece is immersed and the immersion period is 336 hours, the corrosion rate is 0.125 mm / y or less.
  • the present inventors consider that, in addition to excellent carbon dioxide gas corrosion resistance, by combining the composition, excellent sulfide stress corrosion cracking resistance and excellent sulfide stress cracking resistance can be combined as follows. Yes.
  • carbon dioxide gas corrosion resistance can be ensured by reducing C to 0.05% by mass or less, including Cr at 14.5% by mass or more, Ni by 3.0% by mass or more, and Mo by 2.7% by mass or more.
  • the present invention has been completed based on such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.05% or less, Si: 0.5% or less, Mn: 0.15-1.0%, P: 0.030% or less, S: 0.005% or less, Cr: 14.5-17.5%, Ni: 3.0-6.0%, Mo: 2.7-5.0%, Cu: 0.3-4.0%, W: 0.1-2.5%, V: 0.02 to 0.20%, Al: 0.10% or less N: 0.15% or less, C, Si, Mn, Cr, Ni, Mo, Cu, N satisfy the following formula (1), and Cu, Mo , W, Cr, Ni satisfy the following formula (2), and have a component composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, By volume ratio, it has a structure containing more than 45% martensite phase as the main phase, 10 to 45% ferrite phase as the second phase, and 30% or less residual austenite phase, A high-strength stainless steel seamless pipe for
  • a method for producing a high-strength stainless steel seamless pipe for oil wells according to any one of [1] to [4],
  • the steel pipe material is heated and subjected to hot working to obtain a seamless steel pipe.
  • the seamless steel pipe is sequentially subjected to quenching treatment and tempering treatment.
  • T is the tempering temperature (° C.)
  • t is the tempering holding time (minutes)
  • Cr, Mo, W, Ni, and Cu are the contents (mass%) of each element.
  • Si 0.5% or less
  • Si is an element that acts as a deoxidizer. This effect can be obtained with a Si content of 0.1% or more.
  • Si content shall be 0.5% or less.
  • the Si content is 0.1 to 0.5%. More preferably, the Si content is 0.2 to 0.3%.
  • Al 0.10% or less
  • Al is an element that acts as a deoxidizer. Such an effect is acquired by containing Al 0.001% or more.
  • Al content shall be 0.10% or less.
  • the Al content is 0.001 to 0.10%. More preferably, the Al content is 0.01 to 0.06%. Even more preferably, the Al content is 0.02 to 0.05%.
  • precipitated Cr refers to Cr carbide, Cr nitride, Cr carbonitride, or a combination thereof
  • precipitated Mo refers to Mo carbide, Mo nitride, Mo carbonitride, or a combination thereof
  • the precipitated W refers to W carbide, W nitride, W carbonitride, or a combination thereof.
  • Nb 0.02-0.50%
  • Ti 0.02-0.16%
  • Zr 0.02-0.50%
  • B One or more selected from 0.0005-0.0030% Nb, Ti, Zr, B are all , An element contributing to an increase in strength, and can be selected and contained as necessary.
  • 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 amount of retained austenite is determined by measuring the diffraction X-ray integral intensity of the (220) plane of ⁇ and the (211) plane of ⁇ , and the following formula: (Where I ⁇ : ⁇ integrated intensity, R ⁇ : ⁇ crystallographically calculated value, I ⁇ : ⁇ integrated intensity, R ⁇ : ⁇ crystallographically calculated value) Convert using.
  • the fraction of the martensite phase is the remainder other than the ferrite phase and the retained austenite phase.
  • a specimen material was cut out from the obtained seamless steel pipe, heated under the conditions shown in Table 2, and then quenched. And the tempering process which heats on the conditions shown in Table 2, and air-cools was given.
  • the retained austenite phase structure fraction was measured using an X-ray diffraction method.
  • Test specimens are taken from the specimen material that has been quenched and tempered, and the X-ray diffraction intensity of ⁇ (220) plane and ⁇ (211) plane is measured by X-ray diffraction.
  • Formula ⁇ (volume ratio) 100 / (1+ (I ⁇ R ⁇ / I ⁇ R ⁇ ))
  • I ⁇ ⁇ integral strength
  • R ⁇ ⁇ crystallographic theoretical calculated value
  • I ⁇ ⁇ integral strength
  • R ⁇ ⁇ crystallographic theoretical calculated value
  • the fraction of the martensite phase was calculated as the remainder other than these phases.
  • the corrosion test was carried out by immersing the test piece in a test solution retained in an autoclave: 20 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 200 ° C., CO 2 gas atmosphere of 30 atm), and the immersion period was 336 hours. .
  • mass was measured and the corrosion rate computed 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 magnifier 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.
  • a round bar-shaped test piece (diameter: 6.4 mm ⁇ ) was produced from the test piece material that had been quenched and tempered according to NACE TM TM0177 Method A, and subjected to an SSC resistance test.
  • Both Examples present invention yield strength: and more high strength 862MPa, absorbed energy at -40 ° C.: and more high toughness 100 J, CO 2, Cl - corrosion resistance in high temperature corrosive environments that 200 ° C. containing ( High strength that has excellent resistance to sulfide stress cracking and resistance to sulfide stress corrosion cracking in an environment containing H 2 S, and excellent crack resistance (SSC, SCC). Stainless steel seamless steel pipe.
  • Steel pipe No. 21 has a ferrite phase of over 45%, yield strength YS is less than 862 MPa, and the total amount of precipitated Cr, precipitated Mo and precipitated W is more than 0.75% by mass. 40 was less than 100J.
  • Steel pipe No. 24 (steel No. X) had a yield of YS of less than 862 MPa because the Cr content was more than 17.5% by mass.
  • Steel pipe No. 25 (steel No. Y) had a yield of YS of less than 862 MPa because the Ni content was more than 6.0% by mass.
  • Steel pipe No. 26 (steel No. Z) has a Mo content of more than 5.0% by mass, and the total amount of precipitated Cr, precipitated Mo and precipitated W is more than 0.75% by mass. The pitting corrosion occurred, and the desired SSC resistance and SCC resistance could not be obtained.
  • Steel tube No. 28 (steel No. AB) had a Cr content of less than 14.5% by mass, pitting corrosion occurred, and the desired SSC resistance and SCC resistance could not be obtained.
  • Steel pipe No. 29 (steel No. AC) had a Cu content of less than 0.3% by mass, and could not obtain desired SSC resistance and SCC resistance.
  • Steel pipe No. 31 (steel No. AE) has a W content of less than 0.1% by mass, yield strength YS of less than 862MPa, pitting corrosion, and desired SSC and SCC resistance. I could't.
  • Steel pipe No. 32 (steel No. AF) had a left side value of formula (1) of less than 13.0, and the desired SSC resistance and SCC resistance could not be obtained.
  • Steel pipe No. 33 (steel No. AG) had a left side value of formula (2) of more than 34.5 and a yield strength YS of less than 862 MPa.
  • the total amount of precipitated Cr, precipitated Mo and precipitated W was more than 0.75% by mass, and vE-40 was less than 100J.

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Abstract

優れた低温靭性、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性、耐硫化物応力割れ性を備えた油井用高強度ステンレス継目無鋼管の提供。　質量％で、C：0.05％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.15～1.0％、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Cr：14.5～17.5％、Ni：3.0～6.0％、Mo：2.7～5.0％、Cu：0.3～4.0％、W：0.1～2.5％、V：0.02～0.20％、Al：0.10％以下、N：0.15％以下含有し、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、Nが特定式、Cu、Mo、W、Cr、Niが他の特定式を満足し、残部Fe及び不可避的不純物からなり、マルテンサイト相：45％超、フェライト相：10～45％、残留オーステナイト相：30％以下有し、析出Cr、析出Mo、析出Wの合計量を0.75質量％以下とし、降伏強さを862MPa以上にする。

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、ガス井（以下、単に油井と称する）等に用いて好適な、高強度ステンレス継目無鋼管に関する。とくに、炭酸ガス（CO2）、塩素イオン（Cl－）を含み、高温の極めて厳しい腐食環境下での耐炭酸ガス腐食性に優れ、硫化水素（H2S）を含む環境下における、高温での耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）と常温での耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）にも優れ、油井用として好適な高強度ステンレス継目無鋼管に関する。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さ：125ksi級の強度、すなわち降伏強さが862MPa以上の強度をいうものとする。
　近年、原油価格の高騰や、近い将来に予想される石油資源の枯渇という観点から、従来省みられなかったような高深度の油田や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような油田、ガス田は一般に深度が極めて高く、またその雰囲気も高温でかつ、CO2、Cl－、さらにH2Sを含む厳しい腐食環境となっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、高強度で、かつ優れた耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性）を兼ね備えた性能を有することが要求される。
　従来、炭酸ガス（CO2）、塩素イオン（Cl－）等を含む環境の油田、ガス田では、採掘に使用する油井管として13Crマルテンサイト系ステンレス鋼管が多く使用されている。さらに、最近では13Crマルテンサイト系ステンレス鋼のCを低減し、Ni、Mo等を増加させた成分系の改良型13Crマルテンサイト系ステンレス鋼の使用も拡大している。
　例えば、特許文献１には、13Crマルテンサイト系ステンレス鋼（鋼管）の耐食性を改善した、改良型マルテンサイト系ステンレス鋼（鋼管）が記載されている。特許文献１に記載されたステンレス鋼（鋼管）は、重量％で、C：0.005～0.05％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～1.0％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、Cr：10～15％、Ni：4.0～9.0％、Cu：0.5～3％、Mo：1.0～3％、Al：0.005～0.2％、N：0.005％～0.1％を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、Ni当量（Nieq）が40C＋34N＋Ni＋0.3Cu－1.1Cr－1.8Mo≧－10
を満足するとともに焼戻しマルテンサイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相からなり、焼戻しマルテンサイト相とマルテンサイト相の合計の分率が６０％以上９０％以下、残りが残留オーステナイト相である、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼である。これにより、湿潤炭酸ガス環境および湿潤硫化水素環境における耐食性と耐硫化物応力腐食割れ性が向上する。
　また、最近では、更なる高温（200℃までの高温）の腐食環境下での油井の開発が進められている。しかし、特許文献１に記載された技術では、このような高温の腐食環境下では、安定して所望の耐食性を十分に確保できないという問題があった。
　そこで、このような高温での腐食環境下で使用できる、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用鋼管が要望され、種々のマルテンサイト系ステンレス鋼管が提案されている。
　例えば、特許文献２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が特定な関係式を満足し、さらに、Cr、Mo、Si、C、Mn、Ni、Cu、Nが特定な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％、あるいはさらに体積率でオーステナイト相を30％以下含有する組織を有する耐食性に優れた高強度ステンレス鋼管が記載されている。これにより、CO2、Cl－を含む230℃までの高温の厳しい腐食環境下においても十分な耐食性を有し、高強度さらには高靭性の油井用ステンレス鋼管を安定して製造できる。
　また、特許文献３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３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が特定の関係式を、またCr、Mo、W、Si、C、Mn、Cu、Ni、Nが特定の関係式を、さらにMo、Wが特定の関係式を、それぞれ満足するように含有する組成と、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10～50％を含有する組織とを有する鋼管とする。これにより、CO2、Cl－を含み、さらにH2Sを含む高温の厳しい腐食環境下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。
　また、特許文献４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４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％、O：0.01％以下を含み、かつMn：１％以下、N：0.05％以下の領域で、MnとNが特定の関係を満足するように含有する組成と、マルテンサイト相を主体とし、体積率で10～40％のフェライト相と、体積率で10％以下の残留γ相を含む組織とを有する鋼管とする。これにより、高強度で、さらに200℃という高温の炭酸ガス環境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、耐食性に優れたステンレス鋼管となる。
　また、特許文献５には、質量％で、C：0.05％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.01～0.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：16.0超～18.0％、Ni：4.0超～5.6％、Mo：1.6～4.0％、Cu：1.5～3.0％、Al：0.001～0.10％、N：0.050％以下を含有し、Cr、Cu、Ni、Moが特定の関係を満足し、さらに、（C＋N）、Mn、Ni、Cu、（Cr＋Mo）が特定の関係を満足する組成を有し、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、フェライト相が、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交差する割合が85％よりも多い組織を有し、758MPa以上の耐力を有する油井用ステンレス鋼が記載されている。これにより、高温環境で優れた耐食性を有し、常温での耐SSC性に優れた油井用ステンレス鋼となる。
　また、特許文献６には、質量％で、C：0.05％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.15～1.0％、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Cr：15.5～17.5％、Ni：3.0～6.0％、Mo：1.5～5.0％、Cu：4.0％以下、W：0.1～2.5％、N：0.15％以下を、－5.9×（7.82＋27C－0.91Si＋0.21Mn－0.9Cr＋Ni－1.1Mo＋0.2Cu＋11N）≧13.0、Cu＋Mo＋0.5W≧5.8、Cu＋Mo＋W＋Cr＋2Ni≦34.5を満足するように含有する。これにより、200℃までの高温でかつ、CO2、Cl－を含む高温環境下における優れた耐炭酸ガス腐食性、さらにH2Sを含む腐食環境下で優れた耐硫化物応力割れ性、優れた耐硫化物応力腐食割れ性を兼備する、優れた耐食性を有する高強度ステンレス継目無鋼管を製造できる。
特開平10－1755号公報 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2015-110822号公報
　最近の、厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発に伴い、油井用鋼管には、高強度と、200℃以上の高温で、かつ、CO2、Cl－、さらに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を有し、さらに、優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）および耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）を兼備する、耐食性を保持することが要望されるようになっている。
　しかしながら、特許文献２～５に記載された技術によってもなお、H2S分圧が高い環境下における耐SSC性を十分に確保できていないという問題がある。
　また、特許文献２、３、および６では、降伏強さ：862MPa以上の高強度と-40℃における吸収エネルギー：100Ｊ以上の高靭性が両立して得られないという問題がある。
　また、特許文献６では、明細書実施例記載の-10℃における吸収エネルギーが149～197Jのレベルでは、-40℃における吸収エネルギー：100Ｊ以上の高靭性を満足できないことがわかった。
　また、特許文献１～６に記載された技術では、高い耐食性を得るために、Cr、Mo、W等を多量に添加しているが、これらが焼き戻し時に金属間化合物として析出し、高い低温靭性値が得られない。低温靭性が低いと寒冷地で使用できないという問題がある。
　そこで、本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、高強度であるとともに、優れた低温靭性を示し、かつ上記したような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、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兼ね備えた、耐食性に優れた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「高強度」とは、降伏強さ：125ksi（862MPa）以上を有する場合をいうものとする。
　また、ここでいう「低温靭性に優れる」とは、JIS Z 2242の規定に準拠して、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、-40℃における吸収エネルギーが100J以上の場合をいうものとする。
　また、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、浸漬期間を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、酢酸および酢酸ナトリウムを含有する水溶液を加えてpH：3.3に調節した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を720時間として、降伏応力の100％を付加応力として付加し、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）に酢酸および酢酸ナトリウムを含有する水溶液を加えて、pH：3.5に調節した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を720時間として、降伏応力の90％を付加応力として付加し、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、耐食性の観点から各種のCr含有組成のステンレス鋼管について、さらに-40℃での低温靭性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、組織を、体積率で、主相として45％超のマルテンサイト相、第二相として10～45％のフェライト相、30％以下の残留オーステナイト相を含有する複合組織とすることにより、200℃までの高温でかつ、CO2、Cl－、さらにH2Sを含む高温腐食環境下、およびCO2、Cl－、さらにH2Sを含む腐食雰囲気中でかつ降伏強さ近傍の応力が負荷される環境下において、優れた耐炭酸ガス腐食性を有し、さらに高温での優れた耐硫化物応力腐食割れ性を兼備する高強度ステンレス継目無鋼管とすることができ、さらにCr、Mo、Wを一定量以上含有する組織とすることによりH2S濃度の高い環境下において耐硫化物応力割れ性に優れた高強度ステンレス継目無鋼管とすることができることを知見した。
　本発明者らの更なる検討によれば、14.5質量％以上のCr含有組成において、組織を、所望の複合組織とするためには、まず、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、Nを次（１）式
　－5.9×（7.82＋27C－0.91Si＋0.21Mn－0.9Cr＋Ni－1.1Mo＋0.2Cu＋11N）≧13.0‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、N：各元素の含有量（質量％））
を満足するように、調整して含有させることが肝要になることを見出した。なお、（１）式の左辺は、フェライト相の生成傾向を示す指数として本発明者らが実験的に求めたものであり、本発明者らは、（１）式を満足させるように合金元素量、種類を調整することが、所望の複合組織を実現するために重要となることを見出した。
　さらに、Cu、Mo、W、Cr、Niを次（２）式
　　　　　　Cu＋Mo＋W＋Cr＋２Ni ≦ 34.5　　‥‥（２）
　　（ここで、Cu、Mo、W、Cr、Ni：各元素の含有量（質量％））
を満足するように調整して含有させることにより、残留オーステナイトの過剰な生成が抑制され、所望の高強度と耐硫化物応力割れ性を確保できることを見出した。
　さらに、上述したように、Cr、Mo、W等を多量に添加している場合、これらが焼き戻し時に金属間化合物として析出し、高い低温靭性値が得られない問題がある、これに対して、本発明では、焼き戻し後の析出Cr、析出Mo、析出W量の合計値を質量％で0.75％以下とすることで、-40℃におけるシャルピー吸収エネルギーが100Jという優れた低温靭性を示すことができることを見出した。
　なお、14.5質量％以上の高Cr含有組成とし、さらにマルテンサイト相を主体とし、第二相がフェライト相、さらに残留オーステナイト相である複合組織とし、さらにCr、Mo、Wを一定量以上含有する組成とすることにより、優れた耐炭酸ガス腐食性に加えて、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兼備できることについて、本発明者らはつぎのように考えている。
　フェライト相は、耐ピット性（耐孔食性）に優れる相であり、しかも、フェライト相が圧延方向に、すなわち管軸方向に層状に析出する。このため、層状組織が硫化物応力割れ試験、硫化物応力腐食割れ試験の負荷応力方向と垂直な方向となり、割れが層状組織を分断するように進展することから、割れの進展が抑制され、耐SSC性、耐SCC性が向上する。
　なお、優れた耐炭酸ガス腐食性は、Cを0.05質量％以下に低減し、Crを14.5質量％以上、Niを3.0質量％以上、Moを2.7質量％以上含む組成とすることにより確保できる。
　本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
［１］質量％で、
　C ：0.05％以下、　　　　　　　　 Si：0.5％以下、
　Mn：0.15～1.0％、　　　　　　　　P ：0.030％以下、
　S ：0.005％以下、　　　　　　　　Cr：14.5～17.5％、
　Ni：3.0～6.0％、　　　　　　　　 Mo：2.7～5.0％、
　Cu：0.3～4.0％、　　　　　　　　　W ：0.1～2.5％、
　V ：0.02～0.20％、　　　　　　　 Al：0.10％以下
　N ：0.15％以下
を含有し、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、Nが下記（１）式を満足し、さらにCu、Mo、W、Cr、Niが下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　体積率で、主相としてマルテンサイト相を45％超、第二相としてフェライト相を10～45％、残留オーステナイト相を30％以下含有する組織を有し、
　析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量が質量％で0.75％以下であることを特徴とする、降伏強さが862MPa以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
　　－5.9×（7.82＋27C－0.91Si＋0.21Mn－0.9Cr＋Ni－1.1Mo＋0.2Cu＋11N）≧13.0‥‥（１）
　式（１）中、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、N：各元素の含有量（質量％）
　　Cu＋Mo＋W＋Cr＋2Ni ≦ 34.5　　‥‥（２）
　式（２）中、Cu、Mo、W、Cr、Ni：各元素の含有量（質量％）
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.02～0.50％、Ti：0.02～0.16％、Zr：0.02～0.50％、B：0.0005～0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
［３］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、REM：0.001～0.05％、Ca：0.001～0.005％、Sn：0.05～0.20％、Mg：0.0002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする前記［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］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ta：0.01～0.1％、Co：0.01～1.0％、Sb：0.01～1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする前記［１］ないし［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１項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、加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、前記熱間加工後に、前記継目無鋼管に焼入れ処理および焼戻処理を順次施し、前記焼戻処理では以下の式（３）を満足するように焼戻条件を調整することを特徴とする油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
ｔ/（3956-2.9Cr-92.1Mo-50W+61.7Ni+99Cu-5.3T）≦0.034　・・・式（３）
　式（３）中、T：焼戻し温度（℃）、ｔ：焼戻し保持時間（分）であり、Cr、Mo、W、Ni、Cuは、各元素の含有量（質量％）である。
　本発明によれば、高強度であるとともに、優れた低温靭性を示し、かつ上記したような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、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兼ね備えた高強度ステンレス継目無鋼管を製造できる。
　本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は、質量％で、C：0.05％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.15～1.0％、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Cr：14.5～17.5％、Ni：3.0～6.0％、Mo：2.7～5.0％、Cu：0.3～4.0％、W：0.1～2.5％、V：0.02～0.20％、Al：0.10％以下、N：0.15％以下を含有し、かつC、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、Nが下記（１）式を満足し、さらにCu、Mo、W、Cr、Niが次（２）式を、それぞれ満足するように調整して含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する。
－5.9×（7.82＋27C－0.91Si＋0.21Mn－0.9Cr＋Ni－1.1Mo＋0.2Cu＋11N）≧13.0‥‥（１）
（ここで、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、N：各元素の含有量（質量％））
　　　　　Cu＋Mo＋W＋Cr＋２Ni ≦ 34.5　　‥‥（２）
　（ここで、Cu、Mo、W、Cr、Ni：各元素の含有量（質量％））
　また、焼き戻し後の析出Cr、析出Mo、析出Wの合計値が質量％で0.75％以下である。
　まず、本発明の鋼管の組成限定理由について説明する。以下、特に断わらないかぎり、質量％は単に％と記す。
　C：0.05％以下
　Cは、マルテンサイト系ステンレス鋼の強度を増加させる重要な元素である。本発明では、所望の強度を確保するために0.005％以上含有することが好ましい。一方、0.05％を超えてCを含有すると、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。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0.005～0.04％である。より好ましくは、C含有量は0.005～0.02％である。
　Si：0.5％以下
　Siは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は0.1％以上のSiの含有で得られる。一方、0.5％を超えるSiの含有は、熱間加工性が低下する。このため、Si含有量は0.5％以下とする。好ましくは、Si含有量は0.1～0.5％である。さらに好ましくは、Si含有量は0.2～0.3％である。
　Mn：0.15～1.0％
　Mnは、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、本発明では0.15％以上のMnの含有を必要とする。一方、1.0％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0.15～1.0％とする。好ましくは、Mn含有量は0.20～0.50％である。より好ましくは、Mn含有量は0.20～0.40％である。
　P：0.030％以下
　Pは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性および耐硫化物応力割れ性等の耐食性を低下させるため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.030％以下であれば許容できる。このため、P含有量は0.030％以下とする。好ましくは、P含有量は0.020％以下である。より好ましくは、P含有量は0.015％以下である。一方、0.005％未満とするには、多大なコストが必要となることから、0.005％以上が好ましい。
　S：0.005％以下
　Sは、熱間加工性を著しく低下させ、パイプ製造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％以下であれば通常工程のパイプ製造が可能となる。このため、S含有量は0.005％以下とする。好ましくは、S含有量は0.002％以下である。より好ましくは、S含有量は0.0015％以下である。一方、0.0005％未満とするには、多大なコストが必要となることから、0.0005％以上が好ましい。
　Cr：14.5～17.5％
　Crは、保護皮膜を形成して耐食性向上に寄与する元素であり、所望の耐食性を確保するために、本発明では14.5％以上のCrの含有を必要とする。一方、17.5％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高強度を確保できなくなるだけでなく、焼き戻し時に金属間化合物が析出し、低温靭性が低下する。このため、Cr含有量は14.5～17.5％とする。好ましくは、Cr含有量は15.0～17.0％である。より好ましくは、Cr含有量は15.0～16.5％である。
　Ni：3.0～6.0％
　Niは、保護皮膜を強固にして耐食性を向上させる作用を有する元素である。また、Niは、固溶強化で鋼の強度を増加させる。このような効果は、3.0％以上のNiの含有で得られる。一方、6.0％を超える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3.0～6.0％とする。好ましくは、Ni含有量は3.5～5.5％である。より好ましくは、Ni含有量は4.0～5.5％である。
　Mo：2.7～5.0％
　Moは、Cl－や低pH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り、本発明では2.7％以上のMoの含有を必要とする。2.7％未満のMoの含有では、苛酷な腐食環境下での耐食性が十分であるとはいえない。一方、Moは高価な元素であり、5.0％を超える多量のMoの含有は、金属間化合物が析出し、靭性、耐食性が低下する。このため、Mo含有量は2.7～5.0％とする。好ましくは、Mo含有量は3.0～5.0％である。より好ましくは、Mo含有量は3.3～4.7％である。
　Cu：0.3～4.0％
　Cuは、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重要な元素である。このような効果を得るためには、0.3％以上のCuを含有することが必要である。一方、4.0％を超えるCuの含有は、CuSの粒界析出を招き熱間加工性や耐食性が低下する。このため、Cu含有量は0.3～4.0％とする。好ましくは、Cu含有量は1.5～3.5％である。より好ましくは、Cu含有量は2.0～3.0％である。
　W：0.1～2.5％
　Wは、鋼の強度向上に寄与するとともに、さらに耐硫化物応力腐食割れ性、耐硫化物応力割れ性を向上させる極めて重要な元素である。Wは、Moと複合して含有することにより耐硫化物応力割れ性を向上させる。このような効果を得るためには、Wを0.1％以上含有する必要がある。一方、2.5％を超える多量のWの含有は、金属間化合物が析出し、靭性を低下させる。このため、W含有量は0.1～2.5％にする。好ましくは、W含有量は0.8～1.2％である。より好ましくは、W含有量は1.0～1.2％である。
　V：0.02～0.20％
　Vは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。このような効果は、Vを0.02％以上含有することで得られる。一方、0.20％を超えるVの含有は、靭性が低下する。このため、V含有量は0.02～0.20％とする。好ましくは、V含有量は0.04～0.08％である。より好ましくは、V含有量は0.05～0.07％である。
　Al：0.10％以下
　Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果は、Alを0.001％以上含有することで得られる。一方、0.10％を超えて多量にAlを含有すると、酸化物量が多くなりすぎて、靭性が低下する。このため、Al含有量は0.10％以下とする。好ましくは、Al含有量は0.001～0.10％である。より好ましくは、Al含有量は0.01～0.06％である。さらにより好ましくは、Al含有量は0.02～0.05％である。
　N：0.15％以下
　Nは、耐孔食性を著しく向上させる元素である。このような効果は、0.01％以上のNの含有で顕著となる。一方、0.15％を超えてNを含有すると、種々の窒化物を形成し靭性が低下する。このようなことから、N含有量は0.15％以下とする。好ましくは、N含有量は0.07％以下である。より好ましくは、N含有量は0.05％以下である。好ましくは、N含有量は0.01％以上である。
　本発明では、上記のように特定の成分を特定の含有量としつつ、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、Nについては、以下の（１）式を満足するようにし、さらにCu、Mo、W、Cr、Niを以下の（２）式を満足するようにする。
　－5.9×（7.82＋27C－0.91Si＋0.21Mn－0.9Cr＋Ni－1.1Mo＋0.2Cu＋11N）≧13.0‥‥（１）
　式（１）中、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、N：各元素の含有量（質量％）
　（１）式の左辺は、フェライト相の生成傾向を示す指数として求めたものであり、（１）式に示された合金元素を（１）式が満足するように調整して含有すれば、マルテンサイト相とフェライト相、あるいはさらに残留オーステナイト相からなる複合組織を安定して実現することができる。このため、本発明では、（１）式を満足するように、各合金元素量を調整する。なお、（１）式に記載される合金元素を含有しない場合には、（１）式の左辺値は、当該元素の含有量を零％として扱うものとする。
　Cu＋Mo＋W＋Cr＋2Ni ≦ 34.5　　‥‥（２）
　式（２）中、Cu、Mo、W、Cr、Ni：各元素の含有量（質量％）
　（２）式の左辺は、残留オーステナイトの生成傾向を示す指数として、本発明者らが新たに導出したものである。（２）式の左辺値が、34.5を超えて大きくなると、残留オーステナイトが過剰となり、所望の高強度を確保できなくなるうえ、耐硫化物応力割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。このため、本発明では、Cu、Mo、W、Cr、Niを（２）式を満足するように調整する。なお、（２）式の左辺値は、32.5以下とすることが好ましい。より好ましくは31以下である。
　また、析出Cr、析出Mo、析出Wの合計量が質量％で0.75％以下となるようにする。0.75％を超えると所望の低温靭性を得ることができない。好ましくは0.50％以下である。
　ここで、析出Crとは、Cr炭化物、Cr窒化物、Cr炭窒素物またはそれらが複合したもののことを指し、析出Moとは、Mo炭化物、Mo窒化物、Mo炭窒素物またはそれらが複合したもののことを指し、析出WとはW炭化物、W窒化物、W炭窒素物またはそれらが複合したもののことを指す。
　また、析出Cr、析出Mo、析出Wは、それぞれ、電解抽出残渣法を用い、残渣中のCr量、Mo量、W量を測定することで得られる。
　上記した成分が基本の成分であり、上記成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、O（酸素）：0.01％以下が許容できる。
　また、本発明では、基本成分に加えてさらに、選択元素として、必要に応じて選択してNb：0.02～0.50％、Ti：0.02～0.16％、Zr：0.02～0.50％、B：0.0005～0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、REM：0.001～0.05％、Ca：0.001～0.005％、Sn：0.05～0.20％、Mg：0.0002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ta：0.01～0.1％、Co：0.01～1.0％、Sb：0.01～1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上、を含有できる。
　Nb：0.02～0.50％、Ti：0.02～0.16％、Zr：0.02～0.50％、B：0.0005～0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Nb、Ti、Zr、Bは、いずれも、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。
　Nbは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに靭性向上にも寄与する。このような効果を確保するためには、Nbを0.02％以上含有することが好ましい。一方、0.50％を超えてNbを含有すると、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Nb含有量は0.02～0.50％とする。
　Tiは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに耐硫化物応力割れ性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Tiを0.02％以上含有することが好ましい。一方、0.16％を超えてTiを含有すると、粗大な析出物が生成し靭性および耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。このため、含有する場合には、Ti含有量は0.02～0.16％とする。
　Zrは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに耐硫化物応力腐食割れ性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Zrを0.02％以上含有することが好ましい。一方、0.50％を超えてZrを含有すると、靭性が低下する。このため、含有する場合には、Zr含有量は0.02～0.50％とする。
　Bは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに熱間加工性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Bを0.0005％以上含有することが好ましい。一方、0.0030％を超えてBを含有すると、靭性、熱間加工性が低下する。このため、含有する場合には、B含有量は0.0005～0.0030％とする。
　REM：0.001～0.05％、Ca：0.001～0.005％、Sn：0.05～0.20％、Mg：0.0002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上
　REM、Ca、Sn、Mgはいずれも、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。このような効果を確保するためには、REMは0.001％以上、Caは0.001％以上、Snは0.05％以上、Mgは0.0002％以上含有することが好ましい。一方、REMは0.05％、Caは0.005％、Snは0.20％、Mgは0.01％を超えてそれぞれ含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる。このため、含有する場合には、REM含有量は0.001～0.005％、Ca含有量は0.001～0.005％、Sn含有量は0.05～0.20％、Mg含有量は0.0002～0.01％とする。
　Ta：0.01～0.1％、Co：0.01～1.0％、Sb：0.01～1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ta、Co、Sbはいずれも耐炭酸ガス腐食性（耐CO2腐食性）、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて選択して含有できる。さらに、CoはMs点を高め、強度増加にも寄与する。このような効果を確保するためには、Taは0.01％以上、Coは0.01％以上、Sbは0.01％以上含有することが好ましい。一方、Taは0.1％、Coは1.0％、Sbは1.0％を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、Ta含有量は0.01～0.1％、Co含有量は0.01～1.0％、Sb含有量は0.01～1.0％とする。
　つぎに、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の組織限定理由について説明する。
　本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は、上記した成分組成を有し、さらに体積率で、主相（ベース相）としてマルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）を45％超、第二相としてフェライト相を10～45％、残留オーステナイト相を30％以下含有する組織を有する。
　本発明の継目無鋼管では、所望の高強度を確保するために、ベース相はマルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）とし、体積率で45％超とする。一方、マルテンサイト相が85％を超えると、フェライト相および残留オーステナイト相の含有量が少なくなり、所望の耐食性、延性・靱性が確保できない場合がある。よって、マルテンサイト相は85％以下が好ましい。なお、上記マルテンサイト相とは、焼戻マルテンサイト相を主とし、焼き入れままマルテンサイト相は10％以下であることが好ましい。そして、本発明では所望の耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）および耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性））を確保するために、少なくとも第二相として体積率で10～45％のフェライト相を析出させて、マルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）とフェライト相との二相組織とする。これにより、層状組織が管軸方向に形成され、肉厚方向への割れの進展が抑制される。フェライト相が10％未満では、上記した層状組織が形成されず、所望の耐食性向上が得られない。一方、フェライト相が45％を超えて多量に析出すると、所望の高強度を確保できなくなる。このようなことから、第二相としてのフェライト相は体積率で10～45％の範囲とする。好ましくは、フェライト相は20～40％である。
　また、第二相としてフェライト相に加えて、体積率で30％以下の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。体積率で30％を超えて残留オーステナイト相が多量になると、所望の高強度を確保できなくなる。好ましくは、残留オーステナイト相は体積率で5％以上30％以下である。
　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、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、マルテンサイト相の分率は、フェライト相、残留オーステナイト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。
　つぎに、本発明の油井用高強度ステンレス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、上記した成分組成を有するステンレス継目無鋼管を出発素材とする。出発素材であるステンレス継目無鋼管の製造方法は、特に限定する必要なく、通常公知の継目無鋼管の製造方法がいずれも適用できる。
　上記した成分組成の溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊－分塊圧延法等、通常の方法でビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼管素材を加熱し、通常公知の造管方法である、マンネスマン－プラグミル方式、あるいはマンネスマン－マンドレルミル方式の造管工程を用いて、熱間加工して造管し、所望寸法の上記した組成を有する継目無鋼管とする。
　造管後、継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。これにより、鋼管組織としてマルテンサイト相をベース相とする組織を確保できる。なお、プレス方式による熱間押出で継目無鋼管としてもよい。
　ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、0.05℃／ｓ以上であり、「室温」とは、40℃以下のことを指す。
　造管後の空冷以上の冷却速度で室温まで冷却する冷却に引続き、本発明では、さらに鋼管を850℃以上の加熱温度に加熱したのち、空冷以上の冷却速度で50℃以下の温度まで冷却する焼入れ処理を施す。これにより、マルテンサイト相をベース相とし、適正量のフェライト相を含む組織の継目無鋼管とすることができる。ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、0.05℃／ｓ以上であり、「室温」とは、40℃以下のことを指す。
　焼入れ処理の加熱温度が850℃未満では、所望の高強度を確保することができない。なお、焼入れ処理の加熱温度は、組織の粗大化を防止する観点から1150℃以下とすることが好ましい。より好ましくは900～1100℃の範囲である。
　ついで、焼入れ処理を施された継目無鋼管には、Ac1変態点以下の焼戻温度に加熱し冷却（放冷）する焼戻処理を施す。Ac1変態点以下の焼戻温度に加熱し冷却される焼戻処理を施されることにより、組織は焼戻マルテンサイト相、フェライト相、さらには残留オーステナイト相（残留γ相）からなる組織とされる。これにより、所望の高強度と、さらには高靭性、優れた耐食性を有する高強度ステンレス継目無鋼管となる。焼戻温度がAc1変態点を超えて、高温となると、焼入れままのマルテンサイトが生成し、所望の高強度と、さらには高靭性、優れた耐食性を確保できなくなる。なお、焼戻温度は700℃以下、好ましくは550℃以上とすることがより好ましい。
　析出Cr+析出Mo+析出Wは、0.75％以下とするには、所定の成分の鋼を所定の条件で焼き戻し処理する必要がある。成分と焼き戻し温度、焼き戻し時間からなる以下の式（３）を満足するように調整することで、析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量を質量％で0.75％以下にすることができる。
　ｔ/（3956-2.9Cr-92.1Mo-50W+61.7Ni+99Cu-5.3T）≦0.034　・・・式（３）
　式（３）中、T：焼き戻し温度（℃）、ｔ：焼き戻し保持時間（分）である。また、Cr、Mo、W、Ni、Cuは、各元素の含有量（質量％）である。
　一方、式（３）の左辺値が0.034を超えると、析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量を質量％で0.75％超えとなり、所望の低温靭性を得ることができない。
　以下、さらに実施例に基づき、本発明を説明する。
　表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）に鋳造し、モデルシームレス圧延機を用いる熱間加工により造管し、外径83.8mm×肉厚12.7mmの継目無鋼管とした。なお、造管後、空冷した。
　得られた継目無鋼管から、試験片素材を切り出し、表２に示す条件で加熱したのち、冷却する焼入れ処理を施した。そして、さらに表２に示す条件で加熱し空冷する焼戻処理を施した。
　このように焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、組織観察用試験片を採取し、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（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、残留オーステナイト相組織分率は、Ｘ線回折法を用いて測定した。焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から測定用試験片を採取し、Ｘ線回折により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の結晶額的理論計算値
　　　　Ｉγ：γの積分強度
　　　　Ｒγ：γの結晶額的理論計算値
を用いて換算した。なお、マルテンサイト相の分率はこれらの相以外の残部として算出した。
　また、焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、API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。また、焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、JIS Z 2242の規定に準拠して、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、-40℃、-20℃、-10℃における吸収エネルギーを求め、靭性を評価した。
　また、電解抽出残渣法を用いて、熱処理後の状態での析出Cr量、析出Mo量、析出W量を調査した。電解抽出残渣法では、まず、試験材を、10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン－１質量％塩化テトラメチルアンモニウム・メタノール）中で、定電流電解した。そして、得られた電解液をメッシュサイズ0.2μmのフィルターでろ過し、ろ過済みの電解液についてICP発光分光分析装置を用いて分析し、電解液中のCr量、Mo量、W量を測定し、これらの値をそれぞれの析出量とした。
　さらに、焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、厚さ3.0mm×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、試験片を浸漬し、浸漬期間を336時間として実施した。試験後の試験片について、質量を測定し、腐食試験前後の重量減から計算した腐食速度を求めた。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。
　さらに、焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、NACE 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SSC試験を実施した。
　また、焼入れ－焼戻処理さ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、耐SCC試験を実施した。
　耐SCC（耐硫化物応力腐食割れ）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、酢酸および酢酸ナトリウムを含有する水溶液を加えて、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％を付加応力として付加して、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。
　耐SSC（耐硫化物応力割れ）試験は、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、酢酸および酢酸ナトリウムを含有する水溶液を加えて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％を付加応力として付加して、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。
　得られた結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　本発明例はいずれも、降伏強さ：862MPa以上の高強度と、-40℃における吸収エネルギー：100Ｊ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兼備する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は、所望の高強度、低温靭性、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性（耐SSC性）、耐硫化物応力腐食割れ性（耐SCC性）のうちの少なくともいずれかを得られなかった。
　鋼管No.21は、フェライト相が45％超であるため、降伏強さYSが862MPa未満であり、析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量が質量％で0.75％超であるため、vE-40が100J未満であった。
　鋼管No.22（鋼No.V）は、Ni含有量が3.0質量％未満であるため、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.23（鋼No.W）は、Mo含有量が2.7質量％未満であるため、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.24（鋼No．X）は、Cr含有量が17.5質量％超であるため、降伏強さYSが862MPa未満であった。
　鋼管No.25（鋼No．Y）は、Ni含有量が6.0質量％超であるため、降伏強さYSが862MPa未満であった。
　鋼管No.26（鋼No．Z）は、Mo含有量が5.0質量％超であり、析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量が質量％で0.75％超であるため、vE-40が100J未満であり、孔食が発生し、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.27は（鋼No．AA）は、Cu含有量が4.0質量％超であるため、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.28（鋼No．AB）は、Cr含有量が14.5質量％未満であり、孔食が発生し、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.29（鋼No．AC）は、Cu含有量が0.3質量％未満であり、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.30（鋼No．AD）は、V含有量が0.02質量％未満であり、降伏強さYSが862MPa未満であった。
　鋼管No.31（鋼No．AE）は、W含有量が0.1質量％未満であり、降伏強さYSが862MPa未満であり、孔食が発生し、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.32（鋼No．AF）は、式（１）の左辺値が13.0未満であり、所望の耐SSC性及び耐SCC性を得られなかった。
　鋼管No.33（鋼No．AG）は、式（２）の左辺値が34.5超であり、降伏強さYSが862MPa未満であった。
　鋼管No.34は、析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量が質量％で0.75％超であり、vE-40が100J未満であった。
　鋼管No.35は、析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量が質量％で0.75％超であり、vE-40が100J未満であった。
 

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    C ：0.05％以下、
    Si：0.5％以下、
    Mn：0.15～1.0％、
    P ：0.030％以下、
    S ：0.005％以下、
    Cr：14.5～17.5％、
    Ni：3.0～6.0％、
    Mo：2.7～5.0％、
    Cu：0.3～4.0％、
    W ：0.1～2.5％、
    V ：0.02～0.20％、
    Al：0.10％以下、
    N ：0.15％以下
    を含有し、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、Nが下記（１）式を満足し、さらにCu、Mo、W、Cr、Niが下記（２）式を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　体積率で、主相としてマルテンサイト相を45％超、第二相としてフェライト相を10～45％、残留オーステナイト相を30％以下含有する組織を有し、
    　析出Cr、析出Moおよび析出Wの合計量が質量％で0.75％以下であることを特徴とする、降伏強さが862MPa以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    　　－5.9×（7.82＋27C－0.91Si＋0.21Mn－0.9Cr＋Ni－1.1Mo＋0.2Cu＋11N）≧13.0‥‥（１）
    　式（１）中、C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo、Cu、N：各元素の含有量（質量％）
    　　Cu＋Mo＋W＋Cr＋2Ni ≦ 34.5　　‥‥（２）
    　式（２）中、Cu、Mo、W、Cr、Ni：各元素の含有量（質量％）
  2. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Nb：0.02～0.50％、
    Ti：0.02～0.16％、
    Zr：0.02～0.50％、
    B：0.0005～0.0030％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
  3. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、REM：0.001～0.05％、
    Ca：0.001～0.005％、
    Sn：0.05～0.20％、
    Mg：0.0002～0.01％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項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. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Ta：0.01～0.1％、
    Co：0.01～1.0％、
    Sb：0.01～1.0％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項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、加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、
    前記熱間加工後に、前記継目無鋼管に焼入れ処理および焼戻処理を順次施し、前記焼戻処理では以下の式（３）を満足するように焼戻条件を調整することを特徴とする油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法。
    ｔ/（3956-2.9Cr-92.1Mo-50W+61.7Ni+99Cu-5.3T）≦0.034　・・・式（３）
    　式（３）中、T：焼戻し温度（℃）、ｔ：焼戻し保持時間（分）であり、Cr、Mo、W、Ni、Cuは、各元素の含有量（質量％）である。
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CN201780046336.3A CN109563581A (zh) 2016-07-27 2017-06-14 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
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MX2019000964A MX2019000964A (es) 2016-07-27 2017-06-14 Tuberia de acero inoxidable continua de alta resistencia para productos tubulares en campos petroliferos y metodo para producir la misma.
EP17833896.8A EP3456852B1 (en) 2016-07-27 2017-06-14 High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods and method for producing the same
JP2017549541A JP6304460B1 (ja) 2016-07-27 2017-06-14 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
US16/318,978 US11072835B2 (en) 2016-07-27 2017-06-14 High-strength seamless stainless steel pipe for oil country tubular goods, and method for producing the same
RU2019101937A RU2698233C1 (ru) 2016-07-27 2017-06-14 Высокопрочная бесшовная труба из нержавеющей стали для трубных изделий нефтепромыслового сортамента и способ ее производства

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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2019163499A (ja) * 2018-03-19 2019-09-26 日本製鉄株式会社 鋼材
WO2020013197A1 (ja) * 2018-07-09 2020-01-16 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
WO2020202957A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管
WO2021187331A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2021187330A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23
WO2022009598A1 (ja) 2020-07-06 2022-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021065263A1 (ja) * 2019-10-01 2021-04-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
JP6915761B1 (ja) * 2019-10-01 2021-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
BR112022014826A2 (pt) * 2020-02-05 2022-09-27 Jfe Steel Corp Tubo sem costura de aço inoxidável e método para fabricar o mesmo
WO2021171837A1 (ja) * 2020-02-27 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス鋼管およびその製造方法
EP4108797A1 (en) * 2020-04-01 2022-12-28 JFE Steel Corporation High-strength stainless steel seamless pipe for oil well, and method for producing same
WO2021235087A1 (ja) * 2020-05-18 2021-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
CN115552049B (zh) * 2020-06-02 2023-10-20 杰富意钢铁株式会社 双相不锈钢和双相不锈钢无缝钢管
CN114107810B (zh) * 2021-11-12 2022-07-22 江苏科技大学 一种抗二氧化碳腐蚀的低合金材料及其制备方法与应用
CN115807190A (zh) * 2022-11-28 2023-03-17 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种输油用高强度耐腐蚀不锈钢无缝管及其制造方法
CN115896628A (zh) * 2022-11-28 2023-04-04 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种输油用高强度无缝管及其制造方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH101755A (ja) 1996-04-15 1998-01-06 Nippon Steel Corp 耐食性、耐硫化物応力腐食割れに優れたマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法
JP2005336595A (ja) 2003-08-19 2005-12-08 Jfe Steel Kk 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2008081793A (ja) 2006-09-28 2008-04-10 Jfe Steel Kk 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
WO2010050519A1 (ja) 2008-10-30 2010-05-06 住友金属工業株式会社 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
WO2010134498A1 (ja) 2009-05-18 2010-11-25 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼、油井用ステンレス鋼管及び油井用ステンレス鋼の製造方法
JP2015071822A (ja) * 2013-09-04 2015-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス鋼管の製造方法および高強度ステンレス鋼管
JP2015110822A (ja) 2012-12-21 2015-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた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
WO2016113794A1 (ja) * 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用継目無ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2017014543A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP6168245B1 (ja) * 2016-01-13 2017-07-26 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BRPI0416001B1 (pt) 2003-10-31 2017-04-11 Jfe Steel Corp tubo de aço inoxidável sem costura para tubulações de condução
JP4792778B2 (ja) 2005-03-29 2011-10-12 住友金属工業株式会社 ラインパイプ用厚肉継目無鋼管の製造方法
WO2011021396A1 (ja) 2009-08-21 2011-02-24 住友金属工業株式会社 厚肉継目無鋼管の製造方法
CN102869803B (zh) 2010-04-28 2016-04-27 新日铁住金株式会社 油井用高强度不锈钢和油井用高强度不锈钢管
JP5505100B2 (ja) 2010-06-04 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 炭酸ガスインジェクション用部材向けＣｒ含有鋼管
JP5640762B2 (ja) 2011-01-20 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
IN2014DN05668A (ja) * 2012-03-26 2015-04-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
JP5488643B2 (ja) * 2012-05-31 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 油井管用高強度ステンレス鋼継目無管およびその製造方法
JP5924256B2 (ja) * 2012-06-21 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼継目無管およびその製造方法
JP6171851B2 (ja) * 2013-10-29 2017-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 継目無鋼管製造用装置列およびそれを利用した油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法
CN106414785B (zh) 2014-05-21 2018-10-09 杰富意钢铁株式会社 油井用高强度不锈钢无缝钢管及其制造方法
JP6237873B2 (ja) * 2014-11-19 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度ステンレス継目無鋼管
US10876183B2 (en) 2015-07-10 2020-12-29 Jfe Steel Corporation High-strength seamless stainless steel pipe and method of manufacturing high-strength seamless stainless steel pipe
EP3569724B1 (en) 2017-01-13 2022-02-02 JFE Steel Corporation High strength seamless stainless steel pipe and production method therefor
US11306369B2 (en) 2017-02-24 2022-04-19 Jfe Steel Corporation High-strength stainless steel seamless pipe for oil country tubular goods, and method for producing same
BR112020003067A2 (pt) 2017-08-15 2020-08-25 Jfe Steel Corporation tubo sem costura de aço inoxidável de alta resistência para produtos tubulares petrolíferos do país, e processo para a fabricação do mesmo

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH101755A (ja) 1996-04-15 1998-01-06 Nippon Steel Corp 耐食性、耐硫化物応力腐食割れに優れたマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法
JP2005336595A (ja) 2003-08-19 2005-12-08 Jfe Steel Kk 耐食性に優れた油井用高強度ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2008081793A (ja) 2006-09-28 2008-04-10 Jfe Steel Kk 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
WO2010050519A1 (ja) 2008-10-30 2010-05-06 住友金属工業株式会社 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
WO2010134498A1 (ja) 2009-05-18 2010-11-25 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼、油井用ステンレス鋼管及び油井用ステンレス鋼の製造方法
JP2015110822A (ja) 2012-12-21 2015-06-18 Ｊｆｅスチール株式会社 耐食性に優れた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
JP2015071822A (ja) * 2013-09-04 2015-04-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス鋼管の製造方法および高強度ステンレス鋼管
WO2016113794A1 (ja) * 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用継目無ステンレス鋼管およびその製造方法
JP2017014543A (ja) * 2015-06-29 2017-01-19 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼及び油井用ステンレス鋼管
JP6168245B1 (ja) * 2016-01-13 2017-07-26 新日鐵住金株式会社 油井用ステンレス鋼管の製造方法及び油井用ステンレス鋼管

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3456852A4

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7264596B2 (ja) 2018-03-19 2023-04-25 日本製鉄株式会社 鋼材
JP2019163499A (ja) * 2018-03-19 2019-09-26 日本製鉄株式会社 鋼材
JP7107370B2 (ja) 2018-07-09 2022-07-27 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
WO2020013197A1 (ja) * 2018-07-09 2020-01-16 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
JPWO2020013197A1 (ja) * 2018-07-09 2021-08-05 日本製鉄株式会社 継目無鋼管及びその製造方法
WO2020202957A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管
JP6819837B1 (ja) * 2019-03-29 2021-01-27 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管
JPWO2021187331A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23
WO2021187330A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
JPWO2021187330A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23
JP7156536B2 (ja) 2020-03-19 2022-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
JP7156537B2 (ja) 2020-03-19 2022-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2021187331A1 (ja) * 2020-03-19 2021-09-23 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびステンレス継目無鋼管の製造方法
WO2022009598A1 (ja) 2020-07-06 2022-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

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WO2022009598A1 (ja) ステンレス継目無鋼管およびその製造方法

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