WO2021200571A1 - 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

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江口　健一郎
正雄 柚賀
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength stainless steel seamless steel pipe for an oil well, which is suitably used for a crude oil or natural gas oil well, a gas well (hereinafter, simply referred to as an oil well), and a method for manufacturing the same.
  • 13Cr martensitic stainless steel pipe is often used as oil country tubular goods for use in mining. Further, recently, the use of improved 13Cr martensitic stainless steel having a reduced C content and increased Ni, Mo, etc. of 13Cr martensitic stainless steel has been expanded.
  • Patent Document 1 describes in terms of mass%, C: 0.05% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.20 to 1.80%, P: 0.03% or less, S: 0.005. % Or less, Cr: 14.0 to 18.0%, Ni: 5.0 to 8.0%, Mo: 1.5 to 3.5%, Cu: 0.5 to 3.5%, Al: 0 It contains 0.05% or less, V: 0.20% or less, N: 0.01 to 0.15%, O: 0.006% or less, and satisfies the predetermined formula, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • a stainless steel pipe for an oil well which has an improved corrosion resistance by having a steel composition composed of the above, is disclosed.
  • Patent Document 2 in terms of mass%, C: 0.005 to 0.05%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.20 to 1.80%, P: 0.030. % Or less, S: 0.005% or less, Cr: 12.0 to 17.0%, Ni: 4.0 to 7.0%, Mo: 0.5 to 3.0%, Al: 0.005 to It contains 0.10%, V: 0.005 to 0.20%, Co: 0.01 to 1.0%, N: 0.005 to 0.15%, O: 0.010% or less, and A high-strength stainless seamless steel pipe for oil wells, which satisfies a predetermined formula and has a composition consisting of a balance Fe and unavoidable impurities and has a yield strength of 655 MPa or more, is disclosed.
  • Patent Document 3 in mass%, C: 0.05% or less, Si: 0.50% or less, Mn: 0.10 to 1.80%, P: 0.03% or less, S: 0. .005% or less, Cr: 14.0 to 17.0%, Ni: 5.0 to 8.0%, Mo: 1.0 to 3.5%, Cu: 0.5 to 3.5%, Al : 0.05% or less, V: 0.20% or less, N: 0.03 to 0.15%, O: 0.006% or less, further Nb: 0.2% or less, Ti: 0.3 A composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities and a mass% of MC type carbonitoxide in the precipitate of 3.0% or more based on the total amount of the precipitate, containing one or two selected from% or less. High-strength stainless steel pipes for oil wells that have high strength and high corrosion resistance by having the existing structure are disclosed.
  • Patent Document 4 describes a high-strength stainless steel pipe for oil wells having a composition containing Cr and Ni and a structure having a tempered martensite phase as a main phase, wherein the composition is Cr / Ni ⁇ 5.
  • Surface structure in which the phase that satisfies 3 and exhibits white color by etching with a martensite corrosive liquid has a thickness of 10 ⁇ m or more and 100 ⁇ m or less in the wall thickness direction from the outer surface of the pipe and is dispersed by 50% or more in terms of the area ratio of the outer surface of the pipe.
  • High-strength stainless seamless steel pipes for oil wells are disclosed.
  • Patent Document 5 in terms of mass%, 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: 14.0 to 15.5%, Ni: 5.5 to 7.0%, Mo: 2.0 to 3.5%, Cu: 0.3 to 3.5%, V : 0.20% or less, Al: 0.05% or less, N: 0.06% or less, and having a composition consisting of the balance Fe and unavoidable impurities, yield strength: strength of 655 to 862 MPa and yield.
  • a high-strength martensite-based stainless seamless steel pipe for oil wells having a ratio of 0.90 or more and improved carbon dioxide gas corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance is disclosed.
  • Patent Documents 1 to 5 have excellent carbon dioxide corrosion resistance, the SSC resistance in a low temperature environment is not sufficient. Further, with the techniques described in Patent Documents 1 to 5, a steel pipe having a high strength of YS150ksi (1034 MPa) or more could not be obtained.
  • the present invention solves the problems of the prior art, has high strength and excellent hot workability, contains carbon dioxide gas (CO 2 ) and chlorine ions (Cl ⁇ ), and is extremely severe at a high temperature of 180 ° C. or higher. It is an object of the present invention to provide a high-strength stainless seamless steel pipe for oil wells and a method for producing the same, which is excellent in carbon dioxide corrosion resistance in a corrosive environment and also excellent in SSC resistance in a low temperature environment.
  • CO 2 carbon dioxide gas
  • Cl ⁇ chlorine ions
  • high strength refers to a case where the yield strength YS is 110 ksi (758 MPa) or more. Preferably, the yield strength YS is 150 ksi (1034 MPa) or more.
  • excellent in hot workability means that a smoothing test piece in the shape of a round bar having a parallel portion diameter of 10 mm is used, heated to 1250 ° C. with a gleeble tester, held for 100 seconds, and then 1000 at 1 ° C./sec. After cooling to ° C. and holding for 10 seconds, the mixture is pulled until it breaks, the cross-sectional reduction rate (%) is measured, and the cross-sectional reduction rate is 70% or more.
  • excellent in carbon dioxide corrosion resistance means that the test piece is immersed in a test solution: 20% by mass NaCl aqueous solution (liquid temperature: 180 ° C., 10 atm CO 2 gas atmosphere) held in an autoclave.
  • a test solution 20% by mass NaCl aqueous solution (liquid temperature: 180 ° C., 10 atm CO 2 gas atmosphere) held in an autoclave.
  • the corrosion rate is 0.125 mm / y or less when the immersion period is 14 days, and the test piece after the corrosion test is pitted on the surface of the test piece using a loupe with a magnification of 10 times. Observe the presence or absence of corrosion, and refer to the case where there is no pitting corrosion with a diameter of 0.2 mm or more.
  • test solution 5 mass% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 4 °C, H 2 S: 0.02bar, CO 2: 0.98bar) to 0.
  • the test piece was immersed in an aqueous solution adjusted to pH: 4.0 by adding 5 mass% acetic acid + sodium acetate, the immersion time was 720 hours, and 90% of the yield stress was added as a load stress to perform the test.
  • aqueous solution adjusted to pH: 4.0 by adding 5 mass% acetic acid + sodium acetate, the immersion time was 720 hours, and 90% of the yield stress was added as a load stress to perform the test.
  • the method of each test described above is also described in detail in Examples described later.
  • the present inventors have diligently studied the influence of various component compositions on the low temperature SSC resistance of stainless steel pipes. As a result, it was found that all SSCs (sulfide stress cracks) of stainless steel were cracks due to hydrogen embrittlement starting from pitting corrosion.
  • the present invention has been completed by further studying based on the above findings.
  • the gist of the present invention is as follows. [1] By mass% C: 0.002-0.05%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.04 to 1.80%, P: 0.030% or less, S: 0.002% or less, Cr: Over 14.0% and below 17.0%, Ni: 4.0-8.0%, Mo: 1.5-3.0%, Al: 0.005 to 0.10%, V: 0.005 to 0.20%, Co: 0.01-1.0%, N: 0.002 to 0.15%, O: Contains 0.006% or less, satisfies the following formulas (1) and (2), and has a component composition in which the balance is composed of Fe and unavoidable impurities.
  • the high-strength stainless seamless steel pipe for oil wells according to [1], which further contains 1 or 2 groups selected from the following groups A and B in mass% in addition to the above-mentioned component composition. .. Group A: Cu: 3.5% or less, Ti: 0.20% or less, W: 3.0% or less, one or more selected from Group B: Nb: 0.20% or less, Zr: 0.20% or less, B: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, Ca: 0.0025% or less, Sn: 0.20% or less, Sb: 0.50% or less, Ta: One or more selected from 0.1% or less, Mg: 0.01% or less [3]
  • the structure has a martensite phase of 70% or more in area ratio, [1] or [ 2] High-strength stainless steel seamless steel pipe for oil wells.
  • the present invention is excellent in hot workability, excellent in carbon dioxide corrosion resistance, excellent in SSC resistance in a low temperature environment, and has a high strength of yield strength YS: 758 MPa or more, high strength for oil wells.
  • a stainless seamless steel pipe and a method for manufacturing the same can be provided.
  • C 0.002-0.05%
  • C is an important element that increases the strength of martensitic stainless steel. In the present invention, it is necessary to contain 0.002% or more of C in order to secure the desired strength. On the other hand, if C is contained in excess of 0.05%, the strength is rather lowered. In addition, the SSC resistance in a low temperature environment also deteriorates. Therefore, in the present invention, the C content is set to 0.002 to 0.05%. From the viewpoint of carbon dioxide corrosion resistance, the C content is preferably 0.040% or less. It is more preferably 0.035% or less, and further preferably 0.03% or less. The C content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • Si 0.05 to 0.50% Si is an element that acts as an antacid. This effect is obtained with a Si content of 0.05% or more. On the other hand, if the content of Si exceeds 0.50%, the hot workability is lowered and the carbon dioxide corrosion resistance is lowered. Therefore, the Si content is set to 0.05 to 0.50%.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, and more preferably 0.15% or more.
  • the Si content is preferably 0.40% or less, more preferably 0.30% or less.
  • Mn 0.04 to 1.80% Mn is an element that suppresses the formation of ⁇ ferrite during hot working and improves hot workability.
  • the present invention requires a Mn content of 0.04% or more.
  • the Mn content is set to 0.04 to 1.80%.
  • the Mn content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.20% or more, and further preferably 0.25% or more.
  • the Mn content is preferably 0.80% or less, more preferably 0.60% or less, and further preferably 0.40% or less.
  • P 0.030% or less
  • P is an element that lowers carbon dioxide corrosion resistance, pitting corrosion resistance, and SSC resistance. In the present invention, it is preferable to reduce as much as possible, but an extreme reduction causes an increase in manufacturing cost. Therefore, the P content is set to 0.030% or less as a range that can be industrially carried out at a relatively low cost without causing an extreme deterioration of the characteristics. Preferably, the P content is 0.020% or less.
  • S 0.002% or less S is preferably reduced as much as possible because it significantly lowers the hot workability and deteriorates the SSC resistance in a low temperature environment due to segregation into the old austenite grain boundaries.
  • S content is set to 0.002% or less.
  • the S content is 0.0015% or less.
  • Cr 14.0% or more and 17.0% or less Cr is an element that forms a protective film and contributes to the improvement of corrosion resistance.
  • the present invention requires a Cr content of 14.0% or more.
  • the content of Cr exceeds 17.0%, the stability of the martensite phase is lowered by facilitating the formation of retained austenite without undergoing martensitic transformation, and the strength desired in the present invention cannot be obtained. ..
  • the ⁇ ferrite phase precipitates during high-temperature heating, which significantly reduces hot workability. Therefore, the Cr content is set to be more than 14.0% and 17.0% or less.
  • the Cr content is preferably 14.2% or more, more preferably 14.4% or more, and further preferably 14.6% or more.
  • the Cr content is preferably 16.0% or less, more preferably 15.0% or less, still more preferably 14.8% or less.
  • Ni 4.0-8.0%
  • Ni is an element that has the effect of strengthening the protective film and improving corrosion resistance. Further, Ni suppresses the precipitation of the ⁇ ferrite phase and improves the hot workability. In addition, Ni dissolves in solid solution to increase the strength of steel. Such an effect can be obtained with a content of 4.0% or more of Ni.
  • the Ni content is set to 4.0 to 8.0%.
  • the Ni content is preferably 5.0% or more, more preferably 6.0% or more, and further preferably 6.1% or more.
  • the Ni content is preferably 7.5% or less, more preferably 7.0% or less, and further preferably 6.5% or less.
  • Mo 1.5-3.0% Mo is, Cl - and an element for increasing the resistance to pitting low pH.
  • the present invention requires a Mo content of 1.5% or more.
  • a Mo content of less than 1.5% reduces corrosion resistance in harsh corrosive environments.
  • the Mo content is set to 1.5 to 3.0%.
  • the Mo content is preferably 1.8% or more, and more preferably 1.9% or more.
  • the Mo content is preferably 2.5% or less, more preferably 2.3% or less.
  • Al 0.005 to 0.10%
  • Al is an element that acts as an antacid. This effect can be obtained by containing 0.005% or more of Al.
  • the Al content is set to 0.005 to 0.10%.
  • the Al content is preferably 0.010% or more, and preferably 0.03% or less. It is more preferably 0.015% or more, and more preferably 0.025% or less.
  • V 0.005 to 0.20%
  • V is an element that improves the strength of steel by precipitation strengthening. This effect can be obtained by containing 0.005% or more of V.
  • the V content is set to 0.005 to 0.20%.
  • the V content is preferably 0.03% or more, and preferably 0.08% or less. It is more preferably 0.04% or more, and more preferably 0.07% or less.
  • Co 0.01-1.0%
  • Co is an element that reduces the retained austenite fraction by increasing the Ms point and improves strength and SSC resistance. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Co.
  • the Co content is set to 0.01 to 1.0%.
  • the Co content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.07% or more.
  • the Co content is preferably 0.15% or less, more preferably 0.09% or less.
  • N 0.002 to 0.15%
  • N is an element that inexpensively suppresses the formation of ⁇ ferrite and improves hot workability. Such an effect can be obtained with an N content of 0.002% or more.
  • the N content is set to 0.002 to 0.15%.
  • the N content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.02% or more.
  • the N content is preferably 0.10% or less, more preferably 0.08% or less.
  • O (oxygen) 0.006% or less
  • O (oxygen) exists as an oxide in steel and adversely affects various properties. Therefore, it is desirable to reduce O as much as possible.
  • the O content exceeds 0.006%, both hot workability and SSC resistance at low temperature are significantly lowered. Therefore, the O content is set to 0.006% or less.
  • the O content is 0.004% or less.
  • Cr, Ni, Mo, Cu, and C are contained within the above range and so as to satisfy the following equation (1).
  • Cr, Ni, Mo, Cu, and C in the formula (1) are the contents (mass%) of each element, and the content of the elements not contained is set to zero.
  • (1) of the left-hand side value (the value of "Cr + 0.65Ni + 0.6Mo + 0.55Cu- 20C ") is less than 18.5, CO 2 at a high temperature of at least 180 ° C., Cl - resistance in high temperature corrosive environments comprising Carbon dioxide corrosiveness decreases. Therefore, in the present invention, Cr, Ni, Mo, Cu, and C are contained so as to satisfy the equation (1).
  • the lvalue of Eq. (1) is preferably 19.0 or more. There is no particular upper limit on the lvalue of equation (1). From the viewpoint of suppressing cost increase and strength decrease due to excessive alloy addition, the lvalue of Eq. (1) is preferably 20.5 or less.
  • Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu and N are contained so as to satisfy the following formula (2).
  • Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu, and N in the formula (2) are the contents (mass%) of each element, and the content of the elements not contained is set to zero.
  • the lvalue of Eq. (2) (value of "Cr + Mo + 0.3Si-43.3C-0.4Mn-Ni-0.3Cu-9N") exceeds 11, the heat necessary and sufficient for forming a stainless seamless steel pipe is sufficient. Interworkability cannot be obtained, and the manufacturability of steel pipes is reduced. Therefore, in the present invention, Cr, Mo, Si, C, Mn, Ni, Cu, and N are contained so as to satisfy the equation (2).
  • the lvalue of Eq. (2) is preferably 10.5 or less.
  • the lower limit of the lvalue of Eq. (2) is not particularly set. Since the effect is saturated, the lvalue of Eq. (2) is preferably 7 or more.
  • the balance other than the above-mentioned components consists of iron (Fe) and unavoidable impurities.
  • the above-mentioned components are the basic components, and the high-strength stainless seamless steel pipe for oil wells of the present invention can obtain the desired characteristics as the basic components.
  • the following selective elements can be contained, if necessary, in addition to the above-mentioned basic components.
  • Cu 3.5% or less
  • Ti 0.20% or less
  • W 3.0% or less
  • Cu 3.5% or less
  • Cu strengthens the protective film. It is an element that enhances corrosion resistance and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.5% or more of Cu.
  • the Cu content is preferably 3.5% or less.
  • the Cu content is preferably 0.5% or more, more preferably 0.7% or more.
  • the Cu content is more preferably 3.0% or less, further preferably 1.5% or less, and even more preferably 1.3% or less.
  • Ti 0.20% or less
  • Ti is an element that forms TiN, and this TiN covers oxide-based or sulfide-based inclusions to improve SSC resistance in a low temperature environment, and if necessary. Can be contained. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Ti. On the other hand, even if Ti is contained in excess of 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Ti is contained, the Ti content is preferably 0.20% or less.
  • the Ti content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more, and further preferably 0.05% or more.
  • the Ti content is more preferably 0.15% or less.
  • W 3.0% or less W is an element that contributes to the increase in strength and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.05% or more of W. On the other hand, even if W is contained in excess of 3.0%, the effect is saturated. Therefore, when W is contained, the W content is preferably 3.0% or less.
  • the W content is preferably 0.05% or more, and more preferably 0.5% or more.
  • the W content is more preferably 1.5% or less.
  • Nb 0.20% or less, Zr: 0.20% or less, B: 0.01% or less, REM: 0.01% or less, Ca: 0.0025% or less, Sn: 0.20% or less, Sb: One or more selected from 0.50% or less, Ta: 0.1% or less, Mg: 0.01% or less Nb: 0.20% or less Nb is an element that enhances strength. Can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Nb. On the other hand, even if Nb is contained in excess of 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Nb is contained, the Nb content is preferably 0.20% or less. The Nb content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.05% or more, and further preferably 0.07% or more. The Nb content is more preferably 0.15% or less, still more preferably 0.13% or less.
  • Zr 0.20% or less
  • Zr is an element that contributes to the increase in strength and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Zr. On the other hand, even if Zr is contained in excess of 0.20%, the effect is saturated. Therefore, when Zr is contained, the Zr content is preferably 0.20% or less. The Zr content is preferably 0.01% or more.
  • B 0.01% or less B is an element that contributes to the increase in strength and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.0005% or more of B. On the other hand, if B is contained in excess of 0.01%, the hot workability is lowered. Therefore, when B is contained, the B content is preferably 0.01% or less. The B content is preferably 0.0005% or more.
  • REM 0.01% or less REM (rare earth metal) is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.0005% or more of REM. On the other hand, even if REM is contained in an amount of more than 0.01%, the effect is saturated and the effect commensurate with the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. Therefore, when REM is contained, the REM content is preferably 0.01% or less. The REM content is preferably 0.0005% or more.
  • Ca 0.0025% or less Ca is an element that contributes to the improvement of hot workability and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.0005% or more of Ca.
  • the Ca content is preferably 0.0025% or less.
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more.
  • Sn 0.20% or less
  • Sn is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.02% or more of Sn.
  • the Sn content is preferably 0.20% or less.
  • the Sn content is preferably 0.02% or more.
  • Sb 0.50% or less
  • Sb is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance, and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.02% or more of Sb.
  • the Sb content is preferably 0.50% or less.
  • the Sb content is preferably 0.02% or more.
  • Ta 0.1% or less Ta is an element that increases the strength and also has the effect of improving the sulfide stress cracking resistance.
  • Ta is an element that has the same effect as Nb, and a part of Nb can be replaced with Ta. Such an effect can be obtained by containing 0.01% or more of Ta.
  • the Ta content is preferably 0.1% or less.
  • the Ta content is preferably 0.01% or more.
  • Mg 0.01% or less Mg is an element that improves corrosion resistance and can be contained as needed. Such an effect can be obtained by containing 0.002% or more of Mg. On the other hand, even if Mg is contained in excess of 0.01%, the effect is saturated and the effect commensurate with the content cannot be expected. Therefore, when Mg is contained, the Mg content is preferably 0.01% or less. The Mg content is preferably 0.002% or more.
  • the high-strength stainless seamless steel pipe for oil wells of the present invention has a martensite phase (tempered martensite phase) as the main phase in order to secure the desired strength.
  • the rest other than the main phase is a retained austenite phase, or a retained austenite phase and a ferrite phase.
  • the "main phase” refers to an organization that occupies 70% or more of the area ratio of the entire steel pipe.
  • the martensite phase is preferably 70% or more, and preferably 95% or less, in terms of the area ratio with respect to the entire steel pipe. More preferably, it is 80% or more, and more preferably 90% or less.
  • the remaining portion other than the main phase is preferably less than 30% in area ratio with respect to the entire steel pipe from the viewpoint of suppressing deterioration of corrosion resistance and hot workability. It is more preferably 25% or less, and further preferably 20% or less. It should be noted that the residual austenite phase is more preferably less than 30%, since excessive content lowers the strength. The ferrite phase is more preferably 5% or less because it lowers the hot workability.
  • each of the above tissues can be measured by the following method.
  • the tissue observation test piece is corroded with a virera reagent (a reagent in which picrinic acid, hydrochloric acid and ethanol are mixed at a ratio of 2 g, 10 ml and 100 ml, respectively), and the tissue is imaged with a scanning electron microscope (magnification: 1000 times).
  • the structure fraction (area%) 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) orthogonal to the tube axis direction becomes the measurement surface, and the amount of retained austenite ( ⁇ ) is measured by using the X-ray diffraction method. ..
  • the amount of retained austenite is converted by measuring the diffraction X-ray integrated intensity of the (220) plane of ⁇ and the (211) plane of ⁇ and using the following equation.
  • the volume fraction of retained austenite is regarded as the area fraction.
  • the fraction (area%) of the martensite phase shall be the balance other than the ferrite phase and the residual ⁇ phase.
  • the average particle size of the former austenite is 40 ⁇ m or less. If the average particle size of the old austenite exceeds 40 ⁇ m, the desired SSC resistance at low temperatures cannot be obtained. As described above, the smaller the grain size of the former austenite, the larger the grain boundary area per unit volume, so that the concentrations of P and S segregated at the grain boundary of the former austenite decrease. As a result, SSC resistance can be improved.
  • the average particle size of the old austenite is preferably 30 ⁇ m or less. The average particle size of the old austenite can be measured by the method described in Examples described later.
  • the temperature is the surface temperature of the steel pipe material and the steel pipe (seamless steel pipe after pipe making) unless otherwise specified. These surface temperatures can be measured with a radiation thermometer or the like.
  • a steel pipe material having the above-mentioned composition is used as a starting material.
  • the manufacturing method of the steel pipe material, which is the starting material does not need to be particularly limited.
  • molten steel having the above-mentioned composition is melted by a common melting method such as a converter, and used as a steel pipe material such as a billet by a normal method such as a continuous casting method or an ingot-lump rolling method. Is preferable.
  • a seamless steel pipe having the above-mentioned component composition of a desired size (predetermined shape) is obtained.
  • a seamless steel pipe may be obtained by hot extrusion by a press method.
  • the heating temperature is set to a temperature in the range of 1100 to 1350 ° C. If the heating temperature is less than 1100 ° C., the hot workability is lowered and defects frequently occur during pipe making. On the other hand, when the heating temperature exceeds 1350 ° C. and becomes high, the crystal grains become coarse and the low temperature toughness decreases. In addition, the above-mentioned average crystal grain size structure may not be obtained. Therefore, the heating temperature in the heating step is set to a temperature in the range of 1100 to 1350 ° C. The temperature is preferably 1150 ° C. or higher, and preferably 1300 ° C. or lower.
  • the steel pipe (seamless steel pipe after the pipe making) is reheated to a temperature of Ac 3 transformation point or more and 1050 ° C or less. Then, a quenching process is performed in which the temperature is cooled to a temperature of 100 ° C. or lower (cooling stop temperature) at a cooling rate equal to or higher than air cooling.
  • the martensite phase can be made finer and stronger.
  • the "cooling rate of air cooling or higher" is 0.01 ° C./s or higher.
  • the heating temperature (reheating temperature) of the quenching treatment is preferably 800 to 1050 ° C. from the viewpoint of preventing the coarsening of the structure and ensuring the desired old austenite particle size. It is more preferably 900 ° C. or higher, and more preferably 960 ° C. or lower. From the viewpoint of ensuring heat equalization, it is preferable to keep the temperature at the above-mentioned reheating temperature for 5 minutes or more. The holding time is preferably 30 minutes or less. From the viewpoint of ensuring the desired yield strength (YS), the cooling stop temperature is set to 100 ° C. or lower. In order to satisfy YS1034 MPa or more (YS150ksi or more), the cooling stop temperature is preferably 25 ° C. or less.
  • the hardened steel pipe described above is then tempered.
  • the tempering treatment is a treatment of heating to a temperature (tempering temperature) of 500 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower, holding for a predetermined time, and then air-cooling.
  • the tempering temperature exceeds the Ac 1 transformation point, the fresh martensite phase is precipitated after the tempering, and the desired high strength cannot be secured.
  • the tempering temperature is set to 500 ° C. or higher and Ac 1 transformation point or lower.
  • the structure becomes a structure having the tempered martensite phase as the main phase, and becomes a seamless steel pipe having a desired strength and a desired corrosion resistance.
  • the tempering temperature is preferably 530 ° C. or higher, preferably 600 ° C. or lower.
  • the tempering temperature is preferably 560 ° C. or less. Further, from the viewpoint of ensuring the soaking property of the material, it is preferable to keep the tempering temperature at the above-mentioned tempering temperature for 10 minutes or more.
  • the holding time is preferably 90 minutes or less.
  • the present invention from the viewpoint of more appropriately controlling the average particle size of the old austenite so as to be within the above range, it is desirable to repeat the quenching-tempering treatment twice or more. Since the effect is saturated, it is desirable that the number of repetitions is 3 or less.
  • the Ac 3 transformation point and the Ac 1 transformation point are actually measured values read from the change in the expansion coefficient when the test piece ( ⁇ 3 mm ⁇ L10 mm) is heated and cooled at a rate of 15 ° C./min.
  • the present invention is not limited to this.
  • the steel pipe material having the above-mentioned composition it is also possible to manufacture an electrosewn steel pipe and a UOE steel pipe according to a normal process to obtain a steel pipe for an oil well.
  • the stainless steel pipe of the present invention can be obtained by subjecting the obtained steel pipe for an oil well to a quenching treatment and a tempering treatment under the above conditions.
  • the present invention it is excellent in hot workability, excellent in carbon dioxide gas corrosion resistance, excellent in SSC resistance in a low temperature environment, and high strength of yield strength YS: 758 MPa or more. It is possible to obtain a high-strength stainless steel seamless steel pipe for oil wells. By controlling the cooling stop temperature at the time of quenching within an appropriate range, high strength of YS: 1034 MPa or more, which could not be obtained by the prior art, and hot workability, carbon dioxide corrosion resistance and SSC resistance It is also possible to provide high-strength stainless steel seamless steel pipes for oil wells.
  • the molten steel with the composition shown in Table 1 was melted in a converter and cast into a billet (steel pipe material) by a continuous casting method.
  • the obtained steel pipe material was heated at the heating temperatures shown in Tables 2-1 and 2-2, formed by hot working using a seamless rolling mill, and air-cooled after the forming to obtain a seamless steel pipe.
  • Tables 2-1 and 2-2 show the dimensions of the obtained seamless steel pipe.
  • the "cross-sectional area ratio" shown in Tables 2-1 and 2-2 is the value calculated by (cross-sectional area of steel pipe after pipe making / cross-sectional area of billet) and (cutting of steel pipe after pipe making). It is a value calculated by (area / cross-sectional area of steel pipe after drilling).
  • a test piece material was cut out from the obtained seamless steel pipe. Using each test piece material, after heating at the heating temperature (reheating temperature) and soaking time shown in Table 2-1 and Table 2-2, to the cooling stop temperature shown in Table 2-1 and Table 2-2. It was hardened by air cooling. Further, a tempering treatment was performed in which the mixture was heated at the tempering temperature and soaking time shown in Tables 2-1 and 2-2 and air-cooled. For some of the test piece materials (steel pipe Nos. 2, 4, 28, and 30), the quenching-tempering treatment was repeated twice under the conditions shown in Table 2-1 and Table 2-2.
  • a corrosion test piece having a thickness of 3 mm, a width of 30 mm, and a length of 40 mm was prepared by machining from the material of the test piece subjected to the quenching-tempering treatment, and the corrosion test was carried out.
  • the corrosion test was carried out by immersing the test piece in a test solution: 20% by mass NaCl aqueous solution (liquid temperature: 180 ° C., 10 atm CO 2 gas atmosphere) held in the autoclave, and the immersion period was 14 days. ..
  • the weight of the test piece after the test was measured, and the corrosion rate calculated from the weight loss before and after the corrosion test was determined.
  • those having a corrosion rate of 0.125 mm / y or less were accepted, and those having a corrosion rate of more than 0.125 mm / y were rejected.
  • the SSC test (sulfide stress cracking test) was carried out in accordance with NACE TM0177 Method A. If YS is less than 1034MPa (less than 150 ksi), the test environment, 5 wt% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 4 °C, H 2 S: 0.02bar, CO 2: 0.98bar) , a 0.5 The test was carried out using an aqueous solution adjusted to pH: 4.0 by adding% acetic acid + sodium acetate, with an immersion time of 720 hours and 90% of the yield stress as a load stress.
  • test piece after the test does not crack (indicated as "none” in the "SSC” column of Table 3), the test is passed, and if the test piece after the test cracks ("SSC" in Table 3). (Indicated as "Yes” in the "SSC” column) was rejected.
  • YS is not less than 1034 MPa (or 150 ksi)
  • the test environment 5 wt% NaCl aqueous solution (liquid temperature: 4 °C, H 2 S: 0.02bar, CO 2: 0.98bar) , a 0.5
  • the test was carried out using an aqueous solution adjusted to pH: 4.5 by adding% acetic acid + sodium acetate, with an immersion time of 720 hours and 90% of the yield stress as a load stress.
  • the pass / fail judgment was the same as in the above case.
  • the case where the above-mentioned test piece did not crack was evaluated as "excellent in SSC resistance in a low temperature environment".
  • a test piece for tissue observation was prepared from a test piece material that had been subjected to quenching-tempering treatment, and each structure was measured.
  • the tissue observation test piece is corroded with a virera reagent (a reagent in which picrinic acid, hydrochloric acid and ethanol are mixed at a ratio of 2 g, 10 ml and 100 ml, respectively), and the tissue is imaged with a scanning electron microscope (magnification: 1000 times).
  • the microstructure fraction (area%) of the ferrite phase was calculated using an image analyzer.
  • the X-ray diffraction test piece was ground and polished so that the cross section (C cross section) orthogonal to the tube axis direction became the measurement surface, and the amount of retained austenite ( ⁇ ) was measured using the X-ray diffraction method. ..
  • the amount of retained austenite was converted by measuring the diffraction X-ray integrated intensity of the (220) plane of ⁇ and the (211) plane of ⁇ and using the following equation.
  • the volume fraction of retained austenite is regarded as the area fraction.
  • the fraction (area%) of the martensite phase was the balance other than the ferrite phase and the residual ⁇ phase.
  • All of the examples of the present invention have excellent hot workability with a yield strength of YS: 758 MPa or more, and also have excellent corrosion resistance (carbon dioxide gas corrosive resistance) in a high-temperature corrosive environment containing CO 2 and Cl ⁇ at 180 ° C. or higher. Furthermore, it has excellent SSC resistance in a low temperature environment.

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Abstract

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。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：０．００２～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．０４～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００２％以下、Ｃｒ：１４．０超え１７．０％以下、Ｎｉ：４．０～８．０％、Ｍｏ：１．５～３．０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．００５～０．２０％、Ｃｏ：０．０１～１．０％、Ｎ：０．００２～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、かつ所定の式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である組織を有し、降伏強さが７５８ＭＰａ以上である。

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。）等に好適に用いられ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に関する。
　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深く、またその雰囲気も高温でかつＣＯ２、Ｃｌ－、さらにＨ２Ｓを含む厳しい腐食環境となっている。このような環境下で使用される油井用鋼管には、所望の高強度および優れた耐食性を兼ね備えた材質とすることが要求される。
　従来、炭酸ガス（ＣＯ２）、塩素イオン（Ｃｌ－）等を含む環境の油田、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。
　このような要望に対し、例えば特許文献１～特許文献５に挙げる技術がある。特許文献１には、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１８．０％、Ｎｉ：５．０～８．０％、Ｍｏ：１．５～３．５％、Ｃｕ：０．５～３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎ：０．０１～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含有し、かつ所定の式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有することで、耐食性を改善した油井用ステンレス鋼管が開示されている。
　また、特許文献２には、質量％で、Ｃ：０．００５～０．０５％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．２０～１．８０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１２．０～１７．０％、Ｎｉ：４．０～７．０％、Ｍｏ：０．５～３．０％、Ａｌ：０．００５～０．１０％、Ｖ：０．００５～０．２０％、Ｃｏ：０．０１～１．０％、Ｎ：０．００５～０．１５％、Ｏ：０．０１０％以下を含有し、かつ所定の式を満足し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することで、降伏強さが６５５ＭＰａ以上である油井用高強度ステンレス継目無鋼管が開示されている。
　また、特許文献３には、ｍａｓｓ％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．１０～１．８０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１７．０％、Ｎｉ：５．０～８．０％、Ｍｏ：１．０～３．５％、Ｃｕ：０．５～３．５％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｖ：０．２０％以下、Ｎ：０．０３～０．１５％、Ｏ：０．００６％以下を含み、さらにＮｂ：０．２％以下、Ｔｉ：０．３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなる組成と、析出物中のＭＣ型炭窒化物が全析出物量に対するｍａｓｓ％で３．０％以上存在する組織を有することによって、高強度でかつ高耐食性を有する油井用高強度ステンレス鋼管が開示されている。
　また、特許文献４には、ＣｒおよびＮｉを含有する組成と、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織とを有する油井用高強度ステンレス鋼管であって、組成が、Ｃｒ／Ｎｉ≦５．３を満足し、ビレラ腐食液によるエッチングで白色を呈する相が管外表面から肉厚方向に１０μｍ以上１００μｍ以下の厚さを有し、かつ管外表面の面積率で５０％以上分散した表層組織を有する油井用高強度ステンレス継目無鋼管が開示されている。
　また、特許文献５には、質量％で、Ｃ：０．０１％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．１～２．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４．０～１５．５％、Ｎｉ：５．５～７．０％、Ｍｏ：２．０～３．５％、Ｃｕ：０．３～３．５％、Ｖ：０．２０％以下、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０６％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる組成を有することで、降伏強さ：６５５～８６２ＭＰａの強度と降伏比：０．９０以上を有し、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を改善した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開示されている。
国際公開第２００４/００１０８２号公報 国際公開第２０１７/１６８８７４号公報 特開２００５－１０５３５７号公報 国際公開第２０１５/１７８０２２号 特開２０１２-１３６７４２号公報
　最近の厳しい腐食環境における油田やガス田等の開発に伴い、油井用鋼管には、高強度と、１８０℃以上の高温で、かつ、炭酸ガス（ＣＯ２）、塩素イオン（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とを兼備することが求められてきた。これに加え、開発環境の過酷化に伴い、深海のような低温の環境においても優れた耐ＳＳＣ性（耐硫化物応力割れ性）を有することが求められてきた。油井用鋼管は、上記のように厳しい環境で用いられるため、通常、信頼性の高いシームレス鋼管（継目無鋼管）が求められる。シームレス鋼管の圧延においては、圧延中に管内面および管外面に傷が発生しやすいことが知られており、その対策として高い熱間加工性を有する材料が求められる。これに加え、開発環境の深井戸化に伴い、従来よりもさらに高い強度が求められてきた。
　しかしながら、特許文献１～特許文献５に記載された技術では、優れた耐炭酸ガス腐食性は有するものの低温の環境における耐ＳＳＣ性が十分ではなかった。また、特許文献１～特許文献５に記載された技術では、ＹＳ１５０ｋｓｉ（１０３４ＭＰａ）以上の高強度の鋼管は得られないでいた。
　そこで、本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、高強度で熱間加工性に優れるとともに、炭酸ガス（ＣＯ２）、塩素イオン（Ｃｌ－）を含み、１８０℃以上の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、さらに低温の環境における耐ＳＳＣ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ＹＳが１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上を有する場合を指す。好ましくは、降伏強さＹＳが１５０ｋｓｉ（１０３４ＭＰａ）以上である。
　また、「熱間加工性に優れる」とは、平行部径１０ｍｍの丸棒形状の平滑試験片を用い、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、１℃／ｓｅｃで１０００℃まで冷却し、１０秒間保持した後、破断するまで引っ張り、断面減少率（％）を測定し、断面減少率が７０％以上の場合を指す。
　また、「耐炭酸ガス腐食性に優れる」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：１８０℃、１０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間として実施した際の腐食速度が、０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合で、かつ、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、直径：０．２ｍｍ以上の孔食の発生がない場合を指す。
　また、「低温の環境における耐ＳＳＣ性が優れる」とは、試験液：５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：４℃、Ｈ２Ｓ：０．０２ｂａｒ、ＣＯ２：０．９８ｂａr）に、０．５質量％酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：４．０に調整した水溶液中に、試験片を浸漬させ、浸漬時間を７２０時間として、降伏応力の９０％を負荷応力として付加して試験を行い、試験後の試験片に割れが発生しない場合を指す。
　なお、上記した各試験の方法は、後述する実施例においても詳述している。
　本発明者らは、上記した目的を達成するために、各種成分組成のステンレス鋼管における、低温の耐ＳＳＣ性への影響について鋭意検討した。その結果、ステンレス鋼のＳＳＣ（硫化物応力割れ）は、いずれも孔食を起点とした水素脆化による割れであることがわかった。
　さらに、孔食の発生や割れの発生について検討したところ、低温の環境においては、旧オーステナイト粒径を小さくした方が、孔食の成長や割れの発生が抑制され、耐ＳＳＣ性が向上することが分かった。これは、旧オーステナイト粒界に偏析するＰやＳが、（１）孔食成長時の旧オーステナイト粒界の選択溶解を助長すること、（２）水素が鋼中に侵入した際の、粒界の脆化を助長したこと、に起因すると考えられる。すなわち、旧オーステナイト粒径が小さい方が、単位体積当たりの粒界面積は広くなるため、旧オーステナイト粒界に偏析するＰやＳの濃度が低下し、耐ＳＳＣ性が向上すると考えられる。
　なお、低温の環境において耐ＳＳＣ性に及ぼす旧オーステナイト粒界の影響が顕著である理由は、鋼中への水素の侵入を助長する硫化水素の試験液中への溶解度が増加すること、温度の低下により、水素のガス化が抑制されること、が原因であると考えられる。
　本発明は、以上の知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。本発明の要旨は次のとおりである。
［１］　質量％で、
　Ｃ　：０．００２～０．０５％、
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
　Ｍｎ：０．０４～１．８０％、
　Ｐ　：０．０３０％以下、
　Ｓ　：０．００２％以下、
　Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下、
　Ｎｉ：４．０～８．０％、
　Ｍｏ：１．５～３．０％、
　Ａｌ：０．００５～０．１０％、
　Ｖ　：０．００５～０．２０％、
　Ｃｏ：０．０１～１．０％、
　Ｎ　：０．００２～０．１５％、
　Ｏ　：０．００６％以下
を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
　旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である組織を有し、
　降伏強さが７５８ＭＰａ以上である、油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 18.5　　　　　　　‥‥（１）
Cr＋Mo＋0.3Si－43.3C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　　‥‥（２）
ここで、（１）式および（２）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
［２］　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、［１］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
　　　　　　　　　　　　　　　　　記
Ａ群：Ｃｕ：３．５％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
［３］　前記組織は、面積率で７０％以上のマルテンサイト相を有する、［１］または［２］に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
［４］　［１］～［３］のいずれか１つ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って、
　前記成分組成を有する鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、
　次いで、前記継目無鋼管をＡｃ３変態点以上１０５０℃以下の温度に再加熱し、
空冷以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する焼入れ処理を施し、
その後、５００℃以上Ａｃ１変態点以下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。
［５］　前記焼入れ処理および前記焼戻処理を２回以上繰り返し行う、［４］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。
　本発明によれば、熱間加工性に優れるとともに、耐炭酸ガス腐食性に優れ、低温環境での耐ＳＳＣ性に優れ、かつ降伏強さＹＳ：７５８ＭＰａ以上の高強度を有する、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ができる。
　以下、本発明について詳細に説明する。
　まず、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の成分組成と、その限定理由について説明する。以下、特に断わらない限り、質量％は単に「％」と記す。
　Ｃ：０．００２～０．０５％
　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０．００２％以上のＣを含有することが必要である。一方、０．０５％を超えてＣを含有すると、強度がかえって低下する。また、低温の環境における耐ＳＳＣ性も悪化する。このため、本発明では、Ｃ含有量は０．００２～０．０５％とする。なお、耐炭酸ガス腐食性の観点から、Ｃ含有量は０．０４０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．０３５％以下とし、さらに好ましくは０．０３％以下とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。
　Ｓｉ：０．０５～０．５０％
　Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は０．０５％以上のＳｉの含有で得られる。一方、０．５０％を超えるＳｉの含有は、熱間加工性が低下するとともに、耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は０．０５～０．５０％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．１５％以上とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは０．４０％以下とし、より好ましくは０．３０％以下とする。
　Ｍｎ：０．０４～１．８０％
　Ｍｎは、熱間加工時のδフェライト生成を抑制し、熱間加工性を向上させる元素である。本発明では０．０４％以上のＭｎの含有を必要とする。一方、Ｍｎは過剰に含有すると、靭性や低温の環境における耐ＳＳＣ性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ含有量は０．０４～１．８０％とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．１０％以上とし、より好ましくは０．２０％以上とし、さらに好ましくは０．２５％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．８０％以下とし、より好ましくは０．６０％以下とし、さらに好ましくは０．４０％以下とする。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、耐炭酸ガス腐食性、耐孔食性、耐ＳＳＣ性をともに低下させる元素である。本発明では、できるだけ低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの高騰を招く。このため、特性の極端な低下を招くことなく、工業的に比較的安価に実施可能な範囲として、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。
　Ｓ：０．００２％以下
　Ｓは、熱間加工性を著しく低下させ、また、旧オーステナイト粒界への偏析によって低温の環境における耐ＳＳＣ性を悪化させるため、できるだけ低減することが好ましい。Ｓ含有量は０．００２％以下であれば、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下の場合に、旧オーステナイト粒界へのＳの偏析を抑制し、本発明で目的とする耐ＳＳＣ性を得ることができる。このようなことから、Ｓ含有量は０．００２％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．００１５％以下である。
　Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下
　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る。１８０℃以上の高温における耐食性を確保するために、本発明では１４．０％超えのＣｒの含有を必要とする。一方、１７．０％を超えるＣｒの含有は、マルテンサイト変態させずに、残留オーステナイトを生じやすくすることで、マルテンサイト相の安定性が低下し、本発明で目的とする強度が得られなくなる。このほか、高温加熱時にδフェライト相が析出し、熱間加工性が著しく低下する。このため、Ｃｒ含有量は１４．０％超え１７．０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１４．２％以上とし、より好ましくは１４．４％以上とし、さらに好ましくは１４．６％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１６．０％以下とし、より好ましくは１５．０％以下とし、さらに好ましくは１４．８％以下とする。
　Ｎｉ：４．０～８．０％
　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、δフェライト相の析出を抑制し、熱間加工性を向上させる。また、Ｎｉは、固溶して鋼の強度を増加させる。このような効果は４．０％以上のＮｉの含有で得られる。一方、８．０％を超えるＮｉの含有は、マルテンサイト変態させずに、残留オーステナイトを生じやすくすることで、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４．０～８．０％とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは５．０％以上とし、より好ましくは６．０％以上とし、さらに好ましくは６．１％以上とする。Ｎｉ含有量は、好ましくは７．５％以下とし、より好ましくは７．０％以下とし、さらに好ましくは６．５％以下とする。
　Ｍｏ：１．５～３．０％
　Ｍｏは、Ｃｌ－や低ｐＨによる孔食に対する抵抗性を増加させる元素である。本発明では１．５％以上のＭｏの含有を必要とする。１．５％未満のＭｏの含有では、苛酷な腐食環境下での耐食性を低下させる。一方、３．０％を超えるＭｏの含有は、δフェライトを発生させて、熱間加工性および耐食性の低下を招く。このため、Ｍｏ含有量は１．５～３．０％とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは１．８％以上とし、より好ましくは１．９％以上とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは２．５％以下とし、より好ましくは２．３％以下とする。
　Ａｌ：０．００５～０．１０％
　Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。この効果は、Ａｌを０．００５％以上含有することで得られる。一方、０．１０％を超えてＡｌを含有すると、酸化物量が多くなりすぎて、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌ含有量は０．００５～０．１０％とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０１０％以上とし、好ましくは０．０３％以下とする。より好ましくは０．０１５％以上とし、より好ましくは０．０２５％以下とする。
　Ｖ：０．００５～０．２０％
　Ｖは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。この効果は、Ｖを０．００５％以上含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＶを含有しても、低温靭性が低下する。このため、Ｖ含有量は０．００５～０．２０％とする。Ｖ含有量は、好ましくは０．０３％以上とし、好ましくは０．０８％以下とする。より好ましくは０．０４％以上とし、より好ましくは０．０７％以下とする。
　Ｃｏ：０．０１～１．０％
　Ｃｏは、Ｍｓ点を上昇させることで残留オーステナイト分率を低減し、強度および耐ＳＳＣ性を向上させる元素である。このような効果は０．０１％以上のＣｏを含有することで得られる。一方、１．０％を超えてＣｏを含有しても、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｏ含有量は０．０１～１．０％とする。Ｃｏ含有量は、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．０７％以上とする。Ｃo含有量は、好ましくは０.１５％以下とし、より好ましくは０．０９％以下とする。
　Ｎ：０．００２～０．１５％
　Ｎは、安価にδフェライトの生成を抑制し、熱間加工性を向上させる元素である。このような効果は、０．００２％以上のＮの含有で得られる。一方、０．１５％を超えてＮを含有すると、粗大な窒化物を生成し、低温における耐ＳＳＣ性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００２～０．１５％とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０２％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０.１０％以下とし、より好ましくは０．０８％以下とする。
　Ｏ（酸素）：０．００６％以下
　Ｏ（酸素）は、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼす。このため、Ｏはできるだけ低減することが望ましい。特に、Ｏ含有量が０．００６％を超えると、熱間加工性、および、低温における耐ＳＳＣ性がともに著しく低下する。このため、Ｏ含有量は０．００６％以下とする。好ましくは、Ｏ含有量は０．００４％以下である。
　また、本発明では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃを、上記した範囲内とし、かつ下記（１）式を満足するように含有する。
Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 18.5　　　　‥‥（１）
ここで、（１）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
　（１）式の左辺値（「Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C」の値）が１８．５未満であると、１８０℃以上の高温でＣＯ２、Ｃｌ－を含む高温腐食環境下における耐炭酸ガス腐食性が低下する。このため、本発明では、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃについて、（１）式を満足するように含有する。（１）式の左辺値は、好ましくは１９．０以上とする。（１）式の左辺値の上限は特に設けない。過剰な合金添加によるコスト増の抑制および強度低下の抑制の観点から、（１）式の左辺値は２０．５以下とすることが好ましい。
　さらに、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎを、下記（２）式を満足するように含有する。
Cr＋Mo＋0.3Si－43.3C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　‥‥（２）
ここで、（２）式におけるＣｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎは各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
　（２）式の左辺値（「Cr＋Mo＋0.3Si－43.3C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N」の値）が１１超えであると、ステンレス継目無鋼管を造管するうえで必要十分な熱間加工性を得ることができず、鋼管の製造性が低下する。このため、本発明では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎについて、（２）式を満足するように含有する。（２）式の左辺値は、好ましくは１０．５以下とする。（２）式の左辺値の下限は特に設けない。効果が飽和することから、（２）式の左辺値は７以上とすることが好ましい。
　本発明では、上記した成分以外の残部は、鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる。
　上記した成分が基本の成分であり、基本成分で本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管は目的とする特性が得られる。本発明では、上記した基本成分に加えて、必要に応じて下記の選択元素を含有することができる。
　Ｃｕ：３．５％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｃｕ：３．５％以下
　Ｃｕは、保護皮膜を強固にして、耐食性を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．５％以上のＣｕを含有することで得られる。一方、３．５％を超えるＣｕの含有は、ＣｕＳの粒界析出を招き、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は３．５％以下とすることが好ましい。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは０．７％以上とする。Ｃｕ含有量は、より好ましくは３．０％以下とし、さらに好ましくは１．５％以下とし、さらに一層好ましくは１．３％以下とする。
　Ｔｉ：０．２０％以下
　Ｔｉは、ＴｉＮを形成し、このＴｉＮが酸化物系または硫化物系の介在物を覆うことで低温の環境における耐ＳＳＣ性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＴｉを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＴｉを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とし、さらに好ましくは０．０５％以上とする。Ｔｉ含有量は、より好ましくは０．１５％以下とする。
　Ｗ：３．０％以下
　Ｗは、強度増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０５％以上のＷを含有することで得られる。一方、３．０％を超えてＷを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量は３．０％以下とすることが好ましい。Ｗ含有量は、好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．５％以上とする。Ｗ含有量は、より好ましくは１．５％以下とする。
　Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
　Ｎｂ：０．２０％以下
　Ｎｂは、強度を高める元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＮｂを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＮｂを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０５％以上とし、さらに好ましくは０．０７％以上とする。Ｎｂ含有量は、より好ましくは０.１５％以下とし、さらに好ましくは０．１３％以下とする。
　Ｚｒ：０．２０％以下
　Ｚｒは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０１％以上のＺｒを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＺｒを含有しても、効果は飽和する。このため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｚｒ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。
　Ｂ：０．０１％以下
　Ｂは、強度の増加に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＢを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＢを含有すると、熱間加工性が低下する。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
　ＲＥＭ：０．０１％以下
　ＲＥＭ（希土類金属）は、耐食性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＲＥＭを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＲＥＭを含有しても、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、ＲＥＭを含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。ＲＥＭ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
　Ｃａ：０．００２５％以下
　Ｃａは、熱間加工性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０００５％以上のＣａを含有することで得られる。一方、０．００２５％を超えてＣａを含有すると、粗大なＣａ系介在物の数密度が増加し、低温の環境における所望の耐ＳＳＣ性を得ることができなくなる。このため、Ｃａを含有する場合には、Ｃａ含有量は０．００２５％以下とすることが好ましい。Ｃａ含有量は、好ましくは０．０００５％以上とする。
　Ｓｎ：０．２０％以下
　Ｓｎは、耐食性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０２％以上のＳｎを含有することで得られる。一方、０．２０％を超えてＳｎを含有しても、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、Ｓｎを含有する場合には、Ｓｎ含有量は０．２０％以下とすることが好ましい。Ｓｎ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。
　Ｓｂ：０．５０％以下
　Ｓｂは、耐食性の改善に寄与する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．０２％以上のＳｂを含有することで得られる。一方、０．５０％を超えてＳｂを含有しても、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、Ｓｂを含有する場合には、Ｓｂ含有量は０．５０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ含有量は、好ましくは０．０２％以上とする。
　Ｔａ：０．１％以下
　Ｔａは、強度を増加させる元素であり、耐硫化物応力割れ性を改善する効果も有する。また、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。このような効果は、０．０１％以上のＴａを含有することで得られる。一方、０．１％を超えてＴａを含有すると、靭性が低下する。このため、Ｔａを含有する場合には、Ｔａ含有量は０．１％以下とすることが好ましい。Ｔａ含有量は、好ましくは０．０１％以上とする。
　Ｍｇ：０．０１％以下
　Ｍｇは、耐食性を向上させる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果は、０．００２％以上のＭｇを含有することで得られる。一方、０．０１％を超えてＭｇを含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる。このため、Ｍｇを含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｍｇ含有量は、好ましくは０．００２％以上とする。
　次に、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の組織と、その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、所望の強度を確保するために、組織がマルテンサイト相（焼戻マルテンサイト相）を主相とする。主相以外の残部は、残留オーステナイト相、あるいは、残留オーステナイト相およびフェライト相である。ここで、「主相」とは、鋼管全体に対する面積率で７０％以上を占める組織のことを指す。
　なお、本発明では、所望の強度を確保する観点から、マルテンサイト相を鋼管全体に対する面積率で７０％以上とすることが好ましく、９５％以下とすることが好ましい。よりこのましくは８０％以上とし、より好ましくは９０％以下とする。
　主相以外の残部は、耐食性や熱間加工性の低下を抑制する観点から、鋼管全体に対する面積率で３０％未満とすることが好ましい。より好ましくは２５％以下とし、さらに好ましくは２０％以下とする。なお、特に過剰な含有は強度を低下させることから、残留オーステナイト相は３０％未満がより好ましい。フェライト相は、熱間加工性を低下させることから、５％以下がより好ましい。
　上記した各組織は、次の方法で測定することができる。まず、組織観察用試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌおよび１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（倍率：１０００倍）で組織を撮像し、画像解析装置を用いて、フェライト相の組織分率（面積％）を算出する。
　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、次式を用いて換算する。なお、ここでは、残留オーステナイトの体積率を面積率とみなすものとする。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値である。
　また、マルテンサイト相（焼戻しマルテンサイト相）の分率（面積％）は、フェライト相および残留γ相以外の残部とする。
　また、本発明では、旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である。旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ超えでは、低温における所望の耐ＳＳＣ性を得ることができない。上述したように、旧オーステナイト粒径が小さい方が、単位体積当たりの粒界面積は広くなるため、旧オーステナイト粒界に偏析するＰやＳの濃度が低下する。その結果、耐ＳＳＣ性を向上することができる。旧オーステナイトの平均粒径は、好ましくは３０μｍ以下とする。なお、旧オーステナイトの平均粒径は、後述する実施例に記載の方法で測定できる。
　次に、本発明の油井用高強度ステンレス継目無鋼管の製造方法の一実施形態について、説明する。
なお、以下の製造方法の説明において、温度（℃）は、特に断らない限り鋼管素材および鋼管（造管後の継目無鋼管）の表面温度とする。これらの表面温度は、放射温度計等で測定することができる。
　本発明では、上記した成分組成を有する鋼管素材を出発素材とする。出発素材である鋼管素材の製造方法は、特に限定する必要ない。例えば、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、あるいは造塊－分塊圧延法等の通常の方法で、ビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。
　次いで、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、加熱された鋼管素材を穿孔機で中空素管とした後、熱間加工を施し、造管する。これにより、所望の寸法（所定形状）の上記した成分組成を有する継目無鋼管とする。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。
　上記した鋼管素材の加熱工程では、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。また、上記した平均結晶粒径組織を得られない場合がある。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。好ましくは１１５０℃以上とし、好ましくは１３００℃以下とする。
　造管後の継目無鋼管は、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、マルテンサイト相を主相とする鋼管組織を確保できる。
　また、旧オーステナイトの平均粒径が、上記した範囲となるように、適正に制御するためには、上記した所望の寸法の継目無鋼管（鋼管）に造管する際、（造管後の鋼管の断面積）/（鋼管素材の断面積）で計算される値は、０．２０以下とすることが好ましい。また、（造管後の鋼管の断面積）/（穿孔後の鋼管の断面積）で計算される値は、０．４０以下とすることが好ましい。
ここでは、「鋼管素材の断面積」、「造管後の鋼管の断面積」および「穿孔後の鋼管の断面積」は、管軸方向に直交する断面における断面積を用いる。
　本発明では、上記した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き続き、鋼管（造管後の継目無鋼管）に、Ａｃ３変態点以上、１０５０℃以下の温度へ再加熱し、続いて空冷以上の冷却速度で１００℃以下の温度（冷却停止温度）まで冷却する焼入れ処理を施す。これにより、マルテンサイト相の微細化と高強度化が達成できる。
　ここで、「空冷以上の冷却速度」とは、０．０１℃／ｓ以上である。
　焼入れ処理の加熱温度（再加熱の温度）は、組織の粗大化を防止し、所望の旧オーステナイト粒径を確保する観点から、８００～１０５０℃とすることが好ましい。より好ましくは９００℃以上とし、より好ましくは９６０℃以下とする。均熱性確保の観点からは、上記した再加熱の温度で５分間以上保持することが好ましい。保持時間は、好ましくは３０分以下とする。所望の降伏強さ（ＹＳ）を確保する観点からは、冷却停止温度は１００℃以下とする。なお、ＹＳ１０３４ＭＰａ以上（ＹＳ１５０ｋｓｉ以上）を満足するためには、冷却停止温度を２５℃以下とすることが好ましい。
　上記した焼入れ処理を施された鋼管は、次いで、焼戻処理を施される。焼戻処理は、５００℃以上Ａｃ１変態点以下の温度（焼戻温度）に加熱し、所定時間保持した後、空冷する処理とする。
　焼戻温度がＡｃ１変態点超えとなると、焼戻後に、フレッシュマルテンサイト相が析出し、所望の高強度を確保できなくなる。一方、焼戻温度が５００℃未満になると、強度が過剰に高くなり、所望の耐硫化物応力割れ性を確保することが困難となる。このため、焼戻温度は５００℃以上Ａｃ１変態点以下とする。これにより、組織が、焼戻マルテンサイト相を主相とする組織となり、所望の強度と、所望の耐食性を有する継目無鋼管となる。焼戻温度は、好ましくは５３０℃以上とし、好ましくは６００℃以下とする。なお、ＹＳ１０３４ＭＰａ以上（ＹＳ１５０ｋｓｉ以上）を満足するためには、焼き戻し温度は５６０℃以下とすることが好ましい。また、材料の均熱性確保の観点から、上記した焼戻温度で１０分間以上保持することが好ましい。保持時間は、好ましくは９０分以下とする。
　また、本発明では、旧オーステナイトの平均粒径を、上記した範囲となるように、より適正に制御する観点からは、焼入れ－焼戻処理を２回以上繰り返し行うことが望ましい。効果が飽和することから、繰り返し回数は３回以下とすることが望ましい。
　なお、上記のＡｃ３変態点およびＡｃ１変態点は、１５℃／ｍｉｎの速度で試験片（φ３ｍｍ×Ｌ１０ｍｍ）を昇温し、冷却した場合の膨張率の変化から読み取った実測値とする。
　以上、継目無鋼管を例にして説明したが、本発明はこれに限定されるものではない。上記した成分組成の鋼管素材を用いて、通常の工程に従い、電縫鋼管、ＵＯＥ鋼管を製造し油井用鋼管とすることも可能である。この場合、得られた油井用鋼管に対し、上記した条件で焼入れ処理および焼戻処理を施せば、本発明のステンレス鋼管を得られる。
　以上に説明したように、本発明によれば、熱間加工性に優れるとともに、耐炭酸ガス腐食性に優れ、低温環境での耐ＳＳＣ性に優れ、かつ降伏強さＹＳ：７５８ＭＰａ以上の高強度を有する、油井用高強度ステンレス継目無鋼管を得ることができる。そして、焼き入れ時の冷却停止温度を適切な範囲に管理することで、従来技術では得られなかったＹＳ：１０３４ＭＰａ以上の高強度と、熱間加工性、耐炭酸ガス腐食性および耐ＳＳＣ性とを兼ね備える油井用高強度ステンレス継目無鋼管の提供も実現できる。
　以下、実施例に基づき、本発明を説明する。なお、本発明は以下の実施例に限定されない。
　表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）に鋳造した。得られた鋼管素材を表２－１および表２－２に示す加熱温度で加熱し、シームレス圧延機を用いる熱間加工により造管し、造管後に空冷し、継目無鋼管とした。表２－１および表２－２には、得られた継目無鋼管の寸法を示す。なお、表２－１および表２－２に示す「断面積比」は、（造管後の鋼管の断面積／ビレットの断面積）で算出される値と、（造管後の鋼管の断面積／穿孔後の鋼管の断面積）で算出される値である。
　次いで、得られた継目無鋼管から、試験片素材を切り出した。各試験片素材を用いて、表２－１および表２－２に示す加熱温度（再加熱温度）、均熱時間で加熱したのち、表２－１および表２－２に示す冷却停止温度まで空冷する焼入れ処理を施した。さらに、表２－１および表２－２に示す焼戻温度、均熱時間で加熱し、空冷する焼戻処理を施した。
なお、一部の試験片素材（鋼管Ｎｏ．２、４、２８、および３０）は、表２－１および表２－２に示す条件で、焼入れ－焼戻処理を２回繰り返し行った。
　そして、以下に説明する方法で、引張特性、腐食特性、耐ＳＳＣ性および熱間加工性の評価、また旧オーステナイト粒径および組織の測定をそれぞれ行った。
　〔引張特性の評価〕
　焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、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。ここでは、降伏強さＹＳが７５８ＭＰａ以上のものを合格とし、７５７ＭＰａ以下のものを不合格とした。
　〔腐食特性の評価〕
　焼入れ－焼戻処理を施された試験片素材から、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：１８０℃、１０気圧のＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間として実施した。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。ここでは、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」とは、直径：０．２ｍｍ以上の孔食が発生した場合をいう。ここでは、孔食発生が無し（表３の「孔食」の欄に「無」と示す）のものを合格とし、孔食発生が有り（表３の「孔食」の欄に「有」と示す）のものを不合格とした。
なお、上述のように、上記した腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下の場合で、かつ、上記した孔食発生が無しの場合を「耐炭酸ガス腐食性に優れる」と評価した。
　〔耐ＳＳＣ性の評価〕
　ＳＳＣ試験（硫化物応力割れ試験）は、ＮＡＣＥ　ＴＭ０１７７　Ｍｅｔｈｏｄ　Ａに準拠して実施した。
　ＹＳが１０３４ＭＰａ未満（１５０ｋｓｉ未満）の場合には、試験環境は、５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：４℃、Ｈ２Ｓ：０．０２ｂａｒ、ＣＯ２：０．９８ｂａｒ）に、０．５質量％酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：４．０に調整した水溶液を用い、浸漬時間を７２０時間として、降伏応力の９０％を負荷応力として試験を実施した。ここでは、試験後の試験片に割れが発生しない場合（表３の「ＳＳＣ」の欄に「無」と示す）を合格とし、試験後の試験片に割れが発生した場合（表３の「ＳＳＣ」の欄に「有り」と示す）を不合格とした。
　ＹＳが１０３４ＭＰａ以上（１５０ｋｓｉ以上）の場合には、試験環境は、５質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：４℃、Ｈ２Ｓ：０．０２ｂａｒ、ＣＯ２：０．９８ｂａｒ）に、０．５質量％酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：４．５に調整した水溶液を用い、浸漬時間を７２０時間として、降伏応力の９０％を負荷応力として試験を実施した。合否判定は、上述の場合と同様とした。
なお、上述のように、上記した試験片に割れが発生しない場合を「低温の環境における耐ＳＳＣ性が優れる」と評価した。
　〔熱間加工性の評価〕
　熱間加工性の評価には、平行部径１０ｍｍの丸棒形状の平滑試験片を用い、グリーブル試験機にて１２５０℃に加熱し、１００秒間保持後、１℃／ｓｅｃで１０００℃まで冷却し、１０秒間保持した後、破断するまで引っ張り、断面減少率（％）を測定した。ここでは、断面減少率が７０％以上の場合を、優れた熱間加工性を有するとみなして合格とした。一方、断面減少率が７０％未満の場合を不合格とした。
なお、上述のように、上記した断面減少率が７０％以上の場合を「熱間加工性に優れる」と評価した。
　〔旧オーステナイトの平均粒径の測定〕
　旧オーステナイトの測定試料は、鋼管管端の周方向の任意１箇所より管長手方向に直交する断面の管外面から肉厚の１／２の位置から採取した。採取した試料について、ＥＢＳＤ観察をおこなったのち、旧オーステナイト粒の逆解析ソフトウェアを使用し、当該ＥＢＳＤの観察データから旧オーステナイト粒の再構築を行った。得られた旧オーステナイト粒再構築像について、管円周方向に３００μｍの直線を５００μｍ間隔で３本引き、切断法により、旧オーステナイト粒径の平均値を測定し、その値を旧オーステナイトの平均粒径とした。
　〔組織の測定〕
　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作製し、各組織の測定を行った。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（面積％）を算出した。
　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、次式を用いて換算した。なお、ここでは、残留オーステナイトの体積率を面積率とみなすものとした。
γ（体積率）＝１００／（１＋（ＩαＲγ／ＩγＲα））
ここで、Ｉα：αの積分強度、Ｒα：αの結晶学的理論計算値、Ｉγ：γの積分強度、Ｒγ：γの結晶学的理論計算値とした。
　また、マルテンサイト相（焼戻しマルテンサイト相）の分率（面積％）は、フェライト相および残留γ相以外の残部とした。
　得られた結果を表３－１および表３－２に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　本発明例はいずれも、降伏強さＹＳ：７５８ＭＰａ以上で熱間加工性に優れるとともに、ＣＯ２、Ｃｌ－を含む１８０℃以上の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、さらに低温の環境における耐ＳＳＣ性に優れた。
　一方、本発明の範囲を外れる比較例は、降伏強さＹＳ、熱間加工性、耐炭酸ガス腐食性、低温環境での耐ＳＳＣ性の少なくとも１つが所望の値を得られなかった。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．００２～０．０５％、
    　Ｓｉ：０．０５～０．５０％、
    　Ｍｎ：０．０４～１．８０％、
    　Ｐ　：０．０３０％以下、
    　Ｓ　：０．００２％以下、
    　Ｃｒ：１４．０％超え１７．０％以下、
    　Ｎｉ：４．０～８．０％、
    　Ｍｏ：１．５～３．０％、
    　Ａｌ：０．００５～０．１０％、
    　Ｖ　：０．００５～０．２０％、
    　Ｃｏ：０．０１～１．０％、
    　Ｎ　：０．００２～０．１５％、
    　Ｏ　：０．００６％以下
    を含有し、かつ下記（１）式および下記（２）式を満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    　旧オーステナイトの平均粒径が４０μｍ以下である組織を有し、
    　降伏強さが７５８ＭＰａ以上である、油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
    Cr＋0.65Ni＋0.6Mo＋0.55Cu－20C ≧ 18.5　　　　　　‥‥（１）
    Cr＋Mo＋0.3Si－43.3C－0.4Mn－Ni－0.3Cu－9N ≦ 11　‥‥（２）
    ここで、（１）式および（２）式におけるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎは、各元素の含有量（質量％）であり、含有しない元素は含有量をゼロとする。
  2. 　前記成分組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群およびＢ群のうちから選ばれた１群または２群を含有する、請求項１に記載の油井用高強度ステンレス継目無鋼管。
    　　　　　　　　　　　　　　　　　記
    Ａ群：Ｃｕ：３．５％以下、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｗ：３．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｂ群：Ｎｂ：０．２０％以下、Ｚｒ：０．２０％以下、Ｂ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０１％以下、Ｃａ：０．００２５％以下、Ｓｎ：０．２０％以下、Ｓｂ：０．５０％以下、Ｔａ：０．１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
  3. 　前記組織は、面積率で７０％以上のマルテンサイト相を有する、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. 　請求項１～３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って、
    　前記成分組成を有する鋼管素材を、加熱温度：１１００～１３５０℃の範囲の温度で加熱し、熱間加工を施して継目無鋼管とし、
    　次いで、前記継目無鋼管をＡｃ３変態点以上１０５０℃以下の温度に再加熱し、空冷以上の冷却速度で１００℃以下まで冷却する焼入れ処理を施し、
    その後、５００℃以上Ａｃ１変態点以下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。
  5. 　前記焼入れ処理および前記焼戻処理を２回以上繰り返し行う、請求項４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。
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7226675B1 (ja) * 2021-09-29 2023-02-21 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およびその製造方法
WO2023053743A1 (ja) * 2021-09-29 2023-04-06 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およびその製造方法
WO2024063108A1 (ja) * 2022-09-21 2024-03-28 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017010036A1 (ja) * 2015-07-10 2017-01-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2017168874A1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 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
WO2018131340A1 (ja) * 2017-01-13 2018-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
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

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2004001082A1 (ja) * 2002-06-19 2003-12-31 Jfe Steel Corporation 油井用ステンレス鋼管およびその製造方法
KR20080110623A (ko) * 2006-04-21 2008-12-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 템퍼링 연화 저항이 큰 브레이크 디스크
BR112014017204B1 (pt) * 2012-03-26 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Aço inoxidável para poços de petróleo e tubos de aço inoxidável para poços de petróleo
WO2014112353A1 (ja) * 2013-01-16 2014-07-24 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
US10246765B2 (en) * 2014-01-17 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Martensitic Cr-containing steel and oil country tubular goods
JP2016164288A (ja) * 2015-03-06 2016-09-08 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の製造方法
JP6409827B2 (ja) * 2015-08-18 2018-10-24 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用継目無ステンレス鋼管の製造方法
WO2018020886A1 (ja) * 2016-07-27 2018-02-01 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およびその製造方法
RU2718019C1 (ru) * 2017-03-28 2020-03-30 Ниппон Стил Корпорейшн Продукт из мартенситной нержавеющей стали

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017010036A1 (ja) * 2015-07-10 2017-01-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
WO2017168874A1 (ja) * 2016-03-29 2017-10-05 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
WO2018131340A1 (ja) * 2017-01-13 2018-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
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

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP7226675B1 (ja) * 2021-09-29 2023-02-21 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およびその製造方法
WO2023053743A1 (ja) * 2021-09-29 2023-04-06 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およびその製造方法
WO2024063108A1 (ja) * 2022-09-21 2024-03-28 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材
JP7488503B1 (ja) 2022-09-21 2024-05-22 日本製鉄株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材

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