WO2023132339A1 - Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材 - Google Patents

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WO2023132339A1
WO2023132339A1 PCT/JP2023/000052 JP2023000052W WO2023132339A1 WO 2023132339 A1 WO2023132339 A1 WO 2023132339A1 JP 2023000052 W JP2023000052 W JP 2023000052W WO 2023132339 A1 WO2023132339 A1 WO 2023132339A1
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alloy material
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less
alloy
yield strength
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PCT/JP2023/000052
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秀樹 高部
一弥 中根
皓平 松田
誠也 岡田
Original Assignee
日本製鉄株式会社
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C30/00—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent
    • C22C30/02—Alloys containing less than 50% by weight of each constituent containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present disclosure relates to alloy materials, and more particularly to Fe--Cr--Ni alloy materials.
  • Oil wells and gas wells use alloy materials for oil wells, represented by oil country tubular goods.
  • Many oil wells are sour environments containing hydrogen sulfide which is corrosive.
  • a sour environment means an acidified environment containing hydrogen sulfide. Sour environments may contain carbon dioxide as well as hydrogen sulfide. Materials used in such sour environments are required to have excellent corrosion resistance.
  • Materials that require excellent corrosion resistance include, for example, 18-8 stainless steel materials such as SUS304H, SUS316H, SUS321H, and SUS347H, and Fe-Cr-Ni alloy materials represented by Alloy800H, which is defined as NCF800H in JIS standards. .
  • Fe--Cr--Ni alloy materials have excellent corrosion resistance compared to 18-8 stainless steel.
  • Fe--Cr--Ni alloy materials are also more economical than Ni-based alloy materials represented by Alloy617. Therefore, an Fe--Cr--Ni alloy material is sometimes used as an alloy material for oil wells used in a sour environment.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2-217445 (Patent Document 1) and International Publication No. 2015/072458 (Patent Document 2) propose an oil well alloy material having excellent corrosion resistance.
  • the alloy material described in Patent Document 1 is an Fe—Cr—Ni alloy containing Ni: 27 to 32%, Cr: 24 to 28%, Cu: 1.25 to 3.0%, and Mo: 1.0. ⁇ 3.0%, Si: 1.5 to 2.75%, Mn: 1.0 to 2.0%, N: 0.015% or less, B: 0.10% or less, C: 0 .10% or less, Al: 0.30% or less, P: 0.03% or less, S: 0.02% or less, and the balance substantially consists of Fe and impurities.
  • This alloy material is described in US Pat.
  • the alloy material described in Patent Document 2 is a Ni--Cr alloy material, and contains Si: 0.01 to 0.5%, Mn: 0.01 to less than 1.0%, and Cu: 0.01% to less than 1.0% by mass. 01 to less than 1.0%, Ni: 48 to less than 55%, Cr: 22 to 28%, Mo: less than 5.6 to 7.0%, N: 0.04 to 0.16%, sol.
  • This alloy material is excellent in hot workability and toughness, and is also excellent in corrosion resistance (stress corrosion cracking resistance at a temperature exceeding 200 ° C. in an environment containing hydrogen sulfide), yield strength (0. 2% proof stress) is 965 MPa or more.
  • An inclined well is formed by excavating the well by bending the extending direction of the well from the vertically downward direction to the horizontal direction.
  • an inclined well can cover a wide range of strata where production fluids such as crude oil and gas are buried, increasing the production efficiency of production fluids. be able to.
  • the alloy material when used in such inclined wells, compressive force may be applied to the alloy material.
  • the alloy material preferably has a high compressive yield strength as well as a tensile yield strength.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material which is expected to be used in inclined wells, not only has high strength but also has reduced strength anisotropy.
  • Patent Documents 1 and 2 only the tensile yield strength is considered as the strength of the Fe--Cr--Ni alloy material. In other words, in Patent Documents 1 and 2, the strength anisotropy of the alloy material is not examined.
  • An object of the present disclosure is to provide an Fe--Cr--Ni alloy material having high strength and reduced strength anisotropy.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present disclosure is in % by mass, C: 0.030% or less, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.01 to 2.00%, P: 0.030% or less, S: 0.0050% or less, Ni: 29.0 to 36.5%, Cr: 23.0 to 27.5%, Mo: 2.00-6.00%, Al: 0.01 to 0.30%, Rare earth elements: 0.016 to 0.100%, N: 0.220 to 0.500%, O: 0.010% or less, W: 0 to 6.0%, Cu: 0 to 2.00%, Ca: 0 to 0.0100%, Mg: 0-0.0100%, V: 0 to 0.50%, Ti: 0 to 0.50%, Nb: 0 to 0.50%, Co: 0 to 2.00%, and The balance consists of Fe and impurities, satisfies the formula (1), In the microstructure, the standard deviation of the grain size number of the austenite grains is 0.80 or less, Tensile yield
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present disclosure has high strength and reduced strength anisotropy.
  • the present inventors first focused on an Fe--Cr--Ni alloy material with a tensile yield strength of 110 ksi (758 MPa) or more as a Fe--Cr--Ni alloy material with high strength. Next, the present inventors investigated the strength anisotropy of an Fe--Cr--Ni alloy material having a tensile yield strength of 758 MPa or more from the viewpoint of chemical composition.
  • the present inventors found that in mass%, C: 0.030% or less, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 0.01 to 2.00%, P: 0.030% or less , S: 0.0050% or less, Ni: 29.0-36.5%, Cr: 23.0-27.5%, Mo: 2.00-6.00%, Al: 0.01-0.
  • the strength anisotropy may increase. Accordingly, the present inventors have made detailed studies on reducing the strength anisotropy of the alloy material having the chemical composition described above and a tensile yield strength of 758 MPa or more.
  • the stacking fault energy Since the alloy material having the chemical composition described above has a high Ni content, the stacking fault energy tends to increase. When the stacking fault energy is large, the degree of work hardening against applied strain is small. In other words, if the stacking fault energy can be reduced, it becomes easier to work harden against strain. As a result, it is less likely to be affected by the anisotropy of strain imparted during the manufacturing process, and the strength anisotropy of the alloy material can be reduced.
  • the present inventors focused on the stacking fault energy of the Fe--Cr--Ni alloy material having the above-described chemical composition and a tensile yield strength of 758 MPa or more, and focused on a method for reducing the strength anisotropy of the alloy material. examined in detail.
  • the Fe—Cr—Ni alloy material having the chemical composition described above satisfies other configurations of the present embodiment if the chemical composition further satisfies the following formula (1). condition, it has a tensile yield strength of 758 MPa or more, and furthermore, it has become clear that strength anisotropy can be reduced.
  • the content of the corresponding element is substituted for the symbol of the element in formula (1) in terms of % by mass.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the value of I and the anisotropy index AI in this embodiment.
  • FIG. 1 was created using the value of I and the anisotropy index AI for an example that satisfies the conditions of the present embodiment except for I, among examples described later.
  • the anisotropy index AI can be increased to 0.800 or more.
  • the anisotropy index AI decreases to less than 0.800. Therefore, the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment satisfies the above-mentioned chemical composition and I is less than 15.0. As a result, the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment can reduce the strength anisotropy on condition that the other configurations of the present embodiment are satisfied.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material having the chemical composition described above has a microstructure consisting of austenite.
  • microstructure consisting of austenite means that phases other than austenite are negligible. Therefore, the present inventors have focused on the austenite grains of the Fe--Cr--Ni alloy material having the above-described chemical composition including the formula (1) and having a tensile yield strength of 758 MPa or more, and have focused on the strength anisotropy of the alloy material.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the value of the standard deviation ⁇ of the grain size number and the anisotropy index AI in this example.
  • the standard deviation ⁇ of the grain size number is 0.80 or less. If so, the anisotropy index AI can be increased to 0.800 or more. On the other hand, when the standard deviation ⁇ of the grain size numbers exceeds 0.80, the anisotropy index AI decreases to less than 0.800. Therefore, the Fe—Cr—Ni alloy material according to the present embodiment satisfies the chemical composition described above, has an I of less than 15.0, has a tensile yield strength of 758 MPa or more, and furthermore has a standard deviation ⁇ of the grain size number. is 0.80 or less. As a result, the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment can reduce the strength anisotropy.
  • the gist of the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment completed based on the above knowledge is as follows.
  • the shape of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment is not particularly limited.
  • the shape of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment may be plate-like, bar-like with a circular cross section, or tubular. That is, the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment may be an alloy plate, a bar having a circular cross section, or an alloy pipe.
  • the alloy pipe may be a seamless alloy pipe or a welded alloy pipe. When the alloy material is an oil well alloy pipe, it is preferably a seamless alloy pipe.
  • the chemical composition of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment contains the following elements.
  • Carbon (C) is an unavoidable impurity. That is, the lower limit of the C content is over 0%. If the C content is too high, Cr carbides are formed at the grain boundaries even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment. Cr carbides increase crack susceptibility at grain boundaries. As a result, the corrosion resistance of the alloy material is lowered. Therefore, the C content is 0.030% or less.
  • a preferable upper limit of the C content is 0.028%, more preferably 0.025%, still more preferably 0.020%, and still more preferably 0.015%.
  • the C content is preferably as low as possible. However, a drastic reduction of the C content greatly increases manufacturing costs. Therefore, considering industrial production, the lower limit of the C content is preferably 0.001%, more preferably 0.003%.
  • Si 0.01-1.00% Silicon (Si) deoxidizes the alloy. If the Si content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Si content is 0.01-1.00%.
  • a preferable lower limit of the Si content is 0.05%, more preferably 0.10%, and still more preferably 0.20%.
  • a preferable upper limit of the Si content is 0.80%, more preferably 0.60%, and still more preferably 0.50%.
  • Mn 0.01-2.00%
  • Manganese (Mn) deoxidizes and desulfurizes the alloy. If the Mn content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Mn content is 0.01-2.00%.
  • a preferable lower limit of the Mn content is 0.10%, more preferably 0.20%, and still more preferably 0.30%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 1.80%, more preferably 1.50%, still more preferably 1.20%, still more preferably 1.00%, still more preferably 0.80 %.
  • Phosphorus (P) is an unavoidable impurity. That is, the lower limit of the P content is over 0%. P segregates at grain boundaries. Therefore, if the P content is too high, the hot workability and corrosion resistance of the alloy material are lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the P content is 0.030% or less.
  • a preferable upper limit of the P content is 0.025%, more preferably 0.020%. The lower the P content is, the better. However, an extreme reduction in the P content greatly increases manufacturing costs. Therefore, considering industrial production, the preferable lower limit of the P content is 0.001%, more preferably 0.002%, and still more preferably 0.003%.
  • S 0.0050% or less Sulfur (S) is an unavoidable impurity. That is, the lower limit of the S content is over 0%. S segregates at grain boundaries. Therefore, if the S content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the S content is 0.0050% or less.
  • a preferable upper limit of the S content is 0.0040%, more preferably 0.0030%, and still more preferably 0.0020%. It is preferable that the S content is as low as possible. However, an extreme reduction in the S content greatly increases manufacturing costs. Therefore, considering industrial production, the preferred lower limit of the S content is 0.0001%, more preferably 0.0003%, and still more preferably 0.0005%.
  • Nickel (Ni) is an austenite-forming element and stabilizes austenite in the alloy material. If the Ni content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Ni content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the amount of dissolved N may decrease, and the strength of the alloy material may decrease. In addition, the manufacturing costs are considerably increased in this case. Therefore, the Ni content is 29.0-36.5%. A preferable lower limit of the Ni content is 29.5%, more preferably 30.0%. A preferable upper limit of the Ni content is 36.0%, more preferably 35.5%, further preferably 35.0%.
  • Chromium (Cr) enhances the corrosion resistance of alloy materials. Cr further increases the amount of dissolved N and increases the strength of the alloy material. If the Cr content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cr content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In this case, intermetallic compounds represented by the ⁇ phase are likely to be formed, and the corrosion resistance of the alloy material is lowered. Therefore, the Cr content is 23.0-27.5%. A preferable lower limit of the Cr content is 23.5%, more preferably 24.0%, further preferably 24.5%. A preferable upper limit of the Cr content is 27.0%, more preferably 26.5%.
  • Mo 2.00-6.00% Molybdenum (Mo) contributes to the stabilization of the corrosion protection film and enhances the corrosion resistance of the alloy material. Mo further increases the strength of the alloy material through solid-solution strengthening. If the Mo content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mo content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. In addition, the manufacturing costs are considerably increased in this case. Therefore, the Mo content is 2.00-6.00%. A preferable lower limit of the Mo content is 2.20%, more preferably 2.40%, and still more preferably 2.50%. A preferable upper limit of the Mo content is 5.50%, more preferably 5.00%, still more preferably 4.50%, still more preferably 4.00%.
  • Al 0.01-0.30%
  • Aluminum (Al) deoxidizes the alloy. Al also forms oxides to fix oxygen and enhance the hot workability of the alloy material. Al also enhances the impact resistance and corrosion resistance of the alloy material. If the Al content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Al content is too high, even if the contents of the other elements are within the range of the present embodiment, excessive Al oxides will be formed, and the hot workability of the alloy material will rather deteriorate. Therefore, the Al content is 0.01-0.30%. A preferable lower limit of the Al content is 0.02%, more preferably 0.03%, and still more preferably 0.05%. A preferable upper limit of the Al content is 0.25%, more preferably 0.20%.
  • the Al content referred to in this specification means "acid-soluble Al", that is, sol. It means the content of Al.
  • Rare earth element 0.016-0.100%
  • a rare earth element (REM) fixes S in the alloy as a sulfide to render it harmless and enhances the hot workability of the alloy material.
  • REM also enhances the corrosion resistance of alloy materials. If the REM content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the REM content is too high, coarse oxides are formed in the alloy material even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the hot workability of the alloy material is rather reduced. . Therefore, the REM content is 0.016-0.100%.
  • a preferred lower limit for the REM content is 0.018%, more preferably 0.020%.
  • a preferred upper limit for the REM content is 0.080%, more preferably 0.060%, and still more preferably 0.050%.
  • REM refers to scandium (Sc) with atomic number 21, yttrium (Y) with atomic number 39, and lanthanoid (La) with atomic number 57 to atomic number 71. It means one or more elements selected from the group consisting of lutetium (Lu). Moreover, the REM content in this specification means the total content of these elements.
  • N 0.220-0.500% Nitrogen (N) enhances the strength of the alloy material through solid solution strengthening. If the N content is too low, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the N content is too high, a large amount of Cr nitride is formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the corrosion resistance of the alloy material is lowered. Therefore, the N content is 0.220-0.500%. A preferable lower limit of the N content is 0.225%, more preferably 0.230%, still more preferably 0.235%, and still more preferably 0.240%. A preferable upper limit of the N content is 0.480%, more preferably 0.450%, and still more preferably 0.400%.
  • Oxygen (O) is an unavoidable impurity. That is, the lower limit of the O content is over 0%. O combines with REM to form an oxide. Therefore, if the O content is too high, coarse oxides are formed in the alloy material even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment, and the hot workability of the alloy material is deteriorated. In this case, the corrosion resistance of the alloy material is further lowered. Therefore, the O content is 0.010% or less. A preferable upper limit of the O content is 0.008%, more preferably 0.005%. It is preferable that the O content is as low as possible. However, the drastic reduction of the O content greatly increases the manufacturing cost. Therefore, when considering industrial production, the lower limit of the O content is preferably 0.0001%, more preferably 0.001%, and still more preferably 0.002%.
  • the remainder of the chemical composition of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as raw materials when industrially producing the Fe--Cr--Ni alloy material.
  • - Means a permissible range that does not significantly adversely affect the function and effect of the Ni alloy material.
  • the chemical composition of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of W and Cu. All of these elements enhance the corrosion resistance of the alloy material.
  • W 0-6.0% Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, W contributes to the stabilization of the corrosion protection film and enhances the corrosion resistance of the alloy material. W further enhances the strength of the alloy material through solid solution strengthening. If even a small amount of W is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the W content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the W content is 0-6.0%.
  • the lower limit of the W content is preferably over 0%, more preferably 0.1%, still more preferably 0.5%, still more preferably 1.0%.
  • the preferred upper limit of the W content is 5.5%, more preferably 5.0%, still more preferably 4.5%, still more preferably 4.0%.
  • Cu 0-2.00% Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. That is, the Cu content may be 0%. When contained, Cu contributes to the stabilization of the corrosion protection film and enhances the corrosion resistance of the alloy material. If even a small amount of Cu is contained, the above effects can be obtained to some extent. However, if the Cu content is too high, the hot workability of the alloy material deteriorates even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cu content is 0-2.00%.
  • the lower limit of the Cu content is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.02%, still more preferably 0.04%.
  • a preferable upper limit of the Cu content is 1.80%, more preferably 1.50%, and still more preferably 1.00%.
  • the chemical composition of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of Ca and Mg. All of these elements enhance the hot workability of the alloy material.
  • Ca 0-0.0100% Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. That is, the Ca content may be 0%. When Ca is contained, Ca fixes S in the alloy as a sulfide to render it harmless and enhances the hot workability of the alloy material. If even a little Ca is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content is too high, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, coarse oxides are formed in the alloy material, and the hot workability of the alloy material is rather reduced. . Therefore, the Ca content is 0-0.0100%. A preferable lower limit of the Ca content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0005%. A preferable upper limit of the Ca content is 0.0080%, more preferably 0.0060%, and still more preferably 0.0050%.
  • Mg 0-0.0100%
  • Mg Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. That is, the Mg content may be 0%. When contained, Mg renders S in the alloy harmless by fixing it as a sulfide, and enhances the hot workability of the alloy material. If even a small amount of Mg is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, coarse oxides are formed in the alloy material even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the hot workability of the alloy material is rather reduced. . Therefore, the Mg content is 0-0.0100%.
  • a preferable lower limit of the Mg content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0005%.
  • a preferable upper limit of the Mg content is 0.0080%, more preferably 0.0060%, and still more preferably 0.0040%.
  • the chemical composition of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment may further contain one or more elements selected from the group consisting of V, Ti, and Nb. All of these elements increase the strength of the alloy material.
  • V 0-0.50% Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. That is, the V content may be 0%. When contained, V forms carbonitrides and the like with C and N to increase the strength of the alloy material. If even a small amount of V is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the V content is too high, carbonitrides and the like are excessively formed even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment, and the ductility of the alloy material is lowered. Therefore, the V content is 0-0.50%.
  • the lower limit of the V content is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • a preferable upper limit of the V content is 0.40%, more preferably 0.30%, and still more preferably 0.20%.
  • Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. That is, the Ti content may be 0%. When contained, Ti forms carbonitrides and the like with C and N to increase the strength of the alloy material. If even a small amount of Ti is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content is too high, carbonitrides and the like are excessively formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, and the ductility of the alloy material is lowered. Therefore, the Ti content is 0-0.50%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, Nb forms carbonitrides and the like with C and N to increase the strength of the alloy material. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content is too high, carbonitrides and the like are excessively formed even if the contents of other elements are within the range of the present embodiment, and the ductility of the alloy material is lowered. Therefore, the Nb content is 0-0.50%. A preferable lower limit of the Nb content is more than 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%. A preferable upper limit of the Nb content is 0.40%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.20%, still more preferably 0.10%.
  • the chemical composition of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment may further contain Co.
  • Co is an optional element and may not be contained. That is, the Co content may be 0%. When included, Co stabilizes the austenite in the alloy material. If even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content is too high, the manufacturing cost will increase significantly even if the content of other elements is within the range of this embodiment. Therefore, the Co content is 0-2.00%.
  • the lower limit of the Co content is preferably over 0%, more preferably 0.01%, still more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%.
  • a preferable upper limit of the Co content is 1.50%, more preferably 1.20%, still more preferably 1.00%, still more preferably 0.50%.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment has the chemical composition described above and further satisfies the following formula (1). 3 ⁇ Ni-2 ⁇ Cr-150 ⁇ N ⁇ 15.0 (1) Here, the content of the corresponding element is substituted for the symbol of the element in formula (1) in terms of % by mass.
  • I is set to less than 15.0 on the assumption that it has the chemical composition described above.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment has a tensile yield strength of 758 MPa or more on the condition that other configurations of the present embodiment are satisfied, but the strength anisotropy is reduced. be able to.
  • the preferred upper limit of I is 14.5, more preferably 14.0, still more preferably 13.5, still more preferably 13.0.
  • the lower limit of I is not particularly limited, and is -70.0, for example.
  • a preferred lower limit for I is -60.0.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment has the chemical composition described above, satisfies the formula (1), and has a standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains of 0.80 or less. As a result, the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment can reduce the strength anisotropy even if it has a tensile yield strength of 758 MPa or more.
  • the alloy material has a region where coarse austenite grains (coarse grains) are unevenly distributed and a region where fine austenite grains (fine grains) are unevenly distributed. It is inferred that the region where the Further, when the tensile yield strength of the Fe—Cr—Ni alloy material having the chemical composition described above including formula (1) is 758 MPa or more, in the manufacturing process described later, cold working after heat treatment typified by solution treatment etc., and strain may be introduced into the alloy material. Therefore, anisotropy may occur in strength depending on the direction in which the strain is introduced. Specifically, when cold drawing or cold rolling is performed as cold working or the like, the tensile yield strength becomes greater than the compressive yield strength.
  • the standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains is 0.80 or less for the Fe—Cr—Ni alloy material that has the chemical composition described above and satisfies the formula (1) by a mechanism other than the above mechanism, , even if it has a tensile yield strength of 758 MPa or more, it may be possible to reduce the strength anisotropy.
  • the standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains is 0.80 or less, 758 MPa or more It is proved by the examples described later that the strength anisotropy can be reduced even if the tensile yield strength is .
  • the preferred upper limit of the standard deviation ⁇ of the grain size number of austenite grains is 0.78, more preferably 0.75, and still more preferably 0.73.
  • the smaller the standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains the better. That is, the lower limit of the standard deviation ⁇ of the grain size number of austenite grains may be 0.00, 0.05, 0.10, or 0.15. .
  • the standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains can be obtained by the following method. Specifically, a test piece for microstructure observation is produced from the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment.
  • a test piece for microstructure observation is produced from the Fe--Cr--Ni alloy material according to the present embodiment.
  • the shape of the alloy material is plate-like, a test piece is prepared from the central part of the plate thickness.
  • the shape of the alloy material is tubular, a test piece is prepared from the central part of the thickness.
  • the shape of the alloy material is a bar with a circular cross section, a test piece is produced from the R/2 position.
  • the R/2 position means the center position of the radius R in a cross section perpendicular to the axial direction.
  • the size of the test piece is not particularly limited as long as the observation surface described later can be obtained.
  • magnification in microscopic observation can be appropriately set depending on the crystal grain size. Specifically, in microscopic observation, the magnification is set so that, for example, 50 or more crystal grains are included in the field of view.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment has the chemical composition described above, satisfies the formula (1), and further has a standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains of 0.80 or less. As a result, the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment has a reduced strength anisotropy even though it has a tensile yield strength of 758 MPa or more.
  • the strength anisotropy may increase.
  • the alloy material according to the present embodiment can reduce the stacking fault energy by further satisfying formula (1) with the chemical composition described above.
  • the alloy material according to the present embodiment has a standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains of 0.80 or less, so that the manifestation of strength anisotropy due to variations in the grain size can be suppressed. Therefore, the alloy material according to the present embodiment can reduce strength anisotropy even if it has a high tensile yield strength of 758 MPa or more.
  • the preferred lower limit of the tensile yield strength is 800 MPa, more preferably 830 MPa, still more preferably 860 MPa.
  • the upper limit of tensile yield strength is not particularly limited, and may be, for example, 1240 MPa, 1200 MPa, or 1150 MPa.
  • the compressive yield strength is not particularly limited in the Fe--Cr--Ni alloy material of the present embodiment.
  • the lower limit of compressive yield strength may be, for example, 606 MPa, 630 MPa, or 660 MPa.
  • the upper limit of compressive yield strength may be, for example, less than 1240 MPa, less than 1200 MPa, or less than 1150 MPa.
  • the method for measuring the tensile yield strength and the compression yield strength in this embodiment will be described later.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment has the chemical composition described above, satisfies the formula (1), and further has a standard deviation ⁇ of the grain size number of the austenite grains of 0.80 or less. As a result, the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment has a reduced strength anisotropy even though it has a tensile yield strength of 758 MPa or more.
  • the strength anisotropy is reduced means that the anisotropy index AI is 0.800 or more.
  • the anisotropy index AI means the ratio of the compression yield strength (compression YS) to the tensile yield strength (tensile YS) (compression YS/tensile YS).
  • a preferable lower limit of the anisotropy index AI is 0.820, more preferably 0.830, and still more preferably 0.850.
  • the upper limit of the anisotropy index AI is substantially less than 1.000, preferably 0.999, still more preferably 0.990, still more preferably 0.980.
  • the anisotropy index AI, tensile yield strength, and compressive yield strength of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment can be obtained by the following methods. First, the tensile yield strength and compressive yield strength of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment are obtained.
  • the tensile yield strength of Fe--Cr--Ni according to this embodiment can be obtained by the following method.
  • a tensile test is performed by a method conforming to ASTM E8/E8M (2021).
  • a round bar test piece is produced from the alloy material according to the present embodiment.
  • the shape of the alloy material is plate-like, a round bar test piece is prepared from the center of the plate thickness.
  • a round bar test piece is produced from the center of the thickness.
  • the shape of the alloy material is a bar with a circular cross section, a round bar test piece is produced from the R/2 position.
  • the size of the round bar test piece is, for example, a parallel portion diameter of 4 mm and a gauge length of 20 mm.
  • the axial direction of the round bar test piece is parallel to the rolling direction of the alloy material.
  • a tensile test is performed at room temperature (25° C.) in the atmosphere, and the obtained 0.2% offset yield strength is defined as the tensile yield strength (MPa).
  • the tensile yield strength (MPa) is determined by rounding off the obtained value to the first decimal place.
  • the compressive yield strength of the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment can be obtained by the following method.
  • a compression test is performed by a method conforming to ASTM E9 (2019).
  • a cylindrical test piece is produced from the alloy material according to this embodiment.
  • the shape of the alloy material is plate-like, a cylindrical test piece is prepared from the central portion of the plate thickness.
  • a cylindrical test piece is prepared from the center of the thickness.
  • the shape of the alloy material is a bar with a circular cross section, a cylindrical test piece is produced from the R/2 position.
  • the size of the cylindrical test piece is, for example, a parallel portion diameter of 4 mm and a length of 8 mm.
  • the axial direction of the cylindrical test piece is parallel to the rolling direction of the alloy material.
  • a compression test is performed at normal temperature (25° C.) in the air, and the obtained 0.2% offset yield strength is defined as compression yield strength (MPa).
  • the compressive yield strength (MPa) is obtained by rounding off the obtained value to the first decimal place.
  • the anisotropy index AI is obtained by rounding off the obtained value to the fourth decimal place.
  • the method of manufacturing seamless alloy pipes includes a process of preparing a material (material preparation process), a process of manufacturing a mother tube from the material (hot working process), and a process of cold working the manufactured mother tube. (first cold working step), a step of performing solution treatment (solution treatment step), and a step of cold working the solution treated mother pipe (second cold working step). and
  • the method for producing the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment is not limited to the production method described below.
  • an Fe--Cr--Ni alloy having the chemical composition described above is melted.
  • the Fe--Cr--Ni alloy may be melted by an electric furnace or by an Ar-- O.sub.2 mixed gas bottom blown decarburization furnace (AOD furnace). Alternatively, it may be melted in a vacuum decarburizing furnace (VOD furnace).
  • the smelted Fe--Cr--Ni alloy may be made into ingots by ingot casting, or into slabs, blooms, or billets by continuous casting. If desired, the slab, bloom or ingot may be bloomed to produce a billet.
  • a raw material (slab, bloom, or billet) is manufactured by the above steps.
  • the prepared material is hot worked to produce an intermediate alloy material (base tube).
  • the hot working method is not particularly limited, and a known method may be used. That is, in the present embodiment, the hot working may be hot rolling, hot extrusion, or hot forging. In hot working, the heating temperature of the material is, for example, 1100-1300.degree.
  • the Mannesmann method when carried out as hot working to manufacture a mother tube, a round billet is pierced and rolled with a piercing machine.
  • the perforation ratio is not particularly limited, and is, for example, 1.0 to 4.0.
  • the pierced-rolled mother pipe may be hot-rolled by a mandrel mill, a reducer, a sizing mill, or the like to obtain a mother pipe.
  • intermediate alloy material refers to a plate-like alloy material when the final product is an alloy plate, a blank pipe when the final product is an alloy pipe, and an intermediate alloy material whose final product has a circular cross section.
  • the actual material is an alloy material with a circular cross section perpendicular to the axial direction.
  • the alloy material is a solid material with a circular cross section
  • the material is first heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, it is, for example, 1100 to 1300.degree.
  • the raw material extracted from the heating furnace is subjected to hot working to produce an intermediate alloy material having a circular cross section perpendicular to the axial direction.
  • Hot working is, for example, blooming by a blooming mill or hot rolling by a continuous rolling mill.
  • a horizontal stand having a pair of grooved rolls arranged vertically and a vertical stand having a pair of grooved rolls arranged horizontally are arranged alternately.
  • the alloy material is an alloy plate
  • the material is first heated in a heating furnace.
  • the heating temperature is not particularly limited, it is, for example, 1100 to 1300.degree.
  • the raw material extracted from the heating furnace is subjected to hot rolling using a blooming mill and a continuous rolling mill to produce an intermediate alloy material in the shape of an alloy plate.
  • first cold working process cold working is performed on the produced intermediate alloy material (base tube).
  • the cold working may be cold drawing or cold rolling.
  • a continuous rolling mill with multiple cold rolling stands may be used. That is, in the first cold working step according to the present embodiment, known cold working may be performed under known conditions.
  • the temperature of the intermediate alloy material (base tube) during cold working may be room temperature to 300° C., for example.
  • the preferred cold working rate R1 (%) is 5% or more.
  • the cold working rate R1 means the reduction rate of the cross-sectional area of the intermediate alloy material (base pipe) from before the start of the first cold working step to after the end of the first cold working step.
  • the area of the cross section of the mother tube before the first cold working process is defined as S0(1)
  • the area of the cross section of the mother tube after the first cold working process is defined as S1(1).
  • the cold working rate R1 (%) in the first cold working step is defined by the following formula (A).
  • R1 (%) 100 (1-S1(1)/S0(1)) (A)
  • the cold working rate R1 in the first cold working step is preferably 5% or more.
  • the upper limit of the cold working rate R1 in the first cold working step is not particularly limited, but is, for example, 30%.
  • the cold-worked intermediate alloy material (base pipe) is subjected to solution treatment.
  • the solution treatment method is not particularly limited, and a known method may be used.
  • a blank tube is put into a heat treatment furnace, held at a desired temperature, and then quenched.
  • the temperature at which solution treatment is performed (solution treatment temperature) is the temperature at which solution treatment is performed. It means the temperature (° C.) of the heat treatment furnace for carrying out.
  • the time (holding time) during which the solution treatment is performed means the time during which the blank tube is held at the solution treatment temperature.
  • the residence time at 900 to 1050° C. is set to 9 minutes or longer.
  • the residence time at 900 to 1,050° C. is too short, temperature variations in the intermediate alloy material tend to occur, and recrystallization and grain growth tend to become non-uniform.
  • the residence time at 900 to 1050° C. is 9 minutes or more, recrystallization and grain growth tend to be uniform. In this case, recrystallization is further facilitated in the heat treatment at 1060° C. or higher.
  • the standard deviation ⁇ of the grain size number of the manufactured Fe—Cr—Ni alloy material can be stably reduced.
  • the residence time at 900 to 1050° C. during heating in the solution treatment step is 9 minutes or longer.
  • a more preferable lower limit of the residence time at 900 to 1050° C. during heating in the solution treatment step is 10 minutes. If the residence time at 900 to 1050° C. is too long, the above effect is saturated. Therefore, in the present embodiment, the upper limit of the residence time at 900 to 1050° C. during heating in the solution treatment step is, for example, 30 minutes.
  • the solution temperature in the solution treatment process according to this embodiment is 1060 to 1300°C. If the solution heat treatment temperature is too low, precipitates (for example, the ⁇ phase, which is an intermetallic compound, etc.) may remain in the mother tube after the solution heat treatment. In this case, the corrosion resistance of the manufactured Fe--Cr--Ni alloy material may deteriorate. On the other hand, if the solution heat treatment temperature is too high, the effect of the solution heat treatment is saturated. Therefore, in the present embodiment, it is preferable to set the solution temperature in the solution treatment process to 1060 to 1300.degree.
  • the holding time is not particularly limited, and it may be carried out under well-known conditions.
  • the retention time is, for example, 5-180 minutes.
  • a rapid cooling method is, for example, water cooling.
  • the solution-treated intermediate alloy material (base tube) is cold worked to produce an Fe--Cr--Ni alloy material.
  • the cold working may be cold drawing or cold rolling. That is, in the second cold working step according to the present embodiment as well, well-known cold working may be performed under well-known conditions as in the first cold working step.
  • the temperature of the intermediate alloy material (base tube) during cold working may be room temperature to 300° C., for example.
  • the preferred cold working rate R2 (%) is 5 to 50%.
  • the cold working rate R2 means the reduction rate of the cross-sectional area of the intermediate alloy material (base pipe) from before the start of the second cold working step to after the end of the second cold working step.
  • the area of the cross section of the mother pipe before the second cold working process is defined as S0(2)
  • the area of the cross section of the Fe--Cr--Ni alloy material after the second cold working process is defined as S1.
  • the cold working rate R2 (%) is defined by the following formula (B).
  • R2 (%) 100 (1-S1(2)/S0(2)) (B)
  • the cold working rate R2 is 5 to 50%, the Fe--Cr--Ni alloy material after the second cold working step can stably have a tensile yield strength of 758 MPa or more. Therefore, it is preferable to set the cold working rate R2 to 5 to 50%.
  • the cold working rate R1 (%) in the first cold working step and the cold working rate R2 (%) in the second cold working step satisfy the above ranges. is preferable, and the total cold working rate in the manufacturing process is not particularly limited.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment can be produced by the above production method.
  • the method for manufacturing a seamless alloy pipe has been described as an example.
  • the Fe--Cr--Ni alloy material according to this embodiment may have other shapes such as a plate shape.
  • a manufacturing method for other shapes such as a plate shape also includes, for example, a material preparation step, a hot working step, a solution heat treatment step, and a cold working step, similar to the manufacturing method described above.
  • the manufacturing method described above is merely an example, and other manufacturing methods may be used.
  • Table 2 shows the element content of each test number and I obtained from the above formula (1).
  • Solution treatment was performed on the alloy plate of each test number that had undergone the first cold working.
  • the alloy plate that has undergone the first cold working is heated and held at the solution temperature (° C.) shown in Table 2 for the holding time (minutes) shown in Table 2, and then water-cooled. bottom.
  • the residence time at 900 to 1050° C. when heating to the solution temperature is shown in Table 2, “residence time (minutes)” column.
  • Table 2 shows the cold working rate R2 (%) of the second cold working performed on the alloy plate of each test number. In test numbers 2 and 5, cold drawing was performed as cold working. In each test number except test numbers 2 and 5, cold rolling was performed as cold working.
  • Table 2 shows the total cold working rate R (%) of the cold working performed on the alloy sheets of each test number.
  • the total cold working rate R (%) is defined by the following formula (C).
  • R (%) R1 (%) + R2 (%) (C)
  • the cold working rate (%) of the first cold working is substituted for R1 in the formula (C)
  • the cold working rate (%) of the second cold working is substituted for R2. be.
  • a strength anisotropy measurement test was performed on the alloy plate of each test number to obtain an anisotropy index AI. Specifically, first, tensile yield strength (MPa) and compressive yield strength (MPa) were obtained by the method described above. Specifically, a round bar test piece for a tensile test and a cylindrical test piece for a compression test were produced from the plate thickness central portion of the alloy plate of each test number. The round bar test piece had a parallel portion diameter of 4 mm and a gauge length of 20 mm. The cylindrical specimen had a parallel section diameter of 4 mm and a length of 8 mm. The axial direction of the round bar test piece and the cylindrical test piece was parallel to the rolling direction of the alloy plate.
  • a tensile test was performed on the round bar test piece for the tensile test at room temperature (25°C) in the atmosphere according to ASTM E8/E8M (2021). The 0.2% offset yield strength obtained by the tensile test was taken as the tensile yield strength (MPa). Furthermore, a compression test was performed on the cylindrical test piece for the compression test at room temperature (25°C) in the air by a method conforming to ASTM E9 (2019). The 0.2% offset yield strength obtained by the compression test was taken as the compression yield strength (MPa).
  • the ratio (compression YS/tensile YS) of the compression yield strength (compression YS) to the obtained tensile yield strength (tensile YS) was determined and used as an anisotropy index AI.
  • the obtained tensile yield strength is indicated in the "tensile YS (MPa)” column
  • the compressive yield strength is indicated in the “compressive YS (MPa)” column
  • the anisotropic index AI is indicated in the "anisotropic index AI” column.
  • the alloy plates of test numbers 15 to 18 had too low a N content. Furthermore, I was 15.0 or more and did not satisfy the formula (1). As a result, although these alloy sheets had a tensile yield strength of 758 MPa or more, the anisotropy index AI was less than 0.800, indicating that the strength anisotropy was not reduced.
  • the alloy plate of test number 19 had too high a Ni content. Furthermore, I was 15.0 or more and did not satisfy the formula (1). As a result, although this alloy plate had a tensile yield strength of 758 MPa or more, the anisotropy index AI was less than 0.800, indicating that the strength anisotropy was not reduced.
  • the alloy plate of test number 20 had too low Cr content and too low N content. Furthermore, I was 15.0 or more and did not satisfy the formula (1). As a result, although this alloy plate had a tensile yield strength of 758 MPa or more, the anisotropy index AI was less than 0.800, indicating that the strength anisotropy was not reduced.
  • the alloy plates of test numbers 21 to 23 had I of 15.0 or more and did not satisfy formula (1). As a result, although these alloy sheets had a tensile yield strength of 758 MPa or more, the anisotropy index AI was less than 0.800, indicating that the strength anisotropy was not reduced.
  • the cold working rate R1 in the first cold working step was too low.
  • the standard deviation ⁇ of the grain size number of these alloy sheets exceeded 0.80.
  • the anisotropy index AI was less than 0.800, indicating that the strength anisotropy was not reduced.
  • the alloy plates of test numbers 26 and 27 had too short a residence time at 900 to 1050°C during heating in the solution treatment process. As a result, the standard deviation ⁇ of the grain size number of these alloy sheets exceeded 0.80. As a result, although these alloy sheets had a tensile yield strength of 758 MPa or more, the anisotropy index AI was less than 0.800, indicating that the strength anisotropy was not reduced.

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Abstract

高い強度を有し、かつ、強度異方性が低減されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を提供する。本開示によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２９．０～３６．５％、Ｃｒ：２３．０～２７．５％、Ｍｏ：２．００～６．００％、Ａｌ：０．０１～０．３０％、希土類元素：０．０１６～０．１００％、Ｎ：０．２２０～０．５００％、Ｏ：０．０１０％以下、及び、残部がＦｅ及び不純物からなり、式（１）を満たし、ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である。　３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０　（１）　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。

Description

Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材
　本開示は合金材に関し、さらに詳しくは、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材に関する。
　油井やガス井（以下、油井及びガス井を総称して「油井」という）では、油井管に代表される油井用合金材が利用されている。油井の多くは、腐食性を有する硫化水素を含有するサワー環境である。本明細書において、サワー環境とは、硫化水素を含有する酸性化した環境を意味する。サワー環境は、硫化水素だけでなく、二酸化炭素も含有する場合がある。このようなサワー環境で使用される材料には、優れた耐食性が求められる。
　優れた耐食性が求められる材料として、たとえば、ＳＵＳ３０４Ｈ、ＳＵＳ３１６Ｈ、ＳＵＳ３２１Ｈ、ＳＵＳ３４７Ｈ等の１８－８系ステンレス鋼材や、ＪＩＳ規格でＮＣＦ８００Ｈと規定されるＡｌｌｏｙ８００Ｈに代表されるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材がある。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、１８－８系ステンレス鋼に比較して優れた耐食性を有する。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材はさらに、Ａｌｌｏｙ６１７に代表されるＮｉ基合金材に比較して、経済性に優れている。そのため、サワー環境に使用される油井用合金材として、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材が用いられる場合がある。
　特開平２－２１７４４５号公報（特許文献１）、及び、国際公開第２０１５／０７２４５８号（特許文献２）は、優れた耐食性を有する油井用合金材を提案する。
　特許文献１に記載の合金材は、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金であって、Ｎｉ：２７～３２％、Ｃｒ：２４～２８％、Ｃｕ：１．２５～３．０％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｓｉ：１．５～２．７５％、Ｍｎ：１．０～２．０％を含有し、Ｎ：０．０１５％以下、Ｂ：０．１０％以下、Ｃ：０．１０％以下、Ａｌ：０．３０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０２％以下に規制し、残部がＦｅ及び不純物から実質上なる。この合金材は、高強度、ゴーリング耐性、及び、応力下での耐食性を有する、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に記載の合金材は、Ｎｉ－Ｃｒ合金材であって、質量％で、Ｓｉ：０．０１～０．５％、Ｍｎ：０．０１～１．０％未満、Ｃｕ：０．０１～１．０％未満、Ｎｉ：４８～５５％未満、Ｃｒ：２２～２８％、Ｍｏ：５．６～７．０％未満、Ｎ：０．０４～０．１６％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３～０．２０％、ＲＥＭ：０．０１～０．０７４％、Ｗ：０～８．０％未満、及び、Ｃｏ：０～２．０％と、Ｃａ及びＭｇの１種以上：合計で０．０００３～０．０１％と、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、及びＶの１種以上：合計で０～０．５％と、残部がＦｅ及び不純物とからなり、不純物中で、Ｃ：０．０３％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００１％以下、及び、Ｏ：０．０１％以下である化学組成を有し、転位密度ρが式（７．０×１０１５≦ρ≦２．７×１０１６－２．６７×１０１７×［ＲＥＭ（％）］）を満たす。この合金材は、熱間加工性及び靱性に優れるとともに、耐食性（温度が２００℃を超えるような高温で、硫化水素を含む環境での耐応力腐食割れ性）にも優れ、降伏強度（０．２％耐力）が９６５ＭＰａ以上である、と特許文献２には記載されている。
特開平２－２１７４４５号公報 国際公開第２０１５／０７２４５８号
　近年、油井の深井戸化により、油井用合金材の高強度化が求められてきている。すなわち、油井用合金材としての使用が想定されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、高い強度を有することが求められてきている。
　最近の油井ではさらに、鉛直下向きに真っ直ぐ掘られる垂直坑井だけでなく、傾斜坑井が増加してきている。傾斜坑井は、坑井の延在方向を鉛直下向きから水平方向に曲げて掘削することにより形成される。傾斜坑井は、水平に延在する部分（水平坑井）を含むことにより、原油やガス等の生産流体が埋蔵されている地層を広範囲にカバーすることができ、生産流体の生産効率を高めることができる。
　一方、このような傾斜坑井に用いられる場合、合金材には圧縮力が負荷される場合がある。この場合、合金材は引張降伏強度だけでなく、圧縮降伏強度も高い方が好ましい。つまり、傾斜坑井への使用が想定されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、高い強度を有するだけでなく、強度異方性が低減できた方が好ましい。しかしながら、上記特許文献１及び２では、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の強度として、引張降伏強度についてのみ検討されている。つまり、上記特許文献１及び２では、合金材の強度異方性について検討されていない。
　本開示の目的は、高い強度を有し、かつ、強度異方性が低減されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を提供することである。
　本開示によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、
　質量％で、
　Ｃ：０．０３０％以下、
　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
　Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
　Ｍｏ：２．００～６．００％、
　Ａｌ：０．０１～０．３０％、
　希土類元素：０．０１６～０．１００％、
　Ｎ：０．２２０～０．５００％、
　Ｏ：０．０１０％以下、
　Ｗ：０～６．０％、
　Ｃｕ：０～２．００％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５０％、
　Ｔｉ：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～２．００％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）を満たし、
　ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
　引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である。
　３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　本開示によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、高い強度を有し、かつ、強度異方性が低減されている。
図１は、本実施例におけるＩ（＝３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ）の値と、異方性指標ＡＩ（＝圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）との関係を示す図である。 図２は、本実施例における結晶粒度番号の標準偏差σの値と、異方性指標ＡＩ（＝圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）との関係を示す図である。
　本発明者らは最初に、高い強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材として、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材に着目した。次に本発明者らは、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の強度異方性について、化学組成の観点から検討した。
　その結果、本発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０３０％以下、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ｎｉ：２９．０～３６．５％、Ｃｒ：２３．０～２７．５％、Ｍｏ：２．００～６．００％、Ａｌ：０．０１～０．３０％、希土類元素：０．０１６～０．１００％、Ｎ：０．２２０～０．５００％、Ｏ：０．０１０％以下、Ｗ：０～６．０％、Ｃｕ：０～２．００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～２．００％、及び、残部がＦｅ及び不純物からなるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、強度異方性を低減できる可能性があると考えた。
　一方、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であっても、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有する場合、強度異方性が大きくなる場合があった。そこで、本発明者らは、上述の化学組成と７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有する合金材の強度異方性を低減することについて、詳細に検討した。
　［積層欠陥エネルギー］
　上述の化学組成を有する合金材では、Ｎｉ含有量が高いことから、積層欠陥エネルギーが大きくなりやすい。積層欠陥エネルギーが大きい場合、付与された歪に対する加工硬化の程度が小さくなる。つまり、積層欠陥エネルギーを小さくできれば、歪に対して加工硬化がされやすくなる。その結果、製造過程において付与される歪の異方性の影響を受けにくくなり、合金材の強度異方性を低減できる可能性がある。
　そこで本発明者らは、上述の化学組成と７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の積層欠陥エネルギーに着目して、合金材の強度異方性を低減する手法について、詳細に検討した。本発明者らの詳細な検討の結果、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、化学組成がさらに次の式（１）を満たせば、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、強度異方性を低減できることが明らかになった。
　３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｉ＝３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎと定義する。Ｉは、上述の化学組成を有する合金材の積層欠陥エネルギーの指標である。また、本明細書において、引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を、異方性指標ＡＩともいう。以下、合金材の積層欠陥エネルギーの指標であるＩと、合金材の異方性指標ＡＩとの関係について、図面を用いて具体的に説明する。図１は、本実施例におけるＩの値と、異方性指標ＡＩとの関係を示す図である。図１は、後述する実施例のうち、Ｉ以外の構成が本実施形態の条件を満たす実施例について、Ｉの値と、異方性指標ＡＩとを用いて作成した。
　図１を参照して、上述の化学組成と７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有する合金材では、Ｉが１５．０未満であれば、異方性指標ＡＩを０．８００以上に高められる。一方、Ｉが１５．０以上になると、異方性指標ＡＩが０．８００未満に低下する。したがって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、上述の化学組成を満たし、さらに、Ｉを１５．０未満とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、強度異方性を低減することができる。
　［オーステナイト粒］
　まず、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、オーステナイトからなるミクロ組織を有する。本明細書において、「オーステナイトからなるミクロ組織」とは、オーステナイト以外の相が、無視できるほど少ないことを意味する。そこで本発明者らは、式（１）を含む上述の化学組成を有し、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材のオーステナイト粒に着目して、合金材の強度異方性を低減する手法について詳細に検討した。
　本発明者らによる詳細な検討の結果、式（１）を含む上述の化学組成と、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、ミクロ組織中の結晶粒度番号の標準偏差σが、合金材の強度異方性に影響を与えることが明らかになった。この点について、図面を用いて具体的に説明する。図２は、本実施例における結晶粒度番号の標準偏差σの値と、異方性指標ＡＩとの関係を示す図である。図２は、後述する実施例のうち、結晶粒度番号の標準偏差σ以外の構成が本実施形態の条件を満たす実施例について、結晶粒度番号の標準偏差σの値と、異方性指標ＡＩとを用いて作成した。
　図２を参照して、式（１）を含む上述の化学組成と、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度とを有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であれば、異方性指標ＡＩを０．８００以上に高められる。一方、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０を超えると、異方性指標ＡＩが０．８００未満に低下する。したがって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、上述の化学組成を満たし、Ｉが１５．０未満であり、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、強度異方性を低減することができる。
　結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下にすることによって、合金材の強度異方性を低減できる理由について、詳細は明らかになっていない。しかしながら、上述の化学組成を満たし、Ｉが１５．０未満であり、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有し、さらに、結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすることによって、強度異方性を低減できることは、後述する実施例によって証明されている。
　以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の要旨は、次のとおりである。
　［１］
　質量％で、
　Ｃ：０．０３０％以下、
　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
　Ｐ：０．０３０％以下、
　Ｓ：０．００５０％以下、
　Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
　Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
　Ｍｏ：２．００～６．００％、
　Ａｌ：０．０１～０．３０％、
　希土類元素：０．０１６～０．１００％、
　Ｎ：０．２２０～０．５００％、
　Ｏ：０．０１０％以下、
　Ｗ：０～６．０％、
　Ｃｕ：０～２．００％、
　Ｃａ：０～０．０１００％、
　Ｍｇ：０～０．０１００％、
　Ｖ：０～０．５０％、
　Ｔｉ：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～２．００％、及び、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　式（１）を満たし、
　ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
　引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、
　Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
　３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　［２］
　［１］に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であって、
　Ｗ：０．１～６．０％、
　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
　Ｖ：０．０１～０．５０％、
　Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｎｂ：０．０１～０．５０％、及び、
　Ｃｏ：０．０１～２．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
　Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
　［３］
　油井用継目無合金管である、
　［１］又は［２］に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
　なお、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の形状は、特に限定されない。本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の形状は、板状であってもよく、断面円形の棒状であってもよく、管状であってもよい。すなわち、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、合金板であってもよく、断面円形の棒材であってもよく、合金管であってもよい。なお、合金管とは、継目無合金管であってもよく、溶接合金管であってもよい。なお、合金材が油井用合金管である場合、継目無合金管であることが好ましい。
　以下、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［化学組成］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．０３０％以下
　炭素（Ｃ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｃ含有量の下限は０％超である。Ｃ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、結晶粒界にＣｒ炭化物が生成する。Ｃｒ炭化物は、粒界での割れ感受性を高める。その結果、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以下である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｃ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｃ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓｉ：０．０１～１．００％
　ケイ素（Ｓｉ）は合金を脱酸する。Ｓｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０１～１．００％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．８０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｍｎ：０．０１～２．００％
　マンガン（Ｍｎ）は合金を脱酸し、脱硫する。Ｍｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．０１～２．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．８０％である。
　Ｐ：０．０３０％以下
　燐（Ｐ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｐ含有量の下限は０％超である。Ｐは粒界に偏析する。そのため、Ｐ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性及び耐食性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｐ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｐ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ：０．００５０％以下
　硫黄（Ｓ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｓ含有量の下限は０％超である。Ｓは粒界に偏析する。そのため、Ｓ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３０％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｓ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｓ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｎｉ：２９．０～３６．５％
　ニッケル（Ｎｉ）はオーステナイト形成元素であり、合金材中のオーステナイトを安定化する。Ｎｉ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、固溶Ｎ量が低下して、合金材の強度が低下する場合がある。この場合さらに、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｎｉ含有量は２９．０～３６．５％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は２９．５％であり、さらに好ましくは３０．０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は３６．０％であり、さらに好ましくは３５．５％であり、さらに好ましくは３５．０％である。
　Ｃｒ：２３．０～２７．５％
　クロム（Ｃｒ）は、合金材の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、固溶Ｎ量を高め、合金材の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。この場合さらに、σ相に代表される金属間化合物が形成されやすくなり、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２３．０～２７．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は２３．５％であり、さらに好ましくは２４．０％であり、さらに好ましくは２４．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は２７．０％であり、さらに好ましくは２６．５％である。
　Ｍｏ：２．００～６．００％
　モリブデン（Ｍｏ）は、腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｍｏはさらに、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。この場合さらに、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｍｏ含有量は２．００～６．００％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は２．２０％であり、さらに好ましくは２．４０％であり、さらに好ましくは２．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は５．５０％であり、さらに好ましくは５．００％であり、さらに好ましくは４．５０％であり、さらに好ましくは４．００％である。
　Ａｌ：０．０１～０．３０％
　アルミニウム（Ａｌ）は、合金を脱酸する。Ａｌはさらに、酸化物を生成して酸素を固定し、合金材の熱間加工性を高める。Ａｌはさらに、合金材の耐衝撃特性及び耐食性を高める。Ａｌ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ａｌ酸化物が過剰に生成して、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１～０．３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。なお、本明細書にいうＡｌ含有量は、「酸可溶Ａｌ」、つまり、ｓｏｌ．Ａｌの含有量を意味する。
　希土類元素：０．０１６～０．１００％
　希土類元素（ＲＥＭ）は、合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。ＲＥＭはさらに、合金材の耐食性を高める。ＲＥＭ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．０１６～０．１００％である。ＲＥＭ含有量の好ましい下限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０２０％である。ＲＥＭ含有量の好ましい上限は０．０８０％であり、さらに好ましくは０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０５０％である。
　なお、本明細書におけるＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）、及び、ランタノイドである原子番号５７番のランタン（Ｌａ）～原子番号７１番のルテチウム（Ｌｕ）からなる群から選択される１元素以上を意味する。また、本明細書におけるＲＥＭ含有量とは、これらの元素の合計含有量を意味する。
　Ｎ：０．２２０～０．５００％
　窒素（Ｎ）は、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、Ｃｒ窒化物が多量に形成され、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．２２０～０．５００％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．２２５％であり、さらに好ましくは０．２３０％であり、さらに好ましくは０．２３５％であり、さらに好ましくは０．２４０％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．４８０％であり、さらに好ましくは０．４５０％であり、さらに好ましくは０．４００％である。
　Ｏ：０．０１０％以下
　酸素（Ｏ）は、不可避に含有される不純物である。すなわち、Ｏ含有量の下限は０％超である。ＯはＲＥＭと結合して、酸化物を形成する。そのため、Ｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性が低下する。この場合さらに、合金材の耐食性が低下する。したがって、Ｏ含有量は０．０１０％以下である。Ｏ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。Ｏ含有量はなるべく低い方が好ましい。ただし、Ｏ含有量の極端な低減は、製造コストを大幅に高める。したがって、工業生産を考慮した場合、Ｏ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は製造環境などから混入されるものであって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の作用効果に顕著な悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｗ、及び、Ｃｕからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の耐食性を高める。
　Ｗ：０～６．０％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｗは腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｗはさらに、固溶強化により合金材の強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～６．０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．１％であり、さらに好ましくは０．５％であり、さらに好ましくは１．０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は５．５％であり、さらに好ましくは５．０％であり、さらに好ましくは４．５％であり、さらに好ましくは４．０％である。
　Ｃｕ：０～２．００％
　銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｕは腐食保護皮膜の安定化に寄与し、合金材の耐食性を高める。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～２．００％である。Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０４％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は１．８０％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．００％である。
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｃａ、及び、Ｍｇからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の熱間加工性を高める。
　Ｃａ：０～０．０１００％
　カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃａ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃａは合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０～０．０１００％である。Ｃａ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｃａ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００５０％である。
　Ｍｇ：０～０．０１００％
　マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｇ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｍｇは合金中のＳを硫化物として固定することで無害化し、合金材の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、合金材中に粗大な酸化物が形成され、合金材の熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０～０．０１００％である。Ｍｇ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。Ｍｇ含有量の好ましい上限は０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００６０％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｖ、Ｔｉ、及び、Ｎｂからなる群から選択される１元素以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金材の強度を高める。
　Ｖ：０～０．５０％
　バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｖ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＶはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｖ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０～０．５０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｔｉ：０～０．５０％
　チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＴｉはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　Ｎｂ：０～０．５０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、ＮｂはＣやＮと炭窒化物等を形成し、合金材の強度を高める。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、炭窒化物等が過剰に形成され、合金材の延性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．４０％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．１０％である。
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の化学組成はさらに、Ｃｏを含有してもよい。
　Ｃｏ：０～２．００％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、Ｃｏは合金材中のオーステナイトを安定化する。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が高すぎれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、製造コストが大幅に高まる。したがって、Ｃｏ含有量は０～２．００％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は１．５０％であり、さらに好ましくは１．２０％であり、さらに好ましくは１．００％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　［式（１）について］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、さらに、次の式（１）を満たす。
　３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０　（１）
　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
　Ｉ（＝３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ）は、上述の化学組成を有する合金材の積層欠陥エネルギーの指標である。上述の化学組成を有することを前提として、Ｉが１５．０未満であれば、積層欠陥エネルギーが小さくなる。その結果、当該Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、異方性指標ＡＩを０．８００以上にまで高められる場合がある。したがって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、上述の化学組成を有することを前提として、Ｉを１５．０未満とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、本実施形態のその他の構成を満たすことを条件に、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減することができる。
　Ｉの好ましい上限は１４．５であり、さらに好ましくは１４．０であり、さらに好ましくは１３．５であり、さらに好ましくは１３．０である。Ｉの下限は特に限定されず、たとえば、－７０．０である。Ｉの好ましい下限は－６０．０である。
　［結晶粒度番号の標準偏差σ］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とする。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できる。
　ここで、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが大きい場合、合金材中には粗大なオーステナイト粒（粗大粒）が偏在している領域と、微細なオーステナイト粒（微細粒）が偏在している領域とが生じていると推察される。また、式（１）を含む上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の引張降伏強度を７５８ＭＰａ以上とする場合、後述する製造工程において、溶体化処理に代表される熱処理後に冷間加工等が実施され、合金材中に歪が導入される場合がある。そのため、歪が導入された方向によって、強度に異方性が生じる可能性がある。具体的に、冷間加工等として冷間引抜や冷間圧延を実施した場合、引張降伏強度の方が圧縮降伏強度よりも大きくなる。
　より具体的に、引張方向への応力付与により強度異方性が生じた合金材に対して、引張方向へさらに応力を付与する引張試験を実施すると、転位運動の抑制が支配的となる。つまり、粗大粒と微細粒とで、引張試験中の転位の動きやすさは大きく変わらない。一方、同様の状況下で圧縮方向へ応力を付与する圧縮試験を実施すると、圧縮試験中の転位運動の抑制がはたらきにくくなり、粒界の影響を受けやすくなる。そのため、圧縮試験中において、粗大粒では転位が動きやすい一方、微細粒では転位が動きにくくなる。
　つまり、引張方向への応力付与により強度異方性が生じた場合、引張方向への転位の動きやすさと、圧縮方向への転位の動きやすさとが異なると推察される。そのため、合金材中に粗大粒が偏在している箇所と、微細粒が偏在している箇所とが存在する場合、引張方向への転位の動きやすさと、圧縮方向への転位の動きにくさとが顕在化しやすい可能性がある。このようにして、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが大きい場合、引張降伏強度の方が、圧縮降伏強度よりも大きくなりやすく、強度異方性が高まるものと推察される。
　以上のメカニズムにより、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できると本発明者らは推察している。なお、上記メカニズム以外のメカニズムによって、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できる可能性もある。しかしながら、上述のとおり、上述の化学組成を有し、式（１）を満たすＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材について、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σを０．８０以下とすれば、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減できることは、後述の実施例によって証明されている。
　本実施形態において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σの好ましい上限は０．７８であり、さらに好ましくは０．７５であり、さらに好ましくは０．７３である。本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σは、小さい方が好ましい。つまり、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σの下限は０．００であってもよく、０．０５であってもよく、０．１０であってもよく、０．１５であってもよい。
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σは、次の方法で求めることができる。具体的に、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材から、ミクロ組織観察用の試験片を作製する。合金材の形状が板状の場合、板厚中央部から試験片を作製する。合金材の形状が管状の場合、肉厚中央部から試験片を作製する。合金材の形状が断面円形の棒状の場合、Ｒ／２位置から試験片を作製する。本明細書において、Ｒ／２位置とは、軸方向に垂直な断面における半径Ｒの中心位置を意味する。なお、試験片の大きさは、後述する観察面が得られればよく、特に限定されない。
　作製された試験片の観察面を鏡面に研磨した後、王水（塩酸：硝酸＝３：１で混合した溶液）を用いた腐食を実施して、オーステナイト結晶粒界を現出させる。観察面から、任意の１０視野を特定し、光学顕微鏡にて観察を実施して、写真画像を生成する。なお、顕微鏡観察における倍率は、結晶粒径によって適宜設定することができる。具体的に、顕微鏡観察では、たとえば、視野内に５０個以上の結晶粒が含まれるように倍率を設定する。
　各視野において、得られた写真画像に対して画像解析を実施して、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２（２０２１）に準拠して、結晶粒度番号を測定する。つまり、観察視野ごとに、１つの結晶粒度番号を得る。得られた１０個の結晶粒度番号の標準偏差を求め、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σと定義する。なお、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σは、得られた値の小数第三位を四捨五入して求める。
　［引張降伏強度］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下である。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性が低減されている。
　上述のとおり、上述の化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を得ようとする場合、強度異方性が高くなる場合がある。しかしながら、本実施形態による合金材は、上述の化学組成がさらに式（１）を満たすことにより積層欠陥エネルギーを低減することができる。本実施形態による合金材はさらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であることにより、結晶粒径のばらつきによる強度異方性の顕在化を抑制することができる。そのため、本実施形態による合金材は、７５８ＭＰａ以上の高い引張降伏強度を有していても、強度異方性を低減することができる。
　本実施形態において、引張降伏強度の好ましい下限は８００ＭＰａであり、さらに好ましくは８３０ＭＰａであり、さらに好ましくは８６０ＭＰａである。本実施形態において、引張降伏強度の上限は特に限定されず、たとえば、１２４０ＭＰａであってよく、１２００ＭＰａであってよく、１１５０ＭＰａであってもよい。
　また、本実施形態のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材では、圧縮降伏強度は特に限定されない。本実施形態において圧縮降伏強度の下限は、たとえば、６０６ＭＰａであってもよく、６３０ＭＰａであってもよく、６６０ＭＰａであってもよい。本実施形態において圧縮降伏強度の上限は、たとえば、１２４０ＭＰａ未満であってもよく、１２００ＭＰａ未満であってよく、１１５０ＭＰａ未満であってもよい。また、本実施形態における引張降伏強度と圧縮降伏強度との測定方法は、後述する。
　［強度異方性］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、上述の化学組成を有し、式（１）を満たし、さらに、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下である。その結果、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、７５８ＭＰａ以上の引張降伏強度を有していても、強度異方性が低減されている。本明細書において、強度異方性が低減されているとは、異方性指標ＡＩが０．８００以上であることを意味する。また、本明細書において、異方性指標ＡＩとは、引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を意味する。
　異方性指標ＡＩの好ましい下限は０．８２０であり、さらに好ましくは０．８３０であり、さらに好ましくは０．８５０である。なお、異方性指標ＡＩの上限は、実質的に１．０００未満であり、さらに好ましくは０．９９９であり、さらに好ましくは０．９９０であり、さらに好ましくは０．９８０である。
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の異方性指標ＡＩ、引張降伏強度、及び、圧縮降伏強度は、次の方法で求めることができる。まず、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の引張降伏強度と、圧縮降伏強度とを求める。
　具体的に、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉの引張降伏強度は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を行う。本実施形態による合金材から、丸棒試験片を作製する。合金材の形状が板状の場合、板厚中央部から丸棒試験片を作製する。合金材の形状が管状の場合、肉厚中央部から丸棒試験片を作製する。合金材の形状が断面円形の棒状の場合、Ｒ／２位置から丸棒試験片を作製する。丸棒試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍである。なお、丸棒試験片の軸方向は、合金材の圧延方向と平行である。丸棒試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を引張降伏強度（ＭＰａ）と定義する。なお、引張降伏強度（ＭＰａ）は、得られた値の小数第一位を四捨五入して求める。
　同様に、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の圧縮降伏強度は、次の方法で求めることができる。ＡＳＴＭ　Ｅ９（２０１９）に準拠した方法で、圧縮試験を行う。本実施形態による合金材から、円柱試験片を作製する。合金材の形状が板状の場合、板厚中央部から円柱試験片を作製する。合金材の形状が管状の場合、肉厚中央部から円柱試験片を作製する。合金材の形状が断面円形の棒状の場合、Ｒ／２位置から円柱試験片を作製する。円柱試験片の大きさは、たとえば、平行部直径４ｍｍ、長さ８ｍｍである。なお、円柱試験片の軸方向は、合金材の圧延方向と平行である。円柱試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で圧縮試験を実施して、得られた０．２％オフセット耐力を圧縮降伏強度（ＭＰａ）と定義する。なお、圧縮降伏強度（ＭＰａ）は、得られた値の小数第一位を四捨五入して求める。
　得られた引張降伏強度（引張ＹＳ）と、圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）とを用いて、異方性指標ＡＩ（＝圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を求めることができる。なお、異方性指標ＡＩは、得られた値の小数第四位を四捨五入して求める。
　［製造方法］
　本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の製造方法の一例を説明する。以下、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の一例として、継目無合金管の製造方法を説明する。継目無合金管の製造方法は、素材を準備する工程（素材準備工程）と、素材から素管を製造する工程（熱間加工工程）と、製造された素管に冷間加工を実施する工程（第一冷間加工工程）と、溶体化処理を実施する工程（溶体化処理工程）と、溶体化処理された素管に対して冷間加工を実施する工程（第二冷間加工工程）とを備える。なお、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の製造方法は、以下に説明する製造方法に限定されない。
　［素材準備工程］
　素材準備工程では、上述した化学組成を有するＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金を溶製する。Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金は、電気炉によって溶製してもよく、Ａｒ－Ｏ２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）によって溶製してもよい。また、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）によって溶製してもよい。溶製したＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金は、造塊法によってインゴットにしてもよく、連続鋳造法によってスラブ、ブルーム、又はビレットにしてもよい。必要に応じて、スラブ、ブルーム又はインゴットを分塊圧延して、ビレットを製造してもよい。以上の工程により素材（スラブ、ブルーム、又は、ビレット）を製造する。
　［熱間加工工程］
　熱間加工工程では、準備された素材を熱間加工して中間合金材（素管）を製造する。熱間加工の方法はとくに限定されず、周知の方法でよい。すなわち、本実施形態において、熱間加工は、熱間圧延であってもよく、熱間押出であってもよく、熱間鍛造であってもよい。熱間加工において、素材の加熱温度は、たとえば、１１００～１３００℃である。
　たとえば、熱間加工としてマンネスマン法を実施して素管を製造する場合、穿孔機により丸ビレットを穿孔圧延する。この場合、穿孔比は特に限定されず、たとえば、１．０～４．０である。また、穿孔圧延された素管に対して、マンドレルミル、レデューサー、サイジングミル等により熱間圧延して素管にしてもよい。
　なお、本明細書でいう中間合金材とは、最終製品が合金板の場合は、板状の合金材であり、最終製品が合金管の場合は素管であり、最終製品が断面円形の中実材の場合は軸方向に垂直な断面が円形の合金材である。ここで、合金材が断面円形の中実材の場合、初めに、素材を加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出された素材に対して熱間加工を実施して、軸方向に垂直な断面が円形の中間合金材を製造する。熱間加工はたとえば、分塊圧延機による分塊圧延、又は、連続圧延機による熱間圧延である。連続圧延機は、上下方向に並んで配置された一対の孔型ロールを有する水平スタンドと、水平方向に並んで配置された一対の孔型ロールを有する垂直スタンドとが交互に配列されている。また、合金材が合金板の場合、初めに、素材を加熱炉で加熱する。加熱温度は特に限定されないが、たとえば、１１００～１３００℃である。加熱炉から抽出された素材に対して、分塊圧延機、及び、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、合金板形状の中間合金材を製造する。
　［第一冷間加工工程］
　第一冷間加工工程では、製造された中間合金材（素管）に対して冷間加工を実施する。本実施形態において、冷間加工は、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。冷間圧延を実施する場合、たとえば、複数の冷間圧延スタンドを備える連続圧延機を用いてもよい。すなわち、本実施形態による第一冷間加工工程では、周知の冷間加工を周知の条件で実施すればよい。具体的に、冷間加工時の中間合金材（素管）の温度は、たとえば、室温～３００℃であってもよい。
　本実施形態による第一冷間加工工程において、好ましい冷間加工率Ｒ１（％）は５％以上である。ここで、冷間加工率Ｒ１とは、第一冷間加工工程の開始前から、第一冷間加工工程の終了後における、中間合金材（素管）の断面積の減少率を意味する。具体的に、第一冷間加工工程前の素管の横断面の面積をＳ０（１）と定義し、第一冷間加工工程後の素管の横断面の面積をＳ１（１）と定義したとき、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１（％）は、次の式（Ａ）で定義される。
　Ｒ１（％）＝１００（１－Ｓ１（１）／Ｓ０（１））　（Ａ）
　冷間加工率Ｒ１が５％以上であれば、後述する溶体化処理工程において、熱処理中の再結晶が促進される。その結果、製造されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の結晶粒度番号の標準偏差σを、安定して小さくすることができる。したがって、本実施形態において、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１は、５％以上とするのが好ましい。なお、本実施形態において、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１の上限は特に限定されないが、たとえば、３０％である。
　［溶体化処理工程］
　溶体化処理工程では、冷間加工が実施された中間合金材（素管）に対して、溶体化処理を実施する。溶体化処理の方法は、特に限定されず、周知の方法でよい。たとえば、素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷する。なお、素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷して溶体化処理を実施する場合、溶体化処理を実施する温度（溶体化温度）とは、溶体化処理を実施するための熱処理炉の温度（℃）を意味する。この場合さらに、溶体化処理を実施する時間（保持時間）とは、素管が溶体化温度で保持される時間を意味する。
　好ましくは、本実施形態による溶体化処理工程において、中間合金材（素管）を溶体化温度まで加熱する場合、９００～１０５０℃での滞留時間を９分以上とする。上述の化学組成を有する中間合金材では、９００℃以上では再結晶及び粒成長が進行しやすくなる。そのため、９００～１０５０℃での滞留時間が短すぎれば、中間合金材中の温度ばらつきが発生しやすくなり、再結晶及び粒成長が不均一になりやすくなる。一方、９００～１０５０℃での滞留時間が９分以上であれば、再結晶及び粒成長が均一になりやすくなる。この場合さらに、１０６０℃以上の熱処理において、再結晶が促進されやすくなる。その結果、製造されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の結晶粒度番号の標準偏差σを、安定して小さくすることができる。
　したがって、本実施形態では、溶体化処理工程における加熱時の９００～１０５０℃での滞留時間を９分以上とするのが好ましい。本実施形態において、溶体化処理工程における加熱時の９００～１０５０℃での滞留時間のさらに好ましい下限は１０分である。なお、９００～１０５０℃での滞留時間が長すぎても、上記効果は飽和する。したがって、本実施形態では、溶体化処理工程における加熱時の９００～１０５０℃での滞留時間の上限は、たとえば３０分である。
　好ましくは、本実施形態による溶体化処理工程における溶体化温度を１０６０～１３００℃とする。溶体化温度が低すぎれば、溶体化処理後の素管に析出物（たとえば、金属間化合物であるσ相等）が残存する場合がある。この場合、製造されたＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の耐食性が低下する場合がある。一方、溶体化温度が高すぎても、溶体化処理の効果は飽和する。したがって、本実施形態では、溶体化処理工程における溶体化温度を１０６０～１３００℃とするのが好ましい。
　素管を熱処理炉に装入し、所望の温度で保持した後、急冷して溶体化処理を実施する場合、保持時間は特に限定されず、周知の条件で実施すればよい。保持時間は、たとえば、５～１８０分である。急冷方法は、たとえば、水冷である。
　［第二冷間加工工程］
　冷間加工工程では、溶体化処理された中間合金材（素管）を冷間加工して、Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を製造する。上述のとおり、本実施形態において、冷間加工は、冷間引抜であってもよく、冷間圧延であってもよい。すなわち、本実施形態による第二冷間加工工程でも、第一冷間加工工程と同様に、周知の冷間加工を周知の条件で実施すればよい。具体的に、冷間加工時の中間合金材（素管）の温度は、たとえば、室温～３００℃であってもよい。
　本実施形態による第二冷間加工工程において、好ましい冷間加工率Ｒ２（％）は５～５０％である。ここで、冷間加工率Ｒ２とは、第二冷間加工工程の開始前から、第二冷間加工工程の終了後における、中間合金材（素管）の断面積の減少率を意味する。具体的に、第二冷間加工工程前の素管の横断面の面積をＳ０（２）と定義し、第二冷間加工工程後のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材の横断面の面積をＳ１（２）と定義したとき、冷間加工率Ｒ２（％）は、次の式（Ｂ）で定義される。
　Ｒ２（％）＝１００（１－Ｓ１（２）／Ｓ０（２））　（Ｂ）
　冷間加工率Ｒ２が５～５０％であれば、第二冷間加工工程後のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材において、引張降伏強度を安定して７５８ＭＰａ以上にすることができる。したがって、冷間加工率Ｒ２は５～５０％とするのが好ましい。
　なお、本実施形態において、上記第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１（％）と、第二冷間加工工程の冷間加工率Ｒ２（％）とが、上述の範囲を満たしているのが好ましく、製造工程における総冷間加工率は、特に限定されない。
　以上の製造方法によって、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材を製造することができる。なお、上述の製造方法では、一例として継目無合金管の製造方法を説明した。しかしながら、本実施形態によるＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材は、板状等、他の形状であってもよい。板状等、他の形状の製造方法も、上述の製造方法と同様に、たとえば、素材準備工程と、熱間加工工程と、溶体化処理工程と、冷間加工工程とを備える。さらに、上述の製造方法は一例であり、他の製造方法によって製造されてもよい。以下、実施例によって本発明をさらに具体的に説明する。
　表１Ａ及び表１Ｂに示す化学組成を有する合金を、高周波真空溶解法により溶製した。なお、表１Ａ及び表１Ｂ中の「－」は、各元素の含有量が不純物レベルであることを意味する。具体的に、符号ＡのＷ含有量は、小数第二位を四捨五入して０％であったことを意味する。同様に、符号ＡのＣｕ含有量、Ｖ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎｂ含有量、及び、Ｃｏ含有量は、小数第三位を四捨五入して０％であったことを意味する。同様に、符号ＡのＣａ含有量、及び、Ｍｇ含有量は、小数第五位を四捨五入して０％であったことを意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　各符号の合金を用いて、造塊法により、各試験番号のインゴットを５０ｋｇ製造した。各試験番号の元素含有量と、上述の式（１）とから求めたＩを、表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　各試験番号のインゴットを１２００℃で３時間加熱した後、熱間鍛造して、断面が５０ｍｍ×５０ｍｍの角材を製造した。得られた角材を１２００℃で１時間加熱した後、熱間圧延して、板厚３０ｍｍの板材（合金板）を製造した。得られた各試験番号の合金板に対して、第一冷間加工を実施した。このとき、各試験番号の合金板に実施した第一冷間加工の冷間加工率Ｒ１（％）を、表２に示す。
　第一冷間加工が実施された各試験番号の合金板に対して、溶体化処理を実施した。溶体化処理では、第一冷間加工が実施された合金板を加熱して、表２に記載の溶体化温度（℃）で、表２に記載の保持時間（分）だけ保持した後、水冷した。このとき、溶体化温度まで加熱する際、９００～１０５０℃で滞留した時間を、表２の「滞留時間（分）」欄に示す。
　溶体化処理が実施された各試験番号の合金板に対して、第二冷間加工を実施した。このとき、各試験番号の合金板に実施した第二冷間加工の冷間加工率Ｒ２（％）を、表２に示す。なお、試験番号２及び５では、冷間加工として冷間引抜を実施した。試験番号２及び５を除く各試験番号では、冷間加工として冷間圧延を実施した。
　また、各試験番号の合金板に対して実施された、冷間加工の総冷間加工率Ｒ（％）を表２に示す。なお、本実施例において、総冷間加工率Ｒ（％）とは、次の式（Ｃ）で定義される。
　Ｒ（％）＝Ｒ１（％）＋Ｒ２（％）　（Ｃ）
　ここで、式（Ｃ）中のＲ１には、第一冷間加工の冷間加工率（％）が代入され、Ｒ２には、第二冷間加工の冷間加工率（％）が代入される。
　［評価試験］
　以上の方法で製造された各試験番号の合金板に対して、以下に説明する結晶粒度番号測定試験、及び、強度異方性測定試験を実施した。
　［結晶粒度番号測定試験］
　各試験番号の合金板に対して、結晶粒度番号測定試験を実施して、結晶粒度番号の標準偏差σを求めた。具体的に、上述の方法で作製された試験片に対して、上述の方法で顕微鏡観察を実施した。顕微鏡観察により得られた写真画像に対して画像解析を実施して、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２（２０２１）に準拠して、結晶粒度番号を測定した。各試験番号について、１０視野で得られた結晶粒度番号を、表３に示す。得られた１０個の結晶粒度番号から得られた結晶粒度番号の平均値と、標準偏差σとを、表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［強度異方性測定試験］
　各試験番号の合金板に対して、強度異方性測定試験を実施して、異方性指標ＡＩを求めた。具体的に、まず、上述の方法で引張降伏強度（ＭＰａ）及び圧縮降伏強度（ＭＰａ）を求めた。具体的に、各試験番号の合金板の板厚中央部から、引張試験用の丸棒試験片及び圧縮試験用の円柱試験片を作製した。丸棒試験片は、平行部直径４ｍｍ、標点距離２０ｍｍであった。円柱試験片は、平行部直径４ｍｍ、長さ８ｍｍであった。丸棒試験片及び円柱試験片の軸方向は、合金板の圧延方向と平行であった。
　引張試験用の丸棒試験片に対して、常温（２５℃）、大気中でＡＳＴＭ　Ｅ８／Ｅ８Ｍ（２０２１）に準拠した方法で、引張試験を実施した。引張試験により得られた０．２％オフセット耐力を、引張降伏強度（ＭＰａ）とした。さらに、圧縮試験用の円柱試験片に対して、常温（２５℃）、大気中でＡＳＴＭ　Ｅ９（２０１９）に準拠した方法で、圧縮試験を実施した。圧縮試験により得られた０．２％オフセット耐力を圧縮降伏強度（ＭＰａ）とした。得られた引張降伏強度（引張ＹＳ）に対する、圧縮降伏強度（圧縮ＹＳ）の比（圧縮ＹＳ／引張ＹＳ）を求め、異方性指標ＡＩとした。各試験番号の合金板について、得られた引張降伏強度を「引張ＹＳ（ＭＰａ）」欄に、圧縮降伏強度を「圧縮ＹＳ（ＭＰａ）」欄に、異方性指標ＡＩを「異方性指標ＡＩ」欄に示す。
　［評価結果］
　表１Ａ～表３を参照して、試験番号１～１４の合金板はいずれも、化学組成が適切であり、Ｉが１５．０未満であり、式（１）を満たした。これらの合金板はさらに、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０以下であった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていた。さらに、異方性指標ＡＩが０．８００以上となり、強度異方性が低減されていた。
　一方、試験番号１５～１８の合金板は、Ｎ含有量が低すぎた。さらにＩが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
　試験番号１９の合金板は、Ｎｉ含有量が高すぎた。さらにＩが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、この合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
　試験番号２０の合金板は、Ｃｒ含有量が低すぎ、Ｎ含有量が低すぎた。さらにＩが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、この合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
　試験番号２１～２３の合金板は、Ｉが１５．０以上であり、式（１）を満たさなかった。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
　試験番号２４及び２５の合金板は、第一冷間加工工程の冷間加工率Ｒ１が低すぎた。その結果、これらの合金板は、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０を超えた。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
　試験番号２６及び２７の合金板は、溶体化処理工程の加熱時における９００～１０５０℃での滞留時間が短すぎた。その結果、これらの合金板は、結晶粒度番号の標準偏差σが０．８０を超えた。その結果、これらの合金板は、引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上を満たしていたものの、異方性指標ＡＩが０．８００未満となり、強度異方性が低減されていなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０３０％以下、
    　Ｓｉ：０．０１～１．００％、
    　Ｍｎ：０．０１～２．００％、
    　Ｐ：０．０３０％以下、
    　Ｓ：０．００５０％以下、
    　Ｎｉ：２９．０～３６．５％、
    　Ｃｒ：２３．０～２７．５％、
    　Ｍｏ：２．００～６．００％、
    　Ａｌ：０．０１～０．３０％、
    　希土類元素：０．０１６～０．１００％、
    　Ｎ：０．２２０～０．５００％、
    　Ｏ：０．０１０％以下、
    　Ｗ：０～６．０％、
    　Ｃｕ：０～２．００％、
    　Ｃａ：０～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０～０．０１００％、
    　Ｖ：０～０．５０％、
    　Ｔｉ：０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０～０．５０％、
    　Ｃｏ：０～２．００％、及び、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　式（１）を満たし、
    　ミクロ組織において、オーステナイト粒の結晶粒度番号の標準偏差が０．８０以下であり、
    　引張降伏強度が７５８ＭＰａ以上である、
    　Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
    　３×Ｎｉ－２×Ｃｒ－１５０×Ｎ＜１５．０　（１）
    　ここで、式（１）中の元素記号には、対応する元素の含有量が質量％で代入される。
  2. 　請求項１に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材であって、
    　Ｗ：０．１～６．０％、
    　Ｃｕ：０．０１～２．００％、
    　Ｃａ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｍｇ：０．０００１～０．０１００％、
    　Ｖ：０．０１～０．５０％、
    　Ｔｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．５０％、及び、
    　Ｃｏ：０．０１～２．００％からなる群から選択される１元素以上を含有する、
    　Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
  3. 　油井用継目無合金管である、
    　請求項１又は請求項２に記載のＦｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材。
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