JP7004118B1 - 二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管 - Google Patents

二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管 Download PDF

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Abstract

高強度、高靭性、および優れた耐食性を有する優れた二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管を提供する。質量％で、Ｃ：０．００２～０．０３％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１０～１．５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０００５～０．０２％、Ｃｒ：２０．０～２８．０％、Ｎｉ：４．０～１０．０％、Ｍｏ：２．０～５．０％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、およびＮ：０．０６～０．３５％を含有し、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、体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、降伏強さＹＳが４４８ＭＰａ以上であり、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下であるようにする。

Description

本発明は、油井管として使用するのに好適な、優れた耐食性と高強度、高靭性を兼ね備えた二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管に関し、特に、油井用鋼管に用いられる二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管に関する。
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、従来は顧みられなかったような深度が深い油田や、硫化水素等を含む厳しい腐食環境、いわゆるサワー環境下にある油田やガス田等の開発が盛んになっている。このような油田および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およびＣｌ－、さらにはＨ２Ｓを含む厳しい腐食環境となっている。このような環境下で使用される油井用鋼管は、強度、靭性および耐食性（耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性）に優れていることが要求される。
この要求に対し、油井用鋼管に用いる鋼として二相ステンレス鋼が挙げられる。二相ステンレス鋼は強度特性に優れる。一方で、近年開発が進んでいる高深度の油井など、硫化水素や炭酸ガス、塩化物イオンを多量に含む厳しい腐食環境で二相ステンレス鋼を適用するには、耐食性の向上が必要となっている。
この点、例えば、特許文献１には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎ、Ｗの含有量の制御によりＰＲＥＷ値が４０以上である耐食性に優れる二相ステンレス鋼が開示されている。
また、特許文献２にはＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎの含有量の制御に加え、ＢやＴａ等の含有量を制御することによって、耐食性および熱間加工性に優れる二相ステンレス鋼が開示されている。
また、非特許文献１では、ステンレス鋼において鋼中介在物のＭｎＳが局部腐食（孔食）の起点になっていることを実験的に示している。
また、特許文献３では、熱間加工性や耐食性に悪影響を及ぼす鋼中の硫化物系介在物を低減させるために、真空溶解炉でＣａＯるつぼとＣａＯ－ＣａＦ２－Ａｌ２Ｏ３系のスラグを用いて、Ｓ量を３重量ｐｐｍ以下まで低減させた二相ステンレス鋼が開示されている。
また、特許文献４には、孔食の起点となる酸化物系介在物を制御する技術として、酸化物系介在物でのＣａとＭｇとの合計含有量、Ｓ含有量を制御し、さらに介在物形態や密度を調整した二相ステンレス鋼が開示されている。そして、特許文献４には、不溶性のＡｌ酸化物でもＣａ、Ｍｇ、Ｓを一定量以上含むものは局部腐食起点になるため、還元処理時のスラグ塩基度、取鍋でのキリング温度と時間、鋳造後の総加工比を最適に組み合わせることで上記介在物の大きさと個数を制御し、局部腐食の発生を抑制した二相ステンレス鋼が開示されている。
特開平５－１３２７４１号公報 特開平８－１７０１５３号公報 特開平３－２９１３５８号公報 国際公開第２００５／０１４８７２号
武藤泉ら、ふぇらむＶｏｌ．１７（２０１２），Ｎｏ．１２，８５８－８６３
前述したように、最近の厳しい腐食環境の油田やガス田等の開発に伴い、油井用鋼管には、高強度、高靭性および優れた耐食性を保持することが要望されるようになっている。ここで、優れた耐食性とは、優れた耐炭酸ガス腐食性の他に、特にＣＯ２およびＣｌ－、さらにＨ２Ｓを含む厳しい腐食環境下における、２００℃の高温での優れた耐炭酸ガス腐食性、８０℃の低温での優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）、および２５℃の常温での優れた耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）を兼備することを意味する。
しかしながら、特許文献１～４に記載された鋼では、８０℃の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および２５℃の常温での耐硫化物応力割れ性が十分に考慮されていないという問題があった。
本発明は係る問題に鑑み、高強度、高靭性、および優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管を提供することを目的とする。
ここで、優れた耐食性とは、上記したような厳しい腐食環境下においても、優れた耐炭酸ガス腐食性、優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）および優れた耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）を兼ね備えた耐食性を指す。このような二相ステンレス鋼から得られる鋼管は、原油または天然ガスの油井、およびガス井等の厳しい環境下において好適に用いられる。
なお、本発明において、「高強度」とは、降伏強さＹＳが６５ｋｓｉ（４４８ＭＰａ）以上であり、好ましくは９５ｋｓｉ（６５５ＭＰａ）以上であることをいう。
また、本発明において、「高靭性」とは、低温靭性、すなわち－１０℃におけるシャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１０が４０Ｊ以上を有することをいう。
また、本発明において、「優れた耐炭酸ガス腐食性」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：２０ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液（液温：２００℃、３．０ＭＰａのＣＯ２ガス雰囲気）中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を３３６時間として実施した場合に、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下かつ孔食の発生がないことをいう。
また、本発明において、「優れた耐硫化物応力腐食割れ性（耐ＳＣＣ性）」とは、オートクレーブ中に保持された試験液：１０ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液（液温：８０℃、２ＭＰａのＣＯ２ガス、３５ｋＰａのＨ２Ｓ雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の１００％を付加応力として付加した場合に、試験後の試験片に割れが発生せず、かつ孔食の発生がないことをいう。
また、本発明において、「優れた耐硫化物応力割れ性（耐ＳＳＣ性）」とは、試験セルに保持された試験液：２０ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、０．０７ＭＰａのＣＯ２ガス、０．０３ＭＰａのＨ２Ｓ雰囲気）に酢酸＋酢酸Ｎａを加えて、ｐＨ：３．５に調節した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の９０％を付加応力として付加した場合に、試験後の試験片に割れが発生せず、かつ孔食の発生がないことをいう。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、二相ステンレス鋼について、耐硫化物応力腐食割れ性に及ぼす介在物の影響について鋭意検討した。その結果、以下の知見を得た。
１）孔食の起点となる酸化物のなかでも、ＭｇＯ主体のものは溶液浸漬中に介在物自体が溶解して、無害であること。
２）Ａｌ２Ｏ３主体の介在物について、Ａｌ２Ｏ３をカソードとし、周辺の母材をアノードとする反応が進行し、介在物周辺が腐食すること。
３）Ａｌ２Ｏ３主体の介在物の個数密度を低位にすることで、耐硫化物応力腐食割れ性が向上すること。特に、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系の介在物の割合が５０質量％以下である場合に良好な耐硫化物応力腐食割れ性を示すこと。
本発明は、以上の知見に基づいて、更なる検討により完成されたものであり、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、
Ｃ：０．００２～０．０３％、
Ｓｉ：０．０５～１．０％、
Ｍｎ：０．１０～１．５％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０２０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｎｉ：４．０～１０．０％、
Ｍｏ：２．０～５．０％、
Ａｌ：０．００１～０．０５％、および
Ｎ：０．０６～０．３５％
を含有し、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、
体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、
降伏強さＹＳが４４８ＭＰａ以上であり、
平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、
前記酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下である二相ステンレス鋼。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、以下のＡ群～Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、前記［１］に記載の二相ステンレス鋼。
Ａ群：Ｗ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
Ｂ群：Ｖ：０．２０％以下、
Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｓｎ：０．２０％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、
Ｅ群：Ｔａ：０．１０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
［３］降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上である、前記［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼。
［４］質量％で、
Ｃ：０．００２～０．０３％、
Ｓｉ：０．０５～１．０％、
Ｍｎ：０．１０～１．５％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０００５～０．０２０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｎｉ：４．０～１０．０％、
Ｍｏ：２．０～５．０％、
Ａｌ：０．００１～０．０５％、および
Ｎ：０．０６～０．３５％
を含有し、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、
体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、
降伏強さＹＳが４４８ＭＰａ以上であり、
平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、
前記酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下である二相ステンレス継目無鋼管。
［５］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、以下のＡ群～Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、前記［４］に記載の二相ステンレス継目無鋼管。
Ａ群：Ｗ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
Ｂ群：Ｖ：０．２０％以下、
Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｓｎ：０．２０％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、
Ｅ群：Ｔａ：０．１０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
［６］降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上である、前記［４］または［５］に記載の二相ステンレス継目無鋼管。
本発明によれば、高強度、高靭性、および優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管が得られる。
本発明により製造した二相ステンレス鋼、二相ステンレス継目無鋼管を油井用ステンレス継目無鋼管に適用することにより、産業上格段の効果を奏する。
以下、本発明の実施形態について説明する。なお、以下では、二相ステンレス鋼について説明するが、二相ステンレス継目無鋼管も二相ステンレス鋼と同様の構成を有し得る。
本発明の二相ステンレス鋼は、質量％で、Ｃ：０．００２～０．０３％、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１０～１．５％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０００５～０．０２０％、Ｃｒ：２０．０～２８．０％、Ｎｉ：４．０～１０．０％、Ｍｏ：２．０～５．０％、Ａｌ：０．００１～０．０５％、およびＮ：０．０６～０．３５％を含有し、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、体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、降伏強さＹＳが４４８ＭＰａ以上であり、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下である。
二相ステンレス鋼の成分組成
以下に本発明の二相ステンレス鋼が有する成分組成の範囲の限定理由を説明する。なお、成分含有量に関する％は「質量％」である。
Ｃ：０．００２～０．０３％
Ｃは、オーステナイト相を安定させて強度および低温靭性を向上させる効果を有する元素である。降伏強さＹＳが６５ｋｓｉ以上（４４８ＭＰａ以上）である高強度を実現するためには、Ｃ含有量は０．００２％以上とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．００５％以上である。一方で、Ｃ含有量が０．０３％を超えると、熱処理により炭化物の析出が過剰となり、耐食性に悪影響を及ぼす場合もある。そのため、Ｃ含有量は０．０３％以下とする。好ましくは、Ｃ含有量は０．０２％以下である。より好ましくは、Ｃ含有量は０．０１２％以下である。
Ｓｉ：０．０５～１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として機能する元素であり、この効果を得るために、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．１０％以上である。一方で、Ｓｉ含有量が１．０％を超えると、熱処理により金属間化合物の析出が過剰となり、鋼の耐食性を劣化させる。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．７％以下である。より好ましくは０．６％以下である。
Ｍｎ：０．１０～１．５％
Ｍｎは、上述のＳｉと同様に、脱酸剤として有効な元素であるとともに、鋼中に不可避的に含有されるＳを硫化物として固定し熱間加工性を改善する。これらの効果はＭｎ含有量が０．１０％以上で得られる。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０％以上とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。一方で、Ｍｎ含有量が１．５％を超えると熱間加工性が低下するだけでなく、耐食性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする。好ましくは、Ｍｎ含有量は１．０％以下であり、より好ましくは０．５％以下である。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、二相ステンレス鋼の耐食性を低下させる元素であり、０．０４０％を超えると、耐食性が著しく低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４０％以下とする。好ましくは、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。ただし、Ｐ含有量を０．００５％未満に低減するためには、溶鋼を溶製する過程で脱Ｐ処理に長時間を要し、二相ステンレス鋼の製造コストの上昇を招く。したがって、Ｐ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。
Ｓ：０．０００５～０．０２０％
Ｓは、二相ステンレス鋼の製造過程における熱間加工性を低下させる元素であり、０．０２０％を超えると、二相ステンレス鋼の製造に支障を来す。したがって、Ｓは０．０２０％以下とする。好ましくは、Ｓ含有量は０．０１０％以下である。より好ましくは、Ｓ含有量は０．００５％以下である。なお、製造コストの上昇を防止する観点より、Ｓ含有量は０．０００５％以上である。
Ｃｒ：２０．０～２８．０％
Ｃｒは、耐食性を維持し、強度を向上するために有効な基本成分である。これらの効果を得るために、Ｃｒ含有量を２０．０％以上とする。より高強度を得るためには、好ましくは、Ｃｒ含有量は２１．０％以上であり、さらに好ましくは２３．０％以上である。一方で、Ｃｒ含有量が２８．０％を超えると、σ相が析出しやすくなり耐食性と靭性がともに劣化する。したがって、Ｃｒ含有量は２８．０％以下とする。また、靱性の観点からは、好ましくは、Ｃｒ含有量は２７．０％以下である。
Ｎｉ：４．０～１０．０％
Ｎｉは、オーステナイト相を安定させ、二相組織を得るために含有される元素である。Ｎｉ含有量が４．０％未満では、オーステナイト相が不安定となり、フェライト相の体積分率が過大となる。したがって、Ｎｉ含有量は４．０％以上とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は４．５％以上である。一方、Ｎｉ含有量が１０．０％を超えると、オーステナイト相主体となり、オーステナイト相の体積分率が過大となる。また、Ｎｉは高価な元素であるため経済性も損なわれる。したがって、Ｎｉ含有量は１０．０％以下とする。好ましくは、Ｎｉ含有量は８．０％以下である。
Ｍｏ：２．０～５．０％
Ｍｏは、二相ステンレス鋼の耐食性を向上する作用を有する元素であり、特にＣｌ－に起因する孔食の防止に寄与する。Ｍｏ含有量が２．０％未満では、その効果が得られない。したがって、Ｍｏ含有量は２．０％以上とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は２．５％以上である。一方、Ｍｏ含有量が５．０％を超えると、σ相が析出し、靭性、耐食性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は５．０％以下とする。好ましくは、Ｍｏ含有量は４．５％以下である。
Ａｌ：０．００１～０．０５％
Ａｌは、二相ステンレス鋼の原材料の溶鋼を溶製する過程で脱酸剤として機能する元素であり、Ａｌ含有量が０．００１％未満ではその効果が得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．００５％以上である。一方、Ａｌ含有量が０．０５％を超えると、アルミナ系介在物が析出し易くなり、二相ステンレス鋼の製造過程における熱間加工性が低下し、靭性も劣化する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下とする。好ましくは、Ａｌ含有量は０．０４％以下である。
Ｎ：０．０６～０．３５％
Ｎは、通常の二相ステンレス鋼においては、耐孔食性を向上させ、また固溶強化に寄与する元素として知られ、積極的に添加され、Ｎ含有量は０．０６％以上とする。一方で、時効熱処理を行う場合には、Ｎはむしろ種々の窒化物を形成し、８０℃以下の低温での耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性を低下させる元素であり、０．３５％を超えて含有するとその作用が顕著となる。したがって、Ｎ含有量は０．３５％以下とする。好ましくは、Ｎ含有量は０．３４％以下、より好ましくは０．３２％以下である。なお、本発明の目的とする特性を得るためには、Ｎ含有量を０．０７％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎ含有量は０．０８％以上である。
残部はＦｅおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＯ（酸素）が挙げられ、Ｏは０．０１％以下であれば許容できる。
以上の成分が基本成分である。また、本発明では、上記の基本成分に加えて、必要に応じて下記のＡ～Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有させてもよい。
Ａ群：Ｗ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
Ｂ群：Ｖ：０．２０％以下、
Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｓｎ：０．２０％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、
Ｅ群：Ｔａ：０．１０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
Ａ群
Ｗ：１．５％以下（０％を含む）
Ｗは１．５％を超えて多量に含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。したがって、Ｗを含有する場合には、Ｗ含有量は１．５％以下とする。より好ましくは、Ｗ含有量は１．２％以下である。また、Ｗは、耐硫化物応力腐食割れ性および耐硫化物応力割れ性を向上させる元素である。このような効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０２％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｗ含有量は０．８％以上である。
Ｃｕ：２．０％以下（０％を含む）
Ｃｕ含有量が２．０％を超えると、低温靭性が低下する場合がある。このため、Ｃｕを含有する場合には、Ｃｕ含有量は２．０％以下とする。より好ましくは、Ｃｕ含有量は１．０％以下である。また、Ｃｕは、時効熱処理にて微細なε－Ｃｕを析出し、強度を大幅に上昇させるうえ、保護皮膜を強固にして鋼中への水素侵入を抑制し、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める。これらの効果を得るために、Ｃｕ含有量は０．１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｃｕ含有量は０．２％以上である。
Ｂ群
Ｖ：０．２０％以下（０％を含む）
Ｖは０．２０％を超えて含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。また、多量に含有すると、耐硫化物応力割れ性が低下する場合がある。したがって、Ｖを含有する場合には、Ｖ含有量は０．２０％以下とする。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０８％以下である。また、Ｖは、析出強化により鋼の強度を向上させる元素である。このような効果を得るためにはＶ含有量は０．０２％以上であることが好ましい。より好ましくは、Ｖ含有量は０．０４％以上である。
Ｃ群
Ｚｒ：０．５０％以下（０％を含む）
Ｚｒ、ＢおよびＮｂは、いずれも強度増加に寄与する元素として有用であり、必要に応じて選択して含有させてもよい。Ｚｒは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに耐硫化物応力腐食割れ性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．０２％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．０５％以上である。一方で、Ｚｒは０．５０％を超えて含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。このため、Ｚｒを含有する場合には、Ｚｒ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは、Ｚｒ含有量は０．３０％以下である。さらに好ましくは、Ｚｒ含有量は０．２０％以下である。
Ｂ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｂは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに熱間加工性の改善にも寄与する元素として有用である。このような効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００１０％以上である。一方で、Ｂは０．０１０％を超えて含有すると、低温靭性および熱間加工性を低下させる場合がある。このため、Ｂを含有する場合には、Ｂ含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは、Ｂ含有量は０．００８０％以下である。さらに好ましくは、Ｂ含有量は０．００３０％以下であり、さらにより好ましくは、Ｂ含有量は０．００２５％以下である。
Ｎｂ：０．５０％以下
Ｎｂは、上記した強度増加に寄与するとともに、さらに耐硫化物応力腐食割れ性の改善にも寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．０１％以上である。一方で、Ｎｂは０．５０％を超えて含有すると、低温靭性を低下させる場合がある。このため、Ｎｂを含有する場合には、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とする。より好ましくは、Ｎｂ含有量は０．２０％以下である。
Ｄ群
ＲＥＭ：０．００５％以下（０％を含む）
ＲＥＭは、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。このような効果を確保するためには、ＲＥＭを０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００１５％以上である。一方で、ＲＥＭを０．００５％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる場合がある。このため、含有する場合には、ＲＥＭ含有量は０．００５％以下とする。より好ましくは、ＲＥＭ含有量は０．００４％以下である。
なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号２１番のスカンジウム（Ｓｃ）と原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドである。本発明におけるＲＥＭ濃度とは、上述のＲＥＭから選択された１種または２種以上の元素の総含有量である。
Ｃａ：０．０１０％以下（０％を含む）
Ｃａは、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。このような効果を確保するためには、Ｃａを０．００１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００１５％以上である。一方で、Ｃａを０．０１０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる場合がある。このため、含有する場合には、Ｃａ含有量は０．０１０％以下とする。より好ましくは、Ｃａ含有量は０．００８０％以下である。さらに好ましくは、Ｃａ含有量は０．００５％以下であり、さらにより好ましくは、Ｃａ含有量は０．００４％以下である。
Ｓｎ：０．２０％以下（０％を含む）
Ｓｎは、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。このような効果を確保するためには、Ｓｎを０．０５％以上含有することが好ましい。より好ましくは、Ｓｎ含有量は０．０９％以上である。一方で、Ｓｎを０．２０％を超えて含有しても、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり、経済的に不利となる場合がある。このため、含有する場合には、Ｓｎ含有量は０．２０％以下とする。より好ましくは、Ｓｎ含有量は０．１５％以下である。
Ｍｇ：０．０１％以下（０％を含む）
Ｍｇは、耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｍｇを０．０１％を超えて含有しても、このような効果が飽和し、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場合がある。このため、含有する場合には、Ｍｇ含有量は０．０１％以下とする。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００８％以下である。さらに好ましくは、Ｍｇ含有量は０．００５％以下である。また、上記の効果を確保するためには、Ｍｇを０．０００２％以上含有することが好ましい。より好ましくは、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上である。
Ｅ群
Ｔａ：０．１０％以下（０％を含む）
Ｔａは、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｔａを０．１０％を超えて含有してもこのような効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる場合がある。このため、含有する場合には、Ｔａ含有量は０．１０％以下とする。より好ましくは、Ｔａ含有量は０．０５％以下である。また、上記の効果を確保するためには、Ｔａを０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、Ｔａ含有量は０．０２％以上である。
Ｃｏ：１．０％以下（０％を含む）
Ｃｏは、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｃｏを１．０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる場合がある。このため、含有する場合には、Ｃｏ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．５％以下である。さらに好ましくは、Ｃｏ含有量は０．１％以下である。また、上記の効果を確保するためには、Ｃｏを０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、Ｃｏ含有量は０．０２％以上である。
Ｓｂ：１．０％以下（０％を含む）
Ｓｂは、耐炭酸ガス腐食性、耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性の改善に寄与する元素として有用であり、必要に応じて含有させてもよい。Ｓｂを１．０％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなる場合がある。このため、含有する場合には、Ｓｂ含有量は１．０％以下とする。より好ましくは、Ｓｂ含有量は０．５％以下である。さらに好ましくは、Ｓｂ含有量は０．１％以下である。また、上記の効果を確保するためには、Ｓｂを０．０１％以上含有することが好ましい。より好ましくは、Ｓｂ含有量は０．０２％以上である。
二相ステンレス鋼の組織
体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織
本発明の二相ステンレス鋼は、少なくともオーステナイト相およびフェライト相を含む組織を有し、オーステナイト相とフェライト相からなる組織を有していてもよい。オーステナイト相の体積率（％）は、２０～７０％である。フェライト相の体積率（％）は、３０～８０％である。オーステナイト相が２０％未満であると、低温靱性、耐硫化物応力割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性のいずれか１つ以上に劣る場合がある。また、オーステナイト相が７０％を超えると、強度に劣る場合がある。また、フェライト相が８０％を超えると、低温靱性、耐硫化物応力割れ性、耐硫化物応力腐食割れ性のいずれか１つ以上に劣る場合がある。また、フェライト相が３０％未満では強度に劣る場合がある。
各相の体積率は、鋼成分組成および溶体化処理温度を調整することにより制御することができる。具体的には、オーステナイト相形成元素（Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｎ、Ｃｕ、Ｃｏ）が多い、または溶体化処理温度が低いほどオーステナイト相の体積率が増加する。フェライト相形成元素（Ｓｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ）が多い、または溶体化処理温度が高いほどフェライト相の体積率が増加する。
各相の体積率の測定方法としては、まず、二相ステンレス鋼の断面を観察面として（二相ステンレス鋼が継目無鋼管である場合には、管軸方向断面を観察面として）、組織観察用の試験片を採取する。そして、フェライト相およびオーステナイト相の体積率は、観察面を走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察することにより求める。具体的には、上述の組織観察用の試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌ、および１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（１０００倍）で組織を撮像する。得られた組織写真から、画像解析装置を用いて、フェライト相およびオーステナイト相の面積率の平均値を算出し、これをそれぞれの体積率（体積％）とする。撮像した画像において、腐食されにくいために二値化により白色となる相をフェライト相とし、腐食されやすいために二値化により黒色となる相をオーステナイト相とする。
酸化物系介在物
平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度：１５個／ｍｍ２以下
本発明では、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度を１５個／ｍｍ２以下とする。平均粒径が１μｍ以上の酸化物系介在物は、腐食環境で溶解し、孔食の起点となりやすい。一方で、平均粒径が１μｍ未満の酸化物系介在物は、溶解しても母材との間に形成される隙間が小さく、孔食に進展しない。
平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個／ｍｍ２超えとなると、良好な耐孔食性、耐ＳＳＣ性、耐ＳＣＣ性の少なくともいずれかが得られない。よって、本発明では、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度を１５個／ｍｍ２以下とする。好ましくは、１３個／ｍｍ２以下であり、さらに好ましくは、１０個／ｍｍ２以下である。
Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下
本発明では、上記の平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合を５０質量％以下とする。
Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％超えとなると、良好な耐孔食性、耐ＳＳＣ性、耐ＳＣＣ性の少なくともいずれかが得られない。よって、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合を５０質量％以下とする。好ましくは、４８質量％以下であり、さらに好ましくは、４５質量％以下である。
酸化物系介在物の個数密度の測定方法としては、まず、上記の組織観察を行うための試験片と同様の試験片を鏡面研磨し、５０倍の倍率で５視野、ＳＥＭ観察を行う。そして、酸化物系介在物の中心部近傍をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により組成分析する。分析時元素として、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓ、Ｍｎの質量比を測定する。測定条件として、分析値のばらつきを軽減するため、十分大きい加速電圧（たとえば１５ｋＶ）で電子線照射を行うことが望ましい。また、照射電流は大きすぎるとＳＥＭ像分解能を下げ、また小さすぎると測定に必要なＸ線発生量が得られないので、適切な照射電流量で行うことが望ましい。
酸化物系介在物の平均粒径は、介在物の長径と短径を測定し、それらを平均すること（長径と短径の和を２で割ること）によって得られる。
また、Ａｌを２０質量％以上含む酸化物系介在物を、「Ａｌを含む酸化物系介在物」と判定し、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度と、そのうちＡｌを含む酸化物系介在物の割合を導出する。
また、本発明の二相ステンレス鋼における、平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合は、製鋼の脱酸工程でのＡｌ投入後の真空攪拌時間により制御することができる。
二相ステンレス鋼の製造方法
以下では、本発明の二相ステンレス鋼が継目無鋼管である場合の製造方法について説明する。なお、本発明の二相ステンレス鋼は、継目無鋼管のみならず、ステンレス鋼板およびその鋼板を用いたＵＯＥ鋼管、ＥＲＷ鋼管、スパイラル鋼管、鍛接管等にも適用できる。
本発明では、上記した成分組成を有するビレット等の鋼素材を出発素材（以下、鋼管素材と称する場合もある。）とする。本発明では、出発素材の製造方法は特に限定する必要がなく、通常公知の製造方法を適用できる。
上記した成分組成を有する鋼管素材の製造方法については、例えば、上記組成を有する溶鋼を、転炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊－分塊圧延法等、通常公知の方法で鋼管素材とすることが好ましい。
製鋼工程の脱酸工程において、鋼中のＡｌ系介在物量を低減させるために、Ａｌを投入したあとに真空攪拌し、Ａｌ系介在物を浮上分離させる方法を採用する。
介在物を十分に浮上分離させるためには、溶鋼温度を１５５０℃以上で真空攪拌することが望ましい。溶鋼温度を上昇させる方法として、脱酸工程またはその前工程の脱炭工程において、酸素吹き込みを行うことが挙げられる。酸素吹き込みによって上昇した溶鋼中の酸素は、脱酸工程において投入されるＡｌと反応し、Ａｌ２Ｏ３を生成する。
所望の酸化物系介在物の個数密度およびＡｌを含む酸化物系介在物の割合を達成するために介在物を十分に浮上分離させる必要があるため、酸素吹き込み、Ａｌ投入のどちらか遅い方から数えて、真空攪拌時間は１５分以上とする。
好ましくは、溶鋼温度の低下防止のため、真空攪拌時間は６０分以下とする。
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、ユジーンセジュルネ法などの押し出し製管法またはマンネスマン製管法などの熱間加工によって、所望の寸法の上記した組成を有する継目無鋼管とする。
溶体化熱処理
次に、造管された鋼管に対し、溶体化熱処理を施す。具体的には、鋼管を１０００℃以上の加熱温度に加熱したのち、空冷以上の平均冷却速度、より具体的には１℃／ｓ以上の平均冷却速度で３００℃以下の温度まで冷却する。これにより、造管中または造管後の冷却中に析出した金属間化合物や炭化物、窒化物、硫化物等を固溶し、所望量のオーステナイト相およびフェライト相を含む組織の継目無鋼管とすることができる。
溶体化熱処理の加熱温度が１０００℃未満では、所望の高靭性を確保することができない。好ましくは溶体化熱処理の加熱温度は１０２０℃以上である。また、溶体化熱処理の加熱温度は、フェライト相の体積分率が過多となることを防止する観点から、１２００℃以下とする。溶体化熱処理の加熱温度は、好ましくは１１５０℃以下である。より好ましくは、溶体化熱処理の加熱温度は１１３０℃以下である。本発明では、溶体化熱処理の加熱温度における保持時間は、材料内の温度を均一にする観点から、５分以上が好ましい。また、溶体化熱処理の加熱温度における保持時間は２１０分以下が好ましい。
溶体化熱処理の平均冷却速度が１℃／ｓ未満では、冷却途中にσ相、χ相などの金属間化合物が析出し、低温靭性および耐食性が著しく低下する。なお、平均冷却速度の上限は、特に限定する必要はない。溶体化熱処理における冷却の冷却速度は、好ましくは２℃／ｓ以上である。
冷間加工
材料の降伏強度の向上のため、冷間引き抜き加工、冷間ピルガ―圧延、または対向ロールでの傾斜圧延による冷間での縮径圧延によって、ひずみを導入し、高強度化を行ってもよい。好ましくは、縮径圧延を施す。縮径圧延に用いる傾斜圧延機としては、樽型ロールを有する２ロール型傾斜圧延機や３ロール型傾斜圧延機を用いてよい。縮径圧延は、傾斜角、交叉角、ロールギャップを調整して行うことができる。加工時の温度は、変形抵抗の軽減のために高温で行ってもよい。加工強化温度としては、具体的には２５～６００℃の範囲で、かつステンレスが脆化する４６０～４９０℃温度域を避けて加工を行うことが望ましい。
また、冷間加工後に、時効硬化による降伏強度向上のための時効熱処理を行ってもよい。時効熱処理温度が７００℃を超えるとσ相、χ相などの金属間化合物が析出し、低温靭性および耐食性が著しく低下する。このため、時効熱処理温度は７００℃以下とすることが好ましい。
以上、本発明の二相ステンレス鋼について説明したが、この二相ステンレス鋼が有する構成と同様の構成を本発明の二相ステンレス継目無鋼管も有し得る。
本発明によれば、降伏強さＹＳが６５ｋｓｉ（４４８ＭＰａ）以上、好ましくは９５ｋｓｉ（６５５ＭＰａ）以上の高強度、さらに、高靭性および優れた耐食性を有する二相ステンレス鋼および二相ステンレス継目無鋼管が得られる。
以下、本発明の実施例を説明する。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た。表２に示すＡｌキルド中の真空撹拌時間を変更して、酸化物系介在物の個数と組成を調整した。
そして、連続鋳造法でビレット（鋼管素材）を鋳造し、鋼管素材を１１５０～１２５０℃で加熱したのち、加熱モデルシームレス圧延機を用いた熱間加工により造管し、外径６２ｍｍ、肉厚７ｍｍの継目無鋼管、または外径１３１ｍｍ、肉厚２５ｍｍの継目無鋼管とした。
得られた継目無鋼管は、造管後空冷した。空冷後、表２に示す温度で、３０分間の溶体化熱処理を行った。
溶体化熱処理における平均冷却速度は、２℃／ｓとした。
一部の溶体化熱処理後の鋼管に対して、加工強化として縮径圧延または冷間ピルガ―圧延を施した。縮径圧延は外径６２ｍｍ、肉厚７ｍｍの鋼管に対して行い、冷間ピルガー圧延は外径１３１ｍｍ、肉厚２５ｍｍの継目無鋼管に対して行った。
縮径圧延に用いた傾斜圧延機は、傾斜角および交叉角共に０°の場合に入側面角が２．５°、出側面角が３．０°である樽型ロールを有する２ロール型傾斜圧延機（表２中の２ｒｏｌｌ参照）または３ロール型傾斜圧延機（表２中の３ｒｏｌｌ参照）であり、圧延に際して傾斜角６°および交叉角０°に調整し、ロールギャップを５６ｍｍに設定して縮径圧延を行った。冷間加工はコールドピルガー法にて減面率７０％の圧延を行った（表２中のＣｏｌｄ Ｐｉｌｇｅｒ参照）。加工時の温度（表２中の加工強化温度参照）は、一部、変形抵抗の軽減のために高温で行った。加工強化温度としては、具体的には２５～６００℃の範囲で、かつステンレスが脆化する４６０～４９０℃温度域を避けて加工を行うよう、２５℃または５００℃とした。
また、一部の鋼管（表２中、時効熱処理の加熱温度の記載がある鋼管）に対しては、その後時効熱処理を行った。
最終的に得られた継目無鋼管から、組織観察用の試験片を採取し、組織の定量評価、引張試験、シャルピー衝撃試験、腐食試験、耐硫化物応力割れ試験（耐ＳＳＣ試験）、および耐硫化物応力腐食割れ試験（耐ＳＣＣ試験）を行った。試験方法は次の通りとした。これらの試験により得られた結果を表２に示す。
（１）鋼管の組織全体に占める各相の体積率（体積％）測定
上述の熱処理を施した継目無鋼管から、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用の試験片を採取した。フェライト相およびオーステナイト相の体積率は、観察面を走査型電子顕微鏡で観察することにより求めた。具体的には、上述の組織観察用の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（ＳＥＭ）（１０００倍）で組織を撮像した。得られた組織写真から、画像解析装置を用いて、フェライト相およびオーステナイト相の面積率の平均値を算出し、これをそれぞれの体積率（体積％）とした。
撮像した画像において、腐食されにくいために二値化により白色となる相をフェライト相とし、腐食されやすいために二値化により黒色となる相をオーステナイト相とした。上記二値化は、撮像した画像を２５６諧調のグレースケール画像にした後、測定領域（６００μｍ×８００μｍ（１９２０画素×２５６０画素））の範囲に対して行った。二値化の設定について、横軸を輝度(２５６諧調)とするヒストグラムの中に見られる２つのピークの間で、最小となる輝度を閾値とした。
（２）酸化物系介在物の個数密度測定
上述の組織観察を行ったものと同様の試験片を鏡面研磨し、５０倍の倍率で各５視野、ＳＥＭ観察を行った。酸化物系介在物の中心部近傍をＥＤＸ（エネルギー分散型Ｘ線分析）により組成分析した。分析時元素として、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｓ、Ｍｎの質量比を測定した。測定条件として、分析値のばらつきを軽減するため、十分大きい加速電圧（１５ｋＶ）で電子線照射を行った。
Ａｌを２０質量％以上含む酸化物を、「Ａｌを含む酸化物」と判定し、平均粒径が１μｍ以上である個数密度（表２中、介在物の密度（個／ｍｍ２））と、そのうちＡｌを含む酸化物系介在物の割合（表２中、Ａｌを含む酸化物の割合（％））を導出した。平均粒径は、介在物の長径と短径を測定し、それらを平均することによって得た。
（３）引張試験
上述の熱処理を施された継目無鋼管から、ＡＰＩ－５ＣＴ規格に準拠して、引張方向が管軸方向となるようにＡＰＩ弧状引張試験片を採取した。採取された試験片に対し、ＡＰＩ規格に準拠して引張試験を行なって、引張特性として降伏強さＹＳ（ＭＰａ）および引張強さＴＳ（ＭＰａ）を測定した。
（４）シャルピー衝撃試験
上述の熱処理を施された継目無鋼管の肉厚中央部から、ＩＳＯ－１１９６０規格に準拠して、管長手方向が試験片長さとなるようにＶノッチ試験片（厚さ５ｍｍ）を採取した。採取した試験片に対し、試験温度を－１０℃としてシャルピー衝撃試験を行なって、吸収エネルギーｖＥ－１０（Ｊ）を測定した。なお、試験片は、各鋼管からそれぞれ３本採取し、これらの試験片に対してシャルピー衝撃試験を行って得られた値の算術平均値を表２に示す。
（５）腐食試験（耐炭酸ガス腐食試験）
上述の熱処理を施された継目無鋼管から、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、これらの試験片に対して腐食試験を実施して耐炭酸ガス腐食性を評価した。
腐食試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：２０ｍａｓｓ％ＮａＣｌ水溶液（液温：２００℃、ＣＯ２：３．０ＭＰａの雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を１４日間（３３６時間）として実施した試験後の試験片について、質量を測定し、腐食試験前後の質量減から計算した腐食速度を求めた。また、腐食試験後の試験片について倍率：１０倍のルーペを用いて試験片表面の孔食発生の有無を観察した。なお、孔食有とは、孔食を円形と仮定した場合、直径：０．２ｍｍ以上の孔食が存在する場合をいう。本発明では、腐食速度が０．１２５ｍｍ／ｙ以下であり、かつ、孔食が発生していない場合を合格と評価した。なお、表２では、孔食が発生していない場合を記号○で示し、孔食が発生した場合を記号×で示した。
（６）耐硫化物応力割れ試験（耐ＳＳＣ試験）
上述の熱処理を施された継目無鋼管から、ＮＡＣＥ ＴＭ０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ Ａに準拠して、丸棒状の試験片（直径：６．４ｍｍφ）を機械加工によって作製し、これらの試験片に対して耐ＳＳＣ試験を実施した。
耐ＳＳＣ試験は、試験液：２０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：２５℃、Ｈ２Ｓ：０．０３ＭＰａ、ＣＯ２：０．０７ＭＰａの雰囲気）に酢酸＋酢酸Ｎａを加えてｐＨ：３．５に調整した水溶液中に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の９０％を付加応力として付加して実施した。試験後の試験片について目視で割れの有無を観察した。また、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。本発明では、試験後の試験片に割れが発生しておらず、かつ、孔食が発生していない場合を合格と評価した。なお、表２では、割れが発生せず、かつ、孔食が発生していない場合を記号○で示し、割れが発生した場合、および／または、孔食が発生した場合を記号×で示した。
（７）耐硫化物応力腐食割れ試験（耐ＳＣＣ試験）
上述の熱処理を施された継目無鋼管から、機械加工により、厚さ３ｍｍ×幅１５ｍｍ×長さ１１５ｍｍの４点曲げ試験片を採取し、これらの試験片に対して耐ＳＣＣ試験を実施した。
耐ＳＣＣ試験は、オートクレーブ中に保持された試験液：１０質量％ＮａＣｌ水溶液（液温：８０℃、Ｈ２Ｓ：３５ｋＰａ、ＣＯ２：２ＭＰａの雰囲気）に、試験片を浸漬し、浸漬期間を７２０時間として、降伏応力の１００％を付加応力として付加して実施した。試験後の試験片について、目視で試験片表面の割れの有無を観察した。また、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。本発明では、試験後の試験片に割れが発生しておらず、かつ、孔食が発生していない場合を合格と評価した。なお、表２では、割れが発生せず、かつ、孔食が発生していない場合を記号○で示し、割れが発生した場合、および／または、孔食が発生した場合を記号×で示した。
Figure 0007004118000001
Figure 0007004118000002
本発明例はいずれも、降伏強さ：４４８ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーｖＥ－１０≧４０Ｊの高靱性とを有し、さらに、ＣＯ２およびＣｌ－を含む２００℃以上という高温の腐食環境下における耐食性（耐炭酸ガス腐食性）に優れ、Ｈ２Ｓを含む環境下で割れ（ＳＳＣおよびＳＣＣ）の発生もなく、優れた耐硫化物応力割れ性および耐硫化物応力腐食割れ性を備える二相ステンレス鋼管となっていた。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、本発明の目的とする高強度を達成できていないか、高靱性を達成できていないか、Ｈ２Ｓを含む環境下で割れ（ＳＳＣおよび／またはＳＣＣ）が発生していた。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．００２～０．０３％、
    Ｓｉ：０．０５～１．０％、
    Ｍｎ：０．１０～１．５％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０００５～０．０２０％、
    Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
    Ｎｉ：４．０～１０．０％、
    Ｍｏ：２．０～５．０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０５％、および
    Ｎ：０．０６～０．３５％
    を含有し、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、
    体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、
    降伏強さＹＳが４４８ＭＰａ以上であり、
    平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、
    前記酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下である二相ステンレス鋼。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、以下のＡ群～Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項１に記載の二相ステンレス鋼。
    Ａ群：Ｗ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
    Ｂ群：Ｖ：０．０８％以下、
    Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
    Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００１５％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．２０％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、
    Ｅ群：Ｔａ：０．１０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
  3. 降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上である、請求項１または２に記載の二相ステンレス鋼。
  4. 質量％で、
    Ｃ：０．００２～０．０３％、
    Ｓｉ：０．０５～１．０％、
    Ｍｎ：０．１０～１．５％、
    Ｐ：０．０４０％以下、
    Ｓ：０．０００５～０．０２０％、
    Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
    Ｎｉ：４．０～１０．０％、
    Ｍｏ：２．０～５．０％、
    Ａｌ：０．００１～０．０５％、および
    Ｎ：０．０６～０．３５％
    を含有し、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、
    体積率で、オーステナイト相：２０～７０％、およびフェライト相：３０～８０％を含む組織を有し、
    降伏強さＹＳが４４８ＭＰａ以上であり、
    平均粒径が１μｍ以上である酸化物系介在物の個数密度が１５個/ｍｍ２以下であり、
    前記酸化物系介在物中、Ａｌを含む酸化物系介在物の割合が５０質量％以下である二相ステンレス継目無鋼管。
  5. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、以下のＡ群～Ｅ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項４に記載の二相ステンレス継目無鋼管。
    Ａ群：Ｗ：１．５％以下、Ｃｕ：２．０％以下のうちから選ばれた１種または２種、
    Ｂ群：Ｖ：０．０８％以下、
    Ｃ群：Ｚｒ：０．５０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
    Ｄ群：ＲＥＭ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００１５％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．２０％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、
    Ｅ群：Ｔａ：０．１０％以下、Ｃｏ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上。
  6. 降伏強さＹＳが６５５ＭＰａ以上である、請求項４または５に記載の二相ステンレス継目無鋼管。
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