(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
オーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼組成の鋼素材を加熱し、加工を施して所定形状寸法の二相ステンレス継目無鋼管とするにあたり、
前記加熱を、｛（δフェライト単相域の下限温度）−200℃｝以上（δフェライト単相域の下限温度）未満の温度に加熱する処理とし、
前記加熱された鋼素材に、厚み中心温度で1.0℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却開始温度からの温度差が少なくとも表面温度で50℃以上で、かつ厚み中心温度で600℃以上となる冷却停止温度まで冷却する冷却処理を施し、
該冷却終了から600s以内に、前記加工を施し、
フェライト相と、オーステナイト相および／またはマルテンサイト相と、を含む組織を有する継目無鋼管とすることを特徴とする高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
【請求項２】
オーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼組成の鋼素材を加熱し、加工を施して所定形状寸法の二相ステンレス継目無鋼管とするにあたり、
前記加熱を、｛（δフェライト単相域の下限温度）−200℃｝以上（δフェライト単相域の下限温度）未満の温度に加熱する処理とし、
前記加工が複数段からなる加工であり、
前記加熱された鋼素材に、前記複数段の加工のうち、少なくとも１段の加工を残して、加工を施し、
該少なくとも１段の加工を残した加工途中の素材に、厚み中心温度で1.0℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却開始温度からの温度差が少なくとも表面温度で50℃以上で、かつ厚み中心温度で600℃以上となる冷却停止温度まで冷却する冷却処理を施し、
冷却終了から600s以内に、前記少なくとも１段の加工を施し、
フェライト相と、オーステナイト相および／またはマルテンサイト相と、を含む組織を有する継目無鋼管とすることを特徴とする高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記加工の後の冷却を、厚み中心温度で平均で20℃／ｓ以下の冷却速度となるように調整することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記加工の後の冷却を施した後に、さらに溶体化処理あるいはさらに焼戻処理を施すことを特徴とする請求項３に記載の高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、炭酸ガスCO２、塩素イオンCl−等を含む環境下での耐食性に優れた二相ステンレス継目無鋼管に係り、とくに高強度の安定確保に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、世界的なエネルギー消費量の増大による、原油等のエネルギー価格の高騰や、石油資源の枯渇という観点から、従来、省みられなかったような深度が深い油田（深層油田）や、硫化水素等を含む、いわゆるサワー環境下にある厳しい腐食環境の油田やガス田や、さらには厳しい気象環境の極北における油田やガス田等において、エネルギー資源開発が盛んに行われている。このような環境下で使用される油井用鋼管等の鋼材には、高強度で、かつ優れた耐食性（耐サワー性）や、さらには優れた低温靭性を兼ね備えた材質を有することが要求されている。
【０００３】
このような材質を有する鋼材としては、従来から、22％Cr鋼や25％Cr鋼のようなオーステナイト・フェライト系ステンレス鋼（以下、二相ステンレス鋼ともいう）が知られ、厳しい腐食環境下で使用される油井用継目無鋼管に採用されている。また、二相ステンレス鋼は、21〜28％程度の高Cr系で極低炭素で、Mo、Ni、N等を含む各種の鋼材が開発され、JIS規格にも、JIS G 4303〜4305に、SUS329J1、SUS329J3L、SUS329J4L等として規定されている。
【０００４】
しかし、二相ステンレス鋼は、Cr、Mo等の合金元素を多量に含有しているため、通常の熱間加工温度域では、硬くて脆い金属間化合物（脆化相）を生成するため、熱間加工性が劣るとともに機械的特性、耐食性が低下する。そのため、通常では、脆化相の析出温度以上に加熱し、金属間化合物中に濃化した合金元素を母材に溶かし込む、溶体化処理を行っている。溶体化処理を施された二相ステンレス鋼材では、引張強さ：588MPa程度の強度しか確保できない。そのため、通常、最終工程として、冷間加工を施して所望の高強度を確保している。しかし、冷間加工を施すことにより、残留応力の残存や集合組織の形成等により、耐食性が低下するという問題が知られている。
【０００５】
このような問題に対し、例えば特許文献１には、高強度２相ステンレス鋼材の製造方法が提案されている。特許文献１に記載された技術は、Cuを含有するオーステナイト・フェライト系２相ステンレス鋼の溶体化処理材に、断面減少率35％以上の冷間加工を施した後、一旦、50℃／ｓ以上の加熱速度で800〜1150℃の温度域まで加熱してから急冷し、ついで300〜700℃での温間加工を施したのちに再び冷間加工を施し、あるいはさらに450〜700℃で時効処理する高強度２相ステンレス鋼材の製造方法である。特許文献１に記載された技術では、加工と熱処理を組み合わせることにより、組織の微細化を図り、冷間加工を施しても、その加工量を著しく小さくできるため、耐食性の劣化を防止できるとしている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平07−207337号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、溶体化処理と冷間加工後の熱処理を含め複数回の熱処理を行なう必要があり、工程が複雑となり、生産性が低下するとともに、エネルギー使用量が増加し製造コストが高騰するという問題があった。また、二相ステンレス鋼の変形抵抗が高く、冷間加工を行うためには、強力な加工設備を備える必要があり、高額な設備投資を必要とする等の問題もある。また、温間加工の際に300〜700℃に加熱すると、二相ステンレス鋼ではオーステナイト相が多く析出するため、オーステナイト相に比較して変形抵抗が小さいフェライト相に加工歪が集中し、割れ、疵等が発生するという問題もある。また、特許文献１に記載された技術では、低温靭性についての言及がなく、寒冷地への適用は問題を残していた。
【０００８】
本発明は、かかる従来技術の問題を有利に解決し、耐食性に優れかつ低温靭性に優れた高強度オーステナイト・フェライト系二相ステンレス継目無鋼管（高強度二相ステンレス継目無鋼管）を、割れ等の発生もなく安定して製造できる安価な製造方法を提供することを目的とする。なお、ここでいう「高強度」とは、降伏強さYS：588MPa以上の場合をいうものとする。また、ここでいう「二相」とは、オーステナイト相とフェライト相、あるいはフェライト相とマルテンサイト相、あるいはフェライト相、オーステナイト相およびマルテンサイト相である場合を含む組織をいうものとする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、上記した目的を達成するため、二相ステンレス継目無鋼管の強度、低温靭性に影響する各種要因について鋭意検討した。その結果、二相ステンレス継目無鋼管の強度増加および低温靭性向上に最も有効な方法は、組織の微細化を図ることであるということに思い至った。
【００１０】
そこで、更なる研究を行ない、二相ステンレス継目無鋼管の組織微細化のためには、ほとんどがフェライト（δフェライト）相となる温度域に加熱したのち急冷して、過冷却のフェライト相を生成したのち、加工を加えて、歪誘起オーステナイト相を主とする組織を生成させることが有効であることを見出した。
【００１１】
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）オーステナイト・フェライト系二相ステンレス鋼組成の鋼素材を加熱し、加工を施して所定形状寸法の二相ステンレス継目無鋼管とするにあたり、前記加熱を、｛（δフェライト単相域の下限温度）−200℃｝以上（δフェライト単相域の下限温度）未満の温度に加熱する処理とし、前記加熱された鋼素材に、厚み中心温度で1.0℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却開始温度からの温度差が少なくとも表面温度で50℃以上で、かつ厚み中心温度で600℃以上となる冷却停止温度まで冷却する冷却処理を施し、しかるのち、前記加工を施し、フェライト相と、オーステナイト相および／またはマルテンサイト相と、を含む組織を有する継目無鋼管とすることを特徴とする高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
（２）（１）において、前記加工が複数段からなる加工であり、前記冷却処理を、前記複数段の加工のうち、少なくとも１段の加工の前に、施すことを特徴とする高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記加工の後の冷却を、厚み中心温度で平均で20℃／ｓ以下の冷却速度となるように調整することを特徴とする高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
（４）（３）において、前記加工の後の冷却を施した後に、さらに溶体化処理あるいはさらに焼戻処理を施すことを特徴とする高強度二相ステンレス継目無鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、複雑な熱処理を施す必要もなく、割れ等の発生もなく、高強度と優れた低温靭性とを有する二相ステンレス継目無鋼管を容易にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】本発明で使用される、好ましい装置列の一例を模式的に示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明は、二相ステンレス鋼組成を有する鋼素材に、加熱処理と、その後の冷却処理とを施したのち、加工を施し、所定寸法で、所望の組織を有する二相ステンレス鋼材とする二相ステンレス継目無鋼管の製造方法である。
【００１５】
本発明で使用する鋼素材の製造方法は、常用の方法がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。例えば、所定の二相ステンレス鋼組成の溶鋼を、転炉、電気炉、溶解炉等で溶製し、あるいはさらにAOD装置、VOD装置等で二次精錬したのち、連続鋳造法でスラブ、ビレット等の鋳片、あるいは造塊−分塊圧延法で、スラブ、ビレット等の鋼片とすることが好ましい。なお、鋼素材は、予め高温での均質化焼鈍を施してもよい。
【００１６】
まず、鋼素材に加熱処理を施す。
【００１７】
加熱処理は、鋼素材を加熱装置に装入し、｛（δフェライト単相域の下限温度）−200℃｝以上（δフェライト単相域の下限温度）未満の温度（加熱温度）に加熱する処理とする。なお、ここでいう「δフェライト単相域の下限温度」とは、δフェライト単相となる下限の温度（以下、Ａδ点ともいう）をいう。Ａδ点は、例えばThermocalc等を利用した平衡状態計算から求めてもよく、また熱膨張曲線の解析から求めてもよい。
【００１８】
なお、本発明で使用する加熱装置は、鋳片、鋼片等の鋼素材を所定温度に加熱できる、加熱炉であればよく、とくに限定する必要はない。例えば、回転炉床式加熱炉、ウォーキングビーム式加熱炉等の常用の加熱炉がいずれも適用できる。また、誘導加熱方式の加熱炉としてもよい。
【００１９】
加熱温度：（Ａδ点−200℃）以上（Ａδ点）未満
加熱温度を、（Ａδ点−200℃）以上（Ａδ点）未満とすることにより、加熱時に、ほとんどがフェライト（δフェライト）相、体積率で50％以上のフェライト相、となる組織とすることができ、その後の急冷により、非平衡状態のフェライト相を多量に得ることができ、加工を施して組織の顕著な微細化を達成できる。加熱温度が（Ａδ点−200℃）未満では、フェライト相が少ないため、所望の組織の微細化が達成できなくなる。なお、加熱温度をＡδ点以上とするためには、高い加熱能力の装置を必要とし、経済的に不利となる。また、加熱温度を、（Ａδ点−200℃）以上（Ａδ点）未満とすることにより、変形抵抗が低くなることで熱間加工負荷の低減、疵の抑制に有利となる。このようなことから、鋼素材の加熱温度は（Ａδ点−200℃）以上（Ａδ点）未満の温度に限定した。なお、好ましくは（Ａδ点−150℃）以上（Ａδ点）未満である。
【００２０】
加熱処理を施された鋼素材は、ついで冷却処理を施される。
【００２１】
冷却処理は、冷却装置を利用して、厚み中心温度で1.0℃／ｓ以上の平均冷却速度で、冷却開始温度からの温度差が少なくとも表面温度で50℃以上で、かつ厚み中心温度で600℃以上となる冷却停止温度まで冷却する処理とする。なお、厚み中心温度は、測定される表面温度に基づき、伝熱計算で算出するものとする。なお、ここでいう「厚み」は、管材の肉厚をも意味するものとする。
【００２２】
本発明で使用する冷却装置は、加熱された鋼素材（被冷却材）を所望の冷却速度以上で冷却することが可能な装置であれば、その形式はとくに限定する必要はない。比較的容易に所望の冷却速度を確保できる冷却装置としては、被冷却材である加熱された鋼素材あるいは加工途中の素材（中空素材を含む）の外面あるいは外内面に、冷却水または圧縮空気あるいはミストを噴射、あるいは供給して冷却する方式の装置とすることが好ましい。
【００２３】
平均冷却速度：1.0℃／ｓ以上
本発明では、冷却処理は、過冷却状態のフェライト相（非平衡状態のフェライト相）が大部分を占める組織を得るために、被冷却材の厚み中心で、少なくとも1.0℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却する処理とする。上記した平均冷却速度より遅い冷却しかできない場合には、フェライト相粒界や粒内からオーステナイト相が析出し、所望量の非平衡状態のフェライト相を得ることができず、その後に加工を施しても、組織の微細化ができなくなる。なお、冷却速度の上限は、とくに限定する必要はないが、熱応力による割れや曲り防止という観点から、50℃／ｓとすることが好ましい。なお、好ましくは3〜10℃／ｓである。
【００２４】
冷却温度範囲：50℃以上
冷却の温度範囲、すなわち、冷却開始温度と冷却停止温度の温度差は、表面温度で少なくとも50℃以上とする。冷却の温度範囲が50℃未満では、過冷却フェライト相の分率が小さく、顕著な量の非平衡状態のフェライト相を確保できなくなり、その後の加工により所望の組織微細化を達成できない。このため、冷却の温度範囲は表面温度で50℃以上に限定した。冷却の温度範囲は大きいほど、非平衡状態の相分率を確保できやすくなる。なお、好ましくは100℃以上である。なお、冷却開始温度とは、冷却開始前の鋼素材の表面温度とする。
【００２５】
冷却停止温度：600℃以上
冷却停止温度が600℃未満では、元素の拡散が遅くなり、その後の加工による相変態（α→γ変態）が遅れ、所望の微細組織を確保するには長時間を要し、生産性が低下するうえ、加工負荷の増大や熱間加工性が低下する。このため、冷却停止温度は厚み中心温度で600℃以上に限定した。なお、好ましくは750℃以上である。
【００２６】
所定の冷却停止温度まで冷却された鋼素材は、ついで加工（熱間加工）を施され、所定寸法の二相ステンレス継目無鋼管とされる。なお、冷却終了から熱間加工を施すまでの時間は600ｓ以内とすることが好ましい。冷却終了後、加工開始までの時間が600ｓを超えて長くなると、過冷却状態のフェライト相がオーステナイト相に変態し、非平衡状態を確保できなくなり、その後に加工（熱間加工）を施しても、組織の微細化が達成できず、所望の機械的特性を確保できなくなる。
【００２７】
冷却後の鋼素材に施される加工（熱間加工）は、所定寸法の二相ステンレス継目無鋼管とすることができればよく、常用の加工条件がいずれも適用でき、とくに限定する必要はない。継目無鋼管とするためには、鋼素材に穿孔圧延、延伸圧延、縮径圧延等の常用の造管加工方法がいずれも適用できる。本発明では、比較的低い加工量（圧下率）でも、所望の組織微細化が可能であるが、組織微細化の観点からは、少なくとも加工量を累積で20％以上とすることが好ましい。
【００２８】
なお、加工後の冷却速度は、とくに限定する必要はないが、厚み中心位置で平均冷却速度で20℃／ｓを超える冷却となる場合には、加工装置の出側に設置された保温装置に装入し、平均冷却速度を20℃／ｓ以下に調整することが好ましい。加工後の冷却が20℃／ｓを超えて速くなりすぎると、加工されたフェライト相からの変態が不十分となり、所望の微細組織が得られず、強度および低温靭性が低下する。このため、加工後の冷却速度は、加工装置の出側に保温装置を設置し、厚み中心位置で平均冷却速度で20℃／ｓ以下に限定することが好ましい。
【００２９】
本発明で使用する装置列は、加熱した鋼素材を適正冷却速度で適正温度範囲内の温度に冷却したのちに、加工を施し、所定寸法の継目無鋼管とすることができる装置列である。本発明で使用する好ましい装置列の一例を図１に示す。図１（ａ）では、加熱装置１と熱間加工装置２との間に、冷却装置３を配設した装置列であり、熱間加工装置２の出側に保温装置４を配設している。
【００３０】
なお、熱間加工装置２が複数基（21,22‥‥）配設される場合には、冷却装置３は、図１（ｂ）に示すように、複数基の熱間加工装置のうちの適正な位置で熱間加工装置22の入り側に配設してもよい。なお、冷却装置３を、熱間加工装置21と熱間加工装置22の間に配設した装置列を使用した場合と、加熱装置１と熱間加工装置２との間に配設した装置列を使用した場合と、同じ効果が期待できる。というのは、本発明では、熱間加工装置の加工形態の影響は少ないことを確認している。
【００３１】
なお、使用する鋼素材としては、JIS G 4303〜4305にSUS329J1、SUS329J3L、SUS329J4Lとして規定されている二相ステンレス鋼組成の鋼素材がいずれも適用できるが、鋼素材の組成を、質量％で、C：0.05％以下、Si：2％以下、Mn：2％以下、P：0.05％以下、S：0.03％以下、Ni：3〜12％、Cr：16〜35％、Mo：5％以下、N：0.50％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる二相ステンレス鋼組成とすることがより好ましい。なお、本発明では、上記した組成範囲内で、加熱から加工時にはフェライトーオーステナイトの二相組織を呈し、冷却されたときには、フェライト−オーステナイトおよび／またはマルテンサイトの多相組織を呈するように、組成を調整することが好ましい。
【００３２】
鋼素材の好ましい組成の限定理由について説明する。以下、質量％は単に％で記す。
【００３３】
C：0.05％以下
Cは、強度を増加させる元素であるが、耐食性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、過度の低減は製造コストの高騰を招く。このため、本発明では、0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以上0.04％以下である。
【００３４】
Si：2％以下
Siは、脱酸剤として作用するとともに、強度を向上させる元素であり、このような効果を得るためには0.01％以上含有することが望ましいが、2％を超える多量の含有は、延性の低下や、金属間化合物の析出を助長し、耐食性を低下させる。このため、Siは2％以下に限定した。なお、好ましくは1％以下である。
【００３５】
Mn：2％以下
Mnは、オーステナイト安定化元素であり、二相組織の分率を適正に調整し、二相ステンレス継目無鋼管の耐食性と加工性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有が望ましいが、2％を超える含有は、熱間加工性、耐食性を低下させる。このため、Mnは2％以下に限定した。なお、好ましくは0.3〜1.5％である。
【００３６】
P：0.05％以下
Pは、不純物として混入する元素であり、結晶粒界等に偏析しやすく、耐食性や熱間加工性の低下を招くため、できるだけ低減することが望ましいが、0.05％までは許容できる。このようなことから、Pは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
【００３７】
S：0.03％以下
Sは、Pと同様に、不純物として混入する元素であり、鋼中では硫化物系介在物として存在し、延性、耐食性、熱間加工性を低下させるため、できるだけ低減することが好ましいが、0.03％までは許容できる。このようなことから、Sは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.005％以下である。
【００３８】
Ni：3〜12％
Niは、オーステナイト安定化元素であり、組織の分率を適正に調整し、二相ステンレス継目無鋼管の耐食性と加工性の向上に寄与する。このような効果を得るためには、3％以上の含有を必要とする。一方、12％を超える含有は、材料コストの高騰を招くとともに、過度のオーステナイト相主体の組織となり、所望の組織を維持することが困難となる。このため、Niは3〜12％の範囲に限定した。なお、好ましくは4〜9％である。
【００３９】
Cr：16〜35％
Crは、フェライト安定化元素であり、組織の分率を適正に調整し、耐食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには16％以上の含有を必要とする。一方、35％を超えて多量に含有すると、σ相、χ相等の金属間化合物の生成を助長し、耐食性および靭性の低下を招く。このため、Crは16〜35％の範囲に限定した。なお、好ましくは17.0〜26％である。
【００４０】
Mo：5％以下
Moは、フェライト安定化元素であり、組織の分率を適正に調整し、耐食性を向上させる元素であり、このような効果を得るためには、0.5％以上含有することが望ましい。一方、5％を超えて含有すると、金属間化合物の析出を助長し、耐食性、靭性を低下させる。このため、Moは5％以下に限定した。なお、好ましくは0.5〜4％である。さらに好ましくは1.1〜4％である。
【００４１】
N：0.50％以下
Nは、強力なオーステナイト安定化元素であり、耐食性向上にも寄与する。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが望ましい。一方、0.50％を超えて含有すると、過度のオーステナイト相の増加を招き、所望の組織を維持することが困難となる。このため、Nは0.50％以下に限定した。
【００４２】
上記した組成に加えてさらに、Nb：3％以下、Ti：0.1％以下、V：3％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、W：3.5％以下、Cu：3.5％以下、Zr：3.5％以下、REM：0.05％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Al：0.1％以下、および／または、Ca：0.01％以下を含有してもよい。
【００４３】
Nb、Ti、Vは、いずれも強度増加に有効に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上、選択して含有することができる。このような効果を得るためには、Nb：0.01％以上、Ti：0.01％以上、V：0.01％以上含有することが望ましい。一方、Nb：3％、Ti：0.1％、V：3％を超えて含有しても、靭性、熱間加工性が低下する。このため、含有する場合には、Nb：3％以下、Ti：0.1％以下、V：3％以下に限定することが好ましい。
【００４４】
W、Cu、Zr、REMはいずれも、耐食性向上に有効に寄与する元素であり、必要に応じて１種または２種以上、選択して含有することができる。このような効果を得るためには、W：0.01％以上、Cu：0.01％以上、Zr：0.01％以上、REM：0.005％以上、含有することが望ましい。一方、W：3.5％、Cu：3.5％、Zr：3.5％、REM：0.05％、を超えて含有すると、靭性が低下する。このため、含有する場合には、W：3.5％以下、Cu：3.5％以下、Zr：3.5％以下、REM：0.05％以下に、それぞれ限定することが好ましい。
【００４５】
また、Al：0.1％以下を必要に応じて含有してもよい。Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.001％以上含有することが望ましいが、0.10％を超えて多量に含有すると、清浄度の低下を招く。このため、含有する場合は0.10％以下に限定することが好ましい。なお、好ましくは0.01〜0.06％である。
【００４６】
また、Ca：0.01％以下を必要に応じて含有してもよい。Caは、介在物の形態制御に有効に作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.0005％以上含有することが望ましい。一方、0.01％を超えて含有すると、清浄度の低下を招く。このため、含有する場合は0.01％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.005％以下である。
【００４７】
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、O（酸素）：0.0050％以下が許容できる。
【００４８】
上記した二相ステンレス鋼組成を有する鋼素材に、上記した加熱とその後の冷却処理とを施し、さらに加工を施して得られる継目無鋼管は、フェライト相と、残部がオーステナイト相および／またはマルテンサイト相からなる微細化された組織を有する。ここでいう「微細化された組織」とは、加熱後急冷（50℃以上の冷却温度範囲で厚み中心で1℃／ｓ以上の冷却速度での冷却）を施さない場合に比べて、単位長さでの相・粒境界数で1.1倍以上に微細化された場合をいうものとする。
【００４９】
なお、本発明では、脆化相であるσ相、χ相等の金属間化合物を溶解させ、靭性を向上させるために、加工の後の冷却を施した後に、溶体化処理を施すことが好ましい。溶体化処理は、本発明ではσ相、χ相が溶解する温度域、すなわち950℃以上好ましくは1150℃以下に加熱し、放冷する処理とする。なお、このような溶体化処理を行っても、上記した加熱−冷却処理−加工によって生成された微細組織に大きな変化は認められないことを確認している。
【００５０】
また、本発明では、上記した溶体化処理に引続いて、溶体化処理時に生じた強度の変化を適切に調整するため、必要に応じて500℃以上好ましくは700℃以下の温度に加熱する焼戻処理を施してもよい。
【００５１】
つぎに、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
【実施例】
【００５２】
表１に示す組成の溶鋼を、真空溶解炉で溶製し、鋳型に注入し、鋼塊としたのち、熱間圧延と機械加工により、直径70mmφの鋼素材（鋼片）とした。つぎに、図１（ａ）に示す装置列を利用して、これら鋼素材を、加熱装置１に装入し、表２に示す加熱温度に加熱し、一定時間（60min）保持した後、水スプレーを利用した冷却装置３で、表２に示す平均冷却速度で表２に示す冷却停止温度まで冷却し、ただちに熱間加工装置２（マンネスマン式穿孔圧延装置）で、中空素材（肉厚12.5mm）に穿孔圧延し、さらにエロンゲータを用いて表２に示す累積圧下率（断面減少率）で延伸圧延（加工）し、継目無鋼管（外径75mmφ×肉厚8.0mm）を得た。なお、加工後の冷却は放冷（0.1〜0.5℃／ｓ）とした。とくに保温装置４は使用しなかった。なお、一部の鋼管では、図１（ａ）の冷却装置３を利用せず、加工前冷却は、放冷（0.8℃／ｓ）とし、比較例（基準）とした。
【００５３】
得られた継目無鋼管について、まず、目視で、鋼管端部における割れ発生の有無、および割れが発生している場合にはその程度を評価した。割れ深さが1.0mm以上のものの発生箇所が5箇所以上である場合を「有；多」とし、それ未満である場合を「有；少」、さらに割れのない場合を「無」と評価した。
【００５４】
得られた鋼管から、組織観察用試験片を採取し、管軸方向に直交する断面（Ｃ断面）を研磨、腐食（腐食液：ビレラ液）して、光学顕微鏡（倍率：200倍）または走査型電子顕微鏡（倍率：1000倍）で組織を観察し、撮像して、画像解析を用い、組織の種類およびその分率を測定した。なお、微細化の指標として、組織写真から、単位長さの直線と交差する相・粒境界の数を測定した。なお、単位長さ当たりの相・粒境界数は、得られた値を、同一鋼種で加工前冷却速度が放冷（0.8℃／ｓ）である鋼管の値をそれぞれ基準（1.00）として、基準値に対する比率として示した。
【００５５】
得られた結果を表３に示す。
【００５６】
【表１】
0006341181.tif 000002
【００５７】
【表２】
0006341181.tif 000003
【００５８】
【表３】
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【００５９】
本発明例はいずれも、割れの発生を伴うことなく、組織の微細化を達成できている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、組織が粗大化しているか、割れの発生が認められた。
【００６０】
次に、得られた鋼管に、溶体化熱処理（950〜1080℃）を施した。なお、鋼No.Ａ、No.Ｂ、No.Ｃ、No.Ｇ、No.Ｈの鋼管については、600℃で焼戻処理を実施した。鋼No.Ｄ〜No.Ｆの鋼管については焼戻処理は行わなかった。これらの処理を施された鋼管から、試験片を採取し、引張試験、衝撃試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）引張試験
得られた継目無鋼管から、管軸方向が引張方向となるように、丸棒引張試験片（平行部6mmφ×GL20mm）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、当該継目無鋼管の降伏強さYSを求めた。なお、降伏強さは0.2％伸びでの強度とした。なお、得られた継目無鋼管の値（降伏強さYS）が588MPa未満のものは×、以上のものは○と評価した。また、得られた降伏強さYSと、同一鋼種で加工前冷却速度が放冷（0.8℃／ｓ）である鋼管の降伏強さを（基準降伏強さ）とし、基準降伏強さとの差を、基準降伏強さで除した値（％）、ΔYS（％）（＝（降伏強さ−基準降伏強さ）×100／（基準降伏強さ）を算出した。
（２）衝撃試験
得られた継目無鋼管から、試験片の長手方向が、管軸方向と直交する方向（Ｃ方向）となるように、シャルピー衝撃試験片（Ｖノッチ試験片）を採取し、JIS Z 2242の規定に準拠して、シャルピー衝撃試験を実施し、試験温度：−40℃での吸収エネルギーvE-40（J）を求めた。なお、試験は、各3本行い、それらの算術平均を求め、当該継目無鋼管の値とした。なお、靭性評価として、得られた継目無鋼管の値（vE-40）が50J未満のものは×、以上のものは○と評価した。同一鋼種で加工前冷却速度が放冷（0.8℃／ｓ）である鋼管の吸収エネルギーを基準吸収エネルギー値（：1.0）とし、得られた吸収エネルギー値と基準吸収エネルギー値との差を、基準吸収エネルギー値で除した値（％）、ΔE（％）（＝（吸収エネルギー値−基準吸収エネルギー値）×100／（基準吸収エネルギー値）を算出した。
【００６１】
得られた結果を表４に示す。
【００６２】
【表４】
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【００６３】
本発明例はいずれも、相・粒境界数比が1.00を超えており、組織の微細化ができ、加工前放冷の場合に比較して、0.8％以上の強度増加ΔYSと16％以上の吸収エネルギーの増加ΔEを確保でき、降伏強さYS：588MPa以上の高強度を有する二相ステンレス継目無鋼管を、割れの発生を伴うことなく、製造できている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、組織の微細化ができていないか、所望の高強度、所望の低温靭性を確保できていないか、あるいは割れの発生が認められた。
【図１】
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