CN110462085A

CN110462085A - 马氏体不锈钢材

Info

Publication number: CN110462085A
Application number: CN201880020755.4A
Authority: CN
Inventors: 松尾大辅; 富尾悠索; 高部秀树
Original assignee: Japanese Style Stock Co
Current assignee: Japanese Style Stock Co
Priority date: 2017-03-28
Filing date: 2018-03-27
Publication date: 2019-11-15
Also published as: WO2018181404A1; EP3604591A1; MX2019011443A; RU2718019C1; JP6787483B2; EP3604591A4; BR112019017764A2; JPWO2018181404A1

Abstract

本发明的马氏体不锈钢材具备如下的化学组成：以质量％计含有C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Al：0.0010～0.0100％、N：0.0500％以下、Ni：5.00～6.50％、Cr：10.00～13.40％、Cu：1.80～3.50％、Mo：1.00～4.00％、V：0.01～1.00％、Ti：0.050～0.300％、Co：0.300％以下，余量为Fe和杂质，满足式(1)和式(2)；所述马氏体不锈钢材具备724～860MPa的屈服强度、以及以体积率计具有80％以上的马氏体的组织。组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，并且，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。11.5≤Cr+2Mo+2Cu‑1.5Ni≤14.3 (1)，Ti/C≥7.5 (2)。

Description

马氏体不锈钢材

技术领域

本发明涉及钢材，更详细而言，涉及以马氏体组织为主体的马氏体不锈钢材。

背景技术

随着腐蚀性低的井(油井以及气井)的衰竭，正在进行腐蚀性高的井的开发。腐蚀性高的井为含有大量腐蚀性物质的环境，腐蚀性高的井的温度虽然也取决于井的深度，但为常温～200℃左右。腐蚀性物质例如为硫化氢和二氧化碳气体等腐蚀性气体等。本说明书中，将含有二氧化碳气体、且硫化氢分压为0.1大气压以上的腐蚀性高的井的环境称为“高腐蚀性环境”。

已知铬(Cr)在提高钢的耐二氧化碳气体腐蚀性方面是有效的。因此，在含有大量二氧化碳气体的环境中，会根据二氧化碳气体的分压、温度使用以API L80 13Cr钢(通常的13Cr钢)、超级13Cr钢等为代表的含有13质量％左右的Cr的马氏体系不锈钢(以下称为13Cr钢)、或者进一步提高了Cr添加量的双相不锈钢等。

但是，硫化氢在例如724MPa以上的高强度13Cr钢的油井用钢管中会引起硫化物应力开裂(Sulfide Stress Cracking，以下称为“SSC”)。与低合金钢相比，724MPa以上的高强度13Cr钢对SSC的敏感性高，即使在较低的硫化氢分压(例如小于0.1大气压)下也会发生SSC。因此，13Cr钢不适于在含有二氧化碳气体和硫化氢的上述高腐蚀性环境中使用。另一方面，双相不锈钢与13Cr钢相比价格高。因此，寻求能够用于高腐蚀性环境的、具有724MPa以上的高屈服强度和高耐SSC性的油井用钢管。

日本特开平10-001755号公报(专利文献1)、日本特表平10-503809号公报(专利文献2)、日本特开2003-003243号公报(专利文献3)、国际公开第2004/057050号公报(专利文献4)、日本特开2000-192196号公报(专利文献5)、日本特开平11-310855号公报(专利文献6)、日本特开平08-246107号公报(专利文献7)以及日本特开2012-136742号公报(专利文献8)提出了耐SSC性优异的钢。

专利文献1的马氏体不锈钢以质量％计含有C：0.005～0.05％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～1.0％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、Cr：10～15％、Ni：4.0～9.0％、Cu：0.5～3％、Mo：1.0～3％、Al：0.005～0.2％、N：0.005％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。其满足40C+34N+Ni+0.3Cu-1.1Cr-1.8Mo≥-10，且由回火马氏体相、马氏体相、残留奥氏体相组成。回火马氏体相和马氏体相的总分数为60％以上且90％以下，其余为残留奥氏体相。

专利文献2的马氏体系不锈钢以重量％计含有C：0.005～0.05％、Si≤0.50％、Mn：0.1～1.0％、P≤0.03％、S≤0.005％、Mo：1.0～3.0％、Cu：1.0～4.0％、Ni：5～8％、Al≤0.06％。其满足Cr+1.6Mo≥13、以及40C+34N+Ni+0.3Cu-1.1Cr-1.8Mo≥-10.5。余量实质上为由Fe构成的回火马氏体组织。

专利文献3的马氏体不锈钢以质量％计含有C：0.001～0.04％、Si：0.5％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：10～15％、Ni：0.7～8％、Mo：1.5～5.0％、Al：0.001～0.10％以及N：0.07％以下，余量为Fe和杂质。进而，满足Mo≥1.5-0.89Si+32.2C。金相组织由作为主体的回火马氏体、回火时析出的碳化物、以及回火时微细析出的以拉夫斯相为主体的金属间化合物构成。专利文献3的马氏体不锈钢具有条件屈服强度为860MPa以上的高强度。

专利文献4的马氏体不锈钢以质量％计含有C：0.005～0.04％、Si：0.5％以下、Mn：0.1～3.0％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Cr：10～15％、Ni：4.0～8％、Mo：2.8～5.0％、Al：0.001～0.10％以及N：0.07％以下，余量为Fe和杂质。进而，满足Mo≥2.3-0.89Si+32.2C。金相组织由作为主体的回火马氏体、回火时析出的碳化物、以及回火时微细析出的拉夫斯相、σ相等金属间化合物构成。专利文献4的马氏体不锈钢具有条件屈服强度为860MPa以上的高强度。

专利文献5的马氏体系不锈钢以重量％计含有C：0.001～0.05％、Si：0.05～1％、Mn：0.05～2％、P：0.025％以下、S：0.01％以下、Cr：9～14％、Mo：3.1～7％、Ni：1～8％、Co：0.5～7％、sol.Al：0.001～0.1％、N：0.05％以下、O(氧)：0.01％以下、Cu：0～5％、W：0～5％，余量为Fe和不可避免的杂质。

专利文献6的马氏体系不锈钢含有C：0.05％以下、Cr：7～15％。进而，固溶状态的Cu含量为0.25～5％。

专利文献7的马氏体不锈钢以重量％计含有C：0.005％～0.05％、Si：0.05％～0.5％、Mn：0.1％～1.0％、P：0.025％以下、S：0.015％以下、Cr：12～15％、Ni：4.5％～9.0％、Cu：1％～3％、Mo：2％～3％、W：0.1％～3％、Al：0.005～0.2％、N：0.005％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。其满足40C+34N+Ni+0.3Cu+Co-1.1Cr-1.8Mo-0.9W≥-10。

专利文献8的马氏体系不锈钢无缝钢管以质量％计含有C：0.01％以下、Si：0.5％以下、Mn：0.1～2.0％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Cr：14.0～15.5％、Ni：5.5～7.0％、Mo：2.0～3.5％、Cu：0.3～3.5％、V：0.20％以下、Al：0.05％以下、N：0.06％以下，余量为Fe和不可避免的杂质。专利文献8的马氏体系不锈钢无缝钢管具有屈服强度：655～862MPa的强度、以及屈服比：0.90以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开平10-001755号公报

专利文献2：日本特表平10-503809号公报

专利文献3：日本特开2003-003243号公报

专利文献4：国际公开第2004/057050号

专利文献5：日本特开2000-192196号公报

专利文献6：日本特开平11-310855号公报

专利文献7：日本特开平08-246107号公报

专利文献8：日本特开2012-136742号公报

发明内容

发明要解决的问题

但是，专利文献1和专利文献2中记载的马氏体系不锈钢存在屈服强度过高的情况。在这种情况下，耐SSC性变低。

专利文献3和专利文献4中记载的马氏体不锈钢是13Cr钢，钢中析出有微细的碳化物和金属间化合物。另外，所观察到的金属间化合物等并非仅存在微细的物质，还存在一定程度上粗大的物质。因此，马氏体不锈钢的屈服强度高达125ksi级(860MPa以上)。因此，有时耐SSC性低。

专利文献5中记载的马氏体系不锈钢的Mo含量和Co含量高。因此，有时强度变得过高、耐SSC性降低。进而，Mo含量过高时，有时马氏体组织的稳定性会降低。

专利文献6的马氏体系不锈钢是未进行回火的淬火马氏体钢。因此，存在强度过高、耐SSC性低的情况。

专利文献7的马氏体不锈钢含有Cu和W，不含Ti。因此，存在马氏体不锈钢的屈服强度过高的情况。在这种情况下，耐SSC性变低。

专利文献8的马氏体系不锈钢无缝钢管含有14.0～15.5质量％的Cr。因此，存在具有铁素体相的情况。在这种情况下，有时强度不足。

本申请的目的在于，提供一种具有724MPa以上的屈服强度、具有优异的耐SSC性的马氏体不锈钢材。

用于解决问题的方案

本申请的马氏体不锈钢材具备如下的化学组成：以质量％计含有C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Al：0.0010～0.0100％、N：0.0500％以下、Ni：5.00～6.50％、Cr：10.00～13.40％、Cu：1.80～3.50％、Mo：1.00～4.00％、V：0.01～1.00％、Ti：0.050～0.300％、Co：0.300％以下、以及W：0～1.50％，余量为Fe和杂质，所述化学组成满足式(1)和式(2)；所述马氏体不锈钢材具备：724～860MPa的屈服强度、以及以体积率计具有80％以上的马氏体的组织。组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，并且，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。

11.5≤Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni≤14.3 (1)

Ti/C≥7.5 (2)

其中，式(1)和式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

发明的效果

本实施方式的马氏体不锈钢材具有724MPa以上的屈服强度、具有优异的耐SSC性。

附图说明

图1是示出F1＝Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni、屈服强度YS(MPa)以及耐SSC性的关系的图。

图2是对本实施方式的实施例中的试验编号3的钢的金相组织进行观察而得到的TEM(透射型电子显微镜)图像。

图3是对实施例中的试验编号9的钢的金相组织进行观察而得到的SEM(扫描型电子显微镜)图像。

具体实施方式

本发明人等对马氏体不锈钢材的耐SSC性进行了调查和研究，得到了以下的见解。

[关于化学组成]

为了提高钢的耐SSC性，一般已知Cr、Mo、Cu和Ni是有效的。具体而言，认为Cr、Mo和Cu会固溶从而提高钢的耐SSC性。另一方面，认为Ni使钢材表面的覆膜强化、降低侵入钢材的氢量(透氢量)，从而提高耐SSC性。

但是，经本发明人等研究的结果，首次认知到，在上述那样的高腐蚀性环境中，Ni所带来的覆膜强化会使钢中的氢扩散系数降低。若钢中的氢扩散系数降低，则氢容易停留在钢材中。其结果，钢材的耐SSC性降低。

因此，本发明人等对影响耐SSC性的Cr、Mo、Cu和Ni进一步进行了研究。结果发现，在具有如下化学组成的钢材中，若Cr含量、Mo含量、Cu含量和Ni含量满足下式(1)，则能够得到优异的耐SSC性，所述化学组成以质量％为C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Al：0.0010～0.0100％、N：0.0500％以下、Ni：5.00～6.50％、Cr：10.00～13.40％、Cu：1.80～3.50％、Mo：1.00～4.00％、V：0.01～1.00％、Ti：0.050～0.300％、Co：0.300％以下、W：0～1.50％、以及余量：Fe和杂质。

11.5≤Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni≤14.3 (1)

其中，式(1)的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义F1＝Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni。图1是示出F1＝Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni、屈服强度YS(MPa)以及耐SSC性的关系的图。图1是通过后述的实施例得到的。图1中的“○”表示在后述的实施例中的耐SSC性评价试验中未发生SSC。图1中的“×”表示在后述的实施例中的耐SSC性评价试验中发生了SSC。在F1小于11.5或F1超过14.3的情况下，耐SSC性降低。因此，F1为11.5～14.3。

耐SSC性还进一步取决于钢材的强度。具体而言，钢材的强度高时耐SSC性降低。因此，本发明人等进一步针对具有如下化学组成的钢材中的钢材的强度与耐SSC性的关系进行了研究，所述化学组成以质量％为C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Al：0.0010～0.0100％、N：0.0500％以下、Ni：5.00～6.50％、Cr：10.00～13.40％、Cu：1.80～3.50％、Mo：1.00～4.00％、V：0.01～1.00％、Ti：0.050～0.300％、Co：0.300％以下、W：0～1.50％、以及余量：Fe和杂质，且满足式(1)。结果发现，在具有满足式(1)的上述化学组成的钢材中，为了得到必要的强度并具有优异的耐SSC性，存在最佳的钢材的屈服强度。具体而言，具有满足式(1)的上述化学组成的钢材的屈服强度为724～860MPa时，能够得到必要的强度，并且耐SSC性提高。

参照图1，F1为11.5～14.3、进而YS为860MPa以下时，能够得到优异的耐SSC性。因此，在本实施方式中，钢材的屈服强度为724～860MPa。

如上所述，本实施方式的钢材的化学组成以质量％计含有1.00～4.00％的Mo、1.80～3.50％的Cu、0.01～1.00％的V。这些元素会固溶从而提高耐SSC性。但是，Mo、Cu和V也会提高钢材的强度。如上所述，满足式(1)的上述化学组成的钢材的强度过高时，耐SSC降低。

因此，本发明人等对调节钢材强度的方法进一步进行了研究。结果发现，通过含有Ti、并调整相对于C含量的Ti含量，能够抑制过度的高强度化。

其理由如下。在上述会提高钢材强度的Mo、Cu和V之中，V形成碳化物(VC)从而提高钢材的强度。Ti也与V同样地与钢中的C结合而形成碳化物。因此，如果Ti与C结合，则Ti会消耗C，由此用于形成VC的C不足。其结果，能够抑制VC的形成。

一般而言，钢中的Ti和C的亲和力与V和C的亲和力是同等的。因此，在含V和Ti的材料中，VC和TiC会同时析出。因此，提高Ti含量(质量％)相对于C含量(质量％)的比，以TiC比VC优先析出的方式进行调整。即，Ti含量(质量％)和C含量(质量％)满足式(2)。

Ti/C≥7.5 (2)

定义F2＝Ti/C。在F2小于7.5的情况下，由于Ti会形成TiN等氮化物而被消耗，无法充分地形成TiC。因此，钢中的C被用于形成VC，钢材的强度变得过高。若F2为7.5以上，则Ti含量相对于C含量足够高。因此，TiC比VC优先析出。因此，VC的形成得以抑制。其结果，能够将满足式(1)的化学组成的钢材的屈服强度抑制在860MPa以下，能够得到优异的耐SSC性。

[关于组织]

已知组织中存在粗大的金属间化合物、粗大的Cr氧化物时，其会成为SSC的起点，导致耐SSC性降低。因此，以往通过抑制Cr氧化物的粗大化、且使金属间化合物微细地析出来提高耐SSC性。即，一直认为微细的Cr氧化物、微细的金属间化合物不会对耐SSC性造成影响。但是，本发明人等得到了如下新的认知，在满足式(1)和式(2)的上述化学组成的钢材中，微细的Cr氧化物、微细的金属间化合物也会使耐SSC性降低。进一步研究的结果发现，在满足式(1)和式(2)的上述化学组成的钢材中，若组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下、并且金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下，则在满足式(1)和式(2)的上述化学组成的钢材中，耐SSC性进一步提高。

在此，本说明书中的金属间化合物是指回火后析出的合金元素的析出物。金属间化合物例如为Fe₂Mo等的拉夫斯相、σ相(sigma phase)、χ相(chi phase)。σ相为FeCr，χ相为Fe₃₆Cr₁₂Mo₁₀。本说明书中的Cr氧化物为氧化铬(Cr₂O₃)。

金属间化合物和Cr氧化物可以通过使用萃取复型法进行组织观察来确定。将所确定的金属间化合物和所确定的Cr氧化物的面积的总和作为金属间化合物和Cr氧化物的总面积(μm²)。将金属间化合物和Cr氧化物的总面积相对于整个观察区域的面积的比率作为金属间化合物和Cr氧化物的总面积率(％)。

若金相组织中存在具有超过5.0μm²的面积的金属间化合物、或超过5.0μm²的Cr氧化物，则该粗大的金属间化合物或粗大的Cr氧化物会成为SSC的起点，耐SSC性降低。因此，在组织中，各金属间化合物的大小为5.0μm²以下，各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下。即，本实施方式中，在后述的微观组织观察中，观察不到大小(面积)超过5.0μm²的金属间化合物以及大小(面积)超过5.0μm²的Cr氧化物。

进而，金相组织中金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％时，即便各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，也会过量存在微细的金属间化合物和微细的Cr氧化物。在这种情况下，耐SSC性也会降低。因此，组织中的金属间化合物的总面积率设为3.0％以下。

若满足式(1)和式(2)、组织中含有以体积率计为80％以上的马氏体、组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下、组织中的金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下，则能够将钢材的强度调整为724～860MPa。

基于以上见解而完成的本实施方式的马氏体不锈钢材具备如下的化学组成：以质量％计为C：0.030％以下、Si：1.00％以下、Mn：1.00％以下、P：0.030％以下、S：0.005％以下、Al：0.0010～0.0100％、N：0.0500％以下、Ni：5.00～6.50％、Cr：10.00～13.40％、Cu：1.80～3.50％、Mo：1.00～4.00％、V：0.01～1.00％、Ti：0.050～0.300％、Co：0.300％以下、W：0～1.50％、以及余量：Fe和杂质，满足式(1)和式(2)。上述马氏体不锈钢材的屈服强度为724～860MPa。上述马氏体不锈钢材的组织以体积率计具有80％以上的马氏体。上述组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。

11.5≤Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni≤14.3 (1)

Ti/C≥7.5 (2)

上述马氏体不锈钢材的化学组成可以含有W：0.10～1.50％。

上述马氏体不锈钢材例如为油井用无缝钢管。

本说明书中，“油井用钢管”是指例如JIS G 0203(2009)的编号3514的定义栏中记载的油井用钢管。具体而言，“油井用钢管”是指在油井或气井的挖掘、原油或天然气的采集等中使用的套管、管道、钻管的统称。“油井用无缝钢管”是指油井用钢管为无缝钢管。

以下，对本实施方式的马氏体不锈钢材进行详细说明。元素所涉及的“％”若无特别说明则表示质量％。

[化学组成]

本实施方式的马氏体不锈钢材的化学组成含有以下的元素。

C：0.030％以下

碳(C)不可避免地含有。即，C含量大于0％。C提高淬火性从而提高钢材的强度。然而，C含量过高时，钢材的强度变得过高、耐SSC性降低。因此，C含量为0.030％以下。C含量优选尽可能低。但是，过度地降低C含量时，制造成本增加。因此，考虑到工业生产，C含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％。从钢材的强度的观点出发，C含量的优选下限为0.002％、进一步优选为0.005％。C含量的优选上限为0.020％、进一步优选为0.015％。

Si：1.00％以下

硅(Si)不可避免地含有。即，Si含量大于0％。Si使钢脱氧。但是，Si含量过高时，该效果饱和。因此，Si含量为1.00％以下。Si含量的优选下限为0.05％、进一步优选为0.10％。Si含量的优选上限为0.70％、进一步优选为0.50％。

Mn：1.00％以下

锰(Mn)不可避免地含有。即，Mn含量大于0％。Mn提高钢的淬火性。但是，Mn含量过高时，Mn与P以及S等杂质元素一起在晶界偏析。在这种情况下，耐SSC性降低。因此，Mn含量为1.00％以下。Mn含量的优选下限为0.15％、进一步优选为0.20％。Mn含量的优选上限为0.80％、进一步优选为0.50％。

P：0.030％以下

磷(P)是不可避免地含有的杂质。即，P含量大于0％。P在晶界偏析而使钢的耐SSC性降低。因此，P含量为0.030％以下。P含量的优选上限为0.025％、进一步优选为0.020％。P含量优选尽可能低。但是，过度地降低P含量时，制造成本增加。因此，考虑到工业生产，P含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％。

S：0.005％以下

硫(S)是不可避免地含有的杂质。即，S含量大于0％。S也与P同样在晶界偏析而使钢的耐SSC性降低。因此，S含量为0.005％以下。S含量的优选上限为0.003％、进一步优选为0.001％。S含量优选尽可能低。但是，过度地降低S含量时，制造成本增加。因此，考虑到工业生产，S含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％。

Al：0.0010～0.0100％

铝(Al)使钢脱氧。Al含量低时，无法得到该效果。另一方面，Al含量过高时，该效果饱和。因此，Al含量为0.0010～0.0100％。Al含量的优选下限为0.0020％、进一步优选为0.0030％。Al含量的优选上限为0.0070％、进一步优选为0.0050％。本说明书中所说的Al含量是指sol.Al(酸溶Al)的含量。

N：0.0500％以下

氮(N)是不可避免地含有的杂质。即，N含量大于0％。N形成氮化物、降低耐SSC性。因此，N含量为0.0500％以下。N含量的优选上限为0.0300％以下、进一步优选为0.0200％以下。N含量优选尽可能低。但是，过度地降低N含量时，制造成本增加。因此，考虑到工业生产，N含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％。

Ni：5.00～6.50％

镍(Ni)是奥氏体形成元素，使淬火后的组织马氏体化。在Ni含量过低的情况下，回火后的组织会大量含有铁素体。另一方面，在Ni含量过高的情况下，高腐蚀性井中，Ni通过覆膜强化而使钢中的氢扩散系数降低。钢中的氢扩散系数降低时，耐SSC性降低。因此，Ni含量为5.00～6.50％。Ni含量的优选下限为5.20％、进一步优选为5.30％。Ni含量的优选上限为6.30％、进一步优选为6.20％。

Cr：10.00～13.40％

铬(Cr)提高钢在高温下的耐二氧化碳气体腐蚀性。Cr含量过低时，无法得到该效果。Cr含量为10.00％以上时，显示出优异的高温下的耐二氧化碳气体腐蚀性。另一方面，Cr含量过高时，会过量地生成金属化合物和Cr氧化物、或者生成粗大的金属化合物和/或粗大的Cr氧化物，导致耐SSC性降低。因此，Cr含量为10.00～13.40％。Cr含量的优选下限为11.00％、进一步优选为11.50％。Cr含量的优选上限为13.30％、进一步优选为13.00％。

Cu：1.80～3.50％

铜(Cu)与Ni同样是奥氏体形成元素，使淬火后的组织马氏体化。Cu还固溶于钢中从而提高耐SSC性。Cu含量过低时，无法得到这些效果。另一方面，Cu含量过高时，热加工性降低。因此，Cu含量为1.80～3.50％。Cu含量的优选下限为1.90％、进一步优选为1.95％。Cu含量的优选上限为3.30％、进一步优选为3.10％。

Mo：1.00～4.00％

钼(Mo)提高钢的耐SSC性和强度。Mo含量过低时，无法得到这些效果。另一方面，Mo是铁素体形成元素。因此，Mo含量过高时，奥氏体难以稳定化，难以稳定地得到马氏体组织。因此，Mo含量为1.00～4.00％。Mo含量的优选下限为1.20％、进一步优选为1.50％、进一步优选为1.80％。Mo含量的优选上限为3.50％、进一步优选为3.00％、进一步优选为2.70％。

V：0.01～1.00％

钒(V)固溶于钢中、抑制高腐蚀性环境下的钢的晶界裂纹。V含量过低时，无法得到该效果。另一方面，V提高钢的淬火性，并且容易形成碳化物。因此，V含量过高时，钢材的强度提高，耐SSC性降低。因此，V含量为0.01～1.00％。V含量的优选下限为0.02％、进一步优选为0.03％。V含量的优选上限为0.80％、进一步优选为0.70％。

Ti：0.050～0.300％

钛(Ti)与C结合而形成碳化物。由此，用于形成VC的C被Ti消耗，能够抑制VC的形成。因此，钢的耐SSC性提高。Ti含量过低时，无法得到该效果。另一方面，Ti含量过高时，上述效果饱和，进而会促进铁素体的生成。因此，Ti含量为0.050～0.300％。Ti含量的优选下限为0.060％、进一步优选为0.070％、进一步优选为0.080％。Ti含量的优选上限为0.250％、进一步优选为0.200％、进一步优选为0.150％。

Co：0.300％以下

钴(Co)是不可避免地含有的杂质。即，Co含量大于0％。Co含量过高时，延性和韧性降低。因此，Co含量为0.300％以下。优选的Co含量的上限为0.270％、进一步优选为0.250％。Co含量优选尽可能低。但是，过度地降低Co含量时，制造成本增加。因此，考虑到工业生产时，Co含量的优选下限为0.0001％、进一步优选为0.0005％。

本实施方式的马氏体不锈钢材的余量为Fe和杂质。其中，杂质是指在工业上制造钢时，从作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的物质。

本实施方式的马氏体不锈钢材的化学组成还可以含有W来代替Fe的一部分。

W：0～1.50％

钨(W)为任意元素，也可以不含有。即，W含量可以为0％。在含有的情况下，W使钝化覆膜稳定化、提高耐腐蚀性。但是，W含量过高时，W会与C结合而形成微细的碳化物。该微细的碳化物通过微细析出硬化而使钢材的强度提高，其结果，致使耐SSC性降低。因此，W含量为0～1.50％。W含量的优选下限为0.10％、进一步优选为0.20％。W含量的优选上限为1.00％、进一步优选为0.50％。

[关于式(1)]

上述化学组成还满足式(1)。

11.5≤Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni≤14.3 (1)

其中，式(1)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义F1＝Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni。F1是具有上述化学组成的钢材的耐SSC性的指标。参照图1，F1小于11.5时，耐SSC性降低。可认为相对于固溶而提高耐SSC性的Cr、Mo和Cu的含量，降低钢中的氢的扩散系数的Ni含量过高，因而耐SSC性降低。另一方面，F1超过14.3时耐SSC性也会降低。可认为相对于提高耐SSC性的Cr、Mo和Cu的含量，在表面形成覆膜而抑制氢的侵入的Ni含量过低，因而氢的侵入量增多，其结果，耐SSC性降低。因此，F1为11.5～14.3。F1的优选下限为11.7。F1的优选上限为14.0。

需要说明的是，F1的值是将小数点后第2位四舍五入而得到的值。

[关于式(2)]

上述化学组成满足式(1)，还满足式(2)。

Ti/C≥7.5 (2)

其中，式(2)中的各元素符号处代入对应元素的含量(质量％)。

定义为F2＝Ti/C。F2是利用Ti抑制VC析出的指标，即，为钢材的强度的指标。如上所述，一般而言，在含有V和Ti的材料中，VC和TiC同时析出。因此，在满足式(1)的上述化学组成中，进一步提高Ti含量(质量％)相对于C含量(质量％)的比，以TiC比VC优先析出的方式进行调整。由此，使Ti消耗C，抑制C与V结合而形成VC。

在F2小于7.5的情况下，Ti含量相对于C含量过低。在这一情况下，由于Ti会形成TiN等氮化物而被消耗，因而无法充分地形成TiC。因此，C被用于形成VC，钢材的强度变得过高。F2为7.5以上时，Ti含量相对于C含量足够高。其结果，Ti消耗C，与VC相比优先形成TiC。由此，能够抑制VC的形成。因此，能够抑制钢材的强度变得过高。其结果，能够具有优异的耐SSC性。

需要说明的是，F2的值是将小数点后第2位四舍五入而得到的值。

[组织]

[马氏体的体积率：80％以上]

上述马氏体不锈钢材的组织以马氏体为主体。其中，马氏体也包括回火马氏体。马氏体为主体是指组织中马氏体的体积率为80％以上。组织的余量为残留奥氏体。残留奥氏体的体积率为0～20％。残留奥氏体的体积率优选尽可能低。组织中的马氏体的体积率的优选下限为85％、进一步优选为90％。进一步优选金相组织为马氏体单相。

在上述组织中，少量的残留奥氏体不会导致显著的强度降低，并且会显著地提高钢的韧性。但是，残留奥氏体的体积率过高时，钢的强度显著地降低。因此，残留奥氏体的体积率为0～20％。从确保强度的观点出发，更优选的残留奥氏体的体积率为0～10％。如上所述，本实施方式的马氏体不锈钢材的组织可以是马氏体单相。因此，在这一情况下，残留奥氏体的体积率变为0％。另一方面，在残留奥氏体仅以少量存在的情况下，残留奥氏体的体积率大于0且为20％以下、进一步优选大于0且为10％以下。

[组织中的马氏体的体积率的测定方法]

马氏体的体积率(vol.％)是由100％减去以如下所示的方法求出的残留奥氏体的体积率(vol.％)而求得的。

残留奥氏体的体积率是通过X射线衍射法求得的。具体而言，由马氏体不锈钢材的任意位置采集样品。使样品的大小为15mm×15mm×厚度2mm。使用样品，测定铁素体(α相)的(200)面和(211)面、以及残留奥氏体(γ相)的(200)面、(220)面和(311)面的各自的X射线强度。然后，算出各面的积分强度。算出后，对α相的各面与γ相的各面的每一个组合(总计6组)，用式(A)算出体积率Vγ(％)。然后，将6组体积率Vγ的平均值定义为残留奥氏体的体积率(％)。

Vγ＝100/(1+(Iα×Rγ)/(Iγ×Rα)) (A)

此处，“Iα”为α相(铁素体)的积分强度。“Rα”为α相的晶体学理论计算值。“Iγ”为γ相(奥氏体)的积分强度。“Rγ”为γ相的晶体学理论计算值。

由100％减去通过上述方法得到的残留奥氏体的体积率而得到的值作为组织中的马氏体的体积率(vol.％)。需要说明的是，此处提到的组织中的体积率的“100％”中会去除夹杂物、下述金属间化合物等析出物的体积率。

[屈服强度]

本实施方式的马氏体不锈钢的屈服强度为724～860MPa。屈服强度低于724MPa时，不满足可适用于高腐蚀性环境的强度。另一方面，屈服强度超过860MPa时，如图1所示，上述化学组成的钢材的耐SSC性降低。因此，本实施方式的马氏体不锈钢的屈服强度为724～860MPa。屈服强度的优选上限为850MPa、进一步优选为840MPa。屈服强度的优选下限为730MPa、进一步优选为740MPa。本说明书中，屈服强度是指0.2％屈服强度(MPa)。

[组织中的金属间化合物和Cr氧化物]

进而，对于本实施方式的马氏体不锈钢材，在组织中，各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，并且，组织中的金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。即，在本实施方式中，观察不到大小超过5.0μm²的金属间化合物和Cr氧化物。

此处，金属间化合物是指回火后析出的合金元素的析出物。金属间化合物例如为Fe₂Mo等拉夫斯相、σ相(sigma phase)、χ相(chi phase)。另外，金属间化合物的大小是指在后述的测定中观察到的金属间化合物的面积(μm²)。在上述本实施方式的化学组成的情况下，拉夫斯相、σ相以及χ相以外的金属间化合物极少，因此忽略也没有问题。另外，Cr氧化物为氧化铬(Cr₂O₃)。Cr氧化物的大小是指在后述的测定中观察到的Cr氧化物的面积(μm²)。

即使是具有满足式(1)和式(2)的化学组成、马氏体的体积率为80％以上、屈服强度为724～860MPa的钢材，在组织中的金属间化合物和Cr氧化物之中存在超过5.0μm²的大小的金属间化合物或Cr氧化物、或者金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％时，也会发生由金属间化合物和Cr氧化物引起的SSC，耐SSC性降低。如上所述，在具有满足式(1)和式(2)的化学组成、马氏体的体积率为80％以上、屈服强度为724～860MPa的钢材中，若各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下、且金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下，则这些金属间化合物和Cr氧化物不会对耐SSC性造成影响，因此会维持优异的耐SSC性。

组织中的金属间化合物和Cr氧化物的总面积率小是优选的。金属间化合物和Cr氧化物的总面积率的优选下限为2.5％、进一步优选为2.0％、进一步优选为1.5％。进一步优选金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为0％。

需要说明的是，只要各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，对耐SSC性的影响就小。无论各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为1.0μm²、2.0μm²还是5.0μm²，对耐SSC性的影响均小。但是，即便各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，但若总面积率超过3.0％，则还是会对耐SSC性造成显著影响。

[各金属间化合物和各Cr氧化物的大小、金属间化合物和Cr氧化物的总面积率的测定方法]

各金属间化合物的大小、各Cr氧化物的大小、金属间化合物和Cr氧化物的总面积率通过使用萃取复型法进行组织观察来测定。具体而言，通过以下方法测定。

由马氏体不锈钢材的厚度方向中央位置采集15mm×15mm×15mm的试验片。对于厚度方向中央位置，在马氏体不锈钢材为钢板的情况下指的是板厚中央位置，在马氏体不锈钢材为钢管的情况下指的是壁厚中央位置。从钢材的长边方向的顶端部(TOP部)采集一个试验片，并且，从后端部(BOTTOM部)采集一个试验片。前端部是指将钢材沿长度方向10等分时的前端的区域，后端部是指后端的区域。

基于萃取复型法，由采集到的试验片的表面制作萃取复型膜。具体而言，对试验片的表面进行电解研磨。使用Vilella试剂(含有盐酸1～5g、苦味酸1～5g的乙醇溶液)对电解研磨后的试验片的表面进行腐蚀。由此，析出物和夹杂物从表面露出。将腐蚀后的表面用碳蒸镀膜(以下称为萃取复型膜)覆盖。将表面用萃取复型膜覆盖的试验片浸渍于溴甲醇溶液(Bromomethanol)中使试验片溶解，从试验片剥离萃取复型膜。剥离的萃取复型膜为直径3mm的圆板状。在各萃取复型膜中，使用TEM(透射型电子显微镜)以20000倍的倍率观察4个位置(4视野)的任意10μm²的区域。即，1个钢材中观察8个位置的区域。

针对通过各观察区域的反射电子图像确认到的析出物或夹杂物，实施使用能量色散型X射线分析法(Energy Dispersive X-ray Spectrometry：以下称为EDS)的元素浓度分析(EDS点分析)。基于通过EDS点分析而从各析出物或夹杂物获得的元素浓度，确定金属间化合物和Cr氧化物。求出所确定的金属间化合物和Cr氧化物的各个面积(μm²)。将金属间化合物和Cr氧化物的各个面积(μm²)作为各金属间化合物和各Cr氧化物的大小。将金属间化合物的面积和Cr氧化物的面积的总和作为金属间化合物和Cr氧化物的总面积(μm²)。将金属间化合物和Cr氧化物的总面积相对于整个观察区域的总面积(80μm²)的比率定义为金属间化合物和Cr氧化物的总面积率(％)。

需要说明的是，能够以上述方法观察到的金属间化合物和Cr氧化物的大小为0.05μm²以上。因此，本实施方式中，将作为测定对象的金属间化合物和Cr氧化物的大小(面积)的下限设为0.05μm²。需要说明的是，与0.05～5.0μm²的大小(面积)的金属间化合物的总面积相比，0.05μm²以下的金属间化合物的总面积少到可以忽略。与0.05～5.0μm²的大小(面积)的Cr氧化物的总面积相比，0.05μm²以下的Cr氧化物的总面积少到可以忽略。

另外，在光学显微镜、SEM(扫描型电子显微镜)的观察下，只要明显观察到哪怕1个5.0μm²以上的大的金属间化合物或者5.0μm²以上的Cr氧化物，即可据此进行判断。

图2是对后述实施例中的试验编号3的钢的金相组织进行观察而得到的TEM(透射型电子显微镜)图像。图2的本实施方式的马氏体不锈钢材不存在具有5.0μm²以上的大小的金属间化合物和Cr氧化物，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。

图3是对作为后述实施例中的比较例的试验编号9的钢的金相组织进行观察而得到的SEM图像。图3中，白色区域(母相)中的黑色或灰色区域为金属间化合物，金属间化合物的总面积率为4.0％。

[制造方法]

对上述马氏体不锈钢材的制造方法的一个例子进行说明。马氏体不锈钢材的制造方法具备：准备坯料的工序(准备工序)、对坯料进行热加工而制造钢材的工序(热加工工序)、以及对钢材实施淬火和回火的工序(热处理工序)。以下，对各工序进行详细说明。

[准备工序]

制造具有上述化学组成并满足式(1)和式(2)的钢水。使用钢水制造坯料。具体而言，使用钢水通过连续铸造法制造铸片(板坯、大方坯、小方坯)。也可以使用钢水通过铸锭法制造铸锭。还可以根据需要对板坯、大方坯或铸锭进行初轧或热锻而制造小方坯。通过以上工序制造坯料(板坯、大方坯或小方坯)。

[热加工工序]

对所准备的坯料进行加热。优选的加热温度为1000～1300℃。加热温度的优选下限为1150℃。

对加热后的坯料进行热加工，制造马氏体不锈钢材。在马氏体不锈钢材为钢板的情况下，例如使用包含一对辊组的一个或多个轧机，对坯料实施热轧，从而制造钢板。在马氏体不锈钢材为油井用钢管的情况下，例如通过公知的曼内斯曼芯棒式无缝管轧法对坯料进行穿孔轧制和拉伸轧制、定径轧制，从而制造无缝钢管。

[热处理工序]

热处理工序包括淬火工序和回火工序。热处理工序中，首先，对通过热加工工序制造的钢材实施淬火工序。淬火通过公知的方法来实施。淬火温度为A_C3相变点以上，例如为900～1000℃。将钢材在淬火温度下保持，然后进行急冷(淬火)。保持时间没有特别限定，例如为10～60分钟。淬火方法例如为水冷。

对淬火后的钢材进一步实施回火工序。回火工序中，调整钢材的强度，使其为724～860MPa。回火工序进一步抑制金属间化合物的析出。因此，将回火温度设为超过570℃且为A_C1相变点以下。回火温度的优选下限为580℃、更优选为585℃。回火温度的优选上限为630℃、进一步优选为620℃。

回火工序中，回火温度T(℃)和回火温度下的保持时间t(分钟)进一步满足式(3)。

10000≤(T+273)×(20+log(t/60))×(t/60×(0.5Cr+2Mo)/(Cu+Ni))≤40000 (3)

此处，在式(3)中的T中代入回火温度(℃)，在t中代入回火温度下的保持时间(分钟)。式(3)中的各元素符号处代入钢材中的对应元素的含量(质量％)。

在满足式(1)和式(2)的上述化学组成的情况下，金属间化合物的析出会受到回火时对钢材赋予的热量的影响。进而，在满足式(1)和式(2)的化学组成中，Cr和Mo是构成金属间化合物的合金元素。因此，Cr和Mo会促进拉夫斯相、σ相、χ相、Cr氧化物等金属间化合物的生成。另一方面，在满足式(1)和式(2)的化学组成中，Cu和Ni抑制上述拉夫斯相、σ相、χ相、Cr氧化物等金属间化合物的生成。因此，Cr含量、Mo含量、Cu含量和Ni含量会对用于抑制金属间化合物生成的回火条件造成影响。

因此，本实施方式中，通过满足式(3)的回火温度T(℃)和保持时间t(分钟)实施回火。在这一情况下，在属于满足式(1)和式(2)的化学组成且马氏体体积率为80％以上的钢材中，能够使金属间化合物的大小为5.0μm²以下，并且使金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。

需要说明的是，在设为F3＝(T+273)×(20+log(t/60))×(t/60×(0.5Cr+2Mo)/(Cu+Ni))的情况下，若F3小于10000或者F3超过40000，则即便回火后的钢材的屈服强度为724～860MPa，也会存在金属间化合物的大小超过5.0μm²的情况、或者金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％的情况。因此，F3为10000～40000。

F3的优选下限为10300、进一步优选为10500、更进一步优选为10700。F3的优选上限为38000、进一步优选为37000、进一步优选为36000、进一步优选为35500。

回火温度T(℃)设为实施回火的热处理炉的炉温(℃)。保持时间t(分钟)是指在回火温度T下保持的时间。通过以上的制造工序，能够制造本实施方式的马氏体不锈钢材。需要说明的是，关于Cr氧化物，制造满足上述式(1)和式(2)的化学组成的钢材时，可以使各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下。并且，通过满足上述的回火条件，从而可以使金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。

需要说明的是，本实施方式的马氏体不锈钢材不限定于上述的制造方法。只要具有满足式(1)和式(2)的化学组成、屈服强度为724～860MPa、组织中的马氏体的体积率为80％以上、组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下、并且金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下，本实施方式的马氏体不锈钢材的制造方法就没有特别限定。

实施例

制造具有表1所示的化学组成的钢水。

[表1]

用50kg真空炉熔炼上述钢水，通过铸锭法制造铸锭。将铸锭在1250℃下加热3小时。对加热后的铸锭实施热锻，制成块。将热锻后的块在1230℃下均热15分钟，实施热轧，从而制造具有13mm的厚度的板材。

对板材实施淬火。淬火中的淬火温度(℃)以及淬火温度下的保持时间(分钟)按照表2的记载进行设定。经过保持时间后的急冷方法(淬火方法)在任一试验编号中均为水冷。对淬火后的板材实施回火。回火中的回火温度(℃)、回火温度下的保持时间(分钟)以及F3值按照表2的记载进行设定。

[表2]

表2

实施淬火和回火，以屈服强度YS达到724～860MPa的方式进行调整。通过以上的制造方法，制造了马氏体不锈钢材。

[评价试验]

[马氏体的体积率测定试验]

从各板材采集15mm×15mm×厚度2mm的试验片。通过上述X射线衍射法求出残留奥氏体的体积率(％)，将由100％减去残留奥氏体的体积率后的差值定义为马氏体的体积率(％)。

[关于组织中的金属间化合物、Cr氧化物的大小以及总面积率]

从各板材的厚度中央位置采集15mm×15mm×15mm的试验片。从板材的长度方向的顶端部(TOP部)采集一个上述试验片，并且，从后端部(BOTTOM部)采集一个上述试验片。前端部是指将钢材沿长度方向10等分时的前端的区域，后端部是指后端的区域。

基于萃取复型法，由采集到的2个试验片的表面制作萃取复型膜。萃取复型膜为直径3mm的圆板状。各萃取复型膜中，使用TEM(透射型电子显微镜)以20000倍的倍率观察4个位置(4视野)的任意10μm²的区域。即，1个钢材中观察8个位置的区域。

基于通过各观察区域的反射电子图像判别出的对比度，确定金属间化合物和Cr氧化物。将所确定的金属间化合物和Cr氧化物的各个面积(μm²)作为各金属间化合物的大小、各Cr氧化物的大小。进而，将所确定的金属间化合物和Cr氧化物的面积的总和作为金属间化合物和Cr氧化物的总面积(μm²)。将金属间化合物和Cr氧化物的总面积相对于整个观察区域的总面积(80μm²)的比率定义为金属间化合物和Cr氧化物的总面积率(％)。

在表2的“组织”栏中，“TM”表示：组织中的马氏体的体积率为80％以上、且组织中的各金属间化合物的大小为5.0μm²以下、各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下、且组织中的金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。“TM+I”表示：组织中的马氏体的体积率为80％以上，但组织中存在5.0μm²以上的金属间化合物或Cr氧化物、和/或组织中的金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。

[拉伸试验]

从各试验材采集拉伸试验片。拉伸试验片制成平行部直径6mm、平行部长度40mm的圆棒拉伸试验片。该试验片的平行部的长度方向设为板材的轧制方向。使用该试验片，在常温(25℃)下进行拉伸试验，求出屈服强度YS(MPa)。屈服强度YS为0.2％屈服强度。将得到的屈服强度YS示于表2。

[耐SSC性评价试验]

从各试验材采集平行部直径6.3mm、平行部长度25.4mm的圆棒试验片。使用圆棒试验片，在含有硫化氢的试验液中实施NACE TM0177 Method A的恒载荷试验。具体而言，准备如下液体作为试验液：边在含有5wt％的NaCl和0.4g/L的CH₃COONa的水溶液中通入1大气压的CO₂气体，边添加CH₃COOH而将pH调整为3.5。试验中对圆棒试验片的附加应力设为实际屈服应力的90％。使0.1大气压的H₂S气体和0.9气压的CO₂的混合气体在上述水溶液中饱和，将附加了上述附加应力的试验片浸渍于该水溶液中720小时。试验温度设为24±3℃。

试验后，以目视(使用10倍的放大镜)观察平行部的表面。表2中的“耐SSC性”中的“NG”表示观察到裂纹。表2中的“耐SSC性”中的“OK”表示未观察到裂纹。

[试验结果]

参照表2，试验编号1～试验编号6的化学组成是合适的，满足式(1)和式(2)。其结果，在组织中，马氏体的体积率为80％以上，组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，组织中的金属间化合物和Cr氧化物的总面积率为3.0％以下。其结果，即使在H₂S为0.1大气压的环境下，也显示出优异的耐SSC性。

另一方面，试验编号7中，虽然化学组成是合适的，但F3超过40000。其结果，确认到超过5.0μm²的金属间化合物，并且，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。其结果，耐SSC性低。

试验编号8中，虽然化学组成是合适的，但回火温度过低。其结果，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。其结果，耐SSC性低。

试验编号9～试验编号10不满足式(2)。因此，不能利用回火将屈服强度调整到860MPa以下，屈服强度超过860MPa。其结果，耐SSC性低。

试验编号11中，Ni含量过高，并且不含Ti。因此，不能利用回火将屈服强度调整到860MPa以下，屈服强度超过860MPa。其结果，耐SSC性低。

试验编号12～试验编号14中，F1超出式(1)的上限。因此，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。其结果，耐SSC性低。

试验编号15中，Ti含量低，并且F2不满足式(2)。因此，不能利用回火将屈服强度调整到860MPa以下，屈服强度超过860MPa。试验编号15的F1还超出式(1)的上限。因此，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。其结果，耐SSC性低。

试验编号16～试验编号18中，F1低于式(1)的下限。因此，耐SSC性低。Ni含量相对于Cr、Mo和Cu含量的比例过多，因此钢中的氢的扩散系数变得过低，其结果，可认为耐SSC性降低。

试验编号19中，F1低于式(1)的下限，进而F2不满足式(2)。因此，不能利用回火将屈服强度调整到860MPa以下，屈服强度超过860MPa。进而，耐SSC性低。

试验编号20～试验编号22中，Cu含量低、回火温度过低。其结果，耐SSC性低。

试验编号23的Ni含量高、Cu含量低。其结果，耐SSC性低。

试验编号24的Ni含量高、Cu含量低、回火温度过低。其结果，确认到超过5.0μm²的金属间化合物，并且，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。因此，屈服强度超过860MPa，耐SSC性低。

试验编号25～试验编号28的Cu含量低，不含Ti。其结果，耐SSC性低。

试验编号29的Ni含量高、Cu含量低。其结果，耐SSC性低。

试验编号30的Ni含量过高，并且不含Ti。其结果，屈服强度变得过高，耐SSC性低。

试验编号31中，F1低于式(1)的下限。因此，耐SSC性低。Ni含量相对于Cr、Mo和Cu含量的比例过多，因此，钢中的氢的扩散系数变得过低，其结果，可认为耐SSC性降低。

试验编号32中，不满足式(2)。因此，不能利用回火将屈服强度调整到860MPa以下，屈服强度超过860MPa。其结果，耐SSC性低。

试验编号33中，虽然化学组成是合适的，但F3超过了40000。其结果，确认到超过5.0μm²的金属间化合物，金属间化合物和Cr氧化物的总面积率超过3.0％。其结果，耐SSC性低。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。但是，上述实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明不限于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内能够对上述实施方式进行适宜变更来实施。

Claims

1.一种马氏体不锈钢材，其具备如下的化学组成：

以质量％计含有

C：0.030％以下、

Si：1.00％以下、

Mn：1.00％以下、

P：0.030％以下、

S：0.005％以下、

Al：0.0010～0.0100％、

N：0.0500％以下、

Ni：5.00～6.50％、

Cr：10.00～13.40％、

Cu：1.80～3.50％、

Mo：1.00～4.00％、

V：0.01～1.00％、

Ti：0.050～0.300％、

Co：0.300％以下、以及、

W：0～1.50％，余量为Fe和杂质，

所述化学组成满足式(1)和式(2)；

所述马氏体不锈钢材具备：

724～860MPa的屈服强度、以及

以体积率计具有80％以上的马氏体的组织；

所述组织中的各金属间化合物和各Cr氧化物的大小为5.0μm²以下，并且，所述金属间化合物和所述Cr氧化物的总面积率为3.0％以下，

11.5≤Cr+2Mo+2Cu-1.5Ni≤14.3 (1)

Ti/C≥7.5 (2)

其中，式(1)和式(2)中的各元素符号处代入对应元素的质量％含量。

2.根据权利要求1所述的马氏体不锈钢材，其中，

所述化学组成含有W：0.10～1.50％。

3.根据权利要求1或2所述的马氏体不锈钢材，其中，

所述马氏体不锈钢材为油井用无缝钢管。