CN103443318A - 奥氏体系合金管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供即便负载根据使用环境而不同的应力分布也能够耐用的奥氏体系合金管。基于本发明的奥氏体系合金管在管轴方向具有689.1MPa以上的拉伸屈服强度YSLT。拉伸屈服强度YSLT、管轴方向的压缩屈服强度YSLC、合金管管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT及管圆周方向的压缩屈服强度YSCC满足式(1)～式(4)。0.90≤YSLC/YSLT≤1.11 (1) 0.90≤YSCC/YSCT≤1.11 (2) 0.90≤YSCC/YSLT≤1.11 (3) 0.90≤YSCT/YSLT≤1.11 (4)。

Description

奥氏体系合金管及其制造方法
技术领域
本发明涉及合金管及其制造方法，进一步详细而言，涉及奥氏体系合金管及其制造方法。
背景技术
在油井、气井(在本说明书中，将油井及气井统称为“油井”)中使用油井管。油井具有腐蚀环境。因此，油井管需要耐腐蚀性。以奥氏体系不锈钢为代表的奥氏体系合金具有优异的耐腐蚀性。因此，奥氏体系合金管被用于油井管。
油井管的种类中具有套管和管道。套管被插入到坑井中。套管和坑壁之间被水泥填充，套管被固定在坑内。管道被插入到套管内，流通油、气之类的生产流体。
油井管需要耐腐蚀性同时也需要高强度。油井管的强度等级通常用管轴方向的拉伸屈服强度来定义。油井管的需求者根据勘探、地质调查来判断成为挖掘对象的井的环境(地层压力、生产流体的温度及压力)，选择能够耐用的强度等级的油井管。
然而，在Temperature and texture effects on properties for CRA’s、Corrosion92 The NACE Annual Conference and Corrosion Show Paper No.58中记载了在被冷加工的耐腐蚀性合金管中，管轴方向的压缩屈服强度比管轴方向的拉伸屈服强度小。如上所述，油井管的强度等级通常用拉伸屈服强度来定义。因此，优选压缩屈服强度与拉伸屈服强度之差为小。
日本特开平10-80715号公报及日本特开平11-57842号公报提出了提高管轴方向的压缩屈服强度的制造方法。
日本特开平10-80715号公报中公开的钢管的制造方法中，将冷加工时的外径加工度与壁厚加工度之比Q(Q＝RT/RD：RT是壁厚截面收缩率、RD是外径截面收缩率)调整到1.5以下。由此，记载了能够得到管轴方向的压缩强度优异的钢管。具体而言，记载了钢管的管轴方向的压缩强度成为拉伸强度(0.2%屈服应力)的80%以上。
日本特开平11-57842号公报公开的钢管的制造方法中，对于被冷加工的钢管在200～400℃下实施热处理。该专利文献中，记载了通过热处理使由冷加工而被导入到钢中的位错进行再排列，因此管轴方向的压缩强度增高。具体而言，记载了根据该专利文献的制造方法，钢管的管轴方向的压缩强度成为拉伸强度(0.2%屈服应力)的80%以上。
发明内容
然而，将奥氏体系合金管作为油井管而使用时，根据油井管的使用环境，负载于油井管的应力的分布发生变化。因此，即使使用根据上述的专利文献中记载的制造方法来提高管轴方向的压缩屈服强度的油井管，根据油井管的使用环境，也存在所负载的来自管轴以外的方向的应力大的情况。因此，优选即便对于这些应力油井管也能够耐用。进而，上述的专利文献的制造方法中，也存在奥氏体系合金管的管轴方向的压缩屈服强度与拉伸屈服强度之差不能足够小的情况。
本发明的目的在于，提供即便负载根据使用环境而不同的应力分布也能够耐用的奥氏体系合金管。
基于本发明的奥氏体系合金管具有689.1MPa以上的屈服强度。合金管的管轴方向的拉伸屈服强度YSLT(MPa)、管轴方向的压缩屈服强度YSLC(MPa)、合金管的管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT(MPa)及管圆周方向的压缩屈服强度YSCC(MPa)满足式(1)～式(4)。
0.90≤YSLC/YSLT≤1.11  (1)
0.90≤YSCC/YSCT≤1.11  (2)
0.90≤YSCC/YSLT≤1.11  (3)
0.90≤YSCT/YSLT≤1.11  (4)
基于本发明的奥氏体系合金管满足式(1)～式(4)，因此屈服强度的各向异性小。因此，基于本发明的奥氏体系合金管即便负载根据使用环境而不同的应力分布也能够耐用。
上述的奥氏体系合金管可以具有如下化学组成：以质量%计含有：C：0.03%以下、Si：1.0%以下、Mn：0.3～5.0%、Ni：23～52%、Cr：20～30%、N：0.005～0.50%、Mo：9%以下及Cu：3%以下，余量由Fe及杂质组成。
上述的奥氏体系合金管也可以以质量%计含有选自由Ca：0.01%以下、Mg：0.01%以下及稀土元素(REM)：0.20%以下组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。
优选的是，上述的奥氏体系合金管是通过进行冷加工之后、实施利用矫正机的矫正加工及在300～550℃下的低温热处理来制造的。
优选的是，上述的奥氏体系合金管是进行矫正加工之后、进行低温热处理而制造的。
基于本发明的奥氏体系合金的制造方法具备：制造奥氏体系合金管坯的工序；对管坯进行冷加工的工序；以及通过对冷加工的管坯利用矫正机进行矫正、并且在300～550℃下对管坯进行低温热处理，从而制造具有689.1MPa的屈服强度、管轴方向的拉伸强度YSLT(MPa)、管轴方向的压缩强度YSLC(MPa)、管圆周方向的拉伸强度YSCT(MPa)及管圆周方向的压缩强度YSCC(MPa)满足式(1)～式(4)的奥氏体系合金管的工序。
根据本发明而制造的奥氏体系合金管的屈服强度的各向异性小，因此即便负载根据使用环境而不同的应力分布也能够耐用。
附图说明
图1是油井及油井管的示意图。
图2是图1中的油井管的截面图。
图3是与图2不同的、图1中的油井管的其它截面图。
图4是用于说明合金管的冷加工的示意图。
图5是用于说明在图4中的合金管的晶粒内的位错的运动的示意图。
图6是用于说明对于冷加工后的合金管负载压缩载荷时的、晶粒内的位错的运动的示意图。
图7是用于说明对于冷加工后的合金管实施矫正加工时的、晶粒内的位错的运动的示意图。
图8是表示低温热处理的热处理温度与管轴方向的拉伸屈服强度及压缩屈服强度的关系的图。
图9是矫正机的示意图。
图10是图9中表示的矫正机的轧机的主视图。
具体实施方式
以下，参照附图详细地说明本发明的实施方式。图中相同或相当部分赋予相同符号并且不重复进行说明。以下，元素的含量的“%”意味着质量%。
本发明人等通过实施各种研究及调查得到以下的见解。
用作套管、管道的油井管在管轴方向承受拉伸载荷及压缩载荷。图1是油井及油井管的示意图。参照图1，油井管101被插入地层100内。油井管101的下端被配置到油井102内。此时，油井管101由于自重而在管轴方向承受拉伸载荷。进而，在油井管101内流通生产流体103。由于生产流体103具有高温，因此油井管101发生热膨胀。通常，油井管101的上端及下端被固定。因此，油井管101流通生产流体103时，油井管101在管轴方向承受压缩载荷。如上所述，油井管在管轴方向承受拉伸载荷及压缩载荷。
油井管进而还需要耐内压性及耐外压性。图2是图1中的油井管101的截面图。参照图2，油井管101在内部流通生产流体103时，由于生产流体103导致油井管101负载内压PI。由于内压PI导致在油井管101的管圆周方向负载拉伸载荷FT。进而，由管圆周方向的拉伸载荷FT引起在管轴方向负载压缩载荷。
同样地，参照图3，油井管101为套管时，油井管101的外表面负载外压即地层压PO。由于地层压PO导致油井管101的管圆周方向负载压缩载荷FI。于是，由管圆周方向的压缩载荷FI引起管轴方向负载拉伸载荷。
这样的应力分布根据油井管的配置位置也会产生变化。例如，在挖掘时，管道边绕管轴旋转边向地中掘进。此时，管道的最前端部分在管轴方向重复承受拉伸载荷及压缩载荷。此外，被配置于地表附近的油井管在管轴方向负载拉伸载荷、也承受大的内压。
因此，对于用作油井管的奥氏体系合金管而言，不仅谋求管轴方向的屈服强度的平衡，还谋求耐内压性及耐外压性。
为了使奥氏体系合金管得到这些特性，减少合金管的管轴方向及管圆周方向的拉伸屈服强度及压缩屈服强度的各向异性即可。
为了减少各向异性，对于冷加工后的合金管，利用倾斜辊式矫正机实施矫正加工、并且在300～550℃下实施低温热处理。通过实施矫正加工及低温热处理，所制造的奥氏体系合金管的屈服强度的各向异性变小。具体而言，对于合金管的管轴方向的拉伸屈服强度YSLT(MPa)、管轴方向的压缩屈服强度YSLC(MPa)、合金管的管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT(MPa)及管圆周方向的压缩屈服强度YSCC(MPa)而言，满足式(1)～式(4)。
0.90≤YSLC/YSLT≤1.11  (1)
0.90≤YSCC/YSCT≤1.11  (2)
0.90≤YSCC/YSLT≤1.11  (3)
0.90≤YSCT/YSLT≤1.11  (4)
通过实施利用倾斜辊式矫正机的矫正加工及低温热处理，奥氏体系合金管的屈服强度的各向异性变小的理由被推定如下。
冷加工使合金管边缩径边在轴方向延伸。因此，冷加工在合金管的轴方向导入拉伸应变、并且在圆周方向导入压缩应变。如图4所示那样，关注合金管1内的任意的晶粒10。实施冷加工时，合金管1的管轴方向被赋予拉伸载荷FT。其结果，如图5所示，在滑动体系11中产生多个位错12。位错12在滑动体系11内向图5所示的方向X1移动、在晶界GB附近沉积。沉积的位错12间斥力RF起作用。
接着，冷加工(As Cold Worked)的合金管1在管轴方向负载压缩载荷FI。此时，如图6所示，位错12利用基于压缩载荷FI的负载应力σFI、以及斥力RF，向滑动体系11中的与方向X1相反的方向X2移动。此时，真实的屈服应力σt用以下的式子来定义。
σt＝σFI＋RF
因此，通过由冷加工预先导入的斥力RF，位错12在比真实屈服应力σt低的负载应力σFI下开始活动。总之，通过冷加工从而产生鲍辛格效应，管轴方向的压缩屈服强度YSLC降低。
利用倾斜辊式矫正机的矫正加工抑制鲍辛格效应、提高奥氏体系合金管的管轴方向的压缩屈服强度YSLC。虽然未确定其理由，但推定如下。
在利用倾斜辊式矫正机的矫正加工中，合金管1被夹持于倾斜辊，边绕管轴旋转边前进。此时，合金管1因倾斜辊而从与冷加工不同的方向(主要是从径向)承受外力。因此，在矫正加工中，如图7所示，由于外力FO，位错14在与由冷加工导入的滑动体系11不同的滑动体系13中产生并活动。
由矫正加工导入的位错14相对于位错12作为林位错发挥作用。进而，位错12及14相互交差、交错。其结果，生成具有扭结(kink)部、割阶(jog)部的位错12及位错14。扭结部、割阶部形成于与其它的位错部分不同的滑动面。因此，具有扭结部、啮合部的位错12及14的移动受到限制。其结果，即使如图6那样地负载压缩载荷FI，位错12也难以移动，压缩屈服强度YSLC的降低受到抑制。
进而，若实施300～550℃的低温热处理，则冷加工的奥氏体系合金管的管轴方向及管圆周方向的屈服强度的各向异性变小。其理由推定如下。
基于本发明的奥氏体系合金管含有碳(C)及氮(N)。这些元素与Fe、Ni等元素相比尺寸小。因此，C及N通过低温热处理而在合金中扩散、固定于位错芯附近。在位错芯附近固定的C、N由于科特雷耳效应而妨碍位错的活动。
图8是表示奥氏体系合金管的管轴方向的拉伸屈服强度YSLT及压缩屈服强度YSLC与热处理温度(℃)的关系的图。图8通过以下方法而得到。
对具有后述表1中的合金A的化学组成的钢坯进行热加工来制造管坯。对于管坯实施冷拔。此时的截面减少率为24%。此处所述的截面减少率用以下的式(I)来定义。
截面减少率＝(冷加工前的管坯的截面积-冷加工后的管坯的截面积)/冷加工前的管坯的截面积×100 (I)
对于冷加工后的合金管，在各种热处理温度下实施低温热处理。均热时间为10分钟。热处理后，从合金管中采取拉伸试验片及压缩试验片。试验片的尺寸基于ASTM-E8及ASTM-E9。使用采取的试验片，在常温(25℃)大气中，实施拉伸试验及压缩试验，求出管轴方向的拉伸屈服强度YSLT(MPa)及压缩屈服强度YSLC(MPa)，得到图8。
图8中的“◆”表示管轴方向的拉伸屈服强度YSLT、“■”表示管轴方向的压缩屈服强度YSLC。参照图8，实施低温热处理时，管轴方向的压缩屈服应力YSLC由于科特雷耳效应而上升。另一方面，管轴方向的拉伸屈服强度YSLT在550℃以下大体上是一定的。
由以上的结果推测，若在300～550℃的范围下实施低温热处理，则通过热处理前的加工处理(本例中的冷加工)而导入的位错由于科特雷耳效应而难以活动。因此，低温热处理抑制由鲍辛格效应导致的屈服强度的降低。
如上所述，通过实施矫正加工和低温热处理，从而可以抑制在冷加工时产生的由鲍辛格效应引起的屈服强度的降低。具体而言，如图7所示，通过矫正加工，在与冷加工时的滑动体系11不同的滑动体系13生成位错14、阻碍位错12的活动。进而，通过低温热处理，将C、N固定在位错芯附近、妨碍位错的活动。基于以上的见解，从而完成本发明。以下，详细叙述基于本发明的奥氏体系合金管。
由本实施方式制造的合金管是奥氏体系合金管。对于奥氏体系合金而言，其微小组织实质上由奥氏体形成。具体而言，奥氏体系合金的微小组织由奥氏体和夹杂物和/或沉积物形成。
优选的是，奥氏体系合金管具有以下的化学组成。
[奥氏体系合金管的优选化学组成]
C：0.03%以下
碳(C)提高合金的强度。然而，过多地含有C时，在晶粒晶界形成Cr碳化物。Cr碳化物增大在晶界的合金裂纹敏感性。因此，C含量为0.03%以下。优选C含量不足0.03%，进一步优选的是，C含量为0.02%以下。优选C含量的下限为0.001%，进一步优选的是，C含量的下限为0.003%。
Si：1.0%以下
Si：硅(Si)是选择元素。也就是说，也可以不含Si。Si对合金进行脱氧。然而，过多地含有Si时，合金的热加工性降低。因此，Si含量为1.0%以下。优选Si含量不足1.0%。优选Si含量的上限为0.5%，进一步优选的是，Si含量的上限为0.4%。优选Si含量的下限为0.05%，进一步优选的是，Si含量的下限为0.10%。
Mn：0.3～5.0%
锰(Mn)对合金进行脱氧。Mn还为奥氏体形成元素，使奥氏体相稳定化。Mn进一步提高N在合金中的溶解度。因此，对于Mn而言，特别的是为了提高合金的强度而增多N含量时，抑制在表面附近产生针孔。然而，过多地含有Mn时，合金的热加工性降低。因此，Mn含量为0.3～5.0%。优选Mn含量为高于0.3%且不足5.0%。优选Mn含量的上限为3.0%，进一步优选的是，Mn含量的上限为1.0%。优选Mn含量的下限为0.4%。
Ni：23～52%
镍(Ni)为奥氏体形成元素，使奥氏体相稳定化。对于Ni而言，进一步在合金的表面形成Ni硫化物皮膜，提高合金的耐硫化物腐蚀裂纹性(耐SSC性)。然而，过多地含有Ni时，其效果即为饱和。因此，Ni含量为23～52%。优选Ni含量高于23%且不足52%。优选Ni含量的上限为50%，进一步优选的是，Ni含量的上限为40%。优选Ni含量的下限为25%，进一步优选的是，Ni含量的下限为29%。
Cr：20～30%
铬(Cr)在与Ni的共存下提高耐SSC性。Cr进一步通过固溶强化提高合金的强度。另一方面，过多地含有Cr时，其效果即为饱和，进而，合金的热加工性降低。因此，Cr含量为20～30%。优选Cr含量高于20%且不足30%。优选Cr含量的上限为27%，进一步优选的是，Cr含量的上限为26%。优选Cr含量的下限为23%，进一步优选的是，Cr含量的下限为24%。
Mo：9%以下
钼(Mo)是选择元素。因此，也可以不含有Mo。Mo在与Cr及Ni的共存下，提高合金的耐SCC性。Mo进一步通过固溶强化提高合金的强度。然而，过多地含有Mo时，其效果即为饱和，进而，合金的热加工性降低。因此，Mo含量为9%以下。优选Mo含量不足9%。进一步优选Mo含量的上限为4%。优选Mo含量的下限为0.01%，进一步优选的是，Mo含量的下限为1.5%。
Cu：3%以下
铜(Cu)为选择元素。因此也可以不含有Cu。Cu在硫化氢环境下提高合金的耐SSC性。然而，过多地含有Cu时，其效果即为饱和，进而热加工性降低。因此，Cu含量为3%以下。优选Cu含量不足3%。进一步优选Cu含量的上限为2%。优选Cu含量的下限为0.1%，进一步优选的是，Cu含量的下限为0.5%。
N：0.005～0.50%
氮(N)通过固溶强化提高合金的强度。在基于本发明的奥氏体系合金管中，为了提高耐腐蚀性，如上所述C含量被抑制。因此，通过大量含有N来代替C，提高合金的强度。含有N而实施固溶化热处理时，可以得到具有高强度的合金管。若利用具有高强度的合金管，即便为低加工度的冷加工，也可在冷加工后的合金管中得到期望的强度。然而，过多地含有N时，合金凝固时容易在表面附近产生针孔。进而，N降低合金的热加工性。因此，N含量为0.005～0.50%。优选N含量高于0.005%且不足0.50%。优选N含量的上限为0.30%，进一步优选的是，N含量的上限为0.22%。优选N含量的下限为0.05%，进一步优选的是，N含量的下限为0.06%，进一步优选的是，N含量的下限为0.16%。
基于本发明的奥氏体系合金管还可以含有选自由Ca、Mg及稀土元素(REM)组成的组中的1种或2种以上来代替一部分Fe。这些元素均可提高合金的热加工性。
Ca：0.01%以下
钙(Ca)是选择元素。Ca以硫化物的方式固定S，提高合金的热加工性。然而，过多地含有Ca时，形成粗大的氧化物、合金的热加工性降低。因此，Ca含量为0.01%以下。优选Ca含量不足0.01%。优选Ca含量的下限为0.0005%。
Mg：0.01%以下
镁(Mg)是选择元素。Mg与Ca同样地以硫化物的方式固定S，提高合金的热加工性。然而，过多地含有Mg时，形成粗大的氧化物、合金的热加工性降低。因此，Mg含量为0.01%以下。优选Mg含量不足0.01%。优选Mg含量的下限为0.0005%。
稀土元素(REM)：0.20%以下
稀土元素(REM)是选择元素。REM与Ca及Mg同样地以硫化物的方式固定S，提高合金的热加工性。然而，过多地含有REM时，形成粗大的氧化物、合金的热加工性降低。因此，REM含量为0.20%以下。
REM是镧系元素的15种元素、钇(Y)及钪(Sc)这17种元素的统称。基于本发明的奥氏体系合金管可以含有这些17种元素中的1种或2种以上的REM。上述的REM含量意味着这些17种元素中的1种或2种以上的总含量。作为添加方法，可以添加1种或2种以上REM，工业上可以以混合稀土合金(mischmetal)的方式添加。
优选REM含量不足0.20%。优选REM含量的下限为0.001%以上。
基于本发明的奥氏体系合金管的化学组成的余量由Fe及杂质组成。此处所述的杂质是指从用作合金的原料的矿石、废料、或者制造过程的环境等中混入的元素。优选的是，杂质中的P、S及O的含量限制如下。
P：0.03%以下
磷(P)是杂质。P在硫化氢环境下提高合金的应力腐蚀裂纹敏感性。因此，P含量越少越优选。优选P含量为0.03%以下，进一步优选的是，P含量不足0.03%，进一步优选的是，P含量为0.025%以下。
S：0.03%以下
硫(S)是杂质。S降低合金的热加工性。因此，S含量越少越优选。优选S含量为0.03%以下。进一步优选S含量不足0.03%，进一步优选的是，S含量为0.005%以下。
O：0.010%以下
氧(O)是杂质。O降低合金的热加工性。因此，O含量越少越优选。优选O含量为0.010%以下。进一步优选O含量不足0.010%。
[制造方法]
针对基于本发明的奥氏体系合金管的制造方法的一个例子进行说明。
首先，熔炼奥氏体系合金而制造金属熔液。合金的熔炼可以利用电炉、Ar-O2混合气底吹脱碳炉(AOD炉)、真空脱碳炉(VOD炉)等。
使用金属熔液制造铸造材料。铸造材料例如为钢锭、板坯、大方坯。具体而言，根据铸锭法制造钢锭。或根据连续铸造法制造板坯、大方坯。
对铸造材料进行热加工而制造圆钢坯。热加工例如为热轧、热锻。对制造的圆钢坯进行热加工，制造管坯。具体而言，通过以尤金-塞焦耐特法(UgineSejournet process)为代表的挤出制管法由圆钢坯制造管坯。或通过曼内斯曼(Mannesmann)制管法由圆钢坯制造管坯。
对于制造的管坯实施冷加工。这是为了提高奥氏体系合金管的强度，将管轴方向的拉伸屈服强度YSLT制成689.1MPa以上。
冷加工中，具有以冷拔和皮尔格轧制为代表的冷轧。本发明中，可以采用冷拔及冷轧的任一种。冷拔与冷轧相比在管轴方向赋予合金管以大的拉伸应变。冷轧不仅在管坯的管轴方向、还在管圆周方向赋予大的应变。因此，冷轧与冷拔相比在管坯的管圆周方向赋予大的压缩应变。
冷加工时的优选截面减少率为15.0%以上。在此，截面减少率用式(I)来定义。以上述的截面减少率实施冷加工时，可以将拉伸屈服强度YSLT制成689.1MPa以上。优选截面减少率的下限为20.0%。截面减少率过高时，合金管的圆度降低。因此，冷拔的优选截面减少率的上限为50.0%、冷轧的优选截面减少率的上限为80.0%。
在热加工与冷加工之间，还可以实施其它处理。例如，对于热加工过的管坯，实施固溶化热处理。对于固溶化热处理后的管坯，实施除锈垢、去除氧化皮。对于除锈垢后的管坯实施冷加工。
进而，也可实施多次冷加工。实施多次冷加工时，在冷加工与下一次冷加工之间，也可以以软化热处理的方式实施固溶化热处理。实施多次冷加工时，对于最终的冷加工后的管坯实施以后的工序。
对于冷加工后的管坯，实施利用倾斜辊式矫正机的矫正加工和低温热处理。可以首先实施矫正加工及低温热处理的任一项。也就是说，可以在冷加工后实施矫正加工，然后实施低温热处理。还可以在冷加工后实施低温热处理，然后实施矫正加工。此外，可以实施多次矫正加工、也可以实施多次低温热处理。例如，可以按照冷加工、第一次矫正加工、低温热处理、第二次矫正加工的顺序来实施。还可以以冷加工、第一次低温热处理、矫正加工、第二次低温热处理的顺序来实施。以下，详细说明矫正加工及低温热处理。
[矫正加工]
图9是矫正机200的示意图。参照图9，在本例中利用的矫正机200是倾斜辊式。图9中示出的矫正机200具有多个轧机ST1～ST4。多个轧机ST1～ST4被排列为一列。
各轧机ST1～ST4具备一对或一个倾斜辊22。具体而言，最末尾轧机ST4具备一个倾斜辊22，其他轧机ST1～ST3具备被上下配置的一对倾斜辊22。
各倾斜辊22具备辊轴221和辊表面222。辊轴221相对于轧制线PL倾斜。各轧机ST1～ST3的一对倾斜辊22的辊轴221相互交差。被上下配置的倾斜辊22的辊轴221相对于轧制线PL倾斜、并且相互交差，因此可以赋予管坯30以管圆周方向的旋转。辊表面222为凹状。
轧机ST2的倾斜辊22间间隙的中心P0被配置为从轧制线PL错开。因此，轧机ST1及ST2将管坯30弯曲，轧机ST2及ST3将管坯30回直。由此，矫正机200矫正管坯30的弯曲。
矫正机200还通过各轧机STi(i＝1～3)的一对倾斜辊22将管坯30沿径向压下。由此，矫正机200提高管坯30的圆度、并且减少管坯30的屈服强度的各向异性。
图10是具有一对倾斜辊22的轧机STi中的、倾斜辊22和管坯30的主视图。利用一对倾斜辊22，使管坯30被压下。将用轧机STi压下前的管坯30A的外径定义为DA并将用轧机STi压下后的管坯30B的外径定义为DB时，滚压量AC(mm)用下式(II)来定义。
AC＝DA-DB  (II)
进而，滚压率RC(%)用下式(III)来定义。
RC＝(DA-DB)/DA×100  (III)
各轧机STi按照每个轧机设定的滚压量AC，将沿圆周方向旋转的管坯30压下，对于管坯30赋予应变。通过压下而在管坯30内产生的位错如图7所示，在与冷加工时产生的位错不同的滑动体系内活动。因此，由矫正加工产生的位错相对于在冷加工时产生的位错相互交错，其结果，位错变得难以移动。因此，矫正加工由于鲍辛格效应而抑制管轴方向的压缩应力强度YSLC降低。
如上所述，为了减少屈服强度的各向异性，特别是减少管轴方向的屈服强度的各向异性，利用倾斜辊22的压下是有效的。滚压率RC越大，越可以对管坯30的径向赋予应变。将各轧机STi的滚压率RC中最大的滚压率RC定义为最大滚压率。根据最大滚压率的压下可以赋予管坯30以最大的应变。因此，推定最大滚压率在管轴方向的屈服强度的各向异性的减少上是有效的。优选最大滚压率为2.0～15.0%。进一步优选最大滚压率的下限为5.0%，进一步优选最大滚压率的上限为12.0%。
图9中，矫正机200具备7个倾斜辊22、具备4个轧机ST1～ST4。然而，倾斜辊22的个数并不限定为7个、轧机数也不限定为4个。倾斜辊22的个数可以为10个、还可以为除此以外的多个。倾斜辊数为奇数时，最末尾的轧机具备一个倾斜辊，除此以外的轧机具备一对倾斜辊。倾斜辊数为偶数时，各轧机具备一对倾斜辊。
[低温热处理]
在低温热处理中，将管坯装入到热处理炉中。于是，在300～550℃下对管坯进行均热。通过在上述的温度范围下进行均热，管坯中的C及N扩散、变得容易固定在位错芯附近。其结果，位错变得难以移动，减少管轴方向及管圆周方向的屈服强度的各向异性。
热处理温度超过550℃时，屈服强度降低。推定是由于温度高、位错之间合并而位错消失。
优选热处理温度为400～500℃。此时，特别是，管轴方向的压缩屈服强度增高。因此，管轴方向的屈服强度的各向异性降低。优选均热时间为5分钟以上。此时，合金中的C及N充分地扩散。优选均热时间的上限为60分钟。需要说明的是，低温热处理的热处理温度低，因此不易在热处理后的管坯上产生弯曲。
通过以上的工序，制造满足式(1)～式(4)的奥氏体系合金管。
如上所述，矫正加工和低温热处理的顺序没有特别限制。然而，优选的是，在冷加工后实施矫正加工，在矫正加工后实施低温热处理。此时，不仅在由冷加工产生的位错中、而且在由矫正加工产生的位错中固定C、N，得到科特雷耳效应。因此，容易进一步降低管轴方向及管圆周方向的屈服强度的各向异性。
实施例
根据不同的制造条件制造多个奥氏体系合金管。对于所制造的合金管的屈服强度的各向异性进行调查。
将具有表1中示出的化学组成的合金A～D熔炼而制造钢锭。
[表1]
Figure BDA00003866700600161
合金A～D均在本发明的优选化学组成的范围内。需要说明的是，合金A～D的P含量为0.03%以下，S含量为0.03%以下，O含量为0.010%以下。
对所制造的钢锭进行热挤出，制造多个冷加工用管坯。对于冷加工用管坯，实施表2中示出的制造工序，制造标记1～标记21的奥氏体系合金管。
[表2]
Figure BDA00003866700600181
参照表2，“合金”栏中记载了所使用的钢坯的种类(合金A～D)。“外径”栏中记载了所制造的奥氏体系合金管的外径。
“制造工序”栏中记载了对于冷加工用管坯所实施的制造工序。参照制造工序栏，“P/D”意味着冷拔。“CR”意味着冷轧。“STR”意味着矫正加工。“热处理”意味着低温热处理。
在本例中，冷拔的截面减少率为24%，冷轧的截面减少率为34%。在此，截面减少率(%)由上述式(I)求出。
“热处理温度”栏中记载了制造工序中所实施的低温热处理的热处理温度。“辊数”栏中记载了矫正加工中所利用的矫正机的倾斜辊数。“最大滚压率”栏中记载了矫正加工时的最大滚压率。
具体而言，对于标记1～标记21的冷加工用管坯(以下仅称为管坯)实施以下的制造工序。对于标记1的管坯仅实施冷拔来制造奥氏体系合金管。也就是说，标记1的奥氏体系合金管是保持冷拔状态的材料。在标记2及3中，对管坯仅实施冷轧来制造奥氏体系合金管。
在标记4及5中，对于管坯实施冷轧之后，以表2中示出的最大滚压率实施矫正加工。在标记6～9中，对于管坯实施冷拔之后，在表2中所记载的热处理温度下实施低温热处理。
在标记10～12及15～17中，对于管坯实施冷拔。对于冷拔过的管坯实施低温热处理。对于热处理后的管坯实施矫正加工。在标记13及14中，对于管坯实施冷拔之后，实施矫正加工。矫正加工后，对于管坯实施低温热处理。
在标记18中，对于管坯实施两次矫正加工。具体而言，对于管坯实施冷拔之后，实施第一次矫正加工。第一次矫正加工时的最大滚压率为6.7%。第一次矫正加工后实施低温热处理。对于热处理后的管坯实施第二次矫正加工。第二次矫正加工时的最大滚压率为11.2%。
在标记19～21中，对于管坯实施冷轧之后，实施矫正加工。矫正加工后，对于管坯实施低温热处理。
从所制造的各标记的奥氏体系合金管中采取压缩试验片及拉伸试验片。具体而言，采取在各标记的管轴方向延伸的拉伸试验片及压缩试验片、并且采取在各标记的管圆周方向延伸的拉伸试验片及压缩试验片。
试验片的尺寸基于ASTM-E8及ASTM-E9。压缩试验片及压缩试验片的标准试验片的外径均为6.35mm、标距(gauge length)均为12.7mm。在各标记中，不采取标准试验片时，采取比例试验片。
使用所采取的压缩试验片及拉伸试验片，在常温(25℃)大气中，实施压缩试验及拉伸试验，求出压缩屈服强度及拉伸屈服强度。具体而言，使用在管轴方向延伸的拉伸试验片，得到管轴方向的拉伸屈服强度YSLT(MPa)。使用在管圆周方向延伸的拉伸试验片，得到管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT(MPa)。使用在管轴方向延伸的压缩试验片，得到管轴方向的压缩屈服强度YSLC(MPa)。使用在管圆周方向延伸的压缩试验片，得到管圆周方向的压缩屈服强度YSCC(MPa)。各屈服强度用拉伸试验及压缩试验的0.2%屈服应力来定义。在表2中示出所得到的各屈服强度(YSLT、YSCT、YSLC及YSCC)。
使用所得到的各屈服强度，分别对各标记求出以下示出的F1～F4。
F1＝YSLC/YSLT
F2＝YSCC/YSCT
F3＝YSCC/YSLT
F4＝YSCT/YSLT
在表2中示出所得到的F1～F4。
[调查结果]
参照表2，在标记10～标记21的奥氏体系合金管中，F1～F4满足式(1)～式(4)。特别的是，在标记13、14、19、20及21中，在矫正加工后实施低温热处理。因此，管轴方向的屈服强度的各向异性极小。
另一方面，在标记1～标记9的奥氏体系合金管中，F1～F4中的任意项不满足式(1)～式(4)。具体而言，标记1的F1值不足0.90。标记1的管坯通过冷拔而在轴方向延伸。因此，推定由于鲍辛格效应，管轴方向的压缩屈服强度YSLC与管轴方向的拉伸屈服强度YSLT相比变得过小。
标记2及标记3的F1值及F4值不足0.90，并且F2值超过1.11。标记2及标记3的管坯仅实施冷轧。冷轧中的管坯在轴方向拉伸变形、在圆周方向压缩变形。特别的是，冷轧时的管坯的圆周方向的压缩变形比冷拔时大。在标记2及标记3中，由于鲍辛格效应，管轴方向的压缩屈服强度YSLC与拉伸屈服强度YSLT相比变得过小、并且管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT与压缩屈服强度YSCC相比变得过小。因此，推定不满足式(1)、式(2)及式(4)。
在标记4及标记5中，F2值及F4值不满足式(2)及式(4)。通过实施矫正加工，管轴方向的压缩屈服强度YSLC上升。然而，管圆周方向的屈服强度的各向异性未得到改善，因此推定不满足式(2)及式(4)。
在标记6～标记9中，F1值不满足式(1)。推定这是由于，通过低温热处理而使管轴方向的压缩屈服强度上升，但是未达到满足式(1)的地步。
以上，说明了本发明的实施方式，上述的实施方式只不过是用于实施本发明的例示。因此，本发明并不限定于上述实施方式，只要在不脱离本发明宗旨的范围内，可将上述实施方式适当变形而实施。
产业上的可利用性
基于本发明的奥氏体系合金管可以广泛用作油井管。特别是可以用于管道、套管。

Claims (9)

1.一种奥氏体系合金管，
在所述合金管的管轴方向具有689.1MPa以上的拉伸屈服强度YSLT，
所述拉伸屈服强度YSLT、所述管轴方向的压缩屈服强度YSLC、所述合金管的管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT及所述管圆周方向的压缩屈服强度YSCC满足式(1)～式(4)，
0.90≤YSLC/YSLT≤1.11  (1)
0.90≤YSCC/YSCT≤1.11  (2)
0.90≤YSCC/YSLT≤1.11  (3)
0.90≤YSCT/YSLT≤1.11  (4)。
2.根据权利要求1所述的奥氏体系合金管，其中，以质量%计含有：C：0.03%以下、Si：1.0%以下、Mn：0.3～5.0%、Ni：23～52%、Cr：20～30%、N：0.005～0.50%、Mo：9%以下及Cu：3%以下，余量由Fe及杂质组成。
3.根据权利要求2所述的奥氏体系合金管，其中，以质量%计含有选自由Ca：0.01%以下、Mg：0.01%以下及REM即稀土元素：0.20%以下组成的组中的1种或2种以上来代替一部分所述Fe。
4.根据权利要求1～权利要求3中的任一项所述的奥氏体系合金管，其是通过进行冷加工之后、实施矫正加工及在300～550℃下的低温热处理而制造的。
5.根据权利要求4所述的奥氏体系合金管，其是通过在所述矫正加工之后实施所述低温热处理而制造的。
6.一种奥氏体系合金管的制造方法，其具备：
制造奥氏体系合金管坯的工序；
对所述管坯进行冷加工的工序；
以及通过对于所述冷加工的管坯实施矫正加工及在300～550℃下的低温热处理，制造奥氏体系合金管的工序，在所述合金管的管轴方向具有689.1MPa以上的拉伸屈服强度YSLT，所述拉伸屈服强度YSLT、所述管轴方向的压缩屈服强度YSLC(MPa)、管圆周方向的拉伸屈服强度YSCT(MPa)及所述管圆周方向的压缩屈服强度YSCC(MPa)满足式(1)～式(4)，
0.90≤YSLC/YSLT≤1.11  (1)
0.90≤YSCC/YSCT≤1.11  (2)
0.90≤YSCC/YSLT≤1.11  (3)
0.90≤YSCT/YSLT≤1.11  (4)。
7.根据权利要求6所述的制造方法，其中，对于所述管坯实施矫正加工之后，实施所述低温热处理。
8.根据权利要求6或权利要求7所述的制造方法，其中，所述管坯以质量%计含有：C：0.03%以下、Si：1.0%以下、Mn：0.3～5.0%、Ni：23～52%、Cr：20～30%、N：0.005～0.50%、Mo：9%以下及Cu：3%以下，余量由Fe及杂质组成。
9.一种奥氏体系合金管的制造方法，其是权利要求8所述的制造方法，所述管坯以质量%计含有选自由Ca：0.01%以下、Mg：0.01%以下及REM即稀土元素：0.20%以下组成的组中的1种或2种以上来代替一部分所述Fe。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105543711A (zh) * 2015-12-22 2016-05-04 东北大学 抑制超级奥氏体不锈钢的铬和钼元素中心偏析的铸轧方法
CN108472701A (zh) * 2015-12-30 2018-08-31 山特维克知识产权股份有限公司 生产双相不锈钢管的方法
CN110709527A (zh) * 2017-06-09 2020-01-17 日本制铁株式会社 奥氏体系合金管及其制造方法
CN112522619A (zh) * 2020-11-26 2021-03-19 中国科学院金属研究所 一种耐浓硝酸腐蚀高强度奥氏体不锈钢及其制备方法
CN115176043A (zh) * 2020-02-27 2022-10-11 杰富意钢铁株式会社 不锈钢管及其制造方法
CN115667560A (zh) * 2020-06-19 2023-01-31 杰富意钢铁株式会社 合金管及其制造方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2013310286B2 (en) * 2012-08-31 2016-04-28 Nippon Steel Corporation Dual phase stainless steel pipe and manufacturing method thereof
JP6303737B2 (ja) * 2014-04-03 2018-04-04 新日鐵住金株式会社 鋼管用鋳片の連続鋳造方法
DE102015102255A1 (de) * 2015-02-17 2016-08-18 Sandvik Materials Technology Deutschland Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Strangs aus Edelstahl sowie Strang aus Edelstahl
SI3365473T1 (sl) * 2015-10-19 2021-01-29 Ab Sandvik Materials Technology Nova avstenitna nerjavna zlitina
KR102583353B1 (ko) 2015-12-30 2023-09-26 산드빅 인터렉츄얼 프로퍼티 에이비 오스테나이트계 스테인리스 강 튜브의 제조 방법
EP3600732B1 (en) * 2017-03-22 2021-06-23 Sandvik Intellectual Property AB A powder and a hip:ed object and the manufacture thereof
EP3797180A1 (en) * 2018-05-23 2021-03-31 AB Sandvik Materials Technology New austenitic alloy
EP4094856A4 (en) * 2020-02-26 2023-10-04 JFE Steel Corporation SEAMLESS TUBE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME
JP7397391B2 (ja) 2022-01-06 2023-12-13 日本製鉄株式会社 Ｆｅ－Ｃｒ－Ｎｉ合金材
JP7498416B1 (ja) 2023-03-28 2024-06-12 日本製鉄株式会社 Ｃｒ－Ｎｉ合金管

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63210236A (ja) * 1987-02-25 1988-08-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐サワ−用高コラプス油井管の製造法
JPH0570831A (ja) * 1991-03-08 1993-03-23 Nippon Steel Corp 高強度鋼管の製造法
JPH11199927A (ja) * 1998-01-07 1999-07-27 Sanyo Special Steel Co Ltd シャー切断性に優れた冷鍛用フェライト系ステンレス鋼材の製造方法
JP2005015823A (ja) * 2003-06-24 2005-01-20 Nippon Steel Corp 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管及びその製造方法
EP1541252A1 (en) * 2002-05-24 2005-06-15 Nippon Steel Corporation Uoe steel pipe with excellent crash resistance, and method of manufacturing the uoe steel pipe
JP2009275261A (ja) * 2008-05-15 2009-11-26 Jfe Steel Corp 耐圧潰性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
CN101613834A (zh) * 2008-06-25 2009-12-30 宝山钢铁股份有限公司 高酸性深井用Fe基奥氏体合金油套管及制造方法
CN101633999A (zh) * 2009-05-26 2010-01-27 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种奥氏体不锈钢及其钢管和钢管的制造方法
CN101671773A (zh) * 2009-09-17 2010-03-17 苏州贝思特金属制品有限公司 无缝钢管的制造方法
CN101688263A (zh) * 2007-07-02 2010-03-31 住友金属工业株式会社 高合金管的制造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4018634A (en) * 1975-12-22 1977-04-19 Grotnes Machine Works, Inc. Method of producing high strength steel pipe
JPS613832A (ja) * 1984-06-16 1986-01-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐食性のすぐれた高強度油井管用オーステナイト系材料の製造方法
JPH06218431A (ja) * 1993-01-25 1994-08-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼管の温間矯正法
DE19622350A1 (de) 1996-06-04 1997-12-11 Bosch Gmbh Robert Verfahren zur Herstellung einer Düsenplatte
JPH1080715A (ja) 1996-09-05 1998-03-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷間加工のままで使用される鋼管の製造方法
JPH1157842A (ja) 1997-08-27 1999-03-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 管軸長方向の圧縮強度に優れた鋼管の製造方法
SE513235C2 (sv) * 1999-06-21 2000-08-07 Sandvik Ab Användning av en rostfri stållegering såsom umbilicalrör i havsmiljö
RU2276695C1 (ru) * 2004-11-16 2006-05-20 Закрытое акционерное общество "Трубная Металлургическая Компания" Нержавеющая сталь для производства труб и способ производства труб из нержавеющей стали
JP2008173643A (ja) * 2007-01-16 2008-07-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 二相ステンレス鋼管の製造方法、矯正方法および強度調整方法、ならびに、二相ステンレス鋼管の矯正機の操業方法

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63210236A (ja) * 1987-02-25 1988-08-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐サワ−用高コラプス油井管の製造法
JPH0570831A (ja) * 1991-03-08 1993-03-23 Nippon Steel Corp 高強度鋼管の製造法
JPH11199927A (ja) * 1998-01-07 1999-07-27 Sanyo Special Steel Co Ltd シャー切断性に優れた冷鍛用フェライト系ステンレス鋼材の製造方法
EP1541252A1 (en) * 2002-05-24 2005-06-15 Nippon Steel Corporation Uoe steel pipe with excellent crash resistance, and method of manufacturing the uoe steel pipe
JP2005015823A (ja) * 2003-06-24 2005-01-20 Nippon Steel Corp 変形性能に優れたパイプライン用高強度鋼管及びその製造方法
CN101688263A (zh) * 2007-07-02 2010-03-31 住友金属工业株式会社 高合金管的制造方法
JP2009275261A (ja) * 2008-05-15 2009-11-26 Jfe Steel Corp 耐圧潰性に優れた溶接鋼管およびその製造方法
CN101613834A (zh) * 2008-06-25 2009-12-30 宝山钢铁股份有限公司 高酸性深井用Fe基奥氏体合金油套管及制造方法
CN101633999A (zh) * 2009-05-26 2010-01-27 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种奥氏体不锈钢及其钢管和钢管的制造方法
CN101671773A (zh) * 2009-09-17 2010-03-17 苏州贝思特金属制品有限公司 无缝钢管的制造方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105543711A (zh) * 2015-12-22 2016-05-04 东北大学 抑制超级奥氏体不锈钢的铬和钼元素中心偏析的铸轧方法
CN108472701A (zh) * 2015-12-30 2018-08-31 山特维克知识产权股份有限公司 生产双相不锈钢管的方法
CN110709527A (zh) * 2017-06-09 2020-01-17 日本制铁株式会社 奥氏体系合金管及其制造方法
CN110709527B (zh) * 2017-06-09 2021-08-31 日本制铁株式会社 奥氏体系合金管及其制造方法
US11807910B2 (en) 2017-06-09 2023-11-07 Nippon Steel Corporation Austenitic alloy pipe and method for producing same
CN115176043A (zh) * 2020-02-27 2022-10-11 杰富意钢铁株式会社 不锈钢管及其制造方法
CN115176043B (zh) * 2020-02-27 2023-10-31 杰富意钢铁株式会社 不锈钢管及其制造方法
CN115667560A (zh) * 2020-06-19 2023-01-31 杰富意钢铁株式会社 合金管及其制造方法
CN115667560B (zh) * 2020-06-19 2024-03-15 杰富意钢铁株式会社 合金管及其制造方法
CN112522619A (zh) * 2020-11-26 2021-03-19 中国科学院金属研究所 一种耐浓硝酸腐蚀高强度奥氏体不锈钢及其制备方法
CN112522619B (zh) * 2020-11-26 2022-04-05 中国科学院金属研究所 一种耐浓硝酸腐蚀高强度奥氏体不锈钢及其制备方法

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