CN115151670A - 不锈钢管及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的目的在于提供一种耐腐蚀性优异，并且管轴方向拉伸屈服强度高，并且管轴方向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差少，进一步螺纹部的疲劳特性优异的不锈钢管及其制造方法。一种不锈钢管，具有规定的成分组成，并且以满足规定式的方式含有N、Ti、Al、V、Nb，管轴方向拉伸屈服强度为757MPa以上，管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85～1.15，具有如下的组织：组织以体积分率计具有20～80％的铁素体相，剩余部分具有奥氏体相，在至少一方的管端部具备外螺纹或内螺纹的紧固部，将上述紧固部的管轴截面的、由螺纹谷底面和压力侧侧面形成的角部R的曲率半径设为0.2mm以上。

Description

不锈钢管及其制造方法
技术领域
本发明涉及耐腐蚀性优异，并且管轴方向的拉伸屈服强度高，并且管轴方向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差少，螺纹部的疲劳特性优异的不锈钢管及其制造方法。应予说明，管轴方向的拉伸屈服强度高是指管轴方向的拉伸屈服强度为757MPa以上，管轴方向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差少是指管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85～1.15的范围。
背景技术
双相不锈钢管具有优异的耐腐蚀性能和强度特性、低温韧性，用于化学设备的配管、油井·气井采掘用、或者运送用的钢管。近年来，对于地热发电的采掘、热交换用的钢管，研究应用双相不锈钢管并一分部得到了应用。双相不锈钢管中，为了采掘气体、油等的资源或热水而连接到高深度，因此重要的是可耐自重、高压的高强度特性以及可耐气体、油、热水等的苛刻的腐蚀环境下的耐腐蚀性能。对于耐腐蚀性能，钢中的Cr、Mo、W、N等的耐腐蚀性提高元素的添加量很重要。例如利用含22％Cr的SUS329J3L、含25％的SUS329J4L、添加了大量Mo的ASTM UNS S32750、S32760等的双相不锈钢。
另一方面，对于强度特性，最重要的是管轴方向拉伸屈服强度，该值为产品强度规格的代表值。其理由是在资源、热水采掘中将管连接到高深度时，可耐管自身的自重的拉伸应力的能力最重要，通过对于因自重的拉伸应力，具备充分大的管轴方向拉伸屈服强度来抑制塑性变形，防止管表面的对耐腐蚀性的维持重要的钝化被膜的损伤。
在产品的强度规格中，最重要的是管轴方向拉伸屈服强度，而管的连结部中管轴方向压缩屈服强度也很重要。对于油井·气井用的管而言，从火灾防止的观点以及对于热水的汲取也会重复拔插的观点考虑，连结中不利用焊接，而是利用基于螺纹的紧固。另外，化学配管、资源输送用的配管也出于使需要作业时间和人工的焊接作业简化的目的，有时也同样利用基于螺纹的紧固。因此，螺纹牙中基于紧固力的管轴方向压缩应力，因螺纹的重新紧固、紧固部的弯曲变形等而重复产生。因此，能够耐受该压缩应力的管轴方向压缩屈服强度也很重要。
双相不锈钢管在组织由铁素体相和在结晶构造上屈服强度低的奥氏体相这双相构成。但是，在制造工序中的热成型后、热处理后的状态下无法确保各种用途所需的强度。因此，为了得到需要的强度，利用基于各种冷轧的位错强化，由此提高管轴方向拉伸屈服强度。双相不锈钢管的冷轧方法限于冷拔轧制和皮尔格冷轧这两种，在涉及油井管的利用的国际规格的NACE(National Association of Corrosion Engineers)中，也仅限于Colddrawing(冷拔轧制)和Cold pilgering(皮尔格冷轧)。无论是那种冷轧，均是通过减薄、缩管而向管长边方向延伸的加工，因此基于变形的位错强化，对管长边方向的拉伸屈服强度的提高更为有效。另一方面，已知在对管轴长边方向给予变形的这些冷轧中，由于产生向管轴方向的强包辛格效应，因此管轴方向压缩屈服强度降低20％左右。因此，在要求管轴方向压缩屈服强度特性的螺纹紧固部中，一般而言以包辛格效应产生作为前提，低屈服强度设计强度，螺纹紧固部的强度设计中整体的产品规格受到影响。
对这些课题，专利文献1中提出了一种双相不锈钢管，其特征在于，以质量％计含有C：0.008～0.03％、Si：0～1％、Mn：0.1～2％、Cr：20～35％、Ni：3～10％、Mo：0～4％、W：0～6％、Cu：0～3％、N：0.15～0.35％，剩余部分由铁和杂质构成，在双相不锈钢管的管轴方向，具有689.1～1000.5MPa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，上述双相不锈钢管的管周方向的拉伸屈服强度YSCT和管周方向的压缩屈服强度YSCC满足规定的式。
进一步在双相不锈钢管中，疲劳强度也重要。由疲劳带来的破坏在反复作用有屈服应力以下的应力的情况下产生，而双相不锈钢管因施工时的弯曲或者在内部流通流体时的压力等的应力，产生因疲劳导致的破坏。因此，为了提高疲劳强度，减少成为疲劳裂纹的起点的表面的凹陷、痕迹、粗大的夹杂物等的应力集中部很重要。另一方面，在钢管的紧固使用螺纹的情况下，不可避免地产生应力集中部。即，螺纹通过在外螺纹与内螺纹的侧面产生的压力而紧固。在形成侧面的螺纹的凸部根部，紧固中根据反作用力，产生弯曲力矩，每次螺纹的装卸，产生反复压缩和拉伸的应力。另外，例如在油井·气井、热水的采掘中，一边使由螺纹连结的钢管旋转一边插入到井，因此通过旋转轴的偏芯，在包含螺纹部的钢管整体反复产生弯曲。此时，在作为应力集中部的螺纹部的凸部的根部，重复赋予压缩和拉伸的应力。因此，在作为应力集中部的螺纹部的凸部的根部，需要特别注意不产生因疲劳带来的破坏。
对于螺纹部的疲劳强度所涉及的课题，引用文献2中公开了由具有规定的成分组成和基体组织的不锈钢构成，将各圆弧面的曲率半径R设定为0.3mm以上的、螺纹部的疲劳强度优异的油井用无缝钢管。
现有专利文献
专利文献
特许文献1：特许第5500324号公报
特许文献2：特许第6604093号公报
发明内容
螺纹部中作用有压缩和拉伸的应力，因此在双相不锈钢管中，因以往的冷轧，压缩屈服应力因包辛格效应降低时，疲劳寿命降低。为了抑制因螺纹部的包辛格效应带来的压缩屈服强度降低，专利文献1所公开的低温热处理是有效的。然而，如果使用专利文献1这样的低温热处理，则对耐腐蚀性能重要的元素将作为包含碳氮化物、氮的脆化相析出而被消耗，因此失去耐腐蚀性效果。因此，在双相不锈钢管中，无法兼得螺纹部的疲劳特性和耐腐蚀性。
另外，专利文献2中成为对象的材料限于因淬火热处理固化的化学成分，未以需要利用冷加工进行位错强化的双相不锈钢管作为对象。即，专利文献2中，未考虑因伴随着包辛格效应的压缩屈服强度降低而导致螺纹部的疲劳特性降低的双相不锈钢管的问题。
本发明鉴于上述实际情况而完成，目的在于提供一种耐腐蚀性优异，并且管轴方向拉伸屈服强度高，并且管轴方向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差少，进而螺纹部的疲劳特性优异的不锈钢管及其制造方法。
双相不锈钢中，通过提高Cr、Mo的钢中的固溶量，形成高耐腐蚀性被膜，并且抑制局部的腐蚀的进展。另外，将组织中的铁素体相与奥氏体相分率形成为适宜的双相状态在从各种腐蚀形态保护材料方面很重要。另一方面，作为主要的耐腐蚀性元素的Cr、Mo是全部铁素体相形成元素，在单纯的添加量增加中无法将相分率设为适宜的双相状态。因此，需要适量地添加奥氏体相形成元素。奥氏体相形成元素有C、N、Mn、Ni、Cu。C量的钢中的增加由于使耐腐蚀性劣化，因此应限制最大量，在双相不锈钢中大多为0.08％以下。另一方面，其他的奥氏体相形成元素的添加成本便宜，固溶状态下大量利用对耐腐蚀性提高效果、固溶强化效果的N的情况很多。
这里，双相不锈钢管中，为了使耐腐蚀性元素固溶于钢中且将相分率设为适宜的双相状态，在热成型后，进行作为1000℃以上的高温热处理的固溶体化热处理。进而，为了应用到需要强度的用途，通过冷轧实施位错强化。在固溶体化热处理或者冷轧的状态下制成产品的情况下，对耐腐蚀性有效的元素在钢中固溶，示出高耐腐蚀性能，伴随于此，因固溶的N的固溶强化而可得到更高的强度。
对于需要抑制螺纹紧固部的基于包辛格效应的压缩屈服强度降低的情况下，如专利文献1所示低温的热处理有效。然而，在进行低温的热处理的情况下，因固溶体化热处理而溶入在钢中的元素将会扩散。其结果是作为对耐腐蚀性能重要的元素以包含碳氮化物、氮气的脆化相的形式析出并被消耗，失去耐腐蚀性效果。在该情况下，有意图地添加的或者在大气中的熔解或与其他添加金属元素结合的形态大量地添加的N带来负面影响。N的原子尺寸小，即使低温的热处理也容易扩散，与周围的耐腐蚀性元素结合，成为氮化物，使作为耐腐蚀性元素的效果消失。并且，析出的氮化物中作为耐腐蚀性元素的Cr、Mo系多。这些析出物的尺寸大，难以进一步分散而析出，因此与固溶于钢中的N相比强度提高效果大幅度变差。即，为了抑制耐腐蚀性能降低，优选为降低N量。另一方面，如果减少N量，则对固溶强化有效的N量也同时变少。因此，在固溶体化热处理后，冷轧后的强度降低，特别是截面减少率((冷加工前的坯管截面积-冷加工后的坯管截面积)/冷加工前的坯管截面积×100[％])小的情况下，可能无法得到油井采掘用所需的高强度。因此，需要一种不消耗钢中的Cr、Mo等的耐腐蚀性元素且还能够提高强度的新方法。
因此，本发明人等对抑制Cr、Mo系的氮化物形成并抑制耐腐蚀性能的降低且还能够使微细且分散的氮化物析出而提高强度的元素进行了反复深入的研究，其结果发现Ti、Al、V、Nb的单独或者复合添加很有效。首先，对这些元素的耐腐蚀性能降低抑制进行说明。表1中示出了调查在将分别添加Ti、Al、V、Nb的双相不锈钢(SUS329J4L，25％Cr不锈钢)从熔融温度进行冷却时各自生成氮化物的温度(析出温度)的结果。
[表1]
氮化物的种类 析出温度/℃
TiN 1499
AIN 1486
VN 1282
NbN 1404
所有添加元素均在比形成属于耐腐蚀性元素的Cr、Mo系氮化物的最高温度(1000℃以下)更高的温度形成氮化物，通过在形成Cr、Mo系氮化物前固定、控制固溶N量，能够控制耐腐蚀性元素的消耗。接着对高强度化进行论述。为了控制固溶N量而添加的Ti、Al、V、Nb形成氮化物，但其尺寸非常微细，并且在钢中均匀地析出，因此有助于基于析出强化(分散强化)的强度提高。即，Cr、Mo系氮化物由于以比较低的温度析出，因此元素的扩散距离短，偏于扩散速度快的晶界粗大地析出。另一方面，Ti、Al、V、Nb系氮化物由于在高温下析出，因此能够充分地扩散，在钢中不均匀地微细地析出。即发明人等发现通过利用Ti、Al、V、Nb的添加促进适宜的固溶N量的控制和微细析出，例如即使在冷加工后进行低温热处理，抑制耐腐蚀性元素Cr、Mo的消耗，并且能使对高强度化有效的微细析出物向钢中均匀生成，由此提出了能够同时实现双相不锈钢管的耐腐蚀性能维持和强度提高。
并且，发明人等对Ti、Al、V、Nb的最佳添加量反复进行了深入的研究，其结果发现了通过满足由N添加量和添加元素Ti、Al、V、Nb构成的下述式(1)，能够稳定地实现上述效果。
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)···(1)
这里，N、Ti、Al、V、Nb是各元素的含量(质量％)。(其中，不含有的情况为0(零)％。)
对于螺纹部的疲劳强度，管轴方向的压缩屈服强度很重要。即，螺纹部中不可避免地具有应力集中部。相对于螺纹部的应力集中部，根据螺纹的紧固、紧固的状态的钢管的利用形态，在管轴方向重复作用拉伸、压缩应力。如果管轴方向压缩屈服应力因包辛格效应降低，则相对于应力集中部的应力，管轴方向压缩屈服应力相对地降低，疲劳强度降低。另外，如果应力集中部的应力大于因包辛格效应降低的管轴方向压缩屈服应力，则应力集中部塑性变形，疲劳寿命进一步降低。另一方面，如上所述，在为双相不锈钢管的情况下，存在因伴随着包辛格效应的压缩屈服强度降低，螺纹部的疲劳特性降低的问题。因此，本发明人等在维持双相不锈钢管的耐腐蚀性的同时，也满足螺纹部的疲劳特性，反复深入地进行了研究。其结果得到如下的情况：减少管轴方向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差，控制强度比，并且在螺纹的紧固部，加工由螺纹谷底面和压力侧侧面形成的角部的曲率半径设为0.2mm以上，从而能够得到兼得耐腐蚀性和螺纹部的疲劳特性的不锈钢管。
本发明基于以上的情况而完成，其主旨如下所示。
[1]一种不锈钢管，具有如下的成分组成，
以质量％计含有C：0.005～0.08％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～10.0％、Cr：20～35％、Ni：1.0～15.0％、Mo：0.5～6.0％、N：0.150以上且小于0.400％，进一步选自Ti：0.0001～0.3％、Al：0.0001～0.3％、V：0.005～1.5％、Nb：0.005以上且小于1.5％中的1种或者2种以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
并且以满足下述式(1)的方式含有N、Ti、Al、V、Nb，
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)……(1)
这里，N、Ti、Al、V、Nb为各元素的含量(质量％)。(其中，不含有的情况下为0(零)％。)
所述不锈钢管具有如下的组织，
管轴方向拉伸屈服强度为757MPa以上，
管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85～1.15，
组织具有以体积分率计为20～80％的铁素体相和剩余部分为奥氏体相，
在至少一方的管端部具备外螺纹或者内螺纹的紧固部，将上述紧固部的管轴截面的、由螺纹谷底面和压力侧侧面形成的角部R的曲率半径设为0.2mm以上。
[2]根据[1]所述的不锈钢管，其中，管周方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85以上。
[3]根据[1]或[2]所述的不锈钢管，其中，进一步含有以质量％计选自W：6.0％以下、Cu：4.0％以下中的1种或2种。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的不锈钢管，其中，进一步以质量％计含有选自B：0.010％以下、Zr：0.10％以下、Ca：0.010％以下、Ta：0.3％以下、REM：0.10％以下、Mg：0.10％以下中的1种或者2种以上。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的不锈钢管，其中，进一步以质量％计含有选自Sn：0.30％以下、Sb：0.30％以下、Ag：0.30％以下中的1种或2种以上。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的不锈钢管，其中，上述不锈钢管为无缝钢管。
[7]根据[1]～[6]中任一项所述的不锈钢管，其中，上述角部R的曲率半径为0.3mm以上。
[8]根据[7]所述的不锈钢管，其中，在上述紧固部具备金属接触密封部和力矩轴肩部。
[9]一种不锈钢管的制造方法，是[1]～[8]中任一项所述的不锈钢管的制造方法，进行向管轴方向的拉伸加工，其后，在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。
[10]一种不锈钢管的制造方法，是[1]～[8]中任一项所述的不锈钢管的制造方法，在不包括460～480℃的150～600℃的加工温度下进行向管轴方向的拉伸加工。
[11]根据[10]所述的不锈钢管的制造方法，其中，上述拉伸加工后，进一步在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。
[12]一种不锈钢管的制造方法，是[1]～[8]中任一项所述的不锈钢管的制造方法，进行管周方向的弯曲-回弯加工。
[13]根据[12]所述的不锈钢管的制造方法，其中，上述管周方向的弯曲-回弯加工的加工温度是不包括460～480℃的600℃以下。
[14]根据[12]或[13]所述的不锈钢管的制造方法，其中，上述弯曲-回弯加工后，进一步在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。
根据本发明，能够得到具有高耐腐蚀性能，并且管轴方向拉伸屈服强度高，并且管轴方向拉伸屈服强度与管轴方向压缩屈服强度之差小，进而螺纹部的疲劳强度特性优异的不锈钢管。因此，如果为本发明的不锈钢管，则严厉腐蚀环境下的利用、油井、气井的施工时的螺纹紧固作业变得容易，并且螺纹紧固部的形状设计也变得容易。
附图说明
图1是外螺纹和内螺纹的紧固部的管轴方向剖视图(与管轴方向平行的剖视图)，图1的(a)为角螺纹的情况，图1的(b)为梯形螺纹的情况，图1的(c)为三角螺纹的情况。
图2是螺纹接头的管轴方向剖视图(与管轴方向平行的剖视图)。图2的(a)为API螺纹接头的情况，图2的(b)为特殊螺纹的情况。
图3是作为销的延长部的前缘部附近的示意图，
图3的(a)是销与耦合紧固部的管轴方向平行的切断剖视图，图3的(b)是从销前端部正面观察销的螺纹前端部的力矩轴肩部。
图4是表示管周方向的弯曲-回弯加工的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明进行说明。
首先，对本发明的钢管的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，质量％仅记为％。
C：0.005～0.08％
C是奥氏体相形成元素，将其适量含有有助于相分率的合理化。然而，过度的含有则因碳化物的形成导致耐腐蚀性的降低。因此，C的上限为0.08％。伴随着C量降低的奥氏体相的降低能够通过其他的奥氏体相形成元素来弥补，不需要特别设置下限，但如果C量过低，则熔解时的脱碳成本上升，因此为0.005％以上。
Si：0.01～1.0％
Si具有钢的脱氧作用，因此在钢水中适量含有很有效。然而，伴随着大量含有Si而向钢中残存，这会有损加工性和低温韧性。因此，Si的上限为1.0％。对于下限，由于过度地降低脱氧后的Si会导致制造成本上升，因此下限为0.01％以上。应予说明，从充分地得到脱氧作用，且过度地兼得残存在钢中导致的副作用抑制的观点考虑，Si优选为0.2～0.8％。
Mn：0.01～10.0％
Mn是强力的奥氏体相形成元素，并且与其他的奥氏体相形成元素相比很廉价。进而即使实施低温热处理，也无法如C、N那样消耗耐腐蚀性元素。另外，Mn对使作为混入到钢水中的杂质元素的S变得无害很有效，微量添加会具有将导致钢的耐腐蚀性、韧性大幅度劣化的S以MnS的形式固定的效果。根据这些方面的观点，Mn需要含有0.01％以上。另一方面，Mn的过度含有使低温韧性降低。因此，为10.0％以下。为了不损害低温韧性，优选小于1.0％。另一方面，从在注意低温韧性的同时，兼得成本减少的观点考虑，在想要将Mn作为奥氏体相形成元素充分活用的情况下优选为2.0～8.0％。
Cr：20～35％
Cr是将钢的钝化被膜稳固，且提高耐腐蚀性能的最重要的元素。在苛刻的腐蚀环境下利用的不锈钢管中需要20％以上的Cr量。Cr量越增加，越有助于耐腐蚀性提高，但含有超过35％在从熔解到凝固的过程中脆化相析出，整体产生破裂，其后的成型加工很困难。因此，上限为35％。应予说明，从耐腐蚀性的确保和制造性的兼得的观点考虑，优选的范围为22～28％。
Ni：1.0～15.0％
Ni是强力的奥氏体相形成元素，并且提高钢的低温韧性。在作为廉价的奥氏体相形成元素的Mn的利用中，在低温韧性成问题的情况下应积极地活用，下限为1.0％。另一方面，Ni是在奥氏体相形成元素中最高价的元素，含量的增加导致制造成本上升。因此，上限为15.0％。应予说明，低温韧性不成问题的用途的情况为1.0～5.0％的范围，优选与其他元素复合添加。另一方面，在需要高低温韧性的情况下，Ni的积极添加很有效，优选为5.0～13.0％的范围。
Mo：0.5～6.0％
Mo根据含量来提高钢的耐孔腐蚀性。因此，根据腐蚀环境适量地添加。另一方面，过度的Mo的含有会使脆化相从钢水凝固时析出，在凝固组织中产生大量的破裂，大幅度损害其后的成型稳定性。因此，上限为6.0％。为了维持在硫化物环境下稳定的耐腐蚀性，需要为0.5％以上。应予说明，从兼得不锈钢管所需的耐腐蚀性和制造稳定性的观点考虑，1.0～5.0％在优选的范围。
N：0.150～小于0.400％
N是强力的奥氏体相形成元素，并且廉价。另外，如果在钢中固溶，则是对耐腐蚀性能和强度提高有用的元素，因此可积极地利用。然而，N本身是廉价的，但过度的N添加需要特殊的设备和添加时间，导致制造成本的增加。因此，上限小于0.400％。另一方面，N的下限为0.150％以上。本发明中，需要Ti、Al、V、Nb中的任一者或者复合添加，通过在凝固后的冷却的过程中将这些添加物微细地以氮化物的方式形成而得到强度提高效果。如果N量过少，则不易得到稳定的强度提高效果，因此需要将下限设为0.150％以上。并且，由于得到充分的强度提高效果，优选的范围为0.155～0.320％的范围。
Ti：选自0.0001～0.3％、Al：0.0001～0.3％、V：0.005～1.5％、Nb：0.005～小于1.5％中的1种或者2种以上
含有适量的Ti、Al、V、Nb则在从熔解到冷却的过程中生成微细的氮化物，提高强度，并且能够适宜地控制钢中的固溶的N量。由此，Cr、Mo等的耐腐蚀性元素以氮化物的形式消耗，并且能够抑制因粗大地析出导致的耐腐蚀性能和强度降低的现象。用于得到该效果的含量分别为Ti：0.0001％以上、Al：0.0001％以上、V：0.005％以上、Nb：0.005％以上。另外，过度的添加导致成本的上升、热成型性的恶化，因此分别为Ti：0.3％以下、Al：0.3％以下、V：1.5％以下、Nb：小于1.5％。应予说明，通过进一步满足后述的式(1)，本发明能够兼得耐腐蚀性能和强度。另一方面，如果Ti、Al、V、Nb的含量过多，则固定的N不足，含有的元素在钢中残留，热成型性等变得不稳定。作为优选的范围，含量为Ti：0.0500％以下、Al：0.150％以下、V：0.60％以下、Nb：0.60％以下。对于单独或复合含有Ti、Al、V、Nb中的任意一种，分别在优选的范围内，且以满足后述的式(1)的方式含有时，能够使耐腐蚀性和强度更稳定。
另外，在本发明中，以满足下述式(1)的方式含有N、Ti、Al、V、Nb。
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)……(1)
这里，N、Ti、Al、V、Nb为各元素的含量(质量％)。(其中，不含有的情况为0(零)％。)
稳定的耐腐蚀性能和高强度可以通过满足下述式(1)实现。在本发明中，Ti、Al、V、Nb的含量应相对于添加到钢中的N量设为最佳的量。即，在Ti、Al、V、Nb的含量相对于N量少的情况下，无法充分地获得N的固定和微细析出，耐腐蚀性能、强度不稳定。式(1)中，对于单独、或复合含有Ti、Al、V、Nb的情况，可得到含量相对于含有的N量最优化的式子。通过控制式(1)，能够得到稳定的耐腐蚀性能和强度。
剩余部分为Fe及不可避免的杂质。应予说明，作为不可避免的杂质，可举出P：0.05％以下、S：0.05％以下、O：0.01％以下。P、S、O是在精炼时不可避免地混入的杂质。这些元素在作为杂质的残留量过多的情况下，产生了热加工性的降低、耐腐蚀性、低温韧性的降低等各种的问题。分别需要管理成P：0.05％以下、S：0.05％以下、O：0.01％以下。
除了上述成分组成之外，本发明中可以根据需要适宜地含有以下所述的元素。
选自W：6.0％以下、Cu：4.0％以下中的1种或者2种
W：6.0％以下
W与Mo同样地根据含量来提高耐孔腐蚀性，如果过度地含有，则损害不会损害热加工时的加工性的制造稳定性。因此，在含有W的情况下，上限为6.0％。特别是不需要设置下限，但出于使不锈钢管的耐腐蚀性能稳定的理由，优选含有0.1％以上。应予说明，从不锈钢管所需的耐腐蚀性和制造稳定性的观点考虑，1.0～5.0％为更优选的范围。
Cu：4.0％以下
Cu是强力的奥氏体相形成元素，并且提高钢的耐腐蚀性。因此，在作为其他的奥氏体相形成元素的Mn、Ni中，在耐腐蚀性不足的情况下应积极地活用。另一方面，如果Cu的含量过多，则导致热加工性的降低，成型困难。因此，在含有的情况下，Cu为4.0％以下。含量的下限不需要特别规定，为了得到耐腐蚀性效果，优选含有0.1％以上。应予说明，从兼得耐腐蚀性的提高和热加工性的观点考虑，1.0～3.0％为更优选的范围。
本发明可以进一步根据需要适宜地含有以下所述的元素。
选自B：0.010％以下、Zr：0.10％以下、Ca：0.010％以下、Ta：0.3％以下、REM：0.10％以下、Mg：0.10％以下中的1种或2种以上
如果添加微量的B、Zr、Ca、REM、Mg，则使晶界的结合力提高、表面的氧化物的形态变化，提高热加工性、成型性。双相不锈钢管一般而言是难加工材料，因此容易产生因加工量、加工形态导致的轧制痕迹、形状不良。在产生了这样的问题的成型条件的情况下这些元素有效。对于B、Zr、Ca、REM、Mg的添加量，不需要特别设置下限，在含有的情况下通过分别设定为0.0001％以上，可得到加工性、成型性提高的效果。另一方面，如果添加量变得过多，则反之会使热加工性恶化，并且由于是稀有元素，因此合金成本增大。因此，对于添加量的上限，B、Ca分别为0.010％以下，Zr、REM、Mg分别为0.10％以下。如果少量添加Ta，则抑制对脆化相的相变，同时提高热加工性和耐腐蚀性。在利用热加工、其后的冷却使脆化相在稳定的温度区域长时间滞留的情况下Ta是有效的。因此，在含有Ta的情况下为0.0001％以上。另一方面，如果添加量增加则合金成本增大，因此在含有Ta的情况下为0.3％以下。
本发明可以进一步根据需要适宜地含有以下所述的元素。
选自Sn：0.30％以下、Sb：0.30％以下、Ag：0.30％以下中的1种或2种以上
微量地添加Sn、Sb、Ag时耐腐蚀性能提高。对于添加量不需要特别设置下限，但含有的情况下分别通过设定为0.0001％以上可得到耐腐蚀性能提高效果。另一方面，如果添加量过多，则热加工性降低。因此，在添加的情况下，分别为0.30％以下。
接下来，对耐腐蚀性重要的铁素体相、奥氏体相的适宜的相分率进行说明。本发明的组织是由以体积分率计为20～80％的铁素体相和作为剩余部分的奥氏体相构成的双相组织。
双相不锈钢的各相涉及到耐腐蚀性具有不同的作用，这些通过在双相中存在于钢中而发挥高耐腐蚀性。在双相不锈钢中必须存在奥氏体相和铁素体相这两者，另外出于耐腐蚀性能的观点其相分率也很重要。本发明由于是需要耐腐蚀性能的用途中使用的不锈钢管，因此从耐腐蚀性的观点考虑形成为适宜的双相分率状态很重要。本发明的适宜的双相分率状态是指将不锈钢管组织中的铁素体相分率以体积分率计为20～80％。另外，在更严格地要求耐腐蚀性的环境中利用时优选基于ISO15156-3，将铁素体相设为35～65％。应予说明，剩余部分为奥氏体相。铁素体相体积分率在固溶体化热处理后进行各种冷轧、加工后进行测定。简单的测定、预测可通过对得到的钢的化学成分进行分析，进行热平衡计算而得到。或者能够通过从得到的钢管切出小块样品，由X射线衍射后的铁素体相与奥氏体相的峰值的比较、结晶方位解析后的fcc、bcc体积分率测定结果得到。
要求管轴方向的强度的油井·气井用、热水汲取用的双相不锈钢管的强度等级在产生最高载荷的管轴方向拉伸屈服强度方面很重要。在本发明的不锈钢管中，管轴方向拉伸屈服强度为757MPa以上。通常，双相不锈钢由于将软质的奥氏体相包含在组织中，因此在固溶体化热处理的状态下管轴方向拉伸屈服强度未到达757MPa。因此，通过上述的利用冷加工(向管轴方向的拉伸加工或管周方向的弯曲-回弯加工)进行的位错强化来调整管轴方向拉伸屈服强度。应予说明，管轴方向拉伸屈服强度越高，越能够以薄壁厚度来设计管，成本上有利。然而，如果在不改变管的外径的状态下仅壁厚变薄，则相对于因外压导致的压扁变弱，无法利用。根据以上的理由，管轴方向拉伸屈服强度即使高，也可以以1033.5MPa以内的范围使用。
另外，在本发明中，将管轴方向压缩屈服强度与管轴方向拉伸屈服强度之比，即管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度设为0.85～1.15。通过设为0.85～1.15，从而相对于螺纹紧固时、在井内钢管弯曲时产生的管轴方向压缩应力，可耐受更高应力，能够减少为了耐压缩应力所需的管壁厚。另外，由此由于相对于反复施加到螺纹紧固部的拉伸压缩应力成为高屈服强度，因此疲劳特性也提高。应予说明，通过添加必须元素，在向管轴方向拉伸加工后实施低温热处理、温热拉伸加工、弯曲-回弯加工中的任一种，从而能够在维持耐腐蚀性的同时使管高强度化，进而将管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度设为0.85～1.15。另外，如果弯曲-回弯加工在温热的、或者温热拉伸加工后或弯曲-回弯加工后进一步进行低温热处理，则能够使管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度进一步近似各向异性更少的1。
另外，在本发明中，优选管周方向压缩屈服强度与管轴方向拉伸屈服强度之比，即管周方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85以上。例如为了不会因深度深的油井、气井、热水的采掘产生的外压而压扁，因此优选相对于管周方向压缩屈服强度与管轴方向拉伸屈服应力的比为0.85以上。应予说明，在管周方向压缩屈服强度相对于管轴方向拉伸屈服强度大的情况下不特别成问题，通常，管周方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为1.50左右会饱和。另一方面，如果强度比几乎不变高，则相对于管轴方向，管周方向的其他机械特性、例如低温韧性与管轴方向比较大幅度降低。因此，管周方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度更优选在0.85～1.25的范围。
并且，在本发明中，优选由管轴方向壁厚截面的结晶方位角度差15°以上划分的奥氏体晶粒的纵横比为9以下。另外，优选纵横比为9以下的奥氏体晶粒以面积分率计为50％以上。本发明的不锈钢管通过固溶体化热处理温度向适宜的铁素体相分率调整。这里，在剩余部分的奥氏体相内部中，成为具有多个热加工时、热处理时通过再结晶化以方位角15°以上划分的晶粒的组织。其结果是成为奥氏体晶粒的纵横比小的状态。该状态的不锈钢管不具有需要的管轴方向拉伸屈服强度，另一方面，管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度也称为近似1的状态。其后，为了得到需要的管轴方向拉伸屈服强度，进行(1)向管轴方向的拉伸加工：冷拔轧制、皮尔格式冷轧、(2)向管周方向的弯曲-回弯加工。通过这些加工，在管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度与奥氏体晶粒的纵横比产生了变化。即，奥氏体晶粒的纵横比与管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度有密切关系。具体而言，在(1)或(2)的加工中，对于管轴方向壁厚截面的奥氏体晶粒在加工前后延伸的方向，屈服强度提高，但反而其相反方向因包辛格效应使屈服强度降低，管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度的值变小。由此，如果将(1)或(2)的加工前后的奥氏体晶粒的纵横比较低地控制，能够得到管轴方向上强度各向异性少的钢管。
在本发明中，如果奥氏体晶粒的纵横比为9以下则能够得到稳定的强度各向异性少的钢管。另外，如果纵横比为9以下的奥氏体晶粒以面积分率计为50％以上，则可得到稳定的强度各向异性少的钢管。应予说明，通过使纵横比为5以下，能够更稳定地得到强度各向异性少的钢管。如果纵横比减少，则进一步减少强度各向异性，因此下限没有特别限定，越近似1越好。另外，奥氏体晶粒的纵横比例如通过管轴方向壁厚截面的结晶方位解析观察奥氏体相的结晶方位角度15°以上的晶粒，由将其晶粒收纳在长方形的框内时的长边与短边之比求出。应予说明，粒径小的奥氏体晶粒的测定误差变大，因此如果包含粒径小的奥氏体晶粒，则有可能纵横比也产生误差。因此，测定纵横比的奥氏体晶粒优选使用测定的晶粒的面积制成相同面积的正圆时的直径计为10μm以上。
为了稳定地得到管轴方向壁厚截面的奥氏体晶粒的纵横比小的组织，在(1)或(2)的加工中，不向管轴方向延伸，不进一步减少壁厚很有效。对于(1)的加工方法，原理上伴随着管轴方向延伸和减薄厚，因此与加工前相比纵横比变大，容易产生据此产生的强度各向异性。因此，减少加工量(将壁厚压下率设为40％以下。或者将向管轴方向的延伸设为50％以下，抑制组织的延伸)、与延伸减薄同时地减少管外周长(向管轴方向延伸时将外周长减少到10％以上)，将纵横比保持为小，并且为了缓和产生的强度各向异性，需要加工后的低温热处理(如果热处理温度为600℃以下，则不会发生因再结晶、恢复导致的软化)等。另一方面，(2)的加工方法由于是向管周方向的弯曲-回弯形，因此基本上纵横比不法变化。因此，(2)的加工方法对管的延伸、减薄等的形状变化量有限制，将纵横比保持为小，对减少强度各向异性极其有效，也不需要(1)中所需的加工后的低温热处理。应予说明，通过使用将(1)的加工温度、热处理条件控制在本发明的范围内的、或(2)的加工方法，纵横比为9以下的奥氏体晶粒能够以面积分率计控制在50％以上。
在(1)或(2)的加工方法中，即使在加工后实施热处理，纵横比也不产生变化。另外，对于铁素体相，以与奥氏体相相同的理由优选纵横比小的一方，但奥氏体相的纵横比小的一方具有低的屈服强度，对加工后的包辛格效应不带来影响。
在产品的强度规格中，最重要的是管轴方向拉伸屈服强度，但对于管的连结部，管轴方向压缩屈服强度也很重要。油井·气井用或者地热井用的管从火灾防止、重复拔插的观点考虑，连结无法利用焊接，可利用基于螺纹的紧固。
螺纹接头由具有外螺纹的销和具有内螺纹的盒构成。作为螺纹接头，有以API(美国石油协会)规格规定的标准的螺纹接头、不仅具备螺纹部而且具备金属接触密封部和力矩轴肩部的称为特殊螺纹的高性能的特殊的螺纹接头。为了实现螺纹部的稳固的紧固，螺纹部通常设计成在直径方向产生接触面压，例如可使用锥形螺纹。伴随着直径方向的面压，销(内螺纹侧)缩径变形，向管轴方向延伸，盒(外螺纹侧)扩管变形，向管轴方向伸缩，因此在螺纹部两端的侧面产生接触面压。因此，在螺纹牙，产生基于紧固力的管轴方向压缩应力。因此，也能够耐受该压缩应力的管轴方向压缩屈服强度很重要。在特殊螺纹中，在力矩轴肩部产生了巨大的管轴方向压缩应力，因此具有高管轴方向压缩屈服强度的材料在防止力矩轴肩部的塑性变形中很重要。
本发明的不锈钢管与其它的钢管直接或者介由耦合连结的钢管，至少在一方的管端部具备外螺纹或内螺纹的紧固部，将紧固部的管轴截面的、由螺纹谷底面和压力侧侧面形成的角部R的曲率半径设为0.2mm以上。根据本发明，无论螺纹的种类，通过紧固使外螺纹与内螺纹相互接触，由通过紧固产生压力的侧面(压力侧侧面)和螺纹谷底面形成的角部R的曲率半径设为0.2mm以上，从而能够提高螺纹部的疲劳特性。
本发明的不锈钢管具有优异的耐压缩性，因此可以用于与其它的钢管直接连结(整体型)的螺纹接头、或者介由耦合连结(T&C型)的螺纹接头。螺纹的紧固部中，紧固时通过紧固后的弯曲变形，产生管轴方向拉伸和压缩应力。通过将本发明的不锈钢管用于螺纹接头，能够实现可维持高耐腐蚀性能和螺纹接头性能的螺纹接头。
图1是外螺纹与内螺纹的紧固部的管轴方向剖视图(与管轴方向平行的剖视图)，是表示螺纹的紧固部的角部的曲率半径R的位置的示意图。
图1的(a)为角螺纹的情况，图1的(b)为梯形螺纹的情况，图1的(c)是三角螺纹的情况。在本发明中，在至少一方的管端部具备外螺纹或者内螺纹的紧固部，上述紧固部的由侧面和螺纹谷底面形成的角部的曲率半径为0.2mm以上。即，根据本发明，无论螺纹的种类，都可以通过紧固使外螺纹与内螺纹相互接触，使由通过紧固产生压力的侧面和螺纹谷底面形成的角部R的曲率半径设为0.2mm以上，从而能够在维持高耐腐蚀性能的状态下提高疲劳特性。应予说明，对于侧面，将外螺纹(销)中靠近管端一侧的螺纹牙斜面称为插入牙侧，将远离管端一侧的螺纹牙斜面称为承载牙侧。在内螺纹(盒)中，将与销的插入牙侧对置的螺纹牙斜面称为插入牙侧，将与销的承载牙侧对置的螺纹牙斜面称为承载牙侧。
图2是螺纹接头的管轴方向剖视图(与管轴方向平行的剖视图)，图2的(a)为API螺纹接头的情况，图2的(b)为特殊螺纹的情况。在如API螺纹接头那样仅由螺纹部构成的螺纹接头中，螺纹紧固时在螺纹部的两端产生最大面压，销前端侧的螺纹部在插入牙侧接触，销后端侧的螺纹部在承载牙侧接触。在特殊螺纹的情况下也需要考虑由力矩轴肩部带来的反作用力，螺纹紧固时在螺纹部的两端的承载牙侧产生最大面压。以往以来，因管轴方向的包辛格效应的影响，对管轴方向拉伸屈服强度的管轴方向压缩屈服强度低，如果对应力集中部产生了压缩应力，则压缩屈服强度低，因此容易产生微变形，疲劳寿命降低。为了减少包辛格效应，也公开了进行低温热处理的方法，但如果进行低温热处理，则得不到高耐腐蚀性能，无法兼得耐腐蚀性和螺纹部的疲劳特性提高。根据本发明，通过使角部R的曲率半径为0.2mm以上，从而提高不锈钢管的螺纹部的疲劳特性，并且可得到良好的耐腐蚀性能。
将角部R的曲率半径增大到0.2mm以上对更进一步的应力集中的缓和有效。然而，大角部R夺去螺纹部的设计的自由度，可能无法限制、设计可螺纹加工的钢管的尺寸。另外，如果增大角部R，则由于接触的外螺纹与内螺纹的侧面的面积降低，因此产生密封性、紧固力的降低。因此，角部R为0.2mm以上，优选为0.3mm以上。另外，角部R优选为3.0mm以下。或者因角部R的大小减少的侧面的面积与螺纹牙高度相关地定义很适宜，将螺纹牙的高度的小于20％的径向长度(从管轴中心起直径方向的长度)设为角部R所占的曲率半径，并且可以将角部R的曲率半径设为0.2mm以上。另外，因角部R的大小减少的压力侧侧面的面积受到螺纹牙高度的影响，因此可以将螺纹牙的高度的小于10％的长度设为角部R的曲率半径，并且将角部R的曲率半径设计成0.3mm以上。
图3的(b)是不仅具备螺纹部而且具备金属接触密封部和力矩轴肩部的特殊螺纹的示意图。通过图3的(b)所示的金属接触密封部(图3的(b)中的Seal)保证被紧固的管的封闭性。另一方面，力矩轴肩部(图3的(b)中的Shoulder)在紧固时具有限位器的作用，为了保证稳定的紧固位置具有重要的作用，但紧固时产生高压缩应力。如果因高压缩应力而力矩轴肩部发生变形，则高封闭性受损，或者因向内径侧的变形导致内径缩径而成问题，因此需要增加壁厚并提高压缩强度以使得力矩轴肩部不变形，无法设计薄壁形状的钢管，或者产生了因多余的壁厚导致的材料的浪费。
另外，通常在将螺纹紧固的情况下，确认紧固力矩值(将螺纹紧固过程中的力矩的值)，根据封闭的力矩值(如果通过紧固超过某个基准，则成为表示封闭状态的力矩值，因此称为紧固过程中的力矩值)，将力矩轴肩部不变形的力矩值(如果超过某个基准，增加力矩值，则螺纹前端变形，因此不超过该基准的力矩值)作为上限，根据被封闭的力矩值，以力矩轴肩部不变形的力矩值的范围进行管理并紧固。
此时，在管的管轴方向的压缩屈服强度弱的情况下，为了抑制力矩轴肩部的变形，力矩值的上限变小。因此，力矩值的管理范围变窄，紧固无法稳定。根据管的管轴方向的压缩屈服强度优异的本发明，在维持高的耐腐蚀性能的状态下，能够抑制力矩轴肩部的变形。为了抑制力矩轴肩部的变形，并稳定地进行紧固，可以确保作为图3中表示的外螺纹的力矩轴肩部的前端厚度(是承受耦合侧的外螺纹前端的部分，(Ds1-Ds0)/2)的截面积相对于坯管的截面积为25％以上(以轴肩部的截面积比计为0.25以上)即可。如果增加作为外螺纹的力矩轴肩部的前端厚度，则头部刚性变得过高，紧固时存在产生烧着的问题，因此优选的范围为25～60％。通过设计进一步提高力矩轴肩部的耐压缩强度的头部，从而能够进一步实现高力矩性能(不变形的力矩值变高，给予更高的紧固力矩)，因此优选。作为销的延长部即头部附近的示意图，将销与耦合紧固部的管轴方向平行的断面剖视图和从销前端部正面观察销的螺纹前端部的力矩轴肩部分别示于图3的(a)和(b)。为了实现高力矩性，可以将从管端的密封点位置设为x时的相对于作为销前端的无螺纹部的头部长度L的比x/L设为0.01～0.1。通过将密封点位置设置于轴肩部附近，从而实质的轴肩部的截面积(轴肩部的截面积：π/4×(Ds12-Ds02))上升，可得到高力矩性。此时，如果头部长度过长，则头部刚性降低，不可耐高压缩力，因此头部长度可以为0.5英寸以下。另一方面，如果头部长度过短，则没有配置密封部的余地，因此优选为0.2英寸以上。应予说明，在以往的管轴方向的压缩屈服强度低的不锈钢中，任一高力矩性能均能实现是不可能的。
应予说明，在图3中，
δ：是指密封干扰量，由重叠附图时的重叠部分的最大值定义，
Ds1：轴肩接触区域的外径，
Ds0：轴肩接触区域的内径。
表示气密性的密封性作为螺纹部的特性也很重要，优选满足ISO13679：2019的密封试验中示出的压缩率85％以上。为了实现高密封性，可以将作为销前端的无螺纹部的头部长度设为0.3英寸以上，将从管端的密封点位置设为x时的相对于头部长度L的比x/L设为0.2～0.5。其中，如果将头部长度延长到必要以上，则切削耗费时间，头部刚性降低，性能变得不稳定，因此头部长度优选为1.0英寸以下。应予说明，在头部长度长的外观设计比以往的压缩屈服强度低的双相不锈钢中，必然不可耐受头部前端变薄的设计，因此实现其效果是不可能的。
应予说明，本发明的不锈钢管从针对管周方向的材料特性和强度特性得到均匀的特性的观点来看，优选是在管周方向没有焊接部等的接头的无缝钢管。
接下来，对本发明的不锈钢管的制造方法进行说明。
首先，制成具有上述的双相不锈钢组成的钢坯材。双相不锈钢的熔炼可以应用各种熔解工序，没有限制。例如在对铁废料、各元素的块进行电熔解而制造的情况下，可利用真空熔解炉、大气熔解炉。另外，在利用基于高炉法的铁水的情况下，可利用Ar-O2混合气体底吹脱碳炉、真空脱碳炉等。熔解的材料通过静止铸造或者连续铸造使其凝固，形成为钢锭、板坯，其后，利用热轧，成型为板形状的钢坯材或者利用锻造、轧制成型为圆形钢坯形状，成为钢坯材。
接下来，在为板形状的钢坯材的情况下，成型为大致管形后，对端部进行焊接，成为钢管形状。钢管成型的工序没有特别限制，可以利用UOE成型法、辊压成型等的成型技术和利用焊接材料的焊接、利用感应加热的电焊焊接。另外，在为圆钢坯状的钢坯材的情况下，利用加热炉进行加热，经由各种无缝钢管制造工序，形成为钢管形状。进行将圆钢坯形成为中空管的热成型(穿孔工序)。作为热成型，也可以利用满乃斯曼方式、挤出制管法等的任一方法。另外，根据需要，可以对中空管利用作为进行减薄、外径定型的热轧制工序的延伸轧机、阿塞尔磨机、辊式磨机、芯棒轧管机、筛分机、拉伸缩径轧机等。
接下来，成型后的钢管优选进行固溶体化热处理。将板形状的钢坯材弯曲成型的钢管积蓄了由弯曲变形引起的形变。另外，热轧得到的无缝钢管从加热时的高温状态开始在热轧中温度缓缓地降低。另外，在经由各种热轧工序形成为钢管形状的情况下，热成型后也大多进行空冷，根据尺寸、品种，温度履历不同，无法进行控制。因此，耐腐蚀性元素在温度降低过程中的各种温度区域中成为热化学性稳定的析出物而被消耗，有可能耐腐蚀性降低。另外，产生向脆化相的相变态，有可能使低温韧性显著降低。进而双相不锈钢可耐受各种腐蚀环境，因此奥氏体相和铁素体相分率为适宜的双相状态很重要。特别是在无法控制从加热温度起的冷却速度的无缝钢管的制造中，制造中依次变化的双相分率的控制很困难。由于具有以上的问题，因此出于积蓄的变形的除去、析出物向钢中的固溶、脆化相的向非脆化相的逆相变、使相分率成为适宜的双相状态的目的，大多使用高温加热后进行迅速冷却的固溶体化热处理。根据该处理，除去了由积蓄的变形导致的残留应力，将析出物、脆化相熔入钢中，并且将相分率控制成适宜的双相状态。对于固溶体化热处理的温度而言，析出物的熔解、脆化相的逆相变、相分率成为适宜的双相状态的温度根据添加元素多少会不同，大多为1000℃以上的高温。并且，加热后维持固溶体化状态，因此进行快速冷却，但可以利用由压缩空气进行的冷却、或水雾、油、水等各种制冷催化剂。
固溶体化热处理后的钢管由于包括作为低屈服强度的奥氏体相，因此在该状态下，例如无法应用于需要高强度的油井·气井采掘的用途。因此，利用基于各种冷加工的位错强化，进行管的高强度化。应予说明，高强度化后的不锈钢管的强度等级根据管轴方向拉伸屈服强度确定。
本发明中，如以下进行说明，通过(1)向管轴方向的拉伸加工，或者(2)向管周方向的弯曲-回弯加工中任一方法，进行管的高强度化。
(1)向管轴方向的拉伸加工：冷拔轧制、皮尔格式冷轧
管的冷轧法是冷拔轧制、皮尔格式冷轧这两种，任一方法也可向管轴方向进行高强度化，可以适宜地利用。在这些方法中，主要进行高强度化以达到使压下率和外径变化率变化所需的强度等级。另一方面，冷拔轧制、皮尔格式冷轧加工由于是减少管的外径和壁厚，将该部分向管轴长边方向大幅度延伸的轧制形态，因此容易向管轴长边方向发生高强度化。另一方面，已知存在如下的问题：向管轴压缩方向产生大包辛格效应，管轴方向压缩屈服强度相对于管轴拉伸屈服强度最大降低20％左右。
因此，在本发明中，向管轴方向进行拉伸加工后，进行不包括460～480℃的150～600℃的热处理。如果以满足式(1)的方式添加必须添加元素Ti、Al、V、Nb，则即使在上述热处理后，高温下在钢中微细地析出的氮化物保持强度。另外，通过控制固溶N量，从而耐腐蚀性元素Cr、Mo系氮化物的粗大析出受到抑制，抑制耐腐蚀性能降低、强度降低。即与不包含必须添加元素相比，具有高耐腐蚀性能，能够进一步高强度化，并且能够改善通过向管轴方向的拉伸加工产生的管轴方向压缩屈服强度的降低。
另外，通过将向管轴方向的拉伸加工温度设为不包括460～480℃的150～600℃进行拉伸加工，从而除了与前述的热处理相同的效果之外，还可得到由加工中的材料的软化带来的加工负荷的降低效果。
拉伸加工时的加工温度和热处理时的加热温度的上限需要是基于加工的位错强化不会消失的温度，可以应用到600℃以下。另外，作为铁素体相的脆化温度的460～480℃的加工除了会导致由管的脆化引起的产品特性的劣化之外，还会导致加工中的破裂，因此应避免该现象。
若热处理时的加热温度、拉伸加工时的加工温度小于150℃，则成为产生急剧的屈服强度降低的温度区域。另外，为了得到充分的加工负荷减少效果，需要为150℃以上。优选地，为了避免加热冷却时的脆化相通过，设为350～450℃。
(2)向管周方向的弯曲-回弯加工
也可以使用利用基于向管轴方向的弯曲-回弯加工的位错强化的管的高强度化。基于附图，对本加工方法进行说明。该方法中，基于轧制带来的形变与向管轴长边方向产生的冷拔轧制、皮尔格式冷轧加工不同，如图4所示，形变通过由管的扁平带来的弯曲加工后(第一次的扁平加工)、再次返回到正圆时的回弯加工(第二次的扁平加工)而给予。该方法中，利用弯曲-回弯的反复、弯曲量的变化，调整形变量，但给予的形变是不会改变加工前后的形状的弯曲-回弯形变。并且，几乎不会产生向管轴方向的形变，由向管周方向和管壁厚方向给予的形变带来的位错强化进行高强度化，因此能够抑制向管轴方向的包辛格效应。即，如冷拔轧制、皮尔格式冷轧那样不会产生管轴压缩强度的降低，或者降低较少，因此能够提高螺纹紧固部的设计自由度。向管周方向的弯曲-回弯加工无法如冷拔轧制、皮尔格式冷轧那样给予大的外径、壁厚变化，但在特别是要求相对于管轴方向的拉伸变形的管周方向的压缩变形的强度各向异性的降低的情况下很有效。
应予说明，图4的(a)、(b)是将工具接触部设为两个部位的情况的剖视图，图4的(c)是将工具接触部设为3个部位的情况的剖视图。另外，图4的粗箭头是对钢管进行偏平加工时的施加力的方向。如图4所示，在进行第二次偏平加工时，工具与不实施第一次偏平加工的部位接触的方式，以使钢管旋转的方式转动工具，或者进行错开工具的位置等的步骤即可(图4中的斜线部表示第一次的扁平部位。)。
如图4所示，通过将向使钢管扁平的管周方向的弯曲-回弯加工向管的周向整体间歇地或者连续地给予，从而在钢管的曲率的最大值附近，施加由弯曲带来的形变，朝向钢管的曲率的最小值，施加由回弯带来的形变。其结果是积蓄了由钢管的强度提高(位错强化)所需的弯曲-回弯变形带来的形变。另外，在使用该加工形态的情况下，其特征在于是，与压缩管的壁厚、外径进行的加工形态不同，不需要大量的动力，由于是基于偏平的变形，因此将加工前后的形状变化限制到最小限，并且能够进行加工。
对于图4的钢管的扁平中使用的工具形状，可以使用辊，如果在钢管周向配置了2个以上的辊间使钢管扁平并旋转，则能够给予由容易地反复弯曲-回弯变形带来的形变。进一步使辊的旋转轴相对于管的旋转轴在90°以内倾斜，则钢管在承受偏平加工的同时沿着管旋转轴向进行，因此能够容易地进行加工的连续化。另外，使用该辊连续地进行的加工例如相对于钢管的进行使扁平量变化的方式适宜地使辊的间隔变化，则能够容易地变更第一次、第二次的钢管的曲率(扁平量)。因此，通过使辊的间隔变化，能够变更中立线的移动路径，在壁厚方向使变形均质化。并且同样地，通过不止变更辊间隔，而且变更辊径而使扁平量变化，可得到相同的效果。另外，可以将这些方法组合。设备上虽然复杂，但如果将辊数设为三个以上，则能够抑制加工中的管的摇动，能够进行稳定的加工。
对于向管周方向的弯曲-回弯加工的加工温度可以是常温的。另一方面，如果加工温度为常温，则能够使N全部处于固溶的状态，因此从耐腐蚀性的观点考虑是优选的。如果加入必须添加元素，则即使在冷加工负荷高且加工困难的情况下也能够使加工温度上升并使材料软化，因此是有效的。加工温度的上限需要是基于加工的位错强化不会消失的温度，能够应用到600℃以下。另外，作为铁素体相的脆化温度的460～480℃下的加工除了会导致因管的脆化带来的产品特性的劣化，而且还会导致加工中的破裂，因此应避免。因此，在向管周方向的弯曲-回弯加工的情况下，加工温度优选为不包括460～480℃的600℃以下。更优选为为了避免节能和加热冷却时的脆化相通过，将上限设为450℃。另外，在规定的加工温度下进行弯曲-回弯加工也具有降低少许加工后的管的强度各向异性的效果，因此强度各向异性成为问题的情况也是有效的。
在利用于位错强化的上述(1)或(2)的加工后，本发明中可以进一步进行热处理。如果以满足式(1)的方式加入必须添加元素则通过与添加元素的微细析出物来提高强度，伴随于此，能够控制固溶N量，因此不产生因热处理带来的耐腐蚀性降低、强度降低，在维持这些特性的基础上，也能够改善强度各向异性。如果热处理的加热温度小于150℃，则成为产生急剧的屈服强度降低的温度区域，因此加热温度优选为150℃以上。另外，加热温度的上限需要是基于加工的位错强化不消失的温度，能够应用到600℃以下。另一方面，作为铁素体相的脆化温度的460～480℃的热处理导致因管的脆化带来的产品特性的劣化，因此应避免。因此，在进一步进行热处理的情况下，优选在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。为了得到各向异性的改善效果，并且避免节能、加热冷却时的脆化相通过，更优选为350～450℃。加热后的冷却速度相当于空冷，也可以相当于水冷。
冷加工后，可以根据需要实施镀覆处理等的表面处理。
在本发明中，对于根据以上得到的不锈钢管，可以以将螺纹接头部的管轴截面(与管轴方向平行的截面)的、由螺纹谷底面和侧面形成的角部R的曲率半径设为0.2mm以上的方式，设计外螺纹和内螺纹即可。螺纹形状可以使用切削、滚轧设计即可，为了稳定地得到角部R的形状优选为切削。为了作为螺纹接头，进一步提高性能，优选采用不仅具备螺纹部而且具备金属接触密封部和力矩轴肩部的特殊螺纹。本发明的不锈钢无缝钢管如果通过具有在管轴方向高的压缩屈服强度，从而如果轴肩部截面积为销坯管截面积的25％以上，则能够发挥作为接头没有问题的功能。
为了实现高力矩性(不变形的力矩值变高，给予更高的紧固力矩)，将作为图3所示的销前端的无螺纹部的头部长度设为0.2英寸～0.5英寸，可以将从管端起的密封点位置设为x时的相对于头部长度L的比x/L设为0.01～0.1。另一方面，为了实现气密性高的金属接触密封部，可以将作为销前端的无螺纹部的头部长度设为0.3英寸～1.0英寸，将从管端起的密封点位置设为x时的相对于头部长度L的比x/L设为0.2～0.5。
根据以上的制造方法，可以得到本发明的不锈钢管。
实施例1
以下，给予实施例对本发明进行说明。固溶体化热处理后的双相不锈钢的特性均匀化，因此即使是由板形状的钢坯材成型和焊接得到的钢管，或是由圆钢坯制造的无缝钢管，也没有大的差异。因此，本实施例中冷加工前的坯管利用无缝钢管。
利用真空熔解炉熔炼表2所示的A～AK的化学成分，其后向φ60mm的圆钢坯进行热轧。
Figure BDA0003809591440000241
热轧后，圆钢坯再次向加热炉插入，在1200℃以上的高温下保持后，利用满乃斯曼式穿孔轧制机向外径φ70mm、内径58mm(壁厚6mm)的无缝坯管热成型。热成型后的各成分的坯管在铁素体相与奥氏体相的分率为适宜的双相状态的温度下实施固溶体化热处理，进行用于高强度化的加工。加工方法如表3所示进行作为向管轴方向的拉伸加工之一的拉拔轧制和弯曲-回弯加工这两种。应予说明，拔轧或弯曲-回弯加工后，切出一部分，针对测定面积1.5mm2进行结晶方位解析，求出bcc(铁素体相)相对于组织整体的比例，确认铁素体相和奥氏体相的适宜的双相分率状态。
并且，对于与管轴方向平行的管截面的壁厚方向，进行基于EBSD的结晶方位解析，测定由结晶方位角度15°划分的奥氏体晶粒的纵横比。测定面积为1.2mm×1.2mm，测定假设为正圆时的粒径为10μm以上的奥氏体晶粒纵横比。
应予说明，拉拔轧制中在3～20％的范围进行壁厚压下，在外周长减少3～20％的条件下进行。弯曲-回弯加工准备在管外圆周上以120°间距配置三个圆柱形状辊的轧制机(图4的(c))，在使辊间隔比管外径小10～15％的状态下夹住管外周，使管旋转进行。另外，分别在一部分的条件下进行300～630℃的温热加工。另外，在各冷加工、温加工后，在一部分的条件下作为低温热处理进行300～630℃的热处理。
得到的钢管测定管轴长边方向的拉伸、压缩屈服强度和管周方向压缩屈服强度，测定作为油井·气井用钢管的强度等级的管轴方向拉伸屈服强度、强度各向异性的评价作为管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度、以及管周方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度。
并且，在氯化物、硫化物环境下实施应力腐蚀试验。腐蚀环境在将模拟了采掘中的油井的水溶液(在20％NaCl+0.5％CH3COOH+CH3COONa的水溶液中以0.01～0.10MPa的压力添加H2S气体，并将pH调整为3.0，试验温度25℃)。应力以向管轴长边方向能够赋予应力的方式切出壁厚5mm的4点弯曲试验片，对管轴方向拉伸屈服强度，赋予90％的应力，并浸渍于腐蚀水液。腐蚀状况的评价在应力赋予状态下在腐蚀水溶液中浸渍720hr，其后，将在取出立即赋予应力的面没有裂缝的情况评价为○，将认为没有达到破裂但产生了裂缝的情况评价为“裂纹”，将裂缝延展并破裂的情况评价为“破裂”。
并且，在得到的不锈钢管的端部通过机械加工形成角形的螺纹部，在用螺纹紧固二根钢管后，根据钢管的轴向拉伸屈服强度，使两管端偏芯3～10％偏芯的状态下进行旋转的螺纹部的疲劳试验。另外，对得到的不锈钢管的端部，通过机械加工形成梯形的螺纹部和三角的螺纹部，用螺纹将二根钢管紧固或者经由耦合紧固后，根据钢管的轴向拉伸屈服强度，在使两管端偏芯3～10％的状态下进行旋转的螺纹部的疲劳试验。应予说明，对于螺纹部，通过使作为应力集中部的销螺纹底的承载牙侧和插入牙侧的角部的曲率半径R、耦合螺纹底的承载牙侧和插入牙侧的角部的曲率半径R的值以相同的值变化，来调查应力集中部的疲劳裂纹、由疲劳裂纹的进展带来的螺纹牙的破裂有无。将没有因疲劳产生裂纹的情况评价为“ο”，将虽然导致破裂但在角部R确认有疲劳裂纹的情况评价为“裂纹”，将导致螺纹牙的破裂的情况评价为“破裂”。
将制造条件和评价结果示于表3。应予说明，在此示出了记载的加工方法、加工次数(道次)以及加工温度是在对热轧后的钢管进行热处理后，进一步用于得到强度的加工，具体而言是指拉拔轧制、弯曲-回弯加工。
表3
Figure BDA0003809591440000261
下划线在发明范围外
※对于No.56，由于是铁素体相单体，因此无法测定奥氏体相的纵横比。因此，记载为x
根据表3的结果可知，本发明例的耐腐蚀性均优异，并且管轴方向的拉伸强度优异，另外，管轴方向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差少，螺纹部的疲劳特性优异。另一方面，比较例不满足耐腐蚀性或管轴方向的拉伸屈服强度、或者压缩屈服强度之比、疲劳特性中的某一特性不满足合格基准。
实施例2
接着在特殊螺纹中进行力矩轴肩部的设计的评价。如表4所示，在外径Φ88.9mm、壁厚t6.5mm、拉伸强度689MPa的销和与其对应的耦合构成的螺纹接头(特殊螺纹)中，实施紧固试验(屈服(Yield)力矩评价试验)。
具体而言可知，如果轴肩部的截面积小于销未加工部截面积的20％，则以紧固力矩3000N·m计产生了屈服(Yield)。因此可知，轴肩部的截面积如果为销未加工部截面积的20％以上，则屈服(Yield)成为4000N·m以上，能够确保充分高的力矩，可将其紧固。该值在以往的耐压缩强度低的双相不锈钢中需要为25％以上，因此，本发明的双相不锈钢的、轴肩部的截面积能够确认销未加工部截面积的20％以上同等的力矩的优位性。将结果示于表4。
另外，作为第2高性能的螺纹接头，可举出具有ISO13679：2019的密封试验中能够合格的高密封性的螺纹接头的实现。因此，如表5所示，在由外径Φ88.9mm、壁厚t6.5mm、拉伸强度689MPa的销和与其对应的耦合构成的螺纹接头(特殊螺纹)、外径Φ244.5mm、壁厚t13.8mm的销和与其对应的耦合构成的螺纹接头(特殊螺纹)中，实施密封试验。
Figure BDA0003809591440000281
Figure BDA0003809591440000291
根据表4、表5的结果可知，通过本发明的不锈钢管的应用，即使以更低的轴肩截面积，也能够实现可紧固的螺纹接头。该特征能够增加螺纹接头设计的自由度，能够实现以下两种高性能的螺纹接头。
首先作为第1高性能的螺纹接头，可举出即使应用高紧固力矩也能够确保密封性能的高力矩螺纹接头。通过将本发明的耐压缩强度高的不锈钢无缝钢管应用于螺纹接头，从而可得到高力矩性。并且通过螺纹接头的设计的合理化，能够进一步实现高力矩。具体而言，将作为销前端的无螺纹部的头部长度设为0.2英寸～0.5英寸，将从管端起的密封点位置设为x时的相对于头部长度L的比x/L设为0.01～0.1。
另外，根据密封试验的结果，为了实现气密性高的金属接触密封部，可以将作为销前端的无螺纹部的头部长度设为0.3英寸～1.0英寸，将从管端起的密封点位置设为x时的相对于头部长度L的比x/L设为0.2～0.5。如上述那样如果延长头部长度并将密封点远离管端，则轴肩部的截面积变小，以往材料中，成为产生屈服(Yield)的问题的截面积，不可设计的可能性高。薄壁中该问题很显著，在壁厚6.5mm中不可实现。在本发明的不锈钢无缝钢管中，由于耐压缩强度高，因此如果将轴肩部的截面积确保在20％以上，则能够避免屈服(Yield)的问题，能够兼得轴肩部的截面积确保和高密封性的外观设计。如表5所示，在管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85以上时，可确认在ISO13679：2019的试验载荷中压缩率85％为以上密封试验合格。

Claims (14)

1.一种不锈钢管，具有如下的成分组成：
以质量％计含有C：0.005～0.08％、Si：0.01～1.0％、Mn：0.01～10.0％、Cr：20～35％、Ni：1.0～15.0％、Mo：0.5～6.0％、N：0.150以上且小于0.400％，并且进一步含有选自Ti：0.0001～0.3％、Al：0.0001～0.3％、V：0.005～1.5％、Nb：0.005以上且小于1.5％中的1种或者2种以上，剩余部分由Fe及不可避免的杂质构成，
并且以满足下述式(1)的方式含有N、Ti、Al、V、Nb，
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)……(1)
其中，N、Ti、Al、V、Nb为各元素的以质量％计含量，不含有的情况下为0％，
并且，管轴方向的拉伸屈服强度为757MPa以上，
管轴方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85～1.15，
并且，具有如下的组织：具有以体积分率计为20～80％的铁素体相和剩余部分为奥氏体相，
并且，在至少一方的管端部具备外螺纹或内螺纹的紧固部，所述紧固部的管轴截面的、由螺纹谷底面和压力侧侧面形成的角部R的曲率半径为0.2mm以上。
2.根据权利要求1所述的不锈钢管，其中，管周方向压缩屈服强度/管轴方向拉伸屈服强度为0.85以上。
3.根据权利要求1或2所述的不锈钢管，其中，进一步以质量％计含有选自W：6.0％以下、Cu：4.0％以下中的1种或2种。
4.根据权利要求1～3中任一项所述的不锈钢管，其中，进一步以质量％计含有选自B：0.010％以下、Zr：0.10％以下、Ca：0.010％以下、Ta：0.3％以下、REM：0.10％以下、Mg：0.10％以下中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的不锈钢管，其中，进一步以质量％计含有选自Sn：0.30％以下、Sb：0.30％以下、Ag：0.30％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1～5中任一项所述的不锈钢管，其中，所述不锈钢管为无缝钢管。
7.根据权利要求1～6中任一项所述的不锈钢管，其中，所述角部R的曲率半径为0.3mm以上。
8.根据权利要求7所述的不锈钢管，其中，在所述紧固部具备金属接触密封部和力矩轴肩部。
9.一种不锈钢管的制造方法，是权利要求1～8中任一项所述的不锈钢管的制造方法，其中，进行向管轴方向的拉伸加工，其后，在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。
10.一种不锈钢管的制造方法，是权利要求1～8中任一项所述的不锈钢管的制造方法，在不包括460～480℃的150～600℃的加工温度下进行向管轴方向的拉伸加工。
11.根据权利要求10所述的不锈钢管的制造方法，其中，在所述拉伸加工后，进一步在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。
12.一种不锈钢管的制造方法，是权利要求1～8中任一项所述的不锈钢管的制造方法，进行管周方向的弯曲-回弯加工。
13.根据权利要求12所述的不锈钢管的制造方法，其中，所述管周方向的弯曲-回弯加工的加工温度是不包括460～480℃的600℃以下。
14.根据权利要求12或13所述的不锈钢管的制造方法，其中，所述弯曲-回弯加工后，进一步在不包括460～480℃的150～600℃的加热温度下进行热处理。
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