JP5137048B2 - オーステナイト系合金管及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、合金管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、オーステナイト系合金管及びその製造方法に関する。

油井やガス井（本明細書において、油井及びガス井を総称して「油井」と呼ぶ）には、油井管が利用される。油井は腐食環境を有する。そのため、油井管は耐食性を求められる。オーステナイト系ステンレス鋼に代表されるオーステナイト系合金は、優れた耐食性を有する。したがって、オーステナイト系合金管は、油井管に利用される。

油井管の種類には、ケーシングとチュービングとがある。ケーシングは、坑井に挿入される。ケーシングと坑壁との間にセメントが充填され、ケーシングは坑内に固定される。チュービングはケーシング内に挿入され、油やガスといった生産流体を通す。

油井管は耐食性とともに、高い強度も要求される。油井管の強度グレードは一般的に、管軸方向の引張降伏強度で定義される。油井管の需要者は、掘削の対象となる井戸の環境（地層圧力、生産流体の温度及び圧力）を試掘や地質調査から割り出し、耐用可能な強度グレードの油井管を選択する。

しかしながら、Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｘｔｕｒｅ ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｎ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｆｏｒ ＣＲＡ’ｓ、Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ ９２ Ｔｈｅ ＮＡＣＥ Ａｎｎｕａｌ Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ ａｎｄ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｓｈｏｗ Ｐａｐｅｒ Ｎｏ．５８には、冷間加工された耐食性合金管において、管軸方向の圧縮降伏強度が、管軸方向の引張降伏強度よりも小さくなる点が記載されている。上述のとおり、油井管の強度グレードは一般的に、引張降伏強度で定義されている。したがって、圧縮降伏強度と引張降伏強度との差は小さい方が好ましい。

特開平１０−８０７１５号公報及び特開平１１−５７８４２号公報は、管軸方向の圧縮降伏強度を高める製造方法を提案する。

特開平１０−８０７１５号公報に開示された鋼管の製造方法は、冷間加工時の外径加工度と肉厚加工度との比Ｑ（Ｑ＝Ｒ_Ｔ／Ｒ_Ｄ：Ｒ_Ｔは肉厚減面率、Ｒ_Ｄは外径減面率）を１．５以下に調整する。これにより、管軸方向の圧縮強度に優れた鋼管が得られると記載されている。具体的には、鋼管の管軸方向の圧縮強度が引張強度（０．２％耐力）の８０％以上になると記載されている。

特開平１１−５７８４２号公報に開示された鋼管の製造方法は、冷間加工された鋼管に対して２００〜４００℃で熱処理を実施する。本特許文献では、熱処理により、冷間加工により鋼中に導入された転位が再配列するため、管軸方向の圧縮強度が高まると記載されている。具体的には、本特許文献の製造方法により、鋼管の管軸方向の圧縮強度が引張強度（０．２％耐力）の８０％以上になると記載されている。

しかしながら、オーステナイト系合金管を油井管として使用する場合、油井管の使用環境に応じて、油井管に負荷される応力の分布は変化する。したがって、上述の特許文献に記載された製造方法により管軸方向の圧縮降伏強度を高めた油井管を使用しても、油井管の使用環境によっては、管軸以外の方向から負荷される応力が大きい場合がある。したがって、これらの応力に対しても油井管が耐用可能である方が好ましい。さらに、上述の特許文献の製造方法では、オーステナイト系合金管の管軸方向の圧縮降伏強度と引張降伏強度との差を十分に小さくできない場合もある。

本発明の目的は、使用環境に応じて異なる応力分布が負荷されても耐用可能なオーステナイト系合金管を提供することである。

本発明によるオーステナイト系合金管は、６８９．１ＭＰａ以上の降伏強度を有する。合金管の管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ（ＭＰａ）、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ（ＭＰａ）、合金管の管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴ（ＭＰａ）及び管周方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣ（ＭＰａ）は、式（１）〜式（４）を満たす。
０．９０≦ＹＳ_ＬＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （１）
０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＣＴ≦１．１１ （２）
０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （３）
０．９０≦ＹＳ_ＣＴ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （４）

本発明によるオーステナイト系合金管は、式（１）〜式（４）を満たすため、降伏強度の異方性が小さい。したがって、本発明によるオーステナイト系合金管は、使用環境によって異なる応力分布が負荷されても、耐用し得る。

上述のオーステナイト系合金管は、質量％で、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％以下及びＣｕ：３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有してもよい。

上述のオーステナイト系合金管は、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：．０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及び希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。

好ましくは、上述のオーステナイト系合金管は、冷間加工された後、矯正機による矯正加工及び３００〜５５０℃での低温熱処理を実施されることにより製造される。

好ましくは、上述のオーステナイト系合金管は、矯正加工された後、低温熱処理されて製造される。

本発明によるオーステナイト系合金の製造方法は、オーステナイト系合金素管を製造する工程と、素管を冷間加工する工程と、冷間加工された素管を矯正機により矯正し、かつ、素管を３００〜５５０℃で低温熱処理することにより、６８９．１ＭＰａの降伏強度を有し、管軸方向の引張強度ＹＳ_ＬＴ（ＭＰａ）、管軸方向の圧縮強度ＹＳ_ＬＣ（ＭＰａ）、管周方向の引張強度ＹＳ_ＣＴ（ＭＰａ）及び管周方向の圧縮強度ＹＳ_ＣＣ（ＭＰａ）とが、式（１）〜式（４）を満たすオーステナイト系合金管を製造する工程とを備える。

本発明により製造されるオーステナイト系合金管は、降伏強度の異方性が小さいため、使用環境によって異なる応力分布が負荷されても、耐用し得る。

図１は、油井及び油井管の模式図である。 図２は、図１中の油井管の断面図である。 図３は、図２と異なる、図１中の油井管の他の断面図である。 図４は、合金管の冷間加工を説明するための模式図である。 図５は、図４中の合金管の結晶粒内での転位の挙動を説明するための模式図である。 図６は、冷間加工後の合金管に対して圧縮荷重を負荷した場合の結晶粒内の転位の挙動を説明するための模式図である。 図７は、冷間加工後の合金管に対して、矯正加工を実施した場合の結晶粒内の転位の挙動を説明するための模式図である。 図８は、低温熱処理の熱処理温度と、管軸方向の引張降伏強度及び圧縮降伏強度との関係を示す図である。 図９は、矯正機の模式図である。 図１０は、図９に示す矯正機のスタンドの正面図である。

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。

本発明者らは、種々の検討及び調査を実施することにより、以下の知見を得た。

ケーシングやチュービングとして利用される油井管は、管軸方向に引張荷重及び圧縮荷重を受ける。図１は、油井及び油井管の模式図である。図１を参照して、油井管１０１は、地層１００内に挿入される。油井管１０１の下端は、油井１０２内に配置される。このとき、油井管１０１は、自重により、管軸方向に引張荷重を受ける。さらに、油井管１０１内に生産流体１０３が通る。生産流体１０３は高温であるため、油井管１０１は熱膨張する。通常、油井管１０１の上端及び下端は固定されている。したがって、油井管１０１が生産流体１０３を通すとき、油井管１０１は管軸方向に圧縮荷重を受ける。以上より、油井管は、管軸方向に引張荷重及び圧縮荷重を受ける。

油井管はさらに、耐内圧性及び耐外圧性も要求される。図２は、図１中の油井管１０１の断面図である。図２を参照して、油井管１０１が内部に生産流体１０３を通すとき、生産流体１０３により、油井管１０１に内圧ＰＩが負荷される。内圧ＰＩにより、油井管１０１の管周方向には、引張荷重ＦＴが負荷される。さらに、管周方向の引張荷重ＦＴに起因して、管軸方向に圧縮荷重が負荷される。

同様に、図３を参照して、油井管１０１がケーシングである場合、油井管１０１の外面に、外圧である地層圧ＰＯが負荷される。地層圧ＰＯにより、油井管１０１の管周方向には、圧縮荷重ＦＩが負荷される。そして、管周方向の圧縮荷重ＦＩに起因して、管軸方向に引張荷重が負荷される。

このような応力分布は、油井管の配置場所によっても変化する。たとえば、掘削時において、チュービングは管軸周りを回転しながら地中内を掘り進む。このとき、チュービングの最先端部分は、管軸方向に引張荷重及び圧縮荷重を繰り返し受ける。また、地表近傍に配置された油井管は、管軸方向に引張荷重を負荷され、大きな内圧も受ける。

したがって、油井管として使用されるオーステナイト系合金管には、管軸方向の降伏強度のバランスが求められるだけでなく、耐内圧性及び耐外圧性も求められる。

オーステナイト系合金管がこれらの特性を得るためには、合金管の管軸方向及び管周方向の引張降伏強度及び圧縮降伏強度の異方性を小さくすればよい。

異方性を小さくするために、冷間加工後の合金管に対して、傾斜ロール式矯正機により矯正加工を実施し、かつ、３００〜５５０℃で低温熱処理を実施する。矯正加工及び低温熱処理を実施することにより、製造されたオーステナイト系合金管の降伏強度の異方性は小さくなる。具体的には、合金管の管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ（ＭＰａ）、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ（ＭＰａ）、合金管の管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴ（ＭＰａ）及び管周方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣ（ＭＰａ）とは、式（１）〜式（４）を満たす。
０．９０≦ＹＳ_ＬＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （１）
０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＣＴ≦１．１１ （２）
０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （３）
０．９０≦ＹＳ_ＣＴ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （４）

傾斜ロール式矯正機による矯正加工及び低温熱処理を実施することにより、オーステナイト系合金管の降伏強度の異方性が小さくなる理由は、以下のとおり推定される。

冷間加工は、合金管を縮径しながら軸方向に延伸する。したがって、冷間加工は、合金管の軸方向に引張ひずみを導入し、かつ、周方向に圧縮歪みを導入する。図４に示すように、合金管１内の任意の結晶粒１０に注目する。冷間加工が実施されると、合金管１の管軸方向に引張荷重ＦＴが付与される。その結果、図５に示すとおり、すべり系１１で複数の転位１２が発生する。転位１２は、すべり系１１内で図５に示す方向Ｘ１に移動し、粒界ＧＢ近傍で堆積する。堆積した転位１２間には斥力ＲＦが働く。

次に、冷間加工まま（Ａｓ Ｃｏｌｄ Ｗｏｒｋｅｄ）の合金管１の管軸方向に圧縮荷重ＦＩを負荷する。この場合、図６に示すとおり、転位１２は、圧縮荷重ＦＩに基づく負荷応力σ_ＦＩに加えて、斥力ＲＦを利用して、すべり系１１のうち、方向Ｘ１と反対の方向Ｘ２に移動する。この場合、真の降伏応力σｔは、以下の式で定義される。
σｔ＝σ_ＦＩ＋ＲＦ

したがって、冷間加工により予め導入された反力ＲＦにより、真の降伏応力σｔよりも低い負荷応力σ_ＦＩで転位１２が活動し始める。要するに、冷間加工によりバウシンガ効果が発生し、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣが低下する。

傾斜ロール式矯正機による矯正加工は、バウシンガ効果を抑制し、オーステナイト系合金管の管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣを高める。その理由は定かではないが、以下のとおり推定される。

傾斜ロール式矯正機による矯正加工では、合金管１は傾斜ロールに挟まれ、管軸周りを回転しながら前進する。このとき、合金管１は、傾斜ロールにより、冷間加工と異なる方向から（主として径方向から）外力を受ける。そのため、矯正加工では、図７に示すとおり、外力ＦＯにより、冷間加工により導入されたすべり系１１と異なるすべり系１３で転位１４が発生し、活動する。

矯正加工により導入された転位１４は、転位１２に対して林立転位として機能する。さらに、転位１２及び１４は互いに交差し、切り合う。その結果、キンク部やジョグ部を有する転位１２及び転位１４が生成される。キンク部やジョグ部は、その他の転位部分と異なるすべり面に形成される。したがって、キンク部やジョグ部を有する転位１２及び１４の移動は制限される。その結果、図６のように圧縮荷重ＦＩが負荷されても、転位１２は移動しにくく、圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣの低下が抑制される。

さらに、３００〜５５０℃の低温熱処理を実施すれば、冷間加工されたオーステナイト系合金管の管軸方向及び管周方向の降伏強度の異方性が小さくなる。その理由は以下のとおり推定される。

本発明によるオーステナイト系合金管は、炭素（Ｃ）及び窒素（Ｎ）を含有する。これらの元素は、ＦｅやＮｉ等の元素と比較してサイズが小さい。したがって、Ｃ及びＮは低温熱処理により合金中で拡散し、転位芯の近傍に固着する。転位芯近傍に固着したＣやＮは、コットレル効果により、転位の活動を妨げる。

図８は、オーステナイト系合金管の管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ及び圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣと、熱処理温度（℃）との関係を示す図である。図８は以下の方法により得られた。

後述する表１中の合金Ａの化学組成を有するビレットを熱間加工して素管を製造した。素管に対して冷間引抜を実施した。このときの断面減少率は２４％であった。ここでいう断面減少率は、以下の式（Ｉ）で定義された。
断面減少率＝（冷間加工前の素管の断面積−冷間加工後の素管の断面積）／冷間加工前の素管の断面積×１００ （Ｉ）

冷間加工後の合金管に対して、種々の熱処理温度で低温熱処理を実施した。均熱時間は１０分であった。熱処理後、合金管から引張試験片及び圧縮試験片を採取した。試験片の寸法は、ＡＳＴＭ−Ｅ８及びＡＳＴＭ−Ｅ９に準拠した。採取した試験片を用いて、常温（２５℃）大気中において、引張試験及び圧縮試験を実施し、管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ（ＭＰａ）及び圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ（ＭＰａ）を求め、図８を得た。

図８中の「◆」は管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴを示し、「■」は管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣを示す。図８を参照して、低温熱処理を実施すれば、管軸方向の圧縮降伏応力ＹＳ_ＬＣはコットレル効果により上昇する。一方、管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴは、５５０℃以下ではほぼ一定である。

以上の結果より、３００〜５５０℃の範囲で低温熱処理を実施すれば、熱処理前の加工処理（本例では冷間加工）により導入された転位がコットレル効果により活動しにくくなると推定される。したがって、低温熱処理は、バウシンガ効果による降伏強度の低下を抑制する。

以上のとおり、矯正加工と低温熱処理とを実施することにより、冷間加工時に発生するバウシンガ効果に起因する降伏強度の低下を抑制できる。具体的には、図７に示すとおり、矯正加工により、冷間加工時のすべり系１１と異なるすべり系１３に転位１４を生成し、転位１２の活動を阻害する。さらに、低温熱処理により、Ｃ、Ｎを転位芯近傍に固着し、転位の活動を妨げる。以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明によるオーステナイト系合金管を詳述する。

本実施の形態による合金管は、オーステナイト系合金管である。オーステナイト系合金は、その微細組織が実質的にオーステナイトからなる。具体的には、オーステナイト系合金の微細組織は、オーステナイトと、介在物及び／又は析出物とからなる。

好ましくは、オーステナイト系合金管は、以下の化学組成を有する。

［オーステナイト系合金管の好ましい化学組成］

Ｃ：０．０３％以下
炭素（Ｃ）は、合金の強度を高める。しかしながら、Ｃが過剰に含有されれば、結晶粒界にＣｒ炭化物を形成する。Ｃｒ炭化物は、粒界での合金の割れ感受性を増大する。したがって、Ｃ含有量は０．０３％以下である。好ましいＣ含有量は、０．０３％未満であり、さらに好ましくは、０．０２％以下である。好ましいＣ含有量の下限は、０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。

Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉ：シリコン（Ｓｉ）は、選択元素である。つまり、Ｓｉは含有されなくてもよい。Ｓｉは合金を脱酸する。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有されれば、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．０％以下である。好ましいＳｉ含有量は、１．０％未満である。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．５％であり、さらに好ましくは、０．４％である。好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは、０．１０％である。

Ｍｎ：０．３〜５．０％
マンガン（Ｍｎ）は、合金を脱酸する。Ｍｎはまた、オーステナイト形成元素であり、オーステナイト相を安定化する。Ｍｎはさらに、Ｎの合金中への溶解度を高める。そのため、Ｍｎは特に、合金の強度を高めるためにＮ含有量を多くしたとき、表面近傍にピンホールが発生するのを抑制する。しかしながら、Ｍｎが過剰に含有されれば、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、０．３〜５．０％である。好ましいＭｎ含有量は、０．３％よりも高く５．０％未満である。好ましいＭｎ含有量の上限は、３．０％であり、さらに好ましくは、１．０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は、０．４％である。

Ｎｉ：２３〜５２％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、オーステナイト相を安定化する。Ｎｉはさらに、合金の表面にＮｉ硫化物皮膜を形成し、合金の耐硫化物腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）を高める。しかしながら、Ｎｉが過剰に含有されれば、その効果は飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は２３〜５２％である。好ましいＮｉ含有量は、２３％よりも高く５２％未満である。好ましいＮｉ含有量の上限は、５０％であり、さらに好ましくは４０％である。好ましいＮｉ含有量の下限は、２５％であり、さらに好ましくは、２９％である。

Ｃｒ：２０〜３０％
クロム（Ｃｒ）は、Ｎｉとの共存下において、耐ＳＳＣ性を高める。Ｃｒはさらに、固溶強化により合金の強度を高める。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、さらに、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は２０〜３０％である。好ましいＣｒ含有量は、２０％よりも高く、３０％未満である。好ましいＣｒ含有量の上限は、２７％であり、さらに好ましくは、２６％である。好ましいＣｒ含有量の下限は、２３％であり、さらに好ましくは、２４％である。

Ｍｏ：９％以下
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。したがって、Ｍｏは含有されなくてもよい。Ｍｏは、Ｃｒ及びＮｉとの共存下において、合金の耐ＳＣＣ性を高める。Ｍｏはさらに、固溶強化により合金の強度を高める。しかしながら、Ｍｏが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、さらに、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は９％以下である。好ましいＭｏ含有量は９％未満である。さらに好ましいＭｏ含有量の上限は、４％である。好ましいＭｏ含有量の下限は０．０１％であり、さらに好ましくは、１．５％である。

Ｃｕ：３％以下
銅（Ｃｕ）は選択元素である。したがって、Ｃｕは含有されなくてもよい。Ｃｕは、硫化水素環境下において、合金の耐ＳＳＣ性を高める。しかしながら、Ｃｕが過剰に含有されれば、その効果は飽和し、さらに、熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は３％以下である。好ましいＣｕ含有量は、３％未満である。さらに好ましいＣｕ含有量の上限は、２％である。好ましいＣｕ含有量の下限は、０．１％であり、さらに好ましくは、０．５％である。

Ｎ：０．００５〜０．５０％
窒素（Ｎ）は、固溶強化により合金の強度を高める。本発明によるオーステナイト系合金管では、耐食性を高めるために、上述のとおりＣ含有量が抑制される。したがって、Ｃに代えてＮを多く含有することにより、合金の強度を高める。Ｎを含有して固溶化熱処理を実施すれば、高強度を有する合金管が得られる。高強度を有する合金管を利用すれば、低加工度の冷間加工であっても、冷間加工後の合金管に所望の強度が得られる。しかしながら、Ｎが過剰に含有されれば、合金の凝固時に表面近傍にピンホールが発生しやすくなる。さらに、Ｎは合金の熱間加工性を低下する。したがって、Ｎ含有量は、０．００５〜０．５０％である。好ましいＮ含有量は、０．００５％よりも高く０．５０％未満である。好ましいＮ含有量の上限は、０．３０％であり、さらに好ましくは、０．２２％である。好ましいＮ含有量の下限は、０．０５％であり、さらに好ましくは、０．０６％であり、さらに好ましくは、０．１６％である。

本発明によるオーステナイト系合金管はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ、Ｍｇ及び希土類元素（ＲＥＭ）からなる群から選択される１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、合金の熱間加工性を高める。

Ｃａ：０．０１％以下
カルシウム（Ｃａ）は、選択元素である。Ｃａは、Ｓを硫化物として固着し、合金の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｃａが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が形成され、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．０１％以下である。好ましいＣａ含有量は、０．０１％未満である。好ましいＣａ含有量の下限は、０．０００５％である。

Ｍｇ：０．０１％以下
マグネシウム（Ｍｇ）は、選択元素である。Ｍｇは、Ｃａと同様に、Ｓを硫化物として固着して、合金の熱間加工性を高める。しかしながら、Ｍｇが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が形成され、合金の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０．０１％以下である。好ましいＭｇ含有量は、０．０１％未満である。好ましいＭｇ含有量の下限は、０．０００５％である。

希土類元素（ＲＥＭ）：０．２０％以下
希土類元素（ＲＥＭ）は、選択元素である。ＲＥＭは、Ｃａ及びＭｇと同様に、Ｓを硫化物として固着して、合金の熱間加工性を高める。しかしながら、ＲＥＭが過剰に含有されれば、粗大な酸化物が形成され、合金の熱間加工性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０．２０％以下である。

ＲＥＭは、ランタノイドの１５元素、イットリウム（Ｙ）及びスカンジウム（Ｓｃ）の１７元素の総称である。本発明によるオーステナイト系合金管は、これらの１７元素のうちの１種又は２種以上のＲＥＭを含有してよい。上述のＲＥＭ含有量は、これらの１７元素のうちの１種又は２種以上の合計含有量を意味する。添加方法としては、ＲＥＭを１種又は２種以上添加してもよいし、工業的にはミッシュメタルとして添加してもよい。

好ましいＲＥＭ含有量は、０．２０％未満である。好ましいＲＥＭ含有量の下限は、０．００１％以上である。

本発明によるオーステナイト系合金管の化学組成の残部はＦｅ及び不純物からなる。ここでいう不純物は、合金の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。好ましくは、不純物のうち、Ｐ、Ｓ及びＯの含有量は以下のとおり制限される。

Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、硫化水素環境下において、合金の応力腐食割れ感受性を高める。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。好ましいＰ含有量は、０．０３％以下であり、さらに好ましくは、０．０３％未満であり、さらに好ましくは、０．０２５％以下である。

Ｓ：０．０３％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、合金の熱間加工性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。好ましいＳ含有量は、０．０３％以下である。さらに好ましいＳ含有量は、０．０３％未満であり、さらに好ましくは、０．００５％以下である。

Ｏ：０．０１０％以下
酸素（Ｏ）は不純物である。Ｏは、合金の熱間加工性を低下する。したがって、Ｏ含有量は少ない方が好ましい。好ましいＯ含有量は、０．０１０％以下である。さらに好ましいＯ含有量は、０．０１０％未満である。

［製造方法］
本発明によるオーステナイト系合金管の製造方法の一例を説明する。

初めに、オーステナイト系合金を溶製して溶湯を製造する。合金の溶製は、電気炉や、Ａｒ−Ｏ_２混合ガス底吹き脱炭炉（ＡＯＤ炉）、真空脱炭炉（ＶＯＤ炉）等を利用できる。

溶湯を用いて鋳造材を製造する。鋳造材はたとえば、インゴットやスラブ、ブルームである。具体的には、造塊法によりインゴットを製造する。又は、連続鋳造法により、スラブやブルームを製造する。

鋳造材を熱間加工して丸ビレットを製造する。熱間加工はたとえば、熱間圧延や熱間鍛造である。製造された丸ビレットを熱間加工して、素管を製造する。具体的には、ユジーンセジュルネ法に代表される押出製管法により、丸ビレットから素管を製造する。又は、マンネスマン製管法により、丸ビレットから素管を製造する。

製造された素管に対して、冷間加工を実施する。オーステナイト系合金管の強度を高め、管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴを６８９．１ＭＰａ以上にするためである。

冷間加工には、冷間引抜と、ピルガー圧延に代表される冷間圧延とがある。本発明においては、冷間引抜及び冷間圧延のいずれを採用してもよい。冷間引抜は、冷間圧延と比較して、管軸方向に大きな引張ひずみを合金管に与える。冷間圧延は、素管の管軸方向だけでなく管周方向にも大きなひずみを与える。したがって、冷間圧延は、冷間引抜と比較して、素管の管周方向に大きな圧縮ひずみを与える。

冷間加工時の好ましい断面減少率は、１５．０％以上である。ここで、断面減少率は、式（Ｉ）で定義される。上述の断面減少率で冷間加工を実施すれば、引張降伏強度ＹＳ_ＬＴを６８９．１ＭＰａ以上にすることができる。好ましい断面減少率の下限は、２０．０％である。断面減少率が高すぎれば、合金管の真円度が低下する。したがって、冷間引抜の好ましい断面減少率の上限は５０．０％であり、冷間圧延の好ましい断面減少率の上限は８０．０％である。

熱間加工と冷間加工との間に、他の処理が実施されてもよい。たとえば、熱間加工された素管に対して、固溶化熱処理を実施する。固溶化熱処理後の素管に対してデスケーリングを実施してスケールを除去する。デスケーリング後の素管に対して、冷間加工を実施する。

さらに、冷間加工を複数回実施してもよい。冷間加工を複数回実施する場合、冷間加工と次の冷間加工との間に、軟化熱処理として固溶化熱処理を実施してもよい。冷間加工を複数回実施する場合、最終の冷間加工後の素管に対して、以降の工程を実施する。

冷間加工後の素管に対して、傾斜ロール式矯正機により矯正加工と、低温熱処理とを実施する。矯正加工及び低温熱処理のいずれを先に実施してもよい。つまり、冷間加工後に矯正加工を実施し、その後、低温熱処理を実施してもよい。冷間加工後に低温熱処理を実施し、その後、矯正加工を実施してもよい。また、矯正加工を複数回実施してもよいし、低温熱処理を複数回実施してもよい。たとえば、冷間加工、１回目の矯正加工、低温熱処理、２回目の矯正加工、の順に実施してもよい。冷間加工、１回目の低温熱処理、矯正加工、２回目の低温熱処理、の順に実施してもよい。以下、矯正加工及び低温熱処理の詳細を説明する。

［矯正加工］
図９は矯正機２００の模式図である。図９を参照して、本例で利用される矯正機２００は、傾斜ロール式である。図９に示す矯正機２００は、複数のスタンドＳＴ１〜ＳＴ４を有する。複数のスタンドＳＴ１〜ＳＴ４は一列に配列される。

各スタンドＳＴ１〜ＳＴ４は、一対又は１個の傾斜ロール２２を備える。具体的には、最後尾のスタンドＳＴ４は１個の傾斜ロール２２を備え、他のスタンドＳＴ１〜ＳＴ３は上下に配置された一対の傾斜ロール２２を備える。

各傾斜ロール２２は、ロール軸２２１と、ロール表面２２２とを備える。ロール軸２２１は、パスラインＰＬに対して斜めに傾いている。各スタンドＳＴ１〜ＳＴ３の一対の傾斜ロール２２のロール軸２２１は互いに交差する。上下に配置された傾斜ロール２２のロール軸２２１がパスラインＰＬに対して斜めに傾き、かつ、互いに交差するため、素管３０に管周方向の回転を与えることができる。ロール表面２２２は凹状である。

スタンドＳＴ２の傾斜ロール２２間ギャップの中心Ｐ０は、パスラインＰＬからずれて配置される。そのため、スタンドＳＴ１及びＳＴ２は素管３０を曲げ、スタンドＳＴ２及びＳＴ３は素管３０を曲げ戻す。これにより、矯正機２００は、素管３０の曲がりを矯正する。

矯正機２００はさらに、各スタンドＳＴｉ（ｉ＝１〜３）の一対の傾斜ロール２２により素管３０を径方向に圧下する。これにより、矯正機２００は、素管３０の真円度を上げ、かつ、素管３０の降伏強度の異方性を小さくする。

図１０は、一対の傾斜ロール２２を有するスタンドＳＴｉにおける、傾斜ロール２２と素管３０との正面図である。一対の傾斜ロール２２により、素管３０は圧下される。スタンドＳＴｉでの圧下前の素管３０Ａの外径をＤＡ、スタンドＳＴｉでの圧下後の素管３０Ｂの外径をＤＢと定義した場合、クラッシュ量ＡＣ（ｍｍ）は以下の式（ＩＩ）で定義される。
ＡＣ＝ＤＡ−ＤＢ （ＩＩ）

さらに、クラッシュ率ＲＣ（％）は、以下の式（ＩＩＩ）で定義される。
ＲＣ＝（ＤＡ−ＤＢ）／ＤＡ×１００ （ＩＩＩ）

各スタンドＳＴｉは、スタンドごとに設定されたクラッシュ量ＡＣで、周方向に回転する素管３０を圧下し、素管３０に対して歪みを与える。圧下により素管３０内に発生する転位は、図７で示すとおり、冷間加工時に発生する転位とは異なるすべり系で活動する。したがって、矯正加工により発生した転位が、冷間加工時に発生した転位とぶつかって互いに切り合い、その結果、転位が移動しにくくなる。したがって、矯正加工は、バウシンガ効果により管軸方向の圧縮応力強度ＹＳ_ＬＣが低下するのを抑制する。

上述のとおり、降伏強度の異方性、特に、管軸方向の降伏強度の異方性を低減するためには、傾斜ロール２２による圧下が有効である。クラッシュ率ＲＣが大きいほど、素管３０の径方向に歪みを与えることができる。各スタンドＳＴｉのクラッシュ率ＲＣのうち最大のクラッシュ率ＲＣを最大クラッシュ率と定義する。最大クラッシュ率による圧下が、素管３０に最も大きな歪みを与えることができる。したがって、最大クラッシュ率が、管軸方向の降伏強度の異方性の低減に効くと推定される。好ましい最大クラッシュ率は、２．０〜１５．０％である。さらに好ましい最大クラッシュ率の下限は、５．０％であり、さらに好ましい最大クラッシュ率の上限は、１２．０％である。

図９では、矯正機２００は、７個の傾斜ロール２２を備え、４つのスタンドＳＴ１〜ＳＴ４を備える。しかしながら、傾斜ロール２２の数は７個に限定されないし、スタンド数も４つに限定されない。傾斜ロール２２の数は１０個であってもよいし、それ以外の複数個であってもよい。傾斜ロール数が奇数である場合、最後尾のスタンドは１個の傾斜ロールを備え、それ以外のスタンドは一対の傾斜ロールを備える。傾斜ロール数が偶数である場合、各スタンドは一対の傾斜ロールを備える。

［低温熱処理］
低温熱処理では、素管を熱処理炉に装入する。そして、３００〜５５０℃で素管を均熱する。上述の温度範囲で均熱することにより、素管中のＣ及びＮが拡散し、転位芯近傍で固着しやすくなる。その結果、転位が移動しにくくなり、管軸方向及び管周方向の降伏強度の異方性を低減する。

熱処理温度が５５０℃を超えれば、降伏強度が低下する。温度が高く、転位同士が合体し転位が消滅するためと推定される。

好ましい熱処理温度は、４００〜５００℃である。この場合、特に、管軸方向における圧縮降伏強度が高くなる。したがって、管軸方向の降伏強度の異方性が低下する。好ましい均熱時間は５分以上である。この場合、合金中のＣ及びＮが十分に拡散する。好ましい均熱時間の上限は、６０分である。なお、低温熱処理の熱処理温度は低いため、熱処理後の素管に曲がりが発生しにくい。

以上の工程により、式（１）〜式（４）を満たすオーステナイト系合金管が製造される。

上述のとおり、矯正加工と低温熱処理の順番は特に制限されない。しかしながら、好ましくは、冷間加工後に矯正加工を実施し、矯正加工後に低温熱処理を実施する。この場合、冷間加工により発生した転位だけでなく、矯正加工により発生した転位にもＣやＮが固着し、コットレル効果が得られる。そのため、管軸方向及び管周方向の降伏強度の異方性をさらに低下しやすい。

異なる製造条件により複数のオーステナイト系合金管を製造した。製造された合金管の降伏強度の異方性について調査した。

表１に示す化学組成を有する合金Ａ〜Ｄを溶製してインゴットを製造した。

合金Ａ〜Ｄはいずれも、本発明の好ましい化学組成の範囲内であった。なお、合金Ａ〜ＤのＰ含有量は、０．０３％以下であり、Ｓ含有量は、０．０３％以下であり、Ｏ含有量は、０．０１０％以下であった。

製造されたインゴットを熱間押出して複数の冷間加工用素管を製造した。冷間加工用素管に対して、表２に示す製造工程を実施し、マーク１〜マーク２１のオーステナイト系合金管を製造した。

表２を参照して、「合金」欄には、使用されたビレットの種類（合金Ａ〜Ｄ）が記載される。「外径」欄には、製造されたオーステナイト系合金管の外径が記載される。

「製造工程」欄には、冷間加工用素管に対して実施された製造工程が記載される。製造工程欄を参照して、「Ｐ／Ｄ」は、冷間引抜を意味する。「ＣＲ」は、冷間圧延を意味する。「ＳＴＲ」は矯正加工を意味する。「熱処理」は、低温熱処理を意味する。

本例では、冷間引抜の断面減少率は２４％であり、冷間圧延の断面減少率は３４％であった。ここで、断面減少率（％）は上述の式（Ｉ）で求めた。

「熱処理温度」欄には、製造工程中に実施された低温熱処理の熱処理温度が記載される。「ロール数」欄には、矯正加工に利用される矯正機の傾斜ロール数が記載される。「最大クラッシュ率」欄には、矯正加工時の最大クラッシュ率が記載される。

具体的には、マーク１〜マーク２１の冷間加工用素管（以下、単に素管という）に対して、以下の製造工程が実施された。マーク１の素管に対して、冷間引抜のみを実施してオーステナイト系合金管を製造した。つまり、マーク１のオーステナイト系合金管は、冷間引抜まま材であった。マーク２及び３では、素管に対して冷間圧延のみを実施してオーステナイト系合金管を製造した。

マーク４及び５では、素管に対して冷間圧延を実施した後、表２に示す最大クラッシュ率で矯正加工を実施した。マーク６〜９では、素管に対して冷間引抜を実施した後、表２に記載された熱処理温度で低温熱処理を実施した。

マーク１０〜１２及び１５〜１７では、素管に対して冷間引抜を実施した。冷間引抜された素管に対して低温熱処理を実施した。熱処理後の素管に対して矯正加工を実施した。マーク１３及び１４では、素管に対して冷間引抜を実施した後、矯正加工を実施した。矯正加工後、素管に対して低温熱処理を実施した。

マーク１８では、素管に対して矯正加工を２回実施した。具体的には、素管に対して冷間引抜を実施した後、１回目の矯正加工を実施した。１回目の矯正加工時の最大クラッシュ率は、６．７％であった。１回目の矯正加工後、低温熱処理を実施した。熱処理後の素管に対して２回目の矯正加工を実施した。２回目の矯正加工時の最大クラッシュ率は、１１．２％であった。

マーク１９〜２１では、素管に対して冷間圧延を実施した後、矯正加工を実施した。矯正加工後、素管に対して低温熱処理を実施した。

製造された各マークのオーステナイト系合金管から圧縮試験片及び引張試験片を採取した。具体的には、各マークの管軸方向に延びる引張試験片及び圧縮試験片を採取し、かつ、各マークの管周方向に延びる引張試験片及び圧縮試験片を採取した。

試験片の寸法は、ＡＳＴＭ−Ｅ８及びＡＳＴＭ−Ｅ９に準拠した。圧縮試験片及び圧縮試験片の標準試験片の外径はいずれも６．３５ｍｍであり、標点間距離はいずれも、１２．７ｍｍであった。各マークにおいて、標準試験片が採取できない場合、比例試験片を採取した。

採取された圧縮試験片及び引張試験片を用いて、常温（２５℃）大気中において、圧縮試験及び引張試験を実施し、圧縮降伏強度及び引張降伏強度を求めた。具体的には、管軸方向に延びる引張試験片を用いて、管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ（ＭＰａ）を得た。管周方向に延びる引張試験片を用いて、管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴ（ＭＰａ）を得た。管軸方向に延びる圧縮試験片を用いて、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ（ＭＰａ）を得た。管周方向に延びる圧縮試験片を用いて、管周方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣ（ＭＰａ）を得た。各降伏強度は、引張試験及び圧縮試験における０．２％耐力で定義した。得られた各降伏強度（ＹＳ_ＬＴ、ＹＳ_ＣＴ、ＹＳ_ＬＣ及びＹＳ_ＣＣ）を表２に示す。

得られた各降伏強度を用いて、以下に示すＦ１〜Ｆ４を、各マークごとに求めた。
Ｆ１＝ＹＳ_ＬＣ／ＹＳ_ＬＴ
Ｆ２＝ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＣＴ
Ｆ３＝ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＬＴ
Ｆ４＝ＹＳ_ＣＴ／ＹＳ_ＬＴ

得られたＦ１〜Ｆ４を表２に示す。

［調査結果］
表２を参照して、マーク１０〜マーク２１のオーステナイト系合金管では、Ｆ１〜Ｆ４が、式（１）〜式（４）を満たした。特に、マーク１３、１４、１９、２０及び２１では、矯正加工後に低温熱処理を実施した。そのため、管軸方向の降伏強度の異方性が極めて小さかった。

一方、マーク１〜マーク９のオーステナイト系合金管では、Ｆ１〜Ｆ４のいずれかが、式（１）〜式（４）を満たさなかった。具体的には、マーク１のＦ１値は、０．９０未満であった。マーク１の素管は、冷間引抜により軸方向に延伸された。したがって、バウシンガ効果により、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣが、管軸方向の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴよりも過剰に小さくなったと推定される。

マーク２及びマーク３のＦ１値及びＦ４値は０．９０未満であり、かつ、Ｆ２値は１．１１を超えた。マーク２及びマーク３の素管は冷間圧延のみ実施された。冷間圧延中の素管は、軸方向に引張変形し、周方向に圧縮変形する。特に、冷間圧延における素管の周方向での圧縮変形は、冷間引抜の場合よりも大きい。マーク２及びマーク３では、バウシンガ効果により、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣが引張降伏強度ＹＳ_ＬＴよりも過剰に小さくなり、かつ、管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴが圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣよりも過剰に小さくなった。そのため、式（１）、式（２）及び式（４）が満たされなかったと推定される。

マーク４及びマーク５では、Ｆ２値及びＦ４値が式（２）及び式（４）を満たさなかった。矯正加工を実施することにより、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣは向上した。しかしながら、管周方向の降伏強度の異方性が改善されなかったため、式（２）及び式（４）が満たされなかったと推定される。

マーク６〜マーク９では、Ｆ１値が式（１）を満たさなかった。低温熱処理により管軸方向の圧縮降伏強度は向上したものの、式（１）を満たすには至らなかったためと推定される。

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。

本発明によるオーステナイト系合金管は、油井管として広く利用可能である。特に、チュービングやケーシングに利用可能である。

Claims (9)

1. オーステナイト系合金管であって、
   前記合金管の管軸方向に、６８９．１ＭＰａ以上の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴを有し、
   前記引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ、前記管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ、前記合金管の管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴ及び前記管周方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣが、式（１）〜式（４）を満たす、オーステナイト系合金管。
   ０．９０≦ＹＳ_ＬＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （１）
   ０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＣＴ≦１．１１ （２）
   ０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （３）
   ０．９０≦ＹＳ_ＣＴ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （４）
2. 請求項１に記載のオーステナイト系合金管であって、
   質量％で、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％以下及びＣｕ：３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるオーステナイト系合金管。
3. 請求項２に記載のオーステナイト系合金管であって、
   前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．２０％以下からなる群から選択された1種又は２種以上を含有する、オーステナイト系合金管。
4. 請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載のオーステナイト系合金管であって、
   冷間加工された後、矯正加工及び３００〜５５０℃での低温熱処理を実施することにより製造される、オーステナイト系合金管。
5. 請求項４に記載のオーステナイト系合金管であって、
   前記矯正加工後、前記低温熱処理を実施することにより製造される、オーステナイト系合金管。
6. オーステナイト系合金管の製造方法であって、
   オーステナイト系合金素管を製造する工程と、
   前記素管を冷間加工する工程と、
   前記冷間加工された素管に対して矯正加工及び３００〜５５０℃での低温熱処理を実施することにより、前記合金管の管軸方向に６８９．１ＭＰａ以上の引張降伏強度ＹＳ_ＬＴを有し、前記引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ、前記管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ（ＭＰａ）、管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴ（ＭＰａ）及び前記管周方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣ（ＭＰａ）が式（１）〜式（４）を満たすオーステナイト系合金管を製造する工程とを備える、製造方法。
   ０．９０≦ＹＳ_ＬＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （１）
   ０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＣＴ≦１．１１ （２）
   ０．９０≦ＹＳ_ＣＣ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （３）
   ０．９０≦ＹＳ_ＣＴ／ＹＳ_ＬＴ≦１．１１ （４）
7. 請求項６に記載の製造方法であって、
   前記素管に対して矯正加工を実施した後、前記低温熱処理を実施する、製造方法。
8. 請求項６又は請求項７に記載の製造方法であって、
   前記素管は、
   質量％で、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％以下及びＣｕ：３％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる、製造方法。
9. 請求項８に記載の製造方法であって、
   前記素管は、前記Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃａ：０．０１％以下、Ｍｇ：０．０１％以下及びＲＥＭ（希土類元素）：０．２０％以下からなる群から選択された1種又は２種以上を含有する、オーステナイト系合金管の製造方法。

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