JP7095811B2 - 合金管およびその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、合金管およびその製造方法に関する。
油井およびガス井採掘用や地熱発電における熱エネルギー採掘用、または化学プラントの配管用の継目無合金管といった合金管は、地中で受ける高温および高圧環境や、冷却された腐食性溶液による超低温環境で厳しい腐食環境に耐える耐食性能と、高深度まで連結した際の自重や高圧、輸送中の内容物から受ける内圧に耐える高い強度特性とを有することが重要である。
耐食性能は、合金にＮｉを多量に添加することで得られるオーステナイト単相組織と各種耐食性向上元素を複合的に添加することが必要であり、例えばＮｉを２９．５～３２．５％含んだＮ０８０２８（ＵＮＳ ｎｕｍｂｅｒ）、Ｎｉを２９．０～３６．５％含んだＮ０８５３５（ＵＮＳ ｎｕｍｂｅｒ）、Ｎｉを３３．０～３８．０％含んだＮ０８１３５（ＵＮＳ ｎｕｍｂｅｒ）、Ｎｉを３８．０～４６．０％含んだＮ０８８２５（ＵＮＳ ｎｕｍｂｅｒ）、Ｎｉを４７．０～５２．０％含んだＮ０６２５５、Ｎ０６９７５（ＵＮＳ ｎｕｍｂｅｒ）に加え、Ｎｉを６０％まで含むＮ０６９８５、Ｎ１０２７６（ＵＮＳ ｎｕｍｂｅｒ）が利用されている。
一方、強度特性について、最も重要視されるのは管軸方向引張降伏強度であり、この値が製品強度仕様の代表値となる。この理由は、高深度まで管を連結した際の管自身の自重や曲がり変形による引張応力に耐える能力が最も重要であり、引張応力に対し、十分に大きな管軸方向引張降伏強度を備えることで塑性変形を抑制し、管表面の耐食性維持に重要な不動態被膜の損傷を防いでいる。
製品の強度仕様では管軸方向引張降伏強度が最も重要であるが、管の連結部については管軸方向圧縮降伏強度も重要となる。油井およびガス井用の管は火災防止や抜き差しを繰り返す観点から、連結に溶接が利用できず、ネジによる締結が利用される。そのため、ネジ山には締結力に応じた管軸方向圧縮力が発生する。したがって、この圧縮力にも耐えることができる管軸方向圧縮降伏強度が重要となる。また、合金管に曲がり変形が発生する場合は曲がり変形を受ける合金管外表面の屈曲外側面には軸方向に引張応力が発生するが、同時に屈曲内側面には圧縮応力が発生する。
Ｎｉを多量に含む合金管は、組織中に降伏強度の低いオーステナイト相単相で構成されており、熱間成形や熱処理の状態では用途に必要な軸方向引張強度を確保できない。そのため、各種冷間圧延による転位強化を利用して管軸方向引張降伏強度を高めている。合金管に用いられる冷間圧延方法は、冷間引抜圧延と冷間ピルガー圧延の２種類に限定されており、例えば、油井、ガス井採掘用途での利用に関する規格であるＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）でもＣｏｌｄ ｄｒａｗｉｎｇ（冷間引抜圧延）とＣｏｌｄ ｐｉｌｇｅｒｉｎｇ（冷間ピルガー圧延）が定義されている。いずれの冷間圧延も減肉、縮管により管長手方向へ延ばす加工であるため、ひずみによる転位強化は管長手方向の引張降伏強度向上に最も有効に働く。一方で管軸長手方向へひずみを与えるこれらの冷間圧延では、管軸方向への強いバウシンガー効果を発生させるため、管軸方向圧縮降伏強度が２０％程度低下することが知られている。したがって、管軸方向圧縮降伏強度特性が要求されるネジ締結部や曲がり変形をともなう用途では、バウシンガー効果発生を前提とした低い降伏強度で強度設計されるのが一般的であり、この設計に全体の製品仕様が律速を受けていた。
これらの課題に対し、特許文献１では、オーステナイト系合金管であって、管軸方向に、６８９．１ＭＰａ以上の引張降伏強度ＹＳＬＴを有し、引張降伏強度ＹＳＬＴ、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳＬＣ、合金管の管周方向の引張降伏強度ＹＳＣＴ及び管周方向の圧縮降伏強度ＹＳＣＣが、所定の式を満たす、オーステナイト系合金管が提案されている。
特許第５１３７０４８号公報
しかしながら、特許文献１では耐食性について検討されていない。
本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、耐食性に優れるとともに、管軸方向引張降伏強度が高く、かつ管軸方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差が少ない合金管およびその製造方法を提供することを目的とする。なお、「管軸方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差が少ない」とは、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比が０．８５～１．１５の範囲であるものをいう。
合金管の耐食性能を高めるには、耐食性元素であるＣｒ、Ｍｏの合金中の固溶量を高め、均一な濃度にすることが極めて重要である。これにより、強固な耐食性被膜の形成と腐食の起点発生の抑制による高い耐食性能が発揮される。
Ｃｒは、不働態被膜を強固にして母材の溶出を防ぎ、材料の重量減少や板厚の減少を抑制する。一方のＭｏは、腐食環境中で応力が加わるときに最も問題となる孔食の抑制に重要な元素である。合金管では、この二つの元素を合金中に固溶させた状態とし、これら元素を偏りなく合金中に分布させ、材料表面に元素が薄い場所、または濃すぎることによる耐食性能の弱い場所を造らないことが重要である。
その他、合金管は、熱間圧延による製造とその後の冷却過程で合金中に金属間化合物、脆化相や、各種炭化物や窒化物が生成する。また、これらはいずれも耐食性元素であるＣｒやＭｏを含む生成物である。耐食性元素は、このような各種生成物となると耐食性能に寄与しない、または生成物と隣接する健全部の間で電位差を発生させ、電気化学的な作用で合金管の溶出による腐食を促進するため、耐食性能低下の原因となる。そのため、生成した各種生成物を合金中に固溶させるため、熱間成形後に１０００℃以上の高温熱処理である固溶体化熱処理を行った後に利用される。さらにその後、高強度化が必要な場合は冷間圧延により転位強化が施される。固溶体化熱処理、または冷間圧延の状態で製品になる場合は、耐食性に有効な元素はおおよそ合金中に固溶しており、高い耐食性能を示す。つまり、良好な耐食性能を得るには固溶体化熱処理後に得られる、「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を維持したまま製品とすることが極めて重要となる。
ところで、先述したように、高耐食性能を有する合金管を種々の用途で利用するには、合金管の管軸方向引張降伏強度と管軸方向圧縮降伏強度の向上が極めて重要となる。また、締結に利用されるネジ部の強度特性が極めて重要であり、プレミアムジョイントにおいてはトルクショルダ部の強度特性も極めて重要となる。
Ｎｉを多量に含む高耐食性合金管は、組織中に常温で降伏強度が低いオーステナイト相を含む。そのため、高耐食性能に加えて、高降伏強度を得るには、固溶体化熱処理後に冷間引き抜き、または、冷間ピルガー圧延による転位強化が必須となる。これらの冷間加工方法は管軸方向引張降伏強度を十分に高められる一方で、圧縮降伏強度は引張降伏強度に対して大きく低下する。すなわち、従来の冷間引き抜きおよび冷間ピルガー圧延は、管肉厚を減じる、または引き抜き力により管軸方向に延伸させる形態をとるため、最終的に合金管は管軸方向に延びる変形により管軸引張方向の降伏強度が高められる。一方で、金属材料には最終変形方向と逆方向の変形に対し、降伏強度が大きく低下するバウシンガー効果が発生する。そのため、従来の冷間加工方法で得られる合金管は、油井およびガス井に必要な管軸方向引張降伏強度を有する。しかしながら、この合金管では、管軸方向の圧縮降伏強度が低下するため、油井やガス井、熱水採掘で使用されるネジ締結時や合金管の曲げ変形時に発生する管軸方向圧縮応力に耐えられずに、塑性変形が生じ、不動態被膜が破壊されて耐食性が低下する欠点を有していた。
特許文献１では、上記事実を鑑みて、バウシンガー効果による圧縮降伏強度低下について、その抑制が必要な場合には低温の熱処理が有効であることが示されている。特許文献１の実施例によると、特性を満たすために、すべての条件で３５０から５００℃の熱処理が実施されている。しかしながら、特許文献１の合金管は多結晶組織であるため元素拡散が容易な粒界を含む。また、強度を得るための冷間加工により合金中に多くの転位が導入され、これも元素の拡散を容易にする。このため、低温かつ短時間の熱処理であっても元素が拡散し、耐食性能に重要な「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」ではなくなる可能性がある。
そこで、低温の熱処理が耐食性能に与える影響と、低温熱処理により「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」がどのように変化するかについて、詳細な調査を行った。
まず、発明者らはＵＮＳで規格されるオーステナイト系合金Ｎ０８０２８とＮｉ基のオーステナイト系合金Ｎ０６２５５を準備し、溶体化熱処理後に強度向上に必要な冷間加工を行い、軸方向引張降伏強度を１２５ｋｓｉ以上となるように調整し、各合金管を得た。その後、冷間加工状態のままと、３５０℃、４５０℃、５５０℃で低温熱処理を行い応力腐食試験と組織観察による元素の固溶状態を調査した。腐食液は、２５％ＮａＣｌに１０００ｍｇ／Ｌの硫黄を加えた水溶液に１．０ＭＰａの圧力でＨ２ＳとＣＯ２ガスを添加しｐＨを２．５～３．５に調整したもの（試験温度１５０℃）を使用し、応力は引張降伏応力の１００％を与え、応力腐食割れ状態を評価した。また、組織観察にはＳＴＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）を使用し、オーステナイト相が作る粒界を観察し、析出物や化学元素の定量的な分布を調査した。腐食試験の結果、冷間加工状態ままの試験片は腐食の発生は見られなかった。これに対して、短時間の熱処理を行った試験片は、いずれの条件についても割れや腐食による材料表面の染みが粒界付近に観察された。また、低温熱処理温度が高い条件で腐食が顕著であった。この結果より、低温の熱処理であっても耐食性能に対して悪影響があることを確認した。
次に、ＳＴＥＭによりオーステナイト相の粒界析出物を観察した。その結果、わずかではあるが、低温熱処理条件の粒内、粒界には耐食性元素であるＣｒ、Ｍｏ、ＷとＣ、Ｎが結合した炭窒化物が確認され、冷間加工ままの「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」から変化していた。炭窒化物は腐食の起点になると考えられ、さらに耐食性元素の消費は耐食性能を低下させる。
次に、ＳＴＥＭによりオーステナイト相の粒界面について化学元素の定量的な分布を調査した。その結果、いずれの低温熱処理条件についても、Ｍｏの粒界偏析が確認された。具体的には、オーステナイト相とオーステナイト相の粒界にＭｏが偏析していた。Ｍｏは置換型元素であるため熱拡散での拡散速度が遅く、とくに低温熱処理温度ではほとんど拡散しないと一般的に考えられている。今回の結果から、低温熱処理においても、耐食性元素のＭｏが拡散し、局所的に濃度の高い部分ができることがわかった。一方、冷間加工ままの条件についてはオーステナイト相粒界にＭｏの偏析が少なく、固溶体化熱処理後の「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を維持していた。
以上の結果より、発明者らは冷間加工により多くの転位が導入された場合では、低温の短時間熱処理でも耐食性元素のＭｏが拡散し、局所的に濃度の高い部分ができることを新たに発見した。そして、局所的なＭｏの濃化はその近傍のＭｏの濃度を下げて腐食の起点を作る、または濃度が高くなった部分に形成する各種析出物、金属間化合物、脆化相と、その他の部分で電位差が発生し、合金の溶出を促進して耐食性能の低下を決定づけるという結論に至った。
Ｍｏの偏析については詳しいメカニズムは明らかではないが、いくつかの原因が考えられる。一つは固溶体化熱処理後のオーステナイト相には高温状態では安定して固溶していたＭｏが常温では熱力学的に過飽和な状態であり、各種生成物を作る方が安定であることと、冷間加工で導入された多量の転位が影響していることとが考えられる。つまり、耐食性元素であるＣｒとＭｏを多く含む材料は、低温熱処理温度を含む固溶体化熱処理温度以下で様々な脆化相（σ相、χ相、ＰＩ相、Ｌａｖｅｓ相、Ｍ３Ｐ）が熱力学的に安定状態である。冷間加工による転位がこれらの生成を促進するため、低温の熱処理であっても拡散の容易な粒界で相互に引き寄せあって集まった可能性が考えられる。
合金管は製品として使用前に固溶体化熱処理が必要であり、低温熱処理温度ではＭｏを含む脆化相や析出物が熱力学的に安定となる。これらのメカニズムによれば、ＣｒとＭｏを含む合金管については、固溶体化熱処理温度以下の低温熱処理を行うと耐食性能の低下を招くと考えられる。また、低温熱処理時の保持時間の長時間化や温度の上昇は元素拡散をさらに進行させ、更なるＭｏの偏析や金属間化合物を形成し、耐食性能に悪影響を与えると考えられる。
つまり、特許文献１の低温熱処理を利用する方法では、良好な耐食性能を得る為に必要な「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を得られず、合金管に必要な耐食性能が大きく劣化する。すなわち、特許文献１の技術では、Ｎｉを多量に含む油井およびガス井、地熱エネルギー採掘用合金管に必要な強度特性と、耐食性能を同時に満たすことが極めて困難である。
本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］ 成分組成として、質量％で、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｎｉ：２３．０～６０．０％、Ｍｏ：０．５～１７．０％を含有し、組織として、オーステナイト相を有し、前記オーステナイト相の粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト相の粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下であり、管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であり、かつ管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度が０．８５～１．１５である、合金管。
［２］ 管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度が０．８５以上である、［１］に記載の合金管。
［３］ 前記成分組成に加えて、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｎ：０．４００％未満を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる、［１］または［２］に記載の合金管。
［４］ 前記成分組成に加えて、質量％で、下記Ａ群～Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、［１］～［３］のいずれかに記載の合金管。
記
Ａ群：Ｗ：５．５％以下、Ｃｕ：４．０％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ群：Ｔｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｃ群：Ｂ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、ＲＥＭ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
［５］ 前記合金管が継目無管である、［１］～［４］のいずれかに記載の合金管。
［６］ 前記合金管は、少なくとも一方の管端部に雄ネジまたは雌ネジの締結部を備え、前記締結部のフランク面およびネジ谷底面で形成される角部の曲率半径が０．２ｍｍ以上である、［５］に記載の合金管。
［７］ 前記締結部は、さらに、メタルタッチシール部およびトルクショルダ部を備える、［６］に記載の合金管。
［８］ ［１］～［７］のいずれかに記載の合金管の製造方法であって、固溶体化熱処理後に冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し加工を行う、合金管の製造方法。
［９］ 前記冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し加工を行う際、被加工材の最高到達温度を３００℃以下、前記最高到達温度での保持時間を１５分以下とする、［８］に記載の合金管の製造方法。
本発明によれば、耐食性に優れるとともに、管軸方向引張降伏強度が高く、かつ管軸方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差が少ない合金管を得られる。したがって、本発明の合金管であれば、厳しい腐食環境での利用や、油井、ガス、熱水井戸の施工時のネジ締め作業や曲がり変形がある施工が容易になる。さらに、ネジ締結部や合金管構造体の形状設計も容易になる。
図１は、本発明の合金管におけるＭｏの濃度を測定する領域を示す模式図である。 図２は、本発明の合金管の製造方法における管周方向の曲げ曲げ戻し加工を示す模式図である。 図３（ａ）および図３（ｂ）は、本発明の合金管における雄ネジと雌ネジの締結部の一部を示した管軸方向断面図（管軸方向に平行な断面図）であり、図３（ａ）はネジ形状が台形ネジの場合の一例を示す模式図であり、図３（ｂ）はネジ形状が三角ネジの場合の一例を示す模式図である。 図４（ａ）および図４（ｂ）は、ネジ継手の管軸方向断面図（管軸方向に平行な断面図）であり、図４（ａ）はネジ継手がＡＰＩネジ継手の場合を示す模式図であり、図４（ｂ）はネジ継手がプレミアムジョイントの場合を示す模式図である。 図５は、本発明におけるネジ継手のピンの延長部であるノーズ部付近の模式図である。
以下に、本発明について説明する。なお、とくに断らない限り、質量％は単に「％」と記す。
本発明の合金管は、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｎｉ：２３．０～６０．０％、Ｍｏ：０．５～１７．０％を含有し、組織として、オーステナイト相を有し、該オーステナイト相の粒界のＭｏ濃度（質量％）が該オーステナイト相の粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下である。
Ｎｉは、オーステナイト相を安定化させる元素であり、耐食性に重要な安定したオーステナイト相単相を得るために必要である。Ｃｒは、不働態被膜を強固にして素材の溶出を防ぎ、合金管の重量減少や板厚の減少を抑制するために必要である。一方、Ｍｏは、腐食環境中で応力が加わるときに最も問題となる孔食の抑制に必要な元素である。本発明の合金管では、このＣｒおよびＭｏを合金中に固溶させた状態とし、これら元素を偏りなく合金中に分布させる。これにより、材料表面に元素の薄い場所が生じること、または脆化相の形成によりＭｏが過度に濃くなることで起こる耐食性能の低下を抑制することが重要である。
Ｃｒ:１１．５～３５．０％
Ｃｒは、鋼の不動態被膜を強固にし、耐食性能を高めるもっとも重要な元素である。合金管としての耐食性能を得るには、１１．５％以上のＣｒ量が必要となる。Ｃｒ量の増加は不働態被膜を安定化させる最も基本的な要素であり、Ｃｒ濃度が増加すると不働態被膜はより強固になる。このため、Ｃｒ量が増加するほど耐食性向上に寄与する。しかし、３５．０％超えるＣｒの含有は、合金素材が溶解から凝固する過程や熱間成形中に、脆化相が析出し凝固後の合金中全体に割れが発生してしまい、製品（合金管）の成形が困難になる。そのため、Ｃｒ量の上限は３５．０％とする。よって、Ｃｒ量は３５．０％以下である。なお、合金管に必要とされる耐食性の確保と製造性の両立の観点から、Ｃｒ量は、好ましくは２４．０％以上であり、好ましくは２９．０％以下である。
Ｎｉ：２３．０～６０．０％
Ｎｉは組織をオーステナイト相単相にするために重要な元素である。Ｎｉは、その他必須元素に対して適量を添加することで組織をオーステナイト相単相とし、応力腐食割れに対して高い耐腐食性能を発揮する。Ｎｉ量は、組織をオーステナイト相にするために２３．０％以上を必要とする。Ｎｉの上限はその他合金量とバランスさせればよいが、あまりに多くＮｉを添加すると合金コストが増加する。そのため、Ｎｉ量の上限は６０．０％となる。よって、Ｎｉ量は６０.０％以下である。合金管に必要とされる耐食性能とコストの関係より、Ｎｉ量は、好ましくは２４．０％以上であり、好ましくは６０．０％以下であり、より好ましくは３８．０％以下である。
Ｍｏ:０．５～１７．０％
Ｍｏは含有量に応じて鋼の耐孔食性を高めるため、重要な元素である。そのため、腐食環境に曝される合金素材の表面に均一に存在させる必要がある。一方で、過剰なＭｏの含有は、溶鋼から凝固時に脆化相が析出し、凝固組織中に多量の割れを発生させ、その後の成形安定性を大きく損なう。そのため、Ｍｏの上限は１７.０％とする。よって、Ｍｏ量は１７．０％以下である。また、Ｍｏの含有は含有量に応じて耐孔食性を向上させるが、硫化物環境で安定した耐食性を維持するためには０．５％以上のＭｏの含有が必要である。なお、合金管に必要とされる耐食性と製造安定性の両立の観点から、Ｍｏ量は、好ましくは２．５％以上であり、好ましくは７．０％以下である。
オーステナイト相組織
次に、耐応力腐食割れ性に重要な本発明の合金管組織について説明する。
硫化物環境下での耐応力腐食割れ特性を得るためには、合金管中の組織はオーステナイト相とする必要がある。本発明は、応力が発生する環境下で耐食性能が必要な用途で使用される合金管であるため、適切なオーステナイト相単相状態にすることが重要である。本発明における「適切なオーステナイト相単相状態」とは、δフェライト相、シグマ相、χ相、およびＬａｖｅｓ相といった別の相を含まない面心立方格子を有するオーステナイト相のみで構成された材料組織状態である。なお、後に説明する固溶体化熱処理の温度で熱力学的に合金中に固溶しない微細な析出物、たとえばＡｌやＴｉ、Ｎｂ、Ｖの炭窒化物、酸化物、および不可避的に混入する介在物は、除くものとする。
オーステナイト相の粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト相の粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下
低温熱処理を施した合金管組織のオーステナイト相粒界にはＭｏの偏析が起こる。本発明において、良好な耐食性能を得るためには、オーステナイト相粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト相粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下にする必要がある。オーステナイト相粒内のＭｏ濃度に対してオーステナイト相粒界のＭｏ濃度の割合が４．０倍以下であれば、合金中のＭｏが極度に薄い部分の生成を回避できる。また、合金中のＭｏが過度に濃い部分で形成する脆化相の生成を抑制できる。その結果、耐食性能は良好な状態を保てる。なお、上記割合は、２．５倍以下であれば更に耐食性能は高まる。また、元素の濃度分布のばらつきも考慮し、優れた耐食性能を安定して得るためには、上記割合は、好ましくは０．８倍以上であり、より好ましくは２．０倍以下である。
ここで、図１を参照して、Ｍｏ濃度の測定方法について説明する。図１には、合金管組織におけるＭｏの濃度を測定する領域の一例を示す。
Ｍｏ濃度の測定は、例えばＳＴＥＭを利用すればよい。なお、オーステナイト相粒界近傍のＭｏ濃度については安定しないため、オーステナイト相の粒内のＭｏ濃度の算出の際には、粒界端部から０～５０ｎｍの領域のデータは除いてＭｏ濃度を算出すればよい。
図１に示す例では、粒内のＭｏ濃度の測定領域は、粒界端部から粒内方向へ１００～２００ｎｍの範囲の領域を測定領域の横方向とする。すなわち、図１に示すように、粒界に垂直な方向が「測定領域の横方向」に相当する。なお、この領域を測定領域の横方向としたとき、測定方向の縦方向の領域の大きさについては、特段制限はない。図１に示すように、粒界に平行な方向が「測定領域の縦方向」に相当する。測定領域（縦方向および横方向）の大きさは、特に制限がなく、適宜適切な範囲となるように設定すればよい。
この測定領域（図１に示す斜線で塗り潰した四角形の領域）について、所定のピッチでＭｏ濃度を測定する。濃度の定量評価の方法には様々あり、例えば合金中の質量％をカウントする方法がある。この方法を用いる場合、オーステナイト相粒界上のＭｏの質量％の最大値（ピーク値）をオーステナイト相粒内のＭｏの質量％の平均値で除した値（ピーク値／平均値）を、Ｍｏ偏析量と定義して算出すればよい。また、Ｍｏの偏析量の確認は、ＭｏをＳＴＥＭのみに限らず、例えば走査型電子顕微鏡や透過型電子顕微鏡による元素分析も利用できる。
また、本発明における粒界とは、結晶方位角度１５°以上とする。結晶方位角度はＳＴＥＭやＴＥＭで結晶方位角度を確認すればよい。また、ＥＢＳＤ法(電子線後方散乱回折法)による結晶方位解析でも容易に確認ができる。
本発明の合金管は、上述の成分組成に加えて、さらに質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｎ：０．４００％未満を含有することが好ましい。
Ｃ：０．０５％以下
Ｃは耐食性を劣化させる。そのため、適切な耐食性能を得るためには、Ｃの上限を０．０５％とすることが好ましい。よって、Ｃ量は、好ましくは０．０５％以下とする。Ｃの下限については特に設ける必要はないが、Ｃ量が低すぎると溶解時の脱炭コストが上昇する。このため、Ｃ量は、好ましくは０．００５％以上とする。
Ｓｉ：１．０％以下
多量のＳｉ含有に伴う合金中への残存は、加工性を損なう。そのため、Ｓｉの上限は１．０％とすることが好ましい。よって、Ｓｉ量は、好ましくは１．０％以下とする。また、Ｓｉは鋼の脱酸作用があるため、溶合金中への適量の含有が有効であることから、Ｓｉ量は０．０１％以上とすることが好ましい。なお、十分に脱酸作用を得ること、および、過剰に合金中に残存することによる副作用を抑制することを両立する観点から、Ｓｉ量は、より好ましくは０．２％以上とし、好ましくは０．８％以下とする。
Ｍｎ:５．０％以下
Ｍｎの過剰な含有は熱間加工性を低下させる。そのため、Ｍｎ量は、５．０％以下とすることが好ましい。Ｍｎは強力なオーステナイト相形成元素であり、かつその他のオーステナイト相形成元素に比べて安価である。さらに溶合金中に混入する不純物元素であるＳの無害化にＭｎが有効であり、微量添加によりＳをＭｎＳとして固定する効果がある。そのため、Ｍｎは０．０１％以上を含有することが好ましい。一方で、コスト低減の観点からＭｎをオーステナイト相形成元素として十分に活用したい場合、Ｍｎ量は、より好ましくは２．０％以上であり、より好ましくは４．０％以下である。
Ｎ：０．４００％未満
Ｎ自体は安価であるが、過大なＮ添加は特殊な設備と添加時間が必要となり、製造コストの増加につながる。そのため、Ｎ量は０．４００％未満とすることが好ましい。また、Ｎは強力なオーステナイト相形成元素であり、かつ安価である。Ｎは、合金中に固溶していれば冷間加工後の強度向上にも有効である。しかし、Ｎは、あまりに多く添加されると合金中に気泡を形成することが問題となる。一方で、あまりにも低いＮ量は溶解や精錬時に高い真空度が必要となり問題となる。このような理由から、Ｎ量は、好ましくは０．０１０％以上であり、より好ましくは０．３５０％以下である。Ｎ量は、より好ましくは０．１０％以上であり、さらに好ましくは０．２５％以下である。
本発明の合金管は、上述の元素に加え、さらに必要に応じて、以下に述べる元素を適宜含有してもよい。
Ｗ:５．５％以下、Ｃｕ:４．０％以下、Ｖ:１．０％以下、Ｎｂ:１．０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｗ:５．５％以下
Ｗは、Ｍｏと同様に含有量に応じて耐孔食性を高めるが、過剰に含有すると熱間加工時の加工性を損ない製造安定性を損なう。そのため、Ｗを含有する場合は、上限は５．５％とする。すなわち、Ｗ量は５．５％以下とすることが好ましい。Ｗの含有は特に下限を設ける必要はないが、合金管の耐食性能を安定させる理由から、０．１％以上のＷの含有が好ましい。なお、合金管に必要とされる耐食性と製造安定性の観点から、Ｗ量は、より好ましくは１．０％以上とし、より好ましくは５．０％以下とする。
Ｃｕ:４．０％以下
Ｃｕは、オーステナイト相形成元素であり、かつ耐食性を向上させる。したがって、その他オーステナイト相形成元素であるＭｎやＮｉでは耐食性が不足する場合に、積極的に活用できる。一方で、Ｃｕは含有量が多くなりすぎると熱間加工性の低下を招き、成形が困難になる。そのため、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ量は４．０％以下とすることが好ましい。Ｃｕの含有量の下限は特に規定する必要はないが、０．１％以上のＣｕの含有で耐食性効果が得られる。なお、耐食性の向上と熱間加工性の両立の観点から、Ｃｕ量は、より好ましくは０．５％以上とし、より好ましくは２．５％以下とする。
Ｖ:１．０％以下
過度なＶの添加は熱間加工性を損なうので、Ｖを含有する場合、Ｖ量を１．０％以下とすることが好ましい。また、Ｖの添加は強度向上に有効であり、より高強度の製品を得ることができる。また製品強度を得るために行う冷間加工を少なくすることができる。強度向上効果は０．０１％以上のＶの含有で得られる。そのため、含有する場合、Ｖは０．０１％以上とするのが好ましい。Ｖは高価な元素であるため、含有することで得られる強度向上効果とコストの観点から、Ｖ量は、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．４０％以下とする。
Ｎｂ：１．０％以下
過度なＮｂの添加は熱間加工性を損なうので、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ量を１．０％以下とすることが好ましい。また、Ｎｂの添加は強度向上に有効であり、高強度の製品を得ることができる。また製品強度を得るために行う冷間加工を少なくすることができる。強度向上効果は０．０１％以上のＮｂの含有で得られる。そのため、含有する場合、Ｎｂは０．０１％以上とするのが好ましい。Ｖと同様にＮｂも高価な元素であるため、含有することで得られる強度向上効果とコストの観点から、Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５％以上とし、より好ましくは０．４０％以下とする。
なお、ＶとＮｂの両方を含有する場合には、ＶとＮｂの含有量の合計を０．０６～０．５０％とすると、強度向上効果がより安定する。
Ｔｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種
Ｔｉ:１．５％以下
Ｔｉは微細な炭化物を形成し、耐食性能に有害なＣを無害化するとともに微細な窒化物の形成で強度を向上する。Ｔｉ量を０．０００１％以上とすることにより、このような効果を得られる。なお、Ｔｉ量が増えると合金管の低温靭性が低下するため、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ量を１．５％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０００３％以上とし、より好ましくは０．５０％以下とする。
Ａｌ：０．３０％以下
Ａｌの添加は精錬時の脱酸材として有効である。この効果を得るために、Ａｌを含有する場合、０．０１％以上のＡｌ量であればよい。Ａｌ量が多量に合金管に残存すると低温靭性を損ね、耐食性能にも悪影響を与える。そのため、Ａｌを含有する場合、Ａｌ量は０．３０％以下とするのが好ましい。
Ｂ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、ＲＥＭ：０．２０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭ（希土類金属）の添加量が多くなりすぎると、熱間加工性を悪化させることに加え、希少元素のため合金コストが増大する。そのため、添加量の上限は、Ｂ、Ｚｒ、Ｃａについてはそれぞれ０．０１０％、ＲＥＭについては０．２０％とすることが好ましい。よって、Ｂ、Ｚｒ、Ｃａを含有する場合、それぞれ０．０１０％以下とすることが好ましく、ＲＥＭを含有する場合、ＲＥＭ量を０．２０％以下とすることが好ましい。また、Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭは、ごく微量を添加すると粒界の結合力を向上したり、合金素材の表面の酸化物の形態を変化させて熱間の加工性、成形性を向上する。合金管は一般的に難加工材料であるため、加工量や加工形態に起因した圧延疵や形状不良が発生しやすいが、そのような問題が発生するような成形条件の場合にこれらの元素の含有は有効である。Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭの添加量は、下限を特に設ける必要はない。Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭを含有する場合には、それぞれを０．０００１％以上とすることにより、加工性や成形性向上の効果が得られる。なお、ＲＥＭには複数種類の元素が含まれるが、上記添加量は合計量となる。
Ｔａの添加量が多くなりすぎると合金コストが増大するため、Ｔａを含有する場合は上限を０．３０％とするのが好ましい。よって、Ｔａを含有する場合、Ｔａ量は０．３０％以下とすることが好ましい。Ｔａは、少量添加すると脆化相への変態を抑制し、熱間加工性と耐食性を同時に向上する。また、熱間加工やその後の冷却において、脆化相が安定な温度域で長時間滞留する場合には、Ｔａは有効である。したがって、Ｔａを含有する場合はＴａ量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
Ｓｂ、Ｓｎの添加量が多くなりすぎると成形性が低下する。そのため、Ｓｂ、Ｓｎを添加する場合は上限を０．３０％とすることが好ましい。よって、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合、それぞれを０．３０％以下とすることが好ましい。Ｓｂ、Ｓｎは、少量添加すると耐食性が向上する。したがって、Ｓｂ、Ｓｎを添加する場合は、それぞれを０．０００３％以上とすることが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とする。
本発明の合金管は、管軸方向引張降伏強度を６８９ＭＰａ以上とする。
通常、Ｎｉを多く含む合金管は軟質なオーステナイト相を組織中に含むため、固溶体化熱処理の状態では管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａに到達しない。しかし、本発明では、上述した冷間加工（管周方向の曲げ曲げ戻し加工）による転位強化により、６８９ＭＰａ以上の管軸方向引張降伏強度を得ることができる。
なお、管軸方向引張降伏強度が高いほど、管を薄肉厚で設計でき、コスト的に有利となる。しかし、管の外径が変わらないままに肉厚のみ薄くすると、採掘時の高深度部の外圧や内部流体からの内圧による圧潰に対し弱くなり、油井用などの合金管として利用できない。以上の理由から、管軸方向引張降伏強度は、高くても１０３３．５ＭＰａ以内の範囲で用いられることが多い。
また、本発明の合金管は、管軸方向圧縮降伏強度と管軸方向引張降伏強度の比、すなわち管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比を０．８５～１．１５とする。
管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比を０．８５～１．１５とすることにより、ネジ締結時や、合金管が湾曲した際に発生する管軸方向圧縮応力に対し、より高い応力まで耐えられるようになる。これにより、耐圧縮応力が足りないがために利用できなかった環境に、本発明の合金管の適用が可能になる。また低い圧縮降伏強度のために必要であった厚い管肉厚を減少することができる。さらに、圧縮力が働くネジ部締め付け施工時の曲げ変形時の施工管理が容易になる。
なお、本発明では、上記特性に加えて、管周方向圧縮降伏強度と管軸方向引張降伏強度との比、すなわち管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比が０．８５以上であることが好ましい。
例えば、採掘可能な井戸の深度は同一管肉厚の場合、管軸方向引張降伏強度により依存する。したがって、深度の深い井戸で発生する外圧によって合金管が圧潰しないためには、管軸方向引張降伏強度に対する管周方向圧縮降伏強度の強度比を０．８５以上の強度とすることが好ましい。なお、管周方向圧縮降伏強度が管軸方向引張降伏強度に対して強い強度である場合には特に問題にならないが、通常はこの強度比は大きくても１．５０程度で飽和する。一方で、この強度比が高すぎると、例えば低温靭性に着目した場合、管軸方向の低温靭性に比較して管周方向の低温靭性が大きく低下するといった、その他の機械的特性に影響を及ぼす。そのため、管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比は、０．８５～１．２５の範囲とすることがより好ましい。
また、本発明では、上記合金管組織に加えて、管軸方向肉厚断面の結晶方位角度差１５°以上で区切られたオーステナイト粒のアスペクト比が９以下であることが好ましい。また、このアスペクト比が９以下のオーステナイト粒が、全組織に対する面積分率で５０％以上であることが好ましい。
本発明の合金管は、固溶体化熱処理により、結晶方位角１５°以上で区切られた結晶粒を複数有する再結晶オーステナイト組織へ調整される。その結果、オーステナイト粒のアスペクト比は小さい状態となる。この状態の合金管は、管軸方向引張降伏強度が低い一方で、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比も１に近い状態となる。その後、管軸方向引張降伏強度を高めるために、従来では管軸方向への延伸加工（冷間引抜圧延、冷間ピルガー圧延）を行う。これにより、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比とオーステナイト粒のアスペクト比に変化が生じる。
つまり、オーステナイト粒のアスペクト比と管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比は密接に関係している。具体的には、上記冷間圧延において、管軸方向肉厚断面のオーステナイト粒が加工前後で延伸した方向では降伏強度が向上する。一方、その反対方向（上記延伸した方向に対して反対の方向）ではバウシンガー効果により降伏強度が低下し、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の差が大きくなる。このことより、加工前後のオーステナイト粒のアスペクト比を小さく制御する冷間加工が選択されていれば、結果的に管軸方向の強度異方性が少ない、ネジ部の強度特性に優れた合金管を得ることができることを知見した。
したがって、本発明では、オーステナイト粒のアスペクト比が９以下であれば安定した強度異方性の少ない合金管を得ることができる。また、アスペクト比が９以下のオーステナイト粒が、全組織に対する面積分率で５０％以上とすれば、安定した強度異方性の少ない合金管を得られる。なお、上記アスペクト比は５以下とすることで、より安定して強度異方性の少ない合金管を得ることができる。アスペクト比が小さくなれば、より強度異方性を減らせるため、特に下限は限定せず、アスペクト比は１に近いほどよい。
ここで、オーステナイト粒のアスペクト比は、次の通り求める。例えば、管軸方向肉厚断面の結晶方位解析によりオーステナイト相の結晶方位角度１５°以上の粒を観察し、その粒を長方形の枠内に収めた際の長辺と短辺の比（短辺／長辺）で求められる。なお、粒径が小さいオーステナイト粒は測定誤差が大きくなるため、粒径が小さいオーステナイト粒が含まれるとアスペクト比にも誤差が出る可能性がある。そのため、アスペクト比を測定するオーステナイト粒は、測定した粒の面積を用いて同じ面積の真円を作図した際の直径で１０μｍ以上を対象とすることが好ましい。
管軸方向肉厚断面のオーステナイト粒のアスペクト比が小さい組織を安定して得るには、管周方向の曲げ曲げ戻し加工を用いるとよい。管周方向の曲げ曲げ戻し加工は減肉や延伸によるオーステナイト粒の変形を伴わないため、アスペクト比を変化させずに冷間加工が可能である。なお、アスペクト比が９以下のオーステナイト粒が面積分率で５０％以上に制御することで、強度異方性をより低減できる。
次に、図３（Ａ）～図５を参照して、本発明の合金管を用いたネジ継手について説明する。
ネジ継手は、雄ネジを有するピン１と雌ネジを有するボックス２から構成される。ネジ継手としては、図４（ａ）に示すようにＡＰＩ（米国石油協会）規格に規定された標準的なネジ継手や、図４（ｂ）に示すようにネジ部だけでなくメタルタッチシール部とトルクショルダ部とを備えるプレミアムジョイントと呼ばれる高性能の特殊なネジ継手がある。
ネジ部の強固な締結を実現するためには、ネジ部は、直径方向に接触面圧が発生するように設計されるのが一般的であり、例えばテーパーネジが用いられる。直径方向の面圧に伴いピン１(雄ネジ側)は縮径変形して管軸方向に伸び、ボックス２(雌ネジ側)は拡管変形して管軸方向に縮むため、ネジ部両端のフランク面において接触面圧が発生する。そのため、ネジ山には締結力に応じた管軸方向圧縮応力が発生する。したがって、この圧縮応力にも耐えることができる管軸方向圧縮降伏強度が重要となる。プレミアムジョイントにおいては、トルクショルダ部３に大きな管軸方向圧縮応力が発生するため、高い管軸方向圧縮降伏強度を有する材料はトルクショルダ部３の塑性変形を防止することにおいても重要である。
本発明の合金管は、上述のように優れた耐圧縮性を有することから、他の合金管と直接連結（インテグラル型）されるネジ継手、または、カップリング１２を介して連結（Ｔ＆Ｃ型）されるネジ継手に用いることができる。ネジの締結部では、締め付け時、および締め付け後の曲げ変形により、管軸方向引張と圧縮応力が発生する。そのため、本発明の合金管をネジ継手に用いることにより、高い耐食性能とネジ継手性能を維持できるネジ継手の実現が可能である。
図３（ａ）および図３（ｂ）は、雄ネジ６と雌ネジ７の締結部の管軸方向断面図（管軸方向に平行な断面図）であり、ネジの締結部における、角部９の曲率半径Ｒの位置を示す模式図である。図３（ａ）は台形ネジの場合を説明する一例であり、図３（ｂ）は三角ネジの場合を説明する一例である。本発明では、合金管の少なくとも一方の管端部に雄ネジ６または雌ネジ７の締結部を備え、この締結部のフランク面８とネジ谷底面で形成される角部９の曲率半径が０．２ｍｍ以上であることが好ましい。
すなわち、本発明によれば、ネジの種類によらず、締結により雄ネジ６と雌ネジ７が互いに接触し、締結により圧力が発生するフランク面８とネジ谷底面で形成される角部９の曲率半径Ｒを０．２ｍｍ以上とする。これにより、角部９の曲率半径Ｒに発生する応力集中を緩和でき、その結果、高い耐食性能を維持したまま疲労特性を向上させることができる。
なお、フランク面８については、雄ネジ６（ピン１）において管端に近い側のネジ山斜面をスタビングフランク面１０ａと呼び、管端から遠い側のネジ山斜面をロードフランク面１０ｂと呼ぶ。雌ネジ７（ボックス２）においては、ピン１のスタビングフランク面１０ａに対向するネジ山斜面をスタビングフランク面１１ａと呼び、ピン１のロードフランク面１０ｂに対向するネジ山斜面をロードフランク面１１ｂと呼ぶ。図３（ａ）中に示す符号は、９ａ：ボックスのロードフランク面側の角部の曲率半径、９ｂ：ボックスのスタビングフランク面側の角部の曲率半径、９ｃ：ピンのロードフランク面側の角部の曲率半径、９ｄ：ピンのスタビングフランク面側の角部の曲率半径を、それぞれ示す。図３（ｂ）中に示す符号９は、ピンおよびボックスにおける角部の曲率半径を示す。
図４（ａ）および図４（ｂ）には、ネジ継手の管軸方向断面図（管軸方向に平行な断面図）を示す。図４（ａ）はＡＰＩネジ継手であり、図４（ｂ）はプレミアムジョイントである。図４（ａ）および図４（ｂ）に示す符号１はピンであり、符号１２はカップリングである。図４（ｂ）に示す符号３はトルクショルダ部であり、符号４はメタルタッチシール部であり、符号５はネジ部である。
図４（ａ）に示すように、ＡＰＩネジ継手のようにネジ部のみで構成されるネジ継手の場合には、ネジ締結時にはネジ部の両端に最大面圧が発生し、ピン１先端側のネジ部はスタビングフランク面で接触し、ピン１後端側のネジ部はロードフランク面で接触する。図４（ｂ）に示すように、プレミアムジョイントの場合にはトルクショルダ部３による反力も考慮する必要があり、ネジ締結時にはネジ部５の両端のロードフランク面に最大面圧が発生する。
従来は、管軸方向におけるバウシンガー効果の影響で管軸方向引張降伏強度に対する管軸方向圧縮降伏強度が低く、応力集中部に圧縮応力が発生すると、圧縮降伏強度が低いために容易にミクロな変形が生じ、疲労寿命が低下してしまう。バウシンガー効果を低減するために低温熱処理を行う手法も知られているが、低温熱処理を行うと「耐食性元素が固溶した状態」ではなくなり、高い耐食性能が得られず、耐食性とネジ部の疲労特性向上を両立できない。
本発明によれば、上述のように、角部９の曲率半径Ｒを０．２ｍｍ以上とすることにより、合金管におけるネジ部の疲労特性が向上し、かつ良好な耐食性能が得られる。
角部９の曲率半径Ｒを０．２ｍｍ以上に大きくすることは、更なる応力集中の緩和に有効である。しかしながら、大きな角部９の曲率半径Ｒはネジ部の設計の自由度を奪い、ネジ加工できる合金管のサイズ制約や設計不能になる可能性がある。また、角部９の曲率半径Ｒを大きくすると、接触する雄ネジと雌ネジのフランク面の面積が低下するために密封性や締結力の低下が発生する。そのため、角部９の曲率半径Ｒは０．２～３．０ｍｍの範囲とすることが好ましい。または、角部９の曲率半径Ｒの大きさで減少するフランク面の面積は、ネジ山高さと関係づけて定義するのが適切である。そのため、ネジ山の高さの２０％未満の径方向長さ（管軸中心から直径方向の長さ）を角部９が占めるような曲率半径Ｒとし、かつ、角部９の曲率半径Ｒを０．２ｍｍ以上に設計するとよい。
図４（ｂ）は、ネジ部５だけでなくメタルタッチシール部４とトルクショルダ部３とを備えるプレミアムジョイントの模式図である。図４（ｂ）に示すメタルタッチシール部４により、締結された管の密閉性が保証される。一方でトルクショルダ部３は締め付け時のストッパーの役割をしており、安定した締め付け位置を保証するのに重要な役割を持っているが、締め付け時に高い圧縮応力が発生する。高い圧縮応力によりトルクショルダ部３が変形すると、高い密閉性が損なわれたり、内径側への変形により内径が縮径して問題になる。このため、トルクショルダ部３が変形しないように肉厚を厚くして圧縮強度を向上させる必要が発生し、薄肉形状の合金管が設計できない。または余剰な肉厚による材料の無駄が発生する。
更に、通常、ネジを締結する場合は、締付けトルク値を確認し、密閉されたトルク値から、トルクショルダ部が変形しないトルク値を上限として、密閉されたトルク値からトルクショルダ部３が変形しないトルク値の範囲で管理して締結を行う。ここで、上記の「締付けトルク値」とは、ネジを締めつけている間のトルクの値を指す。上記の「密閉されたトルク値」とは、締め付けにより、ある基準を超えると密閉状態を示すトルク値となるため、締め付けている間のトルク値を指す。上記の「トルクショルダ部が変形しないトルク値」とは、ある基準を超えてトルク値が大きくなるとネジ先端が変形してしまうため、この基準を超えないトルク値を指す。
この時、管の管軸方向の圧縮降伏強度が弱い場合は、トルクショルダ部３の変形を抑止するためにトルク値の上限が小さくなる。このため、トルク値の管理範囲が狭くなり、締め付けが安定してできない。管の管軸方向の圧縮降伏強度に優れる本発明によれば、高い耐食性能を維持したまま、トルクショルダ部３の変形を抑止できる。
トルクショルダ部３の変形を抑止して安定して締め付けを行うには、図５中で示す雄ネジのトルクショルダ部３である先端厚みの断面積を素管の断面積に対して２５％以上確保すればよい。ここで、上記「トルクショルダ部である先端厚み」とは、カップリング側の雄ネジ先端を受ける部分であり、（Ｄｓ１－Ｄｓ０）／２で示される値である。
雄ネジのトルクショルダ部３である先端厚みを厚くするとノーズ剛性が高くなりすぎて締め付け時に焼き付き発生の問題がある。このため、該先端厚みの好ましい範囲は、２５～６０％である。トルクショルダ部３の耐圧縮強度をさらに上げるようなノーズ部の設計をすることにより、更にハイトルク性能を実現できるため好ましい。上記「ハイトルク性能」とは、変形しないトルク値が高くなり、より高い締付けトルクを与えられるようになることをいう。
ピンの延長部であるノーズ部付近の模式図として、ピン１とカップリング１２の締結部の管軸方向平行の切断断面図（図５中の（ａ）を参照）と、ピン１のネジ先端部をピン先端部正面から見たトルクショルダ部３（図５中の（ｂ）を参照）を、図５に示す。
図５に示すように、ハイトルク性を実現するためには、管端からのシールポイント位置をｘとしたとき、ピン先端のネジ無し部であるノーズ長さＬに対する該ｘの比（ｘ／Ｌ）を０．０１以上０．１以下とするのが良い。
シールポイント位置をショルダ部近傍に設置することにより、実質的なショルダ部の断面積（ショルダ部の断面積：π／４×（Ｄｓ１２－Ｄｓ０２））が上昇し、ハイトルク性が得られる。このとき、ノーズ長さＬが長すぎるとノーズ剛性が低下して高い圧縮力に耐えられなくなるため、ノーズ長さＬは０．５インチ以下とするのが良い。一方、ノーズ長さＬが短すぎるとシール部を配置する余地がなくなるため、ノーズ長さＬは０．２インチ以上とするのが望ましい。
ここで、図５において、
δ：シール干渉量を意味し、図面を重ね合わせたときの重なり代の最大値で定義される、
Ｄｓ１：ショルダ接触領域の外径、
Ｄｓ０：ショルダ接触領域の内径、
である。
なお、従来の管軸方向の圧縮降伏強度の低いステンレス鋼では、いずれのハイトルク性能についても実現することが不可能であった。
気密性を示すシール性もネジ部の特性として重要であり、ＩＳＯ１３６７９：２０１９のシール試験で示す圧縮率８５％以上を満たすことが好ましい。高いシール性を実現するためには、ピン先端のネジ無し部であるノーズ長さＬを０．３インチ以上とし、上記のｘ／Ｌの比を０．２以上０．５以下とするのが良い。ただし、ノーズ長さＬを必要以上に長くすると切削に時間がかかるのと、ノーズ剛性が低下して性能が不安定となるため、ノーズ長さＬは１．０インチ以下とするのが望ましい。
なお、ノーズ長さの長いデザインは、従来の圧縮降伏強度の低い合金管では、必然的にノーズ先端が薄くなる設計に耐えられないため、実現することが不可能であった。
本発明では、管周方向の材質の均一性の観点から、合金管は管周方向に溶接がない継目無合金管（継目無管）であることが好ましい。
次に、本発明の合金管の製造方法について説明する。
まず、上記のオーステナイト相単相となる組成を有する素材を作製する。溶製は各種溶解プロセスが適用でき、制限はない。たとえば、各元素の塊やスクラップを電気溶解して製造する場合は真空溶解炉、大気溶解炉が利用できる。溶解した材料は静止鋳造、または連続鋳造により凝固させ、インゴットやスラブとし、その後、熱間圧延、または鍛造で成形し、素材となる。
次に、素材は加熱炉で加熱され、各種熱間圧延プロセスを経て合金管形状となる。例えば継目無合金管（継目無管）を製造する場合、丸ビレット状の素材を中空管にする熱間成形（穿孔プロセス）を行う。熱間成形としては、マンネスマン方式、押出製管法等のいずれの手法も利用できる。また、必要に応じて、中空管に対し減肉、外径定型を行う熱間圧延プロセスである熱間ピルガー、エロンゲーター、アッセルミル、マンドレルミル、プラグミル、サイザー、ストレッチレデューサー等を利用してもよい。
次に、熱間成形後の中空管は、空冷により各種炭窒化物や金属間化合物が合金中に生成するため、固溶体化熱処理が必要となる。つまり、熱間圧延中の中空管は、加熱時の高温状態から熱間圧延中に徐々に温度が低下する。また熱間成形後も空冷されることが多く、サイズや品種により温度履歴が異なり制御できない。そのため、耐食性元素が温度低下中の種々の温度域で熱化学的に安定な析出物となり消費され、耐食性が低下する可能性がある。また、脆化相への相変態が生じ、低温靱性を著しく低下させる可能性もある。さらに、製品となる合金管は、種々の腐食環境に耐えるため、合金管組織の相分率が適切なオーステナイト相単相状態であることが重要である。しかし、加熱温度からの冷却速度が制御できないため、保持温度により逐次変化するオーステナイト相以外の相の生成について制御が困難となる。
以上の問題があることから、析出物の合金中への固溶、脆化相の非脆化相への逆変態、相分率を適切なオーステナイト相単相状態とする目的で、高温加熱温度から急速冷却を行う固溶体化熱処理が多用される。この処理により、析出物や脆化相を合金中に溶かし込み、かつ、適切なオーステナイト相単相状態へ制御する。固溶体化熱処理の温度は、析出物の溶解、脆化相の逆変態の温度が添加元素により多少異なるが、１０００℃以上の高温であることが多い。したがって、本発明において、固溶体化熱処理温度は１０００℃以上であることが好ましく、１２００℃以下であることが好ましい。
また、固溶体化熱処理温度に加熱後は固溶体化状態を維持するため、中空管に急冷を行うが、急冷として圧空冷却やミスト、油、水など各種冷媒が利用できる。なお、熱間圧延後の素材温度が、その素材の固溶体化熱処理温度と同じであれば、熱間成形直後の急速冷却を行えば、その後の固溶体化熱処理は不要となる。
固溶体化熱処理後の素材は低降伏強度であるオーステナイト相単相であるため、そのままでは高い降伏強度が得られない。そのため、各種冷間加工による転位強化を利用して管の高強度化を行う。なお、高強度化後の合金管の強度グレードは管軸方向引張降伏強度により決定される。
本発明では、以下に説明するように、固溶体化熱処理後の素材（中空管）に管周方向への曲げ曲げ戻し加工を行うことにより、管の高降伏強度化を行う。
管周方向への曲げ曲げ戻し加工
管の冷間圧延法では、例えば油井およびガス井採掘に関して規格化されているのは冷間引抜圧延、冷間ピルガー圧延の２種類であり、いずれの手法も管軸方向への高強度化が可能である。これらの手法では、主に圧下率と外径変化率を変化させて必要な強度グレードまで高強度化を行う。一方で、冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延加工は、管の外径と肉厚を減じ、その分を管軸長手方向に大きく延伸する圧延形態である。そのため、管軸引張方向へは高強度化が容易に起こる反面、管軸圧縮方向へ大きなバウシンガー効果が発生し、管軸方向圧縮降伏強度が管軸引張降伏強度に対し最大２０％程度低下することが問題として知られている。
上記した特許文献１では管軸方向圧縮降伏強度の低下を改善するために、冷間圧延後に低温の熱処理を行っており、これにより管軸方向引張降伏強度と管軸方向圧縮降伏強度の差が改善している。しかし、炭窒化物やＭｏの粒界への偏析により耐食性能が低下する。そこで、発明者らは、種々の検討の結果、耐食性能を良好に保つために「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を維持しつつ、管軸方向引張降伏強度と管軸方向圧縮降伏強度の強度差を減じる合金管の高強度化方法として、新たな冷間加工方法を着想した。
すなわち、本発明の冷間加工方法は、管周方向への曲げ曲げ戻し加工による転位強化を利用する新しい方法である。以下に、図２に基づいて、本加工手法について説明する。
この手法は、圧延によるひずみが管軸長手方向へ生じる冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延加工と異なり、図２に示すように、ひずみは、管の扁平による曲げ加工（１回目の扁平加工）の後、再び真円に戻す際の曲げ戻し加工（２回目の扁平加工）により与えられる。この手法では、初期の合金管形状（被加工材の形状）を大きく変えることなく、曲げ曲げ戻しの繰り返しや曲げ量の変化を利用してひずみ量を調整する。
つまり、本発明の冷間加工方法を用いた加工硬化による合金管の高強度化は、従来の冷間圧延法が管軸方向への伸びひずみを利用するのに対し、管周方向への曲げひずみを利用する。この冷間加工方法の制御とそれによる管軸方向へのひずみを抑制するため、本発明の手法では、従来の冷間圧延法で発生する管軸方向へのバウシンガー効果が原理的に発生しない。そのため、本発明によれば、冷間加工後の低温熱処理も不要となり、良好な耐食性能に必要な固溶体化熱処理後の「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を得られ、かつ、高い管軸方向圧縮降伏強度を両立できるのである。
なお、図２に示した（ａ）、（ｂ）は、工具接触部を２ヶ所とした場合の断面図であり、図２に示した（ｃ）は工具接触部を３か所とした場合の断面図である。また、図２における太い矢印は、合金管（被加工材である中空管。以下、「被加工材」と称する場合もある。）に偏平加工を行う際の力の掛かる方向である。図２に示すように、２回目の偏平加工を行う際、１回目の偏平加工を施していない箇所に工具が接触するように、合金管を回転させるように工具を動かしたり、工具の位置をずらしたりなどの工夫をすればよい（図２中の網線部は、１回目の扁平箇所を示す。）。例えば、工具接触部を２ヶ所とする場合には圧延ロール２個を対向配置とし、工具接触部を３ヶ所とする場合には、管周方向に１２０°ピッチで圧延ロール３個を配置する。
図２のように、合金管を扁平させる管周方向への曲げ曲げ戻し加工を、管の周方向全体に間欠的、または連続的に与えることで、合金管（被加工材）の曲率の最大値付近で曲げによるひずみが加えられ、合金管の曲率の最小値に向けて曲げ戻しによるひずみが加わる。その結果、得られる合金管の強度向上（転位強化）に必要な曲げ曲げ戻し変形によるひずみが合金管全体に蓄積される。また、この加工形態を用いる場合、管の肉厚や外径を圧縮して行う加工形態とは異なり、多大な動力を必要とせず、偏平による変形であるため、加工前後の形状変化を最小限にとどめながら加工可能な点が特徴的である。
図２のような合金管の扁平に用いる工具形状については、ロールを用いてもよい。合金管周方向に２個以上配置したロール間で合金管を扁平させ回転させれば、容易に曲げ曲げ戻し変形によるひずみを繰り返し与えることが可能である。さらにロールの回転軸を管の回転軸に対し、９０°以内で傾斜させれば、合金管は偏平加工を受けながら管回転軸方向に進行するため、容易に加工の連続化が可能となる（図２に示した（ａ）、（ｂ）を参照）。また、このロールを用いて連続的に行う加工は、例えば、合金管の進行に対して扁平量を変化させるように、適切にロールの間隔を変化させれば、容易に１回目、２回目の合金管の曲率（扁平量）を変更できる。したがって、ロールの間隔を変化させることで中立線の移動経路を変更して、肉厚方向でのひずみの均質化が可能となる。また、ロール間隔ではなく、ロール径を変更することにより扁平量を変化させることで、同様の効果が得られる。また、これらを組み合わせても良い。設備的には複雑になるが、ロール数を３個以上とすれば、加工中の管の振れ回りが抑制でき、安定した加工が可能になる。
本発明の曲げ曲げ戻し冷間加工について、いずれの加工形態を利用した場合でも、加工量は初期合金管直径Ｄｉに対する曲げ加工時の最小半径、すなわち二か所からの外径圧下で生じた扁平、または三か所からの曲げ加工で生じた三角形状の合金管中心からの最小半径部の二倍で算出される変形中の最小径Ｄｍｉｎを利用して管理すると容易である。また、加工量は初期合金管直径Ｄｉに対する初期肉厚ｔｉの影響も受けるため、この値から算出されるｔｉ／Ｄｉを用いた管理も合わせて利用すると良い。これらのパラメータは、製品サイズと製造装置が決まれば、一元的に決定できる。
本発明を実施するにあたり、これらのパラメータを利用した製造条件の管理により、より安定して強度特性を満足する生産が可能になる。上記パラメータを利用して安定した製造条件を検討した結果、（１－Ｄｍｉｎ／Ｄｉ）×１００で計算される圧下率［％］に対し、初期肉厚ｔｉと初期合金管直径Ｄｉで計算されるｔｉ／Ｄｉを掛けた値を指標とする。工具を２個使用する場合でこの指標が０．９～２．５の範囲であれば、安定して軸方向圧縮降伏強度／軸方向引張降伏強度の強度比を０．８５～１．１５の範囲で製造が可能である。なお、上記指標が１．０～１．６の範囲になることで、更に安定した製造が可能である。
また、工具を３個使用する場合は、安定して製造できる範囲が拡大する。上記指標が０．５～３．０の範囲であれば、軸方向圧縮降伏強度／軸方向引張降伏強度の強度比を０．８５～１．１５で製造することが可能となる。なお、工具を３個使用する場合は、上記指標が０．７～２．０の範囲とすると、極めて安定した製造が可能である。
本発明における管周方向への曲げ曲げ戻し加工による合金管の高強度化では、上記した特許文献１の様に加工後の管軸方向のバウシンガー効果が発生しない。これにより、低温熱処理を必要とせず、「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を維持できるため、良好な耐食性能が得られる。そのため、冷間加工後は低温熱処理を含む熱処理を行わないことが原則となる。
しかしながら、本発明の冷間加工方法である管周方向への曲げ曲げ戻し加工においても、冷間加工時の加工発熱により冷間加工中から冷間加工後にかけての被加工材自身の加工発熱など、生産工程で不可避的に被加工材の温度が上がり得る。このことから、上記した特許文献１のような低温熱処理と同様の条件となり得る。このため、冷間加工後の被加工材自身の温度について、上記した特許文献１のような低温熱処理の状態にならないように制御する必要がある。
そこで、発明者らが様々な温度履歴について検討を行った結果、次のことが分かった。冷間加工後に曝される最高温度が３００℃以下で１５分以下であれば「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」が維持されていた。したがって、本発明において、「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」を維持し、Ｍｏの粒界偏析を抑制するには、冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し加工をする際、被加工材の表面の最高到達温度が３００℃以下で、この最高到達温度における保持時間が１５分以下であればよい。例えば、加工速度（扁平形状へ変形させる際の変形速度）を管理することにより、最高到達温度を適宜制御することができる。
冷間加工後、得られた合金管に、必要に応じてめっき処理などの表面処理を施してもよい。なお、上述した被加工材の最高到達温度が３００℃以下、および、保持時間が１５分以下という条件は、冷間加工時以降のすべての工程において、満足させることが好ましい。このため、冷間加工後の各工程においても、被加工材の最高到達温度が３００℃以下で、この最高到達温度における保持時間が１５分以下となるように、めっき処理時の表面処理温度などを適宜制御すればよい。
続いて、図５を参照して、ネジ継手部の製造方法について説明する。
本発明では、以上により得られた合金管について、ネジ継手部の管軸断面（管軸方向に平行な断面）における、ネジ谷底面とフランク面とで形成される角部９の曲率半径Ｒが０．２ｍｍ以上になるように、雄ネジ、および、雌ネジを設計すればよい。
ネジ形状は、切削や転造を用いて設ければよく、角部９の曲率半径Ｒの形状を安定して得るには切削が好ましい。ネジ継手としてより性能を高くするためには、ネジ部だけでなくメタルタッチシール部とトルクショルダ部とを備えるプレミアムジョイントの採用が望ましい。本発明の合金管は、管軸方向で高い圧縮降伏強度を有することにより、ショルダ部断面積はピン素管断面積の２５％以上とすれば、継手として問題のない機能を発揮することが可能である。
ハイトルク性を実現するためには、図５で示すピン１先端のネジ無し部であるノーズ長さＬを０．２インチ以上０．５インチ以下とし、管端からのシールポイント位置をｘとしたときのノーズ長さＬに対する比ｘ／Ｌを０．０１以上０．１以下とするのが良い。一方で、気密性の高いメタルタッチシール部を実現するためには、ピン１先端のネジ無し部であるノーズ長さＬを０．３インチ以上１．０インチ以下とし、管端からのシールポイント位置をｘとしたときのノーズ長さＬに対する比ｘ／Ｌを０．２以上０．５以下とするのが良い。上記「ハイトルク性」とは、変形しないトルク値が高くなり、より高い締付けトルクを与えられるようになることを指す。
以上の製造方法により、本発明の合金管を得ることができる。
このように、本発明は、曲げ曲げ戻しによる冷間加工方法と、低温熱処理を行わないことで、Ｍｏの偏析による耐食性能の低下を抑制しつつ、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比が０．８５～１．１５である、圧縮強度特性に優れた合金管を提供できる。
以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
表１に示す合金種Ａ～Ｋの化学成分を真空溶解炉で溶製し、その後外径８０ｍｍの丸ビレット（素材）へ熱間圧延した。なお、Ｃｒが発明の範囲を超えた合金種Ｊはオーステナイト相単相を得られなかった。また、Ｍｏが発明の範囲を超えて添加された合金種Ｋは溶解からの凝固過程、または熱間圧延により割れが発生したため、冷間加工を実施する前に検討を取りやめた。表１の空欄は、意図的に添加しないことを表しており、含有しない（０％）の場合だけでなく、不可避的に含有する場合も含む。
Figure 0007095811000001
熱間の穿孔圧延により中空の素管を製造し、続く外径圧延機により種々の外径肉厚を持つ中空管を得た。熱間圧延で得られた中空管は再度加熱を行い、１０００～１２００℃の温度域の固溶体化熱処理温度から急速冷却を行なう、固溶体化熱処理を行った。
得られた「耐食性元素を合金中に固溶させた状態」の各種サイズの中空管（外径Ｄ８８．９ｍｍ、肉厚５．４～７．５ｍｍ（ｔｉ／Ｄｉ＝０．０６２～０．０８３）、外径Ｄ１０４．４ｍｍ、肉厚１５．１～２２．３ｍｍ（ｔｉ／Ｄｉ＝０．１４５～０．２１３）、外径Ｄ１３９．７ｍｍ、肉厚９．０～１２．１ｍｍ（ｔｉ／Ｄｉ＝０．０６４～０．０８７）、外径Ｄ１６２．１ｍｍ、肉厚２１．３～２８．９ｍｍ（ｔｉ／Ｄｉ＝０．１３２～０．１７８））について冷間加工を行った。冷間加工は本発明の冷間加工方法である管周方向の曲げ曲げ戻し加工のほかに、引抜圧延およびビルガー圧延も行った。
管周方向の曲げ曲げ戻し加工は、圧延ロール２個を対向配置した形態、または管周方向に１２０°ピッチで圧延ロールを３個配置した形態の装置を使い分けて実施した。また、得られた母管（固溶体加熱処理後の中空管（被加工材））の初期合金管直径（中空管直径）Ｄｉ、初期肉厚ｔｉと、圧延機のロールギャップから求まる最小外径Ｄｍｉｎより求まる圧下率（（１－Ｄｍｉｎ／Ｄｉ）×１００［％］）に対し、初期肉厚ｔｉと初期合金管直径Ｄｉで計算されるｔｉ／Ｄｉを掛けた値を圧延管理値として実施した。また、加工回数の影響を調査するために、同一加工条件で２回冷間加工を行う条件も、合わせて実施した。さらに、一部については、冷間加工後に表２に示す温度で低温熱処理を施した。なお、被加工材の最高到達温度は実施例の合金管製造時の実績温度を測定して管理した。
ここで、上記の「圧延機のロールギャップから求まる最小外径Ｄｍｉｎ」において、圧延機のロールギャップとはロール間隔のもっとも小さい部分であり、ロール数によらず、そのロール間隔の隙間に真円を描いた時の直径である。管の最小外径Ｄｍｉｎはロールギャップと同じ値となる。
引抜圧延およびビルガー圧延は、外径Ｄ１３９．７ｍｍ、肉厚１２ｍｍの素管を用いて、肉厚減少率２０％で減肉延伸圧延を行った。
得られた合金管について、管軸方向の引張降伏強度および圧縮降伏強度、ならびに管周方向の圧縮降伏強度を測定した。得られた合金管から、平行部径が４～６ｍｍの丸棒引張試験と円柱圧縮試験を管肉厚中央部から採取し、引張、圧縮ともにクロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎで強度を測定した。管軸方向引張降伏強度と、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比と、管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比をそれぞれ計算した。
さらに、塩化物、硫化物環境で応力腐食試験を実施した。腐食環境は採掘中の油井を模擬した水溶液（２５％ＮａＣｌ＋１０００ｍｇ／Ｌの硫黄を添加した水溶液に０．１０～１．００ＭＰａの圧力でＨ２ＳガスとＣＯ２ガスを添加しｐＨを２．５～３．５に調整、試験温度１５０℃）とした。管軸長手方向へ応力が付与できるように、得られた合金管の肉厚中心部から４ｍｍ（厚み）の４点曲げ試験片、または、得られた合金管の肉厚中心から直径Ｄ８ｍｍの丸棒引張試験片を切り出し、管軸方向引張降伏強度に対し、１００％の応力を付与して上記水溶液に浸漬した。腐食状況の評価は、応力付与状態で腐食水溶液に７２０ｈｒ浸漬した後、試験片を取り出して、直ちに、試験片の応力付与面を目視した。クラックがないものには記号「Ａ」を、クラックや破断の発生が認められたものには記号「Ｂ」を付与し、評価した。
また、得られた合金管について、管軸方向に平行な管断面の肉厚方向について、ＥＢＳＤによる結晶方位解析を行い、結晶方位角度１５°で区切られるオーステナイト粒のアスペクト比を測定した。測定面積は１．２ｍｍ×１．２ｍｍとし、真円と仮定した際の粒径が１０μｍ以上のオーステナイト粒についてアスペクト比を測定した。
その後、アスペクト比が９以下のオーステナイト粒の組織全体に対する面積分率を測定した。面積分率は、結晶方位解析で１５°以上の方位差を持つ境界を粒界として結晶粒を定義し，結晶粒の長辺と短辺長からアスペクト比を求めた。また、測定した組織全体に占めるアスペクト比９以下の割合を面積分率で求めた。
また、ＳＴＥＭを用いて、（オーステナイト粒界の両端部～オーステナイト粒界から１５０ｎｍの幅）×（粒界と平行方向に２ｎｍの長さ）の領域について、Ｍｏの濃度（質量％）を０．２ｎｍピッチで測定した。ここでの測定領域は、粒界に相当する範囲であり、図１に示した粒界に相当するハッチング部の位置とした。オーステナイト相粒界の測定結果から得られたＭｏ濃度（質量％）については、測定領域における最大値（ピーク値）を用いた。また、オーステナイト相粒内のＭｏ濃度（質量％）については、測定領域の平均値を用いた。そして、各最大値を各平均値で除した値（ピーク値／平均値）、すなわち、オーステナイト相粒内のＭｏ濃度に対するオーステナイト相粒界のＭｏ濃度（表３に示す「オーステナイト粒界／オーステナイト粒内」の値）を求めた。なお、オーステナイト相粒内の平均値の算出の際は、オーステナイト相粒界端部から０～５０ｎｍの領域のデータは除いて平均値を算出した。
得られた結果を表３にそれぞれ示す。
Figure 0007095811000002
Figure 0007095811000003
表３の結果から、本発明例はいずれもＭｏの偏析量を示す、オーステナイト相粒内のＭｏ濃度に対するオーステナイト相粒界のＭｏ濃度の比が４．０倍以下となる。これにより、耐食性に優れるとともに、管軸方向の引張降伏強度に優れており、更に管軸方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差が少ない。一方、従来の冷間圧延方法で製造した製品や、その後に低温熱処理を行った比較例では、管軸方向の引張降伏強度、圧縮降伏強度との比、および耐食性のうちいずれかが合格基準を満たしていない。
次に、ネジ継手の評価を行った。
実施例１で得られた合金管の端部に機械加工により台形のネジ部を形成し（図３（ａ）参照）、二本の合金管をネジで締結した。その後、締結した合金管の軸方向引張降伏強度に応じて両管端を３～１０％偏芯させた状態で回転させる、ネジ部の疲労試験を行った。なお、ネジ部については応力集中部である角部の曲率半径Ｒを、表４に示すように変化させ、応力集中部の疲労き裂や疲労き裂の進展によるネジ山の破断までの回転回数を調査した。その後、従来の製法（実施例１の比較例のうち、冷間加工法が引抜圧延およびビルガー圧延のもの）で得られた合金管と本発明例の合金管における疲労試験の結果を比較し、従来の製法に対する比で示した。この比は、表４中の「疲労試験結果」に示す。この比が１より大きいものを優れていると判断し、疲労寿命延長効果を評価した。
表４に示すように、本発明例である合金種Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈ、Iについて、外径Ｄ８８．９ｍｍ、肉厚ｔ５．５ｍｍ、６．５ｍｍのピン（合金管サイズ）とそれに対応するカップリングからなるネジ継手と、外径Ｄ２４４．５ｍｍ、肉厚ｔ１３．８ｍｍのピンとそれに対応するカップリングからなるネジ継手と、外径Ｄ１３９．７ｍｍ、肉厚ｔ１４．３ｍｍのピンとそれに対応するカップリングからなるネジ継手とを用意した。ネジ継手のタイプは、ネジ部のみからなる継手と、ネジ部とシール部とショルダ部からなるプレミアムジョイントを用意し、上述の疲労試験を行った。
表４には、ピンねじ底のロードフランクおよびスタビングフランクの角部の曲率半径Ｒ、カップリングねじ底のロードフランクおよびスタビングフランクの角部の曲率半径Ｒを示す。
Figure 0007095811000004
表４の結果から、本発明の合金管はいずれも疲労特性に優れている。
次にプレミアムジョイントにおいて、トルクショルダ部の設計の評価を行った。表５に示すように、外径Ｄ８８．９ｍｍ、肉厚ｔ６．５ｍｍ、引張強度６８９ＭＰａのピンとそれに対応するカップリングからなるネジ継手（プレミアムジョイント）において締め付け試験（Ｙｉｅｌｄトルク評価試験）を実施した。
Figure 0007095811000005
具体的には、ショルダ部の断面積がピン未加工部断面積の２０％未満となると締付けトルク３０００Ｎ・ｍでＹｉｅｌｄが発生してしまうことがわかった。よって、ショルダ部の断面積はピン未加工部断面積の２０％以上とするとＹｉｅｌｄが４０００Ｎ・ｍ以上となり十分高いトルクが確保でき締付け可能となることがわかった。この値は従来の耐圧縮強度が低い合金管では２５％以上が必要であるため、本発明の合金管における、ショルダ部の断面積はピン未加工部断面積の２０％以上で同等のトルクを確保できるという優位性が確認できた。結果を表５に示す。なお、表５に示す「ショルダ部の断面積比」は、ピン未加工部断面積に対するショルダ部断面積の比である。
また、第２の高性能なネジ継手として、ＩＳＯ１３６７９：２０１９のシール試験に合格可能な高いシール性を有するネジ継手の実現が挙げられる。そこで、表６に示すように、外径Ｄ８８．９ｍｍ、肉厚ｔ６．５ｍｍ、引張強度６８９ＭＰａのピンとそれに対応するカップリングからなるネジ継手（プレミアムジョイント）、外径Ｄ２４４．５ｍｍ、肉厚ｔ１３．８ｍｍのピンとそれに対応するカップリングからなるネジ継手（プレミアムジョイント）において、シール試験を実施した。
Figure 0007095811000006
表５、表６の結果から、本発明の合金管の適用により、より小さいショルダ断面積でも締め付け可能なネジ継手の実現が可能であることがわかった。このことより、ネジ継手設計の自由度を増すことができる。また、以下の２種類の高性能なネジ継手の実現を可能とする。
まず、第１の高性能なネジ継手として高い締め付けトルクを適用してもシール性能を確保できる、ハイトルクネジ継手が挙げられる。本発明のような耐圧縮強度の高い合金管をネジ継手に採用することにより、ハイトルク性が得られる。加えて、ネジ継手の設計の適正化により、さらなるハイトルクの実現が可能となる。具体的には、ピン先端のネジ無し部であるノーズ長さＬを０．２インチ以上１．０インチ以下とし、管端からのシールポイント位置をｘとしたときのノーズ長さＬに対する比ｘ／Ｌを０．０１以上０．１以下と設計する。
また、シール試験の結果から、気密性の高いメタルタッチシール部を実現するためには、ピン先端のネジ無し部であるノーズ長さＬを０．３インチ以上１．０インチ以下とし、管端からのシールポイント位置をｘとしたときのノーズ長さＬに対する比ｘ／Ｌを０．２以上０．５以下とするのが良い。上記のように、ノーズ長さＬを長くしてシールポイントを管端から離すとショルダ部の断面積が小さくなり、従来材料ではＹｉｅｌｄの問題が発生してしまう断面積となって設計不可となる可能性が高い。従来材料において、薄肉では、この問題は顕著となり、肉厚６．５ｍｍでは実現不可能であった。本発明の合金管では耐圧縮強度が高いために、ショルダ部の断面積を２０％以上確保できればＹｉｅｌｄの問題は回避できる。これにより、ショルダ部の断面積確保と高いシール性のデザインの両立が可能となった。
表６に示すように、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比が０．８５以上のときには、ＩＳＯ１３６７９：２０１９の試験荷重において圧縮率８５％でシール試験合格することが確認された。管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度の強度比が１．０以上であれば圧縮率１００％でシール試験に合格することが確認された。
１ ピン
２ ボックス
３ トルクショルダ部
４ メタルタッチシール部
５ ネジ部
６ 雄ネジ
７ 雌ネジ
８ フランク面
９ 角部
１０ｂ ロードフランク面
１１ａ スタビングフランク面
１２ カップリング

Claims (8)

  1. 成分組成として、質量％で、
    Ｃｒ：１１．５～２９．０％、
    Ｎｉ：２９．６～６０．０％、
    Ｍｏ：３．１～１７．０％、
    Ｃ：０．０５％以下、
    Ｓｉ：０．３５％以下、
    Ｍｎ：０．７５％以下、
    Ｎ：０．０８５％以下を含有し、
    残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
    組織は、オーステナイト相単相であり、
    前記オーステナイト相の粒界のＭｏ濃度（質量％）が前記オーステナイト相の粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下であり、
    管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であり、かつ管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度が０．９６～１．１５である、合金管。
    ここで、前記管軸方向圧縮降伏強度とは、合金管が湾曲した際に屈曲内側面に発生する管軸方向の圧縮応力に、塑性変形を生じずに耐えられる降伏強度であり、該降伏強度は、合金管の管肉厚中央部から平行部径が４～６ｍｍの円柱圧縮試験片を採取し、円柱圧縮試験としてクロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎで管軸方向の圧縮に対する強度を測定し求めた値である。
  2. 管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度が０．８５以上である、請求項１に記載の合金管。
    ここで、前記管周方向圧縮降伏強度とは、合金管が湾曲した際に屈曲内側面に発生する管周方向の圧縮応力に、塑性変形を生じずに耐えられる降伏強度であり、該降伏強度は、合金管の管肉厚中央部から平行部径が４～６ｍｍの円柱圧縮試験片を採取し、円柱圧縮試験としてクロスヘッド速度１ｍｍ／ｍｉｎで管周方向の圧縮に対する強度を測定し求めた値である。
  3. 前記成分組成に加えて、質量％で、下記Ａ群～Ｃ群のうちから選ばれた１群または２群以上を含有する、請求項１または２に記載の合金管。
    記
    Ａ群：Ｗ：２．４％以下、Ｃｕ：２．４％以下、Ｖ：０．０３０％以下、Ｎｂ：０．０４０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
    Ｂ群：Ｔｉ：１．５％以下、Ａｌ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種
    Ｃ群：Ｂ：０．０１０％以下、Ｚｒ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｔａ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．００２％以下、Ｓｎ：０．００２％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
  4. 前記合金管が継目無管である、請求項１～３のいずれかに記載の合金管。
  5. 前記合金管は、少なくとも一方の管端部に雄ネジまたは雌ネジの締結部を備え、
    前記締結部のフランク面およびネジ谷底面で形成される角部の曲率半径が０．２ｍｍ以上である、請求項４に記載の合金管。
  6. 前記締結部は、さらに、メタルタッチシール部およびトルクショルダ部を備える、請求項５に記載の合金管。
  7. 請求項１～６のいずれかに記載の合金管の製造方法であって、
    固溶体化熱処理後に、冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し加工として、
    管の断面形状を扁平させる曲げ加工と、管を回転させた後、該扁平を是正するように管の断面形状を真円に戻す曲げ戻し加工と、を繰り返し行い、管周方向への曲げひずみを与える、合金管の製造方法。
  8. 前記冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し加工を行う際、
    被加工材の最高到達温度を３００℃以下、前記最高到達温度での保持時間を１５分以下とする、請求項７に記載の合金管の製造方法。
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