WO2021157251A1 - ステンレス継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents

ステンレス継目無鋼管およびその製造方法 Download PDF

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pipe
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steel pipe
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俊輔 佐々木
正雄 柚賀
勝村　龍郎
木島　秀夫
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a stainless seamless steel pipe having excellent tensile yield strength and corrosion resistance in the pipe axial direction and having a small difference between the tensile yield strength in the pipe axial direction and the compressive yield strength, and a method for manufacturing the same.
  • the fact that the difference between the tensile yield strength in the tube axis direction and the compressive yield strength is small means that the compression yield strength in the tube axis direction / the tensile yield strength in the tube axis direction is in the range of 0.85 to 1.15.
  • Seamless steel pipes for oil and gas well mining or geothermal wells have corrosion resistance that can withstand high corrosion environments at high temperatures and high pressures, and are resistant to tensile stress due to their own weight when connected to high depths, thermal stress due to high temperatures, and high pressure. High strength characteristics that can withstand are important.
  • the amount of corrosion resistance improving elements such as Cr, Mo, W, and N added to steel is important.
  • duplex stainless steels such as SUS329J3L containing 22% Cr, SUS329J4L containing 25% Cr, and ISO S32750 and S32760 containing a large amount of Mo are used.
  • the tensile yield strength in the pipe axial direction is a representative value of the product strength specifications.
  • the reason for this is that when the pipes are connected to a high depth, the ability to withstand the tensile stress due to the own weight of the pipe itself is the most important, and it has a sufficiently large axial tensile yield strength against the tensile stress due to its own weight. This is to suppress plastic deformation and prevent damage to the dynamic coating, which is important for maintaining the corrosion resistance of the pipe surface.
  • the tensile yield strength in the axial direction of the pipe is the most important, but the compressive yield strength in the axial direction of the pipe is also important for the connecting part of the pipe.
  • welding cannot be used for connection, and screw fastening is used from the viewpoint of fire prevention and repeated insertion and removal.
  • Two-phase stainless steel is composed of two phases, a ferrite phase and an austenite phase, which has a low yield strength in terms of crystal structure, in the structure. The strength cannot be secured. Therefore, pipes used for oil well pipes or geothermal wells increase the tensile yield strength in the pipe axial direction by utilizing dislocation strengthening by various cold rolling.
  • Cold rolling methods for pipes used for oil wells or geothermal wells are limited to two types: cold drawing rolling and cold Pilger rolling.
  • NACE National Association of Corrosion Engineers
  • Cold drawing rolling cold drawing rolling
  • Cold gilgering cold gilgering
  • Patent Document 1 in terms of mass%, C: 0.008 to 0.03%, Si: 0-1%, Mn: 0.1 to 2%, Cr: 20 to 35%, Ni. : 3 to 10%, Mo: 0 to 4%, W: 0 to 6%, Cu: 0 to 3%, N: 0.15 to 0.35%, the balance is composed of iron and impurities.
  • the duplex stainless steel tube has a tensile yield strength YS LT of 689.1 to 1000.5 MPa in the tube axis direction, the tensile yield strength YS LT , the compressive yield strength YS LC in the duplex direction, and the duplex stainless steel tube.
  • a duplex stainless steel tube has been proposed, characterized in that the tensile yield strength YS CT in the tube circumferential direction and the compressive yield strength YS CC in the tube circumferential direction satisfy a predetermined equation.
  • Patent Document 1 does not examine corrosion resistance.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and is a stainless seamless steel pipe having excellent corrosion resistance, high tensile yield strength in the pipe axial direction, and a small difference between the tensile yield strength in the pipe axial direction and the compressive yield strength. And its manufacturing method.
  • Cr is an essential element that defines stainless steel, strengthens the passive coating, prevents the elution of iron, and suppresses the weight reduction and plate thickness reduction of the material.
  • Mo is an important element for suppressing pitting corrosion, which is the most problematic element when stress is applied in a corrosive environment. In duplex stainless steel seamless steel pipes, these two elements are solid-solved in steel, and these elements are evenly distributed in the steel, where these elements are thin on the material surface, that is, corrosion resistance. It is important not to create a weak place.
  • Duplex stainless seamless steel pipes are manufactured by hot rolling and the subsequent cooling process produces intermetallic compounds, various carbides and nitrides in the steel.
  • all of these are products containing corrosion-resistant elements.
  • Corrosion-resistant elements do not contribute to corrosion resistance when they are various products, which causes deterioration of corrosion resistance. Therefore, in order to dissolve the corrosion-resistant element in the steel and to bring the phase fraction into an appropriate two-phase state, a solid solution heat treatment, which is a high-temperature heat treatment at 1000 ° C. or higher, is performed after hot forming. After that, if higher strength is required, dislocation strengthening is performed by cold rolling.
  • the axial tensile yield strength of the steel pipe is improved and the threaded portion used for fastening is used.
  • Strength characteristics are extremely important.
  • the strength characteristics of the torque shoulder part are also extremely important.
  • Highly corrosion-resistant materials typified by duplex stainless steel generally contain an austenite phase in the structure, which has a low yield strength at room temperature. Therefore, in order to obtain the high yield strength required for oil wells or geothermal wells in addition to high corrosion resistance, it is essential to perform cold drawing after solid solution heat treatment or dislocation strengthening by cold Pilger rolling.
  • the steel pipe obtained by the conventional cold working method has the tensile tensile strength in the pipe axial direction required for oil wells / gas wells or geothermal wells, but the compressive yield strength in the pipe axial direction is lowered. For this reason, the steel pipe obtained by the conventional cold working method cannot withstand the compressive stress in the pipe axial direction when the screw is fastened, which is always used in oil well mining, and plastic deformation occurs, resulting in immobility. It had the drawback that the coating was broken and the corrosion resistance was lowered, and the structural function as a threaded joint was lost.
  • Patent Document 1 shows that low-temperature heat treatment is effective when it is necessary to suppress the decrease in compression yield strength due to the Bauschinger effect of the screw fastening portion.
  • heat treatment at 350 ° C. or 450 ° C. is carried out under all conditions in order to satisfy the characteristics.
  • cold working to obtain strength introduces many dislocations into the material, facilitating the diffusion of elements.
  • element diffusion is possible even with low-temperature and short-time heat treatment, and there is a possibility that the “state in which the corrosion-resistant element is solid-solved in steel”, which is important for corrosion resistance performance, will not be achieved.
  • Etchant 20% NaCl + 0.5% CH 3 COOH + CH 3 was added H 2 S gas at a pressure of 0.01 ⁇ 0.10 MPa in an aqueous solution of COONa that the pH was adjusted to 3.0 to 4.5 (Test Using a temperature of 25 ° C.), the stress gave 90% of the tensile yield stress and the stress corrosion cracking state was evaluated.
  • STEM Sccanning Transmission Electron Microscope
  • Duplex stainless steel requires solid solution heat treatment before it can be used as a product, and even for duplex stainless steel containing Cr and Mo, brittle phase and precipitates containing Mo are thermodynamically generated by low temperature heat treatment. It becomes stable. According to these mechanisms, it is considered that the corrosion resistance of a stainless steel having a two-phase structure and containing Mo is deteriorated when low-temperature heat treatment is performed at a temperature equal to or lower than the solid solution heat treatment temperature. Further, it is considered that a longer holding time during low-temperature heat treatment further promotes element diffusion, further segregates Mo and forms intermetallic compounds, and adversely affects corrosion resistance.
  • Patent Document 1 cannot obtain the "state in which the corrosion-resistant element is solid-solved in steel" necessary for obtaining good corrosion resistance, and is used for oil wells / gas wells or geothermal wells. Corrosion resistance required for seamless steel pipes for use deteriorates significantly. With the technique of Patent Document 1, it is extremely difficult to simultaneously satisfy the strength characteristics of the threaded portion required for oil / gas well mining or geothermal well and the corrosion resistance performance.
  • the Mo concentration (% by mass) in the tube is 4.0 times or less, the tensile yield strength in the tube axis direction is 689 MPa or more, and the compression yield strength in the tube axis direction / tensile yield strength in the tube axis direction is 0.85 to. 1.15 stainless seamless steel pipe.
  • C 0.08% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 10.0% or less, Ni: 15.0% or less, N: less than 0.400%.
  • B 0.010% or less
  • Zr 0.010% or less
  • Ca 0.010% or less
  • Ta 0.30% or less
  • Sb 0.30% or less
  • Sn The stainless seamless steel pipe according to any one of [1] to [5], which contains one or more selected from 0.30% or less and REM: 0.010% or less.
  • a stainless seamless steel pipe having a radius of curvature of 0.2 mm or more at the corners formed at the bottom of the valley.
  • the stainless seamless steel pipe of the present invention facilitates use in a severe corrosive environment, screw tightening work during construction of oil wells and gas wells, and further facilitates shape design of screw fastening portions.
  • FIG. 1 is a schematic view showing a region for measuring the concentration of Mo.
  • FIG. 2 is a schematic view showing bending and bending back processing in the pipe circumferential direction.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the fastening portion of the male screw and the female screw in the pipe axial direction (cross-sectional view parallel to the pipe axial direction).
  • FIG. 3A is a trapezoidal screw
  • FIG. 3B is a triangular screw.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of a threaded joint in the pipe axis direction (cross-sectional view parallel to the pipe axis direction)
  • FIG. 4A is a case of an API threaded joint
  • FIG. 4B is a case of a premium joint.
  • FIG. 4A is a case of an API threaded joint
  • FIG. 4B is a case of a premium joint.
  • FIG. 5 is a schematic view of the vicinity of the nose portion which is an extension portion of the pin
  • FIG. 5A is a cut sectional view of the pin and the coupling fastening portion parallel to the pipe axis direction
  • FIG. 5B is the screw tip of the pin. This is the torque shoulder part when the part is viewed from the front of the pin tip.
  • the stainless seamless steel tube of the present invention is a stainless steel containing Cr: 11.5 to 35.0% and Mo: 0.5 to 6.0% in mass% and having ferrite and austenite, and has ferrite grains.
  • the Mo concentration (mass%) of the boundary and / or the grain boundary of ferrite and austenite is 4.0 times or less of the Mo concentration (mass%) in the ferrite grain, or the Mo concentration (mass%) of the austenite grain boundary is It is characterized in that it is 4.0 times or less the Mo concentration in the austenite grains.
  • Cr is an essential element that defines stainless steel, strengthens the passivation film, prevents the elution of iron, and suppresses the weight reduction and plate thickness reduction of the material.
  • Mo is an important element for suppressing pitting corrosion, which is the most problematic when stress is applied in a corrosive environment.
  • these two elements are solid-solved in steel, and these elements are evenly distributed in the steel, where these elements are thin on the material surface, that is, corrosion resistance. It is important not to create a weak place.
  • Cr 11.5-35.0% Cr is the most important element that strengthens the passivation film of steel and enhances corrosion resistance. A Cr content of 11.5% or more is required to obtain a duplex structure and corrosion resistance as a duplex stainless seamless steel pipe. Increasing the amount of Cr is the most basic material for stabilizing the passivation film, and increasing the Cr concentration makes the passivation film stronger. Therefore, as the amount of Cr increases, it contributes to the improvement of corrosion resistance, but if Cr is contained in excess of 35.0%, the embrittled phase precipitates in the process of solidification from melting of steel and cracks occur in the entire solidified structure. , Subsequent molding to the tube becomes difficult. Therefore, the upper limit of Cr is set to 35.0%. From the viewpoint of ensuring both corrosion resistance and manufacturability, the preferable range of the amount of Cr is 20 to 28%.
  • Mo 0.5-6.0% Mo increases the pitting corrosion resistance of steel depending on its content. Therefore, it is necessary to uniformly exist on the surface of the steel material exposed to the corrosive environment. On the other hand, if Mo is contained in excess, the embrittlement phase is precipitated when the molten steel is solidified, causing a large amount of cracks in the solidified structure, and the subsequent molding stability is greatly impaired. Therefore, the upper limit of the amount of Mo is 6.0%. In addition, Mo of 0.5% or more is required to maintain stable corrosion resistance in a sulfide environment. From the viewpoint of achieving both corrosion resistance and manufacturing stability required for duplex stainless seamless steel pipes, the Mo amount is preferably in the range of 1.0 to 5.0%.
  • each phase of duplex stainless steel has different effects on corrosion resistance, and their presence in the steel in duplex exerts high corrosion resistance. Therefore, both the austenite phase and the ferrite phase must be present in the two-phase stainless steel, and the phase fraction thereof is also important from the viewpoint of corrosion resistance. Since the material of the present invention is a duplex stainless steel pipe used in applications requiring corrosion resistance, it is important to have an appropriate duplex fraction from the viewpoint of corrosion resistance.
  • the ferrite phase fraction (volume fraction) in the duplex stainless steel pipe structure is 20% or more and 80% or less.
  • volume fraction When used in an environment where more strict corrosion resistance is required, it is preferable to comply with ISO15156-3 and set the ferrite phase to 35 to 65%.
  • the balance is preferably in the austenite phase.
  • Mo concentration (mass%) of ferrite grain boundary and / or grain boundary of ferrite and austenite is 4.0 times or less of Mo concentration (mass%) in ferrite grain, or Mo concentration (mass%) of austenite grain boundary Is 4.0 times or less the Mo concentration (% by mass) in the austenite grains.
  • the Mo concentration (mass%) of the ferrite grain boundaries and / or the grain boundaries of ferrite and austenite is 4.0 times or less the Mo concentration (mass%) in the ferrite grains.
  • the Mo concentration (mass%) of the austenite grain boundaries needs to be 4.0 times or less the Mo concentration (mass%) in the austenite grains.
  • the ferrite grain boundary is the boundary formed by adjacent ferrite and ferrite
  • the ferrite and austenite grain boundary is the boundary formed by adjacent ferrite and austenite
  • the austenite grain boundary is. It means the boundary formed by adjacent austenite and austenite.
  • Mo concentration (mass%) of ferrite grain boundary and / or grain boundary of ferrite and austenite is 4.0 times or less of Mo concentration (mass%) in ferrite grain, or Mo concentration (mass%) of austenite grain boundary ) Is 4.0 times or less the Mo concentration (mass%) in the austenite grains, the corrosion resistance can be maintained in a good state. If the Mo concentration ratio is 2.5 times or less, the corrosion resistance is further enhanced. Further, in consideration of the variation in the concentration distribution of the elements, if these Mo concentration ratios are in the range of 0.8 to 2.0, excellent corrosion resistance can be stably obtained.
  • the Mo concentration may be calculated excluding the data in the region of 0 to 50 nm from the edge of the grain boundary. For example, as shown in FIG. 1, regarding the measurement region of the Mo concentration in the grain, 100 nm from the grain boundary end or 200 nm from the grain boundary end in the lateral direction of the measurement region (in the direction perpendicular to the grain boundary, FIG. 1). (Corresponding to the horizontal direction inside).
  • the Mo concentration is measured at a predetermined pitch in this predetermined region.
  • There are various methods for quantitatively evaluating the concentration for example, a method for counting mass%. In that case, the value obtained by dividing the maximum value of mass% of Mo on the ferrite (phase) grain boundary (peak value, maximum value of mass%) by the average value of mass% of Mo in the ferrite (phase) grain (peak value). / Average value) may be calculated by defining it as the Mo segregation amount.
  • Mo is not limited to STEM, and elemental analysis using, for example, a scanning electron microscope or a transmission electron microscope can also be used.
  • the grain boundary in the present invention is a crystal azimuth angle of 15 ° or more.
  • the crystal azimuth may be confirmed by STEM or TEM.
  • it can be easily confirmed by crystal orientation analysis by the EBSD method (electron backscatter diffraction method).
  • the stainless seamless steel pipe of the present invention is further mass%, C: 0.08% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 10.0% or less, Ni: 15.0% or less, N: 0. It preferably contains less than 400%.
  • the unit of the content of each element in the steel composition is "mass%", and is simply indicated by “%” unless otherwise specified.
  • the upper limit of C is preferably 0.08% in order to obtain appropriate corrosion resistance. It is not necessary to set the lower limit in particular, but if the amount of C is too low, the decarburization cost at the time of melting increases, so it is preferably 0.005% or more.
  • Si 1.0% or less A large amount of Si impairs workability and low temperature toughness. Therefore, the upper limit of Si is preferably 1.0%. Further, since Si has a deoxidizing effect on steel and it is effective to contain an appropriate amount in molten steel, it is preferably 0.01% or more. It is more preferable that Si is 0.2 to 0.8% from the viewpoint of suppressing side effects due to excessive remaining in the steel while sufficiently obtaining a deoxidizing action.
  • Mn 10.0% or less Excessive content of Mn reduces cold toughness. Therefore, it is preferably 10.0% or less.
  • Mn is a strong austenite phase-forming element and is cheaper than other austenite phase-forming elements. Furthermore, Mn is effective in detoxifying S, which is an impurity element mixed in molten steel, and has the effect of fixing S, which greatly deteriorates the corrosion resistance and toughness of steel, as MnS when added in a small amount. Therefore, it is preferable that Mn is contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, 2.0 to 8.0% is more preferable when it is desired to fully utilize Mn as an austenite phase-forming element from the viewpoint of achieving both cost reduction while paying attention to low temperature toughness. When low temperature toughness is required, it is more preferably less than 1.0%.
  • Ni 15.0% or less
  • Ni is the most expensive element among austenite phase-forming elements, and an increase in content leads to an increase in manufacturing costs. Therefore, it is not preferable to contain a large amount. Therefore, the upper limit is preferably 15.0%.
  • Ni is a strong austenite phase-forming element and improves the low temperature toughness of steel. Therefore, when Mn, which is an inexpensive austenite phase-forming element, is used, it should be actively used when low temperature toughness becomes a problem, and the lower limit is preferably 0.5%. In the case of applications where low temperature toughness is not a problem, it is more preferable to add it in combination with other elements in the range of 0.5 to 5.0% or less. On the other hand, when low temperature toughness is required, active addition of Ni is effective, and the amount of Ni is more preferably in the range of 5 to 13%.
  • N Less than 0.40% N itself is inexpensive, but excessive N addition requires special equipment and addition time, leading to an increase in manufacturing cost. Therefore, the upper limit is preferably less than 0.400%.
  • N is a strong austenite phase-forming element and is inexpensive. In addition, it is an element useful for improving corrosion resistance and strength by being dissolved in steel.
  • the range of N does not need to be particularly limited as long as the structure of the product can be made into an appropriate two-phase fraction in combination with other austenite phase-forming elements. However, if the amount of N is too low, a high degree of vacuum is required during melting and refining of steel, and the raw materials that can be used are limited. Therefore, it is preferably 0.010% or more.
  • the present invention may further appropriately contain the elements described below, if necessary.
  • W 6.0% or less
  • Cu 4.0% or less
  • V 1.0% or less
  • Nb 1.0% or less
  • W 6.0% or less W depends on the content like Mo This enhances pitting corrosion resistance, but if it is contained in excess, it impairs workability during hot working and impairs manufacturing stability. Therefore, when W is contained, the upper limit is 6.0%.
  • the content of W of 0.1% or more is preferable for the reason of stabilizing the corrosion resistance of the duplex stainless seamless steel pipe. From the viewpoint of corrosion resistance and manufacturing stability required for duplex stainless seamless steel pipe, 1.0 to 5.0% is a more preferable range.
  • Cu 4.0% or less
  • Cu is a strong austenite phase-forming element and improves the corrosion resistance of steel. Therefore, the austenite phase-forming elements Mn and Ni should be actively utilized when the corrosion resistance is insufficient.
  • Cu should be 4.0% or less.
  • the lower limit of the content does not need to be specified, but a corrosion resistance effect can be obtained when the content is 0.1% or more. From the viewpoint of improving corrosion resistance and hot workability, 1.0 to 3.0% is a more preferable range.
  • V 1.0% or less
  • the addition of V is effective in improving the strength. Therefore, it can be used when higher strength is required.
  • the strength improving effect can be obtained at 0.01% or more. Therefore, when it is contained, V is preferably 0.01% or more. Since V is an expensive element, 0.05 to 0.40% is a more preferable range from the viewpoint of the strength improving effect obtained by the addition and the cost.
  • Nb 1.0% or less Excessive addition of Nb impairs low temperature toughness, so 1.0% or less is preferable.
  • the addition of Nb is effective in improving the strength. Therefore, it can be used when higher strength is required.
  • the strength improving effect can be obtained at 0.01% or more. Therefore, when it is contained, Nb is preferably 0.01% or more. Since Nb is an expensive element as well as V, 0.05 to 0.40% is a more preferable range from the viewpoint of the strength improving effect obtained by the addition and the cost.
  • the present invention may further appropriately contain the elements described below, if necessary.
  • Ti 0.30% or less
  • Al 0.30% or less
  • Ti 0.30% or less
  • Ti can be used as appropriate when it is necessary to control the structure or adjust the chemical composition because it is possible to miniaturize the solidified structure and fix excess C and N. Therefore, when it is contained, such an effect can be obtained by setting Ti to 0.0001% or more. From the viewpoint of controlling the structure and chemical composition and obtaining product characteristics, 0.0010 to 0.10% is more preferable.
  • Al 0.30% or less If a large amount of Al remains in the product, the toughness will be impaired. Therefore, when Al is contained, it is preferably 0.30% or less. In addition, the addition of Al is effective as a deoxidizing material during refining. In order to obtain this effect, when Al is contained, it may be 0.01% or more.
  • the present invention may further appropriately contain the elements described below, if necessary.
  • the upper limit of the addition amount is preferably 0.010% for each of B, Zr, Ca, and REM.
  • B, Zr, Ca, and REM when a very small amount of B, Zr, Ca, and REM is added, the bonding force at the grain boundaries is improved, and the form of oxides on the surface is changed to improve hot processability and moldability.
  • Duplex stainless seamless steel pipes are generally difficult-to-process materials, so rolling flaws and shape defects due to the amount of processing and processing form are likely to occur, but under molding conditions that cause such problems. These elements are effective. It is not necessary to set a lower limit for the amount of addition, but when B, Zr, Ca, and REM are contained, the effect of improving workability and moldability can be obtained by setting each to 0.0001% or more. If the amount of Ta added is too large, the alloy cost will increase. Therefore, when Ta is contained, the upper limit is preferably 0.30%. Further, when a small amount of Ta is added, the transformation to the embrittled phase is suppressed, and the hot workability and the corrosion resistance are improved at the same time.
  • Ta is effective when the embrittled phase stays in a stable temperature range for a long time due to hot working or subsequent cooling. Therefore, when Ta is contained, it should be 0.0001% or more. Further, as the amount of Sb and Sn added increases, the moldability decreases. Therefore, when Sb and Sn are added, the upper limit is preferably 0.30%. Further, when a small amount of Sb and Sn is added, the corrosion resistance is improved. Therefore, when Sb and Sn are added, the content should be 0.0003% or more.
  • the rest is Fe and unavoidable impurities.
  • the tensile yield strength in the pipe axial direction is 689 MPa or more. Since two-phase stainless steel usually contains a soft austenite phase in its structure, the axial tensile yield strength does not reach 689 MPa in the state of solid solution heat treatment. Therefore, a tensile yield strength in the pipe axial direction of 689 MPa or more can be obtained by dislocation strengthening by the above-mentioned cold working (bending and bending back processing in the pipe circumferential direction). The higher the tensile yield strength in the pipe axial direction, the thinner the pipe can be designed for a well design for mining, which is advantageous in terms of cost.
  • the tensile yield strength in the pipe axial direction be used within the range of 1033.5 MPa at the highest.
  • the ratio of the axial compressive yield strength to the tubular axial tensile yield strength is 0.85 to 1.15.
  • the ratio of the compression yield strength in the tube circumferential direction to the tensile yield strength in the tube axial direction is 0.85 or more.
  • the depth of a well that can be mined depends on the axial tensile yield stress of the pipe when the wall thickness of the pipe is the same.
  • the ratio of the compression yield strength in the circumferential direction to the tensile yield stress in the pipe axial direction is preferably 0.85 or more.
  • the compression yield strength in the pipe circumferential direction is larger than the tensile yield strength in the pipe axis direction, but the ratio of the compression yield strength in the pipe circumference direction to the tensile yield stress in the pipe axis direction is usually 1.50 at most. Saturates with degree.
  • this strength ratio is more preferably in the range of 0.85 to 1.25.
  • the aspect ratio of the austenite grains separated by a crystal azimuth angle difference of 15 ° or more in the wall thickness direction in the tube axis direction is 9 or less. Is preferable. Further, it is preferable that the austenite grains having an aspect ratio of 9 or less have an area fraction of 50% or more.
  • the stainless steel of the present invention is adjusted to an appropriate ferrite phase fraction by the solid solution heat treatment temperature.
  • the structure inside the remaining austenite phase, the structure has a plurality of crystal grains separated by an azimuth angle of 15 ° or more due to recrystallization during hot working or heat treatment. As a result, the aspect ratio of the austenite grains becomes small.
  • the stainless seamless steel pipe in this state does not have the pipe axial tensile yield strength required for oil wells or geothermal wells, while the pipe axial compressive yield strength / pipe axial tensile yield strength is also close to 1. It becomes.
  • conventional stretching processing cold drawing rolling, cold Pilger rolling
  • yield strength / axial tensile yield strength and aspect ratio of austenite grains There is a change in yield strength / axial tensile yield strength and aspect ratio of austenite grains. That is, the aspect ratio of the austenite grains and the compression yield strength in the tube axial direction / the tensile yield strength in the tube axial direction are closely related.
  • the yield strength is improved in the direction in which the austenite grains having a wall thickness cross section in the pipe axis direction (thickness direction of the pipe cross section parallel to the pipe axis direction) are stretched before and after processing, but instead.
  • the yield strength decreases due to the bow singer effect, and the difference between the axial compression yield strength and the tubular axial tensile yield strength increases. From this, if cold working is selected to control the aspect ratio of austenite grains before and after machining to be small, as a result, the strength anisotropy in the pipe axis direction is small, and the strength characteristics of the threaded joint are excellent. Steel pipes can be obtained.
  • the aspect ratio of the austenite grains is 9 or less, a stable steel pipe with little strength anisotropy can be obtained. Further, if the austenite grains having an aspect ratio of 9 or less have an area fraction of 50% or more, a steel pipe having less anisotropy of strength can be stably obtained. By setting the aspect ratio to 5 or less, a more stable steel pipe with less anisotropy of strength can be obtained. The smaller the aspect ratio, the more the anisotropy of the strength can be reduced. Therefore, the lower limit is not particularly limited, and the closer to 1 is preferable.
  • the aspect ratio of the austenite grains is the long side when the grains with a crystal orientation angle of 15 ° or more in the austenite phase are observed by crystal orientation analysis of the thick cross section in the tube axis direction and the grains are housed in a rectangular frame. It is calculated by the ratio of the short side. Since austenite particles having a small particle size have a large measurement error, an error may occur in the aspect ratio if austenite particles having a small particle size are included. Therefore, the austenite grain for which the aspect ratio is measured preferably has a diameter of 10 ⁇ m or more when a perfect circle having the same area is drawn using the measured grain area.
  • the aspect ratio of the ferrite phase is not particularly limited. The reason is that the austenite phase has a lower yield strength and easily affects the Bauschinger effect after processing.
  • the threaded joint consists of a pin with a male thread and a box with a female thread.
  • screw joints standard screw joints specified in the API (American Petroleum Association) standard and high-performance special screw joints called premium joints that have not only screw parts but also metal touch seal parts and torque shoulder parts.
  • the threaded portion is generally designed so that a contact surface pressure is generated in the radial direction, and for example, a tapered screw is used. With the surface pressure in the radial direction, the pin (male screw side) is reduced in diameter and extends in the pipe axis direction, and the box (female screw side) is expanded and deformed and contracted in the pipe axis direction. Contact surface pressure is generated.
  • a compressive stress in the pipe axial direction is generated in the thread according to the fastening force. Therefore, the axial compressive yield strength that can withstand this compressive stress is important. Since a large axial compressive stress is generated in the torque shoulder portion in the premium joint, a material having a high axial compressive yield strength is also important for preventing plastic deformation of the torque shoulder portion.
  • the stainless seamless steel pipe of the present invention Since the stainless seamless steel pipe of the present invention has excellent compression resistance, it is a screw joint that is directly connected to another steel pipe (integral type) or a screw that is connected via a coupling (T & C type). It can be used for fittings. At the tightening part of the screw, when tightening, axial tension and compressive stress are generated due to bending deformation after tightening.
  • a threaded joint capable of maintaining high corrosion resistance and threaded joint performance.
  • FIG. 3 is a cross-sectional view of the fastening portion of the male screw and the female screw in the pipe axis direction (cross-sectional view parallel to the pipe axis direction), and is a schematic view showing the position of the radius of curvature R of the corner portion at the fastening portion of the screw.
  • FIG. 3A shows a trapezoidal screw
  • FIG. 3B shows a triangular screw.
  • at least one pipe end is provided with a male or female screw fastening portion, and the radius of curvature of the corner portion formed by the flank surface and the bottom surface of the thread valley of the fastening portion is 0.2 mm or more. preferable.
  • the radius of curvature of the corner portion R formed by the flank surface and the bottom surface of the screw valley where the male screw and the female screw come into contact with each other by fastening and pressure is generated by fastening is determined.
  • the thickness is 0.2 mm or more, the fatigue characteristics can be improved while maintaining high corrosion resistance.
  • the thread slope on the side of the male screw (pin) near the pipe end is called the stubing flank surface, and the thread slope on the side far from the pipe end is called the road flank surface.
  • the thread slope facing the stubing flank surface of the pin is called a stubing flank surface
  • the thread slope facing the load flank surface of the pin is called a road flank surface.
  • FIG. 4 is a cross-sectional view of a threaded joint in the pipe axis direction (cross-sectional view parallel to the pipe axis direction), FIG. 4A is a case of an API threaded joint, and FIG. 4B is a case of a premium joint.
  • a screw joint consisting of only screw parts such as API screw joints, maximum surface pressure is generated at both ends of the screw part when the screw is fastened, and the screw part on the pin tip side comes into contact with the stubing flank surface after the pin. The threaded portion on the end side comes into contact with the road flank surface.
  • the corner portion R is preferably in the range of 0.2 to 3.0 mm.
  • the radius of curvature is such that the corner portion R occupies the length in the direction), and the radius of curvature of the corner portion R is designed to be 0.2 mm or more.
  • FIG. 4B is a schematic view of a premium joint including not only a screw portion but also a metal touch seal portion and a torque shoulder portion.
  • the tightness of the pipe fastened by the metal touch seal portion (Sea in FIG. 4B) shown in FIG. 4B is guaranteed.
  • the torque shoulder portion acts as a stopper during tightening and plays an important role in ensuring a stable tightening position, but has a high compressive stress during tightening. Occurs. If the torque shoulder part is deformed due to high compressive stress, the high airtightness is impaired, or the inner diameter is reduced due to the deformation toward the inner diameter side, which causes a problem. It becomes necessary to improve the compressive strength, and it is not possible to design a thin-walled steel pipe, or the material is wasted due to the excess wall thickness.
  • the tightening torque value (the value of the torque while tightening the screw) is checked, and the sealed torque value (the torque value that indicates a sealed state when a certain standard is exceeded by tightening). Therefore, from the torque value during tightening), the torque shoulder part does not deform (the screw tip deforms when the torque value exceeds a certain standard, so the torque does not exceed this standard.
  • the tightening is performed by managing the torque value within the range from the sealed torque value to the torque value at which the torque shoulder portion is not deformed, with the value) as the upper limit.
  • the present invention which is excellent in the compression yield strength in the pipe axis direction of the pipe, it is possible to suppress the deformation of the torque shoulder portion while maintaining high corrosion resistance.
  • the tip thickness of the torque shoulder portion of the male screw is increased, the nose rigidity becomes too high and there is a problem of seizure during tightening. Therefore, the preferable range is 25 to 60%. It is preferable to design the nose portion so as to further increase the compressive strength of the torque shoulder portion because higher torque performance (the torque value that does not deform becomes higher and a higher tightening torque can be given) can be realized.
  • FIG. ) (B) As a schematic view of the vicinity of the nose portion which is an extension portion of the pin, FIG. ) (B), respectively.
  • the ratio x / L to the nose length L which is the unthreaded part of the pin tip when the seal point position from the pipe end is x, should be 0.01 or more and 0.1 or less. Is good.
  • the substantial sectional area of the shoulder portion (the cross-sectional area of the shoulder portion: ⁇ / 4 ⁇ (Ds1 2 -Ds0 2)) elevated high torque resistance is obtained.
  • the nose length is preferably 0.5 inch or less.
  • the sealing property indicating airtightness is also important as a characteristic of the threaded portion, and it is preferable to satisfy the compression ratio of 85% or more shown in the sealing test of ISO 13679: 2019.
  • the ratio x / to the nose length L when the nose length of the pin tip without screw is 0.3 inch or more and the seal point position from the pipe end is x. It is preferable that L is 0.2 or more and 0.5 or less.
  • the nose length is 1.0 inch or less. It should be noted that a design with a long nose length could not be realized because the conventional duplex stainless steel having a low compression yield strength cannot withstand the design in which the tip of the nose is inevitably thin.
  • a steel material having the above duplex stainless steel composition is produced.
  • Various melting processes can be applied to the melting of duplex stainless steel, and there are no restrictions.
  • a vacuum melting furnace or an atmospheric melting furnace can be used when iron scrap or a mass of each element is electrically melted for production.
  • an Ar-O 2 mixed gas bottom-blown decarburization furnace or a vacuum decarburization furnace can be used.
  • the melted material is solidified by static casting or continuous casting to form an ingot or slab, and then hot-rolled or forged to form a round billet shape to form a steel material.
  • Hot forming is performed to make a round billet into a hollow tube.
  • any method such as the Mannesmann method or the extrusion tube manufacturing method can be used.
  • an elongator, an assell mill, a mandrel mill, a plug mill, a sizer, a stretch reducer or the like, which is a hot rolling process for thinning and standardizing the outer diameter of a hollow pipe, may be used.
  • the solid solution heat treatment temperature is preferably 1000 ° C. or higher, and preferably 1200 ° C. or lower.
  • quenching is performed to maintain the solid solution state, but cooling with compressed air and various refrigerants such as mist, oil, and water can be used. If the material temperature after hot rolling is the same as the solid solution heat treatment temperature of the material, rapid cooling eliminates the need for the subsequent solid solution heat treatment.
  • the strength of the pipe is increased by utilizing the dislocation strengthening by various processing.
  • the strength grade of the duplex stainless seamless steel pipe after increasing the strength is determined by the tensile yield strength in the axial direction of the pipe.
  • the strength of the pipe is increased by bending and bending back in the circumferential direction of the pipe.
  • cold rolling methods for oil well and gas well mining cold drawing rolling and cold Pilger rolling, both of which are pipe shafts. It is possible to increase the strength in the direction. In these methods, the reduction rate and the outer diameter change rate are mainly changed to increase the strength to the required strength grade.
  • cold drawing rolling and cold Pilger rolling are rolling forms in which the outer diameter and wall thickness of the pipe are reduced and the amount is greatly extended in the longitudinal direction of the pipe shaft.
  • the cold working method of the present invention is a new method that utilizes dislocation strengthening by bending and bending back in the pipe circumferential direction.
  • This processing method will be described with reference to the drawings.
  • This method is different from cold drawing rolling and cold Pilger rolling in which strain due to rolling occurs in the longitudinal direction of the pipe axis, and as shown in FIG. 2, the strain is after bending due to flattening of the pipe (first flattening). , It is given by the bending back processing (second flat processing) when returning to a perfect circle again.
  • the strain amount is adjusted by utilizing repeated bending and bending back and changes in the bending amount without significantly changing the initial steel pipe shape.
  • the conventional cold rolling method utilizes the elongation strain in the pipe axial direction, whereas the bending strain in the pipe circumferential direction is used.
  • strain in the pipe axial direction is suppressed, so that the Bauschinger effect in the pipe axial direction that occurs in the conventional cold rolling method does not occur in principle. Therefore, low-temperature heat treatment after cold working is not required, and the "state in which the corrosion-resistant element is solid-solved in steel" after the solid solution heat treatment required for good corrosion resistance can be obtained, and the strength of the threaded portion is good. It is possible to achieve both the high axial compression yield strength required for the characteristics.
  • FIGS. 2 (a) and 2 (b) are cross-sectional views when the tool contact portions are at two locations
  • FIG. 2 (c) is a cross-sectional view when the tool contact portions are at three locations.
  • the thick arrow in FIG. 2 indicates the direction in which a force is applied when flattening the steel pipe.
  • the tool is moved so as to rotate the steel pipe or the position of the tool is shifted so that the tool comes into contact with the portion where the first flattening is not performed. It is sufficient to devise such as slack (the shaded part in FIG. 2 indicates the first flattened part).
  • rolls may be used, and if the steel pipe is flattened and rotated between two or more rolls arranged in the circumferential direction of the steel pipe, it is easily repeatedly bent and bent back. It is possible to give strain. Further, if the rotation axis of the roll is tilted within 90 ° with respect to the rotation axis of the pipe, the steel pipe advances in the direction of the rotation axis of the pipe while undergoing flattening, so that the processing can be easily continued. Further, in the continuous processing using this roll, for example, if the roll interval is appropriately changed so as to change the flatness amount with respect to the progress of the steel pipe, the first and second steel pipes can be easily processed.
  • Curvature (flatness) can be changed. Therefore, by changing the roll interval, the movement path of the neutral line can be changed to homogenize the strain in the wall thickness direction. Further, the same effect can be obtained by changing the flatness amount by changing the roll diameter instead of the roll interval. Moreover, you may combine these. Although it is complicated in terms of equipment, if the number of rolls is 3 or more, the runout of the pipe during processing can be suppressed, and stable processing becomes possible.
  • the processing amount is the minimum radius at the time of bending with respect to the initial steel pipe diameter Di, that is, the flatness generated under the outer diameter reduction from two places, or three. It is easy to manage by using the minimum diameter Dmin during deformation calculated by twice the minimum radius portion from the center of the triangular steel pipe generated by bending from a location. Further, since the machining amount is also affected by the initial wall thickness ti with respect to the initial outer diameter Di of the steel pipe, it is preferable to also use the management using ti / Di calculated from this value. These parameters can be determined centrally once the product size and manufacturing equipment are determined.
  • the range of stable manufacturing is expanded, and the strength ratio of compression yield strength in the tube axis direction / tensile yield strength in the tube axis direction is set to 0 in the range of the index of 0.5 to 3.0. It can be manufactured at .85 to 1.15. When the index is in the range of 0.7 to 2.0, extremely stable production is possible.
  • the material to be processed in order to maintain the "state in which the corrosion-resistant element is solid-solved in the steel" and suppress the segregation of Mo, is to be bent and returned in the pipe circumferential direction in the cold.
  • the maximum temperature reached is 300 ° C. or less, and the holding time at this maximum temperature is 15 minutes or less.
  • the processing speed deformation speed when deforming into a flat shape
  • the maximum temperature reached can be appropriately controlled.
  • the surface treatment temperature at the time of plating is set so that the maximum temperature of the material to be processed is 300 ° C. or less and the holding time at this maximum temperature is 15 minutes or less. It may be controlled as appropriate.
  • the radius of curvature of the corner portion R formed by the bottom surface of the thread valley and the flank surface in the pipe shaft cross section (cross section parallel to the pipe axis direction) of the threaded joint portion may be designed so that the thickness is 0.2 mm or more.
  • the screw shape may be provided by cutting or rolling, and cutting is preferable in order to stably obtain the shape of the corner portion R.
  • the stainless seamless steel pipe of the present invention has a high compressive yield strength in the pipe axial direction, if the cross-sectional area of the shoulder portion is 25% or more of the cross-sectional area of the pin element pipe, it can exhibit a function without a problem as a joint. Is possible.
  • the nose length of the pin tip without screw shown in FIG. 5 is 0.2 inches. It is preferable that the ratio x / L to the nose length L is 0.01 or more and 0.1 or less when the seal point position from the pipe end is x. On the other hand, in order to realize a highly airtight metal touch seal portion, the nose length of the pin tip without screw is set to 0.3 inch or more and 1.0 inch or less, and the seal point position from the pipe end is set.
  • the ratio x / L to the nose length L when x is preferably 0.2 or more and 0.5 or less.
  • the stainless seamless steel pipe of the present invention can be obtained.
  • the cold working method by bending and bending back and the low temperature heat treatment are not performed, so that the deterioration of the corrosion resistance performance due to the segregation of Mo is suppressed, and the compression yield strength in the pipe axial direction / the tensile strength in the pipe axial direction is suppressed. It is possible to provide a duplex stainless seamless steel pipe having a yield strength ratio of 0.85 to 1.15 and having excellent thread strength characteristics required for oil and gas well applications.
  • the round billet is inserted into the heating furnace again, held at a high temperature of 1200 ° C. or higher, and then subjected to perforation rolling and stretched constant diameter rolling.
  • the size is not limited to the above, and any size is applicable as long as it can be manufactured as a seamless steel pipe.
  • the main size may be a pin of ⁇ 60.3 to 244.5 mm from the tubing size to the production casing size and the corresponding coupling tube size. Then, the mother tube was subjected to a solid solution heat treatment in a temperature range of 1000 to 1150 ° C.
  • cold working was performed.
  • drawing rolling and bilger rolling were also performed.
  • a value obtained by multiplying 100 [%] by the initial wall thickness ti and ti / Di calculated by the initial outer diameter Di was used as the rolling control value.
  • the condition of performing cold processing twice under the same processing conditions was also carried out. Further, some of them were subjected to low temperature heat treatment at the temperatures shown in Table 2 after cold working. The maximum temperature reached of the work material was controlled by measuring the actual temperature at the time of manufacturing the steel pipe of the example.
  • thinning and stretching rolling was performed at a wall thickness reduction rate of 20% using a raw pipe having an outer diameter of ⁇ 139.7 mm and a wall thickness of 12 mm.
  • the tensile yield strength and compressive yield strength in the pipe axial direction, and the compressive yield strength in the pipe circumferential direction were subjected to a round bar tensile test with a parallel part diameter of 4 to 6 mm and a columnar compression test at the center of the pipe wall thickness.
  • the strength is measured at a cross-head speed of 1 mm / min for both tensile and compression, and the tensile yield strength in the tube axis direction and the compression yield strength in the tube axis direction / the tensile yield strength in the tube axis direction and the compression yield strength in the tube circumference direction /
  • the tensile yield strength in the tube axis direction was calculated.
  • Corrosive environment is aqueous simulating the oil wells in mining (20% NaCl + 0.5% CH 3 COOH + CH 3 3.0 added to pH of H 2 S gas at a pressure of 0.01 ⁇ 0.10 MPa in an aqueous solution of COONa ⁇ 4
  • the temperature was adjusted to 5.5 and the test temperature was 25 ° C.).
  • a 4-point bending test piece with a thickness of 4 mm (thickness) from the center of the wall thickness or a round bar tensile test piece with a diameter of ⁇ 8 mm is cut out from the center of the wall thickness so that stress can be applied in the longitudinal direction of the pipe axis.
  • a stress of 90% was applied to the tensile yield strength and the mixture was immersed in the above aqueous solution.
  • To evaluate the corrosion status after immersing the test piece in a corroded aqueous solution for 720 hours in a stressed state, take out the test piece and immediately visually inspect the stressed surface of the test piece. Those that were given were evaluated as x.
  • the concentration (% by mass) of Mo was set to 0 in the region of (width from the end of ferrite grain boundary or austenite grain boundary to 150 nm) ⁇ (length of 2 nm in the direction parallel to the grain boundary). It was measured at a pitch of 2 nm.
  • the Mo concentration (mass%) was measured at a pitch of 0.2 nm (the measurement region is the hatching portion position corresponding to the grain boundary in FIG. 1 within the range corresponding to the grain boundary). . Use the peak value for the value.).
  • the maximum value (peak value) in the measurement region was used. Further, for the Mo concentration (mass%) in each grain (in the ferrite grain and in the austenite grain), the average value in the measurement region was used. The value obtained by dividing each maximum value by each average value (peak value / average value), that is, the Mo concentration at the ferrite grain boundary (ferric grain boundary / within the ferrite grain) with respect to the Mo concentration in the ferrite grain, and the Mo concentration in the ferrite grain.
  • the Mo concentration of the grain boundaries of ferrite and austenite (in the grain boundary of ferrite and austenite / in the ferrite grain) and the Mo concentration of the austenite grain boundary (in the grain boundary of austenite / in the austenite grain) with respect to the Mo concentration in the austenite grain were determined. ..
  • the average value in the ferrite grains or the austenite grains was calculated excluding the data in the region of 0 to 50 nm from the ferrite grain boundary or the end of the austenite grain boundary.
  • a trapezoidal threaded portion is formed by machining at the end of the two-phase stainless steel pipe obtained in Example 1 (see FIG. 3A), and after fastening the two steel pipes with screws, the axial tension of the steel pipe is applied.
  • a fatigue test was conducted on a threaded portion that was rotated with both pipe ends eccentric by 3 to 10% according to the yield strength.
  • the corner portion R which is the stress concentration portion, is changed as shown in Table 4, and the number of rotations until the screw thread breaks due to the fatigue crack in the stress concentration portion and the growth of the fatigue crack is investigated.
  • pins (steel pipe sizes) having an outer diameter of ⁇ 88.9 mm and wall thicknesses of t5.5 and 6.5 mm and corresponding cups.
  • a threaded joint consisting of a ring
  • a threaded joint consisting of a pin with an outer diameter of ⁇ 244.5 mm and a wall thickness of t13.8 mm and a corresponding coupling
  • a pin with an outer diameter of ⁇ 139.7 mm and a wall thickness of t14.3 mm and a corresponding coupling.
  • a tightening test (Yield torque evaluation test) was performed on a threaded joint (premium joint) composed of a pin having an outer diameter of ⁇ 88.9 mm, a wall thickness of 6.5 mm, and a tensile strength of 689 MPa and a corresponding coupling.
  • a screw joint composed of a pin having an outer diameter of ⁇ 88.9 mm, a wall thickness of 6.5 mm, and a tensile strength of 689 MPa and a corresponding coupling, an outer diameter of ⁇ 244.5 mm, a wall thickness of t13.
  • a seal test was performed on a threaded joint (premium joint) consisting of an 8 mm pin and a corresponding coupling.
  • the first high-performance screw joint there is a high torque screw joint that can secure the sealing performance even if a high tightening torque is applied.
  • High torque can be obtained by adopting a stainless seamless steel pipe having high compressive strength as in the present invention for a threaded joint.
  • the design of the threaded joint it is possible to realize even higher torque.
  • the ratio x / L to the nose length L when the nose length of the pin tip without screw is 0.2 inch or more and 0.5 inch or less and the seal point position from the pipe end is x. Is designed to be 0.01 or more and 0.1 or less.
  • the nose length of the threadless part at the tip of the pin should be 0.3 inches or more and 1.0 inches or less, and from the pipe end. It is preferable that the ratio x / L to the nose length L when the seal point position of is x is 0.2 or more and 0.5 or less. If the nose length is lengthened and the seal point is separated from the pipe end as described above, the cross-sectional area of the shoulder portion becomes small, and there is a possibility that the cross-sectional area of the conventional material will cause the Yield problem and design will not be possible. Is high. This problem became remarkable with a thin wall, and it was not feasible with a wall thickness of 6.5 mm.
  • the stainless seamless steel pipe of the present invention has high compressive strength, the problem of Yield can be avoided if the cross-sectional area of the shoulder portion can be secured at 20%, and it is possible to achieve both the secure cross-sectional area of the shoulder portion and the design of high sealing performance.
  • rice field As shown in Table 6, it was confirmed that when the tube axial compressive yield strength / tube axial tensile yield strength was 0.85 or more, the seal test passed at a compressibility of 85% under a test load of ISO 13679: 2019. It was confirmed that if the compression yield strength in the tube axial direction / tensile yield strength in the tube axial direction was 1.0 or more, the seal test was passed at a compressibility of 100%.

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Abstract

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ステンレス継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。　質量％で、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｍｏ：０．５～６．０％を含有する成分組成であり、フェライトとオーステナイトを有するステンレス鋼であり、フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、または、オーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内の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であるステンレス継目無鋼管。

Description

ステンレス継目無鋼管およびその製造方法
　本発明は、管軸方向の引張降伏強度と耐食性に優れるとともに、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ステンレス継目無鋼管およびその製造方法に関する。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が０．８５～１．１５の範囲であるものをいう。
　油井・ガス井採掘用あるいは地熱井用の継目無鋼管は、高温・高圧下で高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による引張応力や高温に伴う熱応力や高圧に耐える高い強度特性が重要である。耐食性能は、鋼にＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎなどの耐食性向上元素の添加量が重要である。例えばＣｒを２２％含んだＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌや２５％含んだＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、Ｍｏを多く添加したＩＳＯ　Ｓ３２７５０、Ｓ３２７６０などの二相ステンレス鋼が利用される。
　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に、管自身の自重による引張応力に耐える能力が最も重要であり、自重による引張応力に対し、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、管表面の耐食性の維持に重要な不動態被膜の損傷を防ぐためである。
　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・ガス井用あるいは地熱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。
　二相ステンレス鋼は、組織中にフェライト相と結晶構造的に降伏強度の低いオーステナイト相との二相で構成されており、熱間成形や熱処理の状態では油井管用あるいは地熱井用に必要な引張強度を確保できない。そのため、油井管用あるいは地熱井用に用いられる管は、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。油井管用あるいは地熱井用に用いられる管の冷間圧延方法は冷間引抜圧延と冷間ピルガー圧延の２種類に限定されている。油井管の利用に関する国際規格として、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。管軸方向圧縮降伏強度特性が要求されるネジ締結部あるいはトルクショルダ部では、バウシンガー効果発生を前提とした低い圧縮降伏強度を前提として強度設計されるのが一般的である。このため、ネジ締結部の強度設計に全体の製品仕様が影響を受けていた。
　これらの課題に対し、特許文献１では、質量％で、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％を含有し、残部が鉄および不純物からなり、二相ステンレス鋼管の管軸方向に、６８９．１～１０００．５ＭＰａの引張降伏強度ＹＳＬＴを有し、前記引張降伏強度ＹＳＬＴ、前記管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳＬＣ、前記二相ステンレス鋼管の管周方向の引張降伏強度ＹＳＣＴ及び前記管周方向の圧縮降伏強度ＹＳＣＣが、所定の式を満たすことを特徴とする二相ステンレス鋼管が提案されている。
特許第５５００３２４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ステンレス継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
　二相ステンレス鋼の耐食性能を高めるには、耐食性元素であるＣｒ、Ｍｏの鋼中の固溶量を高めることが極めて重要であり、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。また、組織中のフェライト相とオーステナイト相分率を適切な二相状態にすることも様々な腐食形態から材料を保護するために重要である。
　Crはステンレス鋼を定義づける必須元素であり、不働態被膜を強固にして鉄分の溶出を防ぎ、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。二相ステンレス鋼の継目無鋼管では、この二つの元素を鋼中に固溶させた状態とし、これらの元素を偏りなく鋼中に分布させ、材料表面にこれらの元素が薄い場所、すなわち耐食性能の弱い場所を造らないことが重要である。
　二相ステンレス継目無鋼管は、熱間圧延による製造とその後の冷却過程で鋼中に金属間化合物や、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ため、耐食性能低下の原因となる。そのため、耐食性元素を鋼中に固溶させ、かつ相分率を適切な二相状態とするため、熱間成形後に１０００℃以上の高温熱処理である固溶体加熱処理が行われる。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鋼中に固溶しており、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、「耐食性元素を鋼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継目無鋼管を油井・ガス井用あるいは地熱井用に利用するには鋼管の管軸方向引張降伏強度の向上と、締結に利用されるネジ部の強度特性が極めて重要となる。プレミアムジョイントにおいてはトルクショルダ部の強度特性も極めて重要となる。二相ステンレス鋼に代表される高耐食性材料は、総じて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、油井用あるいは地熱井用に必要な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油井・ガス井用に利用するための管軸方向引張降伏強度を十分に高められる一方で、締結に利用されるネジ部の強度特性を同時に得ることができない。すなわち、従来の冷間引き抜き、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、最終的に鋼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鋼管は油井・ガス井用あるいは地熱井用に必要な管軸方向引張降伏強度を有するが、管軸方向の圧縮降伏強度が低下する。このため、従来の冷間加工方法で得られる鋼管は、油井採掘で必ず使用されるネジ締結時にねじ部やトルクショルダ部が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やねじ継手としての構造的な機能を喪失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、ネジ締結部の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℃または４５０℃の熱処理が実施されている。しかしながら、強度を得るための冷間加工は材料中に多くの転位を導入して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拡散が可能となり、耐食性能に重要な「耐食性元素を鋼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、熱処理により「耐食性元素を鋼中に固溶させた状態」がどのように変化するか詳細な調査を行った。まず、発明者らはＵＮＳで規格される二相ステンレス鋼のＳ３２５５０とＳ３２７０７を準備し、油井用継目無鋼管の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た。その後、冷間加工状態のままと、３００℃、４５０℃、５５０℃で１時間の熱処理を行い硫化水素環境中での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、２０％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋ＣＨ３ＣＯＯＮａの水溶液に０．０１～０．１０ＭＰａの圧力でＨ２Ｓガスを添加しｐＨを３．０～４．５に調整したもの（試験温度２５°Ｃ）を使用し、応力は引張降伏応力の９０％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、フェライト相と、そのフェライト相が作る粒界、オーステナイト相と、その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。この結果より、低温で短時間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によりフェライト相、オーステナイト相の析出物を観察した。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「耐食性元素を鋼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と考えられる。
　次に、ＳＴＥＭによりフェライト相とオーステナイト相の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、フェライト相と接触している粒界とオーステナイト相と接触している粒界、すなわちフェライト相とオーステナイト相の粒界、またはフェライト相とフェライト相の粒界、また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フェライト相粒界にＭｏの偏析が少なく、固溶体化熱処理後の「耐食性元素を鋼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り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フェライト相とオーステナイト相の各相にはＭｏが過飽和に取り込まれていることと、冷間加工で導入された多量の転位が影響していると考えられる。もう一つの原因としては、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り、これらの脆化相はＭｏを含む金属間化合物や析出物であるため、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。
　二相ステンレス鋼は製品として使用する前に固溶体化熱処理が必要であることと、ＣｒとＭｏを含む二相ステンレス鋼であっても低温熱処理で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、二相組織を持つステンレス鋼であり、かつＭｏを含む材料については、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「耐食性元素を鋼中に固溶させた状態」を得られず、油井・ガス井用あるいは地熱井用の継目無鋼管に必要な耐食性能が大きく劣化する。特許文献１の技術では、油井・ガス井採掘用あるいは地熱井用に必要なネジ部の強度特性と、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］質量％で、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｍｏ：０．５～６．０％を含有する成分組成であり、フェライトとオーステナイトを有するステンレス鋼であり、フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、または、オーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内の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であるステンレス継目無鋼管。
［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］に記載のステンレス継目無鋼管。
［３］さらに質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、Ｎｉ：１５．０％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成分組成である［１］または［２］に記載のステンレス継目無鋼管。
［４］さらに質量％で、Ｗ：６．０％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種以上を含有する［１］～［３］のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管。
［５］さらに質量％で、Ｔｉ：０．３０％以下、Ａｌ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］～［４］のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管。
［６］さらに質量％で、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：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する［１］～［５］のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管。
［７］［１］～［６］のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管であって、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とネジ谷底面で形成される角部の曲率半径が０．２ｍｍ以上であるステンレス継目無鋼管。
［８］［７］に記載のステンレス継目無鋼管であって、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、前記締結部にメタルタッチシール部とトルクショルダ部を備えるステンレス継目無鋼管。
［９］［１］～［８］のいずれかに記載のステンレス継目無鋼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ステンレス継目無鋼管の製造方法。
［１０］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［９］に記載のステンレス継目無鋼管の製造方法。
　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ステンレス継目無鋼管を得られる。したがって、本発明のステンレス継目無鋼管であれば、厳しい腐食環境での利用や、油井、ガス井戸の施工時のネジ締め作業が容易になり、さらに、ネジ締結部の形状設計も容易になる。
図１は、Ｍｏの濃度を測定する領域を示す模式図である。 図２は、管周方向の曲げ曲げ戻し加工を示す模式図である。 図３は、雄ネジと雌ネジ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、（ａ）は台形ネジの場合、図３（ｂ）は三角ネジの場合である。 図４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ＡＰＩネジ継手の場合、図４（ｂ）はプレミアムジョイントの場合である。 図５は、ピンの延長部であるノーズ部付近の模式図であり、図５（ａ）はピンとカップリング締結部の管軸方向平行の切断断面図、図５（ｂ）はピン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。
　本発明のステンレス継目無鋼管は、質量％で、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｍｏ：０．５～６．０％を含有し、フェライトとオーステナイトを有するステンレス鋼であり、フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、または、オーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内のＭｏ濃度に対して４．０倍以下であることを特徴とする。Ｃｒはステンレス鋼を定義づける必須元素であり、不働態被膜を強固にして鉄分の溶出を防ぎ、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。二相ステンレス鋼の継目無鋼管では、この二つの元素を鋼中に固溶させた状態とし、これらの元素を偏りなく鋼中に分布させ、材料表面にこれらの元素が薄い場所、すなわち耐食性能の弱い場所を造らないことが重要である。
　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。二相ステンレス継目無鋼管としての二相組織と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材料であり、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が、35.0%を超えてCrを含有すると、鋼の溶解から凝固する過程で脆化相が析出し凝固組織全体に割れが発生してしまい、その後の管への成形加工が困難になる。そのためCrの上限は35.0%とする。なお、耐食性の確保と製造性の両立の観点から、好ましいCr量の範囲は20～28%である。
　Mo:0.5～6.0%
　Moは含有量に応じて鋼の耐孔食性を高める。そのため腐食環境に曝される鋼材表面に均一に存在させる必要がある。一方で、過剰にMoを含有すると、溶鋼が凝固する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量の上限は6.0％とする。また、硫化物環境で安定した耐食性を維持するために、Moは0.5%以上が必要である。なお、二相ステンレス継目無鋼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、1.0～5.0%が好適な範囲である。
　フェライト相とオーステナイト相の二相
　次に耐食性に重要な製品中のフェライト、オーステナイト相の適切な相分率について説明する。二相ステンレス鋼の各相は耐腐食性に関して異なる作用を有しており、それらが二相で鋼中に存在することで高い耐食性を発揮する。そのため二相ステンレス鋼中にはオーステナイト相とフェライト相の両方が存在していなければならず、さらにその相分率も耐食性能の観点で重要である。本発明の材料は耐食性能が必要な用途で使用される二相ステンレス鋼管であるため、耐食性の観点から適切な二相分率状態にすることが重要である。そのため、本発明における適切な二相分率状態としては、二相ステンレス鋼管組織中の少なくともフェライト相分率（体積分率）を20%以上80%以下とすることが好ましい。また、より耐食性が厳しく求められる環境で利用される際はISO15156-3に準拠し、フェライト相を35～65%とすることが好ましい。残部組織はオーステナイト相とすることが好ましい。
　フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、またはオーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下
　低温熱処理を受けた二相ステンレス鋼はフェライト相、またはオーステナイト粒界に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、フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、または、オーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下にする必要がある。なお、本発明では、フェライト粒界とは、隣接するフェライトとフェライトで形成される境界、フェライトとオーステナイトの粒界とは、隣接するフェライトとオーステナイトで形成される境界、オーステナイトの粒界とは、隣接するオーステナイトとオーステナイトで形成される境界を意味している。
　フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、または、オーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下であれば耐食性能は良好な状態を保てる。なお、これらのＭｏ濃度比が、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て、これらのＭｏ濃度比が０．８から２．０の範囲であれば優れた耐食性能が安定して得られる。
　なお、Ｍｏ濃度の測定には、例えばＳＴＥＭを利用すればよい。粒界近傍のＭｏ濃度については安定しないため、粒内のＭｏ濃度の算出の際は、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。例えば図１に示すように、粒内のＭｏ濃度の測定領域については、粒界端部から１００ｎｍ、もしくは粒界端部から２００ｎｍを測定領域の横方向（粒界に垂直な方向で、図１中の横方向に相当）とすればよい。
　なお、粒界端部から１００ｎｍ、もしくは粒界端部から２００ｎｍの測定領域を横方向としたとき、縦方向の領域（粒界に平行な方向で、図１中の縦方向に相当。）については、特段制限はない。また、粒界の測定領域（縦方向および横方向）についても、特段制限はない。この所定の領域について、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は種々の方法があるが、例えば質量％をカウントする方法がある。その場合、フェライト（相）粒界上のＭｏの質量％の最大値（ピーク値、質量％の最大値）をフェライト（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濃度の確認については、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。
　本発明のステンレス継目無鋼管は、さらに質量％で、Ｃ：０．０８％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、Ｎｉ：１５．０％以下、Ｎ：０．４００％未満を含有することが好ましい。以下、鋼成分組成の各元素の含有量の単位はいずれも「質量％」であり、特に断らない限り単に「％」で示す。
　C:0.08%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Ｃの上限は0.08%とすることが好ましい。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ため、0.005%以上とすることが好ましい。
　Si:1.0%以下
　多量のSi含有は、加工性と低温靱性を損なう。そのため、Ｓｉの上限は1.0%とすることが好ましい。また、Siは鋼の脱酸作用があるため、溶鋼中への適量の含有が有効であることから、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つつ、過剰に鋼中に残存することによる副作用抑制を両立する観点から、Ｓｉは0.2～0.8%とすることがより好ましい。
　Mn:10.0%以下
　Mnの過剰な含有は低温靱性を低下させる。そのため、10.0%以下とすることが好ましい。また、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安価である。さらに溶鋼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、微量添加で鋼の耐食性、靭性を大きく劣化させるSをMnSとして固定する効果がある。このため、Mnは0.01%以上含有することが好ましい。一方で、低温靱性に注意しつつ、コスト低減を両立させる観点で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は2.0～8.0%がさらに好適である。なお、低温靭性が必要となる場合は1.0%未満とすることがより好ましい。
　Ni:15.0%以下
　Niはオーステナイト相形成元素の中で最も高価な元素であり、含有量の増加は製造コスト上昇につながる。そのため、多く含有することは好ましくない。したがって、上限は15.0%とすることが好ましい。また、Niは強力なオーステナイト相形成元素であり、かつ鋼の低温靱性を向上させる。そのため安価なオーステナイト相形成元素であるMnの利用では低温靱性が問題になる場合に積極的に活用すべきであり、下限は0.5%とすることが好ましい。なお、低温靱性が問題にならない用途の場合は0.5～5.0%以下の範囲で、その他元素と複合添加することがより好ましい。一方で、低温靱性が必要な場合はNiの積極的な添加が有効であり、Ni量を5～13%の範囲とすることがより好ましい。
　N:0.400%未満
　Ｎ自体は安価であるが、過剰な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。このため、上限は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。また、鋼中に固溶することにより、耐食性能と強度向上に有用な元素である。Ｎは、その他のオーステナイト相形成元素と合わせて、製品の組織を適切な二相分率とすることができれば、特に範囲を制限する必要はない。しかしながら、N量が低すぎると、鋼の溶解や精錬時に高い真空度が必要であったり、利用できる原材料に制限が発生する。そのため、0.010％以上とすることが好ましい。
　本発明は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:6.0%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:6.0%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6.0％とする。特に下限を設ける必要はないが、二相ステンレス継目無鋼管の耐食性能を安定させる理由で、0.1%以上のWの含有が好適である。なお、二相ステンレス継目無鋼管に必要とされる耐食性と製造安定性の観点から、1.0～5.0%がより好適な範囲となる。
　Cu:4.0%以下
　Cuは強力なオーステナイト相形成元素であり、かつ鋼の耐食性を向上させる。したがって、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すべきである。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、含有する場合、Cuは4.0%以下とする。含有量の下限は特に規定する必要はないが、0.1%以上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1.0～3.0%がより好適な範囲である。
　V:1.0%以下
　Vの過剰な添加は低温靭性を損なうので、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る。そのため、より高い強度が必要な時に活用できる。強度向上効果は0.01%以上で得られる。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、添加で得られる強度向上効果とコストの観点から、0.05～0.40％がより好適な範囲となる。
　Nb:1.0%以下
　Nbの過剰な添加は低温靭性を損なうので、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る。そのため、より高い強度が必要な時に活用できる。強度向上効果は0.01%以上で得られる。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、添加で得られる強度向上効果とコストの観点から、0.05～0.40％がより好適な範囲となる。
　本発明は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。
　Ti:0.30%以下、Al:0.30%以下のうちから選ばれた１種または２種
　Ti:0.30%以下
　Ti量が増えると製品の低温靭性が低下するため、0.30%以下とすることが好ましい。また、Tiは凝固組織の微細化や、余剰なCやNを固定することが可能であるため、組織制御や化学成分の調整が必要な時に適宜使用できる。したがって、含有する場合、Ti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。組織や化学成分を制御する観点と製品特性を得る観点から、0.0010～0.10%がより好適となる。
　Al:0.30%以下
　Al量が多量に製品に残存すると靭性を損ねる。そのため、Alを含有する場合、0.30%以下とするのが好ましい。また、Alの添加は精錬時の脱酸材として有効である。この効果を得るには、Alを含有する場合、0.01%以上であればよい。
　本発明は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。
　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:0.010%以下のうちから選ばれた１種また２種以上
　B、Zr、Ca、REMの添加量が多くなると逆に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、REMについてはそれぞれ0.010%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向上や、表面の酸化物の形態を変化させ熱間の加工性、成形性が向上する。二相ステンレス継目無鋼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は有効である。添加量は下限を特に設ける必要はないが、B、Zr、Ca、REMを含有する場合はそれぞれを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。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。また、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が同時に向上する。また、熱間加工やその後の冷却で脆化相が安定な温度域で長時間滞留する場合にTaは有効である。したがって、Taを含有する場合は0.0001％以上とする。また、Ｓｂ、Ｓｎの添加量が多くな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％とするのが好ましい。また、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0.0003%以上とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。
　本発明のステンレス継目無鋼管においては、管軸方向引張降伏強度を６８９ＭＰａ以上とする。通常、二相ステンレス鋼は軟質なオーステナイト相を組織中に含むため、固溶体加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。そのため、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、管を薄肉厚で採掘用井戸デザインを設計でき、コスト的に有利となる。一方で、強度が高すぎると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。このため、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望ましい。
　また、本発明では、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が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を0.85～1.15とすることにより、ネジ締結時や、井戸内で鋼管が湾曲した際に発生する管軸方向圧縮応力、高温による熱応力、傾斜井や水平井で鋼管を地中にねじ込む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り、耐圧縮応力のために必要であった管肉厚の減少が可能になる。管肉厚の自由度の向上、特に減肉範囲の拡大は材料費の削減によるコストダウンや生産量向上につながる。
　また、本発明では、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が0.85以上であることが好ましい。採掘可能な井戸の深度は管の肉厚が同一の場合、管軸方向引張降伏応力により依存する。深度の深い井戸で発生する外圧で管が圧潰しないためには、管軸方向引張降伏応力に対する管周方向圧縮降伏強度の比が0.85以上であることが好ましい。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大きい場合には特に問題にならないが、管軸方向引張降伏応力に対する管周方向圧縮降伏強度の比は、通常は大きくても1.50程度で飽和する。一方で、この強度比が高すぎると、例えば低温靭性が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。このため、この強度比は0.85～1.25の範囲がより好ましい。
　さらに、本発明では、管軸方向肉厚断面（管軸方向に平行な管断面の肉厚方向）の結晶方位角度差が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、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%以上であることが好ましい。本発明のステンレス鋼は、固溶体化熱処理温度により適切なフェライト相分率へ調整される。ここで、残部のオーステナイト相内部では、熱間加工時や熱処理時に再結晶化により方位角15°以上で区切られた結晶粒を複数有する組織となる。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。この状態のステンレス継目無鋼管は、油井管用あるいは地熱井用に必要な管軸方向引張降伏強度を有していない一方で、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度も１に近い状態となる。その後、油井管用あるいは地熱井用に必要な管軸方向引張降伏強度を得るために、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）を行うため、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度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（管軸方向に平行な管断面の肉厚方向）のオーステナイト粒が加工前後で延伸した方向は降伏強度が向上するが、代わりにその反対方向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のである。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、結果的に管軸方向に強度の異方性の少ない、ネジ継手部の強度特性に優れた鋼管を得ることができる。
　本発明において、オーステナイト粒のアスペクト比は9以下であれば安定した強度異方性の少ない鋼管を得られる。また、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%以上とすれば、強度の異方性の少ない鋼管を安定して得られる。なお、アスペクト比は５以下とすることでより安定して強度の異方性の少ない鋼管を得ることができる。アスペクト比は小さくなれば、より強度の異方性を減らせるため、特に下限は限定せず、１に近いほどよい。また、オーステナイト粒のアスペクト比は、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、強度の異方性をより低減できる。
　また、フェライト相のアスペクト比については特段限定されない。その理由は、オーステナイト相の方が低い降伏強度を有し、加工後のバウシンガー効果へ影響を与えやすいためである。
　ネジ継手は雄ネジを有するピンと雌ネジを有するボックスから構成される。ネジ継手としては、ＡＰＩ（米国石油協会）規格に規定された標準的なネジ継手や、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(雄ネジ側)は縮径変形して管軸方向に伸び、ボックス(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。
　本発明のステンレス継目無鋼管は、優れた耐圧縮性を有することから、他の鋼管と直接連結（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、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。本発明のステンレス継目無鋼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は、雄ネジと雌ネジ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、図３（ｂ）は三角ネジの場合である。本発明において、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と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、締結により雄ネジと雌ネジが互いに接触し、締結により圧力が発生するフランク面とネジ谷底面で形成される角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上とすることにより、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、フランク面については、雄ネジ（ピン）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と呼ぶ。雌ネジ（ボックス）においては、ピンのスタビングフランク面に対向するネジ山斜面をスタビングフランク面と呼び、ピンのロードフランク面に対向するネジ山斜面をロードフランク面と呼ぶ。
　図４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ＡＰＩネジ継手の場合、図４（ｂ）はプレミアムジョイントの場合である。ＡＰＩネジ継手のようにネジ部のみで構成されるネジ継手においては、ネジ締結時にはネジ部の両端に最大面圧が発生し、ピン先端側のネジ部はスタビングフランク面で接触し、ピン後端側のネジ部はロードフランク面で接触する。プレミアムジョイントの場合にはトルクショルダ部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開示されているが、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、角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上とすることにより、ステンレス継目無鋼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Ｒの曲率半径を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Ｒはネジ部の設計の自由度を奪い、ネジ加工できる鋼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Ｒは０．２～３．０ｍｍの範囲とすることが好ましい。または、角部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り、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Ｒが占めるような曲率半径とし、かつ、角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上に設計するとよい。
　図４（ｂ）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模式図である。図４（ｂ）に示すメタルタッチシール部（図４（ｂ）中のＳｅａｌ）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（図４（ｂ）中のＳｈｏｕｌｄｅｒ）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ため、トルクショルダ部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、薄肉形状の鋼管が設計できない、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（ネジを締めつけている間のトルクの値）を確認し、密閉されたトルク値（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いう）から、トルクショルダ部が変形しないトルク値（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）を上限として、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の範囲で管理して締結を行う。
　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、トルクショルダ部の変形を抑止できる。トルクショルダ部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である先端厚み（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）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。雄ネジのトルクショルダ部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ため、好ましい範囲は２５～６０％である。トルクショルダ部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（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）を実現できるため好ましい。ピンの延長部であるノーズ部付近の模式図として、ピンとカップリング締結部の管軸方向平行の切断断面図とピン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を図５（ａ）（ｂ）にそれぞれ示す。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としたときのピン先端のネジ無し部であるノーズ長さＬに対する比ｘ／Ｌを０．０１以上０．１以下とするのが良い。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、ノーズ長さは０．５インチ以下とするのが良い。一方、ノーズ長さが短すぎるとシール部を配置する余地がなくなるため０．２インチ以上とするのが望ましい。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。
なお、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。
　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を０．３インチ以上とし、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。ただし、ノーズ長さ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二相ステンレス鋼では、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。
　次に、本発明のステンレス継目無鋼管の製造方法について説明する。
　まず、上記の二相ステンレス鋼組成を有する鋼素材を作製する。二相ステンレス鋼の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、鉄スクラップや各元素の塊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。また、高炉法による溶銑を利用する場合はAr-O2混合ガス底吹き脱炭炉や真空脱炭炉等が利用できる。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、または鍛造で丸ビレット形状に成形し鋼素材となる。
　次に、丸ビレットは加熱炉で加熱され、各種熱間圧延プロセスを経て鋼管形状となる。丸ビレット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、外径定型加工を行う熱間圧延プロセスであるエロンゲーター、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、空冷により各種炭窒化物や金属間化合物が鋼中に生成するため、固溶体化熱処理が必要となる。つまり、熱間圧延中の二相ステンレス鋼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。さらに二相ステンレス鋼は種々の腐食環境に耐えるため、オーステナイト相とフェライト相分率が適切な二相状態であることが重要であるが、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二相分率の制御が困難となる。以上の問題があることから、析出物の鋼中への固溶、脆化相の非脆化相への逆変態、相分率を適切な二相状態とする目的で、熱間成形後、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、析出物や脆化相を鋼中に溶かし込み、かつ、相分率を適切な二相状態へ制御する。固溶体化熱処理の温度は、析出物の溶解、脆化相の逆変態、相分率が適切な二相状態となる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、加熱後は固溶体化状態を維持するため急冷を行うが、圧縮空気による冷却やミスト、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、急速冷却で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継目無素管は低降伏強度であるオーステナイト相を含むため、そのままでは油井・ガス井採掘に必要な強度が得られない。そのため、各種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、高強度化後の二相ステンレス継目無鋼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、管周方向への曲げ曲げ戻し加工により、管の高強度化を行う。
　管周方向への曲げ曲げ戻し加工
　管の冷間圧延法で油井・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。このため、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。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が、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「耐食性元素を鋼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継目無鋼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。図面に基づいて、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後（１回目の扁平加工）、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、初期の鋼管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鋼管の高強度化は、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。この冷間加工方法を用いることにより、管軸方向へのひずみを抑制するため、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、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「耐食性元素を鋼中に固溶させた状態」を得られ、かつ、良好なネジ部の強度特性に必要な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（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（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、鋼管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、鋼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中の斜線部は１回目の扁平箇所を示す。）。
　図２のように、鋼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、鋼管の曲率の最大値付近で曲げによるひずみが加えられ、鋼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、鋼管の強度向上（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のような鋼管の扁平に用いる工具形状について、ロールを用いてもよく、鋼管周方向に２個以上配置したロール間で鋼管を扁平させ回転させれば、容易に繰り返し曲げ曲げ戻し変形によるひずみを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、鋼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。また、このロールを用いて連続的に行う加工は、例えば、鋼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、容易に一回目、二回目の鋼管の曲率（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、加工量は初期鋼管直径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鋼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、加工量は鋼管初期外径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。その結果、（１－Ｄｍｉｎ／Ｄｉ）×１００で計算される圧下率［％］に対し、初期肉厚ｔｉと初期外径Ｄｉで計算されるｔｉ／Ｄｉを掛けた値を指標とし、この指標が工具を２個使用する場合で０．９～２．５の範囲であれば安定して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の範囲で製造が可能である。なお、指標が１．０～１．６の範囲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し、指標が０．５～３．０の範囲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を０．８５～１．１５で製造することが可能となる。なお、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。
　管周方向への曲げ曲げ戻し加工による継目無鋼管の高強度化は、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。このため、低温熱処理を必要とせず、「耐食性元素を鋼中に固溶させた状態」を維持でき、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、生産工程で不可逆的に被加工材の温度が上がり得ることから、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、冷間加工後の温度について、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、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「耐食性元素を鋼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、「耐食性元素を鋼中に固溶させた状態」を維持し、Ｍｏの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、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。
　本発明では、以上により得られたステンレス継目無鋼管について、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Ｒの曲率半径を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。本発明のステンレス継目無鋼管は、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（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）を実現するためには、図５で示すピン先端のネジ無し部であるノーズ長さを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、ピン先端のネジ無し部であるノーズ長さを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。
　以上の製造方法により、本発明のステンレス継目無鋼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比が０．８５～１．１５である、油井・ガス井用途に必要なネジ部強度特性に優れた二相ステンレス継目無鋼管を提供できる。
　以下、実施例に基づいて本発明を説明する。
　表１に示すＡ～Ｚの化学成分を真空溶解炉で溶製し、その後外径φ８０ｍｍの丸ビレットへ熱間圧延した。なお、ＣｒとＭｏが発明の範囲を超えて添加されたＹとＺ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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　熱間圧延後、丸ビレットは再度加熱炉へ挿入し、１２００℃以上の高温で保持した後、穿孔圧延と延伸定径圧延を経て、冷間加工後の油井用製品サイズで外径Φ８８．９ｍｍ、肉厚５．４～７．５ｍｍ（ｔ／Ｄ＝０．０６２～０．０８３）、外径Φ１０４．４ｍｍ、肉厚１５．１～２２．３ｍｍ（ｔ／Ｄ＝０．１４５～０．２１３）、外径Φ１３９．７ｍｍ、肉厚９．０～１２．１ｍｍ（ｔ／Ｄ＝０．０６４～０．０８７）、外径Φ１６２．１ｍｍ、肉厚２１．３～２８．９ｍｍ（ｔ／Ｄ＝０．１３２～０．１７８）の種々のサイズになるように冷間加工前の母管を製造した。ただし、サイズは上記に限定されるものではなく、継目無鋼管として製造可能な範囲であればすべて対象となる。主要なサイズとしては、チュービングサイズからプロダクション・ケーシングサイズまでのΦ６０．３～２４４．５ｍｍのピンおよびそれに対応するカップリング素管サイズであればよい。その後、母管を１０００～１１５０℃の温度範囲で固溶体化熱処理を行った。
　固溶体化熱処理後、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個の対向配置、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、得られた母管の初期外径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（なお、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。）より求まる圧下率（１－Ｄｍｉｎ／Ｄｉ）×１００［％］に対し、初期肉厚ｔｉと初期外径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鋼管製造時の実績温度を測定して管理した。
　引抜圧延およびビルガー圧延は、外径Φ１３９．７ｍｍ、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。
　得られた継目無鋼管について、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ト速度１ｍｍ／ｍｉｎで強度を測定し、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と管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度を計算した。
　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（２０％ＮａＣｌ＋０．５％ＣＨ３ＣＯＯＨ＋ＣＨ３ＣＯＯＮａの水溶液に０．０１～０．１０ＭＰａの圧力でＨ２Ｓガスを添加しｐＨを３．０～４．５に調整、試験温度２５℃）とした。応力は管軸長手方向へ応力が付与できるように、肉厚中心部から４ｍｍ（厚み）の４点曲げ試験片、または、肉厚中心から直径Φ８ｍｍ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、９０％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、クラックがないものは○、クラックや破断の発生が認められたものは×として評価した。
　また、得られた継目無鋼管について、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。
　また、ＳＴＥＭを用いて、（フェライト粒界またはオーステナイト粒界の端部～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。また、フェライト粒界およびオーステナイト粒界についても、０．２ｎｍピッチでＭｏの濃度（質量％）をそれぞれ測定した（測定領域は粒界に相当する範囲で図１の粒界に相当するハッチング部位置。値はピーク値を使う。）。各粒界（フェライト粒界、フェライトとオーステナイトの粒界、オーステナイト粒界）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、各粒内（フェライト粒内、オーステナイト粒内）のＭｏ濃度（質量％）については、測定領域の平均値を用いた。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、フェライト粒内のＭｏ濃度に対するフェライト粒界のＭｏ濃度（フェライト粒界／フェライト粒内）、フェライト粒内のＭｏ濃度に対するフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（フェライトとオーステナイトの粒界／フェライト粒内）、オーステナイト粒内のＭｏ濃度に対するオーステナイト粒界のＭｏ濃度（オーステナイト粒界／オーステナイト粒内）を、それぞれ求めた。なお、フェライト粒内またはオーステナイト粒内の平均値の算出の際は、フェライト粒界、またはオーステナイト粒界端部から０～５０ｎｍの領域のデータは除いて平均値を算出した。
　製造条件を表２に示すとともに、結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の結果から、本発明例はいずれもＭｏの偏析量が４．０倍以下となったことで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は、管軸方向の引張降伏強度、または圧縮降伏強度との比、または耐食性の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で得られた二相ステンレス鋼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）、二本の鋼管をネジで締結したのちに鋼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、従来の製法（実施例１の比較例）で得られた鋼管と本発明例を比較し、従来の製法に対する比で示した。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、本発明例である鋼種Ａ、Ｂ、Ｇ、Ｈ、Ｓについて、外径Φ８８．９ｍｍ、肉厚ｔ５．５、６．５ｍｍのピン（鋼管サイズ）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Φ２４４．５ｍｍ、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Φ１３９．７ｍｍ、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、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 JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４の結果から、本発明のステンレス継目無鋼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Φ８８．９ｍｍ、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 JPOXMLDOC01-appb-T000005
　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二相ステンレス鋼では２５％以上が必要であるため、本発明の二相ステンレス鋼における、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。
　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Φ８８．９ｍｍ、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Φ２４４．５ｍｍ、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 JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５、表６の結果から、本発明のステンレス継目無鋼管の適用により、より低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。この特徴はネジ継手設計の自由度を増すことができ、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ステンレス継目無鋼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。薄肉で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。本発明のステンレス継目無鋼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％確保できればＹｉｅｌｄの問題は回避でき、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。

Claims (10)

  1. 　質量％で、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、
    Ｍｏ：０．５～６．０％を含有する成分組成であり、フェライトとオーステナイトを有するステンレス鋼であり、フェライト粒界および／またはフェライトとオーステナイトの粒界のＭｏ濃度（質量％）がフェライト粒内のＭｏ濃度（質量％）に対して４．０倍以下、または、オーステナイト粒界のＭｏ濃度（質量％）がオーステナイト粒内の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であるステンレス継目無鋼管。
  2. 　管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度が０．８５以上である請求項１に記載のステンレス継目無鋼管。
  3. 　さらに質量％で、Ｃ：０．０８％以下、
    Ｓｉ：１．０％以下、
    Ｍｎ：１０．０％以下、
    Ｎｉ：１５．０％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成分組成である請求項１または２に記載のステンレス継目無鋼管。
  4. 　さらに質量％で、Ｗ：６．０％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種以上を含有する請求項１～３のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管。
  5. 　さらに質量％で、Ｔｉ：０．３０％以下、
    Ａｌ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する請求項１～４のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管。
  6. 　さらに質量％で、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：０．０１０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する請求項１～５のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管。
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載のステンレス継目無鋼管であって、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とネジ谷底面で形成される角部の曲率半径が０．２ｍｍ以上であるステンレス継目無鋼管。
  8. 　請求項７に記載のステンレス継目無鋼管であって、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、前記締結部にメタルタッチシール部とトルクショルダ部を備えるステンレス継目無鋼管。
  9. 　請求項１～８のいずれかに記載のステンレス継目無鋼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ステンレス継目無鋼管の製造方法。
  10. 　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９に記載のステンレス継目無鋼管の製造方法。
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