合金管及其制造方法与流程

1.本发明涉及合金管及其制造方法。


背景技术：

2.对于油井和气井开采用或地热发电的热能开采用、或者化工厂的配管用无缝合金管这样的合金管而言，重要的是具有可耐受在地下受到的高温和高压环境、由冷却后的腐蚀性溶液形成的超低温环境中严苛的腐蚀环境的耐腐蚀性能以及可耐受连结至高深度时的自重和高压、从输送中的内容物受到的内压的高强度特性。
3.关于耐腐蚀性能，需要通过在合金中添加大量的ni而得到的奥氏体单相组织以及复合地添加各种耐腐蚀性提高元素，例如使用含有29.5～32.5％的ni的n08028(uns编号)、含有29.0～36.5％的ni的n08535(uns编号)、含有33.0～38.0％的ni的n08135(uns编号)、含有38.0～46.0％的ni的n08825(uns编号)、含有47.0～52.0％的ni的n06255、n06975(uns编号)，除此以外，还使用含有至60％的ni的n06985、n10276(uns编号)。
4.另一方面，关于强度特性，最重视的是管轴向拉伸屈服强度，该值成为产品强度规格的代表值。其理由是，可耐受将管连结至高深度时的管本身的自重和弯曲变形所致的拉伸应力的能力最重要，对于拉伸应力，通过具备足够大的管轴向拉伸屈服强度来抑制塑性变形，防止对于维持管表面的耐腐蚀性重要的钝态覆膜的损伤。
5.在产品的强度规格中，管轴向拉伸屈服强度最重要，但对于管的连结部，管轴向压缩屈服强度也重要。对于油井和气井用管而言，从防止火灾和反复插拔的观点出发，在连结中不能使用焊接，而使用利用螺纹的连接。因此，在螺纹牙产生与连接力对应的管轴向压缩力。因此，也能够耐受该压缩力的管轴向压缩屈服强度很重要。另外，在合金管发生弯曲变形的情况下，在受到弯曲变形的合金管外表面的弯曲外侧面沿轴向产生拉伸应力，但同时在弯曲内侧面产生压缩应力。
6.含有大量ni的合金管在组织中由屈服强度低的奥氏体相单相构成，在热成形或热处理的状态下不能确保用途所需的轴向拉伸强度。因此，利用由各种冷轧带来的位错强化来提高管轴向拉伸屈服强度。用于合金管的冷轧方法被限定为冷拔轧制和皮尔格冷轧两种，例如，由作为关于在油井、气井开采用途中使用的标准的nace(national association of corrosion engineers：美国腐蚀工程师协会)定义了cold drawing(冷拔轧制)和cold pilgering(皮尔格冷轧)。由于任一种冷轧都是通过减壁、缩管而向管长度方向延伸的加工，因此，由应变带来的位错强化对于提高管长度方向的拉伸屈服强度最有效地发挥作用。另一方面，已知在向管轴长度方向施加应变的这些冷轧中，产生向管轴向的强包辛格效应(bauschinger effect)，因此管轴向压缩屈服强度降低约20％。因此，在要求管轴向压缩屈服强度特性的螺纹连接部或伴随有弯曲变形的用途中，通常在以产生包辛格效应为前提的低屈服强度下进行强度设计，整体的产品规格受到该设计的限制。
7.对于这些问题，在专利文献1中提出了一种奥氏体系合金管，其中，在管轴向上，具有689.1mpa以上的拉伸屈服强度ys
lt
，拉伸屈服强度ys
lt
、管轴向的压缩屈服强度ys
lc
、合金
管的管周向的拉伸屈服强度ys
ct
和管周向的压缩屈服强度ys
cc
满足规定的式子。
8.现有技术文献
9.专利文献
10.专利文献1：日本专利第5137048号公报


技术实现要素：

11.发明所要解决的问题
12.但是，在专利文献1中对于耐腐蚀性没有进行研究。
13.本发明是鉴于上述实际情况而完成的，目的在于提供耐腐蚀性优良、并且管轴向拉伸屈服强度高、且管轴向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差小的合金管及其制造方法。需要说明的是，“管轴向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差小”是指管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85～1.15的范围。
14.用于解决问题的方法
15.为了提高合金管的耐腐蚀性能，提高作为耐腐蚀性元素的cr、mo在合金中的固溶量、形成均匀的浓度极其重要。由此，通过形成牢固的耐腐蚀性覆膜以及抑制腐蚀的起点产生来发挥高耐腐蚀性能。
16.cr使钝态覆膜牢固，防止母材的溶出，抑制材料的重量减少、板厚的减少。另一方面，mo是对于抑制在腐蚀环境中施加应力时最成为问题的点蚀重要的元素。对于合金管而言，重要的是，使这两种元素处于固溶在合金中的状态，使这些元素无偏差地分布在合金中，在材料表面不形成元素稀少的部位或因过浓所致的耐腐蚀性能弱的部位。
17.此外，合金管在利用热轧的制造和之后的冷却过程中在合金中生成金属间化合物、脆化相、各种碳化物、氮化物。另外，它们都是含有作为耐腐蚀性元素的cr、mo的生成物。耐腐蚀性元素成为这样的各种生成物时，无助于耐腐蚀性能，或者在生成物与相邻的健全部之间产生电位差，在电化学作用下促进合金管的溶出所致的腐蚀，因此成为耐腐蚀性能降低的原因。因此，为了使生成的各种生成物固溶在合金中，在热成形后进行1000℃以上的高温热处理、即固溶热处理后使用。然后，在需要高强度化的情况下，通过冷轧实施位错强化。在固溶热处理或冷轧的状态下制成产品的情况下，对耐腐蚀性有效的元素大体固溶在合金中，示出高耐腐蚀性能。即，为了得到良好的耐腐蚀性能，在维持固溶热处理后得到的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”下制成产品极其重要。
18.但是，如上所述，为了将具有高耐腐蚀性能的合金管用于各种用途，提高合金管的管轴向拉伸屈服强度和管轴向压缩屈服强度极其重要。另外，用于连接的螺纹部的强度特性极其重要，在优质接头中，扭矩台肩部的强度特性也极其重要。
19.含有大量ni的高耐腐蚀性合金管在组织中含有常温下屈服强度低的奥氏体相。因此，为了除了高耐腐蚀性能以外还得到高屈服强度，需要在固溶热处理后由冷拔或皮尔格冷轧带来的位错强化。这些冷加工方法能够充分地提高管轴向拉伸屈服强度，但另一方面，压缩屈服强度相对于拉伸屈服强度大幅降低。即，现有的冷拔和皮尔格冷轧采用减小管壁厚或通过拉拔力而沿管轴向延伸的方式，因此，最终合金管通过沿管轴向延伸的变形而提高管轴拉伸方向的屈服强度。另一方面，在金属材料中，对于与最终变形方向相反的方向的变形，发生屈服强度大幅降低的包辛格效应。因此，通过现有的冷加工方法得到的合金管具
有油井和气井所需的管轴向拉伸屈服强度。但是，这样的合金管具有如下缺点：由于管轴向的压缩屈服强度降低，因此不能耐受在油井或气井、热水开采中使用的螺纹连接时或合金管的弯曲变形时产生的管轴向压缩应力，发生塑性变形，钝态覆膜被破坏而耐腐蚀性降低。
20.在专利文献1中，鉴于上述事实，对于由包辛格效应引起的压缩屈服强度降低，示出在需要抑制上述问题的情况下低温的热处理是有效的。根据专利文献1的实施例，为了满足特性，在所有的条件下实施350～500℃的热处理。但是，专利文献1的合金管为多晶组织，因此包含元素扩散容易的晶界。另外，通过用于得到强度的冷加工，在合金中导入大量位错，这也使元素的扩散变得容易。因此，即使是低温且短时间的热处理，也有可能元素扩散而不是对耐腐蚀性能重要的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”。
21.因此，针对低温的热处理对耐腐蚀性能带来的影响以及“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”因低温热处理如何变化进行了详细调査。
22.首先，本发明人准备了uns所规定的奥氏体系合金n08028和ni基的奥氏体系合金n06255，在固溶热处理后进行提高强度所需的冷加工，将轴向拉伸屈服强度调整为125ksi以上，得到各合金管。然后，在冷加工状态下，在350℃、450℃、550℃进行低温热处理，通过应力腐蚀试验和组织观察调查元素的固溶状态。腐蚀液使用在25％nacl中添加1000mg/l的硫而得的水溶液中在1.0mpa的压力下添加h2s和co2气体并将ph调整为2.5～3.5的腐蚀液(试验温度150℃)，应力施加拉伸屈服应力的100％，对应力腐蚀开裂状态进行评价。另外，在组织观察中使用stem(scanning transmission electron microscope：扫描透射电子显微镜)，观察奥氏体相形成的晶界，调查析出物、化学元素的定量分布。腐蚀试验的结果是，冷加工状态下的试验片未发现腐蚀的发生。与此相对，进行了短时间热处理的试验片在任一条件下都在晶界附近观察到了裂纹、腐蚀所致的材料表面的污渍。另外，在低温热处理温度高的条件下腐蚀显著。根据该结果确认到，即使是低温的热处理，对耐腐蚀性能也有不良影响。
23.接着，通过stem观察奥氏体相的晶界析出物。其结果是，虽然很少，但在低温热处理条件的晶粒内、晶界确认到作为耐腐蚀性元素的cr、mo、w与c、n结合而成的碳氮化物，从冷加工的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”发生了变化。认为碳氮化物成为腐蚀的起点，进而耐腐蚀性元素的消耗使耐腐蚀性能降低。
24.接着，通过stem针对奥氏体相的晶界面调查化学元素的定量分布。其结果是在任一低温热处理条件下都确认到mo的晶界偏析。具体而言，在奥氏体相与奥氏体相的晶界偏析有mo。通常认为mo是置换型元素，因此热扩散中的扩散速度慢，特别是在低温热处理温度下几乎不扩散。根据本次结果可知，在低温热处理下，耐腐蚀性元素的mo也扩散，能够局部地形成浓度高的部分。另一方面，在冷加工的条件下，在奥氏体相晶界mo的偏析少，维持了固溶热处理后的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”。
25.根据以上结果，本发明人新发现：在通过冷加工导入大量位错的情况下，即使是低温的短时间热处理，耐腐蚀性元素的mo也扩散，能够局部地形成浓度高的部分。而且得出如下结论：局部的mo的富集降低其附近的mo的浓度而成为腐蚀的起点，或者在浓度变高的部分形成的各种析出物、金属间化合物、脆化相与其它部分产生电位差，促进了合金的溶出，导致耐腐蚀性能的降低。
26.关于mo的偏析，详细的机理尚不清楚，但考虑了一些原因。一个原因认为是，在固
溶热处理后的奥氏体相中，在高温状态下稳定固溶的mo在常温下为热力学上过饱和的状态，制作各种生成物是稳定的，并且在冷加工中导入的大量位错产生影响。即，含有大量作为耐腐蚀性元素的cr和mo的材料在包括低温热处理温度的固溶热处理温度以下各种脆化相(σ相、χ相、pi相、laves相、m3p)在热力学上为稳定状态。由冷加工引起的位错促进了它们的生成，因此，认为即使是低温的热处理也有可能在扩散容易的晶界相互吸引而集中。
27.合金管作为产品在使用前需要固溶热处理，在低温热处理温度下含有mo的脆化相、析出物在热力学上稳定。根据这些机理，对于含有cr和mo的合金管，认为如果进行固溶热处理温度以下的低温热处理则导致耐腐蚀性能的降低。另外，认为低温热处理时的保持时间的长时间化、温度的升高使元素扩散进一步进行，使mo的偏析、金属间化合物的形成进一步进行，对耐腐蚀性能带来不良影响。
28.即，对于专利文献1的利用低温热处理的方法而言，得不到为了得到良好的耐腐蚀性能所需的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”，合金管所需的耐腐蚀性能大幅劣化。即，对于专利文献1的技术而言，同时满足含有大量ni的油井和气井、地热能开采用合金管所需的强度特性和耐腐蚀性能是极其困难的。
29.本发明是基于以上见解而完成的，其主旨如下所述。
30.[1]一种合金管，其中，作为成分组成，以质量％计含有cr：11.5～35.0％、ni：23.0～60.0％、mo：0.5～17.0％，作为组织，具有奥氏体相，上述奥氏体相的晶界的mo浓度(质量％)相对于奥氏体相的晶粒内的mo浓度(质量％)为4.0倍以下，管轴向拉伸屈服强度为689mpa以上，并且管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度为0.85～1.15。
[0031]
[2]如[1]所述的合金管，其中，管周向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度为0.85以上。
[0032]
[3]如[1]或[2]所述的合金管，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计含有c：0.05％以下、si：1.0％以下、mn：5.0％以下、n：低于0.400％，余量由fe和不可避免的杂质构成。
[0033]
[4]如[1]～[3]中任一项所述的合金管，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计，含有选自下述a组～c组中的一组或两组以上。
[0034]
a组：选自w：5.5％以下、cu：4.0％以下、v：1.0％以下、nb：1.0％以下中的一种或两种以上
[0035]
b组：选自ti：1.5％以下、al：0.30％以下中的一种或两种
[0036]
c组：选自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％以下中的一种或两种以上
[0037]
[5]如[1]～[4]中任一项所述的合金管，其中，上述合金管为无缝管。
[0038]
[6]如[5]所述的合金管，其中，上述合金管在至少一个管端部具备外螺纹或内螺纹的连接部，上述连接部的由齿侧面和螺纹沟底面形成的角部的曲率半径为0.2mm以上。
[0039]
[7]如[6]所述的合金管，其中，上述连接部还具备金属接触密封部和扭矩台肩部。
[0040]
[8]一种合金管的制造方法，其是[1]～[7]中任一项所述的合金管的制造方法，其中，在固溶热处理后以冷加工进行管周向的弯曲回弯加工。
[0041]
[9]如[8]所述的合金管的制造方法，其中，在以上述冷加工进行管周向的弯曲回弯加工时，将被加工材料的最高到达温度设定为300℃以下，将上述最高到达温度下的保持
时间设定为15分钟以下。
[0042]
发明效果
[0043]
根据本发明，能够得到耐腐蚀性优良、并且管轴向拉伸屈服强度高、且管轴向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差小的合金管。因此，如果是本发明的合金管，则在严苛的腐蚀环境中的使用、油井、气体、热水井的施工时的螺纹连接作业、具有弯曲变形的施工变容易。此外，螺纹连接部、合金管结构体的形状设计也变容易。
附图说明
[0044]
图1是示出本发明的合金管的测定mo的浓度的区域的示意图。
[0045]
图2是示出本发明的合金管的制造方法中的管周向的弯曲回弯加工的示意图。
[0046]
图3(a)和图3(b)是示出本发明的合金管中的外螺纹和内螺纹的连接部的一部分的管轴向截面图(与管轴向平行的截面图)，图3(a)是示出螺纹形状为梯形螺纹时的一例的示意图，图3(b)是示出螺纹形状为三角螺纹时的一例的示意图。
[0047]
图4(a)和图4(b)是螺纹接头的管轴向截面图(与管轴向平行的截面图)，图4(a)是示出螺纹接头为api螺纹接头的情况的示意图，图4(b)是示出螺纹接头为优质接头的情况的示意图。
[0048]
图5是本发明的螺纹接头的销的延长部、即鼻部附近的示意图。
具体实施方式
[0049]
以下，对本发明进行说明。需要说明的是，只要没有特别说明，质量％简记为“％”。
[0050]
对于本发明的合金管，作为成分组成，以质量％计，含有cr：11.5～35.0％、ni：23.0～60.0％、mo：0.5～17.0％，作为组织，具有奥氏体相，该奥氏体相的晶界的mo浓度(质量％)相对于该奥氏体相的晶粒内的mo浓度(质量％)为4.0倍以下。
[0051]
ni是使奥氏体相稳定化的元素，为了得到对于耐腐蚀性重要的稳定的奥氏体相单相，ni是必须的。cr使钝态覆膜变得牢固而防止原材的溶出，为了抑制合金管的重量减少、板厚的减少，cr是必须的。另一方面，mo对于抑制在腐蚀环境中施加应力时最成为问题的点蚀而言是必须元素。在本发明的合金管中，使该cr和mo为固溶在合金中的状态，使这些元素均匀地分布在合金中。由此，抑制在材料表面产生元素稀少的部位或者由于形成脆化相而mo变得过浓所引起的耐腐蚀性能的降低很重要。
[0052]
cr：11.5～35.0％
[0053]
cr是使钢的钝态覆膜变得牢固、提高耐腐蚀性能的最重要的元素。为了得到作为合金管的耐腐蚀性能，需要11.5％以上的cr量。cr量的增加是使钝态覆膜稳定化的最基本的要素，如果cr浓度增加，则钝态覆膜变得更牢固。因此，cr量越增加，越有助于耐腐蚀性提高。但是，含有超过35.0％的cr时，在合金原材从熔化到凝固的过程、热成形中，脆化相析出，在凝固后的合金整体中产生裂纹，产品(合金管)的成形变得困难。因此，cr量的上限设定为35.0％。因此，cr量为35.0％以下。需要说明的是，从确保合金管所需的耐腐蚀性以及兼顾制造性的观点出发，cr量优选为24.0％以上，优选为29.0％以下。
[0054]
ni：23.0～60.0％
[0055]
ni是用于使组织为奥氏体相单相的重要元素。通过相对于其它必须元素添加适量
的ni，使组织为奥氏体相单相，对于应力腐蚀开裂发挥高耐腐蚀性能。为了使组织为奥氏体相，ni量需要为23.0％以上。ni的上限只要与其它合金量平衡即可，但如果添加过多的ni，则合金成本增加。因此，ni量的上限为60.0％。因此，ni量为60.0％以下。根据合金管所需的耐腐蚀性能与成本的关系，ni量优选为24.0％以上，优选为60.0％以下、更优选为38.0％以下。
[0056]
mo：0.5～17.0％
[0057]
mo根据含量而提高钢的耐点蚀性，因此是重要的元素。因此，需要使mo在暴露于腐蚀环境的合金原材的表面均匀地存在。另一方面，含有过量的mo时，从钢水凝固时，脆化相析出，在凝固组织中产生大量的裂纹，之后的成形稳定性大幅受损。因此，mo的上限设定为17.0％。因此，mo量为17.0％以下。另外，mo的含有根据含量而使耐点蚀性提高，但为了维持在硫化物环境下稳定的耐腐蚀性，需要含有0.5％以上的mo。需要说明的是，从兼顾合金管所需的耐腐蚀性和制造稳定性的观点出发，mo量优选为2.5％以上，优选为7.0％以下。
[0058]
奥氏体相组织
[0059]
接着，针对对耐应力腐蚀开裂性重要的本发明的合金管组织进行说明。为了得到硫化物环境下的耐应力腐蚀开裂特性，合金管中的组织需要为奥氏体相。本发明是在产生应力的环境下需要耐腐蚀性能的用途中使用的合金管，因此，形成适当的奥氏体相单相状态很重要。本发明中的“适当的奥氏体相单相状态”是指只由不含δ铁素体相、σ相、χ相和laves相这样的其它相的具有面心立方晶格的奥氏体相构成的材料组织状态。需要说明的是，在之后说明的固溶热处理的温度下热力学上不固溶在合金中的微细的析出物、例如al、ti、nb、v的碳氮化物、氧化物和不可避免地混入的夹杂物除外。
[0060]
奥氏体相的晶界的mo浓度(质量％)相对于奥氏体相的晶粒内的mo浓度(质量％)为4.0倍以下
[0061]
在实施了低温热处理的合金管组织的奥氏体相晶界发生mo的偏析。在本发明中，为了得到良好的耐腐蚀性能，需要使奥氏体相晶界的mo浓度(质量％)相对于奥氏体相晶粒内的mo浓度(质量％)为4.0倍以下。如果奥氏体相晶界的mo浓度相对于奥氏体相晶粒内的mo浓度的比例为4.0倍以下，则能够避免在合金中生成mo极稀的部分。另外，能够抑制在合金中的mo过浓的部分形成的脆化相的生成。其结果是耐腐蚀性能保持了良好的状态。需要说明的是，上述比例为2.5倍以下时，耐腐蚀性能进一步提高。另外，还考虑到元素的浓度分布的偏差，为了稳定地得到优良的耐腐蚀性能，上述比例优选为0.8倍以上，更优选为2.0倍以下。
[0062]
在此，参照图1对mo浓度的测定方法进行说明。图1中示出对合金管组织中的mo的浓度进行测定的区域的一例。
[0063]
mo浓度的测定例如利用stem即可。需要说明的是，奥氏体相晶界附近的mo浓度不稳定，因此，在计算奥氏体相的晶粒内的mo浓度时，除去自晶界端部起0～50nm的区域的数据来计算mo浓度即可。
[0064]
在图1所示的例子中，作为晶粒内的mo浓度的测定区域，将从晶界端部向粒内方向为100～200nm的范围的区域作为测定区域的横向。即，如图1所示，与晶界垂直的方向相当于“测定区域的横向”。需要说明的是，在将该区域作为测定区域的横向时，对于测定方向的纵向的区域的大小，没有特别限制。如图1所示，与晶界平行的方向相当于“测定区域的纵
向”。测定区域(纵向和横向)的大小没有特别限制，适当地设定为适当范围即可。
[0065]
对于该测定区域(图1所示的用斜线涂满的四边形的区域)，以规定的间距测定mo浓度。浓度的定量评价方法有多种，例如有对合金中的质量％进行计数的方法。在使用该方法的情况下，可以将用奥氏体相晶界上的mo的质量％的最大值(峰值)除以奥氏体相晶粒内的mo的质量％的平均值而得的值(峰值/平均值)定义为mo偏析量来计算。另外，关于mo的偏析量的确认，并非将mo仅限定于stem，例如还可以使用利用扫描电子显微镜或透射电子显微镜的元素分析。
[0066]
另外，本发明中的晶界是指晶体取向角为15
°
以上。关于晶体取向角，可以利用stem或tem来确认晶体取向角。另外，通过利用ebsd法(电子束背散射衍射法)的晶体取向分析也能够容易地进行确认。
[0067]
本发明的合金管优选：在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有c：0.05％以下、si：1.0％以下、mn：5.0％以下、n：低于0.400％。
[0068]
c：0.05％以下
[0069]
c使耐腐蚀性劣化。因此，为了得到适当的耐腐蚀性能，优选将c的上限设定为0.05％。因此，c量优选设定为0.05％以下。对于c的下限，无需特别设定，但c量过低时，熔化时的脱碳成本升高。因此，c量优选设定为0.005％以上。
[0070]
si：1.0％以下
[0071]
与si的大量含有相伴的在合金中的残留会损害加工性。因此，si的上限优选设定为1.0％。因此，si量优选设定为1.0％以下。另外，si具有钢的脱氧作用，因此，在溶合金中适量含有是有效的，因此，si量优选设定为0.01％以上。需要说明的是，从兼顾得到充分的脱氧作用以及抑制在合金中过量残留所致的副作用的观点出发，si量更优选设定为0.2％以上，优选设定为0.8％以下。
[0072]
mn：5.0％以下
[0073]
mn的过量含有使热加工性降低。因此，mn量优选设定为5.0％以下。mn是强的奥氏体相形成元素，并且与其它奥氏体相形成元素相比便宜。此外，mn对于作为混入到溶合金中的杂质元素的s的无害化是有效的，通过微量添加具有将s以mns的形式固定的效果。因此，mn优选含有0.01％以上。另一方面，从削减成本的观点出发，在要充分利用mn作为奥氏体相形成元素时，mn量更优选为2.0％以上，更优选为4.0％以下。
[0074]
n：低于0.400％
[0075]
n本身廉价，但添加过多的n需要特殊的设备和添加时间，导致制造成本的增加。因此，n量优选设定为低于0.400％。另外，n是强的奥氏体相形成元素、且廉价。如果n固溶在合金中，则对提高冷加工后的强度也是有效的。但是，n添加过多时，则在合金中形成气泡成为问题。另一方面，过低的n量在熔化、精炼时需要高真空度，成为问题。基于这样的理由，n量优选为0.010％以上，更优选为0.350％以下。n量更优选为0.10％以上，进一步优选为0.25％以下。
[0076]
本发明的合金管在上述元素的基础上还可以根据需要适当地含有以下所述的元素。
[0077]
选自w：5.5％以下、cu：4.0％以下、v：1.0％以下、nb：1.0％以下中的一种或两种以上
[0078]
w：5.5％以下
[0079]
w与mo同样根据含量提高耐点蚀性，但过量含有时，损害热加工时的加工性，损害制造稳定性。因此，在含有w的情况下，上限设定为5.5％。即，w量优选设定为5.5％以下。w的含有无需特别地设置下限，从使合金管的耐腐蚀性能稳定的理由出发，优选含有0.1％以上的w。需要说明的是，从合金管所需的耐腐蚀性和制造稳定性的观点出发，w量更优选设定为1.0％以上，更优选设定为5.0％以下。
[0080]
cu：4.0％以下
[0081]
cu是奥氏体相形成元素、且使耐腐蚀性提高。因此，在作为其它奥氏体相形成元素的mn、ni的耐腐蚀性不足的情况下，可以主动地利用。另一方面，cu的含量过多时，导致热加工性的降低，难以成形。因此，在含有cu的情况下，cu量优选设定为4.0％以下。cu的含量的下限无需特别规定，但含有0.1％以上的cu时可以得到耐腐蚀性效果。需要说明的是，从提高耐腐蚀性和兼顾热加工性的观点出发，cu量更优选设定为0.5％以上，更优选设定为2.5％以下。
[0082]
v：1.0％以下
[0083]
过度的v添加损害热加工性，因此，在含有v的情况下，优选将v量设定为1.0％以下。另外，添加v对于提高强度是有效的，可以得到更高强度的产品。另外，能够减少为了得到产品强度而进行的冷加工。强度提高效果通过含有0.01％以上的v可以得到。因此，在含有v的情况下，v优选设定为0.01％以上。v是价格昂贵的元素，因此，从通过含有而得到的强度提高效果和成本的观点出发，v量更优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.40％以下。
[0084]
nb：1.0％以下
[0085]
过度的nb添加损害热加工性，因此，在含有nb的情况下，优选将nb量设定为1.0％以下。另外，添加nb对于提高强度是有效的，可以得到高强度的产品。另外，能够减少为了得到产品强度而进行的冷加工。强度提高效果通过含有0.01％以上的nb可以得到。因此，在含有nb的情况下，nb优选设定为0.01％以上。与v同样，nb也是价格昂贵的元素，因此，从通过含有而得到的强度提高效果和成本的观点出发，nb量更优选设定为0.05％以上，更优选设定为0.40％以下。
[0086]
需要说明的是，在含有v和nb双方的情况下，如果将v和nb的含量的合计设定为0.06～0.50％，则强度提高效果更稳定。
[0087]
选自ti：1.5％以下、al：0.30％以下中的一种或两种
[0088]
ti：1.5％以下
[0089]
ti形成微细的碳化物，使对耐腐蚀性能有害的c无害化，并且通过形成微细的氮化物而使强度提高。通过使ti量为0.0001％以上，可以得到这样的效果。需要说明的是，ti量增加时，合金管的低温韧性降低，因此，在含有ti的情况下，优选将ti量设定为1.5％以下。ti量更优选设定为0.0003％以上，更优选设定为0.50％以下。
[0090]
al：0.30％以下
[0091]
al的添加作为精炼时的脱氧材料是有效的。为了得到该效果，在含有al的情况下，为0.01％以上的al量即可。如果al量大量残留在合金管中，则损害低温韧性，对耐腐蚀性能也带来不良影响。因此，在含有al的情况下，al量优选设定为0.30％以下。
[0092]
选自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％以下中的一种或两种以上
[0093]
b、zr、ca、rem(稀土金属)的添加量过多时，使热加工性劣化，并且由于为稀有元素，因此合金成本增大。因此，关于添加量的上限，b、zr、ca优选分别设定为0.010％，rem优选设定为0.20％。因此，在含有b、zr、ca的情况下，优选分别设定为0.010％以下，在含有rem的情况下，优选将rem量设定为0.20％以下。另外，对于b、zr、ca、rem而言，添加极微量时，使晶界的结合力提高，或者使合金原材的表面的氧化物的形态变化而使热的加工性、成形性提高。合金管通常为难加工材料，因此，容易产生因加工量、加工方式引起的轧制瑕疵或形状不良，但在产生这样问题的成形条件的情况下，含有这些元素是有效的。b、zr、ca、rem的添加量无需特别地设置下限。在含有b、zr、ca、rem的情况下，通过使它们分别为0.0001％以上，可以得到加工性、成形性提高的效果。需要说明的是，rem中包含两种以上元素，上述添加量为合计量。
[0094]
ta的添加量过多时，合金成本增大，因此，在含有ta的情况下，优选将上限设定为0.30％。因此，在含有ta的情况下，ta量优选设定为0.30％以下。如果添加少量ta，则向脆化相的相变被抑制，热加工性和耐腐蚀性同时提高。另外，在热加工或之后的冷却中，在脆化相在稳定的温度范围内长时间滞留的情况下，ta是有效的。因此，含有ta的情况下，优选将ta量设定为0.0001％以上。
[0095]
sb、sn的添加量过多时，成形性降低。因此，在添加sb、sn的情况下，优选将上限设定为0.30％。因此，在含有sb、sn的情况下，优选将它们分别设定为0.30％以下。如果添加少量sb、sn，则耐腐蚀性提高。因此，在添加sb、sn的情况下，优选将它们分别设定为0.0003％以上。
[0096]
上述成分以外的余量设定为fe和不可避免的杂质。
[0097]
对于本发明的合金管而言，使管轴向拉伸屈服强度为689mpa以上。
[0098]
通常，含有大量ni的合金管在组织中包含软质的奥氏体相，因此，在固溶热处理的状态下管轴向拉伸屈服强度达不到689mpa。但是，在本发明中，通过上述冷加工(管周向的弯曲回弯加工)带来的位错强化，能够得到689mpa以上的管轴向拉伸屈服强度。
[0099]
需要说明的是，管轴向拉伸屈服强度越高，则越能够以薄壁厚设计管，成本上变得有利。但是，如果在管的外径不变的状态下仅使壁厚变薄，则对于开采时的高深度部的外压、来自内部流体的内压所致的压溃变弱，不能用作油井用等的合金管。出于以上理由，管轴向拉伸屈服强度即使高也大多在1033.5mpa以内的范围内使用。
[0100]
另外，对于本发明的合金管而言，将管轴向压缩屈服强度与管轴向拉伸屈服强度之比、即管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比设定为0.85～1.15。
[0101]
通过使管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85～1.15，对于螺纹连接时或合金管弯曲时产生的管轴向压缩应力，可耐受更高的应力。由此，本发明的合金管能够应用于因耐压缩应力不足而无法利用的环境。另外，能够减少为了低压缩屈服强度而所需的厚的管壁厚。此外，容易进行作用有压缩力的螺纹部紧固施工时的弯曲变形时的施工管理。
[0102]
需要说明的是，在本发明中，除了上述特性以外，优选管周向压缩屈服强度与管轴向拉伸屈服强度之比、即管周向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85以上。
[0103]
例如，在可开采的井的深度为同一管壁厚的情况下，更依赖于管轴向拉伸屈服强
度。因此，为了不因在深度深的井中产生的外压而使合金管压溃，优选将管周向压缩屈服强度相对于管轴向拉伸屈服强度的强度比设定为0.85以上的强度。需要说明的是，在管周向压缩屈服强度为比管轴向拉伸屈服强度更强的强度的情况下，没有特别问题，但通常该强度比即使大也在约1.50达到饱和。另一方面，该强度比过高时，例如在着眼于低温韧性的情况下，与管轴向的低温韧性相比，管周向的低温韧性大幅降低，对其它机械的特性带来影响。因此，管周向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比更优选设定为0.85～1.25的范围。
[0104]
另外，在本发明中，除了上述合金管组织以外，优选以管轴向壁厚截面的15
°
以上的晶体取向角差划分的奥氏体晶粒的纵横比为9以下。另外，该纵横比为9以下的奥氏体晶粒以相对于全部组织的面积分数计优选为50％以上。
[0105]
本发明的合金管通过固溶热处理调整为具有两个以上以15
°
以上的晶体取向角划分的晶粒的再结晶奥氏体组织。其结果形成奥氏体晶粒的纵横比小的状态。这种状态的合金管的管轴向拉伸屈服强度低，另一方面，成为管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比也接近1的状态。然后，为了提高管轴向拉伸屈服强度，以往进行沿管轴向的拉伸加工(冷拔轧制、皮尔格冷轧)。由此，管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比和奥氏体晶粒的纵横比发生变化。
[0106]
即，奥氏体晶粒的纵横比与管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比密切相关。具体而言，在上述冷轧中，管轴向壁厚截面的奥氏体晶粒在加工前后延伸的方向上屈服强度提高。另一方面，在其相反方向(相对于上述延伸的方向相反的方向)上由于包辛格效应而屈服强度降低，管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的差变大。由此可知，如果选择将加工前后的奥氏体晶粒的纵横比控制得较小的冷加工，则结果能够得到管轴向的强度各向异性少的、螺纹部的强度特性优良的合金管。
[0107]
因此，在本发明中，如果奥氏体晶粒的纵横比为9以下，则能够得到稳定的强度各向异性少的合金管。另外，如果纵横比为9以下的奥氏体晶粒以相对于全部组织的面积分数计为50％以上，则能够得到稳定的强度各向异性少的合金管。需要说明的是，通过使上述纵横比为5以下，能够得到更稳定且强度各向异性少的合金管。如果纵横比变小，则使强度各向异性进一步减少，因此不特别地限定下限，纵横比越接近1越好。
[0108]
在此，奥氏体晶粒的纵横比如下求出。例如，通过管轴向壁厚截面的晶体取向分析观察奥氏体相的晶体取向角15
°
以上的晶粒，通过使该晶粒落在长方形的框内时的长边与短边之比(短边/长边)求出。需要说明的是，粒径小的奥氏体晶粒的测定误差变大，因此，如果含有粒径小的奥氏体晶粒，则纵横比也有可能出现误差。因此，测定纵横比的奥氏体晶粒优选以使用测定的晶粒的面积作图出相同面积的正圆时的直径为10μm以上作为对象。
[0109]
为了稳定地得到管轴向壁厚截面的奥氏体晶粒的纵横比小的组织，可以使用管周向的弯曲回弯加工。由于管周向的弯曲回弯加工不伴随减壁或拉伸所致的奥氏体晶粒的变形，因此能够在不使纵横比变化的情况下进行冷加工。需要说明的是，通过将纵横比为9以下的奥氏体晶粒控制在以面积分数计为50％以上，能够进一步减少强度各向异性。
[0110]
接着，参考图3(a)～图5对使用了本发明的合金管的螺纹接头进行说明。
[0111]
螺纹接头由具有外螺纹的销1和具有内螺纹的箱2构成。作为螺纹接头，有如图4(a)所示的api(美国石油协会)标准所规定的标准的螺纹接头、如图4(b)所示的不仅具备螺
纹部而且还具备金属接触密封部和扭矩台肩部的被称为优质接头的高性能的特殊的螺纹接头。
[0112]
为了实现螺纹部的牢固的连接，通常螺纹部设计成在直径方向上产生接触面压，例如使用锥形螺纹。伴随直径方向的面压，销1(外螺纹侧)发生缩径变形而沿管轴向伸长，箱2(内螺纹侧)发生扩管变形而沿管轴向收缩，因此在螺纹部两端的齿侧面产生接触面压。因此，螺纹牙产生与连接力对应的管轴向压缩应力。因此，也能够耐受该压缩应力的管轴向压缩屈服强度很重要。在优质接头中，在扭矩台肩部3产生大的管轴向压缩应力，因此，具有高管轴向压缩屈服强度的材料在防止扭矩台肩部3的塑性变形方面也很重要。
[0113]
本发明的合金管如上所述具有优良的耐压缩性，因此能够用于与其它合金管直接连结(整体型)的螺纹接头或者经由管箍12而连结(t&c型)的螺纹接头。在螺纹的连接部，由于紧固时和紧固后的弯曲变形而产生管轴向拉伸和压缩应力。因此，通过将本发明的合金管用于螺纹接头，能够实现可维持高耐腐蚀性能和螺纹接头性能的螺纹接头。
[0114]
图3(a)和图3(b)是外螺纹6和内螺纹7的连接部的管轴向截面图(与管轴向平行的截面图)，是示出螺纹的连接部的角部9的曲率半径r的位置的示意图。图3(a)是说明梯形螺纹的情况的一例，图3(b)是说明三角螺纹的情况的一例。在本发明中，优选在合金管的至少一个管端部具备外螺纹6或内螺纹7的连接部，在该连接部的由齿侧面8和螺纹沟底面形成的角部9的曲率半径为0.2mm以上。
[0115]
即，根据本发明，与螺纹的种类无关，通过连接使外螺纹6与内螺纹7相互接触，在通过连接而产生压力的由齿侧面8和螺纹沟底面形成的角部9的曲率半径r设定为0.2mm以上。由此，能够缓和在角部9的曲率半径r产生的应力集中，其结果是能够在维持高耐腐蚀性能的状态下提高疲劳特性。
[0116]
需要说明的是，对于齿侧面8，将在外螺纹6(销1)中靠近管端的一侧的螺纹牙斜面称为入扣齿侧面(stabbing flank surface)10a，将远离管端的一侧的螺纹牙斜面称为负载齿侧面10b。在内螺纹7(箱2)中，将与销1的入扣齿侧面10a相对的螺纹牙斜面称为入扣齿侧面11a，将与销1的负载齿侧面10b相对的螺纹牙斜面称为负载齿侧面11b。图3(a)中所示的符号分别地，9a表示箱的负载齿侧面侧的角部的曲率半径，9b表示箱的入扣齿侧面侧的角部的曲率半径，9c表示销的负载齿侧面侧的角部的曲率半径，9d表示销的入扣齿侧面侧的角部的曲率半径。图3(b)中所示的符号9表示销和箱的角部的曲率半径。
[0117]
在图4(a)和图4(b)中示出螺纹接头的管轴向截面图(与管轴向平行的截面图)。图4(a)为api螺纹接头，图4(b)为优质接头。图4(a)和图4(b)所示的符号1为销，符号12为管箍。图4(b)所示的符号3为扭矩台肩部，符号4为金属接触密封部，符号5为螺纹部。
[0118]
如图4(a)所示，在如api螺纹接头那样仅由螺纹部构成的螺纹接头的情况下，螺纹连接时在螺纹部的两端产生最大面压，销1前端侧的螺纹部在入扣齿侧面接触，销1后端侧的螺纹部在负载齿侧面接触。如图4(b)所示，在优质接头的情况下，还需要考虑由扭矩台肩部3引起的反作用力，螺纹连接时在螺纹部5的两端的负载齿侧面产生最大面压。
[0119]
以往，因管轴向上的包辛格效应的影响，管轴向压缩屈服强度相对于管轴向拉伸屈服强度较低，如果在应力集中部产生压缩应力，则由于压缩屈服强度低而容易产生微小的变形，疲劳寿命降低。为了减小包辛格效应，还已知有进行低温热处理的方法，但如果进行低温热处理，则不形成“耐腐蚀性元素固溶的状态”，得不到高耐腐蚀性能，不能兼顾耐腐
蚀性和螺纹部的疲劳特性提高。
[0120]
根据本发明，如上所述，通过使角部9的曲率半径r为0.2mm以上，合金管的螺纹部的疲劳特性提高，且可以得到良好的耐腐蚀性能。
[0121]
使角部9的曲率半径r增大至0.2mm以上对于进一步缓和应力集中是有效的。但是，大的角部9的曲率半径r剥夺了螺纹部的设计自由度，存在能够进行螺纹加工的合金管的尺寸制约、不能设计的可能性。另外，如果增大角部9的曲率半径r，则接触的外螺纹与内螺纹的齿侧面的面积减小，因此产生密封性、连接力的降低。因此，角部9的曲率半径r优选设定为0.2～3.0mm的范围。或者，因角部9的曲率半径r的大小而减少的齿侧面的面积与螺纹牙高度相关联地定义是适当的。因此，可以将螺纹牙高度不足20％的径向长度(自管轴中心起直径方向的长度)设定为角部9所占的曲率半径r，并且将角部9的曲率半径r设计为0.2mm以上。
[0122]
图4(b)是不仅具备螺纹部5而且还具备金属接触密封部4和扭矩台肩部3的优质接头的示意图。利用图4(b)所示的金属接触密封部4，可保证紧固的管的密闭性。另一方面，扭矩台肩部3在连接时起到阻挡件的作用，对于保证稳定的紧固位置具有重要的作用，但在紧固时产生高压缩应力。如果扭矩台肩部3因高压缩应力而变形，则高密闭性受损，或者因向内径侧的变形导致内径缩径而成为问题。因此，需要增加壁厚而使压缩强度提高以便扭矩台肩部3不变形，不能设计薄壁形状的合金管。或者由于多余的壁厚而产生材料的浪费。
[0123]
此外，通常，在将螺纹连接的情况下，确认紧固扭矩值，从密闭的扭矩值开始，将扭矩台肩部不变形的扭矩值作为上限，在从密闭的扭矩值到扭矩台肩部3不变形的扭矩值的范围内进行管理，进行连接。在此，上述“紧固扭矩值”是指将螺纹进行紧固期间的扭矩的值。关于上述“密闭的扭矩值”，由于因紧固而在超过某个基准时成为表示密闭状态的扭矩值，因此是指紧固期间的扭矩值。关于上述“扭矩台肩部不变形的扭矩值”，由于超过某个基准而扭矩值变大时螺纹前端发生变形，因此是指不超过该基准的扭矩值。
[0124]
此时，在管的管轴向的压缩屈服强度弱的情况下，为了抑制扭矩台肩部3的变形，扭矩值的上限变小。因此，扭矩值的管理范围变窄，紧固不能稳定。根据管的管轴向的压缩屈服强度优良的本发明，能够维持高耐腐蚀性能的状态下抑制扭矩台肩部3的变形。
[0125]
为了抑制扭矩台肩部3的变形而稳定地进行紧固，将图5中所示的外螺纹的作为扭矩台肩部3的前端厚度的截面积相对于坯管的截面积确保为25％以上即可。在此，上述“作为扭矩台肩部的前端厚度”是指承受管箍侧的外螺纹前端的部分，是以(ds1-ds0)/2表示的值。
[0126]
如果增加外螺纹的作为扭矩台肩部3的前端厚度，则鼻部刚性变得过高而存在在紧固时产生烧粘的问题。因此，该前端厚度的优选范围为25～60％。通过设计进一步提高扭矩台肩部3的耐压缩强度的鼻部，能够进一步实现高扭矩性能，因此优选。上述“高扭矩性能”是指不变形的扭矩值变高，能够施加更高的紧固扭矩。
[0127]
关于作为销的延长部的鼻部附近的示意图，在图5中示出销1与管箍12的连接部的管轴向平行的切割截面图(参考图5中的(a))和从销前端部正面观察销1的螺纹前端部时的扭矩台肩部3(参考图5中的(b))。
[0128]
如图5所示，为了实现高扭矩性，可以将自管端起的密封点位置设为x时，该x相对于销前端的作为无螺纹部的鼻部长度l之比(x/l)设定为0.01以上且0.1以下。
[0129]
通过将密封点位置设置在台肩部附近，实质的台肩部的截面积(台肩部的截面积：π/4
×
(ds1
2-ds02))升高，能够得到高扭矩性。此时，鼻部长度l过长时，鼻部刚性降低而无法耐受高压缩力，因此鼻部长度l设定为0.5英寸以下即可。另一方面，鼻部长度l过短时，没有配置密封部的余地，因此鼻部长度l优选设定为0.2英寸以上。
[0130]
在此，在图5中，
[0131]
δ是指密封干扰量，由使附图重合时的重合量的最大值来定义、ds1：台肩接触区域的外径、
[0132]
ds0：台肩接触区域的内径。
[0133]
需要说明的是，对于现有的管轴向的压缩屈服强度低的不锈钢而言，不能实现任何高扭矩性能。
[0134]
表示气密性的密封性作为螺纹部的特性也很重要，优选满足iso13679：2019的密封试验中所示的压缩率85％以上。为了实现高密封性，可以将销前端的作为无螺纹部的鼻部长度l设定为0.3英寸以上、将上述x/l之比设定为0.2以上且0.5以下。但是，如果使鼻部长度l延长至所需以上，则切削耗费时间，并且鼻部刚性降低而性能变得不稳定，因此鼻部长度l优选设定为1.0英寸以下。
[0135]
需要说明的是，对于现有的压缩屈服强度低的合金管而言，鼻部长度长的设计必然不能耐受鼻部前端变薄的设计，因此不能实现。
[0136]
在本发明中，从管周向的材质的均匀性的观点出发，合金管优选为在管周向没有焊接的无缝合金管(无缝管)。
[0137]
接着，对本发明的合金管的制造方法进行说明。
[0138]
首先，制作具有上述形成奥氏体相单相的组成的原材。熔炼可以应用各种熔化工艺，没有限制。例如，在将各元素的块或废料进行电熔化而制造的情况下，可以使用真空熔化炉、大气熔化炉。熔化后的材料通过静止铸造或连续铸造使其凝固，制成铸锭或钢坯，然后，通过热轧或锻造进行成形，成为原材。
[0139]
接着，原材在加热炉中被加热，经过各种热轧工艺而成为合金管形状。例如在制造无缝合金管(无缝管)的情况下，进行使原钢坯状的原材制成中空管的热成形(穿孔工艺)。作为热成形，还可以使用曼内斯曼方式、挤出制管法等任一种方法。另外，根据需要，也可以使用作为对中空管进行减壁、外径定型的热轧工艺的热轧机、延伸轧机、阿塞尔轧机、芯棒式无缝管轧机(mandrel mill)、管塞轧滚机(plug mill)、张力减径机等。
[0140]
接着，热成形后的中空管通过空冷而在合金中生成各种碳氮化物、金属间化合物，因此需要固溶热处理。即，热轧中的中空管从加热时的高温状态在热轧中温度逐渐降低。另外，多数情况下在热成形后也进行空冷，温度历程因尺寸、品种而不同，不能控制。因此，有可能耐腐蚀性元素在温度降低中的各种温度范围内变为热化学稳定的析出物而被消耗，耐腐蚀性降低。另外，也有可能发生向脆化相的相变，使低温韧性显著降低。此外，对于成为产品的合金管而言，为了耐受各种腐蚀环境，合金管组织的相分数为适当的奥氏体相单相状态很重要。但是，由于不能控制从加热温度开始的冷却速度，因此难以控制因保持温度而逐次变化的奥氏体相以外的相的生成。
[0141]
由于存在以上问题，出于使析出物在合金中的固溶、脆化相向非脆化相的逆相变、相分数为适当的奥氏体相单相状态的目的，多采用从高温加热温度进行快速冷却的固溶热
处理。通过该处理，使析出物、脆化相熔入合金中，并且，控制为适当的奥氏体相单相状态。虽然析出物的溶解、脆化相的逆相变的温度因添加元素而多少有些不同，但固溶热处理的温度大多为1000℃以上的高温。因此，在本发明中，固溶热处理温度优选为1000℃以上，优选为1200℃以下。
[0142]
另外，为了在加热至固溶热处理温度后维持固溶状态，对中空管进行急冷，但作为急冷，可以使用压缩空气冷却、雾、油、水等各种制冷介质。需要说明的是，若热轧后的原材温度与该原材的固溶热处理温度相同，则如果刚热成形后进行快速冷却，则不需要之后的固溶热处理。
[0143]
固溶热处理后的原材是低屈服强度的奥氏体相单相，因此，不能直接得到高屈服强度。因此，利用由各种冷加工带来的位错强化进行管的高强度化。需要说明的是，高强度化后的合金管的强度等级由管轴向拉伸屈服强度决定。
[0144]
在本发明中，如以下说明，通过对固溶热处理后的原材(中空管)进行向管周向的弯曲回弯加工，进行管的高屈服强度化。
[0145]
向管周向的弯曲回弯加工
[0146]
在管的冷轧法中，例如关于油井和气井开采而标准化的是冷拔轧制、皮尔格冷轧两种，任一种方法都能够实现向管轴向的高强度化。在这些方法中，主要使压下率和外径变化率变化，进行高强度化至所需的强度等级。另一方面，冷拔轧制、皮尔格冷轧加工是减小管的外径和壁厚、将该部分沿管轴长度方向大幅延伸的轧制方式。因此，虽然在管轴拉伸方向上容易发生高强度化，但另一方面，在管轴压缩方向产生大的包辛格效应，作为问题已知管轴向压缩屈服强度相对于管轴拉伸屈服强度最大降低约20％。
[0147]
在上述专利文献1中，为了改善管轴向压缩屈服强度的降低，在冷轧后进行低温的热处理，由此改善管轴向拉伸屈服强度与管轴向压缩屈服强度之差。但是，耐腐蚀性能因碳氮化物、mo向晶界的偏析而降低。因此，本发明人进行了各种研究，结果作为为了良好地保持耐腐蚀性能而在维持“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”的同时减小管轴向拉伸屈服强度与管轴向压缩屈服强度的强度差的合金管的高强度化方法，想到了新的冷加工方法。
[0148]
即，本发明的冷加工方法是利用由向管周向的弯曲回弯加工带来的位错强化的新方法。以下，基于图2对本加工方法进行说明。
[0149]
该方法与在管轴长度方向上产生由轧制引起的应变的冷拔轧制、皮尔格冷轧加工不同，如图2所示，应变通过在利用管的扁平进行的弯曲加工(第一次扁平加工)后再次恢复成正圆时的回弯加工(第二次扁平加工)来赋予。在该方法中，没有大幅地改变初期的合金管形状(被加工材料的形状)，利用弯曲回弯的重复、弯曲量的变化来调整应变量。
[0150]
即，现有的冷轧法利用向管轴向的伸长应变，与此相对，由使用了本发明的冷加工方法的加工硬化带来的合金管的高强度化利用向管周向的弯曲应变。为了该冷加工方法的控制以及抑制由此引起的向管轴向的应变，在本发明的方法中，原理上不产生在现有的冷轧法中产生的向管轴向的包辛格效应。因此，根据本发明，也不需要冷加工后的低温热处理，可以得到良好的耐腐蚀性能所需的固溶热处理后的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”，并且，能够兼顾高管轴向压缩屈服强度。
[0151]
需要说明的是，图2所示的(a)、(b)是使工具接触部为两处时的截面图，图2所示的
(c)是使工具接触部为三处时的截面图。另外，图2中的粗箭头是对合金管(作为被加工材料的中空管。以下有时称为“被加工材料”)进行扁平加工时施加力的方向。如图2所示，进行第二次扁平加工时，为了使工具与未实施第一次扁平加工的部位接触，只要设法以使合金管旋转的方式使工具活动、或者使工具的位置移动等即可(图2中的网线部表示第一次扁平部位)。例如，在使工具接触部为两处的情况下，将2个轧辊相对配置，在使工具接触部为三处的情况下，在管周向上以120
°
间距配置3个轧辊。
[0152]
如图2所示，通过在管的整个周向间歇或连续地施加使合金管扁平的向管周向的弯曲回弯加工，在合金管(被加工材料)的曲率的最大值附近施加由弯曲引起的应变，朝向合金管的曲率的最小值施加由弯曲复原引起的应变。其结果是，在合金管整体中蓄积由得到的合金管的强度提高(位错强化)所需的弯曲复原变形引起的应变。另外，在使用该加工方式的情况下，与将管的壁厚、外径压缩进行的加工方式不同，不需要很大的动力，是由扁平引起的变形，因此特征在于能够在将加工前后的形状变化限制在最小限度的同时进行加工。
[0153]
关于如图2那样的合金管的扁平中使用的工具形状，可以使用辊。如果使合金管在沿合金管周向配置有2个以上的辊间扁平旋转，则能够容易地重复施加由弯曲复原变形引起的应变。此外，如果使辊的旋转轴相对于管的旋转轴在90
°
以内倾斜，则合金管在接受扁平加工的同时沿管旋转轴方向行进，因此能够容易地进行加工的连续化(参考图2所示的(a)、(b))。另外，关于使用该辊连续地进行加工，例如，如果适当地改变辊的间隔使扁平量相对于合金管的行进而变化，则能够容易地改变第一次、第二次的合金管的曲率(扁平量)。因此，通过改变辊的间隔来变更中立线的移动路径，能够实现壁厚方向上的应变的均匀化。另外，不通过改变辊间隔而是通过改变辊径来改变扁平量，也能够得到同样的效果。另外，也可以将它们组合。虽然设备上变得复杂，但如果使辊数为3个以上，则能够抑制加工中的管的回转，能够实现稳定的加工。
[0154]
对于本发明的弯曲复原冷加工，在利用任一种加工方式的情况下，加工量利用相对于初期合金管直径di的弯曲加工时的最小半径、即在来自两处的外径压力下产生的扁平、或者由来自三处的弯曲加工而产生的以自三角形状的合金管中心起的最小半径部的二倍算出的变形中的最小径dmin进行管理时都容易。另外，加工量也受相对于初期合金管直径di的初期壁厚ti的影响，因此，也可以组合利用使用由该值算出的ti/di的管理。如果产品尺寸和制造装置确定，则这些参数可以一元性确定。
[0155]
在实施本发明时，通过利用了这些参数的制造条件的管理，能够更稳定地进行满足强度特性的生产。利用上述参数对稳定的制造条件进行了研究，结果以由(1-dmin/di)
×
100计算的压下率[％]乘以利用初期壁厚ti和初期合金管直径di计算的ti/di而得的值作为指标。在使用2个工具的情况下，如果该指标为0.9～2.5的范围，则能够稳定地在轴向压缩屈服强度/轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85～1.15的范围内进行制造。需要说明的是，通过使上述指标为1.0～1.6的范围，能够进行更稳定的制造。
[0156]
另外，在使用3个工具的情况下，能够稳定地制造的范围扩大。如果上述指标为0.5～3.0的范围，则能够在轴向压缩屈服强度/轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85～1.15的情况下进行制造。需要说明的是，在使用3个工具的情况下，如果将上述指标设定为0.7～2.0的范围，则能够进行极其稳定的制造。
[0157]
在本发明中由向管周向的弯曲回弯加工带来的合金管的高强度化中，不会像上述专利文献1那样产生加工后的管轴向的包辛格效应。由此，不需要低温热处理，能够维持“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”，因此可以得到良好的耐腐蚀性能。因此，原则上在冷加工后不进行包括低温热处理的热处理。
[0158]
但是，在作为本发明的冷加工方法的向管周向的弯曲回弯加工中，由于冷加工时的加工发热，从冷加工中到冷加工后的被加工材料本身的加工发热等，在生产工序中被加工材料的温度不可避免地提高。由此，会形成与上述专利文献1那样的低温热处理同样的条件。因此，对于冷加工后的被加工材料本身的温度，需要控制成不成为上述专利文献1那样的低温热处理的状态。
[0159]
因此，本发明人对各种温度历程进行了研究，结果发现了以下内容。如果冷加工后暴露的最高温度为300℃以下且15分钟以下，则维持了“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”。因此，在本发明中，为了维持“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”，抑制mo的晶界偏析，在通过冷加工进行管周向的弯曲回弯加工时，被加工材料的表面的最高到达温度为300℃以下、且该最高到达温度下的保持时间为15分钟以下即可。例如，通过管理加工速度(向扁平形状变形时的变形速度)，能够适当地控制最高到达温度。
[0160]
冷加工后，可以根据需要对得到的合金管实施镀覆处理等表面处理。需要说明的是，上述被加工材料的最高到达温度为300℃以下以及保持时间为15分钟以下这样的条件优选在冷加工时以后的所有工序中都满足。因此，在冷加工后的各工序中，以被加工材料的最高到达温度为300℃以下、且该最高到达温度下的保持时间为15分钟以下的方式适当地控制镀覆处理时的表面处理温度等即可。
[0161]
接着，参考图5对螺纹接头部的制造方法进行说明。
[0162]
在本发明中，对于由上述得到的合金管，以螺纹接头部的管轴截面(与管轴向平行的截面)的、由螺纹沟底面和齿侧面形成的角部9的曲率半径r为0.2mm以上的方式设计外螺纹和内螺纹即可。
[0163]
螺纹形状可以使用切削、辊轧来设置，为了稳定地得到角部9的曲率半径r的形状，优选切削。作为螺纹接头，为了进一步提高性能，优选采用不仅具备螺纹部而且还具备金属接触密封部和扭矩台肩部的优质接头。本发明的合金管通过在管轴向上具有高压缩屈服强度，如果台肩部截面积设定为销坯管截面积的25％以上，则作为接头能够没有问题地发挥功能。
[0164]
为了实现高扭矩性，可以将图5所示的作为销1前端的无螺纹部的鼻部长度l设定为0.2英寸以上且0.5英寸以下，将自管端起的密封点位置设为x时将x相对于鼻部长度l的比x/l设定为0.01以上且0.1以下。另一方面，为了实现气密性高的金属接触密封部，可以将销1前端的作为无螺纹部的鼻部长度l设定为0.3英寸以上且1.0英寸以下，将自管端起的密封点位置设为x时将x相对于鼻部长度l的比x/l设定为0.2以上且0.5以下。上述“高扭矩性”是指不变形的扭矩值变高，可提供更高的紧固扭矩。
[0165]
通过以上制造方法，可以得到本发明的合金管。
[0166]
如此，本发明通过利用弯曲回弯的冷加工方法以及不进行低温热处理，能够提供一种压缩强度特性优良的合金管，其抑制了由mo的偏析引起的耐腐蚀性能的降低，并且管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85～1.15。
[0167]
实施例1
[0168]
以下，基于实施例对本发明进行说明。
[0169]
将表1所示的合金种a～k的化学成分用真空熔化炉熔炼，然后热轧为外径80mm的圆钢坯(原材)。需要说明的是，cr超过了发明范围的合金种j得不到奥氏体相单相。另外，mo超过发明范围而添加的合金种k由于从熔化开始的凝固过程或热轧而产生了裂纹，因此在实施冷加工前不再进行研究。表1的空栏表示不有意地添加，不仅包括不含有(0％)的情况，而且还包括不可避免地含有的情况。
[0170][0171]
通过热穿孔轧制制造中空的坯管，接着利用外径轧制机得到具有各种外径壁厚的中空管。进行如下固溶热处理：对由热轧得到的中空管再次进行加热，从1000～1200℃的温度范围的固溶热处理温度进行快速冷却。
[0172]
对得到的“使耐腐蚀性元素固溶在合金中的状态”的各种尺寸的中空管(外径
d88.9mm、壁厚5.4～7.5mm(ti/di＝0.062～0.083)、外径d104.4mm、壁厚15.1～22.3mm(ti/di＝0.145～0.213)、外径d139.7mm、壁厚9.0～12.1mm(ti/di＝0.064～0.087)、外径d162.1mm、壁厚21.3～28.9mm(ti/di＝0.132～0.178))进行冷加工。关于冷加工，除了作为本发明的冷加工方法的管周向的弯曲回弯加工以外，还进行了拉拔轧制和皮尔格轧制。
[0173]
管周向的弯曲回弯加工分开使用将2个轧辊相对配置的方式或在管周向上以120
°
间距配置有3个轧辊的方式的装置来实施。另外，相对于由所得到的母管(固溶体加热处理后的中空管(被加工材料))的初期合金管直径(中空管直径)di、初期壁厚ti和由轧制机的辊间隙求出的最小外径dmin求出的压下率((1-dmin/di)
×
100[％])，乘以利用初期壁厚ti和初期合金管直径di计算的ti/di，将由此得到的值实施作为轧制管理值。另外，为了调查加工次数的影响，也一并实施了在相同加工条件下进行两次冷加工的条件。此外，对于一部分，在冷加工后以表2所示的温度实施了低温热处理。需要说明的是，被加工材料的最高到达温度通过测定实施例的合金管制造时的实绩温度来管理。
[0174]
在此，在上述“由轧制机的辊间隙求出的最小外径dmin”中，轧制机的辊间隙是指辊间隔的最小部分，是与辊数无关的在该辊间隔的间隙画出正圆时的直径。管的最小外径dmin为与辊间隙相同的值。
[0175]
拉拔轧制和皮尔格轧制是使用外径d139.7mm、壁厚12mm的坯管以20％的壁厚减少率进行减壁拉伸轧制。
[0176]
针对得到的合金管，测定管轴向的拉伸屈服强度和压缩屈服强度以及管周向的压缩屈服强度。从得到的合金管，从管壁厚中央部裁取平行部直径为4～6mm的圆棒拉伸试验片和圆柱压缩试验片，在拉伸、压缩的同时以1mm/分钟的十字头速度测定强度。分别计算出管轴向拉伸屈服强度、管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比以及管周向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比。
[0177]
进而，在氯化物、硫化物环境下实施应力腐蚀试验。腐蚀环境设定为模拟开采中的油井的水溶液(在添加有25％nacl+1000mg/l的硫的水溶液中在0.10～1.00mpa的压力下添加h2s气体和co2气体并将ph调整为2.5～3.5，试验温度设定为150℃)。以能够向管轴长度方向赋予应力的方式，从得到的合金管的壁厚中心部切割出4mm(厚度)的四点弯曲试验片、或者从得到的合金管的壁厚中心切割出直径d8mm的圆棒拉伸试验片，相对于管轴向拉伸屈服强度，赋予100％的应力，浸渍在上述水溶液中。腐蚀状况的评价如下：在应力赋予状态下在腐蚀水溶液中浸渍720小时后，取出试验片，立即对试验片的应力赋予面进行目视观察。对没有裂纹的试样标记符号“a”，对发现产生裂纹或断裂的试样标记符号“b”，进行评价。
[0178]
另外，对于得到的合金管，针对与管轴向平行的管截面的壁厚方向，利用ebsd进行晶体取向分析，测定以15
°
的晶体取向角划分的奥氏体晶粒的纵横比。测定面积设定为1.2mm
×
1.2mm，针对假设为正圆时的粒径为10μm以上的奥氏体晶粒测定纵横比。
[0179]
然后，测定纵横比为9以下的奥氏体晶粒相对于组织整体的面积分数。关于面积分数，以在晶体取向分析中具有15
°
以上的取向差的边界作为晶界来定义晶粒，由晶粒的长边和短边长求出纵横比。另外，以面积分数求出纵横比9以下在测定的组织整体中所占的比例。
[0180]
另外，使用stem，对于(奥氏体晶界的两端部～距奥氏体晶界150nm的宽度)
×
(在与晶界平行的方向上2nm的长度)的区域，以0.2nm间距测定mo的浓度(质量％)。此处的测定
区域是相当于晶界的范围，是相当于图1所示的晶界的阴影部的位置。对于由奥氏体相晶界的测定结果得到的mo浓度(质量％)，使用测定区域中的最大值(峰值)。另外，对于奥氏体相晶粒内的mo浓度(质量％)，使用测定区域的平均值。然后，求出用各最大值除以各平均值而得的值(峰值/平均值)、即相对于奥氏体相晶粒内的mo浓度的奥氏体相晶界的mo浓度(表3所示的“奥氏体晶界/奥氏体晶粒内”的值)。需要说明的是，计算奥氏体相晶粒内的平均值时，除去自奥氏体相晶界端部起0～50nm的区域的数据后算出平均值。
[0181]
将得到的结果分别示于表3中。
[0182]
[表2]
[0183][0184]
※
1因脆化相而在冷加工前开裂
[0185]
根据表3的结果，本发明例均是表示mo的偏析量的、奥氏体相晶界的mo浓度相对于奥氏体相晶粒内的mo浓度之比为4.0倍以下。由此，耐腐蚀性优良，并且管轴向的拉伸屈服强度优良，此外，管轴向的拉伸屈服强度与压缩屈服强度之差小。另一方面，在通过现有的冷轧方法制造的产品、之后进行了低温热处理的比较例中，管轴向的拉伸屈服强度、与压缩屈服强度之比和耐腐蚀性中的某一项不满足合格基准。
[0186]
实施例2
[0187]
接着，进行螺纹接头的评价。
[0188]
通过机械加工在实施例1中得到的合金管的端部形成梯形的螺纹部(参考图3(a))，将两根合金管用螺纹连接。然后，根据连接的合金管的轴向拉伸屈服强度，使两管端在偏芯3～10％的状态下旋转，进行螺纹部的疲劳试验。需要说明的是，针对螺纹部，使作为应力集中部的角部的曲率半径r如表4所示变化，调查应力集中部的疲劳裂纹、疲劳裂纹的进展所致的直至螺纹牙断裂为止的旋转次数。然后，对通过现有的制法(实施例1的比较例中，冷加工法为拉拔轧制和皮尔格轧制)得到的合金管和本发明例的合金管的疲劳试验的结果进行比较，以相对于现有制法的比表示。该比示于表4中的“疲劳试验结果”。将该比大于1的试样判断为优良，对疲劳寿命延长效果进行评价。
[0189]
如表4所示，对于作为本发明例的合金种a、b、g、h、i，准备由外径d88.9mm、壁厚t5.5mm、6.5mm的销(合金管尺寸)和与其对应的管箍构成的螺纹接头、由外径d244.5mm、壁厚t13.8mm的销和与其对应的管箍构成的螺纹接头、以及由外径d139.7mm、壁厚t14.3mm的销和与其对应的管箍构成的螺纹接头。关于螺纹接头的类型，准备只由螺纹部构成的接头以及由螺纹部、密封部和台肩部构成的优质接头，进行上述疲劳试验。
[0190]
表4中示出销螺纹底部的负载齿侧面和入扣齿侧面的角部的曲率半径r、管箍螺纹底部的负载齿侧面和入扣齿侧面的角部的曲率半径r。
[0191]
[表4]
[0192][0193]
根据表4的结果，本发明的合金管均是疲劳特性优良。
[0194]
接着，针对优质接头，进行扭矩台肩部的设计的评价。如表5所示，对于由外径d88.9mm、壁厚t6.5mm、拉伸强度689mpa的销和与其对应的管箍构成的螺纹接头(优质接头)实施紧固试验(屈服扭矩评价试验)。
[0195]
[表5]
[0196][0197]
具体而言，可知如果台肩部的截面积小于销未加工部截面积的20％，则在紧固扭矩3000n
·
m的情况下产生屈服(yield)。因此可知，如果台肩部的截面积为销未加工部截面积的20％以上，则屈服(yield)为4000n
·
m以上，能够确保足够高的扭矩，能够紧固。该值在现有的耐压缩强度低的合金管中需要为25％以上，因此，本发明的合金管的台肩部的截面积为销未加工部截面积的20％以上，能够确认都可确保同等扭矩的优越性。将结果示于表5中。需要说明的是，表5所示的“台肩部的截面积比”为台肩部截面积相对于销未加工部截面积之比。
[0198]
另外，作为第二高性能的螺纹接头，可以列举实现在iso13679：2019的密封试验中能够合格的具有高密封性的螺纹接头。因此，如表6所示，对于由外径d88.9mm、壁厚t6.5mm、拉伸强度689mpa的销和与其对应的管箍构成的螺纹接头(优质接头)以及由外径d244.5mm、壁厚t13.8mm的销和与其对应的管箍构成的螺纹接头(优质接头)实施密封试验。
[0199]
[表6]
[0200][0201]
根据表5、表6的结果，通过应用本发明的合金管，即使是更小的台肩截面积也能够实现可紧固的螺纹接头。由此，能够增加螺纹接头设计的自由度。另外，能够实现以下两种高性能的螺纹接头。
[0202]
首先，作为第一高性能的螺纹接头，可以列举即使应用高紧固扭矩也能够确保密封性能的高扭矩螺纹接头。通过在螺纹接头中采用如本发明这样的耐压缩强度高的合金管，可以得到高扭矩性。除此以外，通过螺纹接头的设计的优化，能够实现进一步的高扭矩。具体而言，将销前端的作为无螺纹部的鼻部长度l设计为0.2英寸以上且1.0英寸以下，将自管端起的密封点位置设为x时将x相对于鼻部长度l的比x/l设计为0.01以上且0.1以下。
[0203]
另外，根据密封试验的结果，为了实现气密性高的金属接触密封部，可以将销前端的作为无螺纹部的鼻部长度l设定为0.3英寸以上且1.0英寸以下，将自管端起的密封点位置设为x时将x相对于鼻部长度l的比x/l设定为0.2以上且0.5以下。如上所述，如果加长鼻部长度l而使密封点离开管端，则台肩部的截面积变小，对于现有材料而言，形成产生屈服(yield)问题的截面积而不能设计的可能性高。对于现有材料而言，薄壁的情况下，该问题变得显著，壁厚6.5mm的情况下不能实现。对于本发明的合金管而言，耐压缩强度高，因此如果能够确保20％以上的台肩部的截面积，则能够避免屈服(yield)的问题。由此，能够实现确保台肩部的截面积和兼顾高密封性的设计。
[0204]
如表6所示，管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比为0.85以上时，确认到在iso13679：2019的试验载荷下在压缩率85％的情况下密封试验合格。管轴向压缩屈服强度/管轴向拉伸屈服强度的强度比为1.0以上时，确认到在压缩率100％的情况下密封试验合格。
[0205]
符号说明
[0206]
1销
[0207]
2箱
[0208]
3扭矩台肩部
[0209]
4金属接触密封部
[0210]
5螺纹部
[0211]
6外螺纹
[0212]
7内螺纹
[0213]
8齿侧面
[0214]
9角部
[0215]
10b负载齿侧面
[0216]
11a入扣齿侧面
[0217]
12管箍