JP7173411B1 - 二相ステンレス鋼管およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

高強度を有するとともに、鋼管内外表面の耐摩耗性や耐凹み性に優れる二相ステンレス鋼管およびその製造方法を提供する。質量％で、Ｃ：０．００５～０．１５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｎｉ：０．５～１５．０％、Ｍｏ：０．５～６．０％、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を有し、フェライト相とオーステナイト相を有する鋼組織を有し、管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であり、かつ鋼管外表面及び鋼管内表面に平均厚みが１．０μｍ以上である酸化物層を有するようにする。

Description

本発明は、管軸方向の引張降伏強度に優れるとともに、耐摩耗性や耐凹み性に優れたステンレス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に優れるとは降伏強度で６８９ＭＰａ以上であることをいう。

油井・ガス井採掘用（以下、単に油井用とも記す。）あるいは地熱井用の鋼管は、高温且つ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ともなう熱応力や高圧に耐える高い強度特性を有することが必要である。このうち、優れた耐食性能を有するためには、鋼にＣｒ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ等の耐食性向上元素の添加量の調整が必要となる。例えば、Ｃｒを２２質量％含んだＳＵＳ３２９Ｊ３Ｌや２５質量％含んだＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、また、Ｍｏを多く添加したＩＳＯ Ｓ３２７５０、Ｓ３２７６０等の二相ステンレス鋼が利用される。

一方、高い強度特性を確保するためには、管軸方向引張降伏強度を調整することが必要であり、この値が製品強度仕様の代表値となる。この理由としては、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られることが重要であることが挙げられる。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ことができる。

この点、上記の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、熱間成形や熱処理を行っただけ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。
そこで、油井用あるいは地熱井用に用いられる二相ステンレス鋼管では、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。油井用あるいは地熱井用に用いられる管の冷間圧延方法には、冷間引抜圧延と冷間ピルガー圧延の２種類があり、油井管の利用に関する国際規格であるＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）では、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。これらの冷間圧延を行う際、製品の疵抑制や工具保護のため、冷間圧延前の鋼管に対して、酸による洗浄や、化学処理による潤滑被膜の形成が必要になる。このうち、潤滑被膜を形成させた場合には、冷間圧延後に酸による洗浄が必要となる。

ところで、油井用あるいは地熱井用に用いられる鋼管は、屋外で利用され、整地されていない場所での利用も多く、採掘時や鋼管の内部に油や熱水を通水する場合は石等の硬質なものとの衝突が頻繁に発生する。さらに、鋼管の中に鋼管を通す場合や鋼管の搬送中は、鋼管同士の擦れや衝突が頻繁に発生する。また、鋼管の連結時には締結治具によるクランプで鋼管表面に高い接触圧力が発生する。このような硬質な物体との衝突や鋼管同士の衝突、擦れ、締結治具による接触圧力は、鋼管内外表面にひっかき疵や凹みを生じさせる。
これらのひっかき疵や凹みは腐食の起点になる。さらには、過大な凹みは製品寸法に影響を及ぼし、例えば、ひっかき疵や凹みの深さの分だけ肉厚が減少し、鋼管に重要な管軸方向引張強度特性の低下を招く。
このように、油井用あるいは地熱井用に用いられる二相ステンレス鋼管としては、高強度および高耐食性を有するのみならず、鋼管内外表面のひっかき疵や凹みを抑制できること、すなわち、鋼管内外表面における耐摩耗性および耐凹み性に優れていることが求められる。

この点、二相ステンレス鋼管は、先述したように、高い管軸方向引張降伏強度を得るために、冷間圧延による転位強化工程を経て得られる。そして、冷間圧延前には、冷間圧延時の圧延工具の損傷抑制等を目的として、鋼管表面への酸による洗浄が行われ、表面の酸化物層が除去される。あるいは、冷間圧延時の焼き付きを防止するために高潤滑性を有する化学処理被膜が形成された場合は、冷間圧延後に、化学処理被膜とともに表面の酸化物層が除去される。さらに、冷間圧延による、減肉と管軸方向の延伸により、鋼管は表面積が増大する。このようにして、冷間圧延後の鋼管表面は、酸化物層が除去され、且つ表面積が増加することで、金属光沢をもつ金属肌むき出しの状態になる。
しかしながら、このような金属肌むき出しの状態では、先述したようなひっかき疵や凹みが生じやすくなる。すなわち、従来の冷間圧延で製造される二相ステンレス鋼管は、高強度を得るために金属肌むき出しの状態になるため、容易にひっかき疵や凹みが発生しやすくなる。

従来の鋼管に関する技術としては、例えば、特許文献１、２では、鋼管内面の硬度や耐摩耗性を向上させた鋼管が開示されている。また、特許文献３では高い硬度と耐摩耗性を有する別の材料を母材と接合するクラッド鋼管が開示されている。

特開昭５７－１９４２１３号公報 特開平１－１５３２３号公報 特開昭６３－２９０６１６号公報

しかしながら、上記の特許文献１～３に記載の技術では、先述したような油井用あるいは地熱井用として求められる、強度特性、耐摩耗性および耐凹み性の全てを向上させることまでは考慮しておらず、さらなる改良が希求されていた。

本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、高強度を有するとともに、鋼管内外表面の耐摩耗性や耐凹み性に優れる二相ステンレス鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。

なお、本発明において、「高強度」とは、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従い、管軸方向に平行に管の肉厚中心部から平行部径５．０ｍｍの丸棒引張試験片を切り出し、常温（２５℃）で、クロスヘッド速度１．０ｍｍ／ｍｉｎで破断まで引張試験を実施して得られる管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であることを指す。
また、優れた「耐摩耗性および耐凹み性」とは、圧子を超硬チップ（円錐状（円錐底面に垂直な断面となる三角形状の先端（鋼管との接触部）の角度：６０°））とし、管軸方向平行に管表面を３ｍｍ／ｓで掃引して３０ｍｍのスクラッチ試験を荷重：５９Ｎとして行い、スクラッチにより形成された凹み部の長さ方向中央部から凸部の凹凸差を測定し、凹み高さ差が５０μｍ以下であることを指す。

本発明者らは、上記した目的を達成するため、二相ステンレス鋼管について鋭意検討した。
まず、二相ステンレス鋼管の耐食性を高めるには、耐食性元素であるＣｒ、Ｍｏを添加し、耐食性の低下を引き起こすＣを低減させる必要がある。ＣｒやＭｏの添加やＣの低減は製品組織中のフェライト相を増加させるが、フェライト相が増加しすぎると二相組織による優れた耐食性能が得られず、さらには低温靭性が低下する。そのため、オーステナイト相を増加させるＮｉやＮ、Ｍｎなどの元素をバランスよく添加し、製品組織をフェライト相とオーステナイト相の適切な二相状態にすることが様々な腐食形態から二相ステンレス鋼管を保護するために重要である。

二相ステンレス鋼管を適切な二相状態にするにはフェライト相、オーステナイト相を形成する化学成分の適切な添加に加え、固溶体化熱処理が必要となる。
固溶体化熱処理により適切な二相分率を得ることに加え、凝固後の冷却から熱間成形中に生成する耐食性に有害な析出物や脆化相を鋼中に溶かし込み、耐食性元素を鋼中に均一に分散させて耐食性能の安定化が可能になる。

化学成分の調整と固溶体化熱処理により高い耐食性能を有する二相ステンレス鋼管が得られる一方で、オーステナイト相は二相ステンレス鋼管の降伏強度を低下させる。そのため、化学成分の調整や固溶体化熱処理を行うのみでは油井用や地熱井用の鋼管に必要な６８９ＭＰａ以上の管軸方向引張降伏強度が得られない。そのため、二相ステンレス鋼管の製造では、固溶体化熱処理に引き続き、冷間圧延による転位強化により、所望の強度を得るようにしている。

鋼管の高強度化を目的とした冷間圧延方法としては、従来、冷間引抜圧延または冷間ピルガー圧延が行われている。いずれの圧延も鋼管肉厚を減少、または管軸方向に引き伸ばす圧延である。
先述した固溶体化熱処理は、これら冷間圧延の前に行わなければならない。冷間圧延後に固溶体化熱処理のような高温にさらされると、冷間圧延で与えた転位が消滅し、冷間圧延による降伏強度向上効果が失われるためである。
冷間圧延前に行う固溶体化熱処理の後には、鋼管内外表面に酸化物層が形成される。
冷間圧延前に鋼管内外表面に形成された酸化物層は、冷間圧延用の工具を損傷するおそれがあるため、一般的な冷間引抜圧延やピルガー圧延を行う前に酸による除去が行われる。さらに、工具を保護する目的で、化学処理により鋼管表面に潤滑性を有する潤滑被膜を形成させ、冷間圧延後に洗浄により酸化物層とともに除去する場合もある。冷間圧延前後の酸化物層の除去により、鋼管内外表面では金属肌がむき出しの状態になる。

また、冷間圧延の処理によっても、金属肌を鋼管表面に露出させる。すなわち、冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延は、鋼管の減肉や延伸をともなう圧延方法であるため、母材である金属部分は表面積が増加する。そして、酸化物層は母材と異なり延性が無いため、変形に追従できず、冷間圧延後の鋼管表面は圧延後の新生面により金属肌がよりむき出しの状態になる。

以上の理由から、二相ステンレス鋼について、高い耐食性と管軸方向引張降伏強度を得るには、製品表面は金属肌がむき出しになった状態でしか得ることができない。そして、これが、油井用あるいは地熱井用として用いるときの硬質な物体や鋼管同士の擦れ、衝突や、接続用治具の接触圧力で疵や凹みを発生させ、製品肌が劣化し、鋼管の損傷や腐食をもたらし、寸法精度の低下による管軸方向圧縮降伏強度や管周方向引張降伏強度を低下させる原因であることに着目した。

これらの問題点に対して、本発明者らは、表面上の酸化物層を除去せずに鋼管を製造する技術について検討した。その結果、特定条件の固溶体化熱処理を行い、形成された酸化物層を除去せずに、管周方向の曲げ曲げ戻し冷間加工を行うことで、高強度および高耐食性を確保しつつ、優れた耐摩耗性および耐凹み性を得られることを知見した。

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、
Ｃ：０．００５～０．１５０％
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１０．０％以下、
Ｃｒ：１１．５～３５．０％、
Ｎｉ：０．５～１５．０％、
Ｍｏ：０．５～６．０％、
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を有し、
フェライト相とオーステナイト相を有する鋼組織を有し、
管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であり、
かつ鋼管外表面および鋼管内表面それぞれに平均厚みが１．０μｍ以上である酸化物層を有する、二相ステンレス鋼管。
［２］前記酸化物層が、面積率で鋼管外表面および鋼管内表面のそれぞれの５０％以上被覆している、前記［１］に記載の二相ステンレス鋼管。
［３］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、前記［１］または［２］に記載の二相ステンレス鋼管。
［４］前記成分組成として、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、前記［１］～［３］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
［５］前記成分組成として、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、前記［１］～［４］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
［６］前記成分組成として、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、前記［１］～［５］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
［７］前記［１］～［６］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管の製造方法であって、
熱間圧延を鋼管素材に施すことで鋼管形状とし、
前記熱間圧延後、以下の式（１）を満たす固溶体化熱処理を前記鋼管素材に施し、
前記固溶体化熱処理後に生成する前記鋼管素材上の酸化物層を除去しないまま、冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し冷間加工を行う、二相ステンレス鋼管の製造方法。
Ｔｍａｘ^２×ｔ／［Ｃｒ］^４＞１０００・・・式（１）
式（１）中、
Ｔｍａｘ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度（℃）、
ｔ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度での保持時間（ｓ）、
［Ｃｒ］：鋼管中のＣｒの含有量（質量％）、である。
［８］前記熱間圧延における最高加熱温度が１１５０℃以上である、前記［７］に記載の二相ステンレス鋼管の製造方法。
［９］前記曲げ曲げ戻し冷間加工を行うことで、前記鋼管素材を縮径し、
前記鋼管素材の加工前外径Ｄｏに対する加工後外径Ｄｉの割合（％）である（Ｄｉ／Ｄｏ）×１００が９９％以下である、前記［７］または［８］に記載の二相ステンレス鋼管の製造方法。
［１０］前記曲げ曲げ戻し冷間加工を行うことで、前記鋼管素材の加工前軸方向長さＬоに対する加工後軸方向長さＬｉの割合（％）である（Ｌｉ／Ｌｏ）×１００が１２５％以下である、前記［７］～［９］のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管の製造方法。

本発明によれば、管軸方向引張降伏強度に優れるとともに、高い耐摩耗性と耐凹み性を有する。そのため、高温下および高圧下で、かつ、厳しい腐食環境である油井用や地熱井用として使用する場合でも、衝突や擦れによるひっかき傷、凹みを安定して抑制できる。

図１は、酸化スケール層の厚みと表面疵抑制効果を説明するためのグラフである。 図２は、管周方向の曲げ曲げ戻し加工を説明するための模式図である。

以下に、本発明について説明する。

本発明の二相ステンレス鋼管は、質量％で、Ｃ：０．００５～０．１５０％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、Ｃｒ：１１．５～３５．０％、Ｎｉ：０．５～１５．０％、Ｍｏ：０．５～６．０％、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を有し、フェライト相とオーステナイト相を有する鋼組織を有する。また、本発明の二相ステンレス鋼管は、管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であり、鋼管外表面および鋼管内表面それぞれに平均厚みが１．０μｍ以上である酸化物層を有する。

まず、本発明の二相ステンレス鋼管が有する成分組成の限定理由を説明する。なお、成分含有量に関する％は「質量％」である。

Ｃ：０．００５～０．１５０％
Ｃは耐食性を劣化させる。また、Ｃ含有量が多いとオーステナイト相がマルテンサイト相へ変態し，冷間圧延や冷間加工が困難になる。そのため、適切な耐食性能と二相組織を得るために、Ｃ含有量は０．１５０％以下とする。Ｃ含有量が少な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。Ｃ含有量は好ましくは０．０８０％以下である。

Ｓｉ：１．０％以下
多量のＳｉ含有に伴う鋼中でのＳｉの残存は、加工性と低温靱性を損なう懸念がある。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。Ｓｉ含有量は、０．８％以下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、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。なお、十分に脱酸作用を得つつ、過剰に鋼中に残存することによる副作用抑制を両立させる観点から、Ｓｉ含有量は、０．２％以上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、Ｍｎ含有量は、１０．０％以下とする。より高い低温靭性が求められる場合は、Ｍｎ含有量は１．０％未満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の無害化には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、低温靱性を確保しつつ、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活用する場合は、Ｍｎ含有量は２．０％以上とすることがより好ましい。また、Ｍｎ含有量は８．０％以下とすることがより好ましい。

Ｃｒ：１１．５～３５．０％
Ｃｒは、鋼の不働態被膜を強固にし、耐食性を高める元素である。また、フェライト相を安定化させ適切な二相組織を得るために必要な元素である。本発明において、二相組織と高耐食性を得るには１１．５％以上のＣｒ含有量が必要となる。Ｃｒは不働態被膜を安定化させる基本的な元素であり、Ｃｒ含有量が増加すると不働態被膜はより強固になる。このため、Ｃｒ含有量が増加するほど耐食性向上に寄与するが、３５．０％超えのＣｒの含有は、溶解から凝固する過程で脆化相が析出し、全体に割れが発生して、その後の成形加工が困難になる。そのため、Ｃｒ含有量の上限は３５．０％とする。以上より、本発明では、Ｃｒ含有量は１１．５～３５．０％とする。また、耐食性の確保と製造性の両立の観点から、好ましくは、Ｃｒ含有量は２０％以上である。好ましくは、Ｃｒ含有量は２８％以下である。

Ｎｉ：０．５～１５．０％
Ｎｉはその他オーステナイト相形成元素中で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、Ｎｉ含有量は１５．０％以下とする。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含有すべきであり、Ｎｉ含有量は０．５％以上とする。なお、低温靱性が問題にならない用途の場合は、Ｎｉ含有量は０．５～５．０％とし、その他元素と複合添加することが好ましい。一方で、高い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含有量は５．０％以上とすることが好ましい。また、Ｎｉ含有量は１３．０％以下とすることが好ましい。

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、過剰なＭｏの含有は溶鋼からの凝固時に脆化相を析出させ、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が大きく損なわれる。そのため、Ｍｏ含有量は６．０％以下とする。また、Ｍｏの含有は含有量に応じて耐孔食性を向上させるが、硫化物環境で安定した耐食性を維持するためには０．５％以上の含有が必要である。以上より、本発明では、Ｍｏ含有量は０．５～６．０％とする。また、二相ステンレス鋼管で必要とされる耐食性と製造安定性の両立の観点から、好ましくは、Ｍｏ含有量は１．０％以上である。好ましくは、Ｍｏ含有量は５．０％以下である。

Ｎ：０．４００％未満
Ｎ自体は安価であるが、過大なＮ添加は特殊な設備と添加時間が必要となり、製造コストの増加につながる。そのため、Ｎ含有量は０．４００％未満とする。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、鋼中に固溶していれば耐食性能と強度向上に有用な元素である。一方で、Ｎは、その他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ものの、あまりにも少ないＮ含有量は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したりする。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以上とすることが好ましい。

上記成分組成以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。

また、本発明では、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、Ｗ含有量は６．０％以下とする。Ｗの含有は含有量に応じて耐孔食性を向上させるため、特に下限を設ける必要はないが、二相ステンレス鋼管の耐食性能を安定させる理由で、０．１％以上の含有が好適である。また、二相ステンレス鋼管に必要とされる耐食性と製造安定性の観点から、Ｗ含有量は１．０％以上であることがより好ましい。Ｗ含有量は５．０％以下であることがより好ましい。

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、その他オーステナイト相形成元素であるＭｎやＮｉでは耐食性が不足する場合に積極的に含有すべきである。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、Ｃｕを含有する場合、Ｃｕ含有量は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Ｃｕの含有で耐食性効果が得られる。なお、耐食性の向上と熱間加工性の両立の観点からＣｕ含有量は１．０％以上であることがより好ましい。Ｃｕ含有量は、３．０％以下であることがより好ましい。

Ｖ：１．０％以下
Ｖの過度な含有は低温靭性を損なうため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は１．０％以下とすることが好ましい。また、Ｖの含有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含有できる。強度向上効果はＶ含有量を０．０１％以上とすることで得られる。そのため、Ｖを含有する場合、Ｖ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。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、Ｖ含有量は０．４０％以下とすることがより好ましい。Ｖ含有量は、０．１０％以下とすることがさらに好ましく、０．０６％以下とすることがよりさらに好ましい。Ｖ含有量は、０．０５％以上とすることがより好ましい。

Ｎｂ：１．０％以下
過度な添加は低温靭性を損なうので、Ｎｂ含有量は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含有することができる。強度向上効果はＮｂ含有量を０．０１％以上とすることで得られる。そのため、Ｎｂを含有する場合、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。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、Ｎｂ含有量は０．４０％以下とすることがより好ましい。Ｎｂ含有量は、０．１０％以下とすることがさらに好ましく、０．０６％以下とすることがよりさらに好ましい。Ｎｂ含有量は０．０５％以上とすることがより好ましい。

また、本発明では、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含有量が増えると鋼管の低温靭性が低下するため、Ｔｉ含有量は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含有することができる。したがって、Ｔｉを含有する場合、Ｔｉ含有量を０．０００１％以上とすることにより、このような効果を得られる。Ｔｉ含有量は０．００１％以上とすることがより好ましい。Ｔｉ含有量は０．１０％以下とすることがより好ましい。

Ａｌ：０．３０％以下
Ａｌが多量に鋼管に残存すると靭性を損ねる。そのため、Ａｌを含有する場合、Ａｌ含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。Ａｌ含有量は、０．１０％以下とすることがより好ましく、０．０２％以下とすることがさらに好ましい。
また、Ａｌの添加は精錬時の脱酸材として有効である。この効果を得るために、Ａｌ含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。

また、本発明では、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種または２種以上
Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭの含有量が多くなりすぎ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、Ｂ、Ｚｒ、Ｃａ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０．０１０％以下とすることが好ましい。また、Ｃａ、ＲＥＭの含有量は、それぞれ０．００１５％以下とすることがより好ましい。
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、成形性を向上させる。二相ステンレス鋼管は、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。それぞれの含有量は下限を特に設ける必要はないが、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。
また、Ｔａの含有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、Ｔａ含有量を０．３０％以下とすることが好ましい。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を同時に向上する。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、Ｔａ含有量を０．０００１％以上とすることが好ましい。
また、Ｓｂ、Ｓｎの含有量が多くなりすぎると成形性が低下する。そのため、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合、Ｓｂ、Ｓｎのそれぞれの含有量は０．３０％以下とすることが好ましい。また、Ｓｂ、Ｓｎは少量添加すると耐食性を向上する。したがって、Ｓｂ、Ｓｎを含有する場合、Ｓｂ、Ｓｎのそれぞれの含有量は０．０００３％以上とすることが好ましい。

フェライト相とオーステナイト相の二相
次に、耐食性に影響するフェライト相、オーステナイト相について説明する。二相ステンレス鋼管のフェライト相とオーステナイト相は、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るようにする。本発明の二相ステンレス鋼管は、耐食性が必要な用途で使用されるため、耐食性の観点から二相分率状態を制御することも好ましい。本発明では、二相ステンレス鋼管組織中フェライト相分率（体積分率）を２０％以上８０％以下とすることが好ましく、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％以上６５％以下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。

組織がマルテンサイト相や脆化相を含むと熱間加工性や冷間加工性が低下して製品形状への成形ができないため、これらの組織は利用できない。また、組織が二相ではなくフェライトまたはオーステナイト相の単相の場合は、耐食性能が得られないことに加え、冷間加工後に高い管軸方向引張強度が得られない。本発明では、組織にはフェライト相とオーステナイト相の二相を含む必要がある。
すなわち、本発明の鋼組織は、フェライト相とオーステナイト相とを有し、フェライト相とオーステナイト相とからなる鋼組織とすることが好ましい。

上記の組織の観察では、まず、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用の試験片を採取する。フェライト相およびオーステナイト相の体積率は、観察面を走査型電子顕微鏡で観察することにより求める。具体的には、上述の組織観察用の試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌ、および１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（１０００倍）で組織を撮像する。得られた組織写真から、画像解析装置を用いて、フェライト相およびオーステナイト相の面積率の平均値を算出し、これをそれぞれの体積率（体積％）とする。
撮像した画像において、腐食されにくいために二値化により白色となる相をフェライト相とし、腐食されやすいために二値化により黒色となる相をオーステナイト相とする。上記二値化は、撮像した画像を２５６諧調のグレースケール画像にした後、測定領域（６００μｍ×８００μｍ（１９２０画素×２５６０画素））の範囲に対して行う。二値化の設定について、横軸を輝度(２５６諧調)とするヒストグラムの中に見られる２つのピークの間で、最小となる輝度を閾値とする。

管軸方向引張降伏強度：６８９ＭＰａ以上
油井や熱水の採掘では、鋼管を地表から連結するため、高い管軸方向引張応力が発生する。そのため、各種強度のうち、管軸方向引張降伏強度の調整が重要となる。通常の二相ステンレス鋼管では、優れた耐食性能を得るために行う固溶体化熱処理後の管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上にはならない。そのため、冷間圧延による転位強化により高降伏強度化を行う。管軸方向引張降伏強度は７５７．９ＭＰａ以上とすれば、強度向上分の管厚みを減じ、材料を節約できるため好ましい。さらに好ましくは、８６１．２５ＭＰａ以上である。上限に制限はないが、１０３３．５ＭＰａ超えとすると鋼管肉厚低減効果が失われるので、１０３３．５ＭＰａ以下とすることが好ましい。

管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度：０．８５～１．１５
鋼管の強度特性については管軸方向引張降伏強度の調整が重要であるが、鋼管には僅かな軸方向曲げ変形やネジなどによる締結時に管軸方向圧縮応力も発生するため、管軸方向引張降伏強度に対する管軸方向圧縮降伏強度は０．８５以上１．１５以下とすることが好ましい。より好ましくは０．９０以上である。また、より好ましくは１．１０以下である。０．９０～１．１０であることで、鋼管をネジで連結した時のより高い圧縮降伏応力に耐えることができる。

管軸方向圧縮降伏強度、管軸方向引張降伏強度は、耐圧試験に用いる管の端部の肉厚中心部より外径（直径）５．０ｍｍの丸棒引張試験片と円柱圧縮試験片を切り出し、それぞれ圧縮、引張速度を１．０ｍｍ／ｍｉｎとして試験を行い、常温引張、圧縮試験で応力ひずみ曲線を測定する。この応力ひずみ曲線から管軸方向引張降伏強度、管軸方向圧縮降伏強度を算出する。

具体的には、まず管軸方向圧縮降伏強度の測定は、円柱圧縮試験により測定する。圧縮を行う円柱試験片は管軸方向に平行に肉厚中心部より採取する。試験片は、管の肉厚中心部から円柱外径ｄ＝５．０ｍｍ、円柱高さｈ＝８．０ｍｍとして切り出す。圧縮試験は、常温（２５℃）で、平板間に試験片を挟んで荷重を与える形式を採用し、圧縮した際に得られる応力ひずみ曲線を利用して圧縮降伏強度を算出する。応力ひずみ曲線は、圧縮試験機でクロスヘッド速度１．０ｍｍ／ｍｉｎで３０％圧縮を行うことで得る。

また、管軸方向引張降伏強度は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従い、まず、試験片としては、管軸方向に平行に管の肉厚中心部から平行部径５．０ｍｍの丸棒引張試験片を切り出す。そして、常温（２５℃）で、クロスヘッド速度１．０ｍｍ／ｍｉｎで破断まで引張試験を実施する。これにより得られる応力ひずみ曲線を利用して、引張降伏強度を算出する。

なお、管軸方向引張降伏強度に対する管軸方向圧縮降伏強度について、安定して０．８５～１．１５を得るために、管軸方向肉厚断面の結晶方位角度差１５°以上で区切られたオーステナイト粒の平均アスペクト比が９以下であることが好ましい。
また、アスペクト比が９以下である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。
具体的には、真円と仮定した際（面積を変更せずに真円を作成した際）の粒径（直径）が１０μｍ以上であるオーステナイト粒を対象とし、オーステナイト粒の平均アスペクト比が９以下であることが好ましい。
また、上記の粒径が１０μｍ以上であるオーステナイト粒を対象とし、アスペクト比が９以下である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。すなわち、（１）粒径が１０μｍ以上であるオーステナイト粒の全面積、（２）粒径が１０μｍ以上でかつ、アスペクト比が９以下であるオーステナイト粒の面積について、（（２）／（１））×１００（％）を５０％以上とすることが好ましい。

本発明の二相ステンレス鋼管は、固溶体化熱処理を行うことにより、適切な二相分率に調整される。
このとき、オーステナイト相は、再結晶により方位角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。この状態の二相ステンレス鋼管は、油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は理想的な１に近い状態である。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、冷間加工されるが、二相ステンレス鋼をはじめとする金属は、冷間加工で延伸された方向と逆方向の降伏強度がバウシンガー効果で低下する特徴を持つ。すなわち、冷間圧延により組織が延伸し、アスペクト比が増大すると、管軸方向降伏強度に対する管軸方向圧縮強度の関係が安定して得られ難い。

以上の理由から本発明において、粒径が１０μｍ以上であるオーステナイト粒に関し、オーステナイト粒の平均アスペクト比は９以下であれば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０．８５～１．１５である二相ステンレス鋼管が得られやすい。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％以上であれば、安定した強度異方性の少ない鋼管を得られる。平均のアスペクト比は５以下とすることで、より安定して管軸方向引張降伏強度に対する管軸方向圧縮降伏強度の関係が良好な二相ステンレス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。具体的には、上記のアスペクト比の測定方法としては、得られた鋼管軸方向断面の肉厚中心部について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する。測定面積は１．２ｍｍ×１．２ｍｍとし、真円と仮定した際（面積を変更せずに真円を作成した際）の粒径（直径）が１０μｍ以上であるオーステナイト粒についてアスペクト比を測定する。

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、上記の真円と仮定した際の粒径が１０μｍ以上であるオーステナイト粒とすることが好ましい。

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、オーステナイト粒のアスペクト比は加工後のバウシンガー効果へ影響を与えやすいが、フェライト粒のアスペクト比は、バウシンガー効果への影響はないためである。

鋼管外表面および鋼管内表面の酸化物層（表面酸化被膜）の平均厚み：１．０μｍ以上
ステンレス鋼の表面には、耐食性を向上させる不働態皮膜が存在する。この不働態皮膜は、本発明の表面の酸化物層とは異なる。また、不働態皮膜は０．０１μｍ以下と薄い。これに対し、本発明の酸化物層は、６００℃以上の加熱で生成するＣｒ、Ｆｅ、Ｏ（酸素）を主体とする層であり、Ｏ、Ｃｒを含有する鉄酸化物を含有する層である。
酸化物層を形成する酸化物は二相ステンレス鋼の場合はＦｅ、Ｏ、Ｃｒ、Ｓｉを多く含むスピネル型（（Ｆｅ、Ｃｒ、Ｓｉ）_３Ｏ_４、（Ｆｅ、Ｃｒ）_３Ｏ_４、Ｆｅ_３Ｏ_４）の形態が多い。
酸化物層以外の母材により近い領域では、酸化物層はＳｉを多く含む場合もある。また、酸化物層の外表層ではＣｒが少なく、ＦｅとＯ（ＯＨ）からなるヘマタイトが存在する場合もある。いずれの酸化物層にしても加熱によるＯの拡散で組成内にＯを含み、また、これらＯを含む酸化物であれば、いずれの組成でも母材より硬度が高いため所望の効果が得られる。本発明では、母材との密着性が良好なスピネル型の酸化物層が１．０μｍ以上の厚み（平均厚み）で形成されるとより好ましい。

本発明では、酸化物層の組成は、上記のように特に限定されず、その厚みの調整が必要となる。本発明者らは、鋼中の化学成分と熱処理条件（最高加熱温度と最高加熱温度での保持時間）が酸化物層の厚みに与える影響と、酸化物層の厚みと表面の耐摩耗性と耐凹み性の関係を明らかにし、以下に説明する。

まず、本発明者らは、Ｃｒを２２.０～２８．０質量％含有する二相ステンレス鋼管を各５本ずつ準備し、最高加熱温度と最高加熱温度での保持時間を変化させた固溶体化熱処理を行い、鋼管表面の酸化物層の厚みを調査した。さらに、その他の検討も行うことで、以下の式（１）を満たせば安定して酸化物層の厚み（平均厚み）を１．０μｍ以上とすることができることを確認した。
Ｔｍａｘ^２×ｔ／［Ｃｒ］^４＞１０００・・・式（１）
式（１）中、Ｔｍａｘ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度（℃）、ｔ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度での保持時間（ｓ）、［Ｃｒ］：鋼管中のＣｒの含有量（質量％）、である。

次に、式（１）で計算される値を満たす条件で種々の固溶体化熱処理を行い、表面の酸化物層の厚みが１．０～４５．０μｍである鋼管（鋼管素材）が得られた。得られた鋼管の同一成分の内の各１つは酸による洗浄や研磨による表面の酸化物層の除去処理を行って、酸化物層の厚みを１．０μｍ未満とした。なお、このとき得られている鋼管素材の管軸方向引張降伏強度は６８９ＭＰa以下である。
酸化物層が形成されている鋼管素材、酸による洗浄や研磨により酸化物層の厚みが１．０μｍ未満である鋼管素材すべてに対して、外径縮径率：１０％、管軸方向伸び量：８％で曲げ曲げ戻し冷間加工を行い、鋼管の管軸方向引張降伏強度を８６１ＭＰａから９３１ＭＰａに高強度化した。なお、冷間加工後の酸化物層の厚みを確認した結果、曲げ曲げ戻し冷間加工前後で差はなかった。
得られた高強度鋼管に対して、圧子（超硬チップを有する針）への荷重５９Ｎとし、鋼管表面を管軸方向平行に３０ｍｍひっかくスクラッチ試験を行い、酸化物層の厚みとスクラッチ試験後の高低差（スクラッチ後の凹み部と凹みにより生じた凸部の高さ差）を測定して、鋼管表面の酸化物層の耐摩耗性、耐凹み性を評価した。

図１にその結果を示す。厚みが１．０μｍ以上である酸化物層を有する鋼管では有意に表面高低差を抑制でき、耐摩耗、耐凹み特性の向上が確認された。一方で、酸による洗浄で酸化物層を有さない鋼管は、スクラッチ試験後の高低差が大きく、疵や凹凸が発生し、寸法精度が低下することを確認した。また、スクラッチにより発生する凹み部が応力集中部になるため、応力腐食割れなどの耐食性能に悪影響がある可能性も確認した。

以上より、酸化物層の平均厚みを１．０μｍ以上とすることで、優れた耐摩耗性と耐凹み性を得られることがわかった。また、図１より、酸化物層がより厚くなるとさらなる高低差の減少が確認される。そのため、酸化物層を付与する固溶体化熱処理温度や保持時間に問題がない範囲であれば酸化物層の平均厚みは、３．０μｍ以上とすることがより好ましく、さらに好ましくは５．０μｍ以上である。酸化物層の厚みに上限はないが、あまりに厚いと、酸化物層の剥離を招く可能性がある。そのため、酸化物層の上限は２００．０μｍ以下とすることが好ましい。

本発明において、酸化物層は、鋼管を輪切り切断し、断面を鏡面研磨後にエネルギー分散型Ｘ線分析を用いて内外表面からの酸素濃度を測定し、酸素濃度が地金より２倍以上となる領域を酸化物層とする。また、酸化物層の厚み（平均厚み）は任意に５点（好ましくは、管周方向に等間隔に５点）測定し、それらの平均値（５点の厚み合計値／５）とする。
なお、固溶体化熱処理および冷間加工の前に酸洗を行わないことで、すなわち、熱間圧延時の酸化物層を鋼管表面に残留させることで、耐摩耗性、耐凹み性に有効な厚みを有する酸化物層を形成させることができるため好ましい。

酸化物層の鋼管外表面および鋼管内表面のそれぞれの被覆率：面積率で５０％以上
酸化物層が覆う部分については、擦れやひっかき疵、凹みから鋼管を保護する効果が得られる。酸化物層が鋼管を覆う面積は、鋼管全体の表面積の５０％以上であることが好ましい。より多くの外表面を保護する目的では８０％以上を覆われていることが好ましい。内表面については内部を流れる硬質な物質との衝突により損傷を受けやすいため、９０％以上が酸化物層で覆われていることが好ましい。

酸化物層の鋼管表面の被覆率は、酸化物層の形成されていない領域の管表面積（非被覆面積）を、管の外径肉厚、長さから計算される管全体の表面積から除して百分率として求める。なお、酸化物層の形成されていない領域は砥粒による研磨や酸洗により生じ、金属光沢を有するため、その領域の表面積は容易に測定できる。
具体的には、非被覆面積は、目視により研磨や酸洗をされたと判断する領域を内包するように、管周方向と管軸方向のそれぞれに平行な囲い（長方形）を描く。そして、その管周方向の長さ（長方形の縦）と管軸方向の長さ（長方形の横）を用いて面積を計算する。この面積は、「管周方向の長さ（長方形の縦）×管軸方向の長さ（長方形の横）」とする。そして、この面積について、鋼管一つ分の和を求める。
次に、鋼管全体の表面積（管端切断部以外の表面積を管全体の表面積とする）について、鋼管の外径と肉厚から鋼管の外周長と内周長を求め、それぞれに管軸方向長さを掛けて足し合わせることで求める。外径、肉厚、長さはいずれも平均長さで計算する。そして、酸化物層の鋼管表面の被覆率は、上記の非被覆面積を、鋼管全体の表面積で除して百分率（％）で求める。

また、二相ステンレス鋼管は管周方向に継目の無い継目無鋼管を使うことが、管周方向の特性の均一化の観点で好ましい。

次に、本発明の二相ステンレス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－Ｏ_２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、熱間圧延で板や丸ビレット形状に成形し素材となる。

板形状を円筒形状に成形し、端部を溶接する溶接鋼管の場合は、板を利用したＵＯＥ鋼管やロールフォーミングによる電縫管が利用できる。丸ビレットを利用して継目無鋼管とする場合は丸ビレットを加熱炉で加熱し、熱間穿孔圧延とその後の減肉定形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）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、減肉、外径定型にはエロンゲーター、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が利用できる。

上記の熱間圧延における最高加熱温度は、１１５０℃以上であることが好ましい。
後述のように、固溶体化熱処理、冷間加工処理を行い、さらに、酸洗や表面研磨等の酸化物層除去処理を行わないと共に、熱間圧延における最高加熱温度を１１５０℃以上とすることで、より厚く形成された酸化物層を得ることができる。

固溶体化熱処理
熱間で鋼管形状に成形後、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、固溶体化熱処理を行う。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、利用時の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。
固溶体化熱処理は、フェライト相、オーステナイト相の二相以外の炭窒化物、脆化相を加熱（例えば、１０００℃以上の加熱温度での加熱）で分解し、再析出しないように加熱後は急冷する処理である。
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、９００℃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９００℃以上であることがより好ましく、１０００℃以上であることがより好ましい。また、固溶体化熱処理温度は１１５０℃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、水など各種冷媒による冷却を行うことができる。本発明では、耐摩耗性と耐凹み性に重要な表面酸化物層は熱間圧延後、固溶体加熱処理後、いずれについても得ることができ、冷間加工前後で、これら酸化物層の除去は行わない。
固溶体化熱処理後に酸洗による酸化物層の除去を行わないことは、得られる鋼管の酸化物層の平均厚みが１．０μｍ以上であれば特に限定されず、例えば、疵や焼き付き部における表面研磨等の酸化物層除去処理を管全体に行わずに最小範囲に留めることであってもよいし、また、酸化物層（酸化物被膜）が成長する固溶体化熱処理前に、疵や焼き付き部における表面研磨等の酸化物層除去処理を行い、固溶体化熱処理後に酸洗による酸化物層の除去を行わないことであってもよい。

Ｔｍａｘ^２×ｔ／［Ｃｒ］^４＞１０００・・・式（１）
式（１）中、Ｔｍａｘ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度（℃）、ｔ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度保持時間（ｓ）、
［Ｃｒ］：鋼管中のＣｒの含有量（質量％）、である。
Ｔｍａｘは、９００～１１５０℃であることが好ましい。ｔは、６００～３６００ｓであることが好ましい。
固溶体化熱処理は、前述したように、上記式（１）を満たすように行う。これにより、鋼管の外表面および内表面に形成される酸化物層の平均厚みを１．０μｍ以上とすることができる。また、酸化物層の厚みをより大きくするためにも、上記式（１）において、左辺は、２０００超であることが好ましく、２５００以上であることがより好ましく、３０００以上であることがさらに好ましい。また、酸化物層が過大になり成長しすぎると炉内で脱落する可能性があるため、８０００以下であることがより好ましく、６０００以下であることがさらに好ましい。

管周方向への曲げ曲げ戻し冷間加工（以下、曲げ曲げ戻し加工とも記す。）
固溶体化熱処理後の鋼管素材は、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・ガス井や熱水採掘に必要な管軸方向引張降伏強度が得られない。そのため、各種冷間加工による転位強化を利用して管の高強度化を行う。

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、管の高降伏強度化を行うことで、安定した管軸方向引張降伏強度の向上と、耐摩耗性や耐凹み性に必要な表面酸化物層を両立して得ることができる。
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２に基づいて、本加工手法について説明する。この手法は、圧延による減肉と管軸方向へ延伸を利用して鋼管の引張降伏強度を向上す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し、曲げ曲げ戻し後の鋼管形状に大きな変化を与えない。つまり、冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延のように減肉延伸による新生面が原理的に発生しづらく、表面の酸化物層を維持したまま鋼管の高降伏強度化が実行できる。また、冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延のように減肉や延伸による変形とは異なり、せん断変形を利用した曲げ加工である。曲げ加工は同じ変形を与える場合でも小さな力で変形が可能な形態であるため、曲げ曲げ戻し冷間加工工具の損傷も少なく、曲げ曲げ戻し冷間加工前に酸化物層の酸による洗浄は不要となる。また、工具との摺動も小さいため、潤滑用の化学処理被膜処理も不要である。更に、鋼管内面には工具を配置する必要がないため、固溶体化熱処理で与えた酸化物層の維持が容易である。

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に示すように、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に示す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。また同様に、ロール間隔ではなく、ロール径を変更することにより扁平量を変化させることで同様の効果が得られる。また、これらを組み合わせても良い。設備的には複雑になるが、ロール数を３個以上とすれば、加工中の管の振れ回りが抑制でき、安定した加工が可能になる。

本発明の曲げ曲げ戻し冷間加工について、いずれの加工形態を利用した場合でも、鋼管素材の加工前外径（初期鋼管直径）Ｄｏに対する加工後外径（加工後の鋼管直径）Ｄｉの割合（％）である（Ｄｉ／Ｄｏ）×１００は９９％以下にすることが好ましい。これにより管周方向の内外表面積増加を抑制し、これにより変形による新生面の露出が抑制されて鋼管全体を安定して耐摩耗性と耐凹み性に優れた酸化物層で覆うことができる。鋼管の強度特性と酸化物層を安定して得る観点から、（Ｄｉ／Ｄｏ）×１００のより好ましい範囲は８０～９５％である。
また、本発明の曲げ曲げ戻し冷間加工について、鋼管素材の加工前軸方向長さＬоに対する加工後軸方向長さＬｉの割合（％）（伸び変化率）である（Ｌｉ／Ｌｏ）×１００が１２５％以下であることが好ましい。
これにより管軸方向の内外表面積増加を抑制し、変形による新生面の露出が抑制されて鋼管全体を安定して耐摩耗性と耐凹み性に優れた酸化物層で覆うことができる。鋼管の強度特性と酸化物層を安定して得る観点から、上記の伸び変化率の好ましい範囲は１０５～１１５％である。

以上の製造方法により、本発明の二相ステンレス鋼管を得ることができる。

このように、本発明は、酸化物層の維持が可能な曲げ曲げ戻し冷間加工方法により、二相ステンレス鋼の高い降伏強度特性と酸化物層による優れた耐摩耗性と耐凹み性を得ることが可能になり、油井・ガス井や熱水採掘用途（地熱井用途）で利用する際の鋼管の疵や凹みを抑制し、耐食性や寸法精度に優れた二相ステンレス鋼管を提供できる。

以下、実施例に基づいて本発明を説明する。

表１に示す鋼Ａ～Оの成分組成を有する鋼素材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、鋼Ｌ、Ｍ、Ｎは添加元素範囲が発明の範囲外であるため、組織が適切な二相状態が得られなかった。また、ＣｒとＭｏが発明の範囲を超えて添加された鋼О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。

熱間圧延により継目無鋼管形状を得た後、固溶体化熱処理を行った。
固溶体化熱処理については、表２に示す最高加熱温度Ｔｍａｘ（℃）、最高加熱温度保持時間ｔ（ｓ）で行った。
その後、各種冷間圧延、冷間加工による転位強化により鋼管の管軸方向引張降伏強度を高強度化した。なお、高強度化について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冷間加工と、比較として、引抜圧延およびビルガー圧延を行った。なお、冷間引抜と冷間ピルガー圧延前には酸による洗浄により表面の酸化物層を除去した。酸洗は、硝酸および弗酸の混酸を使用し、浴槽へ浸漬する方法で鋼管内外面の酸化物層を除去した。浸漬時間は酸化物層が目視で完全に除去されるまでとした。
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、鋼管素材の加工前外径（母管の初期外径）Ｄｏに対する加工後外径（冷間加工後の管外径）Ｄｉの割合（％）である（Ｄｉ／Ｄｏ）×１００と、鋼管素材の加工前軸方向長さ（初期軸方向長さ）Ｌｏ、加工後軸方向長さ（冷間加工後軸方向長さ）Ｌｉを測定した（表２中では、それぞれＤｉ／Ｄｏ、Ｌｉ／Ｌｏと記す。）。なお、引抜圧延およびビルガー圧延は、肉厚減少率が１５～６０％の範囲で減肉延伸圧延を行った。

なお、組織の観察は以下のようにして行った。まず、管軸方向断面が観察面となるように組織観察用の試験片を採取した。フェライト相およびオーステナイト相の体積率は、観察面を走査型電子顕微鏡で観察することにより求めた。具体的には、上述の組織観察用の試験片をビレラ試薬（ピクリン酸、塩酸およびエタノールをそれぞれ２ｇ、１０ｍｌ、および１００ｍｌの割合で混合した試薬）で腐食して走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）（１０００倍）で組織を撮像した。得られた組織写真から、画像解析装置を用いて、フェライト相およびオーステナイト相の面積率の平均値を算出し、これをそれぞれの体積率（体積％）とした。

撮像した画像において、腐食されにくいために二値化により白色となる相をフェライト相とし、腐食されやすいために二値化により黒色となる相をオーステナイト相とした。上記二値化は、撮像した画像を２５６諧調のグレースケール画像にした後、測定領域（６００μｍ×８００μｍ（１９２０画素×２５６０画素））の範囲に対して行った。二値化の設定について、横軸を輝度(２５６諧調)とするヒストグラムの中に見られる２つのピークの間で、最小となる輝度を閾値とした。マルテンサイト相は、二値化前に撮像された画像において腐食されやすいためにグレーになるが、同じくグレーに着色されるオーステナイト相と異なりブロック、ラスなどで構成された下部組織によるグレー色の濃淡が確認できる。そのため，マルテンサイト相は撮像された画像のグレー部で下部組織が確認される範囲の面積を測定することで求めた。また、脆化相が生成した場合はフェライト相の粒界に生成し、腐食後に黒色となる。脆化相は黒色部の面積を測定して求めた。

得られた鋼管における組織観察による二相状態の確認と、フェライト相分率測定の結果については、表１に示す通りである。

酸化物層は、鋼管を輪切り切断し、断面を鏡面研磨後にエネルギー分散型Ｘ線分析を用いて内外表面からの酸素濃度を測定し、酸素濃度が地金より２倍以上となる領域を酸化物層とした。また、酸化物層の厚み（平均厚み）は５点（管周方向に等間隔に５点）測定し、それらの平均値（５点の厚み合計値／５）とした。得られた各鋼管の酸化物層の厚みは表２に示す。

酸化物層の鋼管表面の被覆率は、酸化物層の形成されていない領域の管表面積（非被覆面積）を、管の外径肉厚、長さから計算される管全体の表面積から除して百分率として求めた。なお、酸化物層の形成されていない領域は砥粒による研磨や酸洗により生じ、金属光沢を有するため、その領域の表面積は容易に測定できる。
具体的には、非被覆面積は、目視により研磨や酸洗をされたと判断する領域を内包するように、管周方向と管軸方向のそれぞれに平行な囲い（長方形）を描いた。そして、その管周方向の長さ（長方形の縦）と管軸方向の長さ（長方形の横）を用いて面積を計算した。この面積は、「管周方向の長さ（長方形の縦）×管軸方向の長さ（長方形の横）」とした。そして、この面積について、鋼管一つ分の和を求めた。
次に、鋼管全体の表面積（管端切断部以外の表面積を管全体の表面積とする）について、鋼管の外径と肉厚から鋼管の外周長と内周長を求め、それぞれに管軸方向長さを掛けて足し合わせることで求めた。外径、肉厚、長さはいずれも平均長さで計算した。そして、酸化物層の鋼管表面の被覆率は、上記の非被覆面積を、鋼管全体の表面積で除して百分率（％）で求めた。
得られた各鋼管の酸化物層の表面被覆率は表２に示す。

管軸方向圧縮降伏強度、管軸方向引張降伏強度は、耐圧試験に用いる管の端部の肉厚中心部より外径（直径）５．０ｍｍの丸棒引張試験片と円柱圧縮試験片を切り出し、それぞれ圧縮、引張速度を１．０ｍｍ／ｍｉｎとして試験を行い、常温引張、圧縮試験で応力ひずみ曲線を測定した。この応力ひずみ曲線から管軸方向引張降伏強度、管軸方向圧縮降伏強度を算出した。

具体的には、まず管軸方向圧縮降伏強度の測定は、円柱圧縮試験により測定した。圧縮を行う円柱試験片は管軸方向に平行に肉厚中心部より採取した。試験片は、管の肉厚中心部から円柱外径ｄ＝５．０ｍｍ、円柱高さｈ＝８．０ｍｍとして切り出した。圧縮試験は、常温（２５℃）で、平板間に試験片を挟んで荷重を与える形式を採用し、圧縮した際に得られる応力ひずみ曲線を利用して圧縮降伏強度を算出した。応力ひずみ曲線は、圧縮試験機でクロスへッド速度１．０ｍｍ／ｍｉｎで３０％圧縮を行うことで得た。

また、管軸方向引張降伏強度は、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従い、まず、試験片としては、管軸方向に平行に管の肉厚中心部から平行部径５．０ｍｍの丸棒引張試験片を切り出した。そして、常温（２５℃）で、クロスヘッド速度１．０ｍｍ／ｍｉｎで破断まで引張試験を実施した。これにより得られる応力ひずみ曲線を利用して、引張降伏強度を算出した。
また、圧子に超硬チップ（円錐状（円錐底面に垂直な断面となる三角形状の先端（鋼管との接触部）の角度：６０°））を用いた針を使用し、管軸方向平行に管表面を３ｍｍ／ｓで掃引して３０ｍｍのスクラッチ試験を５９Ｎの荷重で行い、スクラッチにより形成されたた母材金属部分の凹み部の長さ方向中央部から凸部の凹凸差（スクラッチにより形成された凸部と凹部の肉厚方向の高さ差の最大値）を測定した。凹み高さ差が５０μｍ以下である場合を耐摩耗性および耐凹み性に優れるとして合格とした。

また、得られた鋼管軸方向断面の肉厚中心部について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、粒を同一の面積を有する真円と仮定した際、この真円の粒径が１０μｍ以上となる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、アスペクト比が９以下であるオーステナイト粒の面積分率を計算した。面積分率は粒径が１０μｍ以上であるオーステナイト粒を対象として、オーステナイト粒のすべての面積に対する、アスペクト比が９以下であったオーステナイト粒の合計面積の割合を百分率で計算した。

表２の結果から、本発明例はいずれも６８９ＭＰａ以上の高い管軸方向引張降伏強度と、酸化物層形成の両立が確認され、スクラッチ試験により優れた耐摩耗性と耐凹み性を示す結果を得た。一方、従来の冷間圧延方法である冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延で製造した条件では高降伏強度化と酸化物層の両立ができず、それによりスクラッチ試験の結果が劣位であり、油井用や地熱井用（熱水回収用）の鋼管として利用した場合の耐摩耗性や耐凹み性が劣位となることを示した。

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．００５～０．１５０％、
   Ｓｉ：１．０％以下、
   Ｍｎ：１０．０％以下、
   Ｃｒ：１１．５～３５．０％、
   Ｎｉ：０．５～１５．０％、
   Ｍｏ：０．５～６．０％、
   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を有し、
   フェライト相とオーステナイト相とからなる鋼組織を有し、
   管軸方向引張降伏強度が６８９ＭＰａ以上であり、
   かつ鋼管外表面および鋼管内表面それぞれに平均厚みが１．０μｍ以上である酸化物層を有し、
   前記酸化物層は、面積率で鋼管外表面および鋼管内表面のそれぞれの５０％以上被覆している、二相ステンレス鋼管。
2. 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、請求項１に記載の二相ステンレス鋼管。
3. 前記成分組成として、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または２に記載の二相ステンレス鋼管。
4. 前記成分組成として、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１～３のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
5. 前記成分組成として、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１～４のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管。
6. 請求項１～５のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管の製造方法であって、
   熱間圧延を鋼管素材に施すことで鋼管形状とし、
   前記熱間圧延後、以下の式（１）を満たす固溶体化熱処理を前記鋼管素材に施し、
   前記固溶体化熱処理後に生成する前記鋼管素材上の酸化物層を除去しないまま、冷間で管周方向の曲げ曲げ戻し冷間加工を行う、二相ステンレス鋼管の製造方法。
   Ｔｍａｘ^２×ｔ／［Ｃｒ］^４＞１０００・・・式（１）
   式（１）中、
   Ｔｍａｘ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度（℃）、
   ｔ：固溶体化熱処理時の最高加熱温度での保持時間（ｓ）、
   ［Ｃｒ］：鋼管中のＣｒの含有量（質量％）、である。
7. 前記熱間圧延における最高加熱温度が１１５０℃以上である、請求項６に記載の二相ステンレス鋼管の製造方法。
8. 前記曲げ曲げ戻し冷間加工を行うことで、前記鋼管素材を縮径し、
   前記鋼管素材の加工前外径Ｄｏに対する加工後外径Ｄｉの割合（％）である（Ｄｉ／Ｄｏ）×１００が９９％以下である、請求項６または７に記載の二相ステンレス鋼管の製造方法。
9. 前記曲げ曲げ戻し冷間加工を行うことで、前記鋼管素材の加工前軸方向長さＬｏに対する加工後軸方向長さＬｉの割合（％）である（Ｌｉ／Ｌｏ）×１００が１２５％以下である、請求項６～８のいずれかに記載の二相ステンレス鋼管の製造方法。

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