JP6981573B1 - ステンレス鋼管およびその製造方法 - Google Patents

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く、さらにネジ部の疲労特性に優れた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。所定の成分組成であり、かつN、Ti、Al、V、Nbが、所定の式を満たすように含有し、管軸方向引張降伏強度が757MPa以上であり、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であり組織が体積分率で２０〜８０％のフェライト相と残部がオーステナイト相を有する組織を有し、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、前記締結部の管軸断面における、ネジ谷底面と圧力側フランク面とで形成される角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上とするステンレス鋼管。

Description

本発明は、耐食性に優れるとともに、管軸方向の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く、ネジ部の疲労特性に優れる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が高いとは、管軸方向の引張降伏強度が757MPa以上であり、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。

二相ステンレス鋼管は、優れた耐食性能と強度特性、低温靭性を有し、化学プラントの配管や油井・ガス井採掘用、または運送用の鋼管に利用される。最近では、地熱発電の採掘や熱交換用の鋼管に対して、二相ステンレス鋼管の利用が検討、または一部適用されている。二相ステンレス鋼管は、ガスや油などの資源や熱水の採掘用に高深度まで連結した際の自重や高圧に耐える高い強度特性と、ガスや油、熱水などの過酷な腐食環境に耐える耐食性能が重要である。耐食性能は、鋼における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ＡＳＴＭ ＵＮＳ 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、資源、熱水採掘で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・ガス井用の管は火災防止の観点、熱水のくみ上げに関しても抜き差しを繰り返す観点から、連結に溶接を利用せずネジによる締結が利用される。また、同様に、化学配管や資源輸送用の配管についても、作業時間と人手が必要な溶接作業を簡略化する目的でネジによる締結が利用されることがある。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、ネジの締め直しや締結部の曲げ変形などにより繰り返し発生する。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。

二相ステンレス鋼管は、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いる。一方で、製造工程における熱間成形後や熱処理後の状態では各種用途に必要な強度を確保できない。そのため、必要な強度を得るために各種冷間圧延による転位強化が利用され、これにより管軸方向引張降伏強度を高めている。二相ステンレス鋼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種類に限定されており、油井管の利用に関する国際規格であるＮＡＣＥ（Ｎａｔｉｏｎａｌ Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ ｏｆ Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｓ）でもＣｏｌｄ ｄｒａｗｉｎｇ（冷間引抜圧延）とＣｏｌｄ ｐｉｌｇｅｒｉｎｇ（冷間ピルガー圧延）のみ定義が記されている。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。このため、管軸方向圧縮降伏強度特性が要求されるネジ締結部ではバウシンガー効果発生を前提とした低い降伏強度で強度設計されるのが一般的であり、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ＹＳ_ＬＴを有し、引張降伏強度ＹＳ_ＬＴ、管軸方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＬＣ、前記二相ステンレス鋼管の管周方向の引張降伏強度ＹＳ_ＣＴ及び管周方向の圧縮降伏強度ＹＳ_ＣＣ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。

さらに二相ステンレス鋼管においては、疲労強度も重要である。疲労による破壊は降伏応力以下の応力が繰り返し作用する場合に発生するが、二相ステンレス鋼管については、施工時の曲がりや内部に流体を流すときの圧力などの応力により、疲労による破壊が発生する。したがって、疲労強度の向上には、疲労き裂の起点となる表面のへこみや疵、粗大な介在物などの応力集中部をなくすことも重要である。一方で、鋼管の締結にネジを使う場合は応力集中部が不可避的に発生する。つまり、ネジは雄ネジと雌ネジのフランク面に発生する圧力により締結される。フランク面を形成するネジの凸部根元には締結中には反力に応じて曲げモーメントが発生し、ネジの取り付け取り外しのたびに繰り返し圧縮と引張の応力が発生する。また、例えば油井・ガス井、熱水の採掘ではネジで連結した鋼管を回転しながら井戸に挿入するため、回転軸の偏芯によりネジ部を含む鋼管全体に曲がりが繰り返し発生する。この時も応力集中部であるネジ部の凸部の根元には圧縮と引張の応力が繰り返し付与される。そのため、応力集中部であるネジ部の凸部の根元には疲労による破壊が起こらないように特別な配慮が必要である。

ネジ部の疲労強度にかかわる課題については、引用文献２に、所定の成分組成およびマトリックス組織を有するステンレス鋼からなり、各円弧面の曲率半径Ｒを０．３ｍｍ以上に設定した、ネジ部の疲労強度に優れた油井用継目無鋼管が開示されている。

特許第５５００３２４号公報 特許第６６０４０９３号公報

ネジ部は圧縮と引張の応力が作用するため、二相ステンレス鋼管において、従来の冷間圧延により圧縮降伏応力がバウシンガー効果で低下すると、疲労寿命が低下する。ネジ部のバウシンガー効果による圧縮降伏強度低下を抑制するために、特許文献１に開示されるような低温熱処理は有効である。しかしながら、特許文献１のような低温熱処理を用いると、耐食性能に重要な元素が炭窒化物や窒素を含む脆化相として析出し消費されるため、耐食性効果を失ってしまう。そのため、二相ステンレス鋼管において、ネジ部の疲労特性と耐食性を両立することができない。

また、特許文献２が対象とする材料は焼き入れ熱処理で硬化する化学成分に限られており、冷間加工による転位強化を必須とする二相ステンレス鋼管を対象としていない。すなわち、特許文献２では、バウシンガー効果に伴う圧縮降伏強度低下によりネジ部の疲労特性が低下するという二相ステンレス鋼管の問題点を考慮していない。

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く、さらにネジ部の疲労特性に優れた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。

二相ステンレス鋼は、Ｃｒ、Ｍｏの鋼中の固溶量を高めることで、高い耐食性被膜が形成されるとともに、局所的な腐食の進展が抑制される。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。一方で、主要な耐食性元素であるＣｒ、Ｍｏはすべてフェライト相形成元素であり、単純な添加量増加では相分率を適切な二相状態にできない。そのため、オーステナイト相形成元素の適量添加が必要となる。オーステナイト相形成元素はＣ、Ｎ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｕがある。Ｃ量の鋼中の増加は耐食性を劣化させるため最大量を制限すべきであり、二相ステンレス鋼では０．０８％以下とすることが多い。一方で、その他のオーステナイト相形成元素については、添加コストが安く、固溶状態で耐食性向上効果や固溶強化効果に有効なＮを多く利用するケースが多い。

ここで、二相ステンレス鋼管は、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化熱処理が行われる。さらにその後、強度が必要な用途に適用するために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鋼中に固溶しており、高い耐食性能を示すと伴に、固溶したＮの固溶強化により高い強度が得られる。

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抑制が必要な場合は、特許文献１のように低温の熱処理が有効である。しかしながら、低温の熱処理を行った場合、固溶体化熱処理で鋼中に溶かし込んだ元素が拡散する。その結果、耐食性能に重要な元素が炭窒化物や窒素を含む脆化相として析出し消費され、耐食性効果を失ってしまう。その場合、意図的に、または大気中での溶解や、その他添加金属元素に結合する形で多量に添加されたＮが悪影響を及ぼすことが考えられる。Ｎは原子サイズが小さく、低温の熱処理でも容易に拡散し周囲の耐食性元素と結合して窒化物となり耐食性元素としての効果を無力化してしまう。さらに、析出する窒化物は耐食性元素であるＣｒやＭｏ系が多い。これらの析出物はサイズが大きく、さらに分散して析出し難いため、鋼中に固溶したＮに比べ強度向上効果が大きく劣る。つまり、耐食性能低下を抑制するためには、Ｎ量の低下が望ましい。一方で、Ｎ量を少なくすると、同時に固溶強化に有効なＮ量も少なくなる。このため、固溶体化熱処理後、冷間圧延後の強度が低下し、特に断面減少率（（冷間加工前の素管断面積−冷間加工後の素管断面積）／冷間加工前の素管断面積×１００［％］）が小さい場合は、油井採掘用に必要な高強度が得られなくなる可能性がある。そのため、鋼中でＣｒやＭｏなどの耐食性元素を消費せずに、かつ強度も向上する新たな手法が必要であった。

そこで本発明者らは、Ｃｒ、Ｍｏ系の窒化物形成を抑制して耐食性能の低下を抑制しつつ、微細かつ分散した窒化物を析出させて強度向上も可能な元素を鋭意検討した結果、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの単独、または複合添加が有効であることを見出した。まずこれらの元素の耐食性能低下抑制について説明する。表１にＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂをそれぞれ添加した二相ステンレス鋼（ＳＵＳ３２９Ｊ４Ｌ、２５％Ｃｒステンレス鋼）を溶融温度から冷却した際にそれぞれの窒化物が生成する温度（析出温度）を調査した結果を示す。

いずれの添加元素についても耐食性元素であるＣｒ、Ｍｏ系窒化物が形成する最高温度（１０００℃以下）より高い温度で窒化物を形成しており、Ｃｒ、Ｍｏ系窒化物の形成前に固溶Ｎ量を固定、制御することで耐食性元素の消費を制御することが可能である。続いて高強度化について述べる。固溶Ｎ量を制御するために添加するＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂは窒化物を形成するが、そのサイズは非常に微細であり、かつ鋼中にまんべんなく析出するため、析出強化（分散強化）による強度向上に寄与する。つまり、Ｃｒ、Ｍｏ系窒化物は比較的低温で析出するために元素の拡散距離が短く、拡散速度の速い粒界に粗大に偏って析出する。一方でＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ系窒化物は高温で析出するため十分に拡散が可能であり、鋼中にまんべんなく微細に析出する。つまり発明者らはＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの添加により適切な固溶Ｎ量の制御と微細析出を促すことで、たとえ冷間加工後に低温熱処理を行っても耐食性元素Ｃｒ、Ｍｏの消費を制御し、かつ、高強度化に有効な微細析出物の鋼中への均一な生成が可能となることを見出し、二相ステンレス鋼管の耐食性能維持と強度向上を同時に達成できる手法を提案した。

さらに、発明者らはＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの最適添加量について鋭意検討した結果、Ｎ添加量と添加元素Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂで構成される下記式（１）を満たすことで、上記効果を安定して達成できることを見出した。
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)・・・（１）
ここで、N、Ti、Al、V、Nbは各元素の含有量（質量％）である。（但し、含有しない場合は０（零）％とする。）
ネジ部の疲労強度についても管軸方向の圧縮降伏強度が重要である。つまり、ネジ部には不可避的に応力集中部がある。ネジ部の応力集中部に対しては、ネジの締結や締結した状態の鋼管の利用形態に応じて管軸方向に引張や圧縮応力が繰り返し作用する。バウシンガー効果により管軸方向圧縮降伏応力が低下すると、応力集中部の応力に対して管軸方向圧縮降伏応力が相対的に低下し、疲労強度が低下する。また、応力集中部の応力がバウシンガー効果で低下した管軸方向圧縮降伏応力を上回ると、応力集中部が塑性変形し、更に疲労寿命は低下する。一方で、上述したように、二相ステンレス鋼管の場合、バウシンガー効果に伴う圧縮降伏強度低下によりネジ部の疲労特性が低下するという問題がある。そこで本発明者らは、二相ステンレス鋼管の耐食性を維持しつつ、ネジ部の疲労特性も満足させるために鋭意検討した。その結果、管軸方向の引張降伏強度と圧縮降伏強度との差を少なくし強度比を制御するとともに、ネジの締結部において、ネジ谷底面と圧力側フランク面とで形成される角部の曲率半径を０．２ｍｍ以上にすることにより、耐食性とネジ部の疲労特性を両立させたステンレス鋼管を得ることができるという知見を得た。

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：0.005〜0.08%、
Si:0.01〜1.0%、
Mn:0.01〜10.0%、
Cr:20〜35%、
Ni:1.0〜15.0%、
Mo:0.5〜6.0%、
N:0.150〜0.400%未満を含有し、
さらにTi:0.0001〜0.3%、
Al:0.0001〜0.3%、
V:0.005〜1.5%、
Nb:0.005〜1.5%未満のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、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、
かつN、Ti、Al、V、Nbが、下記式（１）を満たすように含有し、
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)・・・（１）
ここで、N、Ti、Al、V、Nbは各元素の含有量（質量％）である。（但し、含有しない場合は０（零）％とする。）
管軸方向引張降伏強度が757MPa以上であり、
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であり
組織が体積分率で２０〜８０％のフェライト相と残部がオーステナイト相を有する組織を有し、
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、前記締結部の管軸断面における、ネジ谷底面と圧力側フランク面とで形成される角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上とするステンレス鋼管。
［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鋼管。
［３］さらに質量％で
W:6.0%以下、
Cu:4.0%以下のうちから選ばれた１種または２種を含有する［１］または［２］に記載のステンレス鋼管。
［４］さらに質量％で
B:0.010%以下、
Zr:0.10%以下、
Ca:0.010%以下、
Ta:0.3%以下、
REM:0.10%以下、
Mg:0.10%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鋼管。
［５］さらに質量％で
Sn:0.30%以下、
Sb:0.30%以下、
Ag:0.30%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］〜［４］のいずれかに記載のステンレス鋼管。
［６］前記ステンレス鋼管が継目無鋼管である［１］〜［５］のいずれかに記載のステンレス鋼管。
［７］［１］〜［６］のいずれかに記載のステンレス鋼管であって、前記角部Ｒの曲率半径が０．３ｍｍ以上であるステンレス鋼管。
［８］［７］に記載のステンレス鋼管であって、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鋼管。
［９］［１］〜［８］のいずれかに記載のステンレス鋼管の製造方法であって、管軸方向への延伸加工を行い、その後、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理するステンレス鋼管の製造方法。
［１０］［１］〜［８］のいずれかに記載のステンレス鋼管の製造方法であって、460〜480℃を除く150〜600℃の加工温度で管軸方向への延伸加工を行うステンレス鋼管の製造方法。
［１１］前記延伸加工後、さらに、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理する［１０］に記載のステンレス鋼管の製造方法。
［１２］［１］〜［８］のいずれかに記載のステンレス鋼管の製造方法であって、管周方向の曲げ曲げ戻し加工を行うステンレス鋼管の製造方法。
［１３］前記管周方向の曲げ曲げ戻し加工の加工温度は、460〜480℃を除く600℃以下である［１２］に記載のステンレス鋼管の製造方法。
［１４］前記曲げ曲げ戻し加工後、さらに、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理する［１２］または［１３］に記載のステンレス鋼管の製造方法。

本発明によれば、高い耐食性能を有するとともに、管軸方向引張降伏強度が高く、かつ管軸方向引張降伏強度と管軸方向圧縮降伏強度との差が小さく、さらにネジ部の疲労強度特性に優れたステンレス鋼管を得ることができる。したがって、本発明のステンレス鋼管であれば、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、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、図１（ａ）は角ネジの場合、図１（ｂ）は台形ネジの場合、図１（ｃ）は三角ネジの場合である。 図２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２（ａ）はＡＰＩネジ継手の場合、図２（ｂ）はプレミアムジョイントの場合である。 図３は、ピンの延長部であるノーズ部付近の模式図であり、図３（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３（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。 図４は、管周方向の曲げ曲げ戻し加工を示す模式図である。

以下に、本発明について説明する。

まず、本発明の鋼管の組成限定理由について説明する。以下、とくに断らない限り、質量％は単に％と記す。

C:0.005〜0.08%
Cはオーステナイト相形成元素であり、適量の含有で相分率の適正化に役立つ。しかし、過剰な含有は炭化物の形成により耐食性の低下を招く。そのため、Ｃの上限は0.08%とする。C量低下に伴うオーステナイト相の低下を、その他のオーステナイト相形成元素で賄うことができるため、下限を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。

Si:0.01〜1.0%
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。しかし、多量のSi含有に伴う鋼中への残存は、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。下限については、脱酸後のSiを過剰に低減することは製造コスト上昇につながるため、0.01%以上とする。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%とすることが好ましい。

Mn:0.01〜10.0%
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。さらに低温熱処理を実施してもCやNのように耐食性元素を消費することがない。また、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。これらの点から、Mnは0.01％以上含有する必要がある。一方で、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。低温靭性を損なわないためには1.0%未満であることが好ましい。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%が好適である。

Cr:20〜35%
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。過酷な腐食環境で利用されるステンレス鋼管には20%以上のCr量が必要となる。Cr量が増加するほど耐食性向上に寄与するが、35%超え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しまい、その後の成形加工が困難になる。そのため上限は35%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範囲は22〜28%である。

Ni:1.0〜15.0%
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。安価なオーステナイト相形成元素であるMnの利用において、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1.0%とする。一方で、Niはオーステナイト相形成元素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、上限は15.0%とする。なお、低温靱性が問題にならない用途の場合は1.0〜5.0%の範囲で、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、5.0〜13.0%の範囲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応じて適量添加される。一方で過剰なMoの含有は溶鋼から凝固時に脆化相が析出し、凝固組織中に多量の割れを発生させ、その後の成形安定性を大きく損なう。そのため、上限は6.0％とする。硫化物環境で安定した耐食性を維持するためには0.5%以上が必要である。なお、ステンレス鋼管に必要とされる耐食性と製造安定性両立の観点から1.0〜5.0%が好適な範囲となる。

N:0.150〜0.400%未満
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ため積極的に利用される。しかし、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。一方でＮの下限は0.150%以上とする。本発明ではＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂのいずれか、または複合添加することを必須とし、凝固後の冷却の過程でこれらの添加物を微細に窒化物として形成させることで強度向上効果を得る。Ｎ量が少なすぎると安定した強度向上効果が得られにくくなるため、下限を0.150%以上とすることが必要となる。さらに、十分な強度向上効果を得るため、好ましい範囲は0.155〜0.320％の範囲である。

Ti:0.0001〜0.3%、Al:0.0001〜0.3%、V:0.005〜1.5%、Nb:0.005〜1.5%未満のうちから選ばれた１種または２種以上
Ti、Al、V、Nbは、適量の含有で溶解からの冷却中に微細な窒化物を生成し強度を向上させるとともに、鋼中の固溶するＮ量を適切に制御することが可能になる。これにより、ＣｒやＭｏなどの耐食性元素が窒化物として消費され、かつ粗大に析出することに起因する、耐食性能と強度が低下する現象を抑制することができる。この効果を得るための含有量はそれぞれ、Ti:0.0001%以上、Al:0.0001%以上、V:0.005%以上、Nb:0.005%以上である。また、過剰な添加はコストの上昇や熱間での成形性の悪化につながるため、それぞれTi:0.3%以下、Al:0.3%以下、V:1.5%以下、Nb:1.5%未満とする。なお、後述する式（１）をさらに満たすことで、本発明は耐食性能と強度を両立できる。一方で、Ti、Al、V、Nbの含有量が過剰になると、固定するＮが不足し、含有した元素が鋼中に残り、熱間成形性などが安定しなくなる。好ましい範囲として含有量は、Ti:0.0500％以下、Al:0.150%以下、Ｖ：0.60％以下、Ｎｂ：0.60％以下とする。Ti、Al、V、Nbの単独、または複合含有のいずれについても、それぞれ好ましい範囲で、かつ後述の式（１）を満たすように含有すると、耐食性および強度をより安定化させることができる。

さらに本発明では、N、Ti、Al、V、Nbが下記式（１）を満たすように含有する。
0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)・・・（１）
ここで、N、Ti、Al、V、Nbは各元素の含有量（質量％）である。（但し、含有しない場合は０（零）％とする。）
安定した耐食性能と高強度は、下記式（１）を満たすことで達成できる。本発明において、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの含有量は、鋼中に添加したＮ量に対して最適な量とするべきである。すなわち、Ｎ量に対してＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの含有量が少ない場合はＮの固定と微細析出を十分にできず、耐食性能や強度が安定しない。式（１）はＴｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂを単独、もしくは複合含有する場合について、含有されるＮ量に対して含有量の最適化を行える式になっている。式（１）を制御することで、安定した耐食性能と強度を得ることが可能になる。

残部はＦｅおよび不可避不純物である。なお、不可避的不純物としては、P:0.05%以下、S:0.05%以下、O:0.01%以下が挙げられる。P、S、Oは精錬時に不可避的に混入する不純物である。これらの元素は不純物として残留量が多すぎた場合、熱間加工性の低下や耐食性、低温靱性の低下など様々な問題が生じる。それぞれP:0.05%以下、S:0.05%以下、O:0.01%以下に管理することが必要である。

上記成分組成のほかに、本発明では必要に応じて、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%以下のうちから選ばれた１種または２種
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、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。なお、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。そのためその他の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、耐食性効果を得るために、0.1%以上の含有が好適である。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。

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:0.10%以下、Ca:0.010%以下、Ta:0.3%以下、REM:0.10%以下、Mg:0.10%以下のうちから選ばれた１種また２種以上
B、Zr、Ca、REM、Mg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、成形性を向上する。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。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。B、Zr、Ca、REM、Mgの添加量について、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0.0001%以上により加工性や成形性向上の効果が得られる。一方で、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、Caについてはそれぞれ0.010%以下、Zr、REM、Mgについてはそれぞれ0.10%以下とする。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。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。一方で添加量が多くなると合金コストが増大するため、Taを含有する場合は0.3%以下とする。

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。

Sn:0.30%以下、Sb:0.30%以下、Ａｇ：０．３０％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｇは、微量に添加すると耐食性能が向上する。添加量について特に下限を設ける必要はないが、含有する場合にはそれぞれ0.0001%以上により耐食性能向上効果が得られる。一方で、添加量が多すぎると熱間加工性が低下する。そのため、添加する場合、それぞれ0.30%以下とする。

次に、耐食性に重要なフェライト相、オーステナイト相の適切な相分率について説明する。本発明の組織は、体積分率で、２０〜８０％のフェライト相と残部がオーステナイト相からなる二相組織とする。

二相ステンレス鋼の各相は耐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。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。本発明は耐食性能が必要な用途で使用される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。本発明における適切な二相分率状態とは、ステンレス鋼管組織中のフェライト相分率を体積分率で20〜80%とする。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。なお、残部はオーステナイト相とする。フェライト相体積分率は固溶体化熱処理後、各種冷間圧延、加工後に測定する。簡単な測定、予測には得られた鋼の化学成分を分析し、熱平衡計算を行うことで得られる。または得られた鋼管から小切りサンプルを切り出し、X線回折後のフェライト相とオーステナイト相のピーク値の比較や結晶方位解析後のfcc、bcc体積分率測定結果からも得ることができる。

管軸方向の強度が求められる油井・ガス井用や熱水汲み上げ用の二相ステンレス鋼管の強度グレードは、もっとも高い荷重の発生する管軸方向引張降伏強度が重要である。本発明のステンレス鋼管においては、管軸方向引張降伏強度７５７ＭＰａ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、固溶体化熱処理の状態では管軸方向引張降伏強度が７５７ＭＰａに到達しない。そのため、上述した冷間加工（管軸方向への延伸加工もしくは管周方向の曲げ曲げ戻し加工）による転位強化により管軸方向引張降伏強度を調整する。なお、管軸方向引張降伏強度が高いほど、管を薄肉厚で設計でき、コスト的に有利となる。しかしながら、管の外径が変わらないまま肉厚のみ薄くすると、外圧による圧潰に対し弱くなり、利用できない。以上の理由から、管軸方向引張降伏強度は高くても１０３３．５ＭＰａ以内の範囲で用いられる。

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を0.85〜1.15とする。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。また、これによりネジ締結部に繰り返し加わる引張圧縮応力に対して高い降伏強度となるため、疲労特性も向上する。なお、必須元素を添加し、管軸方向への延伸加工後に低温熱処理、温間延伸加工、曲げ曲げ戻し加工のいずれかをすることにより、耐食性を維持しつつ管を高強度化し、更に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とすることができる。更に、曲げ曲げ戻し加工を温間にする、または温間延伸加工後もしくは曲げ曲げ戻し加工後に低温熱処理をさらに行うと、管軸方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度をより異方性が少ない１に近づけることができる。

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。例えば、深度の深い油井やガス井、熱水の採掘で発生する外圧で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て大きい場合には特に問題にならないが、通常は、管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度は、1.50程度で飽和する。一方で、あまりに強度比が高すぎると、管軸方向に対し、管周方向のその他機械的特性、例えば低温靭性が管軸方向に比較し大きく低下する。このため、管周方向圧縮降伏強度／管軸方向引張降伏強度は、0.85〜1.25の範囲がより好ましい。

さらに、本発明では、管軸方向肉厚断面の結晶方位角度差15°以上で区切られたオーステナイト粒のアスペクト比が9以下であることが好ましい。また、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管は、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鋼管は、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、必要な管軸方向引張降伏強度を得るために、（１）管軸方向への延伸加工：冷間引抜圧延、冷間ピルガー圧延や、（２）管周方向への曲げ曲げ戻し加工がおこなわれる。これらの加工により、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、（１）または（２）の加工において、管軸方向肉厚断面のオーステナイト粒が加工前後で延伸した方向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値が小さくなる。このことより、（１）または（２）の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れば、管軸方向に強度異方性の少ない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ことができる。また、アスペクト比が9以下のオーステナイト粒が面積分率で50%以上とすれば、安定した強度異方性の少ない鋼管を得られる。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、（１）または（２）の加工において、管軸方向に延伸させず、さらに肉厚を減じないのが有効である。（１）の加工方法については、原理的に管軸方向延伸と減肉を伴うため、加工前に比べアスペクト比が大きくなり、それによる強度異方性が発生しやすい。このため、加工量を小さくすること（肉厚圧下を40％以下とする。または管軸方向への延伸を50%以下とし、組織の延伸を抑制する。）や、延伸減肉と同時に管外周長を小さくして（管軸方向への延伸時に外周長を10%以上減少させる。）アスペクト比を小さく保つことに加え、発生した強度異方性を緩和するために加工後の低温熱処理（熱処理温度が６００℃以下であれば、再結晶や回復による軟化が起こらない。）等が必要となる。一方、（２）の加工方法は管周方向への曲げ曲げ戻し変形であるため、基本的にアスペクト比は変化しない。そのため、（２）の加工方法は管の延伸や減肉などの形状変化量に制限はあるがアスペクト比を小さく保ち、強度異方性を低減させることに極めて有効であり、（１）で必要となるような加工後の低温熱処理も必要ない。なお、（１）の加工温度や熱処理条件を本発明の範囲内に制御する、もしくは（２）の加工方法を用いることにより、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ができる。

（１）または（２）の加工方法において、加工後に熱処理を施してもアスペクト比に変化は生じない。また、フェライト相についてはオーステナイト相と同様の理由でアスペクト比が小さい方が好ましいが、オーステナイト相のアスペクト比が小さい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。

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。

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(雌ネジ側)は縮径変形して管軸方向に伸び、ボックス(雄ネジ側)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鋼管は、他の鋼管と直接またはカップリングを介して連結される鋼管であり、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、締結部の管軸断面における、ネジ谷底面と圧力側フランク面とで形成される角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上とする。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（圧力側フランク面）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、ネジ部の疲労特性を向上させることができる。

本発明のステンレス鋼管は、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１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１（ａ）は角ネジの場合、図１（ｂ）は台形ネジの場合、図１（ｃ）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。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２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２（ａ）はＡＰＩネジ継手の場合、図２（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、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０．２ｍｍ以上とし、０．３ｍｍ以上が好ましい。また、角部Ｒは３．０ｍｍ以下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。また、角部Ｒの大きさで減少する圧力側フランク面の面積はネジ山高さの影響を受けるため、ネジ山の高さの１０％未満の長さを角部Ｒの曲率半径とし、かつ、角部Ｒの曲率半径を０．３ｍｍ以上に設計するとよい。

図３（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３（ｂ）に示すメタルタッチシール部（図３（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３（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３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（ショルダ部の断面積比で０．２５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３（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×（Ｄｓ１^２−Ｄｓ０^２））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３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。

なお、本発明のステンレス鋼管は、管周方向の材料特性および強度特性について均一なものを得るという点から、管周方向に溶接部などの継目が無い継目無鋼管であることが好ましい。

次に、本発明の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-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、熱間圧延で板形状の鋼素材、または、鍛造や圧延で丸ビレット形状に成形し鋼素材となる。

次に、板形状の鋼素材の場合は、略管形に成形された後、端部を溶接されて鋼管形状とされる。鋼管成形のプロセスは特に制限はなく、UOE成形法やロールフォーミングなどの成形技術と、溶材を利用した溶接や誘導加熱を利用した電縫溶接が利用できる。また、丸ビレット状の鋼素材の場合は、加熱炉で加熱され、各種継目無鋼管製造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、成形後の鋼管は、固溶体化熱処理を行うことが望ましい。板形状の鋼素材を曲げて成形した鋼管は曲げ変形によるひずみが蓄積する。また、熱間圧延で得られる継目無鋼管は加熱時の高温状態から熱間圧延中に徐々に温度が低下する。また、各種熱間圧延プロセスを経て鋼管形状とする場合、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。特に加熱温度からの冷却速度が制御できない継目無鋼管の製造では、製造中に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、蓄積したひずみの除去、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高温加熱後、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、蓄積したひずみによる残留応力の除去、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。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。

固溶体化熱処理後の鋼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、例えば高強度が必要な油井・ガス井採掘の用途に適用できない。そのため、各種冷間加工による転位強化を利用して管の高強度化を行う。なお、高強度化後のステンレス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、（１）管軸方向への延伸加工、もしくは、（２）管周方向への曲げ曲げ戻し加工、のいずれかの方法により、管の高強度化を行う。

（１）管軸方向への延伸加工：冷間引抜圧延、冷間ピルガー圧延
管の冷間圧延法は冷間引抜圧延、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り、適宜利用できる。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ため、管軸長手方向へは高強度化が容易に起こる。その反面、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。

そこで本発明では、管軸方向への延伸加工を行った後に460〜480℃を除く150〜600℃の熱処理を行う。必須添加元素Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂを式（１）を満たすように添加すれば上記熱処理後でも高温で鋼中に微細に析出した窒化物が強度を保つ。さらに固溶Ｎ量が制御されたことにより耐食性元素Ｃｒ、Ｍｏ系窒化物の粗大析出が抑制され、耐食性能低下や強度低下を抑制する。つまり、必須添加元素を含まないものに比べ高耐食性能を有し、さらに高強度化しながら管軸方向への延伸加工により生じた管軸方向圧縮降伏強度の低下を改善することができる。

また、管軸方向への延伸加工温度を460〜480℃を除く150〜600℃として延伸加工を行うことで先述した熱処理と同様の効果に加え、加工中の材料の軟化による加工負荷の低減効果が得られる。

延伸加工時の加工温度および熱処理時の加熱温度の上限は、加工による転位強化が消失しない温度であることが必要であり600℃以下まで適用できる。また、フェライト相の脆化温度である460〜480℃での加工は管の脆化による製品特性の劣化に加え、加工中の割れにもつながるため避けるべきである。

熱処理時の加熱温度や、延伸加工時の加工温度が150℃未満では急激な降伏強度低下が生じる温度域となる。また、十分な加工負荷低減効果を得るために、150℃以上とする。好ましくは、加熱冷却時の脆化相通過を避ける為に350〜450℃とする。

（２）管周方向への曲げ曲げ戻し加工
管周方向への曲げ曲げ戻し加工による転位強化を利用した管の高強度化も利用できる。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４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、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が、与えるひずみは加工前後の形状を変えることがない曲げ曲げ戻しひずみである。さらに、管軸方向へのひずみがほとんど発生せず管周方向と管肉厚方向へ与えられたひずみによる転位強化で高強度化するため、管軸方向へのバウシンガー効果を抑制できる。つまり、冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延のように管軸圧縮強度の低下がない、または少ないため、ネジ締結部の設計自由度が向上できる。管周方向への曲げ曲げ戻し加工は、冷間引抜圧延や冷間ピルガー圧延のように大きな外径、肉厚変化を与えることはできないが、特に管軸方向の引張変形に対する管周方向の圧縮変形の強度異方性の低減が求められる場合に有効である。

なお、図４（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４（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４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４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４中の斜線部は１回目の扁平箇所を示す。）。

図４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４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。

管周方向への曲げ曲げ戻し加工における加工温度については、常温でも良い。一方、加工温度が常温であればNをすべて固溶した状態にできるため、耐食性の観点で好ましい。必須添加元素を加えれば、冷間加工負荷が高く、加工が困難な場合においても加工温度を上昇させて材料を軟化させることができるため有効である。加工温度の上限は、加工による転位強化が消失しない温度であることが必要であり600℃以下まで適用できる。また、フェライト相の脆化温度である460〜480℃での加工は管の脆化による製品特性の劣化に加え、加工中の割れにもつながるため避けるべきである。したがって、管周方向への曲げ曲げ戻し加工の場合、加工温度は460〜480℃を除く600℃以下とすることが好ましい。より好ましくは、省エネと加熱冷却時の脆化相通過を避ける為に上限を450℃とする。また、所定の加工温度にて曲げ曲げ戻し加工をすることは、加工後の管の強度異方性を若干低減する効果もあるため、強度異方性が問題になる場合も有効である。

転位強化に利用した上記（１）もしくは（２）の加工後、本発明ではさらに熱処理を行っても良い。必須添加元素を式（１）を満たすように加えれば添加元素との微細析出物により強度を向上させると伴に、固溶Ｎ量を制御できるため熱処理による耐食性低下や強度低下が発生せず、これらを維持したまま強度異方性も改善できる。熱処理の加熱温度が150℃未満では急激な降伏強度低下が生じる温度域となるため、加熱温度は150℃以上とすることが好ましい。また、加熱温度の上限は、加工による転位強化が消失しない温度であることが必要であり600℃以下まで適用できる。一方で、フェライト相の脆化温度である460〜480℃での熱処理は管の脆化による製品特性の劣化につながるため避けるべきである。したがって、さらに熱処理を行う場合は、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理することが好ましい。異方性の改善効果を得つつ、省エネ、加熱冷却時の脆化相通過を避ける為に350〜450℃とすることがより好ましい。加熱後の冷却速度は空冷相当、水冷相当いずれでもよい。

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。

本発明では、以上により得られたステンレス鋼管について、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３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鋼管を得ることができる。

以下、実施例に基づいて本発明を説明する。固溶体化熱処理後の二相ステンレス鋼は特性が均一化するため、板形状の鋼素材から成形および溶接して得られた鋼管であっても、丸ビレットから製造した継目無鋼管であっても大きな差異はない。そこで、本実施例では冷間加工前の素管に継目無鋼管を利用した。

表２に示すA〜AKの化学成分を真空溶解炉で溶製し、その後φ60mmの丸ビレットへ熱間圧延した。

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マンネスマン式穿孔圧延機で外径φ７０ｍｍ、内径５８ｍｍ（肉厚6mm）の継目無素管へ熱間成形した。熱間成形後のそれぞれの成分の素管はフェライト相とオーステナイト相の分率が適切な二相状態になる温度で固溶体化熱処理を実施し、高強度化のための加工を行った。加工方法は、表３に示すように、管軸方向への延伸加工の一つである引抜圧延と曲げ曲げ戻し加工の2種類を行った。なお、引抜圧延もしくは曲げ曲げ戻し加工後、一部を切り出して測定面積１．５ｍｍ^２について結晶方位解析を行い、組織全体に対するｂｃｃ（フェライト相）の割合を求め、フェライト相とオーステナイト相の適切な二相分率状態であることを確認した。

さらに、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。

なお、引抜圧延では肉厚圧下を3〜20％の範囲で行い、外周長を3〜20%低減させる条件で行った。曲げ曲げ戻し加工は、管外周上に円柱形状ロールを120°ピッチで3個配置した圧延機を準備し（図４（ｃ））、ロール間隔を管外径より１０〜１５％小さくした状態で管外周を挟み込み、管を回転させて行った。また、それぞれ一部の条件で300〜630℃の温間加工を行った。また、各冷、温間での加工後、一部の条件には低温熱処理として300〜630℃の熱処理を行った。

得られた鋼管は、管軸長手方向の引張、圧縮降伏強度と管周方向圧縮降伏強度を測定し、油井・ガス井用鋼管の強度グレードである管軸方向引張降伏強度と、強度異方性の評価として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測定した。

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5mmの4点曲げ試験片を切り出し、管軸方向引張降伏強度に対し、90%の応力を付与して腐食水液に浸漬した。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、その後、取り出して直ぐの応力付与面にクラックがないものは○、破断に至らないがクラックの発生が認められたものは「き裂」、クラックが進展して破断したものは「破断」として評価した。

さらに、得られたステンレス鋼管の端部に機械加工により角形のネジ部を形成し、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。また、得られたステンレス鋼管の端部に機械加工により台形のネジ部および三角のネジ部を形成し、二本の鋼管をネジで締結またはカップリングを介して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ピンねじ底のロードフランク面およびスタビングフランク面の角部の曲率半径Ｒ、カップリングねじ底のロードフランク面およびスタビングフランク面の角部の曲率半径Ｒの値を同じ値で変化させ、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有無を調査した。疲労によるき裂の発生が無いものを「○」、破断に至らないが角部Ｒに疲労き裂が確認されたものを「き裂」、ネジ山の破断に至ったもの「破断」として評価した。

製造条件および評価結果を表３に示す。なお、ここに記載の加工方法、加工回数（パス）、及び加工温度は、熱間圧延後の鋼管を熱処理した後、更に強度を得るための加工を示し、具体的には引抜圧延や曲げ曲げ戻し加工を指す。

表３の結果から、本発明例はいずれも耐食性に優れるとともに、管軸方向の引張強度に優れており、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く、ネジ部の疲労特性に優れる。一方、比較例は、耐食性もしくは管軸方向の引張降伏強度、または圧縮降伏強度との比、疲労特性のいずれかが合格基準を満たしていない。

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４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。

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４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）、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。

表４、表５の結果から、本発明のステンレス鋼管の適用により、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％以上確保できれば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５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％以上でシール試験合格することが確認された。

Claims (14)

1. 質量％で、
   C：0.005〜0.08%、
   Si:0.01〜1.0%、
   Mn:0.01〜10.0%、
   Cr:20〜35%、
   Ni:1.0〜15.0%、
   Mo:0.5〜6.0%、
   N: 0.150〜0.400%未満を含有し、
   さらにTi:0.0001〜0.3%、
   Al:0.0001〜0.3%、
   V:0.005〜1.5%、
   Nb:0.005〜1.5%未満のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、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、
   かつN、Ti、Al、V、Nbが、下記式（１）を満たすように含有し、
   0.150＞N-(1.58Ti+2.70Al+1.58V+1.44Nb)・・・（１）
   ここで、N、Ti、Al、V、Nbは各元素の含有量（質量％）である。（但し、含有しない場合は０（零）％とする。）
   管軸方向引張降伏強度が757MPa以上であり、
   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であり
   組織が体積分率で２０〜８０％のフェライト相と残部がオーステナイト相からなる組織を有し、
   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、前記締結部の管軸断面における、ネジ谷底面と圧力側フランク面とで形成される角部Ｒの曲率半径を０．２ｍｍ以上とするステンレス鋼管。
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鋼管。
3. さらに質量％で
   W:6.0%以下、
   Cu:4.0%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または２に記載のステンレス鋼管。
4. さらに質量％で
   B:0.010%以下、
   Zr:0.10%以下、
   Ca:0.010%以下、
   Ta:0.3%以下、
   REM:0.10%以下、
   Mg:0.10%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鋼管。
5. さらに質量％で
   Sn:0.30%以下、
   Sb:0.30%以下、
   Ag:0.30%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ステンレス鋼管。
6. 前記ステンレス鋼管が継目無鋼管である請求項１〜５のいずれかに記載のステンレス鋼管。
7. 請求項１〜６のいずれかに記載のステンレス鋼管であって、前記角部Ｒの曲率半径が０．３ｍｍ以上であるステンレス鋼管。
8. 請求項７に記載のステンレス鋼管であって、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鋼管。
9. 請求項１〜８のいずれかに記載のステンレス鋼管の製造方法であって、管軸方向への延伸加工を行い、その後、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理するステンレス鋼管の製造方法。
10. 請求項１〜８のいずれかに記載のステンレス鋼管の製造方法であって、460〜480℃を除く150〜600℃の加工温度で管軸方向への延伸加工を行うステンレス鋼管の製造方法。
11. 前記延伸加工後、さらに、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理する請求項１０に記載のステンレス鋼管の製造方法。
12. 請求項１〜８のいずれかに記載のステンレス鋼管の製造方法であって、管周方向の曲げ曲げ戻し加工を行うステンレス鋼管の製造方法。
13. 前記管周方向の曲げ曲げ戻し加工の加工温度は、460〜480℃を除く600℃以下である請求項１２に記載のステンレス鋼管の製造方法。
14. 前記曲げ曲げ戻し加工後、さらに、460〜480℃を除く150〜600℃の加熱温度で熱処理する請求項１２または１３に記載のステンレス鋼管の製造方法。

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