奥氏体系合金管及其制造方法与流程

本发明涉及奥氏体系合金管及其制造方法。

背景技术：

在油井、气井(在本说明书中，将油井及气井统称为“油井”)中使用油井管。油井管的种类有套管和管道。套管被插入到油井中。套管和坑壁之间被水泥填充，套管被固定在坑内。管道被插入到套管内，流通油、气等生产流体。

生产流体有时含有硫化氢(h2s)气体。因此，大多油井是含有具有腐蚀性的硫化氢的酸环境。在本说明书中，酸环境是指含有硫化氢的酸性化环境。酸环境不仅含有硫化氢，有时还含有二氧化碳。在这种酸环境下所使用的油井管，需要优异的耐应力腐蚀裂纹性(耐stresscorrosioncracking性：以下称为耐ssc性)。

以奥氏体系不锈钢管为代表的奥氏体系合金管具有优异的耐scc性。因此，奥氏体系合金管被用作油井管。然而，近来需要更加优异的耐scc性。

日本特开昭58-6928号公报(专利文献1)和日本特开昭63-203722号公报(专利文献2)中已经提出了旨在提高耐scc性的合金管。

专利文献1中公开的油井管用以下方法制造。准备合金，所述合金具有如下组成：以重量％计含有c：0.05％以下、si：1.0％以下、mn：2.0％以下、p：0.030％以下、s：0.005％以下、sol.al：0.5％以下、ni：25～60％、cr：22.5～30％、mo：小于8％以及w：小于16％中的1种或2种，余量为fe和不可避免的杂质，且满足cr(％)+10mo(％)+5w(％)≥70％、4％≤mo(％)+w(％)/2＜8％的条件。将准备的合金在再结晶温度以下的壁厚收缩率设为10％以上的条件下进行热加工。将热加工后的合金以用260logc(％)+1300计算出的下限温度(℃)与用16mo(％)+10w(％)+10cr(％)+777计算出的上限温度(℃)的范围内的温度下保持2小时以下的条件进行热处理。将热处理后的合金以10～60％的壁厚收缩率进行冷加工。通过以上制造工序，制造专利文献1所述的油井管。

专利文献2中公开的管状部件用以下方法制造。准备合金管坯，所述合金管坯的组成以重量％计含有c：0.05％以下、si：1.0％以下、mn：2.0％以下、ni：30～60％、cr：15～30％、mo：1.5～12％、cu：0.01～3.0％，余量为fe和杂质。对准备的合金管坯，在200℃～常温的温度区域下，施加截面收缩率35％以上的塑性加工。对于施加塑性加工的合金管坯，实施一次以上如下所示的加热-冷却-冷加工工艺。在加热-冷却-冷加工工艺中，将合金管坯加热至再结晶温度以上并保持。然后，将合金管坯以空冷以上的冷却速度进行冷却。对冷却的合金管坯，进行冷加工。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开昭58-6928号公报

专利文献2：日本特开昭63-203722号公报

技术实现要素：

发明要解决的问题

油井管中，尤其在直径为170mm以上的油井管中，大多要求110ksi级别(拉伸试验中得到的屈服强度为758～861mpa)以上的高强度。在此，本说明书中，直径为170mm以上的油井管也称为“大直径油井管”。在大直径油井管中，需要优异的耐scc性的同时，还需要758mpa以上的高屈服强度。

进一步，在近来的油井中，不仅有以往那样垂直向下笔直钻出的垂直坑井，而且倾斜坑井在增加。倾斜坑井是通过将坑井的延伸方向从垂直向下方向向水平方向弯曲挖掘而形成的。倾斜坑井通过包括水平延伸的部分(水平坑井)，能够大范围地覆盖埋藏有原油、气等生产流体的地层，可以提高生产流体的生产效率。

在大直径油井管用于这种倾斜坑井的情况下，与在垂直坑井中使用的情况不同，有时从管轴方向以外的方向负载的应力增大。例如，在倾斜坑井中，用于从垂直方向向水平方向弯曲的部分的大直径油井管受到来自与用于垂直部分的大直径油井管不同的方向的应力。因此，用于倾斜坑井的大直径油井管优选即使在从垂直方向以外的方向负载应力的情况下也能够耐用。如果能够抑制大直径油井管的强度各向异性，则也能够耐用于倾斜坑井的弯曲部分，因此也容易用于倾斜坑井。

另外，在大直径油井管中，优选能够在使用前检测出以表面瑕疵为代表的外部缺陷、以气孔等为代表的内部缺陷。因此，优选大直径油井管的使用超声波探伤的检测能力高。

进一步，奥氏体系合金管含有大量以ni和cr等为代表的合金元素。因此，在制造工序中容易产生烧结等。如果产生烧结，则在奥氏体系合金管的表面残留瑕疵。优选能够抑制这种瑕疵的产生。

本公开的目的在于提供具有高屈服强度，耐scc性优异，抑制了强度各向异性，使用超声波探伤的检测能力高的奥氏体系合金管及其制造方法。

用于解决问题的方案

根据本公开的奥氏体系合金管，其中，

所述奥氏体系合金管的化学组成以质量％计为c：0.004～0.030％、

si：1.00％以下、

mn：0.30～2.00％、

p：0.030％以下、

s：0.0020％以下、

al：0.001～0.100％、

cu：0.50～1.50％、

ni：25.00～55.00％、

cr：20.00～30.00％、

mo：2.00～10.00％、

n：0.005～0.100％、

ti：0～0.800％、

w：0～0.30％、

nb：0～0.050％、

ca：0～0.0100％、

mg：0～0.0100％、

nd：0～0.050％、以及

余量：fe和杂质，

所述奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0～7.0，且混晶率为5％以下，

当将利用压缩试验得到的屈服强度定义为压缩ys(mpa)、将利用拉伸试验得到的屈服强度定义为拉伸ys(mpa)时，拉伸ys为758mpa以上，压缩ys/拉伸ys为0.85～1.10，

所述奥氏体系合金管的外径为170mm以上。

根据本公开的奥氏体系合金管的制造方法具备坯料制造工序、管坯制造工序、中间冷加工工序、晶粒微细化工序和最终冷加工工序。

在坯料制造工序中，将利用连续铸造法制造的具有上述化学组成的铸坯在1100～1350℃下加热后，通过在50.0～90.0％的范围内且满足式(1)的截面收缩率rd0进行热加工来制造坯料。

在管坯制造工序中，将坯料在1100～1300℃下加热后，通过在80.0～95.0％的范围内且满足式(1)的截面收缩率rd1进行热加工来制造管坯。

在中间冷加工工序中，通过在10.0～30.0％的范围内且满足式(1)的截面收缩率rd2对管坯进行冷拔。

在晶粒微细化工序中，将中间冷加工工序后的管坯在1000～1250℃下保持1～30分钟后，进行骤冷。

在最终冷加工工序中，将晶粒微细化工序后的管坯以20.0～35.0％的截面收缩率rd3进行冷拔，从而制造外径为170mm以上的奥氏体系合金管。

5×rd0+10×rd1+20×rd2≥1300(1)

发明的效果

根据本公开的奥氏体系合金管具有高屈服强度，耐scc性优异，抑制了强度各向异性，使用超声波探伤的检测能力高。另外，根据本公开的奥氏体系合金管的制造方法可以制造具有高屈服强度，耐scc性优异，抑制了强度各向异性，使用超声波探伤的检测能力高，抑制了表面瑕疵产生的奥氏体系合金管。

附图说明

图1为示出奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的晶粒度编号与超声波探伤的检测能力之间的关系的图。

图2为奥氏体系合金管的立体图。

图3为超声波探伤试验的样品的横截面图。

图4为示出奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的晶粒度编号、屈服强度和强度各向异性之间的关系的图。

具体实施方式

本发明人等针对外径为170mm以上的奥氏体系合金管的强度、耐scc性、强度各向异性、以及使用超声波探伤的检测能力进行了调查和研究。其结果，获得以下见解。以下，在本说明书中，外径为170mm以上的奥氏体系合金管也称为“大直径奥氏体系合金管”。

(1)将大直径奥氏体系合金管的化学组成设为以质量％计为c：0.004～0.030％、si：1.00％以下、mn：0.30～2.00％、p：0.030％以下、s：0.0020％以下、al：0.001～0.100％、cu：0.50～1.50％、ni：25.00～55.00％、cr：20.00～30.00％、mo：2.00～10.00％、n：0.005～0.100％、ti：0～0.800％、w：0～0.30％、nb：0～0.050％、ca：0～0.0100％、mg：0～0.0100％、nd：0～0.050％，以及余量：fe和杂质的化学组成。在这种情况下，在满足如下说明的其它条件(下述项目(2)～(4))的前提下，可以使通过使用astme8m-16a所规定的拉伸试验片(平行部直径为6mm，平行部长度为30mm)在室温(25℃)、大气中的拉伸试验得到的屈服强度(以下称为拉伸ys。单位为mpa)为110ksi级别(拉伸ys为758～861mpa)以上，并且能够获得优异的耐scc性。

(2)在具有上述(1)的化学组成的大直径奥氏体系合金管中，如果使根据astme112的奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0以上，则使用超声波探伤的检测能力提升。以下，在本说明书中，奥氏体晶粒的晶粒度编号是指根据astme112的晶粒度编号。

图1为示出大直径奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的晶粒度编号与超声波探伤的检测能力(信号强度比)之间的关系的图。图1通过以下方法得到。

准备外径为170mm以上，具有上述(1)的化学组成，且具有各种晶粒度编号的多个大直径奥氏体系合金管。图2示出大直径奥氏体系合金管的立体图。如图2所示，奥氏体系合金管包括第1管端区域110、第2管端区域120和主体区域100。第1管端区域110是从第1管端11朝向奥氏体系合金管的轴向的中央500mm的范围。即，第1管端区域110的轴向长度为500mm。第2管端区域120是从位于与第1管端11相反侧的第2管端12朝向奥氏体系合金管的轴向的中央500mm的范围。即，第2管端区域120的轴向长度为500mm。主体区域100是从大直径奥氏体系合金管中除去第1管端区域110和第2管端区域120的部分。

将各大直径奥氏体系合金管的主体区域100沿轴向(长度方向：longitudinaldirection)5等分。从各分区中，采集大直径奥氏体系合金管的轴向的长度成为100mm的圆环状样品。如图3所示，在各样品的内周面的轴向中央部上制作沿径向(壁厚方向)延伸的圆柱状的孔即人造瑕疵200。人造瑕疵200的直径为3mm。

使用超声波探伤装置，从样品的外表面朝向人造瑕疵200输出(入射)超声波，接收由人造瑕疵200反射的超声波，作为回波观察。入射的超声波强度均设为相同。将各分区的样品中得到的人造瑕疵200的回波的信号强度(共5个)的平均值定义为该大直径奥氏体系合金管的信号强度。

将后述表1的试验编号1(晶粒度编号为5.7)的大直径奥氏体系合金管的信号强度定义为100。也就是说，以在具有上述化学组成的晶粒度编号为5.7的本实施方式的大直径奥氏体系合金管的内表面上形成的人造瑕疵所反射的回波的信号强度为基准。而且，将由各种晶粒度编号的大直径奥氏体系合金管得到的信号强度相对于由试验编号1的大直径奥氏体系合金管得到的信号强度之比定义为信号强度比(％)。若信号强度比超过50.0％，则判断为使用超声波探伤的检测能力优异。基于得到的信号强度比(％)和晶粒度编号，制作了图1。

参照图1，当晶粒度编号小于2.0时，信号强度比小于50.0％，晶粒度编号减少的同时，信号强度比大幅降低。然而，当晶粒度编号为2.0以上时，伴随着晶粒度编号的增加，信号强度比显著增加。而且，当晶粒度编号为7.0以上时，信号强度比成为100％而饱和。即，晶粒度编号与超声波探伤的检测能力之间的关系在晶粒度编号＝2.0附近具有拐点。

基于以上见解，在外径为170mm以上且具有上述(1)的化学组成的大直径奥氏体系合金管中，若奥氏体晶粒以晶粒度编号计为2.0～7.0，则在满足其它条件(上述项目(1)和下述项目(4))的条件下，超声波探伤的检测能力显著提升。

需要说明的是，在大直径奥氏体系合金管中，若晶粒度编号超过7.0，则在制造工序中大直径奥氏体系合金管上容易产生表面瑕疵。因此，晶粒度编号的上限设为7.0。

(3)若使具有上述(1)的化学组成的大直径奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0～7.0，则不仅能够提升超声波探伤的检测能力，还可以抑制强度各向异性。

图4为示出具有上述(1)的化学组成的大直径奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的晶粒度编号、屈服强度(拉伸ys)和强度各向异性(压缩ys/拉伸ys)之间的关系的图。图4中的标记(□)附近的数值示出该标记处的晶粒度编号。图4用以下方法求出。

作为利用拉伸试验得到的屈服强度的拉伸ys(mpa)用以下方法求出。准备外径为170～296mm，具有上述(1)的化学组成，且具有各种晶粒度编号的多个大直径奥氏体系合金管。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。而且，从各分区的壁厚中央部采集astme8m-16a所规定的拉伸试验片(平行部直径为6mm，平行部长度为30mm)。拉伸试验片的平行部与大直径奥氏体系合金管的轴向平行。使用采集的拉伸试验片，在室温(25℃)、大气中进行拉伸试验，求出屈服强度。屈服强度设为0.2％条件屈服强度。将由各分区得到的屈服强度的平均值设为利用拉伸试验得到的屈服强度(拉伸ys，单位为mpa)。

作为利用压缩试验得到的屈服强度的压缩ys(mpa)用以下方法求出。从沿上述大直径奥氏体系合金管的主体区域100的轴向5等分的各分区的壁厚中央部，采集圆柱状的压缩试验片。压缩试验片的直径为6.35mm，长度为12.7mm。压缩试验片的长度方向与奥氏体系合金管的轴向平行。使用采集的压缩试验片，在大气中、室温(25℃)下，根据astme9-09进行压缩试验，得到屈服强度。将由各分区得到的屈服强度的平均值定义为利用压缩试验得到的屈服强度(压缩ys，单位为mpa)。屈服强度设为0.2％条件屈服强度。

使用得到的拉伸ys和压缩ys，基于下式求出各向异性指标an。

各向异性指标an＝压缩ys/拉伸ys

基于得到的各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)、晶粒度编号和拉伸ys，制作了图4。图4的纵轴为各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)，横轴为拉伸ys(mpa)。压缩ys/拉伸ys越接近1.00，意味着越能抑制强度各向异性。需要说明的是，基于后述实施例所述的方法求出各标记的大直径奥氏体系合金的晶粒度编号。

参照图4，在拉伸ys为758mpa以上的情况下，若晶粒度编号为2.0以上，则各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)落入0.85～1.10的范围内，能够抑制强度各向异性。

基于以上见解，在外径为170mm以上且具有上述(1)的化学组成的大直径奥氏体系合金管中，若奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0～7.0，则在满足其它条件(上述项目(1)和下述项目(4))的条件下，不仅超声波探伤的检测能力显著提升，还能够抑制强度各向异性。具体而言，利用根据astme9-09的压缩试验得到的压缩屈服强度(压缩ys)相对于利用根据astme8m-16a的拉伸试验得到的拉伸屈服强度(拉伸ys)之比(＝压缩ys/拉伸ys)成为0.85～1.10。

(4)在具有上述(1)的化学组成，强度级别为110ksi(拉伸ys为758mpa)以上，且晶粒度编号为2.0～7.0的大直径奥氏体系合金管中，进一步，若显微组织实质上为匀晶，则耐scc性也优异。

换句话说，在具有上述(1)的化学组成的大直径奥氏体系合金管中，即使晶粒度编号为2.0～7.0，若显微组织为混晶，则在晶粒尺寸不同的晶界变得容易产生scc。

在从具有上述化学组成、强度和晶粒度编号的大直径奥氏体系合金管用后述方法采集的20个样品中，若产生“混晶”的样品的个数的比例(混晶率)为5％以下，则大直径奥氏体系合金管的显微组织实质上为匀晶，具有优异的耐scc性。

(5)具有以上构成的大直径奥氏体系合金管例如可以通过进行如下制造方法来制造。该制造方法包括坯料制造工序、管坯制造工序、中间冷加工工序、晶粒微细化工序和最终冷加工工序。在坯料制造工序中，将利用连续铸造法制造的铸坯进行热加工来制造坯料。在管坯制造工序中，将坯料进行热加工来制造管坯。在中间冷加工工序中，对管坯进行冷拔。

将坯料制造工序中的截面收缩率定义为截面收缩率rd0。将管坯制造工序中的截面收缩率定义为截面收缩率rd1。将中间冷加工工序中的截面收缩率定义为截面收缩率rd2。将最终冷加工工序中的截面收缩率定义为截面收缩率rd3。通过将截面收缩率rd0～rd3调整至合适范围，可以调整大直径奥氏体系合金管的晶粒度编号，并且可以使显微组织为匀晶。例如，当坯料制造工序的截面收缩率rd0和管坯制造工序的截面收缩率rd1过低时，即使假设在中间冷加工工序中提高截面收缩率rd2，虽然可以将晶粒度编号调整为2.0以上，但有时无法制成匀晶。进一步，若中间冷加工工序中的截面收缩率rd2变得过高，则在模具中产生烧结，在最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的表面上残留瑕疵。

为此，在本实施方式中，坯料制造工序中的截面收缩率rd0设为50.0～90.0％，管坯制造工序中的截面收缩率rd1设为80.0～95.0％，且中间冷加工工序中的截面收缩率rd2设为10.0～30.0％，进一步，晶粒微细化工序后的最终冷加工工序中的截面收缩率rd3设为20.0～35.0％。

在本实施方式中，进一步调整使得坯料制造工序中的截面收缩率rd0、管坯制造工序中的截面收缩率rd1、和中间冷加工工序中的截面收缩率rd2满足式(1)。

5×rd0+10×rd1+20×rd2≥1300(1)

在此，式(1)中的“rd0”中代入坯料制造工序中的截面收缩率rd0(％)。“rd1”中代入管坯制造工序中的截面收缩率rd1(％)。“rd2”中代入中间冷加工工序中的截面收缩率rd2(％)。当定义为f1＝5×rd0+10×rd1+20×rd2时，将得到的f1的值的小数点后第一位四舍五入。

在这种情况下，在上述化学组成的奥氏体系合金管中，晶粒度编号成为2.0～7.0的范围内，且混晶率成为5％以下，进而，通过抑制成为过剩的截面收缩率rd2，能够抑制烧结并抑制在奥氏体系合金管的表面产生瑕疵。进一步，在最终冷加工工序中，通过在20.0～35.0％的截面收缩率rd3的范围内调整强度，奥氏体系合金管的拉伸ys成为758mpa以上，且各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)落入0.85～1.10的范围内。

基于以上见解而完成的根据本实施方式的奥氏体系合金管为：

化学组成以质量％计为

c：0.004～0.030％、

si：1.00％以下、

mn：0.30～2.00％、

p：0.030％以下、

s：0.0020％以下、

al：0.001～0.100％、

cu：0.50～1.50％、

ni：25.00～55.00％、

cr：20.00～30.00％、

mo：2.00～10.00％、

n：0.005～0.100％、

ti：0～0.800％、

w：0～0.30％、

nb：0～0.050％、

ca：0～0.0100％、

mg：0～0.0100％、

nd：0～0.050％、以及

余量：fe和杂质，

奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0～7.0，且混晶率为5％以下，

当将利用压缩试验得到的屈服强度定义为压缩ys(mpa)、将利用拉伸试验得到的屈服强度定义为拉伸ys(mpa)时，拉伸ys为758mpa以上，压缩ys/拉伸ys为0.85～1.10，

外径为170mm以上。

上述奥氏体系合金管的化学组成可以含有选自由

ti：0.005～0.800％、

w：0.02～0.30％、以及

nb：0.001～0.050％组成的组中的1种或2种以上。

上述奥氏体系合金管的化学组成可以含有选自由

ca：0.0003～0.0100％、

mg：0.0005～0.0100％、以及

nd：0.010～0.050％组成的组中的1种或2种以上。

根据本实施方式的奥氏体系合金管的制造方法具备坯料制造工序、管坯制造工序、中间冷加工工序、晶粒微细化工序和最终冷加工工序。

在坯料制造工序中，将利用连续铸造法制造的具有上述化学组成的铸坯在1100～1350℃下加热后，通过在50.0～90.0％的范围内且满足式(1)的截面收缩率rd0进行热加工来制造坯料。

在管坯制造工序中，将坯料在1100～1300℃下加热后，通过在80.0～95.0％的范围内且满足式(1)的截面收缩率rd1进行热加工来制造管坯。

在中间冷加工工序中，通过在10.0～30.0％的范围内且满足式(1)的截面收缩率rd2对管坯进行冷拔。

在晶粒微细化工序中，将中间冷加工工序后的管坯在1000～1250℃下保持1～30分钟后，进行骤冷。

在最终冷加工工序中，将晶粒微细化工序后的管坯以20.0～35.0％的截面收缩率rd3进行冷拔，从而制造外径为170mm以上的奥氏体系合金管。

5×rd0+10×rd1+20×rd2≥1300(1)

以下，对本实施方式的奥氏体系合金管进行详细描述。需要说明的是，在本说明书的说明中，关于元素的“％”如果没有特别说明，则指质量％。

[关于奥氏体系合金管的外径]

本实施方式的奥氏体系合金管以所谓的大直径的合金管作为对象。具体而言，本实施方式的奥氏体系合金管的直径为170mm以上。奥氏体系合金管的直径的优选下限例如为180mm，进一步优选为190mm，进一步优选为200mm，进一步优选为210mm，进一步优选为220mm。本实施方式的奥氏体系合金管的直径的上限没有特别限定，例如350mm。奥氏体系合金管的直径的优选的上限例如为340mm，进一步优选为320mm。根据本实施方式的奥氏体系合金管的壁厚没有特别限定，例如7～40mm。

[关于奥氏体系合金管的化学组成]

本实施方式的大直径奥氏体系合金管的化学组成含有以下元素。

[必要元素]

c：0.004～0.030％

碳(c)提高大直径奥氏体系合金管的强度。若c含量小于0.004％，则无法充分获得上述效果。另一方面，若c含量超过0.030％，则在晶界生成cr碳化物。cr碳化物增大晶界处的裂纹敏感性。其结果，大直径奥氏体系合金管的耐scc性下降。因此，c含量为0.004～0.030％。c含量的优选下限为0.006％，进一步优选为0.007％，进一步优选为0.008％。c含量的优选上限为0.024％，进一步优选为0.023％，进一步优选为0.020％。

si：1.00％以下

硅(si)为不可避免地含有。因此，si含量超过0％。si用于使合金脱氧，其结果，包含在大直径奥氏体系合金管中。若si含量超过1.00％，则大直径奥氏体系合金管的热加工性下降。因此，si含量为1.00％以下。si含量的优选上限为0.80％，进一步优选为0.60％，进一步优选为0.50％。si含量的下限没有特别限定。但是，si含量的过度降低会增加制造成本。因此，如果考虑到工业上的操作，si含量的优选下限为0.0005％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.20％。

mn：0.30～2.00％

锰(mn)为奥氏体形成元素，使合金中的奥氏体稳定化。mn进一步提高n在合金中的溶解度。因此，对mn而言，特别的是为了提高合金的强度而增多n含量时，抑制在大直径奥氏体系合金管的表面附近产生针孔。若mn含量小于0.30％，则无法充分获得这些效果。另一方面，若mn含量超过2.00％，则大直径奥氏体系合金的热加工性下降。因此，mn含量为0.30～2.00％。mn含量的优选下限为0.40％，进一步优选为0.45％，进一步优选为0.50％。mn含量的优选上限为1.50％，进一步优选为1.20％，进一步优选为0.90％，进一步优选为0.80％。

p：0.030％以下

磷(p)为不可避免含有的杂质。即，p含量超过0％。p提高酸环境中的合金的应力腐蚀裂纹敏感性。因此，p含量为0.030％以下。p含量的优选上限为0.028％，进一步优选为0.025％。p含量优选尽可能少。不过，p含量的极端降低会增加制造成本。因此，考虑到工业生产的情况下，p含量的优选下限为0.0001％，更优选为0.0005％，进一步优选为0.001％。

s：0.0020％以下

硫(s)为不可避免含有的杂质。即，s含量超过0％。s使合金的热加工性下降。因此，s含量为0.0020％以下。s含量的优选上限为0.0015％，进一步优选为0.0012％，进一步优选为0.0009％，进一步优选为0.0008％。s含量优选尽可能低。不过，p含量的极端降低会增加制造成本。因此，考虑到工业生产的情况下，p含量的优选下限为0.0001％，进一步优选为0.0003％，进一步优选为0.0005％。

al：0.001～0.100％

铝(al)使合金脱氧。al生成氧化物以固定氧，并抑制si氧化物和mn氧化物的生成。由此，提升合金的热加工性。若al含量小于0.001％，则无法充分获得该效果。另一方面，若al含量超过0.100％，则al氧化物过度生成，合金的热加工性反而下降。因此，al含量为0.001～0.100％。al含量的优选下限为0.005％，进一步优选为0.010％，进一步优选为0.012％。al含量的优选上限为0.080％，进一步优选为0.060％，进一步优选为0.050％。

cu：0.50～1.50％

铜(cu)在酸环境下提高合金的耐scc性。若cu含量小于0.50％，则无法充分获得该效果。另一方面，若cu含量超过1.50％，则合金的热加工性下降。因此，cu含量以质量％计为0.50～1.50％。cu含量的优选下限为0.60％，进一步优选为0.65％，进一步优选为0.70％。cu含量的优选上限为1.40％，进一步优选为1.20％，进一步优选为1.00％。

ni：25.00～55.00％

镍(ni)为奥氏体形成元素，使合金中的奥氏体稳定化。ni进一步在合金的表面上形成ni硫化物覆膜，提高合金的耐ssc性。若ni含量小于25.00％，则无法充分获得这些效果。另一方面，若ni含量超过55.00％，则n固溶极限下降，而奥氏体系合金管的强度下降。因此，ni含量为25.00～55.00％。ni含量的优选下限为27.00％，进一步优选为28.00％，进一步优选为29.00％。ni含量的优选上限为53.00％，进一步优选为52.0％，进一步优选为51.00％。

cr：20.00～30.00％

铬(cr)在与ni的共存下，提高合金的耐ssc性。cr进一步通过固溶强化提高合金的强度。若cr含量小于20.00％，则无法充分获得这些效果。另一方面，若cr含量超过30.00％，则合金的热加工性下降。因此，cr含量为20.00～30.00％。cr含量的优选下限为21.00％，进一步优选为22.00％，进一步优选为23.00％。cr含量的优选上限为29.00％，进一步优选为27.00％，进一步优选为26.00％。

mo：2.00～10.00％

钼(mo)在与cr和ni的共存下，提高合金的耐scc性。mo进一步通过固溶强化提高合金的强度。若mo含量小于2.00％，则无法充分获得这些效果。另一方面，若mo含量超过10.00％，则合金的热加工性下降。因此，mo含量为2.00～10.00％。mo含量的优选下限为2.20％，进一步优选为2.40％，进一步优选为2.50％。mo含量的优选上限为9.50％，进一步优选为9.00％，进一步优选为7.00％。

n：0.005～0.100％

氮(n)通过固溶强化提高合金的强度。在根据本实施方式的奥氏体系合金管中，为了提高耐scc性而抑制c含量为低。因此，通过代替c而含有更多的n，提高合金的强度。若n含量小于0.005％，则无法充分获得这些效果。另一方面，若n含量超过0.100％，则合金凝固时在合金的表面附近变得容易产生针孔。若n含量超过0.100％，则进一步合金的热加工性下降。因此，n含量为0.005～0.100％。n含量的优选下限为0.008％，进一步优选为0.010％。n含量的优选上限为0.095％，进一步优选为0.090％。

根据本实施方式的奥氏体系合金管的化学组成的余量为fe和杂质。在此，杂质是指工业上制造大直径奥氏体系合金管时，由作为原料的矿石、废料或制造环境等混入的元素，且为在不对本实施方式的奥氏体系合金管的作用效果造成显著不良影响的范围内允许的元素。

上述杂质中有时含有o(氧)。作为杂质含有o的情况下，o含量的上限例如如下。

o：0.0010％以下

[任选元素]

根据本实施方式的奥氏体系合金管的化学组成进一步可以含有选自由ti、w和nb组成的组中的1种或2种以上。这些元素均提高合金的强度。

ti：0～0.800％

钛(ti)为任选元素，也可以不含。即，ti含量可以是0％。当含有时，ti在与c、n的共存下，促进细晶粒化。ti进一步通过析出强化提高合金的强度。但是，若ti含量超过0.800％，则合金的热加工性下降。因此，ti含量以质量％计为0～0.800％。ti含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.030％，进一步优选为0.050％。ti含量的优选上限为0.750％，进一步优选为0.700％。

w：0～0.30％

钨(w)为任选元素，也可以不含。即，w含量可以是0％。当含有时，w在与cr和ni的共存下，提高合金的耐scc性。w进一步通过固溶强化提高合金的强度。但是，若w含量超过0.30％，则合金的热加工性下降。因此，w含量以质量％计为0～0.30％。w含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.02％，进一步优选为0.04％。w含量的优选上限为0.25％，进一步优选为0.20％。

nb：0～0.050％

铌(nb)为任选元素，也可以不含。即，nb含量可以是0％。当含有时，nb在与c、n的共存下，促进细晶粒化。nb进一步通过析出强化提高合金的强度。但是，nb含量过高时，合金的热加工性下降。因此，nb含量为0～0.050％。nb含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.008％，进一步优选为0.010％。nb含量的优选上限为0.045％，进一步优选为0.040％。

根据本实施方式的奥氏体系合金管的化学组成可以进一步含有选自由ca、mg和nd组成的组中的1种或2种以上。这些元素均提高合金的热加工性。

ca：0～0.0100％

钙(ca)为任选元素，也可以不含。即，ca含量可以是0％。当含有时，ca与s结合形成硫化物，并减少固溶s。由此，ca改善合金的热加工性。但是，若ca含量超过0.0100％，则生成粗大的氧化物，合金的热加工性反而下降。因此，ca含量为0～0.0100％。ca含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.0003％，进一步优选为0.0005％。ca含量的优选上限为0.0080％，进一步优选为0.0060％。

mg：0～0.0100％

镁(mg)为任选元素，也可以不含。即，mg含量可以是0％。当含有时，mg与ca相同，与s结合形成硫化物并减少固溶s。由此，mg改善合金的热加工性。但是，若mg含量超过0.0100％，则生成粗大的氧化物，合金的热加工性反而下降。因此，mg含量为0～0.0100％。mg含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0007％。ca含量的优选上限为0.0080％，进一步优选为0.0060％，进一步优选为0.0050％。

nd：0～0.050％

钕(nd)为任选元素，也可以不含。即，nd含量可以是0％。当含有时，nd与ca和mg相同，与s结合形成硫化物，并减少固溶s。由此，nd改善合金的热加工性。但是，若nd含量超过0.050％，则生成粗大的氧化物，合金的热加工性反而下降。因此，nd含量为0～0.050％。nd含量的优选下限超过0％，进一步优选为0.010％，进一步优选为0.020％。nd含量的优选上限为0.040％，进一步优选为0.035％。

[关于晶粒度]

在本实施方式的奥氏体系合金管的显微组织中，奥氏体晶粒的根据astme112的晶粒度编号为2.0～7.0。另外，在本实施方式的奥氏体系合金管的显微组织中，混晶率为5％以下。

在上述化学组成的奥氏体系合金管中，若奥氏体晶粒的晶粒度编号小于2.0，则如图4所示，强度的各向异性变大。具体而言，利用压缩试验得到的屈服强度(压缩ys)相对于利用拉伸试验得到的屈服强度(拉伸ys)之比(＝压缩ys/拉伸ys)变成小于0.85。在这种情况下，奥氏体系合金管有时不适合用作倾斜坑井用途的油井管。进一步，如图1所示，使用超声波探伤的检测能力显著下降。另一方面，若晶粒的晶粒度编号超过7.0，则需要冷加工中的高截面收缩率，制造工序中在奥氏体系合金管的表面上变得容易产生烧结等瑕疵。本实施方式的奥氏体系合金管的奥氏体晶粒的根据astme112的晶粒度编号为2.0～7.0。因此，强度的各向异性小，具体而言，利用压缩试验得到的屈服强度(压缩ys)相对于利用拉伸试验得到的屈服强度(拉伸ys)之比(＝压缩ys/拉伸ys)成为0.85～1.10。因此，即使在应力的施加方式不同的各种的环境下使用的情况下，也显示出优异的耐性。进而，使用超声波探伤的检测能力优异。进一步，在制造工序中，能够抑制奥氏体系合金管的表面上的烧结等瑕疵的产生。晶粒度编号的优选下限为2.1，进一步优选为2.5，进一步优选为2.7，进一步优选为3.0。晶粒度编号的优选上限为6.9，进一步优选为6.8，进一步优选为6.7。

[晶粒度编号的测定方法]

奥氏体系合金管中的奥氏体晶粒的晶粒度编号的测定方法如下。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。在各分区中，在管周方向上以90度间距选定采样位置。从所选定的采样位置的壁厚中央部采集样品。将样品的观察面设为垂直于奥氏体系高合金管的轴向(长度方向)的截面，观察面的面积例如设为40mm²。

通过上述方法，在各个分区采集4个样品，全部分区中采集20个(5个分区×4个)样品。将采集的样品的观察面用kalling腐蚀液进行腐蚀，使表面的奥氏体的晶界显现。观察被腐蚀的观察面，根据astme112求出奥氏体晶粒的晶粒度编号。

将20个样品中求出的奥氏体晶粒的晶粒度编号的平均值定义为奥氏体系合金管中的根据astme112的晶粒度编号。

[关于混晶率]

在本实施方式的奥氏体系合金管中，进一步显微组织实质上为匀晶。更具体而言，在从奥氏体系合金管的壁厚中央部采集的20个样品中，产生“混晶”的样品的个数的比例(混晶率)为5％以下。

在混晶率超过5％的情况下，奥氏体系合金管内的晶粒度的偏差大。在这种情况下，在上述化学组成的奥氏体系高合金中，耐scc性下降。

本实施方式的奥氏体系合金管的显微组织的混晶率为5％以下，实质上为匀晶。因此，即使是具有上述化学组成的外径为170mm以上的大直径奥氏体系合金管，也具有优异的耐scc性。优选混晶率为0％。

[混晶率的测定方法]

混晶率可以用以下方法求出。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向(长度方向)5等分。在各分区中，在管周方向上以90度间距选定采样位置。从所选定的采样位置的壁厚中央部采集样品。样品的观察面设为垂直于奥氏体系高合金的轴向的截面，观察面的面积例如设为40mm²。

通过上述方法，在各个分区中采集4个样品，全部分区中采集20个样品。将采集的样品的观察面用kalling腐蚀液进行腐蚀，使表面的晶界显现。观察被腐蚀的观察面，根据astme112决定晶粒度编号。

此时，在各样品的观察面中，将与具有最大频率的粒度编号的晶粒相差3以上的晶粒度编号的晶粒确定为“异质晶粒”。在观察面中，当异质晶粒的面积率成为20％以上时，认定该样品中产生了“混晶”。

在上述20个样品中，将产生了混晶的样品定义为“混晶样品”。如下式所示，将混晶样品总数(个)相对于样品总数(20个)之比定义为混晶率(％)。

混晶率(％)＝混晶样品的总数/样品总数×100

如上所述，在从奥氏体系合金管的壁厚中央位置采集的20个各样品中，求出根据astme112的晶粒度编号，在样品的观察面中，当将与具有最大频率的粒度编号的晶粒相差3以上的晶粒度编号的晶粒的面积为20％以上的样品定义为混晶样品时，将混晶样品个数相对于样品总数的比率(％)定义为混晶率。

在本实施方式的奥氏体系合金管中，混晶率为5％以下。即，几乎为匀晶。若混晶率超过5％，则有时耐scc性低。本实施方式的奥氏体系合金管的混晶率为5％以下，因此在满足其它特征的前提下，能够获得优异的耐scc性。

[屈服强度和压缩ys/拉伸ys]

在本实施方式的奥氏体系合金管中，当将利用拉伸试验得到的屈服强度定义为“拉伸ys”时，拉伸ys为758mpa以上。进一步，当将利用压缩试验得到的屈服强度定义为“压缩ys”时，压缩ys/拉伸ys为0.85～1.10。

本实施方式的奥氏体系合金管具有110kis级别(拉伸ys为758～861mpa)以上的屈服强度。而且，具有110ksi级别以上的屈服强度的同时，各向异性指标an(压缩ys/拉伸ys)为0.85～1.10。因此，本实施方式的直径为170mm以上的大直径奥氏体系合金管可耐用于在所负载的应力分布不同的各种环境中的使用。

拉伸ys的优选下限为760mpa，进一步优选为770mpa，进一步优选为780mpa。拉伸ys的上限没有特别限定，例如为1000mpa。拉伸ys的上限例如可以是965mpa。

压缩ys/拉伸ys的优选下限为0.86，进一步优选为0.87，进一步优选为0.88。压缩ys/拉伸ys的优选上限为1.08，进一步优选为1.07，进一步优选为1.06。

拉伸ys用以下方法测定。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。从各分区的壁厚中央部采集拉伸试验片。拉伸试验片根据astme8m-16a的规定，平行部的直径设为6mm，平行部的长度设为30mm。拉伸试验片的平行部设为与奥氏体系合金管的轴向(长度方向)平行。拉伸试验根据astme8m-16a，在大气中的室温(25℃)下进行。将得到的5个屈服强度的平均值定义为利用拉伸试验得到的屈服强度(拉伸ys，单位为mpa)。在此，屈服强度是指0.2％条件屈服强度。

压缩ys用以下方法测定。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。从各分区的壁厚中央部采集压缩试验片。压缩试验片为圆柱状，直径为6.35mm，长度为12.7mm。压缩试验片的长度方向设为与奥氏体系合金管的轴向(长度方向)平行。使用instron型的压缩试验机，在大气中、室温(25℃)下根据astme9-09进行压缩试验。将得到的5个屈服强度的平均值定义为利用压缩试验得到的屈服强度(压缩ys，单位为mpa)。在此，屈服强度是指0.2％条件屈服强度。

使用得到的拉伸ys和压缩ys，求出各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)。

[制造方法]

对本实施方式的奥氏体系合金管的制造方法的一个例子进行说明。需要说明的是，本实施方式的奥氏体系合金管的制造方法并不限定于本制造方法。

本实施方式的奥氏体系合金管的制造方法包括坯料制造工序、管坯制造工序、中间冷加工工序、晶粒微细化工序和最终冷加工工序。在本实施方式的制造方法中，分别调整坯料制造工序中的截面收缩率rd0、管坯制造工序中的截面收缩率rd1、中间冷加工工序中的截面收缩率rd2和最终冷加工工序中的截面收缩率rd3，且调整使得截面收缩率rd0～rd2满足特定的关系。以下，对本实施方式的制造方法的各制造工序进行详细描述。

[坯料制造工序]

在坯料制造工序中，对利用连续铸造法制造的铸坯进行热加工来制造坯料。坯料制造工序中制造的坯料例如为圆坯。以下，对坯料制造工序进行说明。

在坯料制造工序中，首先加热准备的铸坯。铸坯的加热例如在加热炉或均热炉中实施。加热温度例如为1100～1350℃。该加热温度下的保持时间例如为2.0小时～5.0小时。对加热后的铸坯进行热加工来制造坯料。热加工可以是用初轧机进行的初轧，也可以是用锻造机进行的热锻。

将垂直于坯料制造工序的热加工前的铸坯的轴向(长度方向)的截面(横截面)的面积定义为acc，将垂直于坯料制造工序的热加工后的坯料的轴向(长度方向)的截面(横截面)的面积定义为arm。在这种情况下，坯料制造工序的热加工中的截面收缩率rd0(％)用下式定义。

截面收缩率rd0＝{1-(arm/acc)}×100

坯料制造工序的热加工中的截面收缩率rd0为50.0～90.0％。若截面收缩率rd0小于50.0％，则即使满足其它制造条件，最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的晶粒度编号有时也小于2.0，或者即使晶粒度编号在2.0～7.0的范围内，混晶率有时也超过5％。因此，截面收缩率rd0为50.0％以上。截面收缩率rd0的优选下限为55.0％，进一步优选为60.0％。

需要说明的是，若截面收缩率rd0过高，则坯料制造工序的热加工中的截面收缩率过高。因此，在热加工后的管坯的表面上变得容易产生瑕疵。在这种情况下，有时在最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的表面上残留瑕疵。因此，截面收缩率rd0的上限为90.0％。截面收缩率rd0的优选上限为88.0％，进一步优选为85.0％。

[管坯制造工序]

在管坯制造工序中，对坯料进行热加工来制造管坯(hollowshell)。具体而言，将准备的坯料加热。坯料的加热例如在加热炉或均热炉中实施。坯料的加热温度例如为1100～1300℃。

热加工可以采用曼内斯曼法，也可以采用以玻璃润滑剂高速挤压法为代表的热挤压。采用曼内斯曼法的情况下，使用具备多个倾斜辊和芯棒的穿孔机，将坯料进行穿孔和轧制来制造管坯。对利用穿孔机制造的管坯进一步可以实施用芯棒式无缝管轧机等进行的拉伸轧制。另外，对拉伸轧制后的管坯，还可以实施用定径机、减径机等进行的定径轧制。

将管坯制造工序的热加工前的坯料的横截面的面积定义为arm，将垂直于管坯制造工序的热加工后的管坯的轴向的截面(横截面)的面积定义为ahs1。在这种情况下，管坯制造工序的热加工中的截面收缩率rd1(％)用下式定义。

截面收缩率rd1＝{1-(ahs1/arm)}×100

管坯制造工序的热加工中的截面收缩率rd1为80.0～95.0％。若截面收缩率rd1小于80.0％，则即使满足其它制造条件，最终冷加工后的奥氏体系合金管的晶粒度编号有时也小于2.0，或者，即使晶粒度编号在2.0～7.0的范围内，混晶率有时也超过5％。进一步，即使满足其它制造条件，拉伸ys有时也小于758mpa。因此，截面收缩率rd1为80.0％以上。截面收缩率rd1的优选下限为82.0％，进一步优选为85.0％。

另一方面，若截面收缩率rd1过高，则管坯制造工序的热加工中的截面收缩率过高。在这种情况下，在管坯的表面上变得容易产生瑕疵。其结果，有时在最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的表面上残留瑕疵。因此，截面收缩率rd1的上限为95.0％。截面收缩率rd1的优选上限为93.0％，进一步优选为90.0％。

[中间冷加工工序]

在中间冷加工工序中，对制造的管坯进一步实施冷加工。由此，向管坯导入应变，在下一工序的晶粒微细化工序中，引起再结晶，使晶粒微细化。冷加工为冷拔。

将中间冷加工工序的冷加工前的管坯的横截面的面积定义为ahs1，将中间冷加工工序的冷加工后的管坯的横截面的面积定义为ahs2。在这种情况下，中间冷加工工序的冷加工中的截面收缩率rd2(％)用下式定义。

截面收缩率rd2＝{1-(ahs2/ahs1)}×100

中间冷加工工序的冷加工中的截面收缩率rd2为10.0～30.0％。若截面收缩率rd2小于10.0％，则即使满足其它制造条件，最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的晶粒度编号有时也小于2.0，拉伸ys有时也小于758mpa。因此，截面收缩率rd2为10.0％以上。截面收缩率rd2的优选下限为11.0％，进一步优选为13.0％。

另一方面，若截面收缩率rd2过高，则对冷拔的模具施加过大的负荷。在这种情况下，在模具上产生烧结，会在中间冷加工工序后的管坯的表面上形成瑕疵。其结果，在最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的表面上残留瑕疵。因此，截面收缩率rd2的上限为30.0％。截面收缩率rd2的优选上限为29.0％，进一步优选为28.0％，进一步优选为26.0％。

[晶粒微细化工序]

对中间冷加工后的管坯实施晶粒微细化处理。具体而言，将中间冷加工后的管坯加热。加热温度为1000～1250℃。若加热温度小于1000℃，则有时管坯的耐scc性下降。另一方面，当加热温度超过1250℃时，再结晶晶粒粗大化，最终冷加工后的奥氏体系合金管的晶粒度编号成为小于2.0。因此，晶粒微细化处理中的加热温度为1000～1250℃。晶粒微细化处理中的加热温度的优选下限为1050℃。晶粒微细化处理中的加热温度的优选上限为1200℃，进一步优选为1150℃。上述加热温度下的保持时间为1～30分钟。若保持时间过短，则无法充分促进再结晶。另一方面，若保持时间过长，则再结晶晶粒粗大化，最终冷加工工序后的奥氏体系合金管的晶粒度编号成为小于2.0。进而，拉伸ys有时小于758mpa。因此，上述加热温度下的保持时间为1～30分钟。

经过上述保持时间后，将管坯骤冷至常温(25℃)。冷却速度例如为1℃/秒以上。冷却方法没有特别限定，例如为水冷。水冷方法例如为将管坯浸渍于水槽进行冷却的方法、利用喷淋水冷对管坯进行骤冷的方法等。也可以利用其它方法对管坯进行骤冷。

[最终冷加工工序]

对晶粒微细化处理后的管坯进一步实施冷加工，制造外径为170mm以上的奥氏体系合金管。该最终冷加工工序的目的在于调整奥氏体系合金管的外径和屈服强度。

当将最终冷加工工序的冷加工前的管坯的横截面的面积定义为ahs2，将垂直于最终冷加工工序的冷加工后的奥氏体系合金管的轴向的截面(横截面)的面积定义为ahs3时，最终冷加工工序的冷加工中的截面收缩率rd3(％)用下式定义。

截面收缩率rd3＝{1-(ahs3/ahs2)}×100

最终冷加工工序的冷加工中的截面收缩率rd3为20.0～35.0％。若截面收缩率rd3小于20.0％，则即使满足其它制造条件，最终冷加工后的奥氏体系合金管的利用拉伸试验得到的屈服强度(mpa)有时小于758mpa。另一方面，若截面收缩率rd3超过35.0％，则对冷拔的模具施加过大的负荷。在这种情况下，在模具上产生烧结，会在最终冷加工工序后的管坯的表面上形成瑕疵。进一步，晶粒沿轴向延伸，各向异性变强。在这种情况下，各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)有时小于0.85。因此，最终冷加工工序中的截面收缩率rd3为20.0～35.0％。截面收缩率rd3的优选下限为22.0％，进一步优选为24.0％。截面收缩率rd3的优选上限为33.0％，进一步优选为31.0％，进一步优选为29.0％。

[关于式(1)]

在上述制造工序中，进一步使得坯料制造工序中的截面收缩率rd0、管坯制造工序中的截面收缩率rd1和中间冷加工工序中的截面收缩率rd2满足式(1)。

5×rd0+10×rd1+20×rd2≥1300(1)

在此，式(1)中的“rd0”中代入坯料制造工序中的截面收缩率rd0(％)。“rd1”中代入管坯制造工序中的截面收缩率rd1(％)。“rd2”中代入中间冷加工工序中的截面收缩率rd2(％)。

在本实施方式的大直径奥氏体系合金管中，为了使奥氏体晶粒度微细化，并且抑制混晶的产生，调整截面收缩率rd0、rd1和rd2使得它们不仅满足上述各制造工序中的条件，在晶粒微细化工序前的3个制造工序(坯料制造工序、管坯制造工序和中间冷加工工序)中还满足式(1)。由此，在具有上述化学组成的大直径奥氏体系合金管中，晶粒度编号成为2.0～7.0的范围内，且混晶率成为5％以下。

定义为f1＝5×rd0+10×rd1+20×rd2。即使截面收缩率rd0为50.0～90.0％，且截面收缩率rd1为80.0～95.0％，且截面收缩率rd2为10.0～30.0％，若f1小于1300，则在晶粒微细化工序中，晶粒无法充分微细化。其结果，奥氏体晶粒的晶粒度编号成为小于2.0，且混晶率超过5％。通过将截面收缩率rd0设为50.0～90.0％、且将截面收缩率rd1设为80.0～95.0％、且将截面收缩率rd2设为10.0～30.0％，进一步，将f1设为1300以上，可以使上述大直径奥氏体系合金管的显微组织中的奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0以上，并且可以使混晶率为5％以下。f1的优选下限为1350，进一步优选为1370。需要说明的是，f1的数值是将计算得到的数值的小数点后第一位四舍五入。

通过以上制造工序，可以制造外径为170mm以上的大直径奥氏体系合金管。制造的大直径奥氏体系合金管尽管是直径为170mm以上的大直径管，但奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0～7.0，且混晶率为5％以下。进一步，拉伸ys为758mpa以上，压缩ys/拉伸ys为0.85～1.10。因此，即使超声波探伤的检测能力高且具有110ksi级别(758mpa～861mpa)以上的高强度，也能够抑制各向异性。进一步，显微组织实质上为匀晶，因此显示出优异的耐scc性。进一步，尽管晶粒度编号为2.0～7.0，但表面上难以产生瑕疵。

需要说明的是，上述制造方法为一个例子，本实施方式的大直径奥氏体系合金管也可以利用其它制造方法制造。即，只要能够制造具有上述化学组成的奥氏体晶粒的晶粒度编号为2.0～7.0，且混晶率为5％以下，拉伸ys为758mpa以上，压缩ys/拉伸ys为0.85～1.10，外径为170mm以上的本实施方式的大直径奥氏体系合金管，制造方法就没有特别限定。上述制造方法是制造本实施方式的大直径奥氏体系合金管的优选的一个例子。

实施例

以下，通过实施例对本实施方式的大直径奥氏体系合金管的效果进行更加具体的说明。实施例中的条件是为了确认本实施方式的大直径奥氏体系合金管的可行性和效果而采用的一个条件例。因此，本实施方式的大直径奥氏体系合金管并不限定于这一条件例。

[制造方法]

制造具有表1的化学组成的大方坯或铸锭。

[表1]

使用大方坯或铸锭，按照坯料制造工序、管坯制造工序、中间冷加工工序、晶粒微细化工序和最终冷加工工序的顺序实施各工序，制造表2所示的外径尺寸(mm)的奥氏体系合金管。

[表2]

表2

mm：曼内斯曼法

us：热挤压

表2中“坯料制造工序”栏的“坯料”栏的“cc”是指坯料为利用连续铸造法制造的大方坯。“it”是指坯料为铸锭。坯料制造工序中任一试验编号的大方坯的加热温度均设为1270℃，任一试验编号的铸锭的加热温度也均设为1270℃，保持时间设为2.0～5.0小时。对试验编号1～试验编号12、试验编号15～试验编号27的加热后的大方坯和铸锭实施初轧，制造圆坯。各试验编号中由初轧产生的截面收缩率rd0(％)如表2所示。需要说明的是，对试验编号11和12的圆坯实施切削加工，在圆坯的中心轴上形成通孔。

在管坯制造工序中，对坯料制造工序中制造的坯料(圆坯)，利用表2所示的制造方法进行热加工。需要说明的是，任一试验编号中，坯料的加热温度均为1100～1300℃。表2中的“管坯制造工序”栏的“种类”栏的“mm”是指对相应试验编号的坯料利用曼内斯曼法进行热加工。在本实施例的曼内斯曼法中，利用穿孔机进行穿孔轧制来制造管坯。另一方面，“us”是指对相应试验编号的坯料，利用玻璃润滑剂高速挤压法进行热挤压。管坯制造工序的热加工中的截面收缩率rd1如表2所示。

在中间冷加工工序中，对通过管坯制造工序制造的管坯，实施冷加工(冷拔)。各试验编号的中间冷加工工序中的截面收缩率rd2如表2所示。

在晶粒微细化工序中，将各试验编号的管坯在表2所示的加热温度(℃)下加热20分钟，然后水冷。

在最终冷加工工序中，对晶粒微细化工序后的管坯，实施冷加工(冷拔)，从而制造奥氏体系合金管。各试验编号的最终冷加工工序中的截面收缩率rd3如表2所示。

通过以上制造工序，制造试验编号1～27的奥氏体系合金管。从这些奥氏体系合金管的任意位置采集样品，进行公知的成分分析。具体而言，对化学组成中的c、s，基于燃烧-红外线吸收法(jisg1121、jisg1215)进行定量，对n，基于惰性气体熔融-导热率(tcd)法进行定量，对其它元素，基于icp质量分析(jisg1256)进行定量。其结果，各试验编号的奥氏体系合金管的化学组成如表1所示。

[评价试验]

[晶粒度编号测定试验]

在各试验编号的奥氏体系合金管中，将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。而且，在各分区中，在管周方向上以90度间距选定采样位置。从选定的采样位置(4处)的壁厚中央部采集样品。样品的观察面设为垂直于奥氏体系高合金的轴向的截面，观察面的面积设为40mm²。

通过上述方法，在各个分区中采集4个样品，全部分区中采集20个样品。将采集的样品的观察面用kalling腐蚀液进行腐蚀，使表面的晶界显现。观察被腐蚀的观察面，根据astme112求出晶粒度编号。将20个样品中求出的晶粒度编号的平均值定义为各试验编号的奥氏体系合金管中的根据astme112的晶粒度编号。

[混晶率测定试验]

各试验编号的奥氏体系合金管的混晶率用以下方法求出。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。而且，在各分区中，在管周方向上以90度间距选定采样位置。从选定的采样位置(4处)的壁厚中央部采集样品。样品的观察面设为垂直于奥氏体系合金管的轴向的截面，观察面的面积设为40mm²。

通过上述方法，在各个分区中采集4个样品，全部分区中采集20个样品。将采集的样品的观察面用kalling腐蚀液进行腐蚀，使表面的晶界显现。观察被腐蚀的观察面，决定晶粒度编号。此时，在各样品的观察面中，将与具有最大频率的粒度编号的晶粒相差3以上的晶粒度编号的晶粒确定为“异质晶粒”。在观察面中，当异质晶粒的面积率成为20％以上时，认定该样品中产生了“混晶”。

在上述20个样品中，将产生了混晶的样品定义为“混晶样品”。而且，如下式所示，将混晶样品总数(个)相对于样品总数(20个)之比定义为混晶率(％)。

混晶率(％)＝混晶样品的总数/样品总数×100

[拉伸试验]

各试验编号的奥氏体系合金管的拉伸ys用以下方法测定。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。从各分区的壁厚中央部采集拉伸试验片。即，从各试验编号的奥氏体系合金管采集5个拉伸试验片。拉伸试验片具有astme8m-16a所规定的尺寸，具体而言，拉伸试验片的平行部的直径为6mm，平行部的长度为30mm。拉伸试验片的平行部与奥氏体系合金管的轴向(长度方向)平行。使用采集的5个拉伸试验片，根据astme8m-16a，在大气中的室温(25℃)下进行拉伸试验。将得到的5个屈服强度(0.2％条件屈服强度)的平均值定义为利用拉伸试验得到的屈服强度(拉伸ys，单位为mpa)。

[压缩试验]

各试验编号的奥氏体系合金管的压缩ys用以下方法测定。将图2所示的主体区域100沿合金管的轴向5等分。从各分区的壁厚中央部采集压缩试验片。即，从各试验编号的奥氏体系合金管，采集5个压缩试验片。压缩试验片为圆柱状，直径为6.35mm，长度为12.7mm。压缩试验片的长度方向与奥氏体系合金管的轴向(长度方向)平行。对采集的5个压缩试验片，使用instron型的压缩试验机，在大气中、室温(25℃)下根据astme9-09进行压缩试验。将得到的5个屈服强度(0.2％条件屈服强度)的平均值定义为利用压缩试验得到的屈服强度(压缩ys，单位为mpa)。

使用以上的利用拉伸试验和压缩试验得到的拉伸ys和压缩ys，求出各向异性指标an＝压缩ys/拉伸ys。

[超声波探伤检测能力测定试验]

将各试验编号的奥氏体系合金管的主体区域100沿合金管的轴向5等分。从各分区采集合金管的轴向的长度为100mm的圆环状样品。如图3所示，在样品的内周面的轴向中央部上制作沿壁厚方向延伸的人造瑕疵(孔)200。人造瑕疵200的直径为3mm。

使用超声波探伤机，从样品的外表面朝向人造瑕疵输出(入射)超声波，接收由人造瑕疵反射的超声波，作为回波观察。入射的超声波强度设为任一试验编号均相同。

将从各分区采集的样品得到的人造瑕疵的回波的信号强度(共5个)的平均值定义为该奥氏体系合金管的信号强度。

将表1的试验编号1(粒度编号为5.7)的奥氏体系合金管的信号强度定义为100。而且，将由各试验编号的奥氏体系合金管得到的信号强度相对于试验编号1的信号强度之比定义为信号强度比(％)。若信号强度比超过50.0％，则判断为使用超声波探伤的检测能力优异。

[耐scc性评价试验(ssrt试验)]

从各试验编号的奥氏体系合金管的主体区域100的壁厚中央部采集2个拉伸试验片。拉伸试验片相当于nacetm0198(2016)所规定的试验片，平行部的直径为3.81mm，平行部的长度为25.4mm。拉伸试验片的平行部与奥氏体系合金管的轴向(长度方向)平行。

对制作的拉伸试验片，使用慢应变速率试验机(ssrt)，一边将试验片浸渍于25％的nacl溶液，一边在200℃(400°f)、100psi的h2s气体气氛中，以4×10^-6/秒的应变速率进行拉伸试验，求出截面收缩(％)。将各试验编号中采集的拉伸试验片(2个)的截面收缩的平均值定义为该试验编号的截面收缩(％)。进一步，通过目测确认在2个试验片的收缩部上是否产生裂纹(二次裂纹)。当在2个试验片的任一收缩部均未产生裂纹时，认定为无二次裂纹。当在2个试验片中的至少1个以上产生裂纹时，认定为有二次裂纹。在ssrt试验中，当截面收缩为60.0％以上且未观察到二次裂纹时，判断为耐scc性优异。

[试验结果]

表3中示出试验结果。

[表3]

表3

参照表3，试验编号1～10和23～27的奥氏体系合金管中，化学组成合适，制造条件也合适。因此，即使外径为170mm以上，晶粒度编号也为2.0～7.0，混晶率为5％以下。因此，信号强度比为50.0％以上，超声波探伤试验中的检测能力优异。进一步，在ssrt试验中，截面收缩值为60.0％以上，也未产生二次裂纹，耐scc性优异。进而，拉伸ys为758mpa以上。另外，各向异性指标an(＝压缩ys/拉伸ys)为0.85～1.10，能够抑制强度各向异性。进一步，未观察到表面瑕疵。

另一方面，在试验编号11中，管坯制造工序中的截面收缩率rd1过低，中间冷加工工序中的截面收缩率rd2过高。因此，晶粒度编号超过7.0，观察到表面瑕疵。由于中间冷间工序中的截面收缩率rd2过高而在模具中产生烧结，其结果，可以认为产生了表面瑕疵。

在试验编号12中，管坯制造工序中的截面收缩率rd1过低。因此，虽然晶粒度编号在2.0～7.0的范围内，但混晶率超过5％。其结果，在ssrt试验中，截面收缩小于60.0％，且确认到二次裂纹，耐scc性低。

在试验编号13和14中，未实施坯料制造工序，且中间冷加工工序中的截面收缩率rd2低。其结果，晶粒度编号小于2.0，混晶率超过5％。因此，压缩ys/拉伸ys小于0.85，各向异性强。进而，信号强度比小于50.0％，使用超声波探伤的检测能力低。进一步，ssrt试验中截面收缩小于60.0％或产生二次裂纹，耐scc性低。

在试验编号15中，坯料制造工序中的截面收缩率rd0低。因此，晶粒度编号小于2.0，混晶率超过5％。因此，压缩ys/拉伸ys小于0.85，各向异性强。进而，信号强度小于50.0％，使用超声波探伤的检测能力低。进一步，ssrt试验中截面收缩小于60.0％，产生二次裂纹，耐scc性低。

在试验编号16中，管坯制造工序中的截面收缩率rd1低。其结果，晶粒度编号成为小于2.0，且混晶率超过5％。因此，压缩ys/拉伸ys小于0.85，各向异性强。进而，信号强度小于50.0％，使用超声波探伤的检测能力低。进一步，ssrt试验中截面收缩小于60.0％，耐scc性低。另外，拉伸ys小于758mpa。

在试验编号17中，中间冷加工工序中的截面收缩率rd2高。因此，晶粒度编号超过7.0，产生表面瑕疵。

在试验编号18中，中间冷加工工序中的截面收缩率rd2低。因此，晶粒度编号成为小于2.0，混晶率超过5％。因此，压缩ys/拉伸ys小于0.85，强度各向异性强。进而，信号强度小于50.0％，使用超声波探伤的检测能力低。进一步，ssrt试验中截面收缩小于60.0％，耐scc性低。另外，拉伸ys小于758mpa。

在试验编号19中，晶粒微细化工序中的加热温度过高。因此，晶粒度编号成为小于2.0，且拉伸ys小于758mpa。因此，压缩ys/拉伸ys小于0.85，各向异性强。进一步，信号强度小于50.0％，使用超声波探伤的检测能力低。

在试验编号20中，最终冷加工工序中的截面收缩率rd3过高。因此，晶粒度编号超过7.0。其结果，压缩ys/拉伸ys小于0.85，各向异性强。可以认为晶粒沿轴向过度延伸。在试验编号20中，进一步产生表面瑕疵。

在试验编号21中，最终冷加工工序中的截面收缩率rd3过低。因此，拉伸ys小于758mpa。

在试验编号22中，f1不满足式(1)。因此，晶粒度编号小于2.0，混晶率超过5％。其结果，压缩ys/拉伸ys小于0.85，强度各向异性强。进而，信号强度比小于50.0％，使用超声波探伤的检测能力低。进一步，ssrt试验中截面收缩小于60.0％，耐scc性低。另外，拉伸ys小于758mpa。

以上，对本发明的实施方式进行了说明。然而，上述实施方式只不过是用于实施本发明的示例。因此，本发明不限定于上述实施方式，在不脱离其主旨的范围内可以对上述实施方式适宜变更而加以实施。

附图标记说明

11第1管端

12第2管端

100主体区域

110第1管端区域

120第2管端区域