双相不锈钢无缝钢管

摘要

提供一种具有高强度和优异的耐HISC性的双相不锈钢无缝钢管。本公开的双相不锈钢无缝钢管具有说明书中所述的化学组成以及由奥氏体和30～55％的铁素体构成的显微组织。在包含壁厚中央部、T方向和C方向的边长250μm的正方形的观察视野区域中，将是沿T方向延伸的线段且将观察视野区域在C方向上五等分的4个线段定义为线段T1～T4。将是沿C方向延伸的线段且将观察视野区域在T方向上五等分的4个线段定义为线段C1～C4。线段T1～T4与铁素体界面的交点的数量，即交点数NT为65个以上。线段C1～C4与铁素体界面的交点的数量，即交点数NC为50个以上。

权利要求

1.一种双相不锈钢无缝钢管，其以质量％计含有

C：0.030％以下、

Si：0.20～1.00％、Mn：0.10～7.00％、P：0.040％以下、

S：0.0100％以下、Al：0.100％以下、Ni：4.00～9.00％、Cr：20.00～28.00％、Mo：0.50～5.00％、Cu：0.01～4.00％、N：0.050～0.500％、V：0.01～1.50％、W：0～4.000％、

Co：0～2.00％、

Sb：0～0.100％、Sn：0～0.100％、Nb：0～0.100％、Ta：0～0.100％、Ti：0～0.100％、Zr：0～0.100％、Hf：0～0.100％、B：0～0.0200％、和稀土元素：0～0.200％，并含有选自由Ca：0.0001～0.0200％和Mg：0.0001～0.0200％组成的组中的1种以上元素，余量为Fe和杂质；

显微组织由奥氏体和以体积率计为30～55％的铁素体构成；

屈服强度为415MPa以上；

将所述双相不锈钢无缝钢管的管轴方向定义为L方向，将所述双相不锈钢无缝钢管的管径方向定义为T方向，将与所述L方向和所述T方向垂直的方向定义为C方向时，在包含所述双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部且沿所述T方向延伸的边的长度为250μm、沿所述C方向延伸的边的长度为250μm的正方形的观察视野区域中，将沿所述T方向延伸、在所述观察视野区域的所述C方向等间隔地排列并将所述观察视野区域在所述C方向上五等分的4个线段定义为T1～T4，将沿所述C方向延伸、在所述观察视野区域的所述T方向等间隔地排列并将所述观察视野区域在所述T方向上五等分的4个线段定义为C1～C4，将所述观察视野区域中的所述铁素体与所述奥氏体的界面定义为铁素体界面时，所述线段T1～T4与所述铁素体界面的交点的数量、即交点数NT为65个以上，所述线段C1～C4与所述铁素体界面的交点的数量、即交点数NC为50个以上。

2.根据权利要求1所述的双相不锈钢无缝钢管，其含有选自由W：0.001～4.000％、Co：0.01～2.00％、Sb：0.001～0.100％、Sn：0.001～0.100％、Nb：0.001～0.100％、Ta：0.001～0.100％、Ti：0.001～0.100％、Zr：0.001～0.100％、Hf：0.001～0.100％、B：0.0005～0.0200％、和稀土元素：0.001～0.200％组成的组中的1种以上元素。

说明书

双相不锈钢无缝钢管

技术领域

[0001] 本公开涉及一种双相不锈钢钢材，更详细而言，涉及一种双相不锈钢无缝钢管。

背景技术

[0002] 油井、天然气井(以下将油井和天然气井统称为“油井”)有时是含有腐蚀性气体的腐蚀环境。在此，腐蚀性气体是指碳酸气(CO2气体)和/或硫化氢气(H2S气体)。油井中使用的钢材要求在腐蚀环境下的优异的耐腐蚀性。

[0003] 迄今，作为提高钢材耐腐蚀性的方式，已知有提高铬(Cr)含量，在钢材表面形成以Cr氧化物为主体的钝化覆膜的方式。此外，具有铁素体相和奥氏体相的双相组织的双相不锈钢无缝钢管对于在含有氯化物的水溶液中构成问题的点蚀和/或缝隙腐蚀的耐腐蚀性(以下称为“耐点蚀性”)优异。因此，在要求优异的耐腐蚀性的环境下，有时使用双相不锈钢无缝钢管。

[0004] 近年来，在海面下的深井的开发也变得活跃起来。因此，越来越要求双相不锈钢无缝钢管的高强度化。即，要求双相不锈钢无缝钢管兼顾高强度和优异的耐点蚀性。

[0005] 日本特开平5‑132741号公报(专利文献1)、日本特开平9‑195003号公报(专利文献2)、日本特开2014‑043616号公报(专利文献3)和日本特开2016‑003377号公报(专利文献4)提出了具有高强度和优异的耐腐蚀性的双相不锈钢。

[0006] 专利文献1中公开的双相不锈钢具有如下化学组成：以重量％计为C：0.03％以下、Si：1.0％以下、Mn：1.5％以下、P：0.040％以下、S：0.008％以下、sol.Al：0.040％以下、Ni：5.0～9.0％、Cr：23.0～27.0％、Mo：2.0～4.0％、W：大于1.5％且为5.0％以下、N：0.24～
0.32％，余量由Fe和不可避免的杂质组成，PREW(＝Cr+3.3(Mo+0.5W)+16N)为40以上。专利文献1中记载了该双相不锈钢可发挥优异的耐腐蚀性和高强度。

[0007] 专利文献2中公开的双相不锈钢以重量％计含有C：0.12％以下、Si：1％以下、Mn：2％以下、Ni：3～12％、Cr：20～35％、Mo：0.5～10％、W：大于3％且为8％以下、Co：0.01～
2％、Cu：0.1～5％、N：0.05～0.5％，余量为Fe和不可避免的杂质。专利文献2中记载了该双相不锈钢具备更优异的耐腐蚀性且不会使强度下降。

[0008] 专利文献3中公开的双相不锈钢具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.03％以下、Si：0.3％以下、Mn：3.0％以下、P：0.040％以下、S：0.008％以下、Cu：0.2～2.0％、Ni：5.0～6.5％、Cr：23.0～27.0％、Mo：2.5～3.5％、W：1.5～4.0％、N：0.24～0.40％和Al：0.03％以下，余量为Fe和杂质，σ相敏感性指数X(＝2.2Si+0.5Cu+2.0Ni+Cr+4.2Mo+0.2W)为52.0以下，强度指数Y(＝Cr+1.5Mo+10N+3.5W)为40.5以上，耐点蚀性指数PREW(＝Cr+3.3(Mo+0.5W)+16N)为40以上。钢的组织如下：在与轧制方向平行的厚度方向截面上，引出自表层起至深度1mm的与厚度方向平行的直线时，铁素体相与奥氏体相的边界与该直线相交的数量为160以上。专利文献3中记载了该双相不锈钢可高强度化且无损于耐腐蚀性，通过与高加工度的冷加工相结合，可发挥优异的耐氢脆化特性。

[0009] 专利文献4中公开的双相不锈钢具有如下化学组成：以质量％计为C：0.03％以下、Si：0.2～1％、Mn：0.5～2.0％、P：0.040％以下、S：0.010％以下、Sol.Al：0.040％以下、Ni：4％以上且小于6％、Cr：20％以上且小于25％、Mo：2.0～4.0％、N：0.1～0.35％、O：0.003％以下、V：0.05～1.5％、Ca：0.0005～0.02％、B：0.0005～0.02％，余量为Fe和杂质，其金相组织由铁素体相和奥氏体相的双相组织构成，无σ相的析出，且以面积率计铁素体相占金相组
2
织的比例为50％以下，300mm 视野中存在的粒径30μm以上的氧化物个数为15个以下。专利文献4中记载了该双相不锈钢的强度、耐点蚀性和低温韧性优异。

[0010] 现有技术文献

[0011] 专利文献

[0012] 专利文献1：日本特开平5‑132741号公报

[0013] 专利文献2：日本特开平9‑195003号公报

[0014] 专利文献3：日本特开2014‑043616号公报

[0015] 专利文献4：日本特开2016‑003377号公报

发明内容

[0016] 发明要解决的问题

[0017] 但是，设想在土壤中或海洋中使用的双相不锈钢无缝钢管有时出于提高耐腐蚀性的目的，实施阴极防腐。阴极防腐是指通过降低钢材的电位，使钢材对腐蚀钝化。无缝钢管+上实施了阴极防腐的情况下，无缝钢管周围的电子过剩，存在于无缝钢管附近的质子(H)容易变成氢原子(H)或氢分子(H2)。其结果，产生的氢原子、氢分子有时会侵入无缝钢管的内部。

[0018] 另外，作为管线、油井管使用的双相不锈钢无缝钢管根据铺设情况有时会负载自重或外压等应力。在这种情况下，应力会导致无缝钢管中产生新的位错。其结果，负载应力的区域中，无缝钢管中的位错密度会局部升高。另一方面，位错有可能吸藏氢。如上所述，对于实施了阴极防腐的无缝钢管而言，氢容易侵入内部。因此，在实施了阴极防腐的双相不锈钢无缝钢管中，有时会以因应力而生的位错为起点产生氢致裂纹。这种氢致裂纹称为氢致应力裂纹(HISC：Hydrogen Induced Stress Cracking)。这样，设想实施阴极防腐的双相不锈钢无缝钢管不仅要求高屈服强度，还要求优异的耐HISC性。但是，上述专利文献1～4中并未对耐HISC性进行研究。

[0019] 本公开的目的在于提供一种具有高强度和优异的耐HISC性的双相不锈钢无缝钢管。

[0020] 用于解决问题的方案

[0021] 本公开的双相不锈钢无缝钢管以质量％计含有

[0022] C：0.030％以下、

[0023] Si：0.20～1.00％、

[0024] Mn：0.10～7.00％、

[0025] P：0.040％以下、

[0026] S：0.0100％以下、

[0027] Al：0.100％以下、

[0028] Ni：4.00～9.00％、

[0029] Cr：20.00～28.00％、

[0030] Mo：0.50～5.00％、

[0031] Cu：0.01～4.00％、

[0032] N：0.050～0.500％、

[0033] V：0.01～1.50％、

[0034] W：0～4.000％、

[0035] Co：0～2.00％、

[0036] Sb：0～0.100％、

[0037] Sn：0～0.100％、

[0038] Nb：0～0.100％、

[0039] Ta：0～0.100％、

[0040] Ti：0～0.100％、

[0041] Zr：0～0.100％、

[0042] Hf：0～0.100％、

[0043] B：0～0.0200％、和

[0044] 稀土元素：0～0.200％，

[0045] 并含有选自由Ca：0.0001～0.0200％和Mg：0.0001～0.0200％组成的组中的1种以上元素，

[0046] 余量为Fe和杂质；

[0047] 显微组织由奥氏体和以体积率计为30～55％的铁素体构成；

[0048] 屈服强度为415MPa以上；

[0049] 将所述双相不锈钢无缝钢管的管轴方向定义为L方向，将所述双相不锈钢无缝钢管的管径方向定义为T方向，将与所述L方向和所述T方向垂直的方向定义为C方向时，[0050] 在包含所述双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部且沿所述T方向延伸的边的长度为250μm、沿所述C方向延伸的边的长度为250μm的正方形的观察视野区域中，

[0051] 将沿所述T方向延伸、在所述观察视野区域的所述C方向等间隔地排列并将所述观察视野区域在所述C方向上五等分的4个线段定义为T1～T4，

[0052] 将沿所述C方向延伸、在所述观察视野区域的所述T方向等间隔地排列并将所述观察视野区域在所述T方向上五等分的4个线段定义为C1～C4，

[0053] 将所述观察视野区域中的所述铁素体与所述奥氏体的界面定义为铁素体界面时，[0054] 所述线段T1～T4与所述铁素体界面的交点的数量、即交点数NT为65个以上，[0055] 所述线段C1～C4与所述铁素体界面的交点的数量、即交点数NC为50个以上。

[0056] 发明的效果

[0057] 本公开的双相不锈钢无缝钢管具有高强度和优异的耐HISC性。

附图说明

[0058] 图1是与本实施方式的双相不锈钢无缝钢管具有相同化学组成但显微组织不同的双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部的与双相不锈钢无缝钢管的管轴方向垂直的截面中的显微组织示意图。

[0059] 图2是本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部的与双相不锈钢无缝钢管的管轴方向垂直的截面中的显微组织示意图。

[0060] 图3是用图1对本实施方式中的显微组织的分布状态的指标进行说明的示意图。

[0061] 图4是用图2对本实施方式中的显微组织的分布状态的指标进行说明的示意图。

具体实施方式

[0062] 首先，本发明人等认为，只要是具有如下化学组成：以质量％计，含有C：0.030％以下、Si：0.20～1.00％、Mn：0.10～7.00％、P：0.040％以下、S：0.0100％以下、Al：0.100％以下、Ni：4.00～9.00％、Cr：20.00～28.00％、Mo：0.50～5.00％、Cu：0.01～4.00％、N：0.050～0.500％、V：0.01～1.50％、W：0～4.000％、Co：0～2.00％、Sb：0～0.100％、Sn：0～0.100％、Nb：0～0.100％、Ta：0～0.100％、Ti：0～0.100％、Zr：0～0.100％、Hf：0～
0.100％、B：0～0.0200％、和稀土元素：0～0.200％、并含有选自由Ca：0.0001～0.0200％和Mg：0.0001～0.0200％组成的组中的1种以上元素、余量为Fe和杂质的双相不锈钢无缝钢管，就有可能可以兼顾高达415MPa以上的屈服强度和优异的耐HISC性。

[0063] 具有上述化学组成的双相不锈钢无缝钢管的显微组织由铁素体和奥氏体构成。本说明书中“由铁素体和奥氏体构成”是指，除了铁素体和奥氏体以外的其它相少至可以忽略不计。在此，铁素体和奥氏体这两者中，铁素体的屈服强度更高。因此，铁素体的体积率越高，双相不锈钢无缝钢管的屈服强度越高。

[0064] 即，本发明人等想到，为了得到具有高强度的双相不锈钢无缝钢管，或许提高铁素体的体积率就行。为此，本发明人等制造了各种提高了铁素体的体积率的双相不锈钢无缝钢管，并评价了其耐HISC性。结果本发明人等发现，在提高了铁素体的体积率的情况下，有时无缝钢管的耐HISC性下降。

[0065] 为此本发明人等对铁素体与HISC的关系进行了进一步详细研究。结果有了新的发现：HISC容易在铁素体中产生。其具体原因尚不明确，但本发明人等思考如下。在显微组织中，铁素体与奥氏体相比，氢浓度的容许量少。即，铁素体与奥氏体相比，即使是低氢浓度，对应力裂纹的敏感性也高。因此，本发明人等推测，在双相不锈钢无缝钢管负载有应力的情况下，铁素体中容易产生氢致应力裂纹。

[0066] 由此可知，如果提高铁素体的体积率，则双相不锈钢无缝钢管的屈服强度提升；另一方面，双相不锈钢无缝钢管的耐HISC性下降。因此，对双相不锈钢无缝钢管而言，要兼顾415MPa以上的屈服强度和优异的耐HISC性，需要在维持铁素体的体积率的同时，使铁素体中不容易产生HISC。

[0067] 为此本发明人等首先对旨在获得415MPa以上的屈服强度的铁素体的体积率进行了调查和研究。结果发现，使铁素体的体积率为30～55％时，可得到415MPa以上的屈服强度。为此本发明人等接着对维持铁素体的体积率在30～55％的同时使铁素体中不容易产生HISC的方法进行了研究。具体而言，本发明人等关注了双相不锈钢无缝钢管的显微组织中铁素体和奥氏体的分布状态，对其与耐HISC性的关系进行了调查和研究。结果发现，在具有上述化学组成的双相不锈钢无缝钢管中，即使铁素体的体积率为同等程度，也会根据铁素体和奥氏体的分布状态而导致耐HISC性的程度不同。

[0068] 图1和图2是示出具有上述化学组成的双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部的与管轴方向垂直的截面中的显微组织形态的一个例子的示意图。本说明书中，将双相不锈钢无缝钢管的管轴方向定义为L方向，将管径方向定义为T方向，将与L方向和T方向垂直的方向定义为C方向。图1和图2的观察视野区域50中的左右方向相当于C方向。图1和图2的观察视野区域50中的上下方向相当于T方向。图1和图2的观察视野区域50均为C方向长度为250μm、T方向长度为250μm。

[0069] 图1和图2中，阴影区域10为铁素体。白色区域20为奥氏体。图1的观察视野区域50中的铁素体10的体积率和奥氏体20的体积率与图2的观察视野区域50中的铁素体10的体积率和奥氏体20的体积率相比并无太大变化。但是，图1的观察视野区域50中的铁素体10和奥氏体20的分布状态与图2的观察视野区域50中的铁素体10和奥氏体20的分布状态大不相同。

[0070] 具体而言，在图1所示的显微组织中，铁素体10和奥氏体20均沿C方向延伸，铁素体10和奥氏体20在T方向上层叠。另一方面，在图2所示的显微组织中，铁素体10和奥氏体20各自沿随机的方向延伸，铁素体10的数量也多。此外，本发明人等详细研究的结果表明，与具有如图1所示的显微组织的双相不锈钢无缝钢管相比，具有如图2所示的显微组织的双相不锈钢无缝钢管更表现出优异的耐HISC性。

[0071] 这样，在无缝钢管的显微组织中，铁素体和奥氏体的分布状态不同时，耐HISC性可能也不同。为此本发明人等对无缝钢管的显微组织中铁素体和奥氏体的分布状态的指标进行了各种研究。具体而言，本发明人等关注了铁素体与奥氏体的界面的个数，研究将其作为无缝钢管的显微组织中铁素体和奥氏体的分布状态的指标。对于这一点，用附图进行详细说明。

[0072] 图3和图4是用图1和图2对本实施方式中的显微组织的分布状态的指标进行说明的示意图。参照图3和图4，观察视野区域50包含铁素体10和奥氏体20。在此，将铁素体10与奥氏体20的界面定义为“铁素体界面”。需要说明的是，铁素体10和奥氏体20在显微镜观察中的对比度不同，因此，本领域技术人员可以容易地确定。

[0073] 图3和图4中的线段T1～T4是沿T方向延伸、并在观察视野区域50的C方向等间隔地排列、将观察视野区域50在C方向上五等分的线段。将线段T1～T4与观察视野区域50内的铁素体界面的交点(在图3和图4中为“●”标记)的数量定义为交点数NT(个)。图3和图4中的线段C1～C4是沿C方向延伸、并在观察视野区域50的T方向等间隔地排列、将观察视野区域50在T方向上五等分的线段。将线段C1～C4与观察视野区域50内的铁素体界面的交点(在图3和图4中为“◇”标记)的数量定义为交点数NC(个)。

[0074] 具体而言，参照图3，在如图1所示的显微组织中，在250μm×250μm的观察视野区域50中，T方向的交点数NT为89个，C方向的交点数NC为14个。此外，参照图4，在如图2所示的显微组织中，在250μm×250μm的观察视野区域50中，T方向的交点数NT为86个，C方向的交点数NC为53个。这样，对比图3和图4可知，T方向的交点数NT为同等程度，但另一方面，C方向的交点数NC大不相同。这样，可以认为，或许可以根据T方向的交点数NT(个)和C方向的交点数NC(个)来判断无缝钢管的显微组织中铁素体和奥氏体的分布状态。

[0075] 接着本发明人等对具有上述化学组成且铁素体的体积率为30～55％的双相不锈钢无缝钢管，用后述的方法评价了耐HISC性。其结果表明，对于具有上述化学组成且铁素体的体积率为30～55％的双相不锈钢无缝钢管，在250μm×250μm的观察视野区域中，T方向的交点数NT为65个以上且C方向的交点数NC为50个以上时，无缝钢管的耐HISC性显著提高。

[0076] 其具体原因尚不明确。但是，本发明人等思考如下。如上所述，对于铁素体而言，即使是低氢浓度也有可能容易产生氢致应力裂纹。此外，可以认为铁素体颗粒越大，铁素体中的氢原子越容易积聚形成氢分子。在这种情况下，铁素体中的氢浓度升高，容易产生氢致应力裂纹。即，无缝钢管的耐HISC性下降。另一方面，T方向的交点数NT和C方向的交点数NC多的情况下，无缝钢管的显微组织中，很有可能铁素体颗粒在整体上是小的。其结果，或许可以认为铁素体中的氢积聚降低，无缝钢管的耐HISC性提升。需要说明的是，也存在由该机制以外的其它机制使得无缝钢管的耐HISC性提高的可能性。但是，后述的实施例已经证明了具有上述化学组成且铁素体的体积率为30～55％、在250μm×250μm的观察视野区域中T方向的交点数NT为65个以上且C方向的交点数NC为50个以上的双相不锈钢无缝钢管可以兼顾415MPa以上的屈服强度和优异的耐HISC性。

[0077] 基于以上认知完成的本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的主要内容如下。

[0078] [1]一种双相不锈钢无缝钢管，

[0079] 其以质量％计，含有

[0080] C：0.030％以下、

[0081] Si：0.20～1.00％、

[0082] Mn：0.10～7.00％、

[0083] P：0.040％以下、

[0084] S：0.0100％以下、

[0085] Al：0.100％以下、

[0086] Ni：4.00～9.00％、

[0087] Cr：20.00～28.00％、

[0088] Mo：0.50～5.00％、

[0089] Cu：0.01～4.00％、

[0090] N：0.050～0.500％、

[0091] V：0.01～1.50％、

[0092] W：0～4.000％、

[0093] Co：0～2.00％、

[0094] Sb：0～0.100％、

[0095] Sn：0～0.100％、

[0096] Nb：0～0.100％、

[0097] Ta：0～0.100％、

[0098] Ti：0～0.100％、

[0099] Zr：0～0.100％、

[0100] Hf：0～0.100％、

[0101] B：0～0.0200％、和

[0102] 稀土元素：0～0.200％，

[0103] 并含有选自由Ca：0.0001～0.0200％和Mg：0.0001～0.0200％组成的组中的1种以上元素，

[0104] 余量为Fe和杂质；

[0105] 显微组织由奥氏体和以体积率计为30～55％的铁素体构成；

[0106] 屈服强度为415MPa以上；

[0107] 将所述双相不锈钢无缝钢管的管轴方向定义为L方向，将所述双相不锈钢无缝钢管的管径方向定义为T方向，将与所述L方向和所述T方向垂直的方向定义为C方向时，[0108] 在包含所述双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部且沿所述T方向延伸的边的长度为250μm、沿所述C方向延伸的边的长度为250μm的正方形的观察视野区域中，

[0109] 将沿所述T方向延伸、在所述观察视野区域的所述C方向等间隔地排列并将所述观察视野区域在所述C方向上五等分的4个线段定义为T1～T4，

[0110] 将沿所述C方向延伸、在所述观察视野区域的所述T方向等间隔地排列并将所述观察视野区域在所述T方向上五等分的4个线段定义为C1～C4，

[0111] 将所述观察视野区域中的所述铁素体与所述奥氏体的界面定义为铁素体界面时，[0112] 所述线段T1～T4与所述铁素体界面的交点的数量、即交点数NT为65个以上，[0113] 所述线段C1～C4与所述铁素体界面的交点的数量、即交点数NC为50个以上。

[0114] [2]根据[1]所述的双相不锈钢无缝钢管，其含有选自由

[0115] W：0.001～4.000％、

[0116] Co：0.01～2.00％、

[0117] Sb：0.001～0.100％、

[0118] Sn：0.001～0.100％、

[0119] Nb：0.001～0.100％、

[0120] Ta：0.001～0.100％、

[0121] Ti：0.001～0.100％、

[0122] Zr：0.001～0.100％、

[0123] Hf：0.001～0.100％、

[0124] B：0.0005～0.0200％、和

[0125] 稀土元素：0.001～0.200％组成的组中的1种以上元素。

[0126] 以下详述本实施方式的双相不锈钢无缝钢管。只要没有特别说明，涉及元素的“％”表示质量％。

[0127] [化学组成]

[0128] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管含有以下元素。

[0129] C：0.030％以下

[0130] 碳(C)不可避免含有。即，C含量的下限大于0％。C会在晶界上形成Cr碳化物，提高晶界处的腐蚀敏感性。因此，C含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的耐HISC性也会下降。因此，C含量为0.030％以下。C含量的优选的上限为0.028％，进一步优选为0.025％。C含量优选尽可能低。但是，C含量的极端降低会大幅提高生产成本。因此，考虑工业生产的情况下，C含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.005％。

[0131] Si：0.20～1.00％

[0132] 硅(Si)会使钢脱氧。Si含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Si含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的韧性和热加工性也会下降。因此，Si含量为0.20～1.00％。Si含量的优选的下限为0.25％，进一步优选为0.30％。Si含量的优选的上限为0.80％，进一步优选为0.60％。

[0133] Mn：0.10～7.00％

[0134] 锰(Mn)会使钢脱氧，使钢脱硫。Mn还会提高钢材的热加工性。Mn含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Mn含量过高时，Mn会与P和S等杂质一起偏析于晶界。在这种情况下，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，高温环境下的钢材的耐腐蚀性也会下降。因此，Mn含量为0.10～7.00％。Mn含量的优选的下限为0.30％，进一步优选为0.50％，进一步优选为0.70％，进一步优选为0.90％，进一步优选为1.00％。Mn含量的优选的上限为6.50％，进一步优选为6.20％。

[0135] P：0.040％以下

[0136] 磷(P)是杂质。即，P含量的下限大于0％。P会偏析于晶界，使钢材的韧性下降。因此，P含量为0.040％以下。P含量的优选的上限为0.035％，进一步优选为0.030％。P含量优选尽可能低。但是，P含量的极端降低会大幅提高生产成本。因此，考虑工业生产的情况下，P含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.003％。

[0137] S：0.0100％以下

[0138] 硫(S)是杂质。即，S含量的下限大于0％。S会偏析于晶界，使钢材的韧性和热加工性下降。因此，S含量为0.0100％以下。S含量的优选的上限为0.0085％，进一步优选为0.0030％。S含量优选尽可能低。但是，S含量的极端降低会大幅提高生产成本。因此，考虑工业生产的情况下，S含量的优选的下限为0.0001％，进一步优选为0.0002％。

[0139] Al：0.100％以下

[0140] 铝(Al)不可避免含有。即，Al含量的下限大于0％。Al会使钢脱氧。另一方面，Al含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会生成粗大的氧化物系夹杂物，钢材的韧性下降。因此，Al含量为0.100％以下。Al含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。Al含量的优选的上限为0.090％，进一步优选为0.085％。需要说明的是，本说明书所述Al含量为“酸溶Al”，即表示sol.Al的含量。

[0141] Ni：4.00～9.00％

[0142] 镍(Ni)是使钢材中的奥氏体稳定的元素。即，Ni是为了获得稳定的铁素体和奥氏体的双相组织所需要的元素。Ni还会提高钢材在高温环境下的耐腐蚀性。Ni含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。Ni含量过低时，铁素体的体积率还会变得过高，钢材的耐HISC性下降。另一方面，Ni含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，奥氏体的体积率也会变得过高，钢材的强度下降。因此，Ni含量为4.00～9.00％。Ni含量的优选的下限为4.20％，进一步优选为4.25％，进一步优选为4.30％，进一步优选为4.40％，进一步优选为4.50％。Ni含量的优选的上限为8.50％，进一步优选为8.00％，进一步优选为7.50％，进一步优选为7.00％，进一步优选为6.75％。

[0143] Cr：20.00～28.00％

[0144] 铬(Cr)会提高钢材在高温环境下的耐腐蚀性。具体而言，Cr会以氧化物的形式在钢材的表面形成钝化覆膜。其结果，钢材的耐腐蚀性提升。Cr还是提高钢材中铁素体的体积率的元素。通过提高铁素体的体积率，钢材的耐腐蚀性变得稳定。Cr含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Cr含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，铁素体的体积率也会变得过高，钢材的耐HISC性下降。因此，Cr含量为20.00～28.00％。Cr含量的优选的下限为21.00％，进一步优选为22.00％，进一步优选为24.00％。Cr含量的优选的上限为27.50％，进一步优选为27.00％，进一步优选为26.50％。

[0145] Mo：0.50～5.00％

[0146] 钼(Mo)会提高钢材在高温环境下的耐腐蚀性。Mo含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Mo含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会下降。因此，Mo含量为0.50～5.00％。Mo含量的优选的下限为0.60％，进一步优选为0.70％，进一步优选为0.80％。Mo含量的优选的上限为4.80％，进一步优选为4.60％，进一步优选为4.30％。从进一步提高耐腐蚀性的角度出发，Mo含量的进一步优选的下限大于2.00％，进一步优选为2.20％，进一步优选为
2.50％，进一步优选为2.80％。从降低生产成本的角度出发，Mo含量的进一步优选的上限为
2.00％以下，进一步优选小于2.00％，进一步优选为1.85％，进一步优选为1.50％。

[0147] Cu：0.01～4.00％

[0148] 铜(Cu)会提高钢材在高温环境下的耐腐蚀性。Cu含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，Cu含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的热加工性也会下降。因此，Cu含量为0.01～4.00％。Cu含量的优选的下限为0.05％，进一步优选为0.10％，进一步优选为0.30％，进一步优选为
0.50％，进一步优选为1.00％。Cu含量的优选的上限为3.90％，进一步优选为3.75％，进一步优选为3.50％。

[0149] N：0.050～0.500％

[0150] 氮(N)是使钢材中的奥氏体稳定的元素。即，N是为了获得稳定的铁素体和奥氏体的双相组织所需要的元素。N还会提高钢材的耐腐蚀性。N含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，N含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的韧性和热加工性也会下降。因此，N含量为0.050～0.500％。N含量的优选的下限为0.075％，进一步优选为0.100％，进一步优选为0.150％。N含量的优选的上限为0.400％，进一步优选为0.350％。

[0151] V：0.01～1.50％

[0152] 钒(V)会形成碳氮化物，提高钢材的强度。V含量过低时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也无法充分获得上述效果。另一方面，V含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，V含量为0.01～1.50％。V含量的优选的下限为0.02％，进一步优选为0.03％，进一步优选为0.05％。V含量的优选的上限为1.20％，进一步优选为1.00％。

[0153] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的化学组成含有选自由Ca和Mg组成的组中的1种以上元素。即，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的化学组成可以含有Ca和Mg中的一者，也可以含有这两者。总之，Ca和Mg的任意一者的含量可以是0％。这些元素均会提高钢材的热加工性。

[0154] Ca：0.0001～0.0200％

[0155] 钙(Ca)会以硫化物的形式固定钢材中的S而使其无害化，提高钢材的热加工性。另一方面，Ca含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材中的氧化物也会粗大化，钢材的韧性下降。因此，含有的情况下，Ca含量为0.0001～0.0200％。为了更有效地获得上述效果，Ca含量的优选的下限为0.0003％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0008％，进一步优选为0.0010％。Ca含量的优选的上限为0.0180％，进一步优选为
0.0150％。

[0156] Mg：0.0001～0.0200％

[0157] 镁(Mg)会以硫化物的形式固定钢材中的S而使其无害化，提高钢材的热加工性。另一方面，Mg含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材中的氧化物也会粗大化，钢材的韧性下降。因此，含有的情况下，Mg含量为0.0001～0.0200％。为了更有效地获得上述效果，Mg含量的优选的下限为0.0003％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0008％，进一步优选为0.0010％。Mg含量的优选的上限为0.0180％，进一步优选为
0.0150％。

[0158] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的化学组成的余量为Fe和杂质。在此，化学组成中的杂质是指在工业上制造双相不锈钢无缝钢管时，从作为原料的矿石、废料或从制造环境等混入的物质，是在对本实施方式的双相不锈钢无缝钢管无不良影响的范围内允许存在的物质。

[0159] [任选元素]

[0160] [第1组任选元素]

[0161] 上述双相不锈钢无缝钢管的化学组成可以进一步含有W来代替一部分Fe。

[0162] W：0～4.000％

[0163] 钨(W)为任选元素，可以不含。即，W含量可以是0％。含有的情况下，W会形成碳氮化物，提高钢材的强度。W只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，W含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，W含量为0～4.000％。W含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％，进一步优选为0.003％，进一步优选为0.005％。W含量的优选的上限为3.750％，进一步优选为3.500％，进一步优选为3.250％。W含量的优选的上限为3.500％，进一步优选为3.000％，进一步优选为2.000％，进一步优选为1.000％，进一步优选为
0.200％。从进一步提高强度的角度出发，W含量的进一步优选的下限大于0.200％，进一步优选为0.250％，进一步优选为0.500％，进一步优选为0.750％，进一步优选为1.000％，进一步优选为1.500％。从降低生产成本的角度出发，W含量的进一步优选的上限为0.200％，进一步优选为0.190％，进一步优选为0.180％，进一步优选为0.150％。

[0164] [第2组任选元素]

[0165] 上述双相不锈钢无缝钢管的化学组成可以进一步含有选自由Co、Sb和Sn组成的组中的1种以上元素来代替一部分Fe。这些元素均为任选元素，会提高钢材的耐腐蚀性。

[0166] Co：0～2.00％

[0167] 钴(Co)为任选元素，可以不含。即，Co含量可以是0％。含有的情况下，Co会在钢材的表面形成覆膜，提高钢材的耐腐蚀性。Co还会提高钢材的淬火性，使钢材的强度稳定。Co只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Co含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，生产成本也会极大增加。因此，Co含量为0～2.00％。Co含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.01％，进一步优选为0.05％。Co含量的优选的上限为1.80％，进一步优选为1.60％，进一步优选为1.50％。

[0168] Sb：0～0.100％

[0169] 锑(Sb)为任选元素，可以不含。即，Sb含量可以是0％。含有的情况下，Sb会提高钢材的耐腐蚀性。Sb只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Sb含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，生产成本也会极大增加。因此，Sb含量为0～0.100％。Sb含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Sb含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0170] Sn：0～0.100％

[0171] 锡(Sn)为任选元素，可以不含。即，Sn含量可以是0％。含有的情况下，Sn会提高钢材的耐腐蚀性。Sn只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Sn含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，生产成本也会极大增加。因此，Sn含量为0～0.100％。Sn含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Sn含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0172] [第3组任选元素]

[0173] 上述双相不锈钢无缝钢管的化学组成可以进一步含有选自由Nb、Ta、Ti、Zr和Hf组成的组中的1种以上元素来代替一部分Fe。这些元素均为任选元素，可提高钢材的强度。

[0174] Nb：0～0.100％

[0175] 铌(Nb)为任选元素，可以不含。即，Nb含量可以是0％。含有的情况下，Nb会形成碳氮化物，提高钢材的强度。Nb只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Nb含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，Nb含量为0～0.100％。Nb含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Nb含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0176] Ta：0～0.100％

[0177] 钽(Ta)为任选元素，可以不含。即，Ta含量可以是0％。含有的情况下，Ta会形成碳氮化物，提高钢材的强度。Ta只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Ta含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，Ta含量为0～0.100％。Ta含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Ta含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0178] Ti：0～0.100％

[0179] 钛(Ti)为任选元素，可以不含。即，Ti含量可以是0％。含有的情况下，Ti会形成碳氮化物，提高钢材的强度。Ti只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Ti含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，Ti含量为0～0.100％。Ti含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Ti含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0180] Zr：0～0.100％

[0181] 锆(Zr)为任选元素，可以不含。即，Zr含量可以是0％。含有的情况下，Zr会形成碳氮化物，提高钢材的强度。Zr只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Zr含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，Zr含量为0～0.100％。Zr含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Zr含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0182] Hf：0～0.100％

[0183] 铪(Hf)为任选元素，可以不含。即，Hf含量可以是0％。含有的情况下，Hf会形成碳氮化物，提高钢材的强度。Hf只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，Hf含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材的强度也会变得过高，钢材的韧性下降。因此，Hf含量为0～0.100％。Hf含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.002％。Hf含量的优选的上限为0.080％，进一步优选为0.070％。

[0184] [第4组任选元素]

[0185] 上述双相不锈钢无缝钢管的化学组成可以进一步含有选自由B和稀土元素组成的组中的1种以上元素来代替一部分Fe。这些元素均为任选元素，可提高钢材的热加工性。

[0186] B：0～0.0200％

[0187] 硼(B)为任选元素，可以不含。即，B含量可以是0％。含有的情况下，B会抑制钢材中的S偏析于晶界，提高钢材的热加工性。B只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，B含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，也会生成硼氮化物(BN)，钢材的韧性下降。因此，B含量为0～0.0200％。B含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.0005％，进一步优选为0.0010％，进一步优选为0.0015％，进一步优选为0.0020％。B含量的优选的上限为0.0180％，进一步优选为0.0150％，进一步优选为0.0100％。

[0188] 稀土元素：0～0.200％

[0189] 稀土元素(REM)为任选元素，可以不含。即，REM含量可以是0％。含有的情况下，REM会以硫化物的形式固定钢材中的S而使其无害化，提高钢材的热加工性。REM只要少量含有，就可以在一定程度上获得上述效果。但是，REM含量过高时，即使其它元素含量在本实施方式的范围内，钢材中的氧化物也会粗大化，钢材的韧性下降。因此，REM含量为0～0.200％。REM含量的优选的下限大于0％，进一步优选为0.001％，进一步优选为0.005％，进一步优选为0.010％。REM含量的优选的上限为0.180％，进一步优选为0.150％，进一步优选为
0.120％，进一步优选为0.100％。

[0190] 需要说明的是，本说明书中的REM指的是选自由原子序号为21号的钪(Sc)、原子序号为39号的钇(Y)和镧系的原子序号为57号的镧(La)～原子序号为71号的镥(Lu)组成的组中的1种以上元素。本说明书中的REM含量指的是这些元素的总含量。

[0191] [显微组织]

[0192] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织由铁素体和奥氏体构成。本说明书中，“由铁素体和奥氏体构成”是指铁素体和奥氏体以外的其它相少至可以忽略不计。例如，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中的析出物、夹杂物的体积率与铁素体和奥氏体的体积率相比，低至可以忽略不计。即，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中除了铁素体和奥氏体以外，可以包含微量的析出物、夹杂物等。

[0193] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中，铁素体的体积率为30～55％。铁素体的体积率过低时，无缝钢管的屈服强度下降。另一方面，铁素体的体积率过高时，无缝钢管的耐HISC性下降。因此，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中，铁素体的体积率为30～55％。铁素体的体积率的优选的下限为32％，进一步优选为35％。铁素体的体积率的优选的上限为54％，进一步优选为52％。

[0194] 本实施方式中，双相不锈钢无缝钢管的铁素体的体积率可以通过以下方法求出。由本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部制作显微组织观察用的试验片。显微组织观察在与双相不锈钢无缝钢管的管轴方向(L方向)垂直的截面上实施。具体而言，由双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部，制作具有包含管径方向(T方向)、与L方向和T方向垂直的方向(C方向)在内的观察面的试验片。需要说明的是，试验片的大小并不特别限定，只要可以获得C方向：5mm×T方向：5mm的观察面即可。以观察面的T方向上的中央位置与双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部大致一致的方式，制作试验片。对所制作的试验片的观察面进行镜面抛光。将镜面抛光后的观察面在7％氢氧化钾腐蚀液中电解腐蚀，进行组织暴露。对组织暴露的观察面用光学显微镜观察10个视野。观察视野区域的面积并不特别限定，例如为
4 2
6.25×10μm(倍率400倍)。

[0195] 在各视野中，由对比度确定铁素体和奥氏体。求出所确定的铁素体和奥氏体的面积率。求出所确定的铁素体和奥氏体的面积率的方法并不特别限定，可以是公知的方法。例如，可以通过图像解析来求出。本实施方式中，将全部视野求出的铁素体的面积率的算术平均值定义为铁素体的体积率(％)。

[0196] 如上所述，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中有时除了铁素体和奥氏体以外还包含析出物、夹杂物等。但是，如上所述，析出物、夹杂物等的体积率与铁素体和奥氏体的体积率相比，低至可以忽略不计。因此，本说明书中，通过上述方法计算出铁素体和奥氏体的总体积率的情况下，析出物、夹杂物等的体积率可忽略。

[0197] [铁素体界面的交点数]

[0198] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织还如图4所示，在250μm×250μm的观察视野区域50中，T方向的交点数NT为65个以上，且C方向的交点数NC为50个以上。本实施方式中，双相不锈钢无缝钢管的显微组织的250μm×250μm观察视野区域中T方向的交点数NT(个)与C方向的交点数NC(个)可以通过以下方法观察。

[0199] 与上述求出铁素体的体积率的方法同样地，由双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部制作具有包含T方向和C方向的观察面的显微组织观察用的试验片。如上所述，以具有C方向：5mm×T方向：5mm的观察面、观察面的T方向上的中央位置与双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部大致一致的方式，制作试验片。对所制作的试验片的观察面进行镜面抛光。将镜面抛光后的观察面在7％氢氧化钾腐蚀液中电解腐蚀，进行组织暴露。对组织暴露的观察面用光4 2
学显微镜观察10个视野。观察视野区域的面积为250μm×250μm＝6.25×10μm (倍率400倍)。

[0200] 图3和图4是用图1和图2对本实施方式中的显微组织的分布状态的指标进行说明的示意图。图1～图4中，示出了包含本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部、C方向和T方向在内的边长250μm的截面的显微组织的示意图。参照图4，在包含双相不锈钢无缝钢管的壁厚中央部的C方向(与管轴方向和管径方向垂直的方向)和T方向(管径方向)的截面中，将沿C方向延伸的边的长度为250μm、沿T方向延伸的边的长度为250μm的正方形的区域作为观察视野区域50。图3中，观察视野区域50中包含铁素体10(图中阴影区域)和奥氏体20(图中白色区域)。蚀刻后的实际的观察视野区域50中，如上所述，只要是本领域技术人员，就可以通过对比度来辨别铁素体和奥氏体。

[0201] 观察视野区域50中，如图4所示，将沿T方向延伸且在观察视野区域50的C方向等间隔地排列并将观察视野区域50在C方向上五等分的线段定义为线段T1～T4。并且，将线段T1～T4与观察视野区域50内的铁素体界面的交点(图4中为“●”标记)的数量定义为交点数NT(个)。此外，将沿C方向延伸且在观察视野区域50的T方向等间隔地排列并将观察视野区域50在T方向上五等分的线段定义为线段C1～C4。并且，将线段C1～C4与观察视野区域50内的铁素体界面的交点(图4中为“◇”标记)的数量定义为交点数NC(个)。

[0202] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的显微组织在上述观察视野区域50中，交点数NT为65个以上，且交点数NC为50个以上。在这种情况下，双相不锈钢无缝钢管可以兼顾415MPa以上的屈服强度和优异的耐HISC性。

[0203] T方向的交点数NT的优选的下限为80个，进一步优选为100个，进一步优选为120个，进一步优选为130个。交点数NT的上限并不特别限定，例如为500个。C方向的交点数NC的优选的下限为60个，进一步优选为70个，进一步优选为80个，进一步优选为100个。交点数NC的上限并不特别限定，例如为300个。

[0204] 本说明书中，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的交点数NT是指，在通过上述方法采集的试验片的观察面中，由任意10个部位的观察视野区域分别得到的交点数NT的算术平均值。另外，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的交点数NC是指，在通过上述方法采集的试验片的观察面中，由任意10个部位的观察视野区域分别得到的交点数NC的算术平均值。

[0205] [屈服强度]

[0206] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的屈服强度为415MPa以上。本实施方式的双相不锈钢无缝钢管通过具有上述化学组成和显微组织，即使屈服强度为415MPa以上，也具有优异的耐HISC性。

[0207] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的屈服强度的优选的下限为430MPa，进一步优选为450MPa。需要说明的是，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的屈服强度的上限并不特别限定，例如为965MPa。

[0208] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的屈服强度可以通过以下方法求出。具体而言，进行基于ASTM E8/E8M(2013)的拉伸试验。由本实施方式的无缝钢管的壁厚中央部制作圆棒试验片。圆棒试验片的大小为例如平行部直径6mm、平行部长度30mm。需要说明的是，圆棒试验片的轴向与无缝钢管的管轴方向(L方向)平行。用圆棒试验片，在常温(25℃)、大气下实施拉伸试验。将通过按以上条件实施的拉伸试验得到的0.2％条件屈服强度定义为屈服强度(MPa)。

[0209] [耐HISC性]

[0210] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管通过具有上述化学组成和上述显微组织，具有优异的耐HISC性。本实施方式中，优异的耐HISC性如下定义。

[0211] 由本实施方式的无缝钢管的壁厚中央部制作耐HISC性试验用的V缺口试验片。V缺口试验片的形状并不特别限定。具体而言，V缺口试验片为例如平行部的截面为一边长7.5mm的矩形，平行部的长度为25.4mm。在此，V缺口试验片的长度方向与无缝钢管的管轴方向平行。在V缺口试验片的平行部的长度方向的中央位置(即，平行部长度25.4mm的中央位置)，在相当于无缝钢管的表面侧的位置上形成V缺口。V缺口的朝向与无缝钢管的管径方向平行，角度为45°、深度为1.5mm。

[0212] 对所制作的V缺口试验片实施预充电。具体而言，将3.5重量％的氯化钠水溶液加热至80℃，制成预充电用的试验溶液。将上述V缺口试验片和参比电极浸渍在预充电用的试验溶液中。需要说明的是，本实施方式中，作为参比电极，使用饱和甘汞电极。对V缺口试验片施加‑1050mV的电位，保持30天。

[0213] 对预充电后的V缺口试验片实施HISC试验。具体而言，使预充电后的V缺口试验片的长度方向上负载相当于实际屈服应力的85％的应力。将3.5重量％的氯化钠水溶液保持在4℃，作为HISC试验用的试验溶液。将负载了应力的V缺口试验片和参比电极(饱和甘汞电极)浸渍在HISC试验用的试验溶液中。对V缺口试验片施加‑1050mV的电位，保持30天。

[0214] 对于以上试验的结果，保持30天后的V缺口试验片上未观察到裂纹时，在本实施方式中判断为具有优异的耐HISC性。需要说明的是，本说明书中“未观察到裂纹”是指，以肉眼和倍率为10倍的投影机观察试验后的V缺口试验片，结果在V缺口试验片上未观察到裂纹。

[0215] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管优选C方向的交点数NC为100个以上。在这种情况下，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管具有更优异的耐HISC性。本实施方式中，更优异的耐HISC性如下定义。

[0216] 实施除了V缺口试验片上负载的应力改为相当于实际屈服应力的93％的应力以外与上述耐HISC性试验相同的试验。对于以上试验的结果，保持30天后的V缺口试验片上未观察到裂纹时，在本实施方式中判断为具有更优异的耐HISC性。需要说明的是，本说明书中”未观察到裂纹”是指，以肉眼和倍率为10倍的投影机观察试验后的V缺口试验片，结果在V缺口试验片上未观察到裂纹。

[0217] [制造方法]

[0218] 对具有上述构成的本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的制造方法的一个例子进行说明。需要说明的是，本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的制造方法不限于以下说明的制造方法。

[0219] 本实施方式的双相不锈钢无缝钢管的制造方法的一个例子包括：准备坯料的工序(坯料准备工序)、对坯料进行热加工制造管坯的工序(热加工工序)和实施固溶处理制造无缝钢管的工序(固溶处理工序)。以下对各制造工序进行详述。

[0220] [坯料准备工序]

[0221] 坯料准备工序中，准备具有上述化学组成的坯料。坯料可以通过制造来准备，也可以通过从第三方购买来准备。即，准备坯料的方法并不特别限定。

[0222] 制造坯料的情况下，例如按如下方法制造。制造具有上述化学组成的钢水。用钢水通过连铸法制造铸坯(板坯、大方坯或小方坯)。也可以用钢水通过铸锭法制造钢锭(铸锭)。也可以根据需要，对板坯、大方坯或铸锭进行初轧，制造小方坯。通过以上工序制造坯料。

[0223] [热加工工序]

[0224] 热加工工序中，对所准备的坯料实施热加工，制造管坯。首先，用加热炉加热坯料。加热温度并不特别限定，例如为1000～1300℃。对从加热炉取出的坯料实施热加工。本实施方式中，热加工只要满足后述的条件，并不特别限定。热加工可以是热轧，也可以是热挤压。
实施热轧作为热加工的情况下，例如可以实施曼内斯曼法制造管坯。实施曼内斯曼法的情况下，用穿孔机对坯料(圆坯)进行穿孔轧制。穿孔轧制的情况下，穿孔比并不特别限定，例如为1.0～4.0。穿孔轧制后的中空圆坯再通过芯棒式无缝管轧机、减径机、定径轧机等实施热轧，制造管坯。

[0225] 实施热挤压作为热加工的情况下，例如可以实施玻璃润滑剂高速挤压法或爱氏冲管法来制造管坯。需要说明的是，热加工可以仅实施1次，也可以实施多次。例如，可以在对坯料实施上述穿孔轧制后，实施上述热挤压。

[0226] 优选本实施方式的热加工工序中，加工时间为15分钟以下。加工时间(分钟)是指坯料从加热炉取出之后至最终热加工结束为止的时间。如果加工时间过长，铁素体和奥氏体会变得粗大。其结果，所制造的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中，C方向的与铁素体界面的交点数NC下降。另一方面，如果加工时间短，则可以抑制铁素体和奥氏体的粗大化。其结果，所制造的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中，C方向的与铁素体界面的交点数NC变大。

[0227] 因此，本实施方式中，加工时间优选为15分钟以下。进一步优选的加工时间的上限为14分钟，进一步优选为13分钟。加工时间的下限并不特别限定，例如为5分钟。

[0228] 优选本实施方式的热加工工序中，由热加工引起的截面减少率R为30％以上。截面减少率R通过下式(A)定义。

[0229] R＝{1‑(热加工后的管坯的与管轴方向垂直的截面面积/热加工前的坯料的与轴向垂直的截面面积)}×100(A)

[0230] 需要说明的是，式(A)中的“热加工后的管坯”是指最终热加工结束后的管坯。式(A)中的“热加工前的坯料”是指实施热加工前的坯料。即，本实施方式的热加工工序中，用因热加工而发生变化的坯料的与轴向垂直的截面面积来定义截面减少率R。

[0231] 如果热加工工序中的截面减少率R大，则加工时施加对管径方向(T方向)的剪切力，可以使所制造的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中铁素体为细颗粒。其结果，所制造的双相不锈钢无缝钢管的显微组织中，T方向的与铁素体界面的交点数NT变大。

[0232] 因此，本实施方式的热加工工序中，截面减少率R优选为30％以上。进一步优选的截面减少率R的下限为33％，进一步优选为35％，进一步优选为38％。本实施方式中，截面减少率R的上限并不特别限定，例如为80％。

[0233] [固溶处理工序]

[0234] 固溶处理工序中，对经上述热加工工序制造的管坯实施固溶处理。固溶处理的方法并不特别限定，可以是公知的方法。例如，将管坯装入热处理炉，以所期望的温度保持后，进行骤冷。需要说明的是，将管坯装入热处理炉，以所期望的温度保持后，进行骤冷实施固溶处理的情况下，实施固溶处理的温度(固溶温度)是指用于实施固溶处理的热处理炉的温度(℃)。另外，在这种情况下，实施固溶处理的时间(固溶时间)是指管坯在固溶温度下保持的时间。

[0235] 优选本实施方式的固溶处理工序中的固溶温度为900～1200℃。固溶温度过低时，有时在固溶处理后的无缝钢管中残存有析出物(例如，金属间化合物σ相等)。在这种情况下，无缝钢管的耐腐蚀性下降。固溶温度过低时，有时还会导致固溶处理后的无缝钢管的铁素体体积率小于30％。在这种情况下，无缝钢管的屈服强度下降。另一方面，固溶温度过高时，有时固溶处理后的无缝钢管的铁素体的体积率大于55％。在这种情况下，无缝钢管的耐HISC性下降。

[0236] 因此，将无缝钢管装入热处理炉，以所期望的温度保持后，进行骤冷实施固溶处理的情况下，固溶温度优选为900～1200℃。固溶温度的进一步优选的下限为920℃，进一步优选为940℃。固溶温度的进一步优选的上限为1180℃，进一步优选为1160℃。

[0237] 将无缝钢管装入热处理炉，以所期望的温度保持后，进行骤冷实施固溶处理的情况下，固溶时间并不特别限定，以公知的条件实施即可。固溶时间为例如5～180分钟。骤冷方法为例如水冷。

[0238] [其它工序]

[0239] 本实施方式的制造方法中还可以包括除上述以外的制造工序。例如，可以对固溶处理工序后的无缝钢管实施冷加工。本说明书中“冷加工”可以是冷拔，也可以是冷轧。对固溶处理后的无缝钢管实施冷加工的情况下，无缝钢管的屈服强度进一步提高。具体而言，基于冷加工的加工度(即，冷加工引起的截面减少率)为3％以上时，本实施方式的无缝钢管的屈服强度可以提高至700MPa以上。需要说明的是，由于本实施方式的无缝钢管具有上述化学组成和上述显微组织，因此即使屈服强度为700MPa以上，也具有优异的耐HISC性。

[0240] 本实施方式的制造方法中还可以对例如热加工工序后且固溶处理工序前的管坯实施冷加工。在这种情况下，所制造的双相不锈钢无缝钢管的屈服强度进一步提高。本实施方式的制造方法中还可以在固溶处理工序后实施酸洗处理。在这种情况下，酸洗处理只要按公知的方法实施即可，并不特别限定。实施酸洗处理的情况下，在所制造的双相不锈钢无缝钢管的表面形成钝化覆膜，双相不锈钢无缝钢管的耐腐蚀性进一步提高。

[0241] 通过以上工序，可制造本实施方式的双相不锈钢无缝钢管。需要说明的是，上述双相不锈钢无缝钢管的制造方法是一个示例，也可以用其它方法制造双相不锈钢无缝钢管。具体而言，只要能够制造由上述化学组成形成、显微组织由以体积率计为30～55％的铁素体和余量奥氏体构成、屈服强度为415MPa以上、T方向的交点数NT为65个以上、C方向的交点数NC为50个以上的双相不锈钢无缝钢管，则不限于上述制造方法，也可以是其它方法。以下，用实施例对本发明进一步具体进行说明。

[0242] 实施例

[0243] 用具有如表1和表2所示的化学组成的钢水铸造截面为矩形的铸坯(板坯)。需要说明的是，表1和表2中的“‑”表示该元素的含量为杂质水平。具体而言，钢A的W含量、Sb含量、Sn含量、Nb含量、Ta含量、Ti含量、Zr含量、Hf含量和REM含量表示小数点后第四位四舍五入后为0％。此外，例如钢A的Co含量表示小数点后第三位四舍五入后为0％。此外，例如钢A的B含量表示小数点后第五位四舍五入后为0％。

[0244] [表1]

[0245]

[0246] [表2]

[0247]

[0248] 将各试验编号的板坯在1250℃下加热后，实施初轧，制造截面为圆形的圆坯。将各试验编号的圆坯在1200℃下加热后，实施热轧作为热加工，制造外径323.9mm、壁厚24.5mm的管坯(无缝钢管)。各试验编号的热加工(热轧)的截面减少率R(％)如表3～表5所示。此外，从加热炉取出圆坯后至最终热加工(热轧)结束为止的时间(加工时间)如表3～表5所示。

[0249] [表3]

[0250] 表3

[0251]

[0252] [表4]

[0253] 表4

[0254]

[0255] [表5]

[0256] 表5

[0257]

[0258] 对已实施上述热加工的各试验编号的管坯，以如表3～表5所述的固溶温度，设定固溶时间为15分钟，实施水冷的固溶处理。通过以上工序，制造试验编号1～17、35～49和64～78的无缝钢管。对固溶处理后的试验编号18～34、50～63和79～92的无缝钢管进一步实施冷加工。在对试验编号18～34、50～63和79～92的无缝钢管的冷加工中，实施加工度为3％的冷拔。通过以上工序，制造试验编号18～34、50～63和79～92的无缝钢管。

[0259] [评价试验]

[0260] 对如上所述制造出的各试验编号的无缝钢管，实施以下说明的显微组织观察、拉伸试验和耐HISC性试验。

[0261] [显微组织观察]

[0262] 对各试验编号的无缝钢管实施显微组织观察，求出铁素体的体积率以及250μm×250μm的观察视野中T方向的交点数NT和C方向的交点数NC。具体而言，由各试验编号的无缝钢管的壁厚中央部，制作具有C方向：5mm×T方向：5mm的观察面的显微组织观察用的试验片。对各试验编号的试验片的观察面进行镜面抛光。将镜面抛光后的观察面在7％氢氧化钾腐蚀液中电解腐蚀进行组织暴露。对组织暴露的观察面用光学显微镜观察10个视野。各视
4 2
野的面积为6.25×10μm(250μm×250μm)，倍率为400倍。

[0263] 各试验编号的各视野中，显微组织中铁素体和奥氏体以外的相少至可以忽略不计。即，各试验编号的无缝钢管具有由铁素体和奥氏体构成的显微组织。在各试验编号的各视野中，根据对比度确定铁素体和奥氏体。通过图像解析求出所确定的铁素体的面积率。将10个视野中的铁素体的面积率的算术平均值作为铁素体体积率(％)。所求出的铁素体体积率(％)如表3～表5所示。

[0264] 此外，在各试验编号的各视野中，沿T方向延伸的线段T1～T4在各视野的C方向等间隔地排列，将各视野在C方向上五等分。此外，在各试验编号的各视野中，沿C方向延伸的线段C1～C4在各视野的T方向等间隔地排列，将各视野在T方向上五等分。对线段T1～T4与铁素体界面的交点的数量进行计数，记作T方向的交点数NT(个)。同样地，对线段C1～C4与铁素体界面的交点的数量进行计数，记作C方向的交点数NC(个)。

[0265] 将10个视野中T方向的交点数NT的算术平均值作为该试验编号的无缝钢管的T方向的交点数NT(个)。同样地，将10个视野中C方向的交点数NC的算术平均值作为该试验编号的无缝钢管的C方向的交点数NC(个)。将各试验编号的T方向的交点数NT记作“NT(个)”，C方向的交点数NC记作“NC(个)”，分别示于表3～表5。

[0266] [拉伸试验]

[0267] 对各试验编号的无缝钢管用基于ASTM E8/E8M(2013)的上述方法实施拉伸试验，求出屈服强度(MPa)。本实施例中，拉伸试验用的圆棒试验片由各试验编号的无缝钢管的壁厚中央部制作。圆棒试验片的大小为平行部直径6mm，平行部长度30mm。需要说明的是，圆棒试验片的轴向与无缝钢管的管轴方向(L方向)平行。将拉伸试验中得到的0.2％条件屈服强度作为屈服强度(MPa)。将各试验编号的屈服强度记作“YS(MPa)”示于表3～表5。

[0268] [耐HISC性试验]

[0269] 对各试验编号的无缝钢管实施耐HISC性试验，评价耐HISC性。具体而言，由各试验编号的无缝钢管的壁厚中央部制作耐HISC性试验用的V缺口试验片。V缺口试验片的平行部的截面为一边长7.5mm的矩形，平行部长度为25.4mm。V缺口试验片的长度方向与无缝钢管的管轴方向(L方向)平行。此外，在V缺口试验片的平行部的长度方向的中央位置处，在相当于无缝钢管表面侧的位置上形成朝向管径方向(C方向)、角度45°、深度1.5mm的V缺口。

[0270] 对各试验编号的V缺口试验片实施预充电。具体而言，将3.5重量％的氯化钠水溶液加热至80℃，作为预充电用的试验溶液。将各试验编号的V缺口试验片和参比电极(饱和甘汞电极)浸渍在预充电用的试验溶液中。此外，对各试验编号的V缺口试验片施加‑1050mV的电位，保持30天。

[0271] 对预充电后的各试验编号的V缺口试验片实施HISC试验。具体而言，使各试验编号的V缺口试验片的长度方向上负载相当于实际屈服应力的85％的应力。此外，使各试验编号的其它V缺口试验片的长度方向上负载相当于实际屈服应力的93％的应力。将3.5重量％的氯化钠水溶液保持在4℃，作为HISC试验用的试验溶液。将负载有应力的各试验编号的V缺口试验片和参比电极(饱和甘汞电极)浸渍在HISC试验用的试验溶液中。对各试验编号的V缺口试验片施加‑1050mV的电位，保持30天。

[0272] 用肉眼和倍率为10倍的投影机分别观察保持30天后的各试验编号的V缺口试验片。观察的结果是，在负载了相当于实际屈服应力的93％的应力的试验片上未发现裂纹时，判断为具有更优异的耐HISC性(表3～表5中的“E”(Excellent))。在负载了相当于实际屈服应力的93％的应力的试验片上发现了裂纹，但在负载了相当于实际屈服应力的85％的应力的试验片上未发现裂纹时，判断为具有优异的耐HISC性(表3～表5中的“G”(Good))。在负载了相当于实际屈服应力的85％的应力的试验片上发现了裂纹时，判断为不具有优异的耐HISC性(表3～表5中的“NA”(Not Acceptable))。

[0273] [评价结果]

[0274] 表3～表5中示出了试验结果。参照表1～表5，试验编号1～11、18～28、35～44、50～58、64～73和79～87的无缝钢管均为化学组成合适。此外，制造方法也是说明书中所述的优选的制造方法。其结果，铁素体的体积率为30～55％。此外，250μm×250μm的观察视野区域中的交点数NT为65个以上，交点数NC为50个以上。此外，屈服强度为415MPa以上。其结果，在耐HISC性试验中显示出优异的耐HISC性。

[0275] 此外，试验编号18～28、50～58和79～87的无缝钢管的屈服强度为700MPa以上。即，在具有更高的屈服强度的同时，在耐HISC性试验中显示出优异的耐HISC性。

[0276] 此外，试验编号1、2、7～10、20、21、25～28、35、37、40、41、50、51、53、56、57、64、65、68、69、79～81、84和85的无缝钢管的交点数NC为100个以上。其结果，在耐HISC性试验中显示出更优异的耐HISC性。

[0277] 此外，试验编号20、21、25～28、50、51、53、56、57、79～81、84和85的无缝钢管的屈服强度为700MPa以上、交点数NC为100个以上。其结果，在具有更高的屈服强度的同时，在耐HISC性试验中显示出更优异的耐HISC性。

[0278] 另一方面，试验编号12、30、45、61、74和88的无缝钢管的固溶温度过高。其结果，铁素体的体积率大于55％。其结果，在耐HISC性试验中未显示出优异的耐HISC性。

[0279] 试验编号13和31的无缝钢管的热加工的截面减少率R过低。其结果，在250μm×250μm的观察视野区域中，交点数NT小于65个。其结果，在耐HISC性试验中未显示出优异的耐HISC性。

[0280] 试验编号14、29、46、63、75和91的无缝钢管的热加工的加工时间过长。其结果，在250μm×250μm的观察视野区域中，交点数NC小于50个。其结果，在耐HISC性试验中未显示出优异的耐HISC性。

[0281] 试验编号15、32、47、62、76和92的无缝钢管的截面减少率R过低。此外，加工时间过长。其结果，在250μm×250μm的观察视野区域中，交点数NT小于65个，交点数NC小于50个。其结果，在耐HISC性试验中未显示出优异的耐HISC性。

[0282] 试验编号16、33、48、60、77和89的无缝钢管的Ni含量过低。其结果，铁素体的体积率大于55％。其结果，在耐HISC性试验中未显示出优异的耐HISC性。

[0283] 试验编号17、34、49、59、78和90的无缝钢管的Cr含量过高。其结果，铁素体的体积率大于55％。其结果，在耐HISC性试验中未显示出优异的耐HISC性。

[0284] 以上说明了本公开的实施方式。但是，上述实施方式只不过是用于实施本公开的示例。因此，本公开不限于上述实施方式，在不超出其精神的范围内，可以适当改变上述实施方式来实施。

[0285] 附图标记说明

[0286] 10 铁素体

[0287] 20 奥氏体

[0288] 50 观察视野区域