(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量割合にて、
Ｃ：0.20〜0.35％、Si：0.1 〜1.5％、Mn：0.1 〜2.5％、
Ｐ：0.03％以下、  Ｓ:0.005％以下、sol.Al：0.001 〜0.1％、
Cr：0.1 〜1.5％、 Mo：０〜1.0％、  Ｎ：0.0070％以下、
Ｖ：０〜0.15％、  Ｂ：０〜0.0030％、
Ti：０〜Ａ％、ここでＡ＝3.4 ×Ｎ(%)、
さらに、Nb：0.005〜0.012 ％、
残部Feおよび不可避的不純物
から成る鋼組成を有するビレットに、熱間で穿孔、圧延を行い、最終圧延温度900 〜1100℃の条件で製管した継目無鋼管を、Ar３点以上の温度域のまま焼入れを行い、その後焼戻しをすることにより得られる、最大硬度と最小硬度との厚さ方向の硬度差がHRC1.0以下であって、オーステナイト粒度が ASTM 規格No.6以上の細粒組織を有することを特徴とする継目無鋼管。
【請求項２】
前記焼入れに先立って、製管された前記継目無鋼管を、Ar３点以上の温度域のまま再加熱または保熱した後、焼入れを行う、請求項１記載の継目無鋼管。
【請求項３】
重量割合にて、Ｃ：0.20〜0.35％、Si：0.1 〜1.5％、Mn：0.1 〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ:0.005％以下、sol.Al：0.001 〜0.1％、Cr：0.1 〜1.5％、Mo：０〜1.0％、Ｎ：0.0070％以下、Ｖ：０〜0.15％、Ｂ：０〜0.0030％、Ti：０〜Ａ％、ここでＡ＝3.4 ×Ｎ(%)、さらに、Nb：0.005〜0.012 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有するビレットから最終圧延温度900 〜1100℃の条件で製管した継目無鋼管を、Ar３点以上の温度域のまま焼入れを行い、あるいはAr３点以上の温度域のまま再加熱または保熱した後、焼入れを行い、その後焼戻しをすることを特徴とする強度バラツキが小さく、最大硬度と最小硬度との厚さ方向の硬度差がHRC1.0以下であって、オーステナイト粒度が ASTM 規格No.6以上の細粒組織を有する継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、強度バラツキが小さく、かつ、細粒組織を有するインライン熱処理による継目無鋼管に関する。
【０００２】
【従来の技術】
溶接管に比較して高信頼性が得られる継目無鋼管は、過酷な油井環境や高温環境で使用されることが多く、高強度化、靱性向上、耐サワー性の向上が常に要求されている。これらの要求を満たすために、オーステナイト粒の細粒化は効果的であり、細粒化させることにより、Ni等の高価な添加元素の使用を回避しつつ、高性能の継目無鋼管が得られる。
【０００３】
従来から、組織細粒化のためには、オフラインの熱処理による相変態を利用した方法がある。しかし、生産効率、省エネルギーの観点から考えると、インラインでの熱処理が有効であり、オフラインでの熱処理を省略することが検討されている。
【０００４】
また、特開平６−172854号(第2,718,865 号特許)公報で示されるように、Nbを0.01〜0.1 ％添加して圧延時の加工度および温度を抑制することにより細粒化する方法も提案されている。しかし、インラインで熱処理を行った場合、上記公報で示されるようなNb量を添加し、かつ、開示された条件で圧延した場合、NbCが焼入れまでに不均一に析出することにより強度バラツキが極めて大きくなる。さらに、この方法では、穿孔、粗圧延後に連続して２台以上の傾斜圧延機が必要であり、長大な設備が必要となってくる。
【０００５】
以上のように、従来技術では強度バラツキの小さい細粒化組織の継目無鋼管をインライン熱処理プロセスで得ることは困難であった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこのような事情に鑑みてなされたものであり、インライン熱処理プロセスにおいて、例えば硬度の差異で言えばHRC1.0以下と強度バラツキが小さくかつオーステナイト粒度がASTM規格No.6以上の細粒組織を有する継目無鋼管を得ることを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記の課題を達成するにあたり、種々の鋼成分、種々の圧延条件で継目無鋼管を製造し、圧延条件と結晶粒度の関係、さらに強度の関係について検討を重ねた。その結果、以下のことが判明した。
(1)最終圧延後、Ar3点以上の温度に保持したまま、焼入れするインライン熱処理プロセスにおいては、Nbを添加することで、再結晶温度を高温域まで上げることにより結晶粒を細かくできることが確認できた。また、再結晶を抑制するのは、固溶Nbであることも判明した。
(2) オーステナイト領域において析出し始める、Ti炭化物、Nb炭化物等の炭化物は、焼入れまでに継目無鋼管全域にわたり不均一に析出してしまい、強度バラツキをもたらすことが判明した。
(3) 最終圧延温度900 〜1100℃の圧延条件で圧延すると、焼入時にNb量0.012 ％まで固溶していることを確認した。
【０００８】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その技術思想は、インライン熱処理プロセスを適用する継目無鋼管では、Nb添加量を0.005 〜0.012 ％に制限することで、Ti炭化物、Nb炭化物等の炭化物の熱間圧延後、焼入れ前の析出を抑制でき、そのため強度バラツキを小さくでき、一方、Nbが焼入時まで固溶し得ることから、焼入れに際してオーステナイト粒度ASTM規格No.6以上の細粒組織を得ることができるのである。
【０００９】
すなわち、本発明は、重量割合にて、Ｃ：0.20〜0.35％、Si：0.1 〜1.5％、Mn：0.1 〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ:0.005％以下、sol.Al：0.001 〜0.1％、 Cr：0.1 〜1.5％、Mo：０〜1.0％、Ｎ：0.0070％以下、Ｖ：０〜0.15％、Ｂ：０〜0.0030％、Ti：０〜Ａ％、ここでＡ＝3.4 ×Ｎ(%)、さらに、Nb：0.005〜0.012 ％、  残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有するビレットに、熱間で穿孔、圧延を行い、最終圧延温度900 〜1100℃の条件で製管した継目無鋼管を、Ar3点以上の温度域のまま焼入れを行い、その後焼戻しをすることにより得られる、最大硬度と最小硬度との厚さ方向の硬度差がHRC1.0以下であって、オーステナイト粒度がASTM規格No.6以上の細粒組織を有することを特徴とする継目無鋼管である。
【００１０】
さらに別の面からは、本発明は、重量割合にて、Ｃ：0.20〜0.35％、Si：0.1 〜1.5％、Mn：0.1 〜2.5％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ:0.005％以下、sol.Al：0.001 〜0.1％、Cr：0.1 〜1.5％、Mo：０〜1.0％、Ｎ：0.0070％以下、Ｖ：０〜0.15％、Ｂ：０〜0.0030％、Ti：０〜Ａ％、ここでＡ＝3.4 ×Ｎ(%)、さらに、Nb：0.005〜0.012 ％、残部Feおよび不可避的不純物から成る鋼組成を有するビレットから最終圧延温度900 〜1100℃の条件で製管した継目無鋼管を、Ar３点以上の温度域のまま焼入れを行い、あるいはAr３点以上の温度域のまま再加熱または保熱した後、焼入れを行い、その後焼戻しをすることを特徴とする強度バラツキが小さく、最大硬度と最小硬度との厚さ方向の硬度差がHRC1.0以下であって、オーステナイト粒度が ASTM 規格No.6以上の細粒組織を有する継目無鋼管の製造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】
次に、本発明において鋼組成および処理条件を上述のように限定した理由について詳述し、本発明の作用効果をさらに具体的に説明する。
【００１２】
オーステナイト粒の細粒化に有効なNbは、従来のオフライン熱処理プロセスでは、再加熱時に結晶粒の成長をピンニング効果で抑制するために添加されていた。最終圧延後、Ar3点以上の温度に保持したまま、焼入れするインライン熱処理プロセスにおいては、焼入時にほとんどのNbC が析出せず、そのため、ピンニング効果は起こらない。しかし、再結晶温度を上昇させる効果、つまり未再結晶温度領域を拡大させる効果により、再結晶を遅延させ、オーステナイト粒を細かくする。
【００１３】
また、Nbは、最終圧延後、Ar3点以上の温度に保持したまま、焼入れするインライン熱処理プロセスにおいては、焼入時にほとんどのNbC が析出せず、焼戻時に析出するという、オフライン熱処理とは全く異なった析出挙動をする。そのため、焼入時のNb固溶量は、従来より強度に大きく影響する。さらに、焼入時のNb固溶量は、最終圧延時の温度に大きく依存する。
【００１４】
図１に0.025 ％Nb添加鋼とNb無添加鋼を用いてインライン熱処理によって継目無鋼管を製造した場合の肉厚方向の固溶率を示す。
ここで、固溶率(%) ＝ (１−析出量／添加量) ×100
図２には図１に示した鋼のその位置での硬度測定結果を示す。ただし、○：0.025 ％Nb添加鋼、□：Nb無添加鋼である。
【００１５】
これらの結果からも分かるように、継目無鋼管において、工具と接触する表面層と肉厚中央部では温度差が必ず生じ、この温度差に起因してNbの固溶量が肉厚位置により変化し、最大硬度と最小硬度との硬度差、つまり強度バラツキが発生する。よって、多少の温度差が生じても継目無鋼管全域にわたり、Nbが全て固溶していれば強度バラツキが生じなくなる。
【００１６】
図３は、最終圧延温度と焼入れ時のNb固溶率の関係を示したものである。
ここで、図１の場合と同様に、固溶率(%) ＝ (１−析出量／添加量) ×100 である。
【００１７】
図３に示すように、900 ℃以上の最終圧延温度であればNbは0.012 ％まで固溶する。900 ℃未満の最終仕上温度では、組織が伸延粒組織を呈しており、さらに、Nbが完全には固溶せず、強度バラツキがおこる。
【００１８】
図４は、オーステナイト粒度と最終圧延温度の関係を示したものである。
ここで、○：0.025 ％Nb添加鋼、△：0.012 ％Nb添加鋼、●：0.005 ％Nb添加鋼、□：0.003 ％Nb添加鋼である。
【００１９】
図４に示すように、Nb量が0.005 ％未満では細粒効果が小さく、また、1100℃を越える最終圧延温度では、Nbの再結晶遅延効果がなくなり、結晶粒度は粗大化する。
【００２０】
よって、本発明においてはNbの添加量を0.005 〜0.012 ％とし、最終圧延温度を900 〜1100℃とした。
Nb添加量は、圧延時に十分な加工量を取れる場合には、0.010 ％未満というように極く少量に制限してもよい。
【００２１】
次に、本発明にかかる鋼組成の各成分の限定理由について述べる。
Ｃ：
Ｃは鋼管の強度を確保する目的で含有するが、0.15％未満では焼入性が不足して焼戻温度を高めることができず、必要とする性能を確保することが難しい。また、0.35％を越えると焼き割れが発生し、また、靱性が劣化するため0.20％以上0.35％以下とする。好ましくは、その下限は0.20％超である。
Si：
Siは通常、鋼の脱酸を目的に添加され、また、焼戻軟化抵抗をたかめて強度上昇にも寄与する。脱酸の目的では0.1 ％以上の添加が必要である。また、1.5 ％を越えて添加した場合、熱間加工性が著しく乏しくなるので、この値を上限とした。好ましくは、0.10〜0.50％である。
Mn：
Mnは鋼の焼入性を増し、鋼管の強度確保に有効な成分である。0.1 ％未満では焼入性の不足によって強度、靱性ともに低下する。一方で、2.5 ％を越えて含有させる場合は、偏析を増し、靱性を低下させるためこの値を上限とする。好ましくは、0.3 〜1.5 ％である。
Ｐ：
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在する。0.03％を越えると、粒界に偏析して靱性を低下させるので0.03％以下とした。
Ｓ：
ＳはMnS またはCaと結合し介在物を形成して熱間圧延で延伸する。その含有量が多いと靱性が低下するので、0.005 ％以下とした。
sol.Al：
Alは脱酸のために必要な元素であり、sol.Alで0.001 ％以下の含有量では、脱酸不足によって鋼質が劣化し、靱性が低下する。しかし、0.1 ％を越えて含有させると、かえって靱性の低下を招くため好ましくない。従って、0.001 〜0.1 ％とした。好ましくは、0.010 〜0.050 ％である。
Cr：
Crは焼入性を高めるのに有用な元素である。より肉厚の厚い鋼管を製造する場合に添加すると有利である。添加する場合、Cr含有量を0.1 ％以上にすると焼入性、および焼戻軟化抵抗を高める効果がある。また、1.5 ％を超える量を添加した場合、靱性が劣化する。よってCrの添加量を0.1 〜1.5 ％とした。好ましくは、0.15〜1.1 ％である。
Mo：
Moは添加しなくてもよい。しかし、厚肉の鋼管 (例えば、20mm以上) を製造する場合、焼入性および焼戻軟化抵抗を高めることを目的として使用する。また、耐サワー性能を向上させる効果もある。添加する場合、0.10％未満では効果が現れないので、0.10％以上添加することが望ましい。また、1.0 ％を超えると靱性が悪化するため1.0 ％以下とした。
Ｎ：
Ｎは不可避的に鋼中に存在する。ＮはAl、TiやNbと結合して窒化物を形成する。特に、AlN やTiN が多量に析出すると、靱性や耐SSC(耐硫化物応力腐食割れ)性、耐HIC(耐水素誘起割れ) 性に悪影響を及ぼすため、0.0070％以下とした。
Ｖ：
Ｖは添加しなくてもよい。ＶはNbやTiと同様に二次析出強化により強度を高める効果がある。また、オーステナイト領域でのVCの溶解度が大きいため、インラインでの焼入時に全て固溶しており、強度バラツキの原因にならない。
【００２２】
添加する場合は、その含有量を0.01％以上にすると、強度を高める効果が現れる。0.15％を超えて添加すると靱性が大きく劣化する。よって0.01〜0.15％とする。
Ｂ：
Ｂは添加しなくてもよい。Ｂを添加すると著しく焼入性を向上できるので、厚肉の鋼管を製造する際に添加することにより、要求強度を確保できる、添加する場合は、0.0030％超添加すると、粒界に炭窒化物が析出しやすくなり、靱性劣化の原因となるため、上限を0.0030％とした。
Ti：
Tiは添加しなくてもよい。Tiを添加するとＮとの結合力が強く、高温から安定なTiN を形成し、Ｎを固定する効果がある。しかし、多量に添加してTiC が析出すると、最終圧延温度域で析出し始めるため、Nbと同様に強度バラツキの原因となる。よってTi＝０〜Ａ％とした。ここでＡ＝3.4 ×Ｎである。
【００２３】
【実施例】
表１に本発明鋼と比較鋼の化学成分を、表２に各鋼のAr3点を示す。鋼Ａ〜Ｄは本発明の範囲内の鋼、鋼Ｅ〜ＨはNbまたはTiが本発明で規定した値から外れている鋼である。
【００２４】
これらの鋼のビレットをマンネスマンマンドレルミルで圧延温度条件を変化させて製管し、その後、Ar3点を下回ることなく950 ℃×５分の均熱加熱後、水焼入れした。また別に、製管後、Ar3点を下回ることなく、そのまま水焼入れもした。
【００２５】
さらにインラインで650 ℃×15分均熱を行い焼戻しを実施し、外径244.5 mm、肉厚13.8mmの継目無鋼管を製造した。
焼戻しを行った継目無鋼管からは硬度試験用としてリング状のサンプルを採取して、円周４ヶ所 (０°、90°、 180°、 270°) の位置で外面部、肉厚中央部、内面部のそれぞれ３点でHRC 硬度試験を実施した。
【００２６】
表３に950 ℃×５分の均熱加熱を行った場合の本発明例と比較例の結果を示す。表４に圧延後そのまま水焼入れした場合の本発明例と比較例の結果を示す。
これらの結果からも分かるように、本発明例では、いずれもオーステナイト粒度がASTM規格No.6以上の細粒鋼が得られ、また、硬度差も0.6 以内と小さい。
【００２７】
しかし、比較例では、鋼組成が本発明の範囲内でも (鋼Ａ〜Ｄ) 、最終圧延温度が900 ℃未満であると硬度差が大きくなり、また、延伸粒組織を呈するようになり、継目無鋼管が異方性を持ち好ましくない。さらに、最終圧延温度が1100℃を超えると、本発明鋼を用いても、オーステナイト粒度がASTMNo.6以上の細粒鋼を得ることができない。
【００２８】
一方、比較鋼を用いると、0.005 ％以上のNbを添加していない鋼Ｇでは、最終圧延温度に関わらずオーステナイト粒度No.6を満足しない。0.012 ％を超えてNbを添加した鋼Ｅ、Ｆでは硬度差が大きく、強度バラツキが発生している。さらに、Ａ値以上のTiを添加したＥ、Ｈでも硬度差が大きく、強度バラツキが発生している。さらに、Ａ値以上のTiを添加したＥ、Ｈでも硬度差が大きく、強度バラツキが発生している。
【００２９】
さらに表４を見ると、製管後、Ar3点を下回ることなくそのまま水焼入れするプロセスにおいても同じ条件下で本発明鋼は優れた特性を示している。また、本発明条件外においては、製管後、一旦均熱するプロセスに比べ、そのまま水焼入れするプロセスは伸延粒組織を有する場合が多いことが分かる。
【００３０】
【表１】
0003620326.tif 000002
【００３１】
【表２】
0003620326.tif 000003
【００３２】
【表３】
0003620326.tif 000004
【００３３】
【表４】
0003620326.tif 000005
【００３４】
【発明の効果】
以上のように、本発明は、鋼の成分、最終圧延温度を規定することにより、細粒組織を有し、かつ硬度差で1.0 以下となる強度バラツキの小さい継目無鋼管を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼入れ後固溶率について0.025 ％Nbを添加したNb添加鋼とNb無添加鋼を比較したグラフである。
【図２】図１に示した各鋼を650 ℃×15分均熱処理で焼戻しを行った後の硬度分布を比較したグラフである。
【図３】最終圧延温度と焼入れ時のNb固溶率の関係を示したグラフである。
【図４】オーステナイト粒度と最終圧延温度の関係を示したグラフである。
【図１】
0003620326.tif 000006
【図２】
0003620326.tif 000007
【図３】
0003620326.tif 000008
【図４】
0003620326.tif 000009