(57)【要約】  質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管の温度がＡｒ３変態点以上の温度から直接焼入を行い、その後、前記直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理し、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。製品性能に悪影響を及ぼすことなく、衝撃割れや置き割れ等、遅れ破壊の発生を抑制することができる。
2010113953.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管の温度がＡｒ３変態点以上の温度から直接焼入を行い、その後、前記直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理し、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
【請求項２】
請求項１に記載の継目無鋼管の製造方法において、直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、４５０℃以上Ａｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）X［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項３】
請求項２に記載の継目無鋼管の製造方法において、直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、５００℃を超えＡｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管をインラインでＡｒ３変態点以上１０００℃までの温度で補熱し、Ａｒ３変態点以上の温度からインライン焼入を行い、その後、前記インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理し、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
【請求項５】
請求項４に記載の継目無鋼管の製造方法において、インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、４５０℃以上Ａｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項６】
請求項５に記載の継目無鋼管の製造方法において、インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、５００℃を超えＡｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項７】
ビレットの成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、下記の(I)から(III)までの元素群のうちの少なくとも１群から選ばれた、少なくとも１種の成分を含有することを特徴とする、請求項１から６までのいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法。
(I) Ｂ：０．０１％以下。
(II) Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．４％以下。
(III) Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低合金鋼継目無鋼管の製造方法に関し、特に直接焼入またはインライン熱処理において靭性の優れた低合金鋼継目無鋼管を製造する方法であり、その製造過程で遅れ破壊の発生を防止できる製造法に関する。なお、「インライン熱処理」とは、熱間圧延後の鋼管を冷却することなく炉等でＡr３点以上の温度で均熱した後焼入を行う方法を意味する。以下、熱間圧延後、鋼管を炉等で加熱して後焼入を行う工程を「インライン熱処理工程」といい、そして、その方法を「インライン熱処理法」という。
【背景技術】
【０００２】
継目無鋼管はその信頼性から、耐食性や靭性に対して高度の性能が要求されるＯＣＴＧ(Oil Country Tubular Goods)やラインパイプ等の用途分野を中心に広く用いられており、各種の低合金鋼を素材とする継目無鋼管もこれらの用途分野において用いられている。継目無鋼管の製造においては、強度特性や靭性を確保する目的で、熱間製管後、焼入・焼戻の熱処理が行われる場合が多い。焼入・焼戻の熱処理の手法としては、従来、熱間製管完了後一旦冷却された鋼管をオフラインの熱処理炉でＡｃ３変態点以上に再加熱して、焼入れ、更にＡｃ１変態点以下の温度で焼戻すこと（再加熱焼入法）が一般的であった。しかしながら、同時に、省プロセス、省エネルギーの観点から、熱間製管後の鋼管が有する保有熱を利用して、熱間製管直後の鋼管をＡｒ３変態点以上から直接焼入れ、その後焼戻を行うプロセス（直接焼入法）も研究され、かつ改良が加えられてきた。【０００３】
特許文献１には、特定組成の低合金鋼の連続鋳造ビレットをＡｃ３変態点以上の温度で継目無鋼管に加工し、直接焼入した後、前記鋼管をＡｃ３変態温度からＡｃ３変態温度＋１００℃の温度範囲に再加熱し、その温度から再度焼入れる工程と、その後Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻す工程を備えた耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造方法が開示されている。これは、単純な直接焼入法の焼戻前に、再加熱焼入を導入したものであって、単純な直接焼入法と比較して、細粒化により大幅に耐硫化物応力腐食割れ性が改善されるとしている。【０００４】
また、特許文献２には、特許文献１と同様に、直接焼入後、再加熱焼入を行う工程を備える高強度鋼管の製造方法であって、直接焼入後、特定条件で焼戻し、析出炭化物の制御を行うものが開示されている。【０００５】
特許文献３には、特定組成の低合金鋼のビレットを、熱間で穿孔し、圧延して継目無鋼管を製造するに際し、穿孔に続いて、断面圧縮率にして４０％以上の仕上げ圧延を仕上がり温度８００〜１０５０℃で行い、その後８５０〜１１００℃の温度域の特定条件で「再加熱」を行った後、直ちに「直接焼入」を行い、次いでＡｃ１変態点以下の温度で焼戻することからなる耐硫化物応力割れ性（以下、「耐ＳＳＣ性」という。）に優れた高強度継目無鋼管の製造方法が開示されている。なお、「直接焼入」後、１〜２回の再加熱焼入を行う方法も記載されている。【０００６】
ここで、特許文献３の請求項１に言う「再加熱」とは、常温からの再加熱ではなく、仕上げ圧延と直接焼入の工程の中間で行うものであって、本明細書でいう「補熱」に当たる。この「再加熱」は、再結晶処理として、結晶粒の微細化に寄与するとされている。また、特許文献３では、「直接焼入」という言葉が用いられているが、特許文献３の「直接焼入」までの工程は、本明細書で言うインライン熱処理に相当する。即ち、特許文献３は、インライン熱処理法の改良技術、もしくはインライン熱処理工程に再加熱焼入を組み合わせた技術に関するものである。【０００７】
さらに、特許文献４には、特定歪速度で穿孔圧延後、連続延伸圧延機と仕上げ圧延機とが近接して配置された圧延機群によって特定の平均歪速度および４０％以上の加工度、仕上がり温度を８００〜１０５０℃として圧延した後、８０℃／分以上の冷却速度でＡｒ３変態点以下の温度に焼入れ、更に、冷却された鋼管を８５０〜１０００℃に再加熱した後、焼入し、次いで焼戻す工程を順次連続して実施する継目無鋼管の製造方法が開示されている。【０００８】
この継目無鋼管の製造方法は、その工程を一連の連続ラインで行うものであり、熱間の仕上げ圧延完了後、一旦Ａｒ３変態点以下に冷却し（但し、冷却は途中で停止）、その後再加熱することにより、体心立方構造（ＢＣＣ）のフェライト相から面心立方構造（ＦＣＣ）のオーステナイト相への逆変態を起こさせる点に特徴がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開平６−２２０５３６号公報
【特許文献２】特開２０００−２９７３４４号公報
【特許文献３】特開平８−３１１５５１号公報
【特許文献４】特開平９−２８７０２８号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
このように、直接焼入法やインライン熱処理法に再加熱焼入（あるいはさらにその後の焼戻）を組み合わせた熱処理を組み合わせた、直接焼入やインライン熱処理（以下、合わせて「直接焼入等」と言うことがある。）の改良技術は多数開示されている。【００１１】
そして、特許文献４に開示されているように、継目無鋼管は一連の連続ラインにおいて製造することが能率的ではある。しかしながら、特許文献４の発明を実機化しようとすると、多額の設備投資が必要となると同時に、連続ラインであるが故に、各工程単位における処置時間等の制約が発生する問題がある。【００１２】
他方、特許文献１〜３で開示された方法は、必ずしも連続ラインで行う製造方法ではないので、熱間製管の仕上圧延機出側に焼入のための急冷設備があれば、または、仕上圧延機出側に第１回目の焼入前の加熱を行うための設備があり、その出側に急冷設備があれば、オフラインの焼入用加熱炉、焼入用の急冷設備、焼戻炉を併用することで実施が可能である。即ち、特許文献１〜３で開示された方法は特許文献４で開示された方法と比較すると、既存設備の一部改造や、流用で容易に実施が可能である。【００１３】
しかしながら、２回目の焼入（再加熱焼入）のための再加熱以降の工程をオフラインで行う場合、１回目の焼入（直接焼入等）の終了後、これをオフライン焼入炉の入側に搬送する必要があるし、場合によっては再加熱焼入を行うまで保管する必要がある。この場合、鋼管の搬送時の衝撃割れや保管時の置き割れの問題が生じる。これら衝撃割れや置き割れは、遅れ破壊の一種と考えられるが、焼入まま状態の鋼管において発生しやすい。【００１４】
すなわち、直接焼入あるいはインライン熱処理とオフラインの再加熱焼入・焼戻を組み合わせることで、旧オーステナイト粒径の粗大化が抑制され、靭性が向上する。しかしながら、低合金鋼の場合、直接焼入で焼入の効果を得るには、急冷、通常、水冷が必要となり、このような状態の低合金鋼の鋼管は衝撃割れ等の遅れ破壊が発生しやすく、よってライン外の焼入設備への搬送過程でトラブルを生じやすい。【００１５】
本発明の目的は、直接焼入等で焼入れされた鋼管を、オフラインで再加熱焼入、焼戻で熱処理する低合金鋼継目無鋼管の製造において、製品性能に悪影響を及ぼすことなく、衝撃割れや置き割れ等、遅れ破壊の発生を抑制することができる、継目無鋼管の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
本発明者らは、衝撃割れを抑制する手段に関して、鋭意検討と実験を重ねた結果、次の(a)〜(f)に示す知見を得た。【００１７】
(a) 工場における操業の経験も考慮すると、再加熱焼入前の段階における鋼の硬度がＨＲＣで４２以下であれば、好ましくは４１以下であれば、搬送段階での通常の衝撃に対してほとんど問題はない。特に好ましくは４０以下である。【００１８】
(b) そして、再加熱焼入前の段階における鋼の硬度をＨＲＣで４２以下、好ましくは４１以下、特に好ましくは４０以下とするためには、熱間製管完了後、直接焼入が終了し、当該工程を実施したラインから搬送する前に、継目無鋼管の硬度をＨＲＣで４２以下、好ましくは４１以下、特に好ましくは４０以下とすればよい。【００１９】
(c) 通常、焼入ままの鋼の硬度は高く、焼戻により硬度が低下することは広く知られている。したがって、直接焼入後、ライン外に搬送する前に、焼戻工程を組み入れれば、搬送の前に鋼の硬度が低下するため、搬送時の衝撃割れ等の遅れ破壊を抑制することができる。【００２０】
(d) しかしながら、直接焼入の後、通常の焼戻を行った場合には、オフラインで再加熱焼入焼戻を行うと、場合によって、旧オーステナイト粒径が粗大化する傾向が認められ、直接焼入にオフライン焼入焼戻を組み合わせる意義が損なわれることが判明した。なお、ここで言う、「旧オーステナイト粒度」とは、工程中に複数の焼入工程が存在する場合においては、最終の焼入段階終了後の段階で観察されるものを指す。【００２１】
(e) そして、直接焼入後、特定の条件範囲で加熱処理を行うことで、本来の目的である、旧オーステナイト粒の微細化と、耐衝撃割れ性の改善が両立することを知見した。
なお、この加熱処理は、加熱処理の温度に依存する。そして、Larson-Miller型のパラメータとして、次の(1)式を用いて、ＰＬ値を所定の範囲に調整するのが好ましい。これによって、鋼の硬度を満足できる範囲に調整することができる。
ＰＬ＝［Ｔ＋２７３］×［１９．７８＋log（ｔ）］      ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）、logは常用対数である。【００２２】
(f) なお、上記は、熱間仕上圧延後、直接焼入を行うケースにおいて説明したが、熱間仕上げ圧延後、炉で加熱して、焼入を行う場合（インライン熱処理法の場合）も、効果は全く同様である。【００２３】
本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであって、その要旨は下記の(1)〜(7)に示す継目無鋼管の製造方法にある。以下、それぞれ、単に「本発明(1)」〜「本発明(7)」ということがある。また、本発明(1)〜本発明(7)を総称して、「本発明」ということがある。【００２４】
(1) 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管の温度がＡｒ３変態点以上の温度から直接焼入を行い、その後、前記直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理し、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。【００２５】
(2) 上記(1)の継目無鋼管の製造方法において、直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、４５０℃以上Ａｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。【００２６】
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。【００２７】
(3) 上記(2)の継目無鋼管の製造方法において、直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、５００℃を超えＡｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。【００２８】
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。【００２９】
(4) 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管をインラインでＡｒ３変態点以上１０００℃までの温度で補熱し、Ａｒ３変態点以上の温度からインライン焼入を行い、その後、前記インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理し、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。【００３０】
(5) 上記(4)の継目無鋼管の製造方法において、インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、４５０℃以上Ａｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。【００３１】
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。【００３２】
(6) 上記(5)の継目無鋼管の製造方法において、インライン焼入れを行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理温度は、５００℃を超えＡｃ１変態点以下であって、かつ、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足するものであることを特徴とする製造方法。【００３３】
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。【００３４】
(7) ビレットの成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、下記の(I)から(III)までの元素群のうちの少なくとも１群から選ばれた、少なくとも１種の成分を含有することを特徴とする上記(1)〜(6)のいずれかの継目無鋼管の製造方法。【００３５】
(I) Ｂ：０．０１％以下。【００３６】
(II) Ｖ：０．５％以下、Ｎｂ：０．４％以下。【００３７】
(III) Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下。
【発明の効果】
【００３８】
本発明は、直接焼入された鋼管またはインライン熱処理法で焼入された鋼管を、オフラインで再加熱焼入、焼戻で熱処理して低合金鋼継目無鋼管を製造する際に、製品性能に悪影響を及ぼすことなく、衝撃割れや置き割れ等、遅れ破壊の発生を抑制することができる。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】ＰＬ値と加熱処理後の硬度の関係を整理したものである。
【図２】ＰＬ値と再加熱焼入後のオーステナイト（γ）粒度の関係を整理したものである。
【発明を実施するための形態】
【００４０】
以下、本発明の低合金継目無鋼管の製造方法について、詳細に説明する。
【００４１】
Ａ．低合金鋼の化学組成
本願発明にかかる継目無鋼管の製造方法は、特定の低合金鋼組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う工程を経るものである。まず、本発明にかかる低合金鋼継目無鋼管の製造方法において特定される低合金鋼の化学組成について説明する。以下において、「％」は「質量％」を意味する。
【００４２】
Ｃ：０．１５〜０．３５％
Ｃは鋼の焼入性を高めて強度を向上するために必要な元素であるが、その含有量が０．１５％以下では焼入効果が乏しく十分な強度が得られない。一方、０．３５％を超えて含有すると耐衝撃割れ性が著しく低下し、本発明の効果が十分発現できない場合があり、また焼入操作のみで鋼管に焼き割れが生じるおそれが生じる。従って、Ｃの含有量を０．１５％〜０．３５％とする。好ましくは０．２０〜０．３０％である。
【００４３】
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
Ｓｉは鋼の脱酸に必要であり、焼戻軟化抵抗を高めて耐ＳＳＣ性を向上するのに有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼を脆化する作用を有する。脱酸と耐ＳＳＣ性向上の目的からは０．０５％以上含有させることが必要であるが、０．５％を超えると靱性と耐ＳＳＣ性に悪影響を与えるので、その含有量を０．０５〜０．５％とする。好ましくは０．１０〜０．３５％である。
【００４４】
Ｍｎ：０．１〜１．５％
Ｍｎは鋼の脱酸と脱硫のために含有させる。しかし、その含有量が０．１％未満ではその効果に乏しく、一方、１．５％を超えて含有させると鋼の靱性と耐ＳＳＣ性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．１〜１．５％とする。好ましくは０．２０〜０．７０％である。
【００４５】
Ｃｒ：０．２〜１．５％
Ｃｒは鋼の焼入性を確保し、強度を向上するとともに耐ＳＳＣ性を向上する元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では充分な効果が得られず、１．５％を超えると靱性と耐ＳＳＣ性がかえって低下することとなる。したがって、その含有量を０．２〜１．５％とする。なお、Ｃｒの好ましい含有量は０．３〜１．０％である。
【００４６】
Ｍｏ：０．１〜１．５％
Ｍｏは鋼の焼入性を高めて高強度を確保すると共に、焼戻軟化抵抗を向上させる結果、高温焼戻が可能となり、耐ＳＳＣ性を向上するのに有効である。しかし、その含有量が０．１％未満ではこれらの効果に乏しく、一方、１．５％を超えて含有するとこれらの効果が飽和するだけでなく、偏析することによって逆に耐ＳＳＣ性を劣化することとなる。したがって、その含有量を０．１〜１．５％とする。なお、Ｍｏの好ましい含有量は０．３〜０．８％である。
【００４７】
Ｔｉ：０．００５〜０．５０％
Ｔｉは、オフライン焼入のための再加熱の昇温過程で微細な炭窒化物として析出して、結晶粒の粗大化並びに再加熱焼入れ時の異常粒成長を防止する効果がある。また、鋼中の不純物であるＮを固定する作用があるので、鋼中にＢを添加する場合には、焼入時にＢを鋼中に固溶状態で存在させて鋼の焼入性を向上する作用がある。しかし、その含有量が０．００５％未満ではこれらの効果が小さく、一方、０．５０％を超えて含有すると鋼の靱性劣化を招くこととなる。従って、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．５０％とする。なお、Ｔｉの好ましい含有量は０．０１〜０．１０％である。
【００４８】
Ａｌ：０．００１〜０．５０％
Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。しかし、その含有量が０．００１％未満では所望の効果が得られず、０．５０％を超えると介在物が多くなって鋼の靱性が劣化し、介在物の粗大化により耐ＳＳＣ性が劣化する。したがって、その含有量を０．００１〜０．５０％とする。
【００４９】
本発明にかかる継目無鋼管の化学組成は、上記の成分のほか、残部がＦｅと不純物からなるものである。ここで、不純物とは、継目無鋼管を工業的に製造する際に、鉱石やスクラップ等のような原料を始めとして、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
【００５０】
本発明は、次に述べるように、この不純物中のＮｉ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸素）の含有量を抑制する必要がある。
【００５１】
Ｎｉ：０．１％以下
Ｎｉは鋼の耐ＳＳＣ性を劣化させ、その含有量が０．１％を超えると耐ＳＳＣ性の劣化が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＮｉの含有量を０．１％以下とする。
【００５２】
Ｐ：０．０４％以下
Ｐは粒界に偏析して鋼の靱性と耐ＳＳＣ性を劣化させ、その含有量が０．０４％を超えると靱性と耐ＳＳＣ性の劣化が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量の上限を０．０４％とする。好ましくは０．０２５％以下である。
【００５３】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは粗大な介在物を生成して鋼の靱性と耐ＳＳＣ性を劣化させる。その含有量が０．０１％を超えると靱性と耐ＳＳＣ性の劣化が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量の上限を０．０１％とする。 好ましくは０．００５％以下である。
【００５４】
Ｎ：０．０１％以下
Ｎは過剰に存在すると、Ａｌ、Ｔi、Ｎｂ等とともに粗大な介在物を生成して鋼の靱性と耐ＳＳＣ性を劣化させる傾向があり、その含有量が０．０１％を超えると靱性と耐ＳＳＣ性の劣化が著しくなるので、不純物元素としてのＮの含有量の上限を０．０１％とする。また、Ｎが過剰に存在すると、Ｂの焼入れ性向上効果を妨げるので、鋼中にＢを添加する場合には、Ｂ添加の効果を妨げないように、ＴｉによってＮを固定することが望ましい。
【００５５】
Ｏ：０．０１％以下
ＯはＡｌ、Ｓｉ等とともに介在物を生成し、その粗大化により、鋼の靱性と耐ＳＳＣ性を劣化させる。その含有量が０．０１％を超えると靱性と耐ＳＳＣ性の劣化が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＯの含有量の上限を０．０１％とする。
【００５６】
なお、本発明にかかる継目無鋼管の化学組成としては、上記の成分のほか、必要に応じて、Ｂ、Ｖ、Ｎｂ、Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（希土類元素）の中から選んだ１種以上を、Ｆｅの一部に代えて、任意成分としてさらに含有させることができる。
【００５７】
Ｂ：０．０１％以下
Ｂは必要に応じて含有させることができる。Ｂは微量の含有量で鋼の焼入性を向上し、耐ＳＳＣ性を改善する元素である。しかし、０．０１％を超えて含有させると、鋼の靱性と耐ＳＳＣ性が劣化する。従って、Ｂの含有量を０．０１％以下とする。なお、Ｂの効果は、０．０００１％以上でも得られるが、Ｂの効果を安定的に得るためには、０．０００５％以上含有させるのが好ましい。なお、Ｔｉの含有量が少なく、ＴｉによるＮの固定が不十分な場合は、固溶ＮがＢと結合してＢＮを形成するため、有効なＢ濃度が減少する。Ｂの添加量はＴｉ及びＮの含有量を考慮する必要がある。
【００５８】
Ｖ：０．５％以下
Ｖは必要に応じて含有させることができる。含有させれば、焼戻時に微細な炭化物（ＶＣ）として析出して、焼戻軟化抵抗を高め、高温焼戻を可能とし、その結果、耐ＳＳＣ性を向上する効果がある。特に、Ｎｂとの複合添加で鋼に一層大きな硫化物応力割れ抵抗性を付与する作用があるので、必要に応じて含有させることができる。しかし、その含有量が０．５％を超えると鋼の靱性が劣化する。したがって、Ｖの含有量を０．５％以下とする。好ましくは、Ｖの含有量は０．２％以下である。なお、Ｖの含有効果を安定的に得るには、Ｖは０．０５％以上の含有量とすることが好ましい。
【００５９】
Ｎｂ：０．４％以下
Ｎｂを必要に応じて含有させることができる。含有させて仕上げ圧延後に処理を行えば、微細な炭窒化物として析出して結晶粒の粗大化並びに再加熱焼入時の異常粒成長を防止する。加えて、固溶Ｎｂは直接焼入後の焼戻時に炭窒化物として微細に析出し、旧オーステナイト粒径を微細化し、耐ＳＳＣ性を向上する効果があるので、必要に応じて含有させることができる。しかし、０．４％を超えると鋼の靱性が劣化するので、Ｎｂの含有量を０．４％以下とする。好ましくは、０．１％以下である。なお、Ｎｂの含有効果を安定的に得るには、Ｎｂ含有量を０．００５％以上とするのが好ましい。Ｎｂ含有量を０．０１％以上とすることがより好ましい。
【００６０】
Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下
これらの元素は、必要に応じて含有させることができる。いずれも、含有させれば、鋼中に不純物として存在するＳと反応して硫化物を形成して介在物の形状を改善し、耐ＳＳＣ性を向上させる作用があるので、必要に応じて、これらの元素のうちの少なくとも一種を含有させることができる。しかし、いずれの元素も０．００５％を超えて含有させると、靱性および耐ＳＳＣ性が低下するだけでなく、鋼表面に欠陥が多発しやすくなる。このため、これら元素の含有量は、いずれも０．００５％以下とする。好ましくは、いずれも０．００３％以下である。これらの元素を２種類以上含有させる場合の合計量の上限は０．００５％以下であり、好ましくは０．００３％以下である。なお、これらの元素の含有効果を安定的に得るには、いずれも０．０００１％以上含有させるのが好ましい。
【００６１】
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称であり、これらの元素のうちの１種または２種以上を含有させることができる。なお、ＲＥＭの含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。
【００６２】
Ｂ．熱間穿孔及び熱間圧延並びに熱処理について
本発明において、上記の低合金鋼からなるビレットは、穿孔可能な温度範囲に加熱され、熱間穿孔に供される。ビレットは上記の化学組成を有すればよく、インゴット材、ブルーム連続鋳造材、ラウンドＣＣ（Round Billet Continuous Casting）材等、特に履歴は問われない。穿孔前のビレット加熱温度は、通常、１１００〜１３００℃の範囲である。熱間穿孔の手段は必ずしも限定されるものではないが、例えば、マンネスマン穿孔等により中空素管を得ることができる。
【００６３】
得られた中空素管には、延伸加工と仕上げ加工が施される。延伸加工は、穿孔機で穿孔された中空素管を延伸および寸法調整して所望の形状・寸法の継目無鋼管を製造する工程であって、例えばマンドレルミルやプラグミル等により行うことができる。また仕上げ圧延は、サイザー等により行うことができる。延伸加工及び仕上げ加工の全体の加工度は、必ずしも限定されない。また、圧延仕上がり温度は１１００℃以下の範囲が望ましい。ただし、圧延の仕上がり温度が１０５０℃を超えると結晶粒の粗大化傾向が生じるので、より好ましい圧延仕上がり温度は１０５０℃以下である。なお、圧延温度が９００℃以下では、変形抵抗の増大により、加工が幾分困難になる場合がある。
【００６４】
本発明(1)〜(3)においては、熱間加工完了後速やかに焼入を行う。焼入温度は少なくともＡｒ３変態点以上であることが必要である。Ａｒ３変態点未満の温度では直接焼入後の組織をマルテンサイト主体の組織とすることができず、再度の焼入後後に所定の強度が得られないためである。焼入法として、一般的な水焼入が経済的であるが、マルテンサイト変態が生ずる焼入法であれば足り、例えばミスト焼入でもあってもよい。
【００６５】
本発明(4)〜(6)においては、熱間加工完了後、鋼管は炉でＡｒ３変態点以上１０００℃以下の範囲で加熱される。１０００℃を超える加熱を行うと、オーステナイトの粗粒化が顕著になり、後工程の再加熱焼入を行っても、旧オーステナイト粒径の微細化が困難となる。本発明(4)〜(6)の方法においては、インライン焼入の直前に前記範囲に加熱するため、炉による加熱処理後直ちに焼入すればＡｒ３変態点以上の焼入温度は充分確保できる。焼入方法は、本発明(1)〜(3)の場合と同様である。
【００６６】
本発明においては、前記の直接焼入またはインライン熱処理法による焼入の後、前記直接焼入等を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において４５０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理を行う。
【００６７】
本発明の製造方法においては、前記直接焼入等の後、前記直接焼入等を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備においてＡｃ１変態点以下の温度で加熱処理を行うことが特徴である。この加熱処理工程によって、鋼の硬度を低下させ、後続のオフライン熱処理(オフライン焼入)を行うまでの搬送段階や保管状態における遅れ破壊の発生を防止することができる。したがって、この目的のためには、前記Ａｃ１変態点以下の温度で加熱処理をするだけでなく、この加熱処理を直接焼入等を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において行われることが必要である。したがって、前記Ａｃ１変態点以下の温度での加熱処理をオフラインで行うことは、前記加熱処理のために、焼入後の鋼管を搬送する必要が生じることになり、その搬送段階での衝撃割れの問題が生じることから、全く無意味なのである。
【００６８】
上記のＡｃ１変態点以下の温度での加熱処理の目的は、鋼の硬度をＨＲＣで４２以下に調整することである。好ましくは４１以下に調整することであり、さらに好ましくは４０以下に調整することである。これによって、鋼管の、衝撃割れや置き割れ等の遅れ破壊の発生が抑制される。その機構は必ずしも明確ではないが、この熱処理により、鋼管の靭性も大幅に向上するため、衝撃割れの抑制には靭性の向上が寄与しているかも知れない。
【００６９】
前記加熱処理の熱処理温度が４５０℃未満では、通常の熱処理時間で鋼の硬度をＨＲＣで４２以下に調整することが困難であり、耐衝撃割れ性の改善には極めて長時間の熱処理時間を要する。したがって、４５０℃未満の加熱処理では、通常の熱処理時間では、鋼を十分に軟化させる効果は得られない。他方、Ａｃ１変態点を超えればフェライトとオーステナイトの２相域になってしまうので、次工程で体心立方構造（ＢＣＣ）のフェライト相から面心立方構造（ＦＣＣ）のオーステナイト相への逆変態を完全に行うことはできず、この逆変態を完全に行うためにオフライン焼入を介在させることが無意味となる。好ましくは、前記加熱処理の熱処理温度は５００℃超である。以下、本明細書においては、直接焼入後、もしくはインライン焼れ後、かつ再加熱焼入前に、鋼管の軟化を目的として行う熱処理を、再加熱焼入後に行う焼戻と区別するために、「軟化処理」と言う場合がある。
【００７０】
前記加熱処理（軟化処理）の適正時間は、直接焼入等の工程の焼入装置に連接された加熱装置において、前段の工程と連続して行われるものであるから、その性格上、短時間の熱処理であることが望ましい。遅れ破壊防止の観点からは、長時間の軟化処理を排除するものではないが、短時間の軟化処理であればそのための設備規模は小規模で済む。軟化処理時間としては、好ましくは１〜３００ｍｉｎ、さらに好ましくは２〜６０ｍｉｎである。
【００７１】
軟化処理は、軟化処理の温度に依存する。本発明では、Larson-Miller型のパラメータとして、次の(1)式を用いることができる。
【００７２】
ＰＬ＝［Ｔ＋２７３］×［１９．７８＋log（ｔ）］      ・・・(1)式
但し、Ｔは加熱処理（軟化処理）温度（℃）、ｔは加熱処理（軟化処理）時間（ｈｒ）、logは常用対数である。
【００７３】
この場合に、ＰＬ値が１４０００〜１８６００の範囲を満足するように軟化処理することが好ましい。ＰＬ値が１４０００以上のときは、鋼の硬度をＨＲＣで４２以下に調整することが可能となり、耐衝撃割れ性をさらに改善することができる。そして、ＰＬ値が１８６００以下のときは、再加熱焼入後のγ粒度Ｎｏ．を８．５（ASTM  E-112-96に依る。以下同じ。）以上の細粒とすることができるので、耐ＳＳＣ性を改善傾向がさらに顕著になる。
【００７４】
より好ましくは、ＰＬ値が１４０００〜１８３００の範囲を満足するように軟化処理することであり、この場合、再加熱焼入後のγ粒度Ｎｏ．を８．７以上の細粒とすることができる。
【００７５】
さらに好ましくは、ＰＬ値が１７０００〜１８０００の範囲を満足するように軟化処理することであり、この場合、再加熱焼入後のγ粒度Ｎｏ．を８．８以上の細粒とすることができ、かつ鋼の硬度をＨＲＣで４０以下に調整することが可能となる。
【００７６】
このように、Ａｃ１変態点以下の温度での軟化処理を行うと、この軟化処理行わない場合と比較して、再加熱焼入後の旧オーステナイト粒径は大きくなる傾向が認められる。詳細な機構は、必ずしも明確ではないが、前記軟化処理の熱処理温度の上昇や、熱処理時間の長時間化に伴い、ＴｉやＮｂの炭窒化物が微細に析出することが想定される。この炭窒化物が、再加熱焼入の過程で一部凝集、粗大化するために、再加熱焼入のＡｃ３変態点以上での均熱段階でピンニンング効果が不完全になり、直接焼入後、軟化処理が無い場合に比較すると、最終焼入後の旧オーステナイト粒径がやや大きくなると考えられる。直接焼入のみで、軟化処理が無い場合は、炭窒化物がほとんどないまま、焼入のための均熱に供されるため、この段階で炭窒化物が微細析出し、ピンニング効果が十分発現すると考えられる。したがって、上記軟化処理は、鋼の硬度をＨＲＣで４２以下、好ましくは４１以下、特に好ましくは４０以下とするのに必要限度の加熱条件で行うことがのぞましい。
【００７７】
軟化処理後の冷却は、空冷とすることが望ましい。
【００７８】
軟化処理後、冷却された鋼管は、オフラインで再加熱され焼入、その後に焼戻が行われる。オフライン焼入のための再加熱は、Ａｃ３変態点以上の温度であることが必要である。焼入処理はオ−ステナイト状態から行う必要があるため、焼入温度はＡｒ３変態点以上を確保する。再加熱の温度が、Ａｃ３変態点＋１００℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化するため、Ａｃ３変態点＋１００℃以下の加熱温度とすることが望ましい。焼入法として、水焼入が一般的であるが、マルテンサイト変態が生ずる焼入法であれば、ミスト焼入でもあってもよい。
【００７９】
最終の焼戻温度の上限は、オーステナイトを析出させないため上限としてＡｃ１温度であるが、焼戻温度の下限は目的とする鋼管の強度により変化させればよい。強度を低くする場合はこの温度を高くし、強度を高くする場合は低い温度で焼戻す。
【００８０】
最終の焼戻を行った後の冷却は、空冷とすることが望ましい。
【実施例１】
【００８１】
表１に示す化学組成の鋼種Ａ〜Ｃを連続鋳造機で鋳込み、直径３１０ｍｍのビレットを作成した。このビレットを１２５０℃まで加熱した後、マンネスマン・ピアサーにより穿孔を行った。その後、マンドレルミルによる延伸圧延及びレデューサーによる縮径圧延により、外径２７３．０５ｍｍ×肉厚１９．０５ｍｍ×長さ１２ｍの製管寸法に仕上げた。熱間加工の仕上げ圧延温度は、９５０℃であった。【００８２】
【表１】
2010113953.tif 000003
【００８３】
熱間圧延後を終了した鋼管は、（ａ）そのまま水焼入による直接焼入、（ｂ）熱間圧延終了後、直ぐに９５０℃×１０ｍｉｎの補熱を行い、水冷で焼入するインライン熱処理、のいずれかを行った。軟化処理の条件は、表２に示すとおりである。なお、表２において、ＤＱは前記（ａ）の直接焼入を行ったことを示し、ＩＬＱは前記（ｂ）のインライン熱処理を行ったことを示す。【００８４】
【表２】
2010113953.tif 000004
【００８５】
直接焼入後またはインライン熱処理による焼入後の軟化処理の効果をシミュレートするため、水冷焼入された鋼管を分断し、実験炉にて各種条件で熱処理した。そして、更に実験炉にてオフライン焼入焼戻をシミュレートした焼入、焼戻を行った。焼入のための加熱条件は９２０℃で均熱時間２０ｍｉｎとし、焼入は水焼入とした。最終の焼戻は、６８０℃以上Ａｃ１点以下の温度で均熱時間３０〜６０ｍｉｎとし、鋼Ａ、ＢについてはＹＳが90ksi級に、鋼ＣについてはＹＳが110ksi級となるように調整して行った。【００８６】
調査項目としては、直接焼入等の後、軟化処理を経た段階（比較材として、直接焼入後、軟化処理を実施しないものについては直接焼入ままの段階）で、硬度の測定、シャルピー試験を行った。即ち、直接焼入等まま及び直接焼入等の後、軟化処理を経た鋼管から一部を試験片として分取した。【００８７】
硬度の測定は、ロックウエル硬度計を用い、内面近傍、肉厚中央、外面近傍について、各３点でＣスケール硬度（ＨＲＣ）を測定し、９点の平均値を算定した。【００８８】
シャルピー試験は、Ｌ方向（長手方向が圧延方向と平行となる方向）について切断し、ASTM E-23に準拠した１０ｍｍ幅のＶノッチ試験片を準備した。【００８９】
試験は室温で行い、延性破面率、吸収エネルギーを評価した。【００９０】
上記調査用の試験片を分取した残部の鋼管は、更に前述の再加熱焼入、焼戻を施したが、この最終状態の鋼管において、旧オーステナイト粒径および、耐ＳＳＣ性を調査した。【００９１】
旧オーステナイト粒度は、圧延方向に直交する断面の試料を樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食し（Bechet-Beaujard法）により粒界を現出させASTM E-112-96に準じて調査した。【００９２】
これらの結果についても、表２に示す。なお、表２において、Ｎｏ．１２は従来例として、鋼種Ａについて、直接焼入等の後、軟化処理を行わず、再加熱による焼入と焼戻を行ったものである（表２では従来法IIとして示されている。）。また、Ｎｏ．１３は、直接焼入ままの状態における旧オーステナイト粒度を示すために掲げたものであって、直接焼入後焼戻のみを行う工程で得られる旧オーステナイト粒度を示す（表２では参考例として示されている。）。また、Ｎｏ．１１は、同じく鋼種Ａを熱間製管後、一旦室温まで放冷した後、さらに９２０℃で２０ｍｉｎ均熱して水焼入し、６９５℃で６０ｍｉｎ焼戻した場合（即ち、従来技術の「再加熱焼入、焼戻」による場合であって、表２では従来法Iとして示されている。）であり、旧オーステナイト粒度は、焼入加熱後のものである。【００９３】
また、Ｎｏ．２０（鋼種Ａ）及びＮｏ．２７（鋼種Ｃ）は比較例として、インライン熱処理後に、軟化処理を行わずに、再加熱による焼入と焼戻を行ったものである（表２では従来法IIとして示されている。）。さらに、Ｎｏ．２１（鋼種Ａ）及びＮｏ．２９（鋼種Ｃ）は、インライン熱処理後の焼入ままの状態における旧オーステナイト粒度を示すために掲げたものであって（表２では参考例として示されている。）、インライン熱処理直後に焼入して、後に焼戻のみを行う工程で得られる旧オーステナイト粒度を示す。【００９４】
また、Ｎｏ．１９（鋼種Ａ）及びＮｏ．２８（鋼種Ｃ）は、熱間製管後、一旦室温まで放冷した後、さらに工業設備のオフライン熱処理炉で９００℃で６９ｍｉｎ均熱して水焼入し、６９５℃で６０ｍｉｎ焼戻した場合（即ち、従来技術の「再加熱焼入、焼戻」による場合であって、表２では従来法Iとして示されている。）であり、旧オーステナイト粒度は、再加熱焼入後のものである。【００９５】
表２から明らかなように、例えば、Ｎｏ．１２の直接焼入ままのＨＲＣで４８程度の硬度が、Ｎｏ．７に示されるように、直接焼入等の後の軟化処理として５００℃×５ｍｉｎの熱処理により、ＨＲＣでほぼ４０近くにまで低下することから、５００℃であるいは５００℃超の温度でより長時間の加熱を行えば、ＨＲＣで４１以下となることが想定される。【００９６】
図１は、表２の結果について、ＰＬ値と硬度の関係を整理したものである。ＰＬ値が１４０００以上であれば、ＨＲＣ４２以下の硬度が確保できるものと考えられる。
再加熱焼入後のオーステナイト粒度に関しては、直接焼入後軟化処理を行わずに、再加熱による焼入焼戻を行った場合、例えば、Ｎｏ．１２では、旧オ−ステナイト粒度Ｎｏ．は９．３であり、熱間圧延後、直接焼入れを行わずに冷却し、再加熱焼入焼戻を行った場合（Ｎｏ．１１、従来法I）の粒度Ｎｏ．の８．４と比較して、オーステナイト粒度が微細化する。しかし、直接焼入れ後の軟化処理温度の上昇または熱処理時間の長時間化に伴い、最終の焼入れを得た後の旧オーステナイト粒度Ｎｏ．が小さくなる傾向が認められる。【００９７】
同様の傾向はインライン熱処理後に焼入を行った場合にも認められる。図２は、表２の結果について、ＰＬ値と再加熱焼入後（最終の焼戻前）のオーステナイト（γ）粒度の関係を整理したものである。ＰＬ値が１９０００を超えると粒度Ｎｏ．の低下が顕著になることが明らかである。【００９８】
したがってＮｏ．１１、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２８等、従来法I（再加熱焼入法）に対する性能上の優位性を確保するためには、粒度Ｎｏ．を８．５以上、好ましくは８．７以上とするのがよく、このためには、ＰＬ値を１８６００以下に、好ましくは１８３００以下にすればよい。【００９９】
また、耐ＳＳＣ性の確認のため、表２中のＮｏ．１、Ｎｏ．7およびＮｏ．１５について、最終の焼戻を終えた鋼材から、長手方向が圧延方向（Ｌ方向）で、平行部の寸法が長さ６．３５ｍ、外径２５．４ｍｍのNACE TM0177 Method A に規定される丸棒引張試験片及び試験条件で定荷重試験を行った。試験溶液は０．５％酢酸＋５％食塩（NaCl）水溶液を用い、この溶液に０．１ＭＰａの硫化水素ガスを通気しながら、公称最小耐力の９０％の応力（今回の試験では試作鋼管の公称耐力が９５ｋｓｉとなるように調整したので、８５．５ｋｓｉの応力）を負荷して行った。結果を表３に示す。【０１００】
【表３】
2010113953.tif 000005
【０１０１】
いずれも、７２０ｈｒの定荷重試験では破断を生じず、耐ＳＳＣ性においても問題の無いことが確認された。
【実施例２】
【０１０２】
表４に示す化学組成の鋼Ｄ〜Ｈを連続鋳造機で鋳込み、直径３１０ｍｍのビレットを作成した。このビレットを１２５０℃まで加熱した後、マンネスマン・ピアサーにより穿孔を行い、仕上げ圧延温度を９５０℃して熱間加工を終了、外径２７３．０５ｍｍ×肉厚１９．０５ｍｍ×長さ１２ｍの製管寸法に仕上げた。鋼Ｄについては、仕上げ圧延終了後水冷により直接焼入を行った。鋼Ｅ〜Ｈに関しては、前記仕上げ圧延終了後、９５０℃×１０ｍｉｎの補熱を経て、水冷で焼入れるインライン熱処理を行い、更にインライン熱処理工程の焼入装置に連接して設置された加熱処理装置で軟化処理を行った。別途、一部の鋼（鋼Ｆ）に関しては、比較のために前記仕上げ圧延終了後放冷した。【０１０３】
【表４】
2010113953.tif 000006
【０１０４】
その後すべての試験材に関しては、オフライン熱処理炉で再加熱して焼入（水冷）を行い、さらに、焼戻を行った。焼戻は、６８０℃以上Ａｃ１変態点以下の温度範囲で、鋼Ｄ〜Ｇに関してはＹＳが95ksi級に、鋼Ｈに関してはＹＳが110ksi級の値になるように調整して行った。なお、すべての試験材について、前記焼戻前の段階で、鋼のオーステナイト粒度を実施例１と同じ方法で測定した。【０１０５】
以上のような工程で製造された鋼管から、平行部径６．３６ｍｍ、標線間距離２５．４ｍｍの丸棒引張試験片を圧延方向に採取し、常温で引張試験を行うとともに、耐ＳＳＣ性をＤＣＢ（Double Cantilever Beam）試験により評価した。各供試材から厚さ１０ mm、幅２５ｍｍ、長さ１００ mmのＤＣＢ試験片を採取し、NACE（National Association of Corrosion Engineers）TM0177-2005 method Dに準じてＤＣＢ試験を行った。試験浴としては、1 atmの硫化水素ガスを飽和させた、常温（24℃）の５wt％食塩＋０．５wt％酢酸水溶液を用い、この試験浴に３３６ｈ浸漬し、前記method Dに規定される方法で応力拡大係数ＫISSC値（ｋｓｉ・ｉｎ０．５）を求めた。熱処理条件と共に、その結果を表５に示す。【０１０６】
【表５】
2010113953.tif 000007
【０１０７】
Ｎｏ．５２−５３及びＮｏ．５６−６１は本発明例である、インライン熱処理後にその焼入装置に連接して設置された熱処理設備において、軟化処理を行ったものである。発明例の再加熱焼入後のγ粒度Ｎｏ．は８．７以上であり、ＫISSCは、ＹＳが110ksi未満の試験材では30.7ksi・in１/２以上、110ksi以上の試験材では、24.8 ksi・in１/２以上であった。一般に、耐ＳＳＣ性としてＹＳ95ksi級ではＫISSCが30以上、110ksi級では24以上が要求されるが、本発明例によれば必要な耐ＳＳＣ性は確保されていることが明らかである。【０１０８】
なお、Ｎｏ．５１は、比較材として直接焼入後オフラインで焼入、焼戻を行ったものであり、遅れ破壊の問題がなければ、耐ＳＳＣ性は優れている。Ｎｏ．５４−５５は、従来技術の一つである熱間圧延終了後、as-rolled（圧延まま）から再加熱焼入を行ったものであるが、本発明例の耐ＳＳＣ性がこれらに比べて優れることが明らかである。
【産業上の利用可能性】
【０１０９】
本発明によれば、直接焼入された鋼管またはインライン熱処理で焼入された鋼管を、オフラインで再加熱焼入、焼戻で熱処理して低合金鋼継目無鋼管を製造する際に、製品性能に悪影響を及ぼすことなく、衝撃割れや置き割れ等、遅れ破壊の発生を抑制することができる低合金鋼継目無鋼管の製造方法を提供することができる。
【図１】
2010113953.tif 000008
【図２】
2010113953.tif 000009
【手続補正書】
【提出日】平成22年8月16日(2010.8.16)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．４％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管の温度がＡｒ３変態点以上の温度から直接焼入を行い、その後、前記直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(2)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔで加熱処理して鋼管の硬度をＨＲＣで４２以下にした後、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
４５０℃≦Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(2)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項２】
請求項１に記載の継目無鋼管の製造方法において、直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理は、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(3)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔでおこなうことを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
５００℃＜Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(3)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．４％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管をインラインでＡｒ３変態点以上１０００℃までの温度で補熱し、Ａｒ３変態点以上の温度からインライン焼入を行い、その後、前記インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(2)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔで加熱処理して鋼管の硬度をＨＲＣで４２以下にした後、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
４５０℃≦Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(2)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項４】
請求項３に記載の継目無鋼管の製造方法において、インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理は、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(3)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔでおこなうことを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
５００℃＜Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(3)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【請求項５】
ビレットの成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、下記の(I)および(II)の元素群のうちの少なくとも１群から選ばれた、少なくとも１種の成分を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法。
(I) Ｖ：０．５％以下。
(II) Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２３】
本発明は、上記の知見を基礎として完成したものであって、その要旨は下記の(1)〜(5)に示す継目無鋼管の製造方法にある。以下、それぞれ、単に「本発明(1)」〜「本発明(5)」ということがある。また、本発明(1)〜本発明(5)を総称して、「本発明」ということがある。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２４】
(1) 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．４％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管の温度がＡｒ３変態点以上の温度から直接焼入を行い、その後、前記直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(2)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔで加熱処理して鋼管の硬度をＨＲＣで４２以下にした後、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
４５０℃≦Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(2)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２５
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２６
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２７
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２７】
(2) 上記(1)の継目無鋼管の製造方法において、直接焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理は、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(3)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔでおこなうことを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
５００℃＜Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(3)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２８
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２９
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００２９】
(3) 質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．４％、Ａｌ：０．００１〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及び不純物からなり、不純物中のＮｉは０．１％以下、Ｐは０．０４％以下、Ｓは０．０１％以下、Ｎは０．０１％以下、Ｏは０．０１％以下の成分組成からなるビレットを熱間穿孔及び熱間圧延し更に熱処理を行う継目無鋼管の製造において、熱間圧延後の鋼管をインラインでＡｒ３変態点以上１０００℃までの温度で補熱し、Ａｒ３変態点以上の温度からインライン焼入を行い、その後、前記インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備において下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(2)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔで加熱処理して鋼管の硬度をＨＲＣで４２以下にした後、更に、前記加熱処理が施された鋼管を再加熱してＡｃ３変態点以上の温度から焼入れ、Ａｃ１変態点以下の温度で焼戻すことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
４５０℃≦Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(2)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【手続補正９】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３０
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１０】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３２
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３２】
(4) 上記(3)の継目無鋼管の製造方法において、インライン焼入を行う焼入装置に連接して設置された熱処理設備における加熱処理は、下記(1)式で定義されるＰＬ値が１４０００以上１８６００以下の範囲を満足しかつ下記(3)式を満足する加熱処理温度Ｔおよび加熱処理時間ｔでおこなうことを特徴とする製造方法。
ＰＬ＝（Ｔ＋２７３）×［１９．７８＋ｌｏｇ（ｔ）］        ・・・(1)式
５００℃＜Ｔ≦Ａｃ１変態点      ・・・(3)式
但し、Ｔは加熱処理温度（℃）、ｔは加熱処理時間（ｈｒ）である。
【手続補正１２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３３
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００３４】
(5) ビレットの成分組成が、Ｆｅの一部に代えて、下記の(I)および(II)の元素群のうちの少なくとも１群から選ばれた、少なくとも１種の成分を含有することを特徴とする、上記(1)〜(4)のいずれかの継目無鋼管の製造方法。
(I) Ｖ：０．５％以下。
(II) Ｃａ：０．００５％以下、Ｍｇ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下。
【手続補正１４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３５
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３６
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３７
【補正方法】削除
【補正の内容】
【手続補正１７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６４
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６４】
本発明(1)および(2)においては、熱間加工完了後速やかに焼入を行う。焼入温度は少なくともＡｒ３変態点以上であることが必要である。Ａｒ３変態点未満の温度では直接焼入後の組織をマルテンサイト主体の組織とすることができず、再度の焼入後後に所定の強度が得られないためである。焼入法として、一般的な水焼入が経済的であるが、マルテンサイト変態が生ずる焼入法であれば足り、例えばミスト焼入でもあってもよい。
【手続補正１８】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００６５
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００６５】
本発明(3)および(4)においては、熱間加工完了後、鋼管は炉でＡｒ３変態点以上１０００℃以下の範囲で加熱される。１０００℃を超える加熱を行うと、オーステナイトの粗粒化が顕著になり、後工程の再加熱焼入を行っても、旧オーステナイト粒径の微細化が困難となる。本発明(3)および(4)の方法においては、インライン焼入の直前に前記範囲に加熱するため、炉による加熱処理後直ちに焼入すればＡｒ３変態点以上の焼入温度は充分確保できる。焼入方法は、本発明(1)および(2)の場合と同様である。
【国際調査報告】
2010113953.tif 000010
2010113953.tif 000011
2010113953.tif 000012
2010113953.tif 000013