(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管のオンライン制御冷却方法であって、
継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３％、Ｍｎ：０．５〜１．６５％、Ｃｒ：
０〜０．９％、Ｎｉ：０〜１．０５％、Ｍｏ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物であり、
素管の温度がＡｒ３より高い条件下において、素管の周方向に水を均一にスプレーするこ
とにより、素管をＴ１℃〜Ｔ２℃まで、冷却速度をＮ１℃／ｓ〜Ｎ２℃／ｓとなるように
制御しながら、連続的に冷却し、その後、冷却速度が１０℃／ｓ以下となるように室温ま
で空冷する工程を含むことを特徴とする継目無鋼管のオンライン制御冷却方法であって、
ここで、Ｔ１＝８１０−３６０Ｃ−８０（Ｍｎ＋Ｃｒ）−３７Ｎｉ−８３Ｍｏ、Ｔ２＝Ｔ
１＋１１５℃、Ｎ１＝５５−８０×Ｃ、Ｎ２＝１６８×（０．８−Ｃ）（上記式中、Ｃ、
Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、継目無鋼管におけるそれぞれの元素の質量％を表す。）
である、
継目無鋼管のオンライン制御冷却方法。
【請求項２】
継目無鋼管における合金の合計含有量が、質量％で、３％以下であり、合金がＣ、Ｍｎ、
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉから選ばれる少なくとも１種を含む、請求
項１に記載の継目無鋼管のオンライン制御冷却方法。
【請求項３】
継目無鋼管における合金の合計含有量が、質量％で、０．２〜３％である、請求項２に記
載の継目無鋼管のオンライン制御冷却方法。
【請求項４】
効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管の製造方法であって、
（１）鋼管用ビレットを製造する工程と、
（２）鋼管用ビレットを素管に成形する工程と、
（３）請求項１〜３のいずれかの１項に記載の継目無鋼管のオンライン制御冷却方法を用
いて冷却を行う工程と、
を含む継目無鋼管の製造方法。
【請求項５】
得られた継目無鋼管の結晶粒度が７．５以上である、請求項４に記載の継目無鋼管の製造
方法。
【請求項６】
前記工程（２）において、鋼管用ビレットを１１００〜１３００℃まで加熱し、１〜４時
間保持してから、穿孔、連続圧延、ストレッチレデューシングによる縮径またはストレッ
チサイジングによる定径を経て素管とする、請求項４に記載の継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は制御冷却方法に関し、特に継目無鋼管のオンライン制御冷却方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、製品形態及び製造方法上の制約から、合金元素の添加および圧延後のオフライン熱処理のみにより、熱間圧延継目無鋼管の製品性能を向上させてきた。例えば、油井管の場合、５５５ＭＰａ（８０Ｋｓｉ）以上のグレードの製品を製造するために、大量の合金元素を添加する必要があり、このような生産方式では、大幅に製造コストを増加させる。または、通常鋼種をオフライン調質熱処理により前記製品を製造することもできる。ここで、オフライン調質熱処理とは、熱間圧延継目無鋼管を圧延し、室温まで空冷された後、ひとまずチューブ材の保管倉に入れ、その後、必要に応じて熱処理を行う工程である。しかしながら、このような方式でもプロセスが複雑で、コストが増加するという問題がある。
【０００３】
鋼の結晶粒度の大きさはその性質に直接影響を与え、そして結晶粒微細化強化は鋼の強度と靭性を同時に向上させる唯一の強化メカニズムである。一般的には、空気吹き込み、スプレー水冷等の手段により高温管（オーステナイト状態）の冷却速度を加速することにより、オーステナイトの過冷度を増大させ、フェライトの核生成が促進され、結晶粒微細化および強度向上に寄与する。
【０００４】
当業者は、オンライン加速冷却を採用することで継目無鋼管において細かい結晶粒およびより一層良好な性能が得られることを既に知っているにもかかわらず、なぜこの技術を採用しないのか？これは、以下の原因があると考えられる。冷却が速すぎると、ベイナイトひいてはマルテンサイト変態を引き起こすことがあり、強度が大幅に改善されるが、靭性、伸び率の低下、および降伏比の増加などの材料の品質特性の大きな変化を引き起こすため、必ずしも使用ニーズに適応していない。一方、鋼管はその断面の特殊性により、板材などの製品よりも内部応力が高く、強制の冷却速度が速すぎると割れ等の他の問題が発生しやすくなる。
【０００５】
そこで、鋼管の熱間圧延後の残留熱を利用し、オンライン冷却プロセスを制御し、ベイナイトやマルテンサイトなどの非平衡相変態なしに効果的に結晶粒を微細化でき、継目無鋼管の強靭性を改善する継目無鋼管のオンライン制御冷却方法が望まれている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明の一態様は、結晶粒を効果的に微細化する継目無鋼管のオンライン制御冷却方法を提供することを目的とする。該方法によれば、大量の合金元素を添加しなくても、結晶粒がよく微細化された継目無鋼管を得ることができる。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
本発明では、上記目的を達成するために、以下の工程を含む効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管のオンライン制御冷却方法を提供する。
【０００８】
素管の温度がＡｒ３より高い条件下において、素管の周方向に均一に水をスプレーすることにより、素管をＴ１℃〜Ｔ２℃まで、冷却速度をＮ１℃／ｓ〜Ｎ２℃／ｓとなるように制御しながら、連続的に冷却する。ここで、Ｔ１＝８１０−３６０Ｃ−８０（Ｍｎ＋Ｃｒ）−３７Ｎｉ−８３Ｍｏ、Ｔ２＝Ｔ１＋１１５℃、Ｎ１＝５５−８０×Ｃ、Ｎ２＝１６８×（０．８−Ｃ）（上記式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、継目無鋼管におけるそれぞれの元素の質量％を表す。）である。
【０００９】
その後、冷却速度が１０℃／ｓ以下となるように室温まで空冷する。
【００１０】
上記の通り、従来技術において、オンライン加速冷却が採用されなかった理由は、この方式ではベイナイトひいてはマルテンサイト変態を引き起こすことがあり、これにより、鋼管の靭性、伸び率が低下し、また熱変形後の継目無鋼管の内部応力がオフライン再加熱でオーステナイト化ときの内部応力を遥かに超えたため、オンライン加速冷却によって継目無鋼管に割れが非常に発生しやすくなるためである。本発明者らは、この技術課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、ベイナイトやマルテンサイト相変態のない状態下で、結晶粒を著しく微細化させるため、鋼種に含有される元素と効率的に配合されるように、焼入れ冷却開始温度、焼入れ冷却最終温度および冷却速度を厳密に制御する必要があることを見出し、本発明に到達した。
【００１１】
本発明の技術案において、素管の温度がＡｒ３の温度を上回る必要がある。これは、Ａｒ３未満の温度で継目無鋼管のオンライン制御冷却プロセスを行うと、継目無鋼管に初析フェライトが部分的に生成し、結晶粒微細化の効果および性能に影響を与えると考えられるからである。
【００１２】
また、素管をＴ１℃〜Ｔ２℃（Ｔ１＝８１０−３６０Ｃ−８０（Ｍｎ＋Ｃｒ）−３７Ｎｉ−８３Ｍｏ、Ｔ２＝Ｔ１＋１１５℃）に連続的に制御冷却するのは、本発明者らが研究を重ねた結果、素管の連続冷却したときの最終温度を該当温度範囲に制御することによって、より良い実施結果を得ることができることを発見したからである。
素管の連続冷却したときの最終温度がＴ２℃より高いと、オーステナイトの過冷度が不十分で、十分な結晶粒微細化効果を得ることができない。素管の連続冷却したときの最終温度がＴ１℃より低いと、ベイナイトまたはマルテンサイト変態が起こり、継目無鋼管の最終の品質特性に重大な悪影響を及ぼす。よって、本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法中に、素管をＴ１℃〜Ｔ２℃まで連続的に制御冷却する。
【００１３】
また、本発明者らはさらに、冷却速度をＮ１℃／ｓ〜Ｎ２℃／ｓ（Ｎ１＝５５−８０×Ｃ、Ｎ２＝１６８×（０．８−Ｃ））の範囲となるように制御すると、得られた継目無鋼管が優れた性能を有することを発見した。冷却速度がＮ１℃／ｓより低いと、オーステナイトの過冷度が不十分となるおそれがある。冷却速度がＮ２℃／ｓより高いと、継目無鋼管に割れが発生しやすくなる。よって、本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法中に、冷却速度をＮ１℃／ｓ〜Ｎ２℃／ｓとなるように制御する。
【００１４】
なお、Ａｒ３温度は当業者が公知のものであり、または、例えばマニュアルを参照することで得られ、または熱シミュレーション実験を用いて測定することにより得られる。
【００１５】
なお、上記式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、継目無鋼管におけるそれぞれの元素の質量％を表し、即ち、式中のＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏに代入される値は、％記号前の数値であり、例えば、Ｃの質量％が０．１７％である実施例において、前記式に代入される値は０．００１７でなく、０．１７である。他の元素の代入も同じことなので、ここで説明を省略する。
【００１６】
さらに本発明で定義される前記式は、必ずしも該継目無鋼管がＭｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏの元素を同時に含有することを意味していない。この式は、本発明の方式で焼入れを行う継目無鋼管に対する一般式である。この式中、前記元素の１種または２種以上が含有されない場合、かかる数値としてゼロを代入する。
【００１７】
また、本発明の技術案において、急冷後に空冷工程をさらに設置することで結晶粒微細化を行い、継目無鋼管を空冷して急冷する際にオーステナイトの過冷度が大きくなるので、空冷時に冷却速度が速くならないように制御する必要があり、空冷の冷却速度が１０℃／ｓを超えると、顕著なベイナイト変態が起こることがある。よって、本発明の技術案中に、空冷の冷却速度を１０℃／ｓ以下となるように制御する。
【００１８】
さらに、本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法において、継目無鋼管に含有される合金の合計含有量は、質量％で、３％以下であり、合金がＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉから選ばれる少なくとも１種を含有する。合金の合計含有量が３％を超える鋼では、空冷でベイナイト／マルテンサイトが得られたので、本発明の方式を適用できない。なお、本発明の技術案の合金の種類はＣ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｖ、ＮｂおよびＴｉという種類に限られず、さらに他の合金を含有することもできる。
【００１９】
さらに、本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法において、継目無鋼管における合金の合計含有量が、質量％で、０．２〜３％である。
【００２０】
本発明の技術案は、特に従来の炭素鋼または低合金鋼に適合し、過剰の合金元素を添加することなく、要求される性能を満たす継目無鋼管を製造することができる。
【００２１】
従って、本発明の他の目的は、以下の工程を含む効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管の製造方法を提供することにある。
【００２２】
（１）鋼管用ビレットを製造する工程、
【００２３】
（２）鋼管用ビレットを素管にする工程、
【００２４】
（３）前記継目無鋼管のオンライン制御冷却方法を採用して冷却を行う工程。
【００２５】
本発明にかかる効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管の製造方法では、前記継目無鋼管のオンライン制御冷却方法にて結晶粒を効果的に微細化する実施効果を実現できるため、従来技術と比較し、継目無鋼管を再加熱せずにオーステナイト化することができ、かつ継目無鋼管のオンライン制御冷却方法をそのまま採用することにより、継目無鋼管はより一層良好な靱性になることができる。
【００２６】
なお、工程（１）において、鋼管用ビレットは、製錬後の溶融した溶鋼を丸ビレットとしてそのまま鋳込むことによって製造することができる。または、先ず鋳込みを行い、次にスラブ鍛造または圧延することによって鋼管用ビレットにすることも採用できる。
【００２７】
さらに、本発明にかかる継目無鋼管の製造方法では、前記工程（２）において、鋼管用ビレットを１１００〜１３００℃まで加熱し、１〜４時間保持してから、穿孔、連続圧延、ストレッチレデューシングによる縮径またはストレッチサイジングによる定径を経て素管とする。
【００２８】
また、本発明の他の目的は、上述した継目無鋼管の製造方法を採用して得られる継目無鋼管を提供することにある。
【００２９】
さらに、本発明にかかる継目無鋼管では、その結晶粒度が７．５以上である。
【００３０】
さらに、本発明にかかる継目無鋼管では、その微細組織がパーライトおよびフェライトを主相とし、パーライト相とフェライト相の割合の合計が８０％以上である。
【００３１】
さらに、本発明にかかる継目無鋼管では、その微細組織がさらにベイナイトおよび／またはセメンタイトを含有する。
【発明の効果】
【００３２】
本発明にかかる効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管のオンライン制御冷却方法および製造方法は、以下の利点と有益な効果がある。
【００３３】
（１）本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法は、継目無鋼管の粒度番号が７．５以上となるように結晶粒を効果的に微細化することができる。
【００３４】
（２）本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法および製造方法を採用することにより、鋼管の靱性を効果的に向上させ、同一性能レベルでの合金元素の添加量を大幅に低減することができる。
【００３５】
（３）本発明にかかる継目無鋼管のオンライン制御冷却方法および製造方法を採用することにより、従来不可避であった継目無鋼管の割れ現象を回避することができ、製品の歩留まりが確保される。
【発明を実施するための形態】
【００３６】
以下、本発明にかかる効果的に結晶粒を微細化する継目無鋼管のオンライン制御冷却方法を実施例によりさらに解釈し説明するが、本発明は、これらの実施例によってなんら限定されるものではない。
【００３７】
実施例Ａ１〜Ａ７および比較例Ｂ１〜Ｂ６
【００３８】
前記実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管は以下の工程により製造されたものである。
【００３９】
（１）鋼管用ビレットを製造する工程：表１に示された各化学元素の質量％のとおりに製錬し、インゴットに鋳込み、インゴットを鋼管用ビレットに鍛造する。
【００４０】
（２）鋼管用ビレットを素管にする工程：鋼管用ビレットを１１００〜１３００℃まで加熱し、１〜４時間保持してから、穿孔、連続圧延、ストレッチレデューシングによる縮径または定径を経て素管とする。
【００４１】
（３）オンライン制御冷却プロセス；素管の温度がＡｒ３より高い条件下において、素管の周方向に均一に水をスプレーすることで、素管をＴ１℃〜Ｔ２℃まで連続的に冷却し、冷却速度をＮ１℃／ｓ〜Ｎ２℃／ｓの範囲となるように制御し、その後、室温まで空冷し、冷却速度を１０℃／ｓ以下となるように制御する。Ｔ１＝８１０−３６０Ｃ−８０（Ｍｎ＋Ｃｒ）−３７Ｎｉ−８３Ｍｏ、Ｔ２＝Ｔ１＋１１５℃、Ｎ１＝５５−８０×Ｃ、Ｎ２＝１６８×（０．８−Ｃ）であり、上記式中、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＭｏは、継目無鋼管におけるそれぞれの元素の質量％を表す。
【００４２】
本発明のオンライン制御冷却方法の本発明の実施効果への影響を示すために、比較例Ｂ１〜Ｂ６は鋼管用ビレットを製造する工程および鋼管用ビレットを素管にする工程において、実施例と同様の工程を採用したが、オンライン制御冷却プロセスにおいては本発明範囲外のプロセスパラメータを採用した。
【００４３】
表１は、実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管および比較例Ｂ１〜Ｂ６における継目無鋼管の化学元素の質量％を表す。
【００４４】
【表１】
0006586519.tif 000002
【００４５】
表２は、実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管および比較例Ｂ１〜Ｂ６における継目無鋼管の製造方法の具体的なプロセスパラメータを例示する。
【００４６】
【表２】
0006586519.tif 000003
【００４７】
実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管および比較例Ｂ１〜Ｂ６における継目無鋼管について各項目の性能測定を行い、得られたデータを表３に示した。その中、降伏強度データは、実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管および比較例Ｂ１〜Ｂ６における継目無鋼管をＡＰＩ弧状引張試験片に加工し、ＡＰＩ規格に準拠して試験を行った後、平均値として得られたものである。衝撃試験片のデータは、実施例Ａ１〜Ａ７および比較例Ｂ１〜Ｂ６における継目無鋼管を１０ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍのサイズ、Ｖ字型ノッチに加工した標準衝撃試験片とし、０℃で測定したものである。また、各実施例および比較例の焼入れ冷却後の硬度は、ロックウェル硬度計により測定して得られ、粒度番号はサンプリング後、ＧＢ／Ｔ６３９４規格に準拠して測定され、相の割合は金属組織顕出法により測定した。
【００４８】
【表３】
0006586519.tif 000004
【００４９】
表３からわかるように、実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管は、いずれも降伏強度が３３６ＭＰａより高く、０℃でのフルサイズの衝撃エネルギーが９８Ｊより高く、かつ結晶粒度の粒度番号が７．５より大きく、パーライト相＋フェライト相の割合が８０％以上であった。
【００５０】
表２および表１から分かるように、各実施例および各比較例の各化学元素の配合成分の割合には差がないが、各実施例および比較例の製造方法が大きく異なるため、実施例Ａ１〜Ａ７における継目無鋼管の全体的な性能は、比較例Ｂ１〜Ｂ６よりも優れている。また、表２および表３から分かるように、比較例Ｂ１の冷却開始温度がＡｒ３よりも低いため、初析フェライトが析出してしまい、焼入れ後の硬度が低下し、継目無鋼管の強度にも影響を与えた。比較例Ｂ２の冷却速度が本発明で規定する冷却速度の範囲よりも小さいため、所望の微細組織が得られず、さらにその性能に影響を与えた。比較例Ｂ３の冷却最終温度が本発明で規定したＴ２℃よりも高いため、比較例Ｂ３における継目無鋼管では、所望の組織が得られず、さらにその性能に影響を与えた。また、比較例Ｂ４の冷却速度が本発明で規定する冷却速度の範囲よりも速いため、鋼管に割れが発生し、硬度不足であった。比較例Ｂ５の冷却最終温度が本発明で規定するＴ１℃未満であり、比較例Ｂ６の空冷冷却速度が本発明で規定する冷却速度の範囲を上回り、比較例Ｂ５および比較例Ｂ６に明らかにベイナイト変態が起こったため、靭性が不十分であった。
【００５１】
以上、本発明の実施の形態について説明したが、今回開示された実施例はすべての点で例示であって制限的なものではない。本発明の範囲は請求の範囲によって示され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれる。