(57)【要約】  本発明の好ましい一側面は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たし、且つ微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、上記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である、低温靭性に優れた熱延鋼板、鋼管及びその製造方法を提供する。  ［関係式１］  ７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５  ［関係式２］  ４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
前記合金元素が下記関係式を満たし、且つ
微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、前記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、前記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である、低温靭性に優れた熱延鋼板。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【請求項２】
前記熱延鋼板の１０μｍ以上の介在物個数が１００＊５０ｍｍ２当たりに３００個以下であることを特徴とする、請求項１に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板。
【請求項３】
前記熱延鋼板は、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験で測定された衝撃靭性値が６０Ｊ以上、常温降伏強度が３２０ＭＰａ以上、常温均一伸び率が５０％以上であることを特徴とする、請求項１に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板。
【請求項４】
前記熱延鋼板は、微細組織として、−１９６℃において面積分率で９７％以上（１００％を含む）のオーステナイトを含むことを特徴とする、請求項１に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板。
【請求項５】
重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、前記合金元素が下記関係式を満たす鋼スラブを設ける段階と、
前記鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、
前記のように加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の圧延終了温度及び１０％以上の再結晶域におけるパス当たりの圧下率の条件で１次熱間圧延し、８５０〜１０００℃の圧延終了温度及び２％以下（０％を含む）の未再結晶域における圧下率の条件で２次熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、
前記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜６００℃の冷却終了温度まで水冷した後、巻取る段階と、を含む、低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【請求項６】
前記熱延鋼板は、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、前記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、前記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である微細組織を有することを特徴とする、請求項５に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項７】
前記熱延鋼板は、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験で測定された衝撃靭性値が６０Ｊ以上、常温降伏強度が３２０ＭＰａ以上、常温均一伸び率が５０％以上であることを特徴とする、請求項５に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記熱延鋼板の１０μｍ以上の介在物個数が１００＊５０ｍｍ２当たりに３００個以下であることを特徴とする、請求項５に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記熱延鋼板は、微細組織として、−１９６℃において面積分率で９７％以上（１００％を含む）のオーステナイトを含むことを特徴とする、請求項５に記載の低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法。
【請求項１０】
重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、
前記合金元素が下記関係式を満たし、且つ
微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、前記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、前記炭化物の大きさが０．５μｍ以下、フレアリング（ｆｌａｒｉｎｇ）拡管量が３０％以上である、低温靭性に優れた鋼管。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【請求項１１】
重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、前記合金元素が下記関係式を満たし、且つ微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、前記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍである熱延鋼板を設ける段階と、
前記熱延鋼板を造管して鋼管を得る造管段階と、
前記鋼管を８００℃以上の温度で１０分以上熱処理する段階と、を含む、低温靭性に優れた鋼管の製造方法。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【請求項１２】
鋼管の熱処理温度が８００〜１０００℃であることを特徴とする、請求項１１に記載の低温靭性に優れた鋼管の製造方法。
【請求項１３】
前記造管段階は電気抵抗溶接法を用いて行われることを特徴とする、請求項１１に記載の低温靭性に優れた鋼管の製造方法。
【請求項１４】
前記電気抵抗溶接は無酸化雰囲気で行われることを特徴とする、請求項１３に記載の低温靭性に優れた鋼管の製造方法。
【請求項１５】
前記無酸化雰囲気は、溶接空間を密閉し、アルゴンガスを噴射して得られることを特徴とする、請求項１４に記載の低温靭性に優れた鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、油井用鋼管などの製造に用いられる低温靭性に優れた熱延鋼板、鋼管及びその製造方法に関し、より詳細には、優れた均一伸び率、低温衝撃靭性、及び拡管性を有する熱延鋼板、それを用いた鋼管、及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
油井の採掘深さが深くなり、且つ採掘環境が厳しくなるにつれて、高強度、低温靭性、及び拡管性に優れたＡＰＩ鋼材に対する需要が徐々に増加している。特に、油井管用として用いられる鋼管には、高強度、高耐外圧圧壊強度、高靭性、優れた耐遅延破壊性などが要求される。また、採掘環境が厳しくなるにつれて、油井採掘コストが急速に増加するようになる。そのため、建設コストの低減のために、優れた拡管能を有するパイプが求められている。また、拡管をすると、塑性変形によってパイプ低温靭性特性が劣化するため、これを補償するために、高い衝撃エネルギーを有する熱延鋼板が求められている。
【０００３】
優れた拡管能は高い均一伸び率及び加工硬化指数によって得られると知られている。一般に、シームレス（Ｓｅａｍｌｅｓｓ）パイプが主に用いられており、その製造方法としては、高温に加熱されるビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を穿孔圧延機で穿孔し、プラグミル（Ｐｌｕｇ  ｍｉｌｌ）やマンドレルミル（ｍａｎｄｒｅｌ  ｍｉｌｌ）などの圧延機を用いて圧延した後、レデューサ（Ｒｅｄｕｃｅｒ）又はサイザー（Ｓｉｚｅｒ）を用いて軸径又は厚さを加工してから急冷して焼戻し熱処理を行う方法が挙げられる。かかる製造方法により製造すると、パイプの厚さ偏差が大きく、真円度がよくないため、オイルメジャー各社では、シームレス（Ｓｅａｍｌｅｓｓ）鋼管を低価の拡管用電気抵抗溶接鋼管に代替している。
【０００４】
溶接管の場合、造管工程中において円周方向及びパイプの長さ方向に４％以上の変形を受けるようになり、かかる加工硬化の影響が原因となって降伏強度が増加して降伏比が増加するようになる。かかる加工硬化は、鋼管の厚さと直径の比が増加するほど大きくなり、且つ鋼材の硬い第２相が多いほど増加するようになる。これに加えて、造管中の鋼管内部に集積された転位及び微小クラックなどの加工欠陥などによって鋼管の衝撃エネルギーが減少するようになる。
【０００５】
また、従来の炭素鋼製品は、使用温度が低くなると降伏強度が急激に増加し、靭性が大きく低下するという欠点があるため使用に制限がある。高い低温靭性を有する材料を製造する方法は、常温及び低温で安定したオーステナイト組織を有するようにすることである。フェライト組織は、低温で延性−脆性遷移現象を示し、低温の脆性区間において靭性が急激に減少する。
【０００６】
これに対し、オーステナイト組織は、極低温でも延性−脆性遷移現象がなく、高い低温靭性を有する。これは、フェライトとは異なり、低温で降伏強度が低く、塑性変形が容易であって外部変形による衝撃を吸収することができるためである。一方、低温でオーステナイト安定度を大きくする代表的な元素はＮｉであるものの、価格が高いという短所がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】韓国公開特許第２０１２−００２６２４９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の好ましい一課題は、優れた均一伸び率、低温衝撃靭性、及び拡管性を有する熱延鋼板を提供することである。
【０００９】
本発明の好ましい他の課題は、優れた均一伸び率、低温衝撃靭性、及び拡管性を有する熱延鋼板の製造方法を提供することである。
【００１０】
本発明の好ましいさらに他の課題は、優れた均一伸び率、低温衝撃靭性、及び拡管性を有する鋼管を提供することである。
【００１１】
本発明の好ましいさらに他の課題は、優れた均一伸び率、低温衝撃靭性、及び拡管性を有する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】
【００１２】
本発明の好ましい一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たし、且つ微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、上記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である、低温靭性に優れた熱延鋼板が提供される。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００１３】
上記熱延鋼板の１０μｍ以上の介在物個数が１００＊５０ｍｍ２当たりに３００個以下であることができる。
【００１４】
上記熱延鋼板は、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験で測定された衝撃靭性値が６０Ｊ以上、常温降伏強度が３２０ＭＰａ以上、常温均一伸び率が５０％以上であることができる。
【００１５】
上記熱延鋼板は、−１９６℃において面積分率で９７％以上（１００％を含む）のオーステナイトを含むことができる。
【００１６】
本発明の好ましい他の一側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たす鋼スラブを設ける段階と、上記鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、上記のように加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の圧延終了温度及び１０％以上の再結晶域におけるパス当たりの圧下率の条件で１次熱間圧延し、８５０〜１０００℃の圧延終了温度及び２％以下（０％を含む）の未再結晶域における圧下率の条件で２次熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜６００℃の冷却終了温度まで水冷した後、巻取る段階と、を含む、低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法が提供される。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００１７】
本発明の好ましいさらに他の側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たし、且つ微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、上記炭化物の大きさが０．５μｍ以下、フレアリング（ｆｌａｒｉｎｇ）拡管量が３０％以上である、低温靭性に優れた鋼管が提供される。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００１８】
本発明の好ましいさらに他の側面によると、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たし、且つ微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍである熱延鋼板を設ける段階と、上記熱延鋼板を造管して鋼管を得る造管段階と、上記鋼管を８００℃以上の温度で１０分以上熱処理する段階と、を含む、低温靭性に優れた鋼管の製造方法が提供される。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００１９】
上記鋼管の熱処理温度は８００〜１０００℃であることができる。
【００２０】
上記造管段階において電気抵抗溶接法を用いることができる。
【００２１】
上記電気抵抗溶接は無酸化雰囲気で行われることができる。
【００２２】
上記無酸化雰囲気は、溶接空間を密閉し、アルゴンガスを噴射して得ることができる。
【発明の効果】
【００２３】
本発明の好ましい側面によると、優れた均一伸び率、低温衝撃靭性、及び拡管性を有する熱延鋼板、及びこれを用いた鋼管を提供することができる。
【００２４】
本発明の好ましい側面による鋼管は、オイル及びガスの採掘時に有効に適用されることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
本発明は、Ｃ、Ｍｎ、及びＡｌなどを添加してオーステナイトの安定度を増加させて低温衝撃特性を向上させ、常温で高い伸び率を有するため、パイプ造管後にも拡管能に優れた熱延鋼板、それを用いた鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【００２６】
本発明は、油井用鋼管の造管後に、優れた拡管能を確保するために、成分及び組織を精密制御し、且つ鋼板及び鋼管の製造条件を適切に調節することにより、優れた高均一伸び率及び低温衝撃靭性に優れた熱延鋼板及びその製造方法、優れた鋼管拡管能を有する鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【００２７】
また、本発明は、電気抵抗溶接などを介して、鋼管として造管する際に、溶接ラインに生成される酸化物を抑制し、鋼管拡管時に溶接部が破損することを抑制することで、優れた拡管能を確保することができる鋼管及びその製造方法を提供するものである。
【００２８】
以下、本発明の好ましい一側面による低温靭性に優れた熱延鋼板について説明する。
【００２９】
本発明の好ましい一側面による低温靭性に優れた熱延鋼板は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下、Ａｌ：４％以下、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たす。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００３０】
炭素（Ｃ）：０．３５〜０．６５重量％（以下、「％」ともする）
Ｃは、鋼中にオーステナイトを安定化させ、固溶されて強度を確保するのに必要な元素である。しかし、その含有量が０．３５％未満の場合には、オーステナイト安定度が不足してフェライト又はマルテンサイトが形成され、低温靭性が低下する。そして、０．６５％を超えて添加する場合には、炭化物が形成されて表面欠陥が生じ、靭性が低下するため、炭素（Ｃ）の含有量は０．３５〜０．６５％に制限する。
【００３１】
シリコン（Ｓｉ）：０．０１〜０．４％
Ｓｉは、固溶強化による強度確保に寄与する。また、上記Ｓｉは、ＥＲＷ溶接時にＭｎ２ＳｉＯ４などの低融点酸化物を形成させ、溶接時に酸化物が容易に排出されるようにする。その含有量が０．０１％未満の場合には、固溶強化の効果がわずかであり、０．４％を超えると、Ｍｎ２ＳｉＯ４以外に高融点のＳｉＯ２酸化物の形成量が多くなり、電気抵抗溶接時における溶接部の靭性を低下させる可能性がある。したがって、上記Ｓｉの含有量は０．０１〜０．４％に制限することが好ましい。
【００３２】
マンガン（Ｍｎ）：１３〜２６％
Ｍｎは、オーステナイト組織を安定化させる役割を果たす元素であり、低温靭性を確保するためには、フェライトの形成を防止し、オーステナイト安定度を増加させる必要があるため、本発明では、少なくとも１３％以上添加する必要がある。その含有量が１３％未満で添加されると、マルテンサイト相が形成され、低温靭性が減少する。これに対し、２６％を超えると、製造原価が大幅に増加し、工程上熱間圧延段階における加熱時に内部酸化が激しく発生し、表面品質が悪くなるという問題が発生しうる。したがって、Ｍｎは１３〜２６％の範囲で添加する。
【００３３】
チタン（Ｔｉ）：０．０１〜０．３％
Ｔｉは、鋼中の窒素（Ｎ）と結合してＴｉＮ析出物を形成する元素である。本発明の場合、高温熱間圧延時に、一部のオーステナイト結晶粒の過大な粗大化が発生する可能性があるため、上記ＴｉＮを適切に析出させることにより、オーステナイト結晶粒の成長を抑制することができる。かかる目的のためには、Ｔｉは、少なくとも０．０１％以上添加する必要がある。但し、その含有量が０．３％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、逆に粗大なＴｉＮが晶出されてその効果が半減する可能性があるため好ましくない。したがって、本発明では、Ｔｉの含有量を０．０１〜０．３％に制限することが好ましい。
【００３４】
ボロン（Ｂ）：０．０１％以下（０％を除く）
Ｂは、オーステナイト結晶粒界に優先偏析されて結晶粒界のエネルギーを下げて安定度を高める元素である。一般に、オーステナイト結晶粒界は、非常に高いエネルギーを有するため安定度が非常に低く、特に炭窒化物などの形成位置として作用する。炭素及び窒素などが多量に含有されたオーステナイト鋼材の場合、低い冷却速度で炭化物がオーステナイト結晶粒界に簡単に生成されて、伸び率や低温靭性を急激に劣化させる可能性がある。ボロンの場合、オーステナイト結晶粒界に優先偏析される元素として知られている。これにより、結晶粒界のエネルギーが低くなって安定化することで、他の炭窒化物などの核生成及び成長を妨害するようになる。但し、その添加量が０．０１％を超えると、添加量による効果がこれ以上増加せず、粒内の粗大なボロン窒化物の析出を起こして好ましくないため、上記ボロンの上限は０．０１％に制限することが好ましい。
【００３５】
アルミニウム（Ａｌ）：４％以下（０％を除く）
Ａｌは、積層欠陥エネルギーを大きくし、低温における転位の移動を円滑にして塑性変形を可能にする効果を奏する。一方、４％を超えると、製造原価が大幅に増加し、工程上連続鋳造段階においてクラックが発生し、表面品質が悪くなるという問題が発生する可能性がある。したがって、Ａｌの含有量は４％以下（０％を除く）に限定することが好ましい。
【００３６】
クロム（Ｃｒ）：１〜６％
Ｃｒは、適正添加量の範囲まではオーステナイトを安定化させて低温における衝撃靭性を向上させ、オーステナイト内に固溶されて鋼材の強度を増加させる役割を果たす。また、Ｃｒは、鋼材の耐食性を向上させる元素でもある。但し、Ｃｒは、炭化物元素であって、特にオーステナイト粒界に炭化物を形成して低温衝撃を減少させる元素でもある。したがって、本発明で添加されるＣｒの含有量は、Ｃ及びその他の添加される元素との関係に注意して決定することが好ましい。その含有量が１％未満では、オーステナイト安定化効果を十分に得ることができない。これに対し、６％を超えると、オーステナイト粒界における炭化物の生成を効果的に抑制することが難しく、結果として、低温における衝撃靭性が低下するという問題がある。したがって、本発明におけるＣｒの含有量は１〜６％に限定することが好ましい。
【００３７】
リン（Ｐ）：０．０５％以下（０％を含む）
Ｐは、鋼の製造時に不可避的に含有される元素であって、リンが添加されると、鋼板の中心部に偏析されて亀裂開始点又は進展経路として用いられる可能性がある。理論上リンの含有量を０％に制限することが有利であるが、製造工程上必然的に不純物として添加されるようになる。したがって、上限を管理することが重要であり、本発明では、上記リンの含有量の上限を０．０５％に制限することが好ましい。
【００３８】
硫黄（Ｓ）：０．０２％以下（０％を含む）
Ｓは、鋼中に存在する不純物元素としてＭｎなどと結合して非金属介在物を形成し、それに応じて、鋼の靭性を大きく損傷させるため、可能な限り減少させることが好ましいことから、その上限を０．０２％とする。
【００３９】
窒素（Ｎ）：０．０１％以下（０％を除く）
一般に、Ｎは、鋼中に固溶されてから析出して鋼の強度を増加させる役割を果たす。かかる能力は、炭素よりも遥かに大きい。しかし一方で、鋼中の窒素が存在すればするほど靭性は大きく低下すると知られているため、一般的には可能な限り窒素の含有量を減少させる傾向にある。しかし、本発明では、適量の窒素が存在するようにしてＴｉと反応させてＴｉＮを形成し、再加熱過程における結晶粒成長を抑制させる役割を与える。しかし、Ｔｉの一部はＮと反応せずに残って後続工程において炭素と反応するため、その上限を０．０１％に限定することが好ましい。
【００４０】
銅（Ｃｕ）：０．０１〜２％
Ｃｕは、鋼中に固溶されて強度を増加させるために必要な元素である。０．０１％未満で添加されると、効果を奏することが難しくなり、２％を超えて添加する場合には、スラブにクラックが発生しやすいため、その範囲を０．０１〜２％に制限する。
【００４１】
ニオブ（Ｎｂ）：０．００１〜０．０１５％
Ｎｂは、圧延中再結晶を抑制して結晶粒を微細化させるのに非常に有用な元素であるとともに、鋼の強度も向上させる役割を果たすため、少なくとも０．００１％以上添加する必要があるが、０．０１５％を超えると、過度なＮｂ炭窒化物が析出して鋼材の靭性に有害であるため、０．００１〜０．０１５％に制限する。
【００４２】
上記Ｃ、Ｍｎ、及びＡｌは下記関係式１を満たすようにする必要がある。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
【００４３】
上記関係式１は、常温及び低温におけるオーステナイトの安定性のためのものである。上記関係式１の値が７０以下の場合には、オーステナイトの安定性が低下し、常温と及び低温変形時にマルテンサイトが生成されて、衝撃靭性及びパイプの拡管能が低下する可能性がある。これに対し、上記関係式１の値が９５以上であると、粗大な炭化物や酸化物性介在物が形成されて、同様に衝撃靭性及びパイプの拡管能が低下するようになる。
【００４４】
また、上記Ｃｒ及びＮｂは下記関係式２を満たすようにする必要がある。
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００４５】
上記関係式２は、鋼材の固溶強化及び析出強化のためのものである。Ｃｒ及びＮｂは、固溶強化効果を有し、且つ微細な炭化物を形成して鋼材の強度を増加させる。しかし、上記関係式２の値が４よりも少ないと、その効果がわずかであり、９以上であると、粗大な炭化物を形成して靭性及び拡管能が低下するようになる。
【００４６】
本発明の好ましい一側面による低温靭性に優れた熱延鋼板は、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、上記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である微細組織を含む。
【００４７】
上記オーステナイトの結晶粒サイズが増加するにつれて、パイプの拡管量が増加する。しかし、オーステナイトの結晶粒サイズが増加しすぎると、衝撃特性が劣化するようになり、小さすぎるようになると、拡管量が減少するため、結晶粒サイズは、１８〜３０μｍを維持することが好ましい。
【００４８】
上記炭化物が３％を超えて形成されると、拡管時におけるクラック発生の可能性が高くなるため、炭化物の形成を最小限に抑えることが好ましい。
【００４９】
上記熱延鋼板における１０μｍ以上の介在物個数は、１００＊５０ｍｍ２当たりに３００個以下であることができる。
【００５０】
上記熱延鋼板は、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験で測定された衝撃靭性値が６０Ｊ以上、常温降伏強度が３２０ＭＰａ以上、常温均一伸び率が５０％以上であることができる。
【００５１】
上記熱延鋼板は、−１９６℃において面積分率で９７％以上（１００％を含む）のオーステナイトを含むことができる。
【００５２】
以下、本発明の好ましい他の一側面による低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法について説明する。
【００５３】
本発明の好ましい他の一側面による低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たす鋼スラブを設ける段階と、上記鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度に加熱する段階と、上記のように加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の圧延終了温度及び１０％以上の再結晶域におけるパス当たりの圧下率の条件で１次熱間圧延し、８５０〜１０００℃の圧延終了温度及び２％以下（０％を含む）の未再結晶域における圧下率の条件で２次熱間圧延して熱延鋼板を得る段階と、上記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜６００℃の冷却終了温度まで水冷した後、巻取る段階と、を含む。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００５４】
スラブ加熱段階
上記のように組成される鋼スラブを１０００〜１２５０℃の温度に加熱する。
【００５５】
スラブ加熱工程は、後続する圧延工程を円滑に行い、且つ目標とする鋼板の物性を十分に得ることができるように鋼を加熱する工程であるため、目的に合わせて適切な温度範囲内で加熱工程が行われるようにする必要がある。
【００５６】
スラブ加熱段階では、鋼板内部の析出型元素が十分に固溶されるように均一に加熱し、高すぎる加熱温度による粗大結晶粒を防止しなければならない。鋼スラブの加熱温度は、１０００〜１２５０℃になるように行われることが好ましい。これは、スラブ製造段階で生成された鋳造組織及び偏析、２次相の固溶及び均質化のためのものである。１０００℃未満の場合には、均質化が不足したり、又は加熱炉の温度が低すぎるため熱間圧延時に変形抵抗が大きくなるという問題がある。これに対し、１２５０℃を超えると、表面品質の劣化が発生する可能性がある。したがって、上記スラブの加熱温度は、１０００〜１２５０℃の範囲に設定することが好ましい。
【００５７】
また、上記スラブ製造時における１０μｍ以上の介在物個数を１００＊５０ｍｍ２当たりに３００個以下に減少させることが好ましい。パイプ拡管時における１０μｍ以上の介在物は、クラック開始のソースとして作用するため、その数を制限することが好ましい。
【００５８】
熱延鋼板を得る段階
上記のように加熱された鋼スラブを９５０〜１０５０℃の圧延終了温度及び１０％以上の再結晶域におけるパス当たりの圧下率の条件で１次熱間圧延し後、８５０〜１０００℃の圧延終了温度及び２％以下（０％を含む）の未再結晶域における圧下率の条件で２次熱間圧延して熱延鋼板を得る。
【００５９】
すなわち、上記のように加熱されたスラブの１次圧延を９５０〜１０５０℃で終了し、２次圧延時に、未再結晶域における２％以下（０％を含む）の圧下率で圧延した後、８５０〜１０００℃で終了することが重要である。上記温度域帯において熱間圧延が行われなければ、結晶粒を効果的に微細化させることができない。特に、圧延仕上げ温度が高すぎると、最終組織が粗大となって所望の強度を得ることができなくなる。これに対し、低すぎると仕上げ圧延機の設備負荷の問題が発生する可能性がある。また、未再結晶域における圧下量が大きすぎると、衝撃靭性が低下するおそれがあるため、２％以下（０％を含む）の圧下率が好ましい。
【００６０】
熱延鋼板の冷却及び巻取り段階
上記熱延鋼板を５℃／ｓ以上の冷却速度で２５０〜６００℃の冷却終了温度まで水冷した後、巻取る。
【００６１】
上記冷却終了温度が６００℃よりも高いと、表面品質が低下し、粗大な炭化物が形成されて靭性が低下する。また、２５０℃よりも低いと、巻取り時に多量の冷却水が必要であり、巻取り時の荷重が大幅に増加するようになる。
【００６２】
本発明の好ましい他の一側面による低温靭性に優れた熱延鋼板の製造方法によると、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、上記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である微細組織を有する。また、−１９６℃におけるシャルピー衝撃試験で測定された衝撃靭性値が６０Ｊ以上、常温降伏強度が３２０ＭＰａ以上、常温均一伸び率が５０％以上である低温靭性に優れた熱延鋼板が製造されることができる。
【００６３】
上記熱延鋼板の１０μｍ以上の介在物個数は、１００＊５０ｍｍ２当たりに３００個以下であることができる。
【００６４】
上記熱延鋼板は、−１９６℃において面積分率で９７％以上（１００％を含む）のオーステナイトを含むことができる。
【００６５】
本発明の好ましいさらに他の側面による鋼管及びその製造方法について説明する。
【００６６】
本発明の好ましいさらに他の側面による鋼管は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、上記合金元素が下記関係式を満たす。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００６７】
本発明の好ましいさらに他の側面による鋼管は、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍ以下、上記炭化物の大きさが０．５μｍ以下である微細組織を有し、フレアリング（ｆｌａｒｉｎｇ）拡管量が３０％以上である。
【００６８】
本発明の好ましいさらに他の側面による低温靭性に優れた鋼管の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：０．０１〜０．４％、Ｍｎ：１３〜２６％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％、Ｂ：０．０１％以下（０％を除く）、Ａｌ：４％以下（０％を除く）、Ｃｒ：１〜６％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含む）、Ｎ：０．０１％以下（０％を除く）、Ｃｕ：０．０１〜２％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、且つ上記合金元素が下記関係式を満たし、微細組織として、面積分率で、９７％以上（１００％を含む）のオーステナイト及び３％以下（０％を含む）の炭化物を含み、上記オーステナイトの結晶粒サイズが１８〜３０μｍである熱延鋼板を設ける段階と、上記熱延鋼板を造管して鋼管を得る造管段階と、上記鋼管を８００℃以上の温度で３分以上熱処理する段階と、を含む。
［関係式１］
７０＜［１０＊（Ｃ／１２）＋（Ｍｎ／５５）＋（Ａｌ／２７）］＊１００＜９５
［関係式２］
４＜１００＊（Ｃｒ／５２＋１００＊（Ｎｂ／９３））＜９
【００６９】
熱延鋼板の造管段階
上記した熱延鋼板を造管して鋼管を得る。上記鋼管は油井管用などとして用いられることができる。
【００７０】
上記造管段階において電気抵抗溶接法を用いることができる。
【００７１】
上記電気抵抗溶接は無酸化雰囲気で行われることができる。
【００７２】
上記無酸化雰囲気は、溶接空間を密閉し、アルゴンガスを噴射して得ることができる。
【００７３】
例えば、電気抵抗溶接の場合、高周波誘導加熱方式を用いるため生産性には優れるものの、溶接部の欠陥制御が不十分である。特に、Ｍｎ及びＡｌの含有量が多い素材の場合には、Ｍｎ及びＡｌの酸化物の発生を最小限に抑えるために、溶接空間を密閉し、アルゴンガスを噴射して無酸化雰囲気を造成する溶接方法を適用して酸素濃度を下げながら造管することが好ましい。
【００７４】
鋼管の熱処理段階
上記造管された鋼管を８００℃以上の温度で３分以上熱処理する。
【００７５】
好ましい熱処理温度は８００〜１０００℃である。
【００７６】
造管段階における溶接時に管の母材部及び溶接部の硬度と組織の差を減少させて拡管能を向上させるために熱処理を行う。
【００７７】
上記熱処理は、８００℃以上の温度で３分以上熱処理を行って、管の母材部及び溶接部の硬度と組織の差を均一にすることが好ましい。
【００７８】
上記熱処理温度が１０００℃を超えると、組織が粗大化して強度が減少するようになる。８００℃以上の温度で熱処理時間を３分未満にすると、パイプ造管時に形成された残留応力を解消し、溶接部の硬度差を除去することが難しいため、３分以上熱処理することが必要である。好ましい熱処理時間は１０分以上である。
【実施例】
【００７９】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。但し、下記実施例は、本発明を詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定しない。
【００８０】
下記表１及び表２のような成分、成分範囲、及び成分関係式を満たす鋼を、連続鋳造法を介してスラブとして製造した後、これを下記表３の熱間圧延の条件で熱間圧延して厚さ８ｍｍの熱延鋼板を製造した。
【００８１】
上記熱延鋼板に対して、結晶粒サイズ、炭化物分率、炭化物サイズ、常温降伏強度、均一伸び率、コイルの衝撃エネルギー（Ｊ、＠−１９６℃）及び−１９６℃における衝撃試験時のマルテンサイトの生成量（％）を測定し、その結果を下記表４に示した。
【００８２】
上記熱延鋼板の微細組織のうち炭化物以外の相はオーステナイト相である。
【００８３】
上記熱延鋼板を用いて下記表５の条件で４インチ〜１１インチの電気抵抗溶接鋼管を製造した。このとき、溶接部遮蔽は、溶接部をボックス（ＢＯＸ）で囲んでＡｒガスを注入する方法で行われた。また、鋼管の熱処理時間は１１〜１６分であった。
【００８４】
上記のように製造された鋼管に対して拡管量を測定し、その結果を下記表５に示した。上記鋼管の拡管量は、ＡＳＴＭ  Ａ５１３に準じてフレアリング（ｆｌａｒｉｎｇ）試験を介して測定された。
【００８５】
【表１】
2021509148.tif 000002
【００８６】
【表２】
2021509148.tif 000003
【００８７】
【表３】
2021509148.tif 000004
【００８８】
【表４】
2021509148.tif 000005
【００８９】
【表５】
2021509148.tif 000006
【００９０】
上記表１〜５に示すように、発明材（１〜５）は、３８０Ｍｐａ以上の降伏強度、６０％以上の均一伸び率、及び−１９６℃における６０Ｊ以上の衝撃エネルギーを有することが分かる。また、発明材（１〜５）は、−１９６℃における衝撃試験時にマルテンサイトが生成されないことが分かる。
【００９１】
尚、発明材（１〜５）の熱延鋼板を用いて本発明による鋼管を製造する場合には、４０％以上のパイプ拡管率を示すことが分かる。
【００９２】
これに対し、本発明の範囲を外れる比較材（６〜１３）は、熱延鋼板及び鋼管の物性が発明材（１〜５）に比べて劣化することが分かる。具体的には、関係式１の範囲を外れる比較材（６〜９）はすべてマルテンサイトが形成された。また、比較材９及び１０の場合、巻取り温度が６００℃以上と高く０．５μｍ以上の炭化物が形成された。
【００９３】
また、比較材１１〜１３は、本発明の条件を満たす鋼種Ａ１、Ａ２、及びＡ３を用いても、パイプ熱処理を行わないか、又はパイプ熱処理温度が８００℃未満の場合には、３０％以下のパイプ拡管率を示すようになることが分かる。
【００９４】
このように、本発明に符合する成分、成分範囲、成分関係式、及び製造条件によって熱延鋼板を製造する場合、熱間圧延後の高強度高靭性、及び高い均一伸び率を有する鋼板の製造が可能であるだけでなく、この熱延鋼板を用いて本発明による鋼管を製造する場合、優れた拡管能を有する鋼管を製造することができる。
【００９５】
本発明において、上記実施形態は一つの例示であって、本発明がこれに限定されるものではない。本発明の特許請求の範囲に記載された技術的思想及び実質的に同一の構成を有し、且つ同一の作用効果を奏するものは、いかなるものであっても本発明の技術的範囲に含まれる。
【国際調査報告】
2021509148.tif 000007
2021509148.tif 000008
2021509148.tif 000009
2021509148.tif 000010