(57)【要約】【課題】ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法およびベイナイト型高強度継目無鋼管の提供。【解決手段】ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法であって、製錬して、鋼管用ビレットを製造する工程、前記鋼管用ビレットを加熱し、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を得る工程、及び冷却する工程を含み、冷却工程後にそのままでベイナイト型高強度継目無鋼管の最終製品を得る製造方法。前記冷却工程において、冷却開始温度が少なくとも鋼種のＡｒ３温度＋２０℃以上であり、冷却最終温度がＴ１とＴ２との間の値であり、冷却速度が１５〜８０℃／ｓとなるように制御されるが、ここで、Ｔ１＝５１９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ、Ｔ２＝７８０−２７０Ｃ−９０Ｍｎであり、Ｔ１およびＴ２の単位が何れも℃であるが、Ｃ、Ｍｎが、鋼種におけるそれぞれの元素の質量パーセンテージを表し、Ｃの含有量が０．０６〜０．２％であり、Ｍｎの含有量が１〜２．５％である。当該方法によって製造されたベイナイト型高強度継目無鋼管は、高価な合金元素を添加する必要がなく、かつ後続の熱処理も必要がないため、製造コストが低い。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法であって、製錬して、鋼管用ビレットを製造する工程、前記鋼管用ビレットを加熱し、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を得る工程、及び冷却する工程を含み、冷却工程後にそのままでベイナイト型高強度継目無鋼管の最終製品を得ることを特徴とする製造方法であって、
前記冷却工程において、冷却開始温度が鋼種のＡｒ３温度＋２０℃以上であり、冷却最終温度がＴ１とＴ２との間の値であり、冷却速度が１５〜８０℃／ｓとなるように制御され、ここで、Ｔ１＝５１９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ、Ｔ２＝７８０−２７０Ｃ−９０Ｍｎであり、Ｔ１およびＴ２の単位が何れも℃であるが、Ｃ、Ｍｎが、鋼種におけるそれぞれの元素の質量パーセンテージを表し、Ｃの含有量が０．０６〜０．２％であり、Ｍｎの含有量が１〜２．５％である、
製造方法。
【請求項２】
前記冷却工程において、水冷による冷却を実施する、請求項１に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記冷却工程において、素管の外壁面に水をスプレーして冷却する、請求項２に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項４】
前記冷却工程において、素管を水槽内に入れて冷却する、請求項２に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項５】
前記加熱工程において、鋼管用ビレットを１１５０〜１３００℃に加熱して１〜４時間保温する、請求項１に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項６】
前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の降伏強度が５５５ＭＰａを超え、０℃でのフルサイズ衝撃エネルギーが５０Ｊを超える、請求項１に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項７】
ＣおよびＭｎの質量パーセンテージが、Ｃ＋Ｍｎ／６≧０．３８を満足する、請求項１〜６のいずれか1項に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項８】
前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の各元素の含有量が、質量％で、Ｃ：０．０６〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：１〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０２％、Ｏ≦０．０１％、及び、残部がＦｅおよび不可避不純物である、請求項１〜６のいずれか1項に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項９】
ＣおよびＭｎの質量パーセンテージが、Ｃ＋Ｍｎ／６≧０．３８を満足する、請求項８に記載のベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜９のいずれか１項に記載の製造方法によって製造されたベイナイト型高強度継目無鋼管。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼管およびその製造方法に関し、特に、継目無鋼管およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、製品形態及び製造方法上の制約から、合金元素の添加及び圧延後のオフライン熱処理プロセスの制御のみによって継目無鋼管の製品性能を向上させてきた。油井管の例をあげると、５５５ＭＰａ（８０Ｋｓｉ）以上のグレードの鋼管は、大量の合金元素（例えばＮ８０〜１）の添加またはオフライン熱処理（例えばＮ８０〜ＱおよびＰ１１０）によって、生産が可能になり、製造コストが著しく高騰している。
【０００３】
現在、熱間圧延による鋼管の一般的な生産プロセスでは、圧延の後に冷却床で空気冷却を行い、その後、要求によって再加熱され、オフラインの熱処理（焼準、調質など）が行われたが、これは、鋼管圧延後の残留熱が無駄（一般に、圧延後の鋼管温度が９００℃以上）となるほか、ほとんど圧延状態の素地組織を制御できないため、素地組織を制御する方法によって、性能を向上させることができない。また、冷却不良の場合に、粗大な結晶粒、混晶並びにウィドマンシュテッテン組織など不良な素地組織が生成しやすくなり、オフライン熱処理の際にこれらの組織の一部が継承現象（partial inheritance phenomenon）として現れることがあり、完全に解決することが困難である。
【０００４】
特許文献１（公開日：２０１４年４月２３日、発明の名称：「鋼管のオンライン焼入れの方法」）には、鋼管のオンライン焼入れの方法が開示され、以下の工程を含む。１）圧延、定径を経った９７０〜９８０℃の高温の鋼管がそのまま焼入れ槽に移行される。２）高温の鋼管が回転され、高温の鋼管の延在方向を沿って高温の鋼管の内面に水をスプレーし、内面に水をスプレーする速度が６５００〜７０００ｍ３／ｈであり、高温の鋼管の外壁面における接線方向、かつ鋼管を回転させる方向との反対方向に沿って、高温の鋼管外壁面に水をスプレーし、外壁面に水をスプレーする速度が４５００〜５０００ｍ３／ｈであり、水をスプレーする合計時間が１０〜１２分間であり、高温の鋼管を１０〜１２秒間浸漬させる。３）高温の鋼管が２５０〜２６０℃に降温したとき、焼入れ槽内の水を排出し、焼入れが終了した鋼管を得る。
【０００５】
しかしながら、上記特許は、残留熱を使用して鋼管に焼入れを行うプロセスの方法を提供するが、継目無鋼管がその特殊な断面形状のため、板材に比べて、その内部応力状態がより複雑であるので、オンライン焼入れプロセスを採用すれば、その性能を安定に制御することが困難である一方、鋼管の割れが発生しやすくなる。そのため、オンライン焼入れは継目無鋼管に適用することが困難となり、上記特許にオンライン焼入れのパラメータ制御の鋼管の性能に対する影響についての言及はなく、また、上記特許における焼入れは、マルテンサイトを主相とする素地組織を得ることを目的とするため、オンライン焼入れの後に、さらに焼戻しプロセスを加える必要がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】中国特許出願公開第１０３７４０８９６号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的の一つは、オンライン制御冷却の方法により相変態を制御することを実現できるため、高価な合金元素を添加せずかつ後続のオフライン熱処理を行わない場合でも、高強度・高靭性（降伏強度が５５５ＭＰａ以上であり、０℃でのフルサイズ衝撃エネルギーが５０Ｊを超える。）を有する安定性能で、かつ割れが発生しないベイナイト継目無鋼管の製造方法を提供することにあり、これにより、低コストで高性能な継目無鋼管製品を生産するニーズを実現できる。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明では、上記目的を達成するために、本発明者らはベイナイト鋼管の製造プロセスについて鋭意検討した結果、鋼管は熱変形後に、変形後の誘起相変態効果のため、オンライン加速冷却を行った後、より微細な素地組織が得られ、さらにより優れた強度および靭性を得ることができ、かつ冷却プロセスにおける冷却開始温度、冷却速度、冷却最終温度を含むパラメータを制御することにより、効果的に鋼管の素地組織および最終的な性能を調整できることを見出した。
【０００９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。本発明では、上記目的を達成するために、製錬、鋼管用ビレットの製造、加熱、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、冷却等の工程を含むベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法を提供する。前記冷却工程が以下のとおりである。
【００１０】
冷却開始温度が鋼種のＡｒ３温度＋２０℃以上となるように制御し、冷却最終温度がＴ１とＴ２との間となるように制御する。ここで、Ｔ１＝５１９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ、Ｔ２＝７８０−２７０Ｃ−９０Ｍｎであり、Ｔ１およびＴ２の単位が℃である。式中、Ｃ、Ｍｎが、鋼種におけるそれぞれの元素の質量パーセンテージを示し、元素Ｃの含有量が０．０６〜０．２％であり、元素Ｍｎの含有量が１〜２．５％であり、冷却速度が１５〜８０℃／ｓとなるように制御し、冷却工程後にそのままベイナイト型高強度継目無鋼管の最終製品を得る。
【００１１】
本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法において、製錬された溶鋼は、そのまま丸ビレットに鋳込むことができ、鋳込まれた後、再度そのビレットを鋼管用ビレットに鍛造または圧延してもよい。
【００１２】
十分な強度を得るために、できるだけ完全なベイナイト変態を確保し、冷却開始温度が鋼種のＡｒ３温度（オーステナイト変態冷却温度）＋２０℃以上となるように保持すべきであり、鋼種のＡｒ３温度は当業者には既知であるか、またはマニュアルを参照することまたは熱シミュレーションで測定することを含む従来技術の条件から得ることができる。
【００１３】
十分な強度および靭性を得るために、完全なベイナイト変態、および結晶粒の組織をできるだけ微細化することを十分に確保する必要があり、冷却速度の向上がベイナイト変態に寄与し、かつオーステナイトの過冷度の増加にも寄与することができ、核生成の数を増加し、ベイナイトの素地組織を微細化するため、冷却速度を制御することにより変形オーステナイトの過冷度を向上させる必要がある。本発明の技術案によれば、冷却開始温度から冷却最終温度までの平均冷却速度は１５℃／ｓ以上が必要であり、同時に鋼管円形断面における応力集中の問題のため、平均冷却速度を８０℃／ｓ以下に制御すべきであり、これで鋼管の割れを防止できる。冷却最終温度が低すぎると、マルテンサイトの素地組織が発生され、靭性に影響を及ぼし、冷却最終温度が高すぎると、必要なベイナイト素地組織を得ることができない。よって、本発明の技術案の研究において、冷却最終温度をＴ１〜Ｔ２との間に制御することにより、必要なベイナイト素地組織および性能を得ることができることを提案する。ここで、Ｔ１＝５１９−４２３Ｃ−３０．４Ｍｎ、Ｔ２＝７８０−２７０Ｃ−９０Ｍｎであり、Ｔ１およびＴ２の単位が℃である。式中、Ｃ、Ｍｎが、鋼種におけるそれぞれの元素の質量％を示す。換言すれば、元素Ｃの含有量を０．０６％に制御する場合、この式中に代入される値が０．０００６ではなく、０．０６である（すなわち０．０６％）。
【００１４】
また、前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法は、前記冷却工程において、水冷の方式を採用する。
【００１５】
さらに、前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法は、前記冷却工程において、素管の外壁面に水をスプレーして冷却する。
【００１６】
また、前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法は、前記冷却工程において、素管を水槽内に入れて冷却する。
【００１７】
本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法において、生産ラインの要求によって、冷却方式が水冷の方式であって、以下の方式を含む。素管の外壁面に水をスプレーして冷却してもよく、素管を水槽内に入れて冷却してもよい。
【００１８】
また、前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法は、前記加熱工程において、鋼管用ビレットを１１５０〜１３００℃に加熱し、１〜４時間保温する。
【００１９】
本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法において、異なる熱間圧延ユニットの条件によって、通常、加熱温度が１１５０℃以上であることで、鋼管用ビレットの十分な変形能力を確保し、同時に加熱温度が１３００℃以下であることで、鋼管用ビレットの燃え過ぎを防止する。
【００２０】
さらに、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管の製造方法において、得られた前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の各元素の含有量が、質量％で、以下のとおりである。
【００２１】
Ｃ：０．０６〜０．２％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：１〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｓ≦０．００５％、Ｐ≦０．０２％、Ｏ≦０．０１％、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。
【００２２】
前記ベイナイト型高強度継目無鋼管の各元素の主な設計原理は、以下のとおりである。
【００２３】
Ｃ：Ｃは強度および焼入性を確保する重要な元素であり、本発明の研究によれば、Ｃの含有量が０．０６％未満の場合、鋼管強度を確保することが困難であり、かつＣの含有量が低くて、初析フェライトの析出を回避することが困難であり、鋼管靭性に影響を及ぼす。オンライン冷却材料は変形応力および変態応力の二重の悪影響を与えるので、オフライン熱処理に比べて割れが発生しやくなる。試験の結果から、Ｃを０．２％以下に制御することによって、焼割れの発生を著しく減少させることが明らかとなった。このため、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管におけるＣの含有量は０．０６〜０．２％に制御する。
【００２４】
Ｓｉ：Ｓｉは脱酸剤によって鋼中に取り込まれる元素であり、その含有量が０．６％を超えると、鋼の低温脆性を著しく増加する傾向があり、このため、Ｓｉの含有量を０．６％以下に制限する必要がある。また、脱酸効果を確保するために、Ｓｉを０．１％以上に保持する必要がある。このため、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管におけるＳｉの含有量を０．１〜０．６％に制御する。
【００２５】
Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト相域の拡大、焼入性の増加、かつ結晶粒の微細化などの有益な効果を有する。しかしながら、Ｍｎが凝固時に偏析が発生しやすくなり、最終製品中に帯状の素地組織が著しく発生してしまい、帯状の組織と素地とは硬さ及び析出相において明らかに違いがあるので、鋼管の靭性に影響を及ぼす。従って、Ｍｎの含有量が２．５％以下となるように制御する必要があり、また、鋼が冷却後の素地組織の均一性および焼入性を確保するために、Ｍｎの含有量が１％以上とする必要がある。このため、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管におけるＭｎの含有量を１〜２．５％に制御する。
【００２６】
Ａｌは鋼の脱酸に対する必須元素である。しかし、Ａｌの含有量が０．１％を超えると、鋳込む時などに悪影響を及ぼすことがある。従って、Ａｌの含有量を０．１％以下に制限する必要があり、０．０５％以下がより望ましい。
【００２７】
Ｓ：Ｓは鋼中の有害元素であり、その存在は鋼の熱間加工性、靭性などに対して、いずれも悪影響を及ぼすことがある。従って、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管におけるＳの含有量を０．００５％以下に制限する必要がある。
【００２８】
Ｐ：Ｐは鋼中の有害元素であり、その存在は鋼の耐腐食性、靭性などに対して、いずれも悪影響を及ぼすことがある。従って、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管におけるＰの含有量を０．０２％以下に制限する必要がある。
【００２９】
Ｏ：Ｏは靱性を低下させる元素であり、製品が十分な靭性を有する確保するものである。従って、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管におけるＯの含有量が０．０１％以下である。
【００３０】
さらに、得られたベイナイト型高強度継目無鋼管において、元素Ｃおよび元素Ｍｎの質量パーセンテージが、Ｃ＋Ｍｎ／６≧０．３８を満足する。
【００３１】
本発明の主な原理は、冷却経路を制御することによって、ベイナイト組織が得られ、十分な強靭性を得る。しかしながら、鋼中の合金元素は一定程度未満であれば、固溶強化の効果が限定的である一方、得られたベイナイト組織の強度が低下することになり、５５５ＭＰａ以上の高強度を得ることは困難である。本発明の研究によれば、主な合金元素Ｃ、ＭｎがＣ＋Ｍｎ／６≧０．３８を満足する必要がある。
【００３２】
本発明に係る製造方法によって、得られたベイナイト型高強度継目無鋼管の降伏強度が５５５ＭＰａを超え、０℃でのフルサイズ衝撃エネルギーが５０Ｊを超える。
【００３３】
本発明の別の目的は、本発明に係る製造方法によって製造され、高価な合金元素を添加しなくても、降伏強度が５５５ＭＰａ以上の高強度および０℃でのフルサイズ衝撃エネルギーが５０Ｊを超える高靭性を有するベイナイト型高強度継目無鋼管を提供する。
【発明を実施するための形態】
【００３４】
以下、具体的な実施形態を参照しながら、本発明に係るベイナイト型高強度継目無鋼管およびその製造方法についてさらに解釈・説明を行うが、本発明を不当に限定するものではない。
【００３５】
実施例Ａ１〜Ａ８および比較例Ｂ１〜Ｂ７
【００３６】
上記実施例および比較例におけるベイナイト型高強度継目無鋼管は、以下の工程により製造された。
【００３７】
（１）製錬、鋼種成分は、表１に示すとおりである（なお、当該製錬工程における鋼種成分はベイナイト型高強度継目無鋼管の最終製品成分と同様であった）。
【００３８】
（２）鋼管用ビレットの製造工程：溶鋼をそのまま丸ビレットに鋳込み、または鋳込まれた後、インゴットを鋼管用ビレットに鍛造または圧延した。
【００３９】
（３）加熱：丸ビレットを１１５０〜１３００℃に加熱して１〜４時間保温した。
【００４０】
（４）穿孔。
【００４１】
（５）連続圧延。
【００４２】
（６）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行うことにより、素管にした。
【００４３】
（７）冷却：冷却開始温度が少なくとも鋼種のＡｒ３温度＋２０℃となるように制御した。冷却最終温度がＴ１とＴ２との間となるように制御した。ここで、Ｔ１＝５１９−４２３Ｃ％−３０．４Ｍｎ％、Ｔ２＝７８０−２７０Ｃ％−９０Ｍｎ％であり、Ｔ１およびＴ２の単位が℃である。式中、Ｃ、Ｍｎが、鋼種におけるそれぞれの元素の質量分率を示し、元素Ｃの含有量が０．０６〜０．２％であり、元素Ｍｎの含有量が１〜２．５％であり、冷却速度が１５〜８０℃／ｓとなるように制御した。冷却工程後にそのままベイナイト型高強度継目無鋼管の最終製品を得た（各実施例および比較例の具体的なプロセスデータは、表２を参照する）。
【００４４】
表１は、実施例Ａ１〜Ａ８および比較例Ｂ１〜Ｂ７における化学元素の質量％を例示した。
【００４５】
【表１】
2018532885.tif 000002
【００４６】
表１からわかるように、比較例Ｂ１におけるＰ、Ｓの含有量は、本発明の好ましい範囲よりも高くなり、比較例Ｂ２におけるＣの含有量は、本発明の好ましい範囲よりも高くなり、比較例Ｂ３におけるＣ＋Ｍｎ／６の値は、本発明の好ましい範囲外にあった。
【００４７】
表２は、実施例Ａ１〜Ａ８および比較例Ｂ１〜Ｂ７の製造方法の具体的なパラメータを例示した。
【００４８】
【表２】
2018532885.tif 000003
【００４９】
さらに、表２からわかるように、比較例Ｂ４の冷却開始温度が、本発明によって規定される範囲よりも低くなり、比較例Ｂ５の冷却速度が、本発明によって規定される範囲よりも低くなり、比較例Ｂ６の冷却最終温度が、本発明によって規定される範囲よりも高くなり、比較例Ｂ７の冷却最終温度が、本発明によって規定される範囲よりも低くなった。
【００５０】
表３は、実施例Ａ１〜Ａ８および比較例Ｂ１〜Ｂ７における継目無鋼管を冷却床に置き、室温まで空気冷却して測定した力学的特性パラメータである。
【００５１】
【表３】
2018532885.tif 000004
【００５２】
上記表３において、性能測定結果は以下のとおりである。
【００５３】
（１）  強度の測定：得られた継目無鋼管をＡＰＩ弧状引張試験片に加工し、ＡＰＩ規格に準拠して測定して平均値を求め、降伏強度を得た。
【００５４】
（２）  衝撃靭性の測定：得られた継目無鋼管を１０×１０×５５のサイズ、Ｖノッチの標準衝撃試験片に加工し、０℃で測定した。
【００５５】
表３からわかるように、実施例Ａ１〜Ａ８における継目無鋼管降伏強度は、いずれも５５０ＭＰａよりも高くなり、０℃でのフルサイズ衝撃エネルギーはいずれも５０Ｊよりも高くなり、比較例Ｂ１〜Ｂ７に対応する性能よりも優れ、高強度、高靭性の顕著な利点を有し、石油・天然ガスの採掘、機械構造などの分野に適用でき、かつ当該分野において対応する力学的特性の指標を満足し、同時に継目無鋼管を製造する時の残留熱を十分に利用し、製造プロセスのフローが便利になり、ほとんど合金元素を添加しなくなり、コストが低い範囲内に制御された。
【００５６】
さらに、表３からわかるように、比較例Ｂ１におけるＰおよびＳの不純物元素は、最適化の範囲を超え、継目無鋼管の衝撃靭性を低下させ、比較例Ｂ２におけるＣの含有量は高すぎ、継目無鋼管が冷却したときに変形応力および変態応力の二重の影響を与え、割れが発生しやすくなり、衝撃靭性を低下させた。Ｂ３のＣ＋Ｍｎ／６が０．３８未満であるため、焼入性に影響を及ぼし、変形量が不十分となり、変形による誘起相変態の効果に影響を及ぼし、降伏強度を低下させた。比較例Ｂ４における冷却開始温度が不十分であるため、素地組織に初析フェライトが生成してしまい、降伏強度を低下させた。比較例Ｂ５における冷却速度が低すぎて、素地組織にマルテンサイトの割合が不十分となり、降伏強度を低下させた。比較例Ｂ６における冷却最終温度が高すぎて、必要なベイナイトが得られなくなってしまい、降伏強度を低下させた。比較例Ｂ７における冷却最終温度が低すぎて、過剰のマルテンサイトが生成してしまい、衝撃靭性を低下させた。
【００５７】
上記本発明の具体的な実施形態は単なる例示にすぎず、これらは本発明を限定するものではないことが明らかとなり、これに伴って多くの同様の変更があることに留意すべきである。当業者であれば、本発明の開示に由来する、または本発明の開示に直接関連する全ての変形が本発明の保護範囲内に含まれるべきであることを理解すべきである。
【国際調査報告】
2018532885.tif 000005
2018532885.tif 000006
2018532885.tif 000007
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