(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％にて、Ｃ：０．１５％〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％〜１．５％、Ｍｎ：０．３％〜１．５％、Ｐ：０．０１５％〜０．０２５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５％〜１．５％、sol.Ａｌ：０．００１％〜０．２％、Ｎ：０．００３％未満、Ｔｉ：０．００８２％以下、Ｍｏ：０〜１％、Ｎｂ：０〜０．００５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなることを特徴とする、降伏応力が７５８ＭＰａ以上の高強度で靭性に優れたシームレス鋼管用鋼。
【請求項２】
質量％にて、Ｃ：０．１５％〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％〜１．５％、Ｍｎ：０．３％〜１．５％、Ｐ：０．０１５％〜０．０２５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５％〜１．５％、sol.Ａｌ：０．００１％〜０．２％、Ｔｉ：０．００３％〜０．０１５％の範囲内で、かつ「３．４×Ｎ％−０．００２」％以下、Ｎ：０．００３％〜０．０１５％、Ｍｏ：０〜１％、Ｎｂ：０〜０．００５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなることを特徴とする、降伏応力が７５８ＭＰａ以上の高強度で靭性に優れたシームレス鋼管用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、インライン熱処理により製造できる高強度で靱性に優れたシームレス鋼管用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
高級油井管等に用いられるシームレス鋼管に対しては、高強度と靱性の両立が求められることが多い。この要求に対しては、従来は製管後にオフラインでの熱処理により調質し、結晶粒を微細化することにより対応してきた。しかし、近年シームレス鋼管の製造方法においても省プロセス化の要求が強まり、インライン熱処理化が検討されている。
【０００３】
しかしながら、インライン熱処理では、オフライン熱処理のように冷却、加熱により生じる逆変態がなく、オフライン熱処理に比べて結晶粒が粗大になりやすいので、靭性の確保が困難であるという問題がある。その改善方法として、例えば、特開平０８−１３０３１号公報には、Ｎｂ、Ｔｉを添加した低合金鋼を未再結晶域である低温度で、累積圧下率が５０％以上となる熱間圧延をおこない、その後インラインで３００℃以下まで加速冷却し、焼戻し処理をおこなう微細組織の低温靱性に優れた鋼板の製造法が開示されている。鋼板の製造のように低温圧延が可能な場合は、Ｎｂ、Ｔｉを積極的に添加して、再結晶温度を上昇させることによって未再結晶加工割合を増加させることができるので、組織微細化に極めて有効である。
【０００４】
ところが、シームレス鋼管の製造方法は、中実ビレットを穿孔し、ホローシェルの内側にマンドレルを挿入して圧延する方法が一般的であり、マンドレルとの摩擦係数、マンドレルの寿命、高温強度を考慮すると、鋼板のように低温圧延することは困難である。従ってシームレス鋼管の製造では再結晶温度域以上で仕上げ圧延を実施し、直ちに焼入れをおこなう加工熱処理が主流となっていて、上記のような鋼板の製造方法の適用は困難である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、インライン熱処理により製造できる降伏応力が７５８ＭＰａ（１１０ｋｓｉ）以上の高強度で靱性に優れたシームレス鋼管用鋼を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
シームレス鋼管のインライン熱処理プロセスにおいて有効な靭性改善方法として、本発明者は、ＴｉＮやＭｎＳなどの介在物量を適切に低減することで、γ粒が比較的粗大な組織であっても、実用上十分な破面遷移温度を示す５５０ＭＰａ（８０ｋｓｉ）級の鋼を提示した（特願平１０−１１４９４９号）。
【０００７】
しかしながら、その成分系をベースとして強度を上げるためにＣ量を増加させ、かつ焼戻し温度を調整して、降伏応力７５８ＭＰａ以上の高強度の油井管とすると、破面遷移温度自体が高温側に移動するとともに、遷移温度からかなり離れた高温側でも脆性破面が残存する（以下、温度に対する延性破面率の変化率の低下と記す）問題があることが試験の結果判明した。
【０００８】
図１は、シャルピー衝撃試験結果の一例を示す図である。この試験にオフライン熱処理材としては、焼入れ性が良好なＴｉ−Ｂ鋼を用いた。インライン熱処理材には焼入れ性が良好であるためバラツキの少ないＣｒ鋼を用いた。化学組成は以下の通りであった。
【０００９】
オフライン熱処理材：質量％で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．３１％、Ｍｎ：１．３％、Ｃｒ：０．１％、Ｔｉ：０．０２％、Ｂ：０．００１４％、Ｎ：０．００４、sol.Ａｌ：０．０２１％、Ｐ：０．０２８％、Ｓ：０．００４％。
【００１０】
インライン熱処理材：質量％で、Ｃ：０．２３％、Ｓｉ：０．３％、Ｍｎ：１．３５％、Ｃｒ：０．２％、Ｐ：０．０２６％、Ｓ：０．００１％、sol.Ａｌ：０．０２２％、Ｎ：０．００６％。
【００１１】
熱間圧延は、製管時の穿孔圧延を模擬して、１２５０℃に加熱後圧延を開始し、圧下率５０〜７８％、圧延仕上げ温度は９５０℃とした。
【００１２】
インライン熱処理としては、実機の製造ラインを模擬して、圧延仕上げ後の鋼材を９６０℃に加熱、８分保持した後、直ちに水焼入れし、５００℃で焼戻し処理をおこなった。また、オフライン熱処理としては、圧延後の常温の鋼材を９２０℃に加熱、水焼入れし、５２０℃で焼戻し処理を施した。このような処理により降伏応力が７５８ＭＰａ級になるように調整してシャルピー衝撃試験片を作製し、試験温度を−１００〜１００℃の温度範囲で種々変化させて試験を実施し、延性破面率を求めた。
【００１３】
図１は、上記試験結果を試験温度と延性波面率との関係で整理した図である。図１から明らかなように、従来のプロセスであるオフライン熱処理材は、試験温度が−３０〜−１０℃になって、延性破面率が立ち上がりはじめると、急激に延性破面率が大きくなり（すなわち、温度に対する延性破面率の変化率が大きくなり）、延性破面率５０％と８０％の温度差は極めて小さい。しかしながら、特願平１０−１１４９４９号で示した５５０ＭＰａ（８０ｋｓｉ）級の鋼のＣ量を高めて、さらに焼戻し温度を調整して７５８ＭＰａ級とした材料では、オフライン熱処理材と同等の破面遷移温度（ｖＴｒｓ：延性破面率５０％となる温度）が得られているが、延性破面率の立ち上がり傾きは小さく（すなわち、温度に対する延性破面率の変化率が小さく）、延性破面率５０％と８０％の温度差は大きい。
【００１４】
本発明者らは、５０％破面遷移温度ではなく、８０〜９０％程度の延性破面率が得られる温度を十分低温にすることができ、インライン熱処理をおこなってもオフライン熱処理材と遜色のない衝撃特性が得られる化学組成について、鋭意検討をおこなった。その結果、下記の知見を得た。
【００１５】
１）特願平１０−１１４９４９号公報に示されている清浄化に関する基本思想を、Ｃが高い油井用鋼に適用すると確かに、破面遷移温度が低下して良好となるが、温度に対する延性破面率の変化率は改善されず、連動して吸収エネルギーの立ち上がりがゆるやかであるため、破面遷移温度よりかなり高温での吸収エネルギーの要求値が満たされない問題がある。これは、破面遷移温度からかなり離れた高い温度でも、粒界破壊を含む脆性破面が残存し、吸収エネルギーが低下するからであった。
【００１６】
２）インライン熱処理をおこなうと、温度変化に対する延性破面率や吸収エネルギーの変化率が、オフライン熱処理材に比べて小さくなる主原因は、鋼中のＮが影響している。したがって、Ｎの低減が有効である。
【００１７】
３）Ｎの低減の代わりに、Ｐを０．０１％以下に低減すると、温度変化に対する延性破面率や吸収エネルギーの変化率はやや大きくなるものの、全般的な遷移曲線の形態には影響を及ぼさないが、破面遷移温度自体を下げる効果がある。したがって、８０〜９０％の延性遷移温度で比較しても、オフライン熱処理材と同等の靭性が得られる。また、５０％破面遷移温度では、オフライン熱処理材より格段に低温側にシフトして良好となる。
【００１８】
４）精錬コストを下げるためにＰまたはＮを低減しない場合は、Ｔｉの微量添加によりＮを固定すれば、温度に対する延性破面率や吸収エネルギーの変化率を大きくすることができる。Ｔｉに関しては本質的には靭性を低下させる元素であるが、Ｎは延性破面率や吸収エネルギーの温度に対する変化率を低下させる作用が顕著であるめ、それをＴｉで固定すれば微量のＴｉ添加でも著しい効果が得られる。
【００１９】
本発明は、これらの知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００２０】
（１）質量％にて、Ｃ：０．１５％〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％〜１．５％、Ｍｎ：０．３％〜１．５％、Ｐ：０．０１５％〜０．０２５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５％〜１．５％、sol.Ａｌ：０．００１％〜０．２％、Ｎ：０．００３％未満、Ｔｉ：０．００８２％以下、Ｍｏ：０〜１％、Ｎｂ：０〜０．００５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる、降伏応力が７５８ＭＰａ以上の高強度で靭性に優れたシームレス鋼管用鋼。
【００２２】
（２）質量％にて、Ｃ：０．１５％〜０．３５％、Ｓｉ：０．１％〜１．５％、Ｍｎ：０．３％〜１．５％、Ｐ：０．０１５％〜０．０２５％、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：０．０５％〜１．５％、sol.Ａｌ：０．００１％〜０．２％、Ｔｉ：０．００３％〜０．０１５％の範囲内で、かつ「３．４×Ｎ％−０．００２」％以下、Ｎ：０．００３％〜０．０１５％、Ｍｏ：０〜１％、Ｎｂ：０〜０．００５％、Ｖ：０〜０．５％、Ｂ：０〜０．００３％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｍｇ：０〜０．０１％、ＲＥＭ：０〜０．０１％を含み、残部Ｆｅおよび不純物からなる、降伏応力が７５８ＭＰａ以上の高強度で靭性に優れたシームレス鋼管用鋼。
【００２３】
【発明の実施の形態】
以下、本発明のシームレス鋼管用鋼の化学組成を規定した理由について詳しく説明する。なお、化学組成の％表示はすべて質量％を示す。
【００２４】
Ｃ
Ｃは、鋼管の強度を確保するために必要な元素で、０．１５％未満では焼入れ性が不足して必要とする強度を確保することが難しい。一方、０．３５％を超えると焼入れ時に割れが発生すると共に、靱性の劣化が大きい。したがって、Ｃ含有量は、０．１５％〜０．３５％とした。
【００２５】
Ｓｉ
Ｓｉは、鋼の脱酸を目的として含有させる。また、焼戻し軟化抵抗を高めて強度上昇にも寄与する。これらの効果を得るためには、０．１％以上含有させることが必要であり、一方１．５％を超えて含有させると、靭性の低下もたらす。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜１．５％とした。
【００２６】
Ｍｎ
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を増し、鋼管の強度確保に有効な成分である。含有量が０．３％以下では、焼入れ性の不足によって強度および靱性ともに満足できる製品を製造することができない。一方で、１．５％を超えて含有させると、偏析が増えて靱性を低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．３〜１．５％とした。
【００２７】
Ｐ
Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存在するが、本発明鋼においては衝撃特性や製造コストを左右する重要な元素である。Ｎ含有量を低減しない場合は、靭性を確保するために０．０１５％未満と十分に低減する必要がある。
【００２８】
Ｎを低減する場合や微量Ｔｉの添加をおこなう場合は、精錬コスト高となる低Ｐ化は必要でなく、０．０１５〜０．０２５％の範囲内であっても靭性が確保できる。
【００２９】
Ｓ
Ｓは、ＭｎＳを形成したり、ＣａやＲＥＭと結合してオキシサルファイドを形成して介在物として鋼中に存在する。その含有量が多いと靭性が低下するので０．００５％以下に抑える必要がある。
【００３０】
Ｃｒ
Ｃｒは、必要な焼入性と焼戻し軟化抵抗を確保するために含有させる。含有量が０．０５％未満では、焼入れ性のほかに焼戻し軟化抵抗を高める効果が得られないので０．０５％以上とする必要がある。しかし、１．５％を超えると靭性が低下するので上限は１．５％とする。
【００３１】
sol.Ａｌ
Ａｌは脱酸のために必須の元素であり、sol.Ａｌで０．００１％以上は含有させなければ、脱酸不足によって鋼質の劣化を招く。しかし、０．２％を超えて含有させると、靭性の低下を招くため好ましくない。したがって、sol.Ａｌ含有量は、０．００１％〜０．２％とした。
【００３２】
Ｎ
Ｎは、不純物で高温延性を低下させると同時に衝撃試験における延性破面率の温度に対する変化率を低下させる。その作用は、インライン熱処理をおこなって結晶粒が大きい場合に特に顕著である。したがって、Ｎは低ければ低い方がよい。しかし、低Ｎ化は低Ｐ化と同様に精錬時間が長くなったり、特別の精錬設備が必要となったりするので、Ｎ含有量はＰ含有量やＴｉ添加の有無により下記のように調整する。
【００３３】
精錬設備や精錬コストの観点からＰを０．０１５％未満に低減できない場合は、Ｎを０．００３％未満に低減するか、後述するように微量のＴｉを添加して鋼中のＮを固定すると、延性破面率の温度に対する変化率を大きくすることができるので、破面遷移温度自体があまり低温側に移動しなくても、所定の延性破面率、吸収エネルギーを確保できる。
【００３４】
Ｐを０．０１５％未満に低減して靭性を確保する場合は、Ｎ含有量を極めて低く抑える必要はなく０．１５％以下で十分な靭性が確保できる。
【００３５】
Ｔｉ
Ｐを０．０１５％未満に低減して遷移温度カーブを低温側にシフトさせて靭性を改善する場合には、Ｔｉは含有させる必要はない。しかし、溶接熱影響部の靱性改善や連続鋳造性を改善するためにＴｉを含有させてもよいが、過剰に含有させると低Ｐ化した場合の効果が小さくなり、また鋼中のＮを固定して生成するＴｉＮが多くなると、靭性を大きく低下させるので、含有させる場合のＴｉ含有量の上限は０．０１５％とした。
【００３６】
Ｎを０．００３％未満に低減する場合は、Ｔｉを含有させる必要はない。しかしながら、溶接熱影響部の靱性改善や連続鋳造時の表面割れを改善する目的で含有させることができるが、Ｔｉが０．００８２％以上となると、過剰のＴｉが焼戻し時にＴｉＣとして析出して強度バラツキが大きくなるので、低Ｎ化の場合のＴｉの上限は０．００８２％とした。
【００３７】
また、Ｎを０．００３％以上の含有量に許容し、延性破面率の温度に対する変化率を改善する場合は、０．００３〜０．０１５％のＴｉが必要である。ただし、Ｎと結びつかない過剰Ｔｉが多くなると、ＴｉＣを生成して強度バラツキが発生するようになる。したがって、過剰Ｔｉを０．００２％以下とする必要があり、そのためにはＴｉは、「３．４×Ｎ％−０．００２」％以下を満たす必要がある。
【００３８】
Ｍｏ
Ｍｏは必要により含有させる元素で、厚肉の鋼管の場合にさらに焼入性および焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しが必要な場合に含有させるのがよい。含有させる場合、その含有量が０．０５％未満では前記効果が得られないので、０．０５％以上とするのが望ましい。しかし、１％を超えると靭性劣化が著しくなるので１％以下とする。
【００３９】
Ｎｂ
Ｎｂは、いわゆる制御圧延によって製造される鋼材においては必須の添加元素であるが、本発明においては制御圧延を基本的に利用しないため含有させる必要性はない。しかし、Ｎｂは強度を高めるのに有効であるが、０．０１％を超えると１０００℃以上の高温で圧延を終了した場合には、析出強化を通して靱性を著しく損なったり、鋼管の部位によるバラツキの原因になる。このために、含有させる場合は、０．００５％以下とするのがよい。
【００４０】
Ｖ
Ｖは、析出強化によって強度を高めるが、比較的靱性への悪影響が小さく、強度アップのため必要により含有させる。また、焼戻し軟化抵抗のほかに焼入れ性も向上させる効果もある。含有させてこれらの効果を得るためには０．０５％以上とするのが望ましい。しかし、０．５％を超えると靭性が大きく劣化するので０．５％以下とした。
【００４１】
Ｂ
Ｂは、厚肉の鋼管を製造する場合焼入れ性が不足している場合に含有させると良好な焼入れ性を確保することができる。含有させる場合、０．０００３％以上が好ましいが、０．００３％を超えて含有させると、焼戻し後にＭ23Ｃ6タイプの炭化物の生成を促進して靭性が低下するので上限は０．００３％とした。
【００４２】
Ｃａ、Ｍｇ
Ｃａ、Ｍｇは、必要により含有させる元素で、鋼中のＳと反応して溶鋼中で硫酸化物を生成する。この硫酸化物は、ＭｎＳなどと異なり、圧延加工によって圧延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。このため、機械的性質の異方性を改善し、特に圧延直角方向の衝撃性質を向上させる。また、延伸した介在物の先端等を割れの起点とする水素誘起割れを抑制する作用もある。これらの効果得る場合に含有させればよいが、含有量が０．０１％を超えると、清浄度の低下によって母材の靭性が低下するので、上限を０．０１％とするのがよい。
【００４３】
ＲＥＭ（希土類元素）
ＲＥＭは、組織の微細化や、Ｓを固定して靭性を改善する作用があり、必要により含有させるが、０．０１％を超えるとかえって靱性が低下するので含有させる場合は０．０１％以下とするのがよい。
【００４４】
【実施例】
表１に示す化学組成の２２種の鋼を、試験用の容量１５０ｋｇの真空溶解炉にて溶製した。丸鋳型に鋳造して得られた１５０ｋｇインゴットを鍛造後、実機のインラインでの加工熱処理を模擬した圧延を実施した。加工熱処理条件を以下に示す。
【００４５】
鍛造材加熱温度（製管法におけるビレット加熱に対応）：１２５０℃
圧延（穿孔圧延に対応）：加工度７０％、仕上げ温度１０５０℃、圧延後２０秒後に９５０℃の炉に１０分間挿入、その後直ちに水焼入れを実施。さらに、焼戻しによって強度が７５８ＭＰａグレードになるように調整。
【００４６】
【表１】
0004196501.tif 000002
【００４７】
製造した各鋼板からは、ＪＩＳ４号シャルピー試験片および丸棒引っ張り試験片を、それぞれ長手方向が圧延方向と平行になるよう採取して、シャルピー衝撃試験と引っ張り試験に供した。
【００４８】
引張り試験片は１枚の圧延材の先端部、中央部および後端部の場所で表層各４本、中心部各４本の合わせて２４本採取した。降伏強度、引張り強度は２４本の平均とし、また、強度バラツキを評価するために、２４本の引張り強度の標準偏差を求めた。その結果は表２に示す通りであった。
【００４９】
【表２】
0004196501.tif 000003
【００５０】
さらに、延性破面率が５０％になる温度（Ｔ５０）、同じく８０％になる温度（Ｔ８０）と、その温度差（Ｔ８０−Ｔ５０）も求め、表２に併せて示す。
【００５１】
表２から明らかなように、本発明例の極低Ｎ化した鋼番５、７および８や、微量Ｔｉ含有鋼の鋼番９〜１１および１３〜１５ではＴ８０−Ｔ５０が小さくなるので、良好な靭性が得られる。また、本発明例では強度バラツキも小さく押さえられていることが分かる。
【００５２】
一方、比較例においては、表２に示すように鋼番１６は低Ｐ（請求項１に記載の鋼）であるが、ＮおよびＴｉ含有量が本発明で規定する範囲外であり、鋼番１７はＰは高目、極低Ｎであり（請求項２に記載の鋼）、Ｔｉを過剰に含有しており靱性は良好であるものの強度バラツキが大きく、実用に耐えない。
【００５３】
鋼番１８〜２１は、Ｐ、Ｎは高目で請求項３記載の鋼に対応するが、鋼番１８ではＴｉ無添加、鋼番１９はＴｉが少なすぎてＴ８０−Ｔ５０が大きくて靱性が劣っている。鋼番２０では、数式で規定する量よりも多いＴｉを含有しているので、靱性は良好であるものの強度のバラツキが問題である。また、鋼番２１は、数式で規定する範囲内のＴｉを含有しているがその絶対量が多過ぎ、靭性が低下している。鋼番２２は、Ｐ含有量が規定範囲より多く、靭性が低下している。
【００５４】
【発明の効果】
本発明によれば、高強度で靱性に優れたシームレス鋼管をインライン熱処理で生産できるので、高生産効率および省エネルギーにより、安価に鋼管を供給できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】延性破面率とシャルピー衝撃試験温度との関係を示す図である。
【図１】
0004196501.tif 000004