JP2007260705A

JP2007260705A - 継目無鋼管の製造方法

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Publication number: JP2007260705A
Application number: JP2006086567A
Authority: JP
Inventors: Nobuyuki Mori; 伸行森; Kenichi Saito; 建一斎藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-03-27
Filing date: 2006-03-27
Publication date: 2007-10-11
Also published as: CN101045978A; CN100569982C

Abstract

【課題】ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定を満たし、且つ靭性にも優れた油井管として好適な継目無鋼管を、効率よく製造する方法を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％およびＡｌ：０．０５０％以下を含有するビレットを加熱し、穿孔し、マンドレルミルで３０％以上の断面積加工度で熱間加工を施した後、Ａ_r1変態点以下に冷却し、再加熱炉でＡ_c3〜（Ａ_c3＋３０＋ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］）の温度範囲に加熱した後、ストレッチレデューサーで下記（ｉ）式を満たす条件で加工し、放冷する。Ｘ：断面積加工度［％］、Ｃ_eqは炭素当量［％］である。
５５２＜２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＜７５８・・・(ｉ)
【選択図】図２

Description

本発明は、強度および靱性に優れ、油井管として好適な継目無鋼管の製造方法に関する。

油井管に使用される継目無鋼管は、強度、靱性等に優れていることが要求され、米国石油協会（ＡＰＩ）規格のＮ８０グレードの油井管では、引張強度が７２４ＭＰａ以上、降伏強度が５５２ＭＰａ〜７５８ＭＰａと規定されている。

このＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定を満たす継目無鋼管を製造するには、製管後に、焼入れ、焼戻しの熱処理を行って高強度化するのが一般的である。しかし、前記熱処理を行うためには、焼入れ用加熱炉、焼戻し用均熱炉などの設備を要し、コスト高となる。

このため、加工熱処理を用いて製管し、製管後は熱処理を施さず空冷するだけで高強度を備えた油井用継目無鋼管が提案され、実用にも供されている。例えば、特許文献１には、９００〜１３００℃に加熱均熱した後、ピアサーで穿孔し、続いてマンドレルミルで加工率３０％以上の第一次熱間加工（肉厚加工）を施した素管を、所定の冷却速度で４００℃未満に冷却し、その後再加熱炉にてＡｃ₃以上の所定温度範囲に加熱し、レデューサー等で加工率５％以上の第二次熱間加工（縮径あるいは肉厚加工）を施したのち空冷する方法が開示されている。

また、特許文献２には、ピアサーおよびマンドレルミルを用い、穿孔と熱間加工を行った後、３５０℃以下の温度まで所定の冷却速度で急冷し、次いでＡｃ₁以下の所定範囲内の温度に再加熱した後、レデューサーを用い５％以上の断面減少率で縮径加工を行い、以後空冷する方法が開示され、特許文献３にも、再加熱炉装入前に素管を変態温度（Ａｃ₁）以下に冷却し、再加熱してストレッチレデューサーで所定寸法に仕上げる、加工熱処理を用いた製造方法が提案されている。

これらの方法は、熱処理を省略できるため製造効率がよいという利点がある。しかし、いずれもストレッチレデューサーの加工度が低い場合は前記ＡＰＩ規格で規定される強度を満足させ得ないか、もしくは靭性が低く非常に脆い素材となる。

その解決策として、特許文献４には、マンドレルミルで熱間圧延した素材をＡ_r1点以下の温度に冷却したのち、再加熱炉でＡｃ₃変態点〜Ａｃ₃変態点＋５０℃に再加熱してベイナイトまたはマルテンサイト主体の組織をオーステナイト組織とし、さらにレデューサー圧延前に７００〜７８０℃に均一冷却した後、レデューサーで縮径圧延する方法が提案されている。この方法によれば、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定を満足させる高靱性・高強度の継目無鋼管を得ることができる。しかし、レデューサー圧延前に前記の均一冷却工程が付加されるので、製造効率が大きく低下するという欠点がある。

特開平２−２５４１２２号公報特開昭６３−９６２１５号公報特開平３−１０７４２１号公報特開平６−２４０３５７号公報

前述のように、従来の加工熱処理を用いた継目無鋼管の製造方法では、マンドレルミルで熱間圧延した素管を、所定の温度範囲に冷却した後、再加熱炉に装入して再加熱している。しかし、続いて行うレデューサー圧延で、その加工度が低い場合は前記ＡＰＩ規格で規定する強度を満足させ得ないか、もしくは靭性が低下するという問題があり、これを解決するためにレデューサー圧延前に均一冷却する工程を加えると、製造効率が大きく低下する。

本発明は、このような状況に鑑みてなされたもので、加工熱処理を用いて、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定（引張強度：７２４ＭＰａ以上、降伏強度：５５２ＭＰａ〜７５８ＭＰａ）を満たし、且つ靭性にも優れた油井管として好適な継目無鋼管を、効率よく製造する方法を提供することを目的としている。

上記の課題を解決するため、本発明者らは、加工熱処理を効果的に適用すべく検討を重ねた。その結果、マンドレルミルによる熱間圧延後の素管を再加熱炉に装入する前に、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト、パーライト、もしくはそれらの混合組織のいずれか（望ましくは、マルテンサイトもしくはベイナイト）に変態させ、組織を細粒化させることが必要であると判断し、熱間圧延後の素管をＡ_r1変態点以下に冷却することとした。従来の加工熱処理を用いた継目無鋼管の製造では、マンドレルミルによる熱間圧延後、通常はただちに再加熱炉に装入するので、前述の強度や靭性が低下するという問題が生じる。この問題は、前掲の特許文献１〜３で提案された方法でも未解決のままである。

さらに、本発明者らは、適切な鋼の化学組成（この場合は、炭素当量）と適切なストレッチレデューサーによる加工度（断面積加工度）との間には相関性があることを見出した。また、再加熱炉における加熱温度条件を定める上で、ストレッチレデューサーによる断面積加工度を考慮すれば、加熱温度の上限の設定を合理的になし得ることが判明した。

本発明はこのような知見に基づきなされたもので、その要旨は、下記の継目無鋼管の製造方法にある。

すなわち、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％およびＡｌ：０．０５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｃｕが０．０５％以下、Ｎが０．０３０％以下、Ｏ（酸素）が０．００５％以下、Ｈが０．０００５％以下であるビレットを加熱し、穿孔圧延機で穿孔した後、マンドレルミルで３０％以上の断面積加工度で熱間加工を施して素管とし、その素管をＡ_r1変態点以下に冷却し、次いで、再加熱炉でＡ_c3〜（Ａ_c3＋３０＋ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］）の温度範囲に加熱した後、ストレッチレデューサーで下記（ｉ）式を満たす条件で加工をし、次いで放冷する継目無鋼管の製造方法である。

５５２＜２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＜７５８・・・(ｉ)
ここで、Ｘ：ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］
Ｃ_eq：下記式で表される炭素当量［％］
Ｃ_eq＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋Ｓｉ／７＋(Ｃｕ＋Ｃｒ)／９
＋Ｎｉ／２２＋Ｖ／２
前記の炭素当量を表す式において、Ｃ、Ｍｎ等の各元素記号は、それぞれの元素の含有量（質量％）を意味する。

ここでいう「断面積加工度」とは、加工の前後における素管の断面積の減少率で表した加工度である。すなわち、｛（加工前の断面積−加工後の断面積）／加工前の断面積｝×１００（％）で求められる加工度である。

前記本発明の継目無鋼管の製造方法において、ビレットが、前記の化学成分を含有し、さらに、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％およびＡｌ：０．０５０％以下を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下およびＴｉ：０．０５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｃｕが０．０５％以下、Ｎが０．０３０％以下、Ｏ（酸素）が０．００５％以下、Ｈが０．０００５％以下のビレットであってもよい。

本発明の継目無鋼管の製造方法によれば、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度に関する規定（引張強度：７２４ＭＰａ以上、降伏強度：５５２ＭＰａ〜７５８ＭＰａ）を満たし、且つ靭性にも優れた油井管を、加工熱処理を用いて効率よく製造することができる。

以下に、本発明の継目無鋼管の製造方法について、この鋼管を構成する鋼の化学組成および製造条件を前記のように限定した理由を含め、具体的に説明する。

先ず、鋼に含まれる各成分の作用効果とその含有量の限定理由について述べる。なお、各成分の「％」は「質量％」を意味する。

Ｃ：０．３０〜０．４５％
Ｃは、本発明の方法で製造される継目無鋼管の強度を高めるためには不可欠な元素である。Ｃ含有量が０．３０％未満では十分な強度が得られない。また、Ｃ含有量が０．４５％を超えると、靭性が低下し、シャルピー衝撃試験における破面遷移温度が０℃以上となるために実用上問題となる場合がある。ＡＰＩ規格のＮ８０グレードにはシャルピー衝撃試験に関する規定はないが、実用上は破面遷移温度が０℃未満となるようにしておくことが望ましい。

Ｓｉ：０．５０％以下
Ｓｉには脱酸作用があるので、少量添加することが望ましい。しかし、添加しすぎると靭性が悪化するため、Ｓｉ含有量の上限を０．５０％とした。少量の添加でも効果があるので、Ｓｉ含有量の下限は限定しないが、明白な効果を得るためには、０．０５％以上含有させるのが望ましい。

Ｍｎ：１．０〜２．０％
鋼の強度を高めるＣの含有量の上限を前記のように規定しているので、Ｍｎは、本発明の方法で製造される継目無鋼管の高強度化に非常に大きな役割を果たす元素である。Ｍｎの含有量が１．０％未満の場合は所定の強度を得ることができず、また、２．０％を超えて含有させると、靭性が悪化する。従って、Ｍｎの含有量は１．０〜２．０％とした。

Ｃｒ：０．２〜１．０％
Ｃｒは鋼の高強度化のために必須の添加元素の一つである。Ｃｒの含有量が０．２％未満の場合は所定の強度を得ることができず、１．０％を超えて含有させると、粗大なＣｒ炭化物が多量に発生し靭性を低下させるので、Ｃｒの含有量は、０．２〜１．０％とした。

Ｖ：０．０２〜０．２０％
Ｖは、高強度、高降伏比（降伏点／引張強さ）を得るために必須の元素である。ストレッチレデューサーによる仕上げ加工時の断面積加工率が低いほど結晶粒が粗大化し降伏比が低下するので、Ｖを添加し高強度、高降伏比としなければならない。Ｖの含有量が０．０２％に満たない場合には、Ｖの添加効果が十分に得られない。また、０．２０％を超えて含有させた場合には、靭性が低下する。従って、Ｖの含有量は０．０２〜０．２０％とした。

Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％
Ｎｂは、ＮｂＣを析出し、再加熱炉での加熱の際にピン止め効果により結晶粒の粗大化を抑制する働きがある。Ｎｂの添加量が０．００５％未満ではその効果が十分に得られず、０．０５０％を超えて含有させた場合には、靭性が低下する。従って、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０５０％とした。

Ａｌ：０．０５０％以下
Ａｌは脱酸作用があるので、製鋼段階で使用できる。しかし、過剰に含有させると靭性が悪化するので、Ａｌの含有量は０．０５０％以下とする。

本発明の方法で製造される継目無鋼管は、上記の成分を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼管である。不純物としてのＰを０．０５％以下、Ｓを０．００５％以下、Ｃｕを０．０５％以下、Ｎを０．０３０％以下、Ｏ（酸素）を０．００５％以下、Ｈを０．０００５％以下と限定したのは、下記の理由による。

Ｐは結晶粒界に析出し、靭性を大きく悪化させる。Ｐは少なければ少ないほど望ましいが、溶銑は常に多くのＰを含んでおり、不可避的に混入する元素である。従って、Ｐ含有量の許容範囲の上限を０．０５％とした。

Ｓは偏析するため、靭性を大きく悪化させる。Ｓは少なければ少ないほど望ましいが、Ｐと同様に不可避的に混入する元素である。従って、Ｓ含有量の許容範囲の上限を０．００５％とした。

Ｃｕは、多量に含まれると熱間加工性が悪化するため、少なければ少ないほどよい。従って、Ｃｕの含有量の上限を０．０５％とした。

Ｎは、大気から溶鋼中に侵入する。その含有量が０．０３０％を超えると靭性が悪化するので、Ｎ含有量の許容範囲の上限を０．０３０％とした。

Ｏ（酸素）は、溶製時に鋼中に侵入すると、鋼中の介在物が増大し靭性が悪化する。従って、Ｏ含有量を０．００５％以下とした。望ましくは、０．００３％以下である。

Ｈは、ビレットの段階で鋼中に存在するとビレットが水素割れを起こし、鋼管の製造ができなくなる。そのため、Ｈの含有量はビレット段階で０．０００５％以下にしておかなければならない（後述する図３参照）。望ましくは、０．０００２％以下である。この条件を満たすためには、ビレットの徐冷軟化などによる水素含有量の調整をすればよい。

本発明の方法で製造される継目無鋼管は、前記の成分（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｖ、ＮｂおよびＡｌ）に加え、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下およびＴｉ：０．０５％以下のうちの１種または２種以上を含有させてもよい。これらの成分の作用効果および含有量を前記範囲に限定したのは、下記の理由による。

Ｎｉ：０．１０％以下
Ｎｉには、鋼の靭性を向上させる作用効果があるので、必要に応じて添加すればよい。高価な金属元素であるため、多量に含有させると製品コストが増大し、経済的に不利になるので、Ｎｉ含有量の上限を０．１０％とした。少量の添加でも効果があるので、Ｎｉ含有量の下限は限定しないが、明白な効果を得るためには、０．０３％以上含有させるのが望ましい。

Ｍｏ：０．１０％以下
Ｍｏは、炭素当量を上昇させ、鋼の高強度化に役立つ元素であり、必要に応じて添加すればよい。Ｎｉと同様に高価な元素であるため、その含有量の上限を０．１０％とした。添加量が僅かでも効果があるので、Ｍｏ含有量の下限は限定しないが、明白な効果を得るためには、０．０３％以上含有させるのが望ましい。

Ｔｉ：０．０５％以下
Ｔｉには、加工度の低い材料を高強度化させるため炭素当量を上げた場合に、ビレットのひび割れを防止する作用効果があるので、必要に応じて添加すればよい。特に、炭素当量が０．８０以上の場合には、その効果が顕著である。しかし、Ｔｉを添加しすぎると鋼の靭性が低下するので、Ｔｉ含有量の上限を０．０５％とした。少量の添加でも効果があるので、Ｔｉ含有量の下限は限定しないが、明白な効果を得るためには、０．０２％以上含有させるのが望ましい。

次に、製造条件について述べる。

本発明の継目無鋼管の製造方法は、前述した化学組成を有するビレットを加熱し、穿孔圧延機で穿孔した後、マンドレルミルで３０％以上の断面積加工度で熱間加工を施して素管とし、その素管をＡ_r1変態点以下に冷却し、次いで、再加熱炉でＡ_c3〜（Ａ_c3＋３０＋ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］）の温度範囲に加熱した後、ストレッチレデューサーで前記（ｉ）式を満たす条件で加工をし、次いで放冷する方法である。

継目無鋼管の製造条件をこのように限定した理由の説明に先立ち、継目無鋼管の一般的な製造方法として用いられているマンネスマン製管法について概述する。

継目無鋼管を熱間で製造するマンネスマン製管法は、中実のビレットの中心部に孔をあける穿孔工程と、この穿孔された中空素管の肉厚加工を主たる目的とする延伸圧延工程と、素管外径を減径して目標寸法に仕上げる定径圧延工程とによって構成される。

通常、穿孔工程ではマンネスマンピアサー、交叉型穿孔圧延機、プレスピアシングミル等の穿孔圧延機が、延伸圧延工程ではマンドレルミル、プラグミル、アッセルミル等の圧延機が、さらに定径圧延工程ではストレッチレデューサーやサイザー等の孔型圧延機がそれぞれ用いられる。

図１は、継目無鋼管を熱間で製造するマンネスマン製管法の製造工程の一例を説明する図である。この製管方法は、所定温度に加熱された中実の丸ビレット１を被圧延材とし、この丸ビレット１を穿孔圧延機３に送給して、その軸心部を穿孔して中空素管２を製造する。次いで、製造された中空素管２をそのまま、あるいは必要に応じて上記穿孔圧延機と同一構成のエロンゲータに通して拡径、薄肉化を行った後、後続するマンドレルミル４の延伸圧延装置に送給して延伸圧延する。

マンドレルミル４で延伸圧延される際に、中空素管２は装入されたマンドレルバー４ｂと素管外面を規制する圧延ロール４ｒによって延伸と同時に冷却される。このため、マンドレルミル４を通過した中空素管２は、次いで再加熱炉５に装入され、再加熱される。その後、ストレッチレデューサー６に通して磨管、形状修正およびサイジングを行う精整工程を経て製品となる継目無鋼管が製造される。

本発明の継目無鋼管の製造方法では、先ず、前述した化学組成を有するビレットを加熱し、穿孔圧延機で穿孔して中空素管とする。図１に示した穿孔圧延機３を用いて中空素管２を製造する穿孔工程である。

このときのビレットの加熱温度は特に限定しない。通常行われている１１５０〜１２５０℃の温度範囲内で加熱するのが望ましい。加熱時間も、ビレットの中心部まで前記の温度範囲内に加熱されるように、適宜定めればよい。通常は、２〜４時間とするのが望ましい。また、穿孔には前記のマンネスマンピアサーその他いずれの穿孔圧延機を用いてもよい。本発明の実施例ではピアサーを用いた。

その後、この中空素管にマンドレルミルで３０％以上の断面積加工度で熱間加工（以下、「一次加工」ともいう）を施して素管とする。すなわち延伸圧延工程である。

断面積加工度を３０％以上とするのは、結晶粒を微細化するためで、３０％未満では微細化が不十分である。

続いて、その素管をＡ_r1変態点以下に冷却する。これは、前述のように、マンドレルミルによる熱間圧延後の素管を再加熱炉に装入する前に、マルテンサイト、ベイナイト、フェライト、パーライト、もしくはそれらの混合組織のいずれかに変態させ組織を細粒化させるためである。その場合、冷却に時間がかかるフェライト、パーライトへの変態は製造効率を低下させるので、マルテンサイトもしくはベイナイトへの変態が望ましい。

次いで、前記冷却後の素管を、再加熱炉でＡ_c3〜（Ａ_c3＋３０＋ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］）の温度範囲に加熱する。

再加熱温度をＡ_c3変態点以上とするのは、再加熱炉への装入前にＡ_r1変態点以下に冷却し、Ａ_c3変態点以上に加熱して再びオーステナイト組織に逆変態させることにより組織を細粒化させるためである。

一方、再加熱温度の上限を前記のように限定するのは、オーステナイト結晶粒の粗大化を防止するためである。ストレッチレデューサーによる断面積加工度が低い場合は、加工に伴う結晶粒の微細化が十分ではなく、結晶粒が粗大となり、強度、靱性ともに低下する。そのため再加熱温度をより低くして、オーステナイト結晶粒がより一層粗大化するのを阻止する必要がある。再加熱温度の上限を示す式中に「ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］」を挿入したのは、そのためである。

すなわち、再加熱炉における加熱温度条件を定めるに際し、単に、鋼種によって定まるＡ_c3変態点を基準にするのではなく、Ａ_c3変態点に、ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］を温度（℃）に置き換えた数値を加えた温度を基準とし、ストレッチレデューサーによる加工時の断面積加工度が結晶粒の微細化に及ぼす影響を再加熱温度に反映させたもので、再加熱温度の上限をより合理的に設定することができる。

続いて、再加熱した素管に、ストレッチレデューサーで前記（ｉ）式を満たす条件で加工を施す。図１に示した、ストレッチレデューサー６に通す定径圧延工程である。

このように規定したのは、以下に示すように、適切な鋼の化学組成（炭素当量Ｃ_eq）と適切なストレッチレデューサーによる断面積加工度（Ｘ）との間には相関性があり、（ｉ）式を満たす条件で加工を施すことにより、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定を満足させ得るからである。

図２は、鋼の炭素当量とストレッチレデューサーによる断面積加工度の関係を示す図である。炭素当量（Ｃ_eq）と断面積加工度（Ｘ）を両軸にとり、後述する実施例のうち、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲内にある素管について、炭素当量と断面積加工度の値をプロットしたもので、○印は降伏強度および引張強度がＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定を満たすことを、×印はこれから外れることを表す。

同図中の直線Ｌと直線Ｈは前記の○印と×印の境界を示しており、直線Ｌよりも上方で、直線Ｈよりも下方の領域がＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定を満たす領域である。

直線Ｌは、その勾配と座標上での位置から、「５５２＝２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq」と表され、この直線Ｌよりも上方の領域は、「５５２＜２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq」と表示できる。また、直線Ｈは、同じくその勾配と座標上での位置から、「２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＝７５８」と表され、直線Ｈよりも下方の領域は、「２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＜７５８」と表示される。

この直線Ｌよりも上方の領域を表す「５５２＜２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq」と、直線Ｈよりも下方の領域を表す「２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＜７５８」を結びつけると、「５５２＜２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＜７５８」、すなわち（ｉ）式が得られる。この（ｉ）式を満たす領域は、図２中に、「本発明の規定範囲」と表示した領域で、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定を満たす領域である。

このように、前記（ｉ）式は多数の製管試験における炭素当量（Ｃ_eq）とストレッチレデューサーによる断面積加工度（Ｘ）、およびそのとき得られる継目無鋼管の強度（降伏強度、引張強度）との関係から導出された条件式である。

なお、直線Ｌを含みその下方では、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定を満たさず（図２では、「強度不足」と表示）、直線Ｈを含みその上方では、同じくＡＰＩ規格の強度規定から外れる（図２では、「過強度」と表示）。

前記のストレッチレデューサーによる加工を施した後は、放冷する。

以上述べた本発明の継目無鋼管の製造方法によれば、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度規定（引張強度：７２４ＭＰａ以上、降伏強度：５５２ＭＰａ〜７５８ＭＰａ）を満たす油井管を、加工熱処理を用いて効率よく製造することができる。しかも、この継目無鋼管を構成する鋼は前述した化学組成を有しているので、靭性にも優れている。

前記図１に示した工程を備える継目無鋼管の製造設備（但し、マンドレルミル４と再加熱炉５の間にシャワー冷却設備を付加）により、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの油井管における主要な寸法の鋼管を製造し、同規格に規定される引張強度および降伏強度を評価した。

先ず、表１に示す化学組成（Ａ_c3変態点を併記）を有する、直径２２５ｍｍのビレットを作製した。このビレットを１２００℃まで加熱した後、ピアサーにて穿孔を行った。その後、マンドレルミルで３０％以上の断面積加工度で１次加工を施して直径２００ｍｍの素管を製造し、この素管をシャワー冷却によりＡ_r1変態点以下の温度範囲まで冷却した。次いで、再加熱炉でＡ_c3変態点〜（Ａ_c3＋ストレッチレデューサーの断面積加工度［％］）の温度範囲に加熱した後、ストレッチレデューサーで２次加工（最終仕上げ加工）を行い、その後放冷して、所定の寸法の継目無鋼管を得た。

上記の方法により得られた各鋼管から、ＡＰＩ規格に基づき、弧状引張試験片（試験片形状：Ｐ２もしくはＰ３）を切り出し、引張試験機により引張試験を実施した。

引張試験結果の評価は、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定（降伏強度：５５２ＭＰａ〜７５８ＭＰａ、引張強度：７２４Ｍｐａ以上）を基準とし、この規定を満たす場合、「良好」と評価した。

また、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードにはシャルピー衝撃試験に関する規定はないが、実用上問題のない鋼を製造することを考慮し、シャルピー衝撃試験において、試験温度０℃で延性破面率が５０％以上であることを「良好」という評価の必要条件に加えた。

試験結果を表２〜表４に示す。表２〜表４において、「素管」の欄の「外径」、「肉厚」および「断面積加工度」は、ストレッチレデューサーによる２次加工を行った後の外径、肉厚およびそのときの断面積加工度である。また、「Ｋ値」とは、「２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq」のＸ（ストレッチレデューサーによる断面積加工度）とＣ_eq（炭素当量）にそれぞれ数値を入れて算出した値である。このＫ値（すなわち、「２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq」）が５５２より大きければ、図２において、直線Ｌよりも上方の領域を表し、Ｋ値が７５８より小さければ、直線Ｈよりも下方の領域を表す。

また、図３は、ビレットの水素含有量と水素割れ発生の関係を示す図である。この図３を参照すると、本実施例で試験に用いたビレットは水素含有量がいずれも０．０００４％以下で、水素割れを起こすおそれのないものであることがわかる。

表２〜表４において、試験Ｎｏ．１〜６０は、素管の化学組成が本発明で規定する範囲内にあり、再加熱前の素管温度を３５０℃、再加熱温度を８１０℃とした場合であるが、ストレッチレデューサーによる加工度が本発明で規定する前記（ｉ）式の条件を満たす場合（すなわち、Ｋ値が５５２を超え、７５８未満の場合）は、降伏強度および引張強度のいずれも、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定（降伏強度：５５２ＭＰａ〜７５８ＭＰａ、引張強度：７２４Ｍｐａ以上）内であった。また、シャルピー試験での延性破面率も５０％を大きく超え、良好な靱性を示した。

試験Ｎｏ．６４〜７２は、再加熱前の素管温度および再加熱温度は前記と同様に、それぞれ３５０℃、８１０℃としたが、鋼の化学組成が本発明で規定する範囲から外れる場合である。この場合は、前記（ｉ）式の条件を満たすときは、降伏強度および引張強度はＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定内に入ったが、シャルピー試験での延性破面率が低く、靱性に問題があった。

試験Ｎｏ．６１〜６３は、材質番号Ｈの化学組成を有する素管について、再加熱前の素管温度および再加熱温度を変えた場合である。再加熱温度を７８０℃（Ａ_c3変態点より低い温度）とした場合（試験Ｎｏ．６３）は、前記（ｉ）式の条件を満たすようにストレッチレデューサーによる２次加工を行っても、降伏強度および引張強度はＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定から外れた。また、再加熱前の素管温度が５１０℃と比較的高かった場合（試験Ｎｏ．６１）は、前記（ｉ）式の条件を満たしても、降伏強度がＡＰＩ規格のＮ８０グレードの規定外であった。これは、素管を再加熱炉に装入する前に行う、マルテンサイト、ベイナイト等への変態が不十分で、組織を十分に細粒化できなかったことによるものと考えられる。

本発明の継目無鋼管の製造方法によれば、ＡＰＩ規格のＮ８０グレードの強度に関する規定を満たし、且つ靭性にも優れた油井管を、加工熱処理を用いて効率よく製造することができる。従って、本発明の製造方法は、油井用継目無鋼管の製造に好適に利用することができる。

継目無鋼管を熱間で製造するマンネスマン製管法の製造工程の一例を説明する図である。鋼の炭素当量とストレッチレデューサーによる断面積加工度の関係を示す図である。ビレットの水素含有量と水素割れ発生の関係を示す図である。

符号の説明

１：丸ビレット
２：中空素管
３：穿孔圧延機
４：マンドレルミル
４ｒ：圧延ロール
５：再加熱炉
６：ストレッチレデューサー

Claims

質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％およびＡｌ：０．０５０％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｃｕが０．０５％以下、Ｎが０．０３０％以下、Ｏ（酸素）が０．００５％以下、Ｈが０．０００５％以下であるビレットを加熱し、穿孔圧延機で穿孔した後、マンドレルミルで３０％以上の断面積加工度で熱間加工を施して素管とし、その素管をＡ_r1変態点以下に冷却し、次いで、再加熱炉でＡ_c3〜（Ａ_c3＋３０＋ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］）の温度範囲に加熱した後、ストレッチレデューサーで下記（ｉ）式を満たす条件で加工をし、次いで放冷することを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
５５２＜２．０４Ｘ＋６８１．５Ｃ_eq＜７５８・・・(ｉ)
ここで、Ｘ：ストレッチレデューサーにおける断面積加工度［％］
Ｃ_eq：下記式で表される炭素当量［％］
Ｃ_eq＝Ｃ＋Ｍｎ／５＋Ｓｉ／７＋(Ｃｕ＋Ｃｒ)／９
＋Ｎｉ／２２＋Ｖ／２
ビレットが、質量％で、Ｃ：０．３０〜０．４５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｃｒ：０．２〜１．０％、Ｖ：０．０２〜０．２０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５０％およびＡｌ：０．０５０％以下を含有し、さらに、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下およびＴｉ：０．０５％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＰが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｃｕが０．０５％以下、Ｎが０．０３０％以下、Ｏ（酸素）が０．００５％以下、Ｈが０．０００５％以下のビレットであることを特徴とする請求項１に記載の継目無鋼管の製造方法。