JP2018532883A - 高強靭性継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents

高強靭性継目無鋼管及びその製造方法 Download PDF

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Abstract

【課題】高強靭性継目無鋼管及びその製造方法の提供。
【解決手段】化学元素含有量が、質量%で、C:0.1〜0.25%、Si:0.1〜0.5%、Al:0.01〜0.1%、Mn:0.6〜2%、及び残部がFe及び不可避的不純物であり、C+Mn/6≧0.35を満足する高強靭性継目無鋼管、並びに継目無鋼管の製造方法。
【選択図】図1

Description

本発明は、管材及びその製造方法に関し、特に鋼管及びその製造方法に関する。
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プロセスの制御のみにより、継目無鋼管の製品性能を向上させてきた。一例として、油井管では、555MPa(80ksi)以上のグレードは多くの合金元素添加し、またはオフライン調質処理により、相応の継目無鋼管が得られる。しかしながら、これは明らかに継目無鋼管の生産・製造コストを増加させる。
現在、熱間圧延の鋼管の従来のプロセスは、圧延されてから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。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、同時にプロセスの複雑化及びコストの増加をもたらす。また、オフライン熱処理の採用では、素材変形後の誘起相変態効果により強化することができない。研究によれば、鋼材が変形された後にそのままオンライン焼入れを行うと、その性能が冷却後に再加熱焼入れプロセスよりもはるかに高くなる。
以上のように、継目無鋼管がオンライン焼入れの採用によってより良好な性能を得ることができるのは当業者にとって明らかであるが、なぜ従来技術にはオンライン焼入れを相変わらず採用しないか?その原因としては、継目無鋼管は普通の熱間圧延の鋼管とは異なり、その特殊な断面形状のため、継目無鋼管が板材に比べ、その内部応力状態がより複雑である。従って、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。
本発明は、高い強度及び優れた靭性を兼備する高強靭性継目無鋼管を提供することを目的とする。また、本発明に係る継目無鋼管には、高価な合金元素が無添加であり、その合金添加のコストが経済的である。
本発明では、上記目的を達成するために、高強靭性継目無鋼管を提供し、その化学元素含有量が、質量%で、
C:0.1〜0.25%、
Si:0.1〜0.5%、
Al:0.01〜0.1%、
Mn:0.6〜2%、
及び、残部がFe及び不可避的不純物である;また、C+Mn/6≧0.35を満足する必要がある。
本発明に係る高強靭性継目無鋼管における各化学元素についての設計原理は、以下の通りである。
カーボン:0.1〜0.25%
Cは、鋼管の強度及び焼入性を確保する重要な元素である。Cの含有量が0.1%未満の場合は、鋼の強度を確保することが困難である一方、初析フェライトの析出を回避することは困難であるため、鋼の耐硫化性能に影響を及ぼす。オンライン焼入れの場合、素材に変形応力及び組織応力の二重の影響を与えるので、素材が、オフライン焼入れより割れが発生しやくなる。本発明の技術案に基づき、Cの含有量が0.1〜0.25%の範囲内となるように制御することによって、継目無鋼管の焼入れ割れの形成が著しく低減される。
シリコン:0.1〜0.5%
Siは、脱酸剤によって鋼中に取り込まれる元素である。その含有量が0.5%を超えると、鋼の低温脆性を著しく増加する傾向があり、このためにはSiの含有量を0.5%以下に制限する必要がある。同時に、鋼の脱酸効果を確保するために、鋼中のSiの含有量を0.1%以上に保持する必要がある。
アルミニウム:0.01〜0.1%
同様に、Alも、脱酸剤によって鋼中に取り込まれる元素である。少量のAlは、鋼の結晶粒微細化に有利である。しかし、Alの含有量が高すぎると、鋼管用ビレットの鋳込み、熱間加工などの工程に悪影響を及ぼすことがある。従って、本発明に係る高強靭性継目無鋼管におけるAlの含有量は0.01〜0.1%とする必要がある。
マンガン:0.6〜2.0%
Mnも、脱酸剤によって鋼中に取り込まれる元素である。Mnは、オーステナイト相域の拡大、鋼の焼入性の増加、かつ結晶粒の微細化などに有益な効果がある。しかしながら、Mnは、凝固時に偏析が発生しやすく、継目無鋼管中に帯状の組織が著しく発生してしまうことになる。帯状の組織と継目無鋼管の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、鋼の靭性に影響を及ぼす。従って、本発明に係る高強靭性継目無鋼管におけるMnの含有量が2.0%以下となるように制御すべきである。同時に、鋼の焼入性を確保するために、さらに鋼中のMnの含有量が0.6%以上とすべきである。
C+Mn/6≧0.35
本発明に係る継目無鋼管の強化効果は、固溶強化、析出強化などの複種の強化の総合効果により実現されるものである。さらに他の合金元素を添加しない場合は、十分な強化効果が得られるように元素C、Mnは一定な含有量を確保する必要がある。従って、C及びMnが、上記関係式を満足する場合は、有効に鋼の強化効果を確保することができ、高い靭性を有する鋼を確保する。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管の微細組織がマルテンサイトを主相とし、マルテンサイト相の割合が75%以上である。
さらに、本発明に係る高強靭性継目無鋼管の微細組織は、さらにフェライト及びベイナイトを少量含む。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管における不可避的不純物において、S≦0.005%、P≦0.02%、O≦0.01%である。
本発明に係る高強靭性継目無鋼管における主な不可避不純物は、S、P及びOである。だたし、P及びSは、鋼中の有害元素である。Sが鋼の熱間加工性、靭性などに悪影響を及ぼすことがあり、Pが鋼の熱間加工性和靭性に悪影響を及ぼすことがある。従って、Sが0.005%以下となるように制御し、Pが0.02%以下となるように制御する必要がある。Oは、靱性を低下させる元素であり、その含有量が0.01%以下となるように制御する必要がある。元素Oの含有量が0.005%以下となるように制御することが好ましい。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管の降伏強度が555MPa以上、かつ0℃でのフルサイズの衝撃エネルギーが50Jを超える。
さらに、本発明は、高強靭性継目無鋼管の製造方法を提供することを目的とする。当該製造方法によって、高い強度、かつ優れた靭性の継目無鋼管を得ることができる。当該高強靭性継目無鋼管の製造方法は、圧延後の残留熱を十分に利用し、エネルギー消費を効果的に低減し、そして、製造プロセスの投入コストを削減することができる。また、当該製造方法は、継目無鋼管の割れの発生をさらに効果的に防止することができる。
本発明は、上記目的を達成するために、高強靭性継目無鋼管の製造方法を提供し、以下の工程(1)〜(4):
(1)製錬して鋼管用ビレットを製造する工程;
(2)前記鋼管用ビレットを加熱してから、穿孔、連続圧延、ストレッチレデューシングによる縮径あるい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(shell)を得る工程であって、鋼管用ビレットと素管との横断面積比が4.5を超える(なお、ここで鋼管用ビレットと素管との横断面積比の下限値が4.5であることのみに限定され、上限値は限定されないが、実際の装置状況によれば、鋼管用ビレットと素管との横断面積比が一般に10以上に達しない、すなわち、この上限値も、設備の生産能力によって制限される。)、工程;
(3)焼入れの急冷開始温度が850〜1100℃で、冷却速度が20〜60℃/sである条件下でオンライン焼入れを実施し、焼入れ終了後の鋼管のロックウェル硬さが40HRCを超えるようにする工程;及び
(4)焼戻し温度が500〜700℃である条件下で焼戻しを実施する工程
を順に含む。
本発明に係る高強靭性継目無鋼管の製造方法の鍵は、オンライン焼入れ工程であり、前記のとおり、オンライン焼入れが、熱間圧延終了後の鋼管をそのまま焼入れを行い、従来技術の焼入れは、一般的にオフライン焼入れであり、すなわち、鋼管が圧延されてからまず鋼管のストックに入れ、その後、生産ニーズに応じて熱処理を行い、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)となるのみならず、一方、熱処理プロセスでは大量の熱エネルギーを消費し、継目無鋼管の製造方法における熱エネルギーの消費が大幅に上昇する。そして、熱間圧延された鋼管が変形後にそのまま急冷焼入れを行った後の鋼材の総合的な力学的特性は、冷却後に再加熱焼入れプロセスによる鋼材よりもはるかに高くなる。しかし、オンライン焼入れを採用した継目無鋼管は、鋼管の割れが発生しやすくなる。従って、本発明の技術案は、オンライン焼入れにおける具体的なプロセスパラメータをさらに厳格に制御する。従来技術に比べて、本発明の製造方法は、圧延後の残留熱を十分に利用するのみならず、鋼管の変形誘起相変態のメリットにより、さらに鋼管の強化効果を実現し、継目無鋼管の割れの発生を防止することができ、高価な合金元素を別に添加しないという前提で、鋼管の強度を向上させるほか、鋼管の靭性も改善される。
オンライン焼入れ工程において、焼入れの急冷開始温度が850℃未満であれば、鋼管には、一部の初析フェライトが生成し、焼入れ後に必要な微細組織(例えば、マルテンサイト組織)を得ることが確保できないため、鋼管温度を850℃以上確保する必要がある。同時に、冷却速度が20〜60℃/sの範囲内になるように制御する原因は以下の通り:冷却速度が遅い場合、必要な微細組織(例えば、マルテンサイト組織)を得ることは困難であり、これに対して、冷却速度が速い場合、鋼管変形後の内部応力が大きいため、鋼管の焼入れ際、割れが生じやすくなる。
また、焼戻し工程において、焼戻し温度が500℃未満の場合は、鋼管の内部応力を効果的に低減し、鋼管が十分な靭性を確保することができなくなる。焼戻し温度が安定して700℃を超える場合は、鋼管における微細組織(例えば、マルテンサイト組織)の分解及び転位密度の速度が急激に低下し、鋼管を必要な高強度に達することが確保できなくなるため、焼戻し温度が500〜700℃となるように制御する。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管の製造方法における上記工程(2)において、鋼管用ビレットを1100〜1250℃に加熱して、保持時間が1〜4時間である。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管の製造方法における上記工程(2)において、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が行われる前の鋼管用ビレットと、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が終了した後の鋼管用ビレットとの横断面積比が1.05を超える(なお、ここでこの比率の下限値が1.05であることのみに限定され、上限値は限定されないが、実際の装置状況によれば、この比率の上限値が一般に1.3程度であり、すなわち、この上限値も、設備の生産能力によって制限される。)。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管の製造方法における上記工程(3)において、素管の周囲に水を均一にスプレーするか、または前記鋼管を水中に浸漬することにより焼入れを行う。
本発明の技術案は、圧延後の残留熱を十分に利用し、変形誘起相変態のメリットにより、鋼管の強化効果を実現し、高価な合金元素を添加する必要がない状況下、製造段階における熱エネルギー消費量を削減するほか、鋼管の総合的な力学的特性を向上させ、同時に鋼管の割れを効果的に回避することができる。
本発明の技術案では、変形誘起相変態のメリットにより、鋼管の強化効果を実現するため、本発明に係る継目無鋼管の強度が高くなり、その降伏強度が555MPa以上である。
また、本発明に係る継目無鋼管は、さらに高い靭性を有し、0℃でのフルサイズ衝撃エネルギーが50Jを超える。
また、本発明に係る継目無鋼管は、石油・天然ガスの採掘または機械構造用鋼管に適用される。
本発明に係る高強靭性継目無鋼管の製造方法は、鋼管に対して熱による変形量、焼入れ温度、冷却速度及び焼戻し温度を制御することにより、高い強度、かつ優れた靭性の継目無鋼管を得ることができる。
また、本発明に係る高強靭性継目無鋼管は、製造方法のプロセスが簡便で、消費エネルギー量が少なく、コストが低く、かつ効率が高い。
本発明の実施例A7における高強靭性継目無鋼管の微細組織を示す図である。
以下、添付図面及び具体的な実施形態を参照しながら、本発明に係る高強靭性継目無鋼管及びその製造方法についてさらに解釈・説明するが、本発明の技術案を不当に限定するものではない。
実施例A1〜A8及び比較例B1〜B5
本発明の実施例A1〜A8及び比較例B1〜B5における継目無鋼管は、以下の工程により製造された。
(1)製錬して鋼管用ビレットを製造する工程:溶鋼が製錬され、各化学元素の質量%は表1に示すとおりであり、製錬された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、再度インゴットを鋼管用ビレットに鍛造(または圧延)した;
(2)鋼管用ビレットを加熱してから、穿孔、連続圧延、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径を行うことにより、素管を得る工程:鋼管用ビレットを1100〜1250℃に加熱して、鋼管用ビレットサイズに応じて1〜4時間保持する。強化効果を確保するために、鋼管用ビレットと素管との横断面積比が4.5を超え、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が行われる前の鋼管用ビレットと、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が終了した後の鋼管用ビレットとの横断面積比が1.05を超える;
(3)オンライン焼入れの工程:素管の周囲に水を均一にスプレーするか、または前記鋼管を水中に浸漬することにより焼入れを行う。焼入れの急冷開始温度が850℃以上であり、冷却速度が20〜60℃/sであり、焼入れ終了後の鋼管のロックウェル硬さが40HRCを超える;
(4)焼戻し工程:焼戻し温度が500〜700℃であり、保持時間が1時間である。
上記実施例及び比較例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は、表2に示すとおりである。ここで、オンライン焼入れ終了後の鋼管のロックウェル硬さは、ロックウェル硬さ計により測定した。
なお、上記高強靭性継目無鋼管の製造方法の要件は、工程(2)〜工程(4)であるが、実際の製造プロセスにおける高強靭性継目無鋼管の製造方法が上記の工程のみを含むことを意味するものではない。他の工程について当該技術分野の従来技術を採用すればよい。本発明の技術案は特に他の工程を限定するものではない。
表1は、実施例A1〜A8及び比較例B1〜B5における継目無鋼管の各化学元素の質量%を例示した。
表2は、実施例A1〜A8及び比較例B1〜B5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した。
実施例A1〜A8及び比較例B1〜B5の継目無鋼管のサンプルを採取した後、サンプルに力学的特性の測定を行い,測定された後の力学的特性パラメータは、表3に示す。中でも、降伏強度は、継目無鋼管をAPI弧状引張試験片に加工した後、API規格に準拠して測定して平均値として求められたものである。衝撃エネルギーは、継目無鋼管を10*10*55のサイズ、Vノッチ標準衝撃試験片に加工し、0℃で測定したものである。
表3は、実施例A1〜A8及び比較例B1〜B5における継目無鋼管の相関性能パラメータを例示した。
表1及び表3からわかるように、実施例A1〜A8における継目無鋼管の各化学元素の質量%及びプロセスパラメータは、本発明の技術案が限定された範囲にあるため、実施例A1〜A8における継目無鋼管の降伏強度が590MPa以上であり、かつ衝撃エネルギーが89J以上である。しかしながら、比較例B1における継目無鋼管のP及びS元素の含有量が高すぎるため、比較例B1における継目無鋼管の衝撃エネルギーがわずか35Jであり、当該継目無鋼管の靭性が低下することが明らかとなった。また、比較例B2における継目無鋼管の元素Mnが低すぎ、かつC+Mn/6の値も低すぎるため、比較例B2における継目無鋼管の焼入性に影響を及ぼすことで、比較例B2における継目無鋼管の降伏強度がわずか520MPaであり、当該継目無鋼管の強度が低いことが明らかとなり、本発明の高強靭性継目無鋼管の強度要件を満足しない。
表2及び表3からわかるように、比較例B3〜B5における継目無鋼管の元素Mnは、いずれも本発明の技術案が限定された範囲を超えた。また、比較例B3における継目無鋼管は、工程(2)での鋼管用ビレットと素管との横断面積比、及びストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が行われる前の鋼管用ビレットと、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が終了した後の鋼管用ビレットとの横断面積比が、いずれも本発明の技術案が限定された範囲を超えたため、変形誘起相変態による強化効果に影響が及ぼされ、鋼管の強度不足となってしまい、比較例B3の降伏強度がわずか496MPaである。また、比較例B4における継目無鋼管の焼入れ温度が低すぎるため、鋼管における微細組織には、先に初析フェライトが生成させ、鋼管の強度が低下され、その降伏強度が472MPaである。また、比較例B5における継目無鋼管は、冷却速度が遅すぎるため、鋼管の微細組織におけるマルテンサイト相の割合が不十分になり、継目無鋼管が十分な強度を得ることができない。従って、比較例B5における継目無鋼管の降伏強度がわずか422MPaである。
表1、表2及び表3をまとめると、以下のことが分かった。実施例A1〜A8における継目無鋼管の降伏強度がいずれも590MPa以上、かつ衝撃エネルギーが89J以上である。これにより、実施例A1〜A8における継目無鋼管は、高い降伏強度及び優れた靭性を兼備することが明らかとなった。
図1は、実施例A7における高強靭性継目無鋼管の微細組織を示した。
図1からわかるように、当該高強靭性継目無鋼管の微細組織は、主にマルテンサイトからなり、またフェライト及びベイナイトが少量存在する。
本発明に係る高強靭性継目無鋼管は、合金添加コストが低い、かつ製造プロセスの消費エネルギーを低減することできる。従って、本発明に係る高強靭性継目無鋼管は、製造コストがより経済的であり、適用範囲がより広くなるため、製造コストに対する厳格な管理が要求される鋼管の製造ラインに適用することができる。
本発明に係る高強靭性継目無鋼管は、石油・天然ガスの採掘または機械構造用鋼管に適用される。
以上、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であり、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。

Claims (9)

  1. 化学元素含有量が、質量%で、C:0.1〜0.25%、Si:0.1〜0.5%、Al:0.01〜0.1%、Mn:0.6〜2%、及び残部がFe及び不可避的不純物であり、C+Mn/6≧0.35を満足することを特徴とする高強靭性継目無鋼管。
  2. 微細組織が、マルテンサイトを主相とし、マルテンサイト相の割合が75%以上である、請求項1に記載の高強靭性継目無鋼管。
  3. 微細組織が、さらにフェライト及びベイナイトを少量含む、請求項2に記載の高強靭性継目無鋼管。
  4. 不可避的不純物において、S≦0.005%、P≦0.02%、O≦0.01%である、請求項1に記載の高強靭性継目無鋼管。
  5. 降伏強度が555MPa以上で、かつ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に記載の高強靭性継目無鋼管。
  6. 請求項1〜5のいずれか1項に記載の高強靭性継目無鋼管の製造方法であって、以下の工程(1)〜(4):
    (1)製錬して鋼管用ビレットを製造する工程;
    (2)前記鋼管用ビレットを加熱してから、穿孔、連続圧延、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径を行うことにより、素管を得る工程であって、鋼管用ビレットと素管との横断面積比が4.5を超える、工程;
    (3)焼入れの急冷開始温度が850〜1100℃で、冷却速度が20〜60℃/sである条件下でオンライン焼入れを実施し、焼入れ終了後の鋼管のロックウェル硬さが40HRCを超えるようにする工程;及び
    (4)焼戻し温度が500〜700℃である条件下で焼戻しを実施する工程
    を順に含む製造方法。
  7. 前記工程(2)において、鋼管用ビレットを1100〜1250℃に加熱し、1〜4時間保持する、請求項6に記載の製造方法。
  8. 前記工程(2)において、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が行われる前の鋼管用ビレットと、ストレッチレデューシングによる縮径あるいはストレッチサイジングによる定径が終了した後の鋼管用ビレットとの横断面積比が1.05を超える、請求項6に記載の製造方法。
  9. 前記工程(3)において、素管の周囲に水を均一にスプレーするか、または前記鋼管を水中に浸漬することにより焼入れを行う、請求項6に記載の製造方法。
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