JP2527511B2 - 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 - Google Patents
耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法Info
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- JP2527511B2 JP2527511B2 JP4005876A JP587692A JP2527511B2 JP 2527511 B2 JP2527511 B2 JP 2527511B2 JP 4005876 A JP4005876 A JP 4005876A JP 587692 A JP587692 A JP 587692A JP 2527511 B2 JP2527511 B2 JP 2527511B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ＳＳＣ性の優れた高
強度高靭性シームレス鋼管の製造法に関するものであ
る。
強度高靭性シームレス鋼管の製造法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー資源としてのガス井、
油井開発はＨ2 Ｓ濃度の高い環境で且つ極北、高深度化
する傾向にあり、開発機材として使用されるシームレス
鋼管に対しては、耐水素割れ性、高靭性（−６０℃保
証）、高強度（Ｘ６５以上、Ｃ９５グレード以上）を兼
ね備えた性質が要求される。従来より、このような諸特
性を同時に満足するにはＡＳＴＭ No．６以下の結晶粒
度では困難であることが本発明者等によって確かめられ
ている。
油井開発はＨ2 Ｓ濃度の高い環境で且つ極北、高深度化
する傾向にあり、開発機材として使用されるシームレス
鋼管に対しては、耐水素割れ性、高靭性（−６０℃保
証）、高強度（Ｘ６５以上、Ｃ９５グレード以上）を兼
ね備えた性質が要求される。従来より、このような諸特
性を同時に満足するにはＡＳＴＭ No．６以下の結晶粒
度では困難であることが本発明者等によって確かめられ
ている。
【０００３】一方、熱間シームレスの圧延工程は、鋳造
鋼片の穿孔、延伸、サイジング工程に大きく分けられる
が、成形性および表面品位の確保のため通常１１００℃
以上の高温域で大部分の加工を行なわれる。よって、再
結晶後の粒成長は著しく、結晶粒度はＡＳＴＭ No．６
以下の粗粒となり、又ばらつきも大きくなる。すなわ
ち、近年の油井開発用機材として要求される特性を満足
するには、ＡＳＴＭ No．６以上の微細化組織を安定し
て得る必要があるが、ＡＳＴＭ No．６以上の耐ＳＳＣ
性の優れた高強度高靭性鋼管を得るには熱間圧延ままの
状態では不十分であるため、例えば特開昭５２−７７８
１３号公報では熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦
鋼の温度をＡｒ1 点以下に下げて再度オーステナイト化
し引続き行う仕上圧延後に焼入−焼戻するか、或いは通
常の仕上圧延後に再加熱焼入−焼戻処理する必要があっ
た。
鋼片の穿孔、延伸、サイジング工程に大きく分けられる
が、成形性および表面品位の確保のため通常１１００℃
以上の高温域で大部分の加工を行なわれる。よって、再
結晶後の粒成長は著しく、結晶粒度はＡＳＴＭ No．６
以下の粗粒となり、又ばらつきも大きくなる。すなわ
ち、近年の油井開発用機材として要求される特性を満足
するには、ＡＳＴＭ No．６以上の微細化組織を安定し
て得る必要があるが、ＡＳＴＭ No．６以上の耐ＳＳＣ
性の優れた高強度高靭性鋼管を得るには熱間圧延ままの
状態では不十分であるため、例えば特開昭５２−７７８
１３号公報では熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦
鋼の温度をＡｒ1 点以下に下げて再度オーステナイト化
し引続き行う仕上圧延後に焼入−焼戻するか、或いは通
常の仕上圧延後に再加熱焼入−焼戻処理する必要があっ
た。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
ような方法はいずれにおいても熱効率上の問題のほかに
製造工程が煩雑となる欠点があった。一方、従来の熱間
シームレスでは、圧延ままで近年の油井開発に要求され
る特性を満足できる性質を付与できる必要条件である結
晶粒度ＡＳＴＭ No．６以上が得られないため、直接焼
入処理等の省工程で耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シ
ームレス鋼管が得られない問題があった。
ような方法はいずれにおいても熱効率上の問題のほかに
製造工程が煩雑となる欠点があった。一方、従来の熱間
シームレスでは、圧延ままで近年の油井開発に要求され
る特性を満足できる性質を付与できる必要条件である結
晶粒度ＡＳＴＭ No．６以上が得られないため、直接焼
入処理等の省工程で耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シ
ームレス鋼管が得られない問題があった。
【０００５】本発明は、このような問題を解消する高強
度高靭性シームレス鋼管の提供を目的とする。
度高靭性シームレス鋼管の提供を目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、多くの実
験を行い検討した結果、鋼成分、熱間圧延条件を制御す
ることによって耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性鋼管が
製造されることを知見した。本発明は、この知見に基づ
いて構成したもので、その要旨は、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１
〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１
％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００
５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下を含有し、 さらに必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１
〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％の１種または２種
以上と、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜
０．５％、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｎｉ：０．１〜
２．０％の１種または２種以上 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔連続圧延し、その途中で
１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面
減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃
〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高
い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋
５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、
続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理
を施す耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管
の製造法である。
験を行い検討した結果、鋼成分、熱間圧延条件を制御す
ることによって耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性鋼管が
製造されることを知見した。本発明は、この知見に基づ
いて構成したもので、その要旨は、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１
〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１
％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００
５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下を含有し、 さらに必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１
〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％の１種または２種
以上と、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜
０．５％、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｎｉ：０．１〜
２．０％の１種または２種以上 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔連続圧延し、その途中で
１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面
減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃
〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高
い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋
５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、
続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理
を施す耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管
の製造法である。
【０００７】
【作用】以下本発明の製造法について詳細に説明する。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃは、焼入効果を増して強度を高
め降伏点３０〜８０kgf/mm2 の高張力鋼を安定して得る
ためおよび細粒化を図るため重要である。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎると焼割れの誘発および溶接性
を低下する原因となるためそれぞれ０．０３〜０．３５
％とした。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃは、焼入効果を増して強度を高
め降伏点３０〜８０kgf/mm2 の高張力鋼を安定して得る
ためおよび細粒化を図るため重要である。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎると焼割れの誘発および溶接性
を低下する原因となるためそれぞれ０．０３〜０．３５
％とした。
【０００８】Ｍｎは、焼入効果を増して強度を高め高張
力鋼を安定して得るためおよび細粒化を図るため重要で
ある。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると特に降
伏点６０kgf/mm2 以上の高張力鋼の耐ＳＳＣ性の低下を
来すため０．１５〜２．５％とした。Ｓｉは、脱酸剤が
残存したもので強度を高める有効な成分である。少な過
ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在物を増加して鋼
の性質を脆化するため０．０１〜０．５％とした。
力鋼を安定して得るためおよび細粒化を図るため重要で
ある。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると特に降
伏点６０kgf/mm2 以上の高張力鋼の耐ＳＳＣ性の低下を
来すため０．１５〜２．５％とした。Ｓｉは、脱酸剤が
残存したもので強度を高める有効な成分である。少な過
ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在物を増加して鋼
の性質を脆化するため０．０１〜０．５％とした。
【０００９】Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を
生じ易く有害な成分としてその含有量を０．０２％以下
とした。ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延で延伸
し低温靭性に有害な成分としてその含有量を０．０２％
以下とした。
生じ易く有害な成分としてその含有量を０．０２％以下
とした。ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延で延伸
し低温靭性に有害な成分としてその含有量を０．０２％
以下とした。
【００１０】Ａｌは、Ｓｉと同様脱酸剤が残存したもの
で、鋼中の不純物成分として含まれるＮと結合して結晶
粒の成長を抑えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性を
改善する。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．００５〜
０．１％とした。
で、鋼中の不純物成分として含まれるＮと結合して結晶
粒の成長を抑えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性を
改善する。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．００５〜
０．１％とした。
【００１１】Ｔｉ，Ｎｂは、何れもシームレス圧延中の
結晶粒径の制御元素として本発明の成分の中で最も重要
な元素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれ
るＮと結合して、熱間穿孔圧延中の結晶粒抑制および熱
間連続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し
その後行う熱間圧延中の結晶粒の成長を抑え耐ＳＳＣ
性、低温靭性を高めると共に、脱酸、脱窒の作用からＢ
による焼入性を発揮させ強度を高める。少な過ぎるとそ
の効果がなく、多過ぎるとＴｉＣを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため０．０
０５〜０．１％とした。一方、Ｎｂは熱間穿孔連続圧延
終了後の結晶粒径を制御する。熱間穿孔連続圧延終了後
８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した該素管を該温度
より高い９００〜１０００℃に加熱した場合のγ粒は、
再結晶によりγ粒粗大化温度が著しく低下し通常の再加
熱温度（最終仕上圧延後に焼入処理を行うために必要と
される再加熱温度）では異常粗大化する。Ｎｂは、この
ような圧延履歴を持ったγ粒の異常粗大化を抑制する重
要な元素である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎ
てもその効果が飽和し、しかも非常に高価であるため
０．００５〜０．１％とした。
結晶粒径の制御元素として本発明の成分の中で最も重要
な元素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれ
るＮと結合して、熱間穿孔圧延中の結晶粒抑制および熱
間連続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し
その後行う熱間圧延中の結晶粒の成長を抑え耐ＳＳＣ
性、低温靭性を高めると共に、脱酸、脱窒の作用からＢ
による焼入性を発揮させ強度を高める。少な過ぎるとそ
の効果がなく、多過ぎるとＴｉＣを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため０．０
０５〜０．１％とした。一方、Ｎｂは熱間穿孔連続圧延
終了後の結晶粒径を制御する。熱間穿孔連続圧延終了後
８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した該素管を該温度
より高い９００〜１０００℃に加熱した場合のγ粒は、
再結晶によりγ粒粗大化温度が著しく低下し通常の再加
熱温度（最終仕上圧延後に焼入処理を行うために必要と
される再加熱温度）では異常粗大化する。Ｎｂは、この
ような圧延履歴を持ったγ粒の異常粗大化を抑制する重
要な元素である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎ
てもその効果が飽和し、しかも非常に高価であるため
０．００５〜０．１％とした。
【００１２】上記の成分組成の鋼でさらに鋼の強度を高
める場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ等の成分を必要に応じて
選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、鋼の焼入
性を増して、強度を高めるために添加するものである。
少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその効果が飽
和し、しかも非常に高価であるためそれぞれ０．０１〜
１．５％，０．０５〜０．４％，０．１〜２．０％，
０．０１〜０．１％とした。Ｂは、焼入性を著しく向上
せしめて強度を高める。少な過ぎるとその効果がなく、
多過ぎても効果は変わらず、靭性や熱間加工性を劣化さ
せるので０．０００３〜０．００３％とした。
める場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ等の成分を必要に応じて
選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、鋼の焼入
性を増して、強度を高めるために添加するものである。
少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその効果が飽
和し、しかも非常に高価であるためそれぞれ０．０１〜
１．５％，０．０５〜０．４％，０．１〜２．０％，
０．０１〜０．１％とした。Ｂは、焼入性を著しく向上
せしめて強度を高める。少な過ぎるとその効果がなく、
多過ぎても効果は変わらず、靭性や熱間加工性を劣化さ
せるので０．０００３〜０．００３％とした。
【００１３】さらに本発明は、近年のシームレス鋼管の
使用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼のＳＳＣ
を改善するために希土類元素やＣａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の成
分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素，Ｃａ
は、介在物の形態を球状化させて無害化する有効な成分
である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在
物を増加して耐ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．
００１〜０．０５％，０．００１〜０．０２％とした。
Ｃｏ，Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐ＳＳ
Ｃ性に有効に働く。少な過ぎるとその効果がなく、多過
ぎるとその効果が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．
５％，０．１〜０．５％とした。
使用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼のＳＳＣ
を改善するために希土類元素やＣａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の成
分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素，Ｃａ
は、介在物の形態を球状化させて無害化する有効な成分
である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在
物を増加して耐ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．
００１〜０．０５％，０．００１〜０．０２％とした。
Ｃｏ，Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐ＳＳ
Ｃ性に有効に働く。少な過ぎるとその効果がなく、多過
ぎるとその効果が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．
５％，０．１〜０．５％とした。
【００１４】次に熱間押込連続圧延の最終過程の圧延条
件を上記のように限定した理由について説明する。上記
のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉である
いはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造法
または造塊分塊法で鋼片を製造する。鋼片は、直ちにあ
るいは一旦冷却された後１２００℃以上の温度に加熱す
る。加熱温度は、熱間穿孔連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。この温度は本発明の成分範囲内
であれば１２００℃以上の温度で全て固溶し、また熱間
成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温度
は１２００℃以上とした。
件を上記のように限定した理由について説明する。上記
のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉である
いはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造法
または造塊分塊法で鋼片を製造する。鋼片は、直ちにあ
るいは一旦冷却された後１２００℃以上の温度に加熱す
る。加熱温度は、熱間穿孔連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。この温度は本発明の成分範囲内
であれば１２００℃以上の温度で全て固溶し、また熱間
成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温度
は１２００℃以上とした。
【００１５】高温度に加熱された鋼片は熱間穿孔圧延機
に搬送される。穿孔圧延が行なわれた素管は、その後熱
間連続圧延途中に強制冷却し、目標の外径、肉厚に圧延
されて中空素管に粗成形するがこの間の圧延温度が１１
００〜９００℃以上では圧延後の再結晶粒は著しく成長
するため目的とする微細粒は得られない。図１は熱間連
続圧延後の再結晶γ粒度に及ぼす強制冷却後の圧延温度
の影響を示したものである。図から明らかなように熱間
連続圧延後の再結晶γ粒度は、圧延温度が１１００℃以
上では再結晶粒の著しい成長が起こりＡＳＴＭ No．１
〜２程度となる。したがって、強制冷却後の温度は１１
００℃以下が必要である。また、圧延温度が９００℃以
下になると圧延負荷の増大により鋼管の成形性が著しく
低下し目標の外径、肉厚が得られにくくなる。よって、
熱間連続圧延途中１１００〜９００℃間に強制冷却する
必要がある。強制冷却後の圧下量は小さいと細粒化効果
がなくなるため１５％以上とした。
に搬送される。穿孔圧延が行なわれた素管は、その後熱
間連続圧延途中に強制冷却し、目標の外径、肉厚に圧延
されて中空素管に粗成形するがこの間の圧延温度が１１
００〜９００℃以上では圧延後の再結晶粒は著しく成長
するため目的とする微細粒は得られない。図１は熱間連
続圧延後の再結晶γ粒度に及ぼす強制冷却後の圧延温度
の影響を示したものである。図から明らかなように熱間
連続圧延後の再結晶γ粒度は、圧延温度が１１００℃以
上では再結晶粒の著しい成長が起こりＡＳＴＭ No．１
〜２程度となる。したがって、強制冷却後の温度は１１
００℃以下が必要である。また、圧延温度が９００℃以
下になると圧延負荷の増大により鋼管の成形性が著しく
低下し目標の外径、肉厚が得られにくくなる。よって、
熱間連続圧延途中１１００〜９００℃間に強制冷却する
必要がある。強制冷却後の圧下量は小さいと細粒化効果
がなくなるため１５％以上とした。
【００１６】熱間穿孔連続圧延終了後８５０℃〜Ａｒ1
点の温度まで降下した該素管は、該温度より高い９００
〜１０００℃に再加熱して仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施し、このようにして得られた仕
上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を
施す。
点の温度まで降下した該素管は、該温度より高い９００
〜１０００℃に再加熱して仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施し、このようにして得られた仕
上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を
施す。
【００１７】このような処理においてＮｂは重要な役割
を果たす。図２はこの圧延で製造された鋼管の直接焼入
処理後のオーステナイト（以下、γと記す。）粒度に及
ぼすＮｂの影響を示したものであり、Ｎｂ添加量により
γ粒が著しく細粒になることがわかる。すなわち結晶粒
制御元素としてＴｉを添加し１１００℃〜９００℃間で
の圧延で微細γ粒を得ても、直接焼入処理後のγ粒度
は、Ｎｂが添加されないか添加量０．００５％以下では
著しく粗粒化しＡＳＴＭ No．１程度のγ粒度となる。
Ｎｂを０．００５〜０．１％添加すると粒成長は抑制さ
れる。このようなＮｂの影響については、本発明者らの
推測によると、Ｎｂが添加されないか添加量０．００５
％以下では現状の熱間穿孔連続圧延工程でやむをえず該
素管の温度が８５０℃〜Ａｒ1 点に降温し、その後該温
度より高い９００〜１０００℃に再加熱されると、熱間
穿孔連続圧延工程での最終過程が比較的低い温度で小圧
下の条件の下では特定のγ粒が周辺のγ粒へ粒界移動を
起こし更に優先成長し粗大化組織となることが考えられ
る。Ｎｂ０．００５％以上の添加は、このような圧延履
歴を持ったγ粒の成長粗大化を抑制する重要な働きをす
る。すなわち、Ｎｂは熱間穿孔連続圧延後の冷却時およ
びその後の再加熱時にＮｂＣとして析出しγ粒の粗大化
を抑制し細粒γが得るための重要な効果を発揮すること
を知見した。なお８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下した
中空素管を９００〜１０００℃に加熱するのは９００℃
以下では熱間最終仕上圧延後の焼入温度が確保できずま
た１０００℃以上では鋼表面に多量の酸化スケールが生
じ鋼管の形状精度の確保に悪影響を及ぼすためである。
また、熱間最終仕上温度についてもあまり低くなると高
強度を得るために必要とされる焼入時の完全γの状態が
確保できないためＡｒ3 点＋５０℃とした。焼入処理開
始温度は、十分な焼入組織を確保し必要とする強度を得
るためＡｒ3 点以上とした。焼入時の冷却速度は特に限
定しないが空冷より速い速度とする。焼戻温度は、強度
および靭性の安定化を確保する必要からＡｃ1 点以下と
した。その加熱方法については特に限定しない。
を果たす。図２はこの圧延で製造された鋼管の直接焼入
処理後のオーステナイト（以下、γと記す。）粒度に及
ぼすＮｂの影響を示したものであり、Ｎｂ添加量により
γ粒が著しく細粒になることがわかる。すなわち結晶粒
制御元素としてＴｉを添加し１１００℃〜９００℃間で
の圧延で微細γ粒を得ても、直接焼入処理後のγ粒度
は、Ｎｂが添加されないか添加量０．００５％以下では
著しく粗粒化しＡＳＴＭ No．１程度のγ粒度となる。
Ｎｂを０．００５〜０．１％添加すると粒成長は抑制さ
れる。このようなＮｂの影響については、本発明者らの
推測によると、Ｎｂが添加されないか添加量０．００５
％以下では現状の熱間穿孔連続圧延工程でやむをえず該
素管の温度が８５０℃〜Ａｒ1 点に降温し、その後該温
度より高い９００〜１０００℃に再加熱されると、熱間
穿孔連続圧延工程での最終過程が比較的低い温度で小圧
下の条件の下では特定のγ粒が周辺のγ粒へ粒界移動を
起こし更に優先成長し粗大化組織となることが考えられ
る。Ｎｂ０．００５％以上の添加は、このような圧延履
歴を持ったγ粒の成長粗大化を抑制する重要な働きをす
る。すなわち、Ｎｂは熱間穿孔連続圧延後の冷却時およ
びその後の再加熱時にＮｂＣとして析出しγ粒の粗大化
を抑制し細粒γが得るための重要な効果を発揮すること
を知見した。なお８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下した
中空素管を９００〜１０００℃に加熱するのは９００℃
以下では熱間最終仕上圧延後の焼入温度が確保できずま
た１０００℃以上では鋼表面に多量の酸化スケールが生
じ鋼管の形状精度の確保に悪影響を及ぼすためである。
また、熱間最終仕上温度についてもあまり低くなると高
強度を得るために必要とされる焼入時の完全γの状態が
確保できないためＡｒ3 点＋５０℃とした。焼入処理開
始温度は、十分な焼入組織を確保し必要とする強度を得
るためＡｒ3 点以上とした。焼入時の冷却速度は特に限
定しないが空冷より速い速度とする。焼戻温度は、強度
および靭性の安定化を確保する必要からＡｃ1 点以下と
した。その加熱方法については特に限定しない。
【００１８】以上のような製造条件により、粗大γ粒を
含むことなく耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シームレ
ス鋼管を得ることができる。
含むことなく耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シームレ
ス鋼管を得ることができる。
【００１９】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。転炉
で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間穿孔圧延
した後、熱間連続圧延し、その途中に強制冷却し、圧延
後再加熱してから熱間最終仕上圧延を行い、直接焼入−
焼戻した鋼管を製造した。表１にこの鋼管の強度、靭
性、γ粒度および耐ＳＳＣ性を示す。尚、耐ＳＳＣ性は
ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従って定荷重方式によりσ
ｔｈ（Threshold Stress）を求めて評価した。
で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間穿孔圧延
した後、熱間連続圧延し、その途中に強制冷却し、圧延
後再加熱してから熱間最終仕上圧延を行い、直接焼入−
焼戻した鋼管を製造した。表１にこの鋼管の強度、靭
性、γ粒度および耐ＳＳＣ性を示す。尚、耐ＳＳＣ性は
ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従って定荷重方式によりσ
ｔｈ（Threshold Stress）を求めて評価した。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】本発明によって製造された鋼管は、高強度
を有しかつ従来法に比しγ粒度は微細であり高靭性が得
られ耐ＳＳＣ性はσｔｈで０．２σｙ以上向上すること
がわかる。
を有しかつ従来法に比しγ粒度は微細であり高靭性が得
られ耐ＳＳＣ性はσｔｈで０．２σｙ以上向上すること
がわかる。
【００２３】
【発明の効果】上記のような本発明法によって製造され
た鋼管は、高強度を有しさらに細粒であるため低温靭性
および耐ＳＳＣ性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐
食環境において使用するのに極めて好適である。
た鋼管は、高強度を有しさらに細粒であるため低温靭性
および耐ＳＳＣ性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐
食環境において使用するのに極めて好適である。
【図１】熱間穿孔連続圧延後のγ粒度に及ぼす強制冷却
後の圧延温度の影響を示す。
後の圧延温度の影響を示す。
【図２】直接焼入処理後のγ粒度に及ぼすＮｂ量の影響
を示す。
を示す。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後熱間穿孔連続圧延し、その途中で１
１００℃〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面減
少率で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃〜
Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高い
９００〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５
０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管を、
Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続い
てＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を施
すことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シ
ームレス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下を含有し、 さらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％の１種または２種
以上 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔連続圧延し、その途中で
１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面
減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃
〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高
い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋
５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、
続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理
を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭
性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下を含有し、 さらに 希土類元素：０．００１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％の１種または２種以上 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔連続圧延し、その途中で
１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面
減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃
〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高
い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋
５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、
続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理
を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭
性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下を含有し、 さらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％の１種または２種
以上と、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％の１種または２種以上 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔連続圧延し、その途中で
１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面
減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃
〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高
い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋
５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、
続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理
を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭
性シームレス鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4005876A JP2527511B2 (ja) | 1992-01-16 | 1992-01-16 | 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4005876A JP2527511B2 (ja) | 1992-01-16 | 1992-01-16 | 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255749A JPH05255749A (ja) | 1993-10-05 |
| JP2527511B2 true JP2527511B2 (ja) | 1996-08-28 |
Family
ID=11623119
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4005876A Expired - Fee Related JP2527511B2 (ja) | 1992-01-16 | 1992-01-16 | 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2527511B2 (ja) |
Families Citing this family (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5938865A (en) * | 1995-05-15 | 1999-08-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltc. | Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance |
| US7481897B2 (en) | 2000-09-01 | 2009-01-27 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel |
| US7563335B2 (en) | 2005-11-07 | 2009-07-21 | Trw Vehicle Safety Systems Inc. | Method of forming a housing of a vehicle occupant protection apparatus |
| WO2008123025A1 (ja) * | 2007-03-30 | 2008-10-16 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 坑井内で拡管される拡管用油井管及びその製造方法 |
| CN102560283A (zh) * | 2012-02-21 | 2012-07-11 | 张芝莲 | 一种大口径无缝合金钢管 |
| JP6519025B2 (ja) * | 2016-10-05 | 2019-05-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 油井用低合金高強度継目無鋼管 |
-
1992
- 1992-01-16 JP JP4005876A patent/JP2527511B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05255749A (ja) | 1993-10-05 |
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