JP2527512B2 - 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 - Google Patents
耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ＳＳＣ性の優れた低
硬度高靭性シームレス鋼管の製造法に関するものであ
る。
硬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
性の優れた低硬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
性の優れた低硬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低硬度で
且つ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低硬度で
且つ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し、耐ＳＳ
Ｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法を提
供することを目的とする。
Ｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法を提
供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、微細化組
織の低硬度高靭性シームレス鋼管さらには硫化物応力割
れ（以下、ＳＳＣと記す。）性の優れたシームレス鋼管
を製造することを目的に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微細
化組織の低硬度シームレス鋼管が製造されることを知見
した。
織の低硬度高靭性シームレス鋼管さらには硫化物応力割
れ（以下、ＳＳＣと記す。）性の優れたシームレス鋼管
を製造することを目的に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微細
化組織の低硬度シームレス鋼管が製造されることを知見
した。
【０００７】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 ：０．０３〜０．２０％、 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％以下を含有して、 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％ 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
続圧延途中に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 点以上の温度からパイプ表面下２
mmの位置が鋼のＡｒ1 点の直下の温度まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点直下の温度から１
５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却する処理を施す耐Ｓ
ＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法で
ある。
ので、その要旨は、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 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％以下を含有して、 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％ 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
続圧延途中に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 点以上の温度からパイプ表面下２
mmの位置が鋼のＡｒ1 点の直下の温度まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点直下の温度から１
５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却する処理を施す耐Ｓ
ＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法で
ある。
【０００８】
【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，Ｍｎは、焼入効果を増して強
度を高め、降伏点２７〜５０kgf/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、多過ぎるとパイプ表面下２mm
の位置がＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷
却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が図れ
ず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原因とな
るためそれぞれ０．０３〜０．３５％，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。
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，Ｍｎは、焼入効果を増して強
度を高め、降伏点２７〜５０kgf/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、多過ぎるとパイプ表面下２mm
の位置がＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷
却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が図れ
ず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原因とな
るためそれぞれ０．０３〜０．３５％，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。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。
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。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。
【００１０】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
その後に行う熱間連続圧延中の結晶粒の成長を抑える重
要な元素である。結晶粒の成長抑制が不十分であるとパ
イプ表面下２mmの位置がＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却しても硬化組織が出現し硬さの低減
（ビッカース硬さ＜２４８）が図れず、さらに引続き行
う１５０℃／ｓ以上の冷却時にパイプ表面から２mm以内
の部分の硬さが著しく上昇し耐ＳＳＣ性の劣化をきた
す。また、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９００〜１
０００℃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。添
加量が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
その後に行う熱間連続圧延中の結晶粒の成長を抑える重
要な元素である。結晶粒の成長抑制が不十分であるとパ
イプ表面下２mmの位置がＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却しても硬化組織が出現し硬さの低減
（ビッカース硬さ＜２４８）が図れず、さらに引続き行
う１５０℃／ｓ以上の冷却時にパイプ表面から２mm以内
の部分の硬さが著しく上昇し耐ＳＳＣ性の劣化をきた
す。また、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９００〜１
０００℃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。添
加量が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。
【００１１】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，Ｂ等の成分を必要に応
じて選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，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、Ｃｒ，Ｍｏについては、Ｃ，Ｍｎと同様パイプ表面
下２mmの位置がＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速
度で冷却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）
が図れず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原
因となるためそれぞれ０．０１〜１．５％，０．０１〜
０．１％，０．０１〜０．１％とした。Ｎｉは、強度の
上昇、靭性の改善に有効である。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、しかも高価であ
るため０．１〜２．０％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，Ｂ等の成分を必要に応
じて選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，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、Ｃｒ，Ｍｏについては、Ｃ，Ｍｎと同様パイプ表面
下２mmの位置がＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速
度で冷却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）
が図れず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原
因となるためそれぞれ０．０１〜１．５％，０．０１〜
０．１％，０．０１〜０．１％とした。Ｎｉは、強度の
上昇、靭性の改善に有効である。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、しかも高価であ
るため０．１〜２．０％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。
【００１２】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，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，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。
【００１３】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。
【００１４】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
間連続圧延機により目標の外径、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１１００℃以上
では再結晶粒の著しい成長が起こり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。
この図より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Ａ
ＳＴＭ No．１〜２程度となることがわかる。したがっ
て、強制冷却温度は１１００℃以下とする必要がある。
また圧延温度が９００℃以下では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１１００〜９０
０℃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
間連続圧延機により目標の外径、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１１００℃以上
では再結晶粒の著しい成長が起こり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。
この図より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Ａ
ＳＴＭ No．１〜２程度となることがわかる。したがっ
て、強制冷却温度は１１００℃以下とする必要がある。
また圧延温度が９００℃以下では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１１００〜９０
０℃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。
【００１５】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て得られた仕上鋼管を、Ａｒ
3 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て得られた仕上鋼管を、Ａｒ
3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施す。
【００１６】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の添加量によりγ粒がより微細
化されることがわかる。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、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γ粒度はＡＳＴＭ
No．１程度となる。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
延工程では該素管の温度が８５０℃〜Ａｒ1 点に降温し
該温度より高い１０００〜９００℃に加熱されると、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。
を果たす。図２はこの圧延で製造された鋼管のオーステ
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の添加量によりγ粒がより微細
化されることがわかる。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、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γ粒度はＡＳＴＭ
No．１程度となる。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
延工程では該素管の温度が８５０℃〜Ａｒ1 点に降温し
該温度より高い１０００〜９００℃に加熱されると、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。
【００１７】このような成分元素量および圧下条件で圧
延され、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下した中空素管
を９００〜１０００℃に加熱するのはこの加熱温度が、
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。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、細粒フェライト＋ベーナイト＋マルテン
サイト混合組織を確保し、必要とする強度を得るためＡ
ｒ3 点以上とした。
延され、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下した中空素管
を９００〜１０００℃に加熱するのはこの加熱温度が、
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。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、細粒フェライト＋ベーナイト＋マルテン
サイト混合組織を確保し、必要とする強度を得るためＡ
ｒ3 点以上とした。
【００１８】冷却速度は、強度、靭性の確保および耐Ｓ
ＳＣ性の向上を図るため特に重要である。冷却速度は、
冷媒すなわち冷却水の温度を一定とした場合、水量密度
の大小により決まり、その水量密度はパイプ表面から２
mm点の冷却速度に最も大きく影響を及ぼす。強度確保に
必要な水量密度で冷却するとパイプ表面から２mm点の冷
却速度が大きくなり、焼戻後の硬さが上昇し、耐ＳＳＣ
性が低下する。耐ＳＳＣ性の確保には、ビッカース硬さ
２５０以下にする必要があり、本発明範囲の鋼成分では
冷却速度を１５０℃／ｓ以下とする必要がある。しかし
ながら、パイプ表面から２mm点の冷却速度を１５０℃／
ｓ以下とすると必要な強度が確保できない。よって、冷
却速度（ここでは、パイプ表面から２mm点の冷却速度）
はパイプ表面から２mm点が鋼のＡｒ1 点を切るまで１５
０℃／ｓ以下で行い、引続き１５０℃／ｓ超となるよう
な大きな水量密度でパイプ内面側の冷却速度を確保する
必要がある。冷却方法は特に限定しないが、緩冷却後、
パイプ表面から１〜２mm間が鋼のＡｃ1 点以上に復熱す
る前に急冷却する必要がある。このような熱サイクルを
安定して行うためには、パイプ外表面からのスプレー冷
却が望ましい。冷媒は、必要とする強度、靭性および表
面硬さのレベルに応じて水単独あるいは水＋空気を選択
できる。
ＳＣ性の向上を図るため特に重要である。冷却速度は、
冷媒すなわち冷却水の温度を一定とした場合、水量密度
の大小により決まり、その水量密度はパイプ表面から２
mm点の冷却速度に最も大きく影響を及ぼす。強度確保に
必要な水量密度で冷却するとパイプ表面から２mm点の冷
却速度が大きくなり、焼戻後の硬さが上昇し、耐ＳＳＣ
性が低下する。耐ＳＳＣ性の確保には、ビッカース硬さ
２５０以下にする必要があり、本発明範囲の鋼成分では
冷却速度を１５０℃／ｓ以下とする必要がある。しかし
ながら、パイプ表面から２mm点の冷却速度を１５０℃／
ｓ以下とすると必要な強度が確保できない。よって、冷
却速度（ここでは、パイプ表面から２mm点の冷却速度）
はパイプ表面から２mm点が鋼のＡｒ1 点を切るまで１５
０℃／ｓ以下で行い、引続き１５０℃／ｓ超となるよう
な大きな水量密度でパイプ内面側の冷却速度を確保する
必要がある。冷却方法は特に限定しないが、緩冷却後、
パイプ表面から１〜２mm間が鋼のＡｃ1 点以上に復熱す
る前に急冷却する必要がある。このような熱サイクルを
安定して行うためには、パイプ外表面からのスプレー冷
却が望ましい。冷媒は、必要とする強度、靭性および表
面硬さのレベルに応じて水単独あるいは水＋空気を選択
できる。
【００１９】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。以上の製造条件で得られる鋼は
粗大粒を含むことなく低硬度高靭性シームレス鋼管の製
造に有効である。
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。以上の製造条件で得られる鋼は
粗大粒を含むことなく低硬度高靭性シームレス鋼管の製
造に有効である。
【００２０】
【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、その後の熱間連続圧延途中において強制冷却し、圧
延後再加熱して熱間最終仕上圧延を行い、パイプ表面下
２mmの位置がＡｒ1 点直下になるまで１５０℃／ｓ以下
の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点以下の温度から１５０
℃／ｓ以上の速度で常温まで冷却し、あるいは冷却後焼
戻処理して鋼管を製造した。表１にこの鋼管の強度、靭
性、γ粒度、最高硬さを示す。尚、耐ＳＳＣ性はＮＡＣ
Ｅ ＴＭ０１−７７に従って定荷重方式によりσｔｈ
（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、その後の熱間連続圧延途中において強制冷却し、圧
延後再加熱して熱間最終仕上圧延を行い、パイプ表面下
２mmの位置がＡｒ1 点直下になるまで１５０℃／ｓ以下
の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点以下の温度から１５０
℃／ｓ以上の速度で常温まで冷却し、あるいは冷却後焼
戻処理して鋼管を製造した。表１にこの鋼管の強度、靭
性、γ粒度、最高硬さを示す。尚、耐ＳＳＣ性はＮＡＣ
Ｅ ＴＭ０１−７７に従って定荷重方式によりσｔｈ
（Threshold Stress）を求めて評価した。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】表１より本発明によって製造された鋼管
は、従来法による鋼管に比しγ粒度は微細であり高靭性
を有し且つ最高硬さが低いことがわかる。
は、従来法による鋼管に比しγ粒度は微細であり高靭性
を有し且つ最高硬さが低いことがわかる。
【００２４】
【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、高靭性を有しさらに最高硬さが低い
ため極北の寒冷地および硫化物応力腐食環境において使
用される。
た鋼管は、高強度、高靭性を有しさらに最高硬さが低い
ため極北の寒冷地および硫化物応力腐食環境において使
用される。
【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】圧延終了後のγ粒度に及ぼすＮｂ量の影響を示
す。
す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐藤 久美 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 平３−236420（ＪＰ，Ａ)
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 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
℃以上に加熱してから、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点以上の温度からパイプ表面下２mmの位置が
鋼のＡｒ1 点の直下の温度まで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却し、引続きＡｒ1 点直下の温度から１５０℃／ｓ
超の速度で常温まで冷却する処理を施すことを特徴とす
る耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製
造法。 - 【請求項２】 請求項１記載の処理に引続き、さらにＡ
ｃ1 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性の優れた低硬度高靭性シーム
レス鋼管の製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 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、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
続圧延途中に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 点以上の温度からパイプ表面下２
mmの位置が鋼のＡｒ1 点の直下の温度まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点直下の温度から１
５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却する処理を施すこと
を特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレ
ス鋼管の製造法。 - 【請求項４】 請求項３記載の処理に引続き、さらにＡ
ｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を施す
ことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シー
ムレス鋼管の製造法。 - 【請求項５】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 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、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
続圧延途中に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 点以上の温度からパイプ表面下２
mmの位置が鋼のＡｒ1 点の直下の温度まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点直下の温度から１
５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却する処理を施すこと
を特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレ
ス鋼管の製造法。 - 【請求項６】 請求項５記載の処理に引続き、さらにＡ
ｃ1 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性の優れた低硬度高靭性シーム
レス鋼管の製造法。 - 【請求項７】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 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、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
続圧延途中に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 点以上の温度からパイプ表面下２
mmの位置が鋼のＡｒ1 点の直下の温度まで１５０℃／ｓ
以下の速度で冷却し、引続きＡｒ1 点直下の温度から１
５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却する処理を施すこと
を特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレ
ス鋼管の製造法。 - 【請求項８】 請求項７記載の処理に引続き、さらにＡ
ｃ1 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性の優れた低硬度高靭性シーム
レス鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4005877A JP2527512B2 (ja) | 1992-01-16 | 1992-01-16 | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4005877A JP2527512B2 (ja) | 1992-01-16 | 1992-01-16 | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05255750A JPH05255750A (ja) | 1993-10-05 |
| JP2527512B2 true JP2527512B2 (ja) | 1996-08-28 |
Family
ID=11623144
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4005877A Expired - Lifetime JP2527512B2 (ja) | 1992-01-16 | 1992-01-16 | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2527512B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996036742A1 (fr) * | 1995-05-15 | 1996-11-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres |
| JP4500193B2 (ja) * | 2005-03-28 | 2010-07-14 | 新日本製鐵株式会社 | 機械構造部材用鋼管の製造方法 |
| KR101535970B1 (ko) * | 2013-09-05 | 2015-07-10 | 주식회사 세아베스틸 | 고강도 및 고인성의 드릴로드용 강재 및 그 제조방법 |
| JP6225795B2 (ja) * | 2014-03-31 | 2017-11-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れたラインパイプ用厚肉高強度継目無鋼管の製造方法 |
-
1992
- 1992-01-16 JP JP4005877A patent/JP2527512B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH05255750A (ja) | 1993-10-05 |
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