JP2707839B2 - マルテンサイト系継目無鋼管とその製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系継目無鋼管とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、内面疵の少ないマルテ
ンサイト系継目無鋼管、特に油井用マルテンサイト系ス
テンレス継目無鋼管およびその製造方法に関する。
ンサイト系継目無鋼管、特に油井用マルテンサイト系ス
テンレス継目無鋼管およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、油井用に使用されてきた13％Cr鋼
等のマルテンサイト系継目無鋼管は、製造する際、鋼管
内面疵を多発する場合がある。この要因としては、主に
以下の２点が挙げられる。 (1) 鋼塊中心偏析部において生成するδ−フェライトを
起点として、鋼管内面疵が発生する。 (2) 鋼塊中心部に生成するキャビティ欠陥がビレット分
塊圧延後も残存し、これを起点として、鋼管内面疵が発
生する。
等のマルテンサイト系継目無鋼管は、製造する際、鋼管
内面疵を多発する場合がある。この要因としては、主に
以下の２点が挙げられる。 (1) 鋼塊中心偏析部において生成するδ−フェライトを
起点として、鋼管内面疵が発生する。 (2) 鋼塊中心部に生成するキャビティ欠陥がビレット分
塊圧延後も残存し、これを起点として、鋼管内面疵が発
生する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来、(1) について
は、高温長時間ソーキングによる偏析の低減が対策とし
てなされてきた。しかし、この効果は十分でなく、ソー
キング後もδ−フェライトは残存し鋼管内面疵は発生す
る。さらに、そのような高温長時間の熱処理を行うと製
造コストも上昇するという欠点がある。また、Ｐ、Ｓを
低下させることにより、δ−フェライトを起点とする割
れ発生を抑制することも対策として挙げられるが、効果
が十分でないこと、溶製コストが上昇することを考慮す
ると、実際の生産における利益はほとんどない。
は、高温長時間ソーキングによる偏析の低減が対策とし
てなされてきた。しかし、この効果は十分でなく、ソー
キング後もδ−フェライトは残存し鋼管内面疵は発生す
る。さらに、そのような高温長時間の熱処理を行うと製
造コストも上昇するという欠点がある。また、Ｐ、Ｓを
低下させることにより、δ−フェライトを起点とする割
れ発生を抑制することも対策として挙げられるが、効果
が十分でないこと、溶製コストが上昇することを考慮す
ると、実際の生産における利益はほとんどない。
【０００４】(2) については、鋼塊鋳造時の鋳型断面形
状の影響が大きい。鋳型断面の偏平比（鋳型長辺長さ／
鋳型短辺長さ）を大きくすれば、中心キャビティは、ほ
ぼ消滅するが、同時に鋼塊中心部における偏析の二極分
化により偏析部に生成するδ−フェライトが広範囲に存
在することになり、逆に鋼管内面疵が増加するという欠
点がある。また、(1) および(2) を同時に防止する対策
としては、鋼塊鋳造時に電磁攪拌を行うことがよく用い
られるが、これについても効果は十分でなく、鋼管内面
疵を完全に抑制することはできない。
状の影響が大きい。鋳型断面の偏平比（鋳型長辺長さ／
鋳型短辺長さ）を大きくすれば、中心キャビティは、ほ
ぼ消滅するが、同時に鋼塊中心部における偏析の二極分
化により偏析部に生成するδ−フェライトが広範囲に存
在することになり、逆に鋼管内面疵が増加するという欠
点がある。また、(1) および(2) を同時に防止する対策
としては、鋼塊鋳造時に電磁攪拌を行うことがよく用い
られるが、これについても効果は十分でなく、鋼管内面
疵を完全に抑制することはできない。
【０００５】また、特開昭59−208055号公報に開示され
ているように、1050℃から1150℃までの温度範囲で30分
以上加熱し、その後所定の穿孔温度に調整するという方
法がある。これは、最初の低温加熱（1050〜1100℃）で
δ−フェライトを低減させ、その後所定の温度まで上昇
させて、δ−フェライトが再生成する前に穿孔を開始す
るというものである。但し、これは実操業において、安
定して温度制御を実施していくのが困難である。この理
由としては、丸ビレットの表層部と中心部の温度差が必
然的に生じるため、中心部の温度を推定するのが難し
く、中心部の温度を目標とする温度に制御することが困
難であることが挙げられる。
ているように、1050℃から1150℃までの温度範囲で30分
以上加熱し、その後所定の穿孔温度に調整するという方
法がある。これは、最初の低温加熱（1050〜1100℃）で
δ−フェライトを低減させ、その後所定の温度まで上昇
させて、δ−フェライトが再生成する前に穿孔を開始す
るというものである。但し、これは実操業において、安
定して温度制御を実施していくのが困難である。この理
由としては、丸ビレットの表層部と中心部の温度差が必
然的に生じるため、中心部の温度を推定するのが難し
く、中心部の温度を目標とする温度に制御することが困
難であることが挙げられる。
【０００６】また、特開平１−123024号公報で開示され
ているように、1050℃から1250℃まで加熱したのち穿孔
するという方法があるが、これは鋼成分を特定せず、ま
たその具体的加熱温度についても、加熱温度を1150℃と
して後述するδ−フェライト生成指数: Ｆ値試算を求め
ると、Ｆ＝−1.1 〜2.4 となるが、鋳型サイズの限定は
なく不十分である。また、特開平１−293909号公報で開
示されているように、鋳型サイズを偏平比1.6 〜3.0 と
限定しているものがあるが、逆に成分を限定しておら
ず、内面疵抑制の効果を期待するには十分ではないと考
えられる。
ているように、1050℃から1250℃まで加熱したのち穿孔
するという方法があるが、これは鋼成分を特定せず、ま
たその具体的加熱温度についても、加熱温度を1150℃と
して後述するδ−フェライト生成指数: Ｆ値試算を求め
ると、Ｆ＝−1.1 〜2.4 となるが、鋳型サイズの限定は
なく不十分である。また、特開平１−293909号公報で開
示されているように、鋳型サイズを偏平比1.6 〜3.0 と
限定しているものがあるが、逆に成分を限定しておら
ず、内面疵抑制の効果を期待するには十分ではないと考
えられる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明の一つの目的
は、上述のような従来技術の問題点を解消し、内面疵の
ないマルテンサイト系継目無鋼管およびその製造方法を
提供することである。本発明の別の目的は、内面疵の発
生率を3.0％未満に抑えた特に油井用に適するマルテン
サイト系継目無鋼管およびその製造方法を提供すること
である。
は、上述のような従来技術の問題点を解消し、内面疵の
ないマルテンサイト系継目無鋼管およびその製造方法を
提供することである。本発明の別の目的は、内面疵の発
生率を3.0％未満に抑えた特に油井用に適するマルテン
サイト系継目無鋼管およびその製造方法を提供すること
である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前記目的を達成するた
め、本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、下記ないし
の知見に基づいて、内面疵発生の要因の１つであるδ
−フェライトの生成を抑制すること、またこれにより鋼
塊鋳造鋳型の偏平比を可能とすること、すなわち、δ−
フェライトに起因し、また中心キャビティ残存欠陥に起
因する中カブレを同時に解決することが可能であること
を知り、本発明を完成するに至った。合金組成の上か
らは、炭素含有量を0.15〜0.25％という狭い範囲に限定
するとともに、SiおよびN を一定の相関をもって制限す
ることにより、δ−フェライトの生成が効果的に抑制さ
れること。ビレットの穿孔に先立って1200℃以上1300
℃以下に加熱することによって同じくδ−フェライトの
生成が効果的に抑制されること。ビレットの加熱はそ
の製造に先立って行ってもよく、偏析元素を充分に拡散
させることができれば同様の作用効果が期待できるこ
と。ビレットの素材の連続鋳造に際して比較的大型の
鋳型 (厚み200mm 以上、偏平比1.8 以上) を用いて分塊
圧延を実施することによって中心キャビティの残存を効
果的に抑制することができること。鋼組成、ビレット
焼鈍時間、およびビレット穿孔加熱温度を一定の相関を
もって制御することにより内面疵の発生が効果的に阻止
されること。
め、本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、下記ないし
の知見に基づいて、内面疵発生の要因の１つであるδ
−フェライトの生成を抑制すること、またこれにより鋼
塊鋳造鋳型の偏平比を可能とすること、すなわち、δ−
フェライトに起因し、また中心キャビティ残存欠陥に起
因する中カブレを同時に解決することが可能であること
を知り、本発明を完成するに至った。合金組成の上か
らは、炭素含有量を0.15〜0.25％という狭い範囲に限定
するとともに、SiおよびN を一定の相関をもって制限す
ることにより、δ−フェライトの生成が効果的に抑制さ
れること。ビレットの穿孔に先立って1200℃以上1300
℃以下に加熱することによって同じくδ−フェライトの
生成が効果的に抑制されること。ビレットの加熱はそ
の製造に先立って行ってもよく、偏析元素を充分に拡散
させることができれば同様の作用効果が期待できるこ
と。ビレットの素材の連続鋳造に際して比較的大型の
鋳型 (厚み200mm 以上、偏平比1.8 以上) を用いて分塊
圧延を実施することによって中心キャビティの残存を効
果的に抑制することができること。鋼組成、ビレット
焼鈍時間、およびビレット穿孔加熱温度を一定の相関を
もって制御することにより内面疵の発生が効果的に阻止
されること。
【０００９】ここに、本発明の要旨とするところは、（１） 重量％で、 更に、下記の第１群およひ第２群の一方または両方から
選ばれた１種以上の元素 （第１群） （第２群） 残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼組成を有するビ
レットを素材とすることを特徴とする、内面疵の少ない
マルテンサイト系継目無鋼管。
選ばれた１種以上の元素 （第１群） （第２群） 残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼組成を有するビ
レットを素材とすることを特徴とする、内面疵の少ない
マルテンサイト系継目無鋼管。
【００１０】（２）上記（１）の鋼組成を有するビレッ
トに、１２００℃以上１３００℃以下に所定時間焼鈍加
熱を行ってから穿孔、圧延および縮径加工を行うことを
特徴とするマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。 （３）重量％で、 残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼組成を有するビ
レットを、１２００℃以上１３００℃以下に下式を満た
す時間焼鈍加熱を行ってから下式を満たす温度に調整あ
るいは再加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行うこと
を特徴とするマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。
トに、１２００℃以上１３００℃以下に所定時間焼鈍加
熱を行ってから穿孔、圧延および縮径加工を行うことを
特徴とするマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。 （３）重量％で、 残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼組成を有するビ
レットを、１２００℃以上１３００℃以下に下式を満た
す時間焼鈍加熱を行ってから下式を満たす温度に調整あ
るいは再加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行うこと
を特徴とするマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。
【数１】 （％）Ｓｉ：Ｓｉ重量％ （％）Ｎ：Ｎ重量％ Ｔ：穿孔加熱温度焼鈍加熱温度：１２００〜１３００℃ 穿孔加熱温度：１２００℃以下 （４）前記焼鈍加熱をビレット製造に先立って、その素
材について行う上記（２）または（３）記載のマルテン
サイト系継目無鋼管の製造方法。 （５） 厚み２００ｍｍ以上で偏平比１．８以上の鋳型を
有する連続鋳造機で鋳造し、その後分塊圧延によって前
記ビレットを製造する上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載のマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。 （６） 鋼組成、ビレット（あるいは鋼塊）焼鈍時間およ
びビレット穿孔加熱温度を下式を満たすよう制御した容
器（２）ないし（５）のいずれかに記載のマルテンサイ
ト系継目無鋼管の製造方法。
材について行う上記（２）または（３）記載のマルテン
サイト系継目無鋼管の製造方法。 （５） 厚み２００ｍｍ以上で偏平比１．８以上の鋳型を
有する連続鋳造機で鋳造し、その後分塊圧延によって前
記ビレットを製造する上記（２）ないし（４）のいずれ
かに記載のマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。 （６） 鋼組成、ビレット（あるいは鋼塊）焼鈍時間およ
びビレット穿孔加熱温度を下式を満たすよう制御した容
器（２）ないし（５）のいずれかに記載のマルテンサイ
ト系継目無鋼管の製造方法。
【００１１】
【数２】
【００１２】F(Si,N,t,T):δ−フェライト生成指数 (%)Si: Si重量％ (%)Ｎ: Ｎ重量％ ti: ビレット（あるいは鋼塊）における焼鈍加熱時間
（ｉは、ヒートNo.) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度: 1200〜1300℃ 穿孔加熱温度: 1200℃以下 なお、ここに言う「δ−フェライト」は、例えば凝固時
に最初に析出してくるフェライト相および高温において
生成するフェライト相を称してδ−フェライトといい、
冷却過程における変態点にてオーステナイト→炭化物＋
フェライトの変態で生成するフェライト相と区別して使
う。
（ｉは、ヒートNo.) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度: 1200〜1300℃ 穿孔加熱温度: 1200℃以下 なお、ここに言う「δ−フェライト」は、例えば凝固時
に最初に析出してくるフェライト相および高温において
生成するフェライト相を称してδ−フェライトといい、
冷却過程における変態点にてオーステナイト→炭化物＋
フェライトの変態で生成するフェライト相と区別して使
う。
【００１３】
【作用】次に、本発明にかかる製造条件における上述の
ような限定理由について詳述する。まず、本発明におけ
る合金の成分組成範囲を限定した理由は、次の通りであ
る。
ような限定理由について詳述する。まず、本発明におけ
る合金の成分組成範囲を限定した理由は、次の通りであ
る。
【００１４】C(炭素):Ｃは材料の強度を高めるために添
加されるが、0.15％未満では高温加熱中にδ−フェライ
トが生成されて強度が低下し、0.25％を越えるときには
低温靱性が低下する。 Si (珪素):Siは強度を高めるために添加されるが、1.00
％を越えると高温加熱中にδ−フェライトが生成されて
熱間加工性および強度が低下する。
加されるが、0.15％未満では高温加熱中にδ−フェライ
トが生成されて強度が低下し、0.25％を越えるときには
低温靱性が低下する。 Si (珪素):Siは強度を高めるために添加されるが、1.00
％を越えると高温加熱中にδ−フェライトが生成されて
熱間加工性および強度が低下する。
【００１５】Mn (マンガン):Mnは強度を高めるとともに
MnS を形成して固溶Ｓを減少させることによる熱間加工
性向上のために添加されるが、1.00％を越えると耐応力
腐食割れ性に悪影響を与える。 Ｐ (リン):Ｐは熱間加工性に悪影響を与える元素であ
り、その含有量が0.050 ％を越えると熱間加工性が著し
く悪化する。
MnS を形成して固溶Ｓを減少させることによる熱間加工
性向上のために添加されるが、1.00％を越えると耐応力
腐食割れ性に悪影響を与える。 Ｐ (リン):Ｐは熱間加工性に悪影響を与える元素であ
り、その含有量が0.050 ％を越えると熱間加工性が著し
く悪化する。
【００１６】Ｓ (硫黄):Ｓは熱間加工性に悪影響を与え
る元素であり、その含有量が0.005 ％を越えると熱間加
工性が著しく悪化する。 Cr (クロム):Crは耐食性向上のために必須の元素である
が、12.0％未満では、耐食性が劣化し、13.5％を越える
と高温加熱時にδ−フェライトを生成して熱間加工性お
よび強度が低下する。
る元素であり、その含有量が0.005 ％を越えると熱間加
工性が著しく悪化する。 Cr (クロム):Crは耐食性向上のために必須の元素である
が、12.0％未満では、耐食性が劣化し、13.5％を越える
と高温加熱時にδ−フェライトを生成して熱間加工性お
よび強度が低下する。
【００１７】Ni (ニッケル):Niは耐食性を向上させると
ともに、Ｃ含有量を抑える効果があり、これらの作用効
果の組みあわせで強度、靱性を大きく向上させる効果が
ある。しかし、0.10％を越えると、耐H2S 特性が悪化す
る。 Ｖ (バナジウム):Ｖは強度や靱性の向上に効果があると
同時に、耐食性に有効な基質中のCrの減少を阻止する効
果がある。そのためには0.05％以上の添加が必要であ
る。しかし、0.50％を越える含有量ではかえって靱性を
劣化させる。
ともに、Ｃ含有量を抑える効果があり、これらの作用効
果の組みあわせで強度、靱性を大きく向上させる効果が
ある。しかし、0.10％を越えると、耐H2S 特性が悪化す
る。 Ｖ (バナジウム):Ｖは強度や靱性の向上に効果があると
同時に、耐食性に有効な基質中のCrの減少を阻止する効
果がある。そのためには0.05％以上の添加が必要であ
る。しかし、0.50％を越える含有量ではかえって靱性を
劣化させる。
【００１８】sol.Al: Alは溶鋼の脱酸のため添加させ
る。sol.Alとして0.005 ％以上の含有量になるように添
加する必要があるが、0.100 ％を越える含有量になる
と、酸化物系介在物が増加し、靱性、耐食性を劣化させ
る。 Ｎ (窒素):Ｎは強度を向上させる安価な元素であるが、
含有量が0.1 ％を越えると著しく靱性の低下をもたら
す。一方、δ−フェライトの低減という観点からは、 F1(Si、N)＝９×(%)Si-25×(%)N＜1.3 ・・・ (1) に制限される。ここで、F1はδ−フェライト生成指数で
ある。
る。sol.Alとして0.005 ％以上の含有量になるように添
加する必要があるが、0.100 ％を越える含有量になる
と、酸化物系介在物が増加し、靱性、耐食性を劣化させ
る。 Ｎ (窒素):Ｎは強度を向上させる安価な元素であるが、
含有量が0.1 ％を越えると著しく靱性の低下をもたら
す。一方、δ−フェライトの低減という観点からは、 F1(Si、N)＝９×(%)Si-25×(%)N＜1.3 ・・・ (1) に制限される。ここで、F1はδ−フェライト生成指数で
ある。
【００１９】Mo (モリブデン):Moは必要に応じて添加さ
れ、0.01％以上で耐食性の向上に効果があるが、含有量
が2.00％を越えるとδ−フェライトが生成して熱間加工
性、強度が低下する。 Ti、Ｚr 、Nb: これらの元素は、強度や靱性の向上に効
果があると同時に、耐食性に有効な基質中のCrの減少を
阻止することで耐食性を改善する効果がある。しかし、
含有量がそれぞれ0.50％を越えるとかえって靱性を劣化
させる。
れ、0.01％以上で耐食性の向上に効果があるが、含有量
が2.00％を越えるとδ−フェライトが生成して熱間加工
性、強度が低下する。 Ti、Ｚr 、Nb: これらの元素は、強度や靱性の向上に効
果があると同時に、耐食性に有効な基質中のCrの減少を
阻止することで耐食性を改善する効果がある。しかし、
含有量がそれぞれ0.50％を越えるとかえって靱性を劣化
させる。
【００２０】B ( ボロン):強度の向上に効果があるとと
もに組織の微細化を促し、靱性および耐食性をも改善す
る効果がある。しかし、含有量が0.01％を超えると逆に
靱性、耐食性に悪影響がでてくる。なお、Mo、Ti、Zr、
Nb、およびB は、耐食性改善の点から少なくとも一種以
上添加されればよく、より好ましくは後述するCa、La、
およびCeの少なくとも一種との複合添加が好ましい。 Ca、La、Ce: これらの元素は必要に応じ少なくとも一種
以上添加され、鋼中の硫化物の形状を改善し、耐応力腐
食割れ性を向上させる。それぞれ0.001 ％未満の含有量
ではその効果が得られず、0.05％を越えるとかえって靱
性、耐食性を劣化させる。
もに組織の微細化を促し、靱性および耐食性をも改善す
る効果がある。しかし、含有量が0.01％を超えると逆に
靱性、耐食性に悪影響がでてくる。なお、Mo、Ti、Zr、
Nb、およびB は、耐食性改善の点から少なくとも一種以
上添加されればよく、より好ましくは後述するCa、La、
およびCeの少なくとも一種との複合添加が好ましい。 Ca、La、Ce: これらの元素は必要に応じ少なくとも一種
以上添加され、鋼中の硫化物の形状を改善し、耐応力腐
食割れ性を向上させる。それぞれ0.001 ％未満の含有量
ではその効果が得られず、0.05％を越えるとかえって靱
性、耐食性を劣化させる。
【００２１】本発明においてはδ−フェライトの生成を
可及的少ない量とすることが要求されており、そのため
に上述のような鋼組成を選ぶのであるが、さらにその効
果を顕著なものとするには次のような製造工程をとる。
まず通常の継目無鋼管と同様に、傾斜ロール型穿孔圧延
機 (いわゆるマンネスマン穿孔機) または、押出型穿孔
機 (いわゆるプレスピアシングミル) とその後工程とし
て絞り圧延機を用して穿孔、圧延、および縮径加工を行
う。したがって、このような操作に関しては慣用手段を
採用すればよい。
可及的少ない量とすることが要求されており、そのため
に上述のような鋼組成を選ぶのであるが、さらにその効
果を顕著なものとするには次のような製造工程をとる。
まず通常の継目無鋼管と同様に、傾斜ロール型穿孔圧延
機 (いわゆるマンネスマン穿孔機) または、押出型穿孔
機 (いわゆるプレスピアシングミル) とその後工程とし
て絞り圧延機を用して穿孔、圧延、および縮径加工を行
う。したがって、このような操作に関しては慣用手段を
採用すればよい。
【００２２】次に、好適態様としては素材であるビレッ
トを1200〜1300℃の温度に所定時間焼鈍加熱するが、こ
の焼鈍加熱温度( ビレットソーキング温度をもいう）が
1200℃未満であると、偏析の拡散が困難でありδ−フェ
ライト相の生成を十分に抑えることはできない。一方、
1300℃超であると、ビレット表面疵が発生しやすくな
る。一方、このようなδ−フェライト相の生成の抑制
は、また、ビレット製作に先立つソーキングによっても
可能である。ソーキングは、拡散速度が大きくなる高温
度、つまり1200〜1300℃で実施するのが望ましい。ここ
でこれらのビレットソーキング温度を考慮すると、前述
の(1) 式は下式のように限定される。
トを1200〜1300℃の温度に所定時間焼鈍加熱するが、こ
の焼鈍加熱温度( ビレットソーキング温度をもいう）が
1200℃未満であると、偏析の拡散が困難でありδ−フェ
ライト相の生成を十分に抑えることはできない。一方、
1300℃超であると、ビレット表面疵が発生しやすくな
る。一方、このようなδ−フェライト相の生成の抑制
は、また、ビレット製作に先立つソーキングによっても
可能である。ソーキングは、拡散速度が大きくなる高温
度、つまり1200〜1300℃で実施するのが望ましい。ここ
でこれらのビレットソーキング温度を考慮すると、前述
の(1) 式は下式のように限定される。
【００２３】
【数３】
【００２４】 焼鈍加熱温度: 1200〜1300℃ また、製管加熱温度の影響も大きいことから、さらに望
ましくは製管加熱温度、つまり穿孔加熱温度を考慮する
必要がある。従って、上記(2) 式は、さらに下式のよう
に限定される。
ましくは製管加熱温度、つまり穿孔加熱温度を考慮する
必要がある。従って、上記(2) 式は、さらに下式のよう
に限定される。
【００２５】
【数４】
【００２６】ti :前述に同じ。 Ｔ：製管加熱温度（1200℃以下とする）（℃） 次に、鋳造時に中心キャビティの抑制を図ることによっ
ても製管時の内面疵の発生率を効果的に減少させること
ができる。かかる中心キャビティの形成は、鋼塊鋳造時
の鋳型形状に大きく左右される。したがって、本発明の
好適態様によれば、厚み200mm 以上、偏平比1.8 以上の
鋳型を使用することによって連続鋳造を行い、分塊圧延
によって得られたビレットを使用するのが好ましい。但
し、偏平比増加に従い、中心キャビティは改善されるが
中心偏析の二極分化は促進される。次に、本発明をその
実施例によってさらに具体的に説明する。
ても製管時の内面疵の発生率を効果的に減少させること
ができる。かかる中心キャビティの形成は、鋼塊鋳造時
の鋳型形状に大きく左右される。したがって、本発明の
好適態様によれば、厚み200mm 以上、偏平比1.8 以上の
鋳型を使用することによって連続鋳造を行い、分塊圧延
によって得られたビレットを使用するのが好ましい。但
し、偏平比増加に従い、中心キャビティは改善されるが
中心偏析の二極分化は促進される。次に、本発明をその
実施例によってさらに具体的に説明する。
【００２７】
【実施例１】本例は、表１および表２に示す鋼を使用
し、プロセスを変化させてそのときのδ−フェライトの
生成および製管時の内面疵発生率を調べた。結果を表３
および表４に示す。製造条件は表５および表６に示すプ
ロセスＡ〜Ｈに示すものであった。ただし、δ−フェラ
イトは分塊圧延により得たビレットの中心部より20mm×
20mmの試片を採取し、1200℃×１Hr加熱後急冷し、ミク
ロ検鏡し点算法にてδ−フェライト量測定を実施した。
また内面疵はビレットソーキングを行わず、1200℃の製
管加熱を行ったときのそれである。製管操作自体は慣用
装置を使って交差穿孔、圧延、縮径加工を経て行った。
このδ−フェライト量をSi、Ｎで整理すると図１のよう
になる。また、同様にして鋼管内面疵の発生率を整理す
ると図２のようになる。図１および図２より、内面疵防
止にはδ−フェライトを、0.05％以下にすることが必要
であり、そのためには、Si、Ｎ含有量は下記式(1) に示
す相関を満足するのが好ましい。 F1(Si、N)＝９×(%) Si−25×(%)N＜1.3 ・・・（１）
し、プロセスを変化させてそのときのδ−フェライトの
生成および製管時の内面疵発生率を調べた。結果を表３
および表４に示す。製造条件は表５および表６に示すプ
ロセスＡ〜Ｈに示すものであった。ただし、δ−フェラ
イトは分塊圧延により得たビレットの中心部より20mm×
20mmの試片を採取し、1200℃×１Hr加熱後急冷し、ミク
ロ検鏡し点算法にてδ−フェライト量測定を実施した。
また内面疵はビレットソーキングを行わず、1200℃の製
管加熱を行ったときのそれである。製管操作自体は慣用
装置を使って交差穿孔、圧延、縮径加工を経て行った。
このδ−フェライト量をSi、Ｎで整理すると図１のよう
になる。また、同様にして鋼管内面疵の発生率を整理す
ると図２のようになる。図１および図２より、内面疵防
止にはδ−フェライトを、0.05％以下にすることが必要
であり、そのためには、Si、Ｎ含有量は下記式(1) に示
す相関を満足するのが好ましい。 F1(Si、N)＝９×(%) Si−25×(%)N＜1.3 ・・・（１）
【００２８】
【実施例２】まず、表１および表２の中から鋼No. 10に
ついて、試験炉にて加熱温度および時間を種々変更さ
せ、そのときのδ−フェライトの量を測定した結果を図
３に示す。これからも分かるように、製管前のビレット
におけるソーキングによりδ−フェライト抑制効果が発
揮され、加熱温度は拡散速度の大きくなる高温で実施す
るのが良いことがわかる。 (試験では、1250℃) 実際に
ビレットソーキングを1250℃×10hrで実施し、製管加熱
温度を1200℃にして製管した。 (プロセスＢ) 。製管前
のビレットにて、δ−フェライト量を測定した結果を図
４に示すが、δ−フェライト量は確実に低減している。
製管した結果を図５にまとめて示すが、鋼管内面疵が3.
0 ％未満に抑制するにはN およびSiは次の関係を満足す
ればよい。
ついて、試験炉にて加熱温度および時間を種々変更さ
せ、そのときのδ−フェライトの量を測定した結果を図
３に示す。これからも分かるように、製管前のビレット
におけるソーキングによりδ−フェライト抑制効果が発
揮され、加熱温度は拡散速度の大きくなる高温で実施す
るのが良いことがわかる。 (試験では、1250℃) 実際に
ビレットソーキングを1250℃×10hrで実施し、製管加熱
温度を1200℃にして製管した。 (プロセスＢ) 。製管前
のビレットにて、δ−フェライト量を測定した結果を図
４に示すが、δ−フェライト量は確実に低減している。
製管した結果を図５にまとめて示すが、鋼管内面疵が3.
0 ％未満に抑制するにはN およびSiは次の関係を満足す
ればよい。
【００２９】
【数５】
【００３０】 焼鈍加熱温度: 1200〜1300℃
【００３１】
【実施例３】まず、表１および表２の中から鋼６につい
て、試験炉において種々加熱温度を変更させて、そのと
きのδフェライト生成量を調べた。図６にそのときの製
管加熱温度とδ−フェライト量の関係を示す。加熱温度
は、製管可能な限り低温であるのが望ましい。ただし、
製管加熱温度が1100℃以下になると、変形抵抗増加のた
め製管不可能である。図７に、1150℃に加熱した時のδ
−フェライト量測定結果を示す。また、図８に、1150℃
加熱で製管した鋼管内面疵の傾向を示す。従来の1200℃
加熱の成績（図２）と比較して良好な値を示す。加えて
ビレットソーキングを実施すると、鋼管内面疵成績は、
更に良好な値になる。これについては、図９、図10参
照。これらの結果より、鋼管内面疵を3.0 ％未満に抑制
するにはＮおよびSiは次の関係を満たせばよい。
て、試験炉において種々加熱温度を変更させて、そのと
きのδフェライト生成量を調べた。図６にそのときの製
管加熱温度とδ−フェライト量の関係を示す。加熱温度
は、製管可能な限り低温であるのが望ましい。ただし、
製管加熱温度が1100℃以下になると、変形抵抗増加のた
め製管不可能である。図７に、1150℃に加熱した時のδ
−フェライト量測定結果を示す。また、図８に、1150℃
加熱で製管した鋼管内面疵の傾向を示す。従来の1200℃
加熱の成績（図２）と比較して良好な値を示す。加えて
ビレットソーキングを実施すると、鋼管内面疵成績は、
更に良好な値になる。これについては、図９、図10参
照。これらの結果より、鋼管内面疵を3.0 ％未満に抑制
するにはＮおよびSiは次の関係を満たせばよい。
【００３２】
【数６】
【００３３】ti :前述に同じ。 Ｔ：製管加熱温度（1200℃以下とする）（℃）
【００３４】
【実施例５】本例では、表１および表２の鋼Ａ、Ｂを使
い、表３および表４のプロセスＡ、Ｅ、Ｆ、Ｇに準じて
実施例１を繰り返して製管を行った。すなわち、ビレッ
トソーキングは行わず、製管加熱温度は1200℃とし、鋳
型偏平比は1.29〜2.44までを４種に変更して鋳込んだ。
結果を図11および図12にまとめて示す。図11は、鋳型偏
平比と鋼管内面疵の発生率の関係を原因別に示す。これ
らからも分かるように、偏平比が上昇すれば、中心キャ
ビティ起因の内面疵は減少するが、逆に二極分化偏析に
沿って広範囲に存在するδ−フェライト起因の内面疵が
増加する。偏平比は、1.8 以上を確保することが好まし
い。しかし、F ≧1.3 の場合、鋳型偏平比をあげても内
面疵は改善されないことがあるが、F ＜1.3 と限定する
と改善効果が大きい。
い、表３および表４のプロセスＡ、Ｅ、Ｆ、Ｇに準じて
実施例１を繰り返して製管を行った。すなわち、ビレッ
トソーキングは行わず、製管加熱温度は1200℃とし、鋳
型偏平比は1.29〜2.44までを４種に変更して鋳込んだ。
結果を図11および図12にまとめて示す。図11は、鋳型偏
平比と鋼管内面疵の発生率の関係を原因別に示す。これ
らからも分かるように、偏平比が上昇すれば、中心キャ
ビティ起因の内面疵は減少するが、逆に二極分化偏析に
沿って広範囲に存在するδ−フェライト起因の内面疵が
増加する。偏平比は、1.8 以上を確保することが好まし
い。しかし、F ≧1.3 の場合、鋳型偏平比をあげても内
面疵は改善されないことがあるが、F ＜1.3 と限定する
と改善効果が大きい。
【００３５】
【実施例６】偏平比を1.8 以上として中心キャビティ起
因の鋼管内面疵を抑制した上で、(2) 式を満たすように
成分を限定した例を、表１および表２の鋼６、プロセス
Ｃと比較して、鋼21プロセスＨの内面疵の成績を図12に
示す。中心キャビティ起因の鋼管内面疵だけでなく、δ
−フェライト起因の鋼管内面疵をも抑制することを可能
にすることにより、鋼管内面疵の発生率は、１％以下に
十分抑制可能である。以上、実施例では、製管工程自体
は慣用のものである。鋳型偏平比および(2) 式を満たす
よう成分限定しており、中心キャビティの抑制とδ−フ
ェライトの低減を図っている。内面疵は、目視および超
音波探傷にて検査した。このように、成分限定および鋳
型偏平比のアップにより、鋼管内面疵を抑制することが
可能である。
因の鋼管内面疵を抑制した上で、(2) 式を満たすように
成分を限定した例を、表１および表２の鋼６、プロセス
Ｃと比較して、鋼21プロセスＨの内面疵の成績を図12に
示す。中心キャビティ起因の鋼管内面疵だけでなく、δ
−フェライト起因の鋼管内面疵をも抑制することを可能
にすることにより、鋼管内面疵の発生率は、１％以下に
十分抑制可能である。以上、実施例では、製管工程自体
は慣用のものである。鋳型偏平比および(2) 式を満たす
よう成分限定しており、中心キャビティの抑制とδ−フ
ェライトの低減を図っている。内面疵は、目視および超
音波探傷にて検査した。このように、成分限定および鋳
型偏平比のアップにより、鋼管内面疵を抑制することが
可能である。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【表４】
【００４０】
【表５】
【００４１】
【表６】
【００４２】
【発明の効果】本発明は、以上説明したように構成され
ているから、鋼管内面疵発生に関係するδ−フェライト
の生成を抑制すること、および鋳片の偏平比を一定以上
としたことによる中心キャビティに起因する内面疵の抑
制により、すぐれた特性の油井用マルテンサイト系ステ
ンレス継目無鋼管およびその製造方法が提供され、産業
上益するところ極めて大である。
ているから、鋼管内面疵発生に関係するδ−フェライト
の生成を抑制すること、および鋳片の偏平比を一定以上
としたことによる中心キャビティに起因する内面疵の抑
制により、すぐれた特性の油井用マルテンサイト系ステ
ンレス継目無鋼管およびその製造方法が提供され、産業
上益するところ極めて大である。
【図１】Si、Ｎ含有量とδフェライトの存在量を示すグ
ラフである。
ラフである。
【図２】Si、Ｎ含有量と鋼管内面疵発生率の関係図であ
る。
る。
【図３】ソーキング時間とフェライト量との関係図であ
る。
る。
【図４】Si、Ｎ含量とソーキングによるδフェライトの
変化を示す関係図である。
変化を示す関係図である。
【図５】図４における鋼管内面疵発生率の関係図であ
る。
る。
【図６】製管温度とδフェライトの量の関係図である。
【図７】1150℃に加熱したときのδフェライト量の測定
結果を示す図である。
結果を示す図である。
【図８】1150℃に加熱したときの鋼管内面疵発生率の関
係図である。
係図である。
【図９】ビレットソーキングをしたときのδフェライト
鋼管内面疵発生率の関係図である。
鋼管内面疵発生率の関係図である。
【図１０】ビレットソーキングをしたときのδフェライ
ト鋼管内面疵発生率の関係図である。
ト鋼管内面疵発生率の関係図である。
【図１１】鋳型偏平比とキャビティの起因およびδフェ
ライト起因鋼管内面疵発生率との関係図である。
ライト起因鋼管内面疵発生率との関係図である。
【図１２】鋳型偏平比と鋼管内面疵発生率の関係図であ
る。
る。
Claims (6)
- 【請求項１】 重量％で、 更に、下記の第１群および第２群の一方または両方から
選ばれた１種以上の元素 （第１群） （第２群） 残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼組成を有するビ
レットを素材とすることを特徴とする、内面疵の少ない
マルテンサイト系継目無鋼管。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼組成を有するビレット
に、１２００℃以上１３００℃以下に所定時間焼鈍加熱
を行ってから穿孔、圧延および縮径加工を行うことを特
徴とするマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、 残部Ｆｅおよび不可避不純物から成る鋼組成を有するビ
レットを、１２００℃以上１３００℃以下に下式を満た
す時間焼鈍加熱を行ってから下式を満たす温度に調整あ
るいは再加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行うこと
を特徴とするマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。【数１】 Ｔ：穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度：１２００〜１３００℃ 穿孔加熱温度：１２００℃以下 - 【請求項４】 前記焼鈍加熱をビレット製造に先立っ
て、その素材について行う請求項２または３記載のマル
テンサイト系継目無鋼管の製造方法。 - 【請求項５】 厚み２００ｍｍ以上で偏平比１．８以上
の鋳型を有する連続鋳造機で鋳造し、その後分塊圧延に
よって前記ビレットを製造する請求項２ないし４のいず
れかに記載のマルテンサイト系継目無鋼管の製造方法。 - 【請求項６】 鋼組成、ビレット（あるいは鋼塊）焼鈍
時間およびビレット穿孔加熱温度を下式を満たすよう制
御した請求項２ないし５のいずれかに記載のマルテンサ
イト系継目無鋼管の製造方法。 【数１】 Ｔ：穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度：１２００〜１３００℃ 穿孔加熱温度：１２００℃以下
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2413804A JP2707839B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | マルテンサイト系継目無鋼管とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2413804A JP2707839B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | マルテンサイト系継目無鋼管とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04224659A JPH04224659A (ja) | 1992-08-13 |
| JP2707839B2 true JP2707839B2 (ja) | 1998-02-04 |
Family
ID=18522370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2413804A Expired - Lifetime JP2707839B2 (ja) | 1990-12-25 | 1990-12-25 | マルテンサイト系継目無鋼管とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2707839B2 (ja) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AU739624B2 (en) * | 1999-05-18 | 2001-10-18 | Nippon Steel Corporation | Martensitic stainless steel for seamless steel pipe |
| AT413195B (de) * | 2000-10-24 | 2005-12-15 | Boehler Edelstahl | Verfahren zur herstellung zylindrischer hohlkörper und verwendung derselben |
| WO2003001127A1 (en) | 2001-06-21 | 2003-01-03 | Air Water Inc. | Cold storage type freezing machine |
| JP4867088B2 (ja) * | 2001-06-21 | 2012-02-01 | 住友金属工業株式会社 | 高Ｃｒ系継目無鋼管の製造方法 |
| JP4359783B2 (ja) | 2004-05-28 | 2009-11-04 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管の製造方法 |
| RU2358020C1 (ru) * | 2005-03-30 | 2009-06-10 | Сумитомо Метал Индастриз, Лтд. | Способ производства мартенситной нержавеющей стали |
| WO2007100042A1 (ja) | 2006-03-01 | 2007-09-07 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | 高Ｃｒ継目無管の製造方法 |
| JP5011770B2 (ja) * | 2006-03-22 | 2012-08-29 | 住友金属工業株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 |
| EP2656931B1 (en) | 2010-12-22 | 2016-11-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | PRODUCTION METHOD FOR ROUND STEEL BAR FOR SEAMLESS PIPE COMPRISING HIGH Cr-Ni ALLOY, AND PRODUCTION METHOD FOR SEAMLESS PIPE USING ROUND STEEL BAR |
| WO2023195361A1 (ja) * | 2022-04-08 | 2023-10-12 | 日本製鉄株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼材 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3906700C1 (ja) * | 1989-02-28 | 1990-07-26 | Mannesmann Ag, 4000 Duesseldorf, De |
-
1990
- 1990-12-25 JP JP2413804A patent/JP2707839B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH04224659A (ja) | 1992-08-13 |
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