JP4513496B2 - 拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、油井あるいはガス井（以下、単に「油井」と総称する。）に用いられる継目無油井鋼管およびその製造方法に関し、さらに詳しくは、井戸の中にて拡管加工し、ケーシングやチュービングとしてそのまま使用することのできる引張強さ６００ＭＰａ以上、降伏比８５％以下の拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法に関する。
近年、油井掘削の低コスト化への要求から、井戸中での押拡げ加工による拡管を用いた工法が開発されてきた（例えば特許文献１、２参照）。以下、この工法を拡管埋設工法という。この拡管埋設工法によれば、坑井内においてケーシングを半径方向に膨張させる。従来の工法に比べ、同一の坑井内径を確保する場合、多段構造になったケーシングのそれぞれの直径を小さくすることができる。坑井上部の外層のケーシングサイズも小さくすることができるため、井戸の掘削にかかるコストを削減できる。
かかる拡管埋設工法においては、鋼管は、拡管による加工を受けた状態のままで油やガスの環境に曝されるため、加工後に熱処理を加えることができず、冷間での拡管加工を受けたままでの耐食性が要求される。この要求に応えるために、特許文献３には、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４５％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１０〜３．０％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％以下およびＮ：０．０１０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、拡管加工前の鋼管の強度（降伏強度ＹＳ（ＭＰａ））と結晶粒径（ｄ（μｍ））とが、式：ｌｎ（ｄ）≦−０．００６７ＹＳ＋８．０９、の関係を満たす、拡管加工後の耐食性に優れた拡管用油井鋼管、および同鋼管において、Ｆｅの一部に代えて、（Ａ）質量％で、Ｃｒ：０．２〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．００５〜０．２％の１種または２種以上、（Ｂ）質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．０５％、Ｎｂ：０．００５〜０．０３％の１種または２種、（Ｃ）Ｃａ：０．００１〜０．００５％、の一または二以上を含有するとしたものが開示されている。
また、特許文献４には、拡管により偏肉率が拡大して圧潰強度が低下するのを抑制するために、拡管前の偏肉率Ｅ０（％）を、３０/（１＋０．０１８α）以下（ただし、α（：拡管率）＝（拡管後内径/拡管前内径−１）×１００）に制限すること、また、周方向の拡大量の差が長さ方向の収縮量の差に転化して鋼管が曲がるの抑制するために、偏芯偏肉（１次偏肉）率（％）（＝｛（偏芯偏肉成分における最大肉厚−同最小肉厚）/平均肉厚｝×１００）を１０％以下に制限することが開示されている。
上記特許文献３、４では、造管後の電縫鋼管や継目無鋼管に、焼入れと焼戻し、あるいは２回以上繰り返し焼入れ後焼戻しといった処理を施す製造方法を好適とし、拡管率３０％以下の範囲での実施例を開示している。
特表平７−５６７６１０号公報
国際公開公報ＷＯ９８/００６２６号公報
特開２００２−２６６０５５号公報
特開２００２−３４９１７７号公報
しかしながら、さらなるコスト削減要求から、拡管率が３０％を超えるような押拡げ加工に耐えうる安価な鋼管の要求がある。井戸内で鋼管の拡管率を従来の３０％よりもさらに大きくすることができれば、さらにケーシングサイズを小さくでき、掘削コストをさらに削減できる。この要求に応えるために、本発明では、特許文献３、４に開示されたような焼入れと焼戻し（Ｑ/Ｔ）処理によらず、圧延ままで、もしくはより安価な熱処理である非調質タイプの熱処理（ノルマ（焼ならし）処理あるいは二相域熱処理）によって、引張強度（ＴＳ）６００ＭＰａ以上の高強度でありながら、拡管率３０％超の拡管加工に対し優れた拡管性を示す拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
ここで、拡管性とは、拡管時に不均一変形を生じないで拡管可能な限界拡管率で評価することとし、本発明中では具体的には、拡管後の偏肉率が拡管前の偏肉率＋５％を超えない拡管率とした。
拡管率（％）＝〔（拡管後の管の内径−拡管前の管の内径）/拡管前の管の内径〕×１００
偏肉率（％）＝〔（管の最大肉厚−管の最小肉厚）/管の平均肉厚〕×１００
偏肉率（％）＝〔（管の最大肉厚−管の最小肉厚）/管の平均肉厚〕×１００
拡管用鋼管に求められる主な特性は、容易にすなわち低エネルギーで拡管でき、また拡管時に高拡管率の場合でも局部変形が起こりづらく均一に変形することである。容易に拡管できるためには低ＹＲ（ＹＲ：降伏比＝降伏強度ＹＳ/引張強度ＴＳ）であることが好ましく、また高拡管率の場合でも均一変形するためには高均一伸びや高加工硬化係数であることが好ましい。
発明者らはこれらの特性を達成するためには、実質的に鋼管の組織がフェライト(体積率５％以上)＋低温変態相(ベイナイト、マルテンサイト、ベイニティックフェライトまたはこれら二以上の混合組織など)からなることが好ましいことを見いだし、これらを実現するために種々の検討を行った。
まず、パーライトの形成抑制と高靭性化のためにＣ量を０．１％未満とし、さらに変態遅延型元素であるＮｂを添加して、組織がフェライト＋低温変態相となるＭｎ量を検討した。このとき、鋼管をγ域からの空冷にて目的とする組織が得られることを必須条件とし、現在拡管用鋼管として使用が検討されている、外径４"〜９５/８"で肉厚５〜１２ｍｍのサイズを基準として、このサイズ範囲での空冷速度であれば目的の組織が得られることを想定した。空冷時の環境にもよるが、概ね７００℃〜４００℃間の平均冷却速度で０．２℃/sec〜２℃/sec程度である。
その結果、Ｍｎ：２〜４％でフェライトを形成し、かつパーライトを形成せずに低温変態相を形成することが明らかとなった。またＮｂ添加に代えて、同じ変態遅延型のＭｏまたはＣｒを規定量添加しても同じ効果が得られることも判った。
さらに発明者らは詳細な研究を行った結果、Ｍｎ量が０．５％以上で、かつ（１）式または（３）式を満たすように合金元素を添加することで、パーライト形成が抑制されることを明らかにした。一方で、合金元素を大量に添加した場合はフェライト組織が形成されなくなるため、フェライト組織を形成するためには（２）式または（４)式を満たす範囲内で添加する必要があることを明らかにした。すなわち両式を満足することにより、フェライト＋低温変態相の組織を形成し、低ＹＲで高拡管の鋼管を得ることができる。
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ≧２．０ ‥‥（１）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ≦４．５ ‥‥（２）
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．３×Ｃｕ≧２．０ ‥‥（３）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．６×Ｃｕ≦４．５ ‥‥（４）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ≧２．０ ‥‥（１）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ≦４．５ ‥‥（２）
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．３×Ｃｕ≧２．０ ‥‥（３）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．６×Ｃｕ≦４．５ ‥‥（４）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
上記知見を基に開発した鋼では、γ域からの空冷にて目的とするフェライト＋低温変態相が得られるが、これらの鋼を(α/γ)二相域での保持後、空冷を行なうことで、より低ＹＲ化することも判った。
二相組織化により拡管性が向上する理由の詳細は明らかではないが、二相組織化することで加工硬化率が高くなり、押拡げ加工では薄肉部がまず加工硬化により厚肉部と同等以上の変形強度となり、続いて厚肉部の変形を促し、加工率の均一化がはかられたものと推察される。一方、Ｑ/Ｔ材などの高ＹＲ低加工硬化率の単相鋼では薄肉部の変形が押拡げ加工と共に優先的に進行して、早期に限界拡管率に達するものと推察される。
本発明は、これらの知見に基づいてなされたものである。つまり、従来技術において好適とされるＱ/Ｔ処理をあえて用いずに、圧延ままもしくは非調質タイプの熱処理を請求項に示す合金成分鋼（式を含む）に適用すると、高強度でありながら容易に拡管でき、かつ高拡管率が実現できることを見出して本発明に至っている。そして、これらの特性は、このときの組織状態がフェライト＋低温変態相となっていることによる、と推測するものである。
すなわち本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．５〜４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、
かつＮｂ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種または２種以上を、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％の範囲内で下記（１）、（２）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる拡管用継目無油井鋼管である。
かつＮｂ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種または２種以上を、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％の範囲内で下記（１）、（２）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる拡管用継目無油井鋼管である。
記
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ≧２．０ ‥‥（１）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ≦４．５ ‥‥（２）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ≧２．０ ‥‥（１）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ≦４．５ ‥‥（２）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
本発明では、前記Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１種または２種以上を含むとしてもよい。
また、この場合、本発明では、前記（１）、（２）式に代えて下記（３）、（４）式としてもよい。
記
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．３×Ｃｕ≧２．０ ‥‥（３）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．６×Ｃｕ≦４．５ ‥‥（４）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．３×Ｃｕ≧２．０ ‥‥（３）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．６×Ｃｕ≦４．５ ‥‥（４）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
また、本発明では、鋼管の組織が体積率で５％以上７０％以下のフェライトを含み、残部が実質的に低温変態相からなるものである。
ここで、「実質的に」とは、体積率で５％未満の第３相（フェライトおよび低温変態相以外の相）の存在を許容することを意味する。第３相としてはパーライト、セメンタイト、残留オーステナイトなどが挙げられる。
ここで、「実質的に」とは、体積率で５％未満の第３相（フェライトおよび低温変態相以外の相）の存在を許容することを意味する。第３相としてはパーライト、セメンタイト、残留オーステナイトなどが挙げられる。
また、本発明は、質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．５〜４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、
かつＮｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％のうち１種または２種以上、
あるいはさらに、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１種または２種以上を、
前記（３）、（４）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
鋼管素材を加熱し、継目無鋼管製造工程（＝シームレス造管プロセス）により圧延終了温度８００℃以上として造管すること、あるいは継目無鋼管製造工程により造管した後焼ならし（以下、ノルマと称する）処理することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法である。
かつＮｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％のうち１種または２種以上、
あるいはさらに、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１種または２種以上を、
前記（３）、（４）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
鋼管素材を加熱し、継目無鋼管製造工程（＝シームレス造管プロセス）により圧延終了温度８００℃以上として造管すること、あるいは継目無鋼管製造工程により造管した後焼ならし（以下、ノルマと称する）処理することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法である。
また、本発明は、前記鋼管素材を加熱し、継目無鋼管製造工程により造管した後、最終熱処理としてＡ１点以上Ａ３点以下、すなわち（α/γ）二相域、で５分以上保持し、次いで空冷することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法である。
本発明によれば、拡管率が３０％を超える場合であっても拡管性に優れるＴＳ６００ＭＰａ以上の鋼管を安価に供給できるようになる。
まず、鋼の組成を上記のように限定した理由を説明する。組成成分の含有量は質量％で表され、％と略記される。
Ｃ：０．０１０％以上０．１０％未満
通常のシームレス造管プロセスにてフェライト＋低温変態相の二相組織化を達成するには、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ系、もしくは高Ｍｎの代わりに（３）式を満たす合金元素、Ｎｂの代わりに同様の変態遅延型元素（Ｃｒ、Ｍｏ）を１種以上添加した鋼である必要があるが、Ｃが０．１０％以上ではパーライトが形成されやすく、一方、０．０１０％未満では強度が不足するため、Ｃは０．０１０％以上０．１０％未満とする。
通常のシームレス造管プロセスにてフェライト＋低温変態相の二相組織化を達成するには、低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｂ系、もしくは高Ｍｎの代わりに（３）式を満たす合金元素、Ｎｂの代わりに同様の変態遅延型元素（Ｃｒ、Ｍｏ）を１種以上添加した鋼である必要があるが、Ｃが０．１０％以上ではパーライトが形成されやすく、一方、０．０１０％未満では強度が不足するため、Ｃは０．０１０％以上０．１０％未満とする。
Ｓｉ：０．０５〜１％
Ｓｉは脱酸剤として添加され、強度上昇にも寄与しうるが、０．０５％未満では効果が得られず、一方、１％を超えて添加すると熱間加工性が著しく劣化するばかりか、ＹＲが上昇して拡管性を低下させる。よってＳｉは０．０５〜１％とする。
Ｓｉは脱酸剤として添加され、強度上昇にも寄与しうるが、０．０５％未満では効果が得られず、一方、１％を超えて添加すると熱間加工性が著しく劣化するばかりか、ＹＲが上昇して拡管性を低下させる。よってＳｉは０．０５〜１％とする。
Ｍｎ：０．５〜４％
Ｍｎは、低温変態相の形成に重要で、低Ｃおよび変態遅延型元素（Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ）の添加との複合下で、単独では２％以上、もしくは（３）式を満たすように他の合金元素との複合添加では０．５％以上、含有させることでフェライト＋低温変態相の二相組織化が達成される。ただし、４％超では偏析が多くなり靭性や拡管性が低下する。よってＭｎは０．５〜４％とする。
Ｍｎは、低温変態相の形成に重要で、低Ｃおよび変態遅延型元素（Ｎｂ、Ｃｒ、Ｍｏ）の添加との複合下で、単独では２％以上、もしくは（３）式を満たすように他の合金元素との複合添加では０．５％以上、含有させることでフェライト＋低温変態相の二相組織化が達成される。ただし、４％超では偏析が多くなり靭性や拡管性が低下する。よってＭｎは０．５〜４％とする。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは鋼中に不純物として含まれ、粒界偏析しやすい元素であり、０．０３％を超えて含有すると粒界強度を著しく低下させ靭性が低下する。よってＰは０．０３％以下に規制する。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｐは鋼中に不純物として含まれ、粒界偏析しやすい元素であり、０．０３％を超えて含有すると粒界強度を著しく低下させ靭性が低下する。よってＰは０．０３％以下に規制する。好ましくは０．０１５％以下である。
Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは鋼中に不純物として含まれる元素で主にＭｎ系硫化物の介在物として存在する。０．０１５％を超えて含有すると粗大で伸展した介在物として存在し、靭性や拡管性が著しく低下する。よってＳは０．０１５％以下に規制する。好ましくは０．００６％以下である。またＣａによる介在物の形態制御も有効である。
Ｓは鋼中に不純物として含まれる元素で主にＭｎ系硫化物の介在物として存在する。０．０１５％を超えて含有すると粗大で伸展した介在物として存在し、靭性や拡管性が著しく低下する。よってＳは０．０１５％以下に規制する。好ましくは０．００６％以下である。またＣａによる介在物の形態制御も有効である。
Ａｌ：０．０１〜０．０６％
Ａｌは脱酸剤として使用されるが、０．０１％未満では効果が小さく、０．０６％を超えて添加すると効果が飽和するばかりか、アルミナ系介在物が増加して靭性や拡管性が低下する。よってＡｌは０．０１〜０．０６％とする。
Ａｌは脱酸剤として使用されるが、０．０１％未満では効果が小さく、０．０６％を超えて添加すると効果が飽和するばかりか、アルミナ系介在物が増加して靭性や拡管性が低下する。よってＡｌは０．０１〜０．０６％とする。
Ｎ：０．００７％以下
Ｎは鋼中に不純物として含まれ、ＡｌやＴｉなどの元素と結合して窒化物を形成する。０．００７％を超えて含有すると粗大窒化物を形成して靭性や拡管性が低下する。よってＮは０．００７％以下に規制する。好ましくは０．００５％以下である。
Ｎは鋼中に不純物として含まれ、ＡｌやＴｉなどの元素と結合して窒化物を形成する。０．００７％を超えて含有すると粗大窒化物を形成して靭性や拡管性が低下する。よってＮは０．００７％以下に規制する。好ましくは０．００５％以下である。
Ｏ：０．００５％以下
Ｏは鋼中に介在物として存在する。０．００５％を超えて含有すると介在物が凝集して存在しやすくなり靭性や拡管性が低下する。よってＯは０．００５％以下に規制する。好ましくは０．００３％以下である。
Ｏは鋼中に介在物として存在する。０．００５％を超えて含有すると介在物が凝集して存在しやすくなり靭性や拡管性が低下する。よってＯは０．００５％以下に規制する。好ましくは０．００３％以下である。
以上の元素に加え、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｒの１種または２種以上を以下の範囲で添加する。
Ｎｂ：０．０１〜０．２％
Ｎｂは、パーライトの形成を抑制し、低Ｃおよび高Ｍｎとの複合下で低温変態相の形成に寄与するほか、炭窒化物の形成により高強度化に寄与する。しかし、０．０１％未満では効果が得られず、一方、０．２％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、フェライトの形成も抑制してフェライト＋低温変態相の二相組織化を阻害する。よってＮｂは０．０１〜０．２％とする。
Ｎｂは、パーライトの形成を抑制し、低Ｃおよび高Ｍｎとの複合下で低温変態相の形成に寄与するほか、炭窒化物の形成により高強度化に寄与する。しかし、０．０１％未満では効果が得られず、一方、０．２％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、フェライトの形成も抑制してフェライト＋低温変態相の二相組織化を阻害する。よってＮｂは０．０１〜０．２％とする。
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、固溶および炭化物を形成して常温および高温での強度を上昇させる効果があるが、０．５％を超えるとその効果が飽和してくるばかりか、高価となるので０．５％以下の範囲で添加しても良い。なお強度上昇効果を発揮するためには０．０５％以上添加することが好ましい。またＭｏは変態遅延型元素として、パーライト形成を抑える効果があり、その効果を発揮するためには０．０５％以上添加することが好ましい。
Ｍｏは、固溶および炭化物を形成して常温および高温での強度を上昇させる効果があるが、０．５％を超えるとその効果が飽和してくるばかりか、高価となるので０．５％以下の範囲で添加しても良い。なお強度上昇効果を発揮するためには０．０５％以上添加することが好ましい。またＭｏは変態遅延型元素として、パーライト形成を抑える効果があり、その効果を発揮するためには０．０５％以上添加することが好ましい。
Ｃｒ：０．０５〜１．５％
Ｃｒは、パーライトの形成を抑制し、フェライト＋低温変態相の二相組織化に寄与し、また低温変態相の硬質化による高強度化に寄与する。もっとも０．０５％未満では効果が得られず、一方、１．５％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、フェライトの形成も抑制して二相組織化を阻害する。よってＣｒは０．０５〜１．５％とする。
Ｃｒは、パーライトの形成を抑制し、フェライト＋低温変態相の二相組織化に寄与し、また低温変態相の硬質化による高強度化に寄与する。もっとも０．０５％未満では効果が得られず、一方、１．５％を超えて添加しても効果が飽和するばかりか、フェライトの形成も抑制して二相組織化を阻害する。よってＣｒは０．０５〜１．５％とする。
これらＮｂ，Ｍｏ，Ｃｒの１種または２種以上を含有し、かつ０．１％未満の低Ｃ条件のもと、パーライト形成を抑制する観点から前記（３）式を満足する必要があり、また体積率５〜７０％のフェライト形成を促進する観点から前記（４）式を満足する必要がある。
なお、後述のＮｉ、Ｃｕを添加しない場合は、前記（３）式に代えて前記（１）式を用い、かつ前記（４）式に代えて前記（２）式を用いることとする。
以上の元素に加え、必要に応じて以下の元素を添加してもよい。
Ｎｉ：０．０５〜１％
Ｎｉは、強度、靭性、耐食性を向上させるに有効な元素である。また、Ｃｕを添加した場合には圧延時のＣｕ割れを防止するにも有効であるが、高価である上、過剰に添加してもその効果が飽和するため０．０５〜１％の範囲が好ましい。とくにＣｕ割れの観点からは、Ｃｕ含有量（％）×０．３以上添加するのが好ましい。
Ｎｉは、強度、靭性、耐食性を向上させるに有効な元素である。また、Ｃｕを添加した場合には圧延時のＣｕ割れを防止するにも有効であるが、高価である上、過剰に添加してもその効果が飽和するため０．０５〜１％の範囲が好ましい。とくにＣｕ割れの観点からは、Ｃｕ含有量（％）×０．３以上添加するのが好ましい。
Ｃｕ：０．０５〜１％
Ｃｕは、強度、耐食性を向上させるために添加するが、その効果を発揮するには０．０５％以上を超えて含有する必要があり、一方、１％を超えると熱間脆化を引き起こしやすく、また靭性も低下するので０．０５〜１％の範囲が好ましい。
Ｃｕは、強度、耐食性を向上させるために添加するが、その効果を発揮するには０．０５％以上を超えて含有する必要があり、一方、１％を超えると熱間脆化を引き起こしやすく、また靭性も低下するので０．０５〜１％の範囲が好ましい。
Ｖ：０．００５〜０．２％
Ｖは、炭窒化物を形成して組織の微細化と析出強化により強度を上昇する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が不明瞭であり、また、０．２％を超えて添加すると効果が飽和し、連鋳割れ等の問題も引き起こすため、０．００５〜０．２％添加しても良い。
Ｖは、炭窒化物を形成して組織の微細化と析出強化により強度を上昇する効果があるが、０．００５％未満ではその効果が不明瞭であり、また、０．２％を超えて添加すると効果が飽和し、連鋳割れ等の問題も引き起こすため、０．００５〜０．２％添加しても良い。
Ｔｉ：０．００５〜０．２％
Ｔｉは、強い窒化物形成元素であり、Ｎ当量である（Ｎ％×４８/１４）程度の添加でＮ時効を抑制し、またＢ添加がある場合はＢが鋼中ＮによりＢＮとして析出固定され、その効果が抑制されないように添加しても良い。さらに添加することで微細な炭化物を形成して強度を増加させる。０．００５％未満では効果はなく、とくに（Ｎ％×４８/１４）以上添加するのが好ましい。一方、０．２％を超えて添加すると、粗大な窒化物を形成しやすくなり靭性や拡管性が劣化するため０．２％以下の範囲で添加して良い。
Ｔｉは、強い窒化物形成元素であり、Ｎ当量である（Ｎ％×４８/１４）程度の添加でＮ時効を抑制し、またＢ添加がある場合はＢが鋼中ＮによりＢＮとして析出固定され、その効果が抑制されないように添加しても良い。さらに添加することで微細な炭化物を形成して強度を増加させる。０．００５％未満では効果はなく、とくに（Ｎ％×４８/１４）以上添加するのが好ましい。一方、０．２％を超えて添加すると、粗大な窒化物を形成しやすくなり靭性や拡管性が劣化するため０．２％以下の範囲で添加して良い。
Ｂ：０．０００５〜０．００３５％
Ｂは、粒界強化元素として粒界割れを抑制して靭性向上に寄与する。その効果を発揮するには０．０００５％以上が必要があり、一方、過剰に添加してもその効果は飽和するばかりか、フェライト変態を抑制するので０．００３５％を上限とする。
Ｂは、粒界強化元素として粒界割れを抑制して靭性向上に寄与する。その効果を発揮するには０．０００５％以上が必要があり、一方、過剰に添加してもその効果は飽和するばかりか、フェライト変態を抑制するので０．００３５％を上限とする。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
Ｃａは、介在物の形態を球状に制御することを目的に添加するが、その効果を発揮するには０．００１％以上必要で、０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、０．００１〜０．００５％の範囲で添加しても良い。
Ｃａは、介在物の形態を球状に制御することを目的に添加するが、その効果を発揮するには０．００１％以上必要で、０．００５％を超えるとその効果は飽和するので、０．００１〜０．００５％の範囲で添加しても良い。
次に、本発明における組織の好適範囲について説明する。
拡管性に有効な低ＹＲと均一伸びを確保するには、鋼管の組織が、実質的に軟質なフェライト相と硬質な低温変態相との二相組織であることが好ましく、ＴＳ６００ＭＰａ以上を確保するために、フェライトの体積率が５％以上７０％以下、残部が実質的に低温変態相からなる組織であることが好ましい。なお、フェライト相分率が５〜５０体積％であると、特に良好な拡管性が得られるので、さらに好ましく、５〜３０体積％がよりさらに好ましい。また、低温変態相には前述のようにベイニッティックフェライト（アシキュラーフェライトと同義に用いる）も含まれるが、このベイニッティックフェライトは、本発明の成分系では、Ｃ＜０．０２％でなければほとんど形成されない。
次に、製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉など公知の溶製方法にて溶製し、連続鋳造法、造塊法等の公知の鋳造方法によりビレットなどの鋼管素材とすることが好ましい。なお、連続鋳造法等によりスラブとし、該スラブを圧延によりビレットとしても良い。
また、介在物低減の観点から、製鋼-鋳造時に介在物の浮上処理や凝集抑制などの低減対策をとることが好ましい。また、連続鋳造時の鍛圧や均熱保持炉での加熱処理により、中心偏析の低減をはかっても良い。
次いで、得られた鋼管素材を加熱し、通常のマンネスマン-プラグミル方式、あるいはマンネスマン-マンドレルミル方式、あるいは熱間押し出し方式で熱間加工造管して、所望の寸法の継目無鋼管とする。このとき、最終圧延を８００℃以上で終了して加工歪を残さないことが、低ＹＲや均一伸びの観点から好ましい。冷却も通常の空冷で良い。なお、本発明で規定された成分範囲では、造管時に特殊な低温圧延や造管後の急冷などを行わない限り、フェライトが形成され、残部実質的に低温変態相となり、そのフェライト体積率は概ね５〜３０％になる。
また、造管時に低温圧延や造管後の急冷など一般的でない造管工程により、目標とする組織が得られなかった場合でも、これにノルマ処理を行うことで目標とする組織が得られる。さらに、造管時に圧延終了温度８００℃以上としても、その工程上材料特性に不均一や異方性を生じる場合があり、これを必要に応じてノルマ処理しても良い。本発明の組成範囲ではノルマ処理後の組織は造管ままの組織とほぼ同様となるが、造管時の材料特性の不均一や異方性が低減され、より優れた拡管性を示す。なお、ノルマ処理の処理温度はＡc3以上の温度域において、好ましくは１０００℃以下、より好ましくは９５０℃以下の範囲である。
また、本発明ではより低ＹＲを実現するためには、ノルマ処理に代えて、最終的に(α/γ)二相域で保持後、空冷しても良い。本発明の組成範囲では、ノルマ処理と同様にフェライト＋低温変態相の二相組織となるが、フェライトがより低強度化してより低ＹＲ化が促進される。この効果を得るためには５分以上の保持時間を必要とする。またこの効果は、二相域保持前の熱履歴には依存せず、図２に示すような、γ域への加熱から直接(α/γ)二相域に冷却したり、焼入れ後に二相域に加熱するなど、結晶粒微細化効果を狙った熱処理などを加えても構わない。
ここで、（α/γ）二相域を決めるＡ１点およびＡ３点は、正確に測定することが好ましいが、簡易的に以下の式で代用してもよい。
Ａ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１５．２×Ｎｉ−２０×Ｃｕ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ
Ａ１（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
Ａ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１５．２×Ｎｉ−２０×Ｃｕ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ
Ａ１（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
表１に示す組成の鋼を真空溶解にて１００ｋｇ鋼塊に鋳造し、熱間鍛造にてビレットとし、モデルシームレス圧延機により熱間加工にて造管し、外径４ｉｎ（１０１．６ｍｍ）×肉厚３/８ｉｎ（９．５２５ｍｍ）の継目無鋼管とした。この時の圧延終了温度を表２に示す。
これらの鋼管の一部にノルマ処理、二相域熱処理（図２）またはＱ/Ｔ処理の熱処理を行った。ノルマ処理は、８９０℃で１０分加熱した後、空冷とした。Ｑ/Ｔ処理は、９２０℃に６０分加熱後、水冷し、これに４３０〜５３０℃で３０分の焼戻し処理とした。
ここで二相域熱処理のＡ１、Ａ３変態点は、以下の式にて求めた。
Ａ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１５．２×Ｎｉ−２０×Ｃｕ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ
Ａ１（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
Ａ３（℃）＝９１０−２０３×√Ｃ＋４４．７×Ｓｉ−３０×Ｍｎ−１５．２×Ｎｉ−２０×Ｃｕ−１１×Ｃｒ＋３１．５×Ｍｏ＋１０４×Ｖ＋７００×Ｐ＋４００×Ａｌ＋４００×Ｔｉ
Ａ１（℃）＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×Ｎｉ＋１６．９×Ｃｒ
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。
それぞれの鋼管について、光学顕微鏡およびＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）観察により組織形態およびフェライト分率（体積率）を調査し、さらに引張特性、拡管性を調査した。その結果を表２に示す。ここで、引張試験はＪＩＳ Ｚ ２２４１に規定された引張試験方法に準じて試験し、試験片はＪＩＳ Ｚ ２２０１に規定されたＪＩＳ １２Ｂ号を用いた。拡管性は、拡管時に不均一変形を生じないで拡管可能な拡管率（限界拡管率）で評価し、具体的には拡管後の偏肉率が拡管前の偏肉率＋５％を超えない拡管率とした。偏肉率は管の横断面につき、それぞれ２２．５°間隔の１６箇所を超音波肉厚計にて測定して求めた。拡管試験は、図１に示すように鋼管１内に鋼管１の拡管前内径Ｄ0よりも大きい種々の最大外径Ｄ1をもつプラグ２を装入してプラグ引抜き方向３に機械的に引抜くことで鋼管径が押拡げられる押拡げ加工方法により行い、拡管前後の平均内径より拡管率を求めた。
表２より、本発明によれば、限界拡管率が４０％以上になる優れた拡管性が得られることがわかる。
１ 鋼管
２ プラグ
３ プラグ引抜き方向
２ プラグ
３ プラグ引抜き方向
Claims (5)
- 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．５〜４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、
かつＮｂ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種または２種以上を、Ｎｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％の範囲内で下記（１）、（２）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼管であって、該鋼管の組織が体積率で５％以上７０％以下のフェライトを含み、残部が実質的に低温変態相からなるものであることを特徴とする拡管用継目無油井鋼管。
記
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ≧２．０ ‥‥（１）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ≦４．５ ‥‥（２）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。 - 前記Ｆｅの一部に代えて、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１種または２種以上を含むとした請求項１記載の拡管用継目無油井鋼管。
- 前記（１）、（２）式に代えて下記（３）、（４）式とした請求項２に記載の拡管用継目無油井鋼管。
記
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．３×Ｃｕ≧２．０ ‥‥（３）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．６×Ｃｕ≦４．５ ‥‥（４）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。 - 質量％で、Ｃ：０．０１０％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５〜１％、Ｍｎ：０．５〜４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０６％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、
かつＮｂ：０．０１〜０．２％、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｒ：０．０５〜１．５％のうち１種または２種以上、
あるいはさらに、Ｎｉ：０．０５〜１％、Ｃｕ：０．０５〜１％、Ｖ：０．００５〜０．２％、Ｔｉ：０．００５〜０．２％、Ｂ：０．０００５〜０．００３５％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１種または２種以上を、
下記（３）、（４）式を満足するように含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる
鋼管素材を加熱し、継目無鋼管製造工程により圧延終了温度８００℃以上として造管すること、あるいは継目無鋼管製造工程により造管した後焼ならし処理することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法。
記
Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．３×Ｃｕ≧２．０ ‥‥（３）
４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ＋０．３×Ｎｉ＋０．６×Ｃｕ≦４．５ ‥‥（４）
ここで、元素記号はその元素の鋼中含有量（質量％）を表す。 - 請求項４記載の鋼管素材を加熱し、継目無鋼管製造工程により造管した後、最終熱処理としてＡ１点以上Ａ３点以下で５分以上保持し、次いで空冷することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法。
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