JP6981240B2 - 継目無鋼管及び継目無鋼管の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、継目無鋼管及び継目無鋼管の製造方法に関する。
機械構造用部材として用いられる継目無鋼管には、高強度と高靱性とが求められる。
特開２０１５−１２７４４４号公報には、降伏強さが３２５ＭＰａ以上であり、シャルピー衝撃試験の破面遷移温度ｖＴｒｓが−２０℃以下である、耐疲労き裂伝播特性に優れた高強度鋼材が開示されている。特開２０１５−２０６１１３号公報には、炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以下であり、溶接割れ感受性組成Ｐｃｍが０．２８以下である、耐疲労き裂伝播特性に優れた高強度鋼材が開示されている。
鋼材の強度を向上させる手段として、炭素当量を大きくする、焼戻し温度を低くする等が考えられる。しかし、炭素当量を大きくすると鋼材の伸びが低下して加工性が悪化するという問題があり、焼戻し温度を低くすると靱性が低下するという問題がある。
特開２０１５−１２７４４４号公報では、引張強さＴＳが７００ＭＰａ以上の鋼材は、伸びＥＬが２２％又は２３％である（表３を参照。）。特開２０１５−２０６１１３号公報では、引張強さＴＳが７００ＭＰａ以上の鋼材は、伸びＥＬが１６．９〜２０．２％である（表４を参照）。
本発明の目的は、高強度、高靱性、及び優れた加工性を有する継目無鋼管及びその製造方法を提供することである。
本発明の一実施形態による継目無鋼管は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：１．２５〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．１０〜０．２５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０〜０．０３％、残部：Ｆｅ及び不純物であり、前記化学組成を下記の式に代入して得られる炭素当量ＣＥＶが０．３６〜０．４３であり、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で９．０以上である組織を有し、引張強さが、７００ＭＰａ以上であり、伸びが、２５％以上である。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。
本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：１．２５〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．１０〜０．２５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０〜０．０３％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、前記素管を、５０℃／秒以上の昇温速度でＡｃ３点以上の温度に加熱した後、少なくとも８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度が５０℃／秒以上になるように冷却して焼入れする工程と、前記焼入れした素管を、引張強さが７００ＭＰａ以上になるように焼戻しする工程とを備え、前記化学組成を下記の式に代入して得られる炭素当量ＣＥＶが０．３６〜０．４３である。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。
本発明によれば、高強度、高靱性、及び優れた加工性を有する継目無鋼管が得られる。
本発明者らは、上記課題を解決するため、種々の検討を行った。その結果、炭素当量を所定の範囲に制限した上で、旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で９．０以上である組織とすれば、焼戻しの条件を調整することによって、高強度、高靱性、及び優れた加工性の３つを同時に満たせることを見出した。
本発明者らはまた、所定の化学組成を有する素管を、５０℃／秒以上の昇温速度でＡｃ３点以上の温度に加熱した後、少なくとも８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度が５０℃／秒以上になるように冷却して焼入れすれば、旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で９．０以上である組織が得られることを明らかにした。
以上の知見に基づいて、本発明は完成された。以下、本発明の一実施形態による継目無鋼管及びその製造方法を詳述する。
［化学組成］
本実施形態による継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
本実施形態による継目無鋼管は、以下に説明する化学組成を有する。以下の説明において、元素の含有量の「％」は、質量％を意味する。
Ｃ：０．１１〜０．２０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させる。Ｃ含有量が低すぎると、所望の強度を得るために低温での焼戻しが必要になり、その結果として靱性の低下を招く。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１１〜０．２０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１２％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上させる。Ｃ含有量が低すぎると、所望の強度を得るために低温での焼戻しが必要になり、その結果として靱性の低下を招く。一方、Ｃ含有量が高すぎると、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．１１〜０．２０％である。Ｃ含有量の下限は、好ましくは０．１２％である。Ｃ含有量の上限は、好ましくは０．１９％であり、さらに好ましくは０．１８％である。
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。Ｓｉ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．３５％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２３％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％である。
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。Ｓｉ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎると、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１５〜０．３５％である。Ｓｉ含有量の下限は、好ましくは０．２０％であり、さらに好ましくは０．２３％である。Ｓｉ含有量の上限は、好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．２８％である。
Ｍｎ：１．２５〜１．５０％
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、ＭｎＳの粗大化が起こり鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．２５〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．３５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎはさらに、鋼の焼入れ性を高めて強度を向上させる。Ｍｎ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎると、ＭｎＳの粗大化が起こり鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．２５〜１．５０％である。Ｍｎ含有量の下限は、好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．３５％である。Ｍｎ含有量の上限は、好ましくは１．４５％であり、さらに好ましくは１．４０％である。
Ｐ：０．０３０％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、好ましく０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼の靱性を低下させる。したがって、Ｐ含有量は０．０３０％以下である。Ｐ含有量は、好ましく０．０２５％以下であり、さらに好ましくは０．０２０％以下である。
Ｓ：０．０２０％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が高すぎると、ＭｎＳの粗大化が起こり、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓ含有量が高すぎると、ＭｎＳの粗大化が起こり、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下であり、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
Ｃｒ：０．１０〜０．２５％
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の強度と靱性とを向上させる。Ｃｒ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．２５％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
クロム（Ｃｒ）は、鋼の焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高め、鋼の強度と靱性とを向上させる。Ｃｒ含有量が低すぎると、これらの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎると、鋼の加工性及び溶接性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．１０〜０．２５％である。Ｃｒ含有量の下限は、好ましくは０．１２％であり、さらに好ましくは０．１５％である。Ｃｒ含有量の上限は、好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
Ｖ：０．０１〜０．１０％
バナジウム（Ｖ）は、析出強化によって鋼の強度を高める。Ｖ含有量が低すぎると、この効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎると、鋼の加工性及び靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０８％である。
バナジウム（Ｖ）は、析出強化によって鋼の強度を高める。Ｖ含有量が低すぎると、この効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎると、鋼の加工性及び靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０１〜０．１０％である。Ｖ含有量の下限は、好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％である。Ｖ含有量の上限は、好ましくは０．０８％である。
Ｃｕ：０．１０％以下
銅（Ｃｕ）は不純物である。Ｃｕは鋼の熱間加工性を低下させる。Ｃｕ含有量は０．１０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは００２％以下である。
銅（Ｃｕ）は不純物である。Ｃｕは鋼の熱間加工性を低下させる。Ｃｕ含有量は０．１０％以下である。Ｃｕ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは００２％以下である。
Ｎｉ：０．１０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は不純物である。Ｎｉ含有量は０．１０％以下である。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
ニッケル（Ｎｉ）は不純物である。Ｎｉ含有量は０．１０％以下である。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｍｏ：０．１０％以下
モリブデン（Ｍｏ）は不純物である。Ｍｏ含有量が高すぎると、鋼の溶接性及び靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
モリブデン（Ｍｏ）は不純物である。Ｍｏ含有量が高すぎると、鋼の溶接性及び靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１０％以下である。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．０５％以下であり、さらに好ましくは０．０２％以下である。
Ｂ：０．００２０％以下
ボロン（Ｂ）は不純物である。Ｂ含有量が高すぎると、靱性及び溶接性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１８％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
ボロン（Ｂ）は不純物である。Ｂ含有量が高すぎると、靱性及び溶接性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０．００２０％以下である。Ｂ含有量は、好ましくは０．００１８％以下であり、さらに好ましくは０．００１５％以下である。
本実施形態による継目無鋼管の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップから混入される元素、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。
本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｔｉを含有してもよい。Ｔｉは選択元素である。すなわち、本実施形態による継目無鋼管の化学組成は、Ｔｉを含有していなくてもよい。
Ｔｉ：０〜０．０３％
チタン（Ｔｉ）は、窒化物のピン止め効果によって結晶粒を微細化する。Ｔｉが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｔｉ含有量が高すぎると、窒化物が粗大化して靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０３％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
チタン（Ｔｉ）は、窒化物のピン止め効果によって結晶粒を微細化する。Ｔｉが少しでも含有されていれば、この効果が得られる。一方、Ｔｉ含有量が高すぎると、窒化物が粗大化して靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．０３％である。Ｔｉ含有量の下限は、好ましくは０．０１％であり、さらに好ましくは０．０１５％である。Ｔｉ含有量の上限は、好ましくは０．０２８％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
［炭素当量ＣＥＶ］
本実施形態による継目無鋼管は、化学組成を下記の式に代入して得られる炭素当量ＣＥＶが０．３６〜０．４３である。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上記の式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。
本実施形態による継目無鋼管は、化学組成を下記の式に代入して得られる炭素当量ＣＥＶが０．３６〜０．４３である。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上記の式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。
炭素当量ＣＥＶが小さいと、高強度を得るために焼戻し温度を低くするか、焼戻しの保持時間を短くする必要がある。しかし、焼戻し温度を低くしたり焼戻しの保持時間を短くしたりすると、靱性が低下する。炭素当量ＣＥＶが０．３６よりも小さいと、７００ＭＰａ以上の高強度と必要な靱性とを両立することができない。一方、炭素当量ＣＥＶが０．４３よりも大きいと、必要な加工性が得られない。具体的には、２５％以上の伸びが得られない。炭素当量ＣＥＶの下限は、好ましくは０．３８であり、さらに好ましくは０．３９である。炭素当量ＣＥＶの上限は、好ましくは０．４１であり、さらに好ましくは０．４０である。
［組織］
本実施形態による継目無鋼管は、焼戻しマルテンサイトを主相とする組織を有する。本実施形態による継目無鋼管は、焼戻しマルテンサイトの面積率が好ましくは９０％以上であり、さらに好ましくは９５％以上である。
本実施形態による継目無鋼管は、焼戻しマルテンサイトを主相とする組織を有する。本実施形態による継目無鋼管は、焼戻しマルテンサイトの面積率が好ましくは９０％以上であり、さらに好ましくは９５％以上である。
本実施形態による継目無鋼管は、旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号（以下、単に「結晶粒度番号」という。）で９．０以上である。旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で９．０よりも小さければ、焼戻し条件を調整しても、７００ＭＰａ以上の高強度と必要な靱性とを両立することができない。旧オーステナイト粒の大きさは、好ましくは結晶粒度番号で１０．０以上であり、さらに好ましくは１０．５以上である。
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、圧延方向と垂直な断面が被検面になるように、各鋼管から試験片を切り出して樹脂に埋め込み、ピクリン酸飽和水溶液で腐食するＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって旧オーステナイト粒界を現出させ、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準じて測定する。
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号は、焼入れ後、焼戻し前の鋼材（いわゆる焼入れまま材）を用いて測定してもよいし、焼戻しされた鋼材を用いて測定してもよい。いずれの鋼材を用いても、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号はほとんど変わらない。
なお、焼戻し後の鋼材に対しては、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ）等の方法を用いて、結晶の方位関係から旧オーステナイト結晶粒のＡＳＴＭ粒度番号を求めることもできる。この場合、焼戻し後の継目無鋼管の金属組織をＥＢＳＤによって、次のように測定する。焼戻し後の継目無鋼管の横断面（圧延方向と垂直な断面）の肉厚中央位置からサンプルを採取する。採取したサンプルを用いて５００×５００μｍ２の観察範囲でＥＢＳＤによって結晶方位解析を行い、Ｍｉｓｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ Ａｎｇｌｅが１５〜５１°の範囲にある粒同士の境界を旧オーステナイト粒界と定義して、線描画させ、その描画図を元に、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠して結晶粒度番号を求める。
［機械的特性］
本実施形態による継目無鋼管は、引張強さが７００ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上である。
本実施形態による継目無鋼管は、引張強さが７００ＭＰａ以上であり、伸びが２５％以上である。
引張強さ及び伸びは、次のように測定する。試験片の長手方向が継目無鋼管の圧延方向と平行になるように、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に準拠した管状引張試験片（標点間距離５０ｍｍ）を採取する。この試験片を用いて、常温（２５℃）、大気中で引張試験を実施して引張強さと伸びを測定する。なお、伸びは破断伸びを意味する。
引張強さは、成分及び焼戻し条件によって調整することができる。すなわち、炭素当量ＣＥＶを大きくするか、焼戻し温度を低くするか、あるいは焼戻しの保持時間を短くすることで、引張強さを大きくすることができる。継目無鋼管の引張強さは、好ましくは７２０ＭＰａ以上であり、さらに好ましくは７４０ＭＰａ以上である。
伸びは、成分及び焼戻し条件によって調整することができる。すなわち、炭素当量ＣＥＶを小さくするか、焼戻し温度を高くすることで、伸びを大きくすることができる。継目無鋼管の伸びは、好ましくは２８％以上であり、さらに好ましくは３０％以上である。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下である。本実施形態による継目無鋼管は、さらに好ましくは、破面遷移温度ｖＴｒｓが−５０℃以下であり、さらに好ましくは−６０℃以下である。
破面遷移温度ｖＴｒｓは、次のように測定する。試験片の長手方向が継目無鋼管の圧延方向と平行になるように、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に規定されたＶノッチ試験片（幅２．５ｍｍ、高さ１０ｍｍ、長さ５５ｍｍ、ノッチ深さ２ｍｍ）を採取する。ただし、継目無鋼管の肉厚が薄く幅２．５ｍｍの試験片が採取できない場合、肉厚と同じ幅の試験片とする。それ以外はＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠して、破面遷移温度ｖＴｒｓを求める。
本実施形態による継目無鋼管は、好ましくは、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが１８０J／ｃｍ２以上である。本実施形態による継目無鋼管は、さらに好ましくは、−４０℃におけるシャルピー衝撃試験によって得られる吸収エネルギーが２００J／ｃｍ２以上である。
［製造方法］
以下、本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。図１は、本実施形態による継目無鋼管の製造方法のフロー図である。本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（ステップＳ１）、素管を焼入れする工程（ステップＳ２）、及び焼入れした素管を焼戻しする工程（ステップＳ３）を備えている。
以下、本発明の一実施形態による継目無鋼管の製造方法を説明する。図１は、本実施形態による継目無鋼管の製造方法のフロー図である。本実施形態による継目無鋼管の製造方法は、素管を準備する工程（ステップＳ１）、素管を焼入れする工程（ステップＳ２）、及び焼入れした素管を焼戻しする工程（ステップＳ３）を備えている。
［素管を準備する工程（ステップＳ１）］
上述した化学組成を有する素管を準備する。素管（継目無鋼管）は例えば、マンネスマン−マンドレル法や、ユジーン−セジュルネ法によって製造されたものを用いることができる。
上述した化学組成を有する素管を準備する。素管（継目無鋼管）は例えば、マンネスマン−マンドレル法や、ユジーン−セジュルネ法によって製造されたものを用いることができる。
［素管を焼入れする工程（ステップＳ２）］
上記で準備した素管を焼入れする。素管を焼入れする工程は、加熱工程（ステップＳ２−１）と、冷却工程（ステップＳ２−２）とを含んでいる。
上記で準備した素管を焼入れする。素管を焼入れする工程は、加熱工程（ステップＳ２−１）と、冷却工程（ステップＳ２−２）とを含んでいる。
加熱工程（ステップＳ２−１）では、素管を５０℃／秒以上の昇温速度でＡｃ３点以上の温度に加熱する。加熱温度がＡｃ３点未満では、均一な組織が得られない。加熱温度の下限は、好ましくはＡｃ３点＋５０℃である。一方、加熱温度が高すぎると、オーステナイト粒が粗大化する。加熱温度の上限は、好ましくは１０５０℃である。
加熱工程の昇温速度を５０℃／秒以上とすることで、オーステナイト粒の成長を抑制することができる。これによって、熱処理後の組織の旧オーステナイト粒を微細化することができる。加熱工程の昇温速度が５０℃／秒未満では、熱処理後の組織の旧オーステナイト粒を９．０以上にすることが困難になる。加熱工程の昇温速度は、好ましくは８０℃／秒以上であり、さらに好ましくは１００℃／秒以上である。
Ａｃ３点以上の温度での保持時間は、好ましくは０．５〜８秒であり、さらに好ましくは１〜４秒である。保持時間が短すぎると、均一な組織が得られない場合がある。一方、保持時間が長すぎると、特に加熱温度が高い場合、オーステナイト粒が粗大化する可能性がある。
冷却工程（ステップＳ２−２）では、加熱した素管を冷却する。このとき、少なくとも８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度が５０℃／秒以上になるように冷却する。この温度領域の冷却速度が５０℃／秒よりも小さいと、マルテンサイトの比率が低下し、十分な強度が得られなくなる。８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度は、好ましくは８０℃／秒以上であり、より好ましくは１００℃／秒以上である。
冷却工程（ステップＳ２−２）は例えば、素管にノズルから冷媒を噴射することによって行うことができる。冷媒は、例えば水である。
このような焼入れ工程（ステップＳ２）は、例えば図２のような高周波誘導加熱方法を採用した設備で行うことができる。図２の設備では、素管Ｐは長手方向に送られながら、高周波誘導加熱コイル１０によってＡｃ３点以上に加熱される。加熱された部位は、高周波誘導加熱コイル１０の下流側に近接して設けられた冷却装置２０（例えばスプレーで冷却水を噴射する冷却装置）により冷却される。この場合、昇温速度や温度は、素管Ｐのサイズに応じて、高周波誘導加熱コイル１０の出力、高周波誘導加熱コイル１０内を通過させるときの素管Ｐの送り速度等によって調整することができる。
上述した化学組成の素管に、上述した焼入れ工程（ステップＳ２）を実施すれば、旧オーステナイト粒の大きさが結晶粒度番号で９．０以上である組織が得られる。
また、上述した焼入れ工程（ステップＳ２）によれば、脱炭層深さを小さくできる。具体的には、脱炭層深さを０．１ｍｍ以下にすることができる。
［素管を焼戻しする工程（ステップＳ３）］
焼入れした素管を、引張強さが７００ＭＰａ以上になるように焼戻しする。既述のように、引張強さを大きくするには、焼戻し温度を低くするか、あるいは保持時間を短くすればよい。一方、焼戻し温度を低くしたり、保持時間を短くしたりすると、靱性が低下する。そのため、７００ＭＰａ以上の強度を確保した上で、要求される引張強さと靱性の程度に応じて、焼戻し条件を調整する。
焼入れした素管を、引張強さが７００ＭＰａ以上になるように焼戻しする。既述のように、引張強さを大きくするには、焼戻し温度を低くするか、あるいは保持時間を短くすればよい。一方、焼戻し温度を低くしたり、保持時間を短くしたりすると、靱性が低下する。そのため、７００ＭＰａ以上の強度を確保した上で、要求される引張強さと靱性の程度に応じて、焼戻し条件を調整する。
焼戻し温度がＡｃ１点を超えると、強度が急激に低下する。そのため、焼戻し温度は、好ましくはＡｃ１点以下である。焼戻しの温度の下限は、これに限定されないが、好ましくは５５０℃であり、さらに好ましくは６００℃である。保持時間は、これに限定されないが、好ましくは１０分〜２時間であり、さらに好ましくは２０分〜１時間である。なお、焼戻しの条件を変えても、旧オーステナイト粒の大きさはほとんど変化しない。
以上の工程によって、継目無鋼管が製造される。本実施形態によって製造された継目無鋼管は、７００ＭＰａ以上の引張強さと、２５％以上の伸びと、優れた靱性と有する。
なお、製造する継目無鋼管の寸法等を調整するため、冷間加工を実施してもよい。冷間加工は、焼入れ工程（ステップＳ２）の前、及び焼戻し工程（ステップＳ３）の後のいずれのタイミングで実施してもよい。ただし、焼戻し工程（ステップＳ３）の後に実施する場合、冷間加工後に、冷間加工によって導入された応力を除去するための熱処理を実施することが好ましい。一方、焼入れ工程（ステップＳ２）の前に冷間加工を実施すれば、応力除去のための熱処理を省略することができる。そのため、冷間加工を実施する場合には、焼入れ工程（ステップＳ２）の前に実施することが好ましい。
以上、本実施形態による継目無鋼管及びその製造方法を説明した。従来、７００ＭＰａ以上の引張強さと優れた靱性とを両立しようとすると、炭素当量を大きくする必要があり、２５％以上の伸びを達成することができなかった。反対に、炭素当量を小さくすると、焼戻し条件を調整しても、７００ＭＰａ以上の引張強さと優れた靱性とを両立することができなかった。本実施形態では、炭素当量を所定の範囲に限定した上で、旧オーステナイト粒が結晶粒度番号で９．０以上である組織とする。これによって、７００ＭＰａ以上の引張強さと、２５％以上の伸びと、優れた靱性とを同時に達成することができる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明する。本発明は、これらの実施例に限定されない。
マンネスマン−マンドレル法により、表１に示す化学組成を有する、外径６３．５ｍｍ×肉厚５．１ｍｍ、及び外径５０．８ｍｍ×肉厚４．１ｍｍの素管を製造した。
上記の素管に対し、表２に示す条件で冷間抽伸及び熱処理を実施して、継目無鋼管を製造した。
Ｎｏ．１〜４、９〜１３では、素管を冷間抽伸によって外径５４．０ｍｍ×肉厚４．５ｍｍに加工した後、焼入れ焼戻しの熱処理を実施して継目無鋼管を製造した。焼入れは、素管を高周波誘導加熱コイルで表２の「焼入れ温度」の欄に記載の温度まで加熱した後、シャワー水冷をすることで行った。昇温速度は、約１５０℃／秒であり、加熱温度での保持時間は２秒であり、８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度は約１５０℃／秒であった。その後、表２の「焼戻し温度」の欄に記載された温度で３０分間保持する焼戻しを実施した。
Ｎｏ．５〜８、１４及び１５では、焼入れ焼戻しの熱処理を実施してから、冷間抽伸によって外径４２．７ｍｍ×肉厚３．５ｍｍに加工し、その後、応力除去のための熱処理を実施して継目無鋼管を製造した。焼入れは、素管を加熱炉で表２の「焼入れ温度」の欄に記載の温度まで加熱した後、シャワー水冷をすることで行った。昇温速度は、約１５℃／秒であり、加熱温度での保持時間は３０分であり、８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度は約２０℃／秒であった。その後、表２の「焼戻し温度」の欄に記載された温度で３０分間保持する焼戻しを実施した。応力除去の熱処理は、５８０℃で２０分間保持することで行った。
各継目無鋼管について、内外面及び肉厚方向の中心部において焼入れ後焼戻し前のミクロ組織を測定し、全領域でマルテンサイトの面積率が９５％以上であることを確認した。具体的には圧延方向に垂直な横断面が被検面となるように樹脂に埋め込んで鏡面研磨した後、ナイタールエッチング溶液でエッチングして、倍率５００倍で観察した。また、焼入れ後焼戻し前の素管から試験片を切り出し、実施形態で説明したＢｅｃｈｅｔ-Ｂｅａｕｊａｒｄ法によって結晶粒度番号を測定した。また、全ての熱処理完了後、脱炭層深さを測定した。
各継目無鋼管の機械的特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥＬ、降伏比ＹＲ、−４０℃でのシャルピー衝撃値ｖＥ−４０、破面遷移温度ｖＴｒｓ）を、実施形態で説明した方法によって測定した。なお、降伏強さＹＳは、引張試験で得られた０．２％伸び時の応力とした。また、シャルピー試験は、幅２．５ｍｍの試験片で測定し、吸収エネルギーを断面積で規格化した値をシャルピー衝撃値（J／ｃｍ２）とした。また、−４０℃でのシャルピー衝撃値ｖＥ−４０は、３つの試験片で測定した平均値を使用した。
結果を表３に示す。
表３に示すように、Ｎｏ．１及び２の継目無鋼管は、７００ＭＰａ以上の引張強さと、２５％以上の伸びとを有し、さらに破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であった。これに対し、Ｎｏ．３〜１５の継目無鋼管は、引張強さ、伸び、及び破面遷移温度のいずれかが不芳であった。
Ｎｏ．９の継目無鋼管は、伸びＥＬが２５％以上であり、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であったが、引張強さＴＳが７００ＭＰａ未満であった。これは、鋼ＪのＭｎ含有量が低すぎたためと考えられる。
Ｎｏ．１０の継目無鋼管は、引張強さＴＳが７００ＭＰａ以上であり、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であったが、伸びＥＬが２５％未満であった。これは、鋼ＫのＣｒ含有量が低すぎたためと考えられる。
Ｎｏ．１１の継目無鋼管は、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であったが、引張強さＴＳが７００ＭＰａ未満でかつ、延びＥＬが２５％未満であった。これは、鋼ＬのＶ含有量が低すぎたためと考えられる。
Ｎｏ．１２の継目無鋼管は、引張強さＴＳが７００ＭＰａ以上であり、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であったが、伸びＥＬが２５％未満であった。これは、鋼Ｍの炭素当量ＣＥＶが高すぎたためと考えられる。
Ｎｏ．１３の継目無鋼管は、伸びＥＬが２５％以上であり、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃以下であったが、引張強さＴＳが７００ＭＰａ未満であった。これは、鋼Ｎの炭素当量ＣＥＶが低すぎたためと考えられる。
Ｎｏ．１４の継目無鋼管は、引張強さＴＳが７００ＭＰａ未満であった。Ｎｏ．１５の継目無鋼管は、焼戻し温度を低くして引張強さＴＳを７００ＭＰａ以上に調整したものであるが、破面遷移温度ｖＴｒｓが−４０℃よりも高かった。このように、Ｎｏ．１４及び１５の継目無鋼管では、高強度と高靱性とを両立できる焼戻し条件が存在しなかった。これは、Ｎｏ．１４及び１５の継目無鋼管の組織の旧オーステナイト粒が大きかったためと考えられる。
以上、本発明の実施の形態を説明した。上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
本発明は、高強度、高靱性及び優れた加工性を有する継目無鋼管として、産業上利用することができる。本発明の継目無鋼管は、クレーンブーム等の高強度、高靱性、及び優れた加工性が要求される機械構造用部材の素材として、特に好適に用いることができる。
Claims (6)
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．１１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、
Ｍｎ：１．２５〜１．５０％、
Ｐ ：０．０３０％以下、
Ｓ ：０．０２０％以下、
Ｃｒ：０．１０〜０．２５％、
Ｖ ：０．０１〜０．１０％、
Ｃｕ：０．１０％以下、
Ｎｉ：０．１０％以下、
Ｍｏ：０．１０％以下、
Ｂ ：０．００２０％以下、
Ｔｉ：０〜０．０３％、
残部：Ｆｅ及び不純物であり、
前記化学組成を下記の式に代入して得られる炭素当量ＣＥＶが０．３６〜０．４３であり、
旧オーステナイト粒の大きさが、ＡＳＴＭ Ｅ１１２−１３に準拠した結晶粒度番号で９．０以上で、かつ焼戻しマルテンサイトの面積率が９５％以上である組織を有し、
引張強さが、７００ＭＰａ以上であり、
伸びが、２５％以上である、継目無鋼管。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。 - 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、
を含む、継目無鋼管。 - 請求項１又は２に記載の継目無鋼管であって、
シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度ｖＴｒｓが、−４０℃以下である、継目無鋼管。 - 化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１１〜０．２０％、Ｓｉ：０．１５〜０．３５％、Ｍｎ：１．２５〜１．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．１０〜０．２５％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｎｉ：０．１０％以下、Ｍｏ：０．１０％以下、Ｂ：０．００２０％以下、Ｔｉ：０〜０．０３％、残部：Ｆｅ及び不純物である素管を準備する工程と、
前記素管を、５０℃／秒以上の昇温速度でＡｃ３点以上の温度に加熱した後、少なくとも８５０〜５００℃の温度範囲の冷却速度が５０℃／秒以上になるように冷却して焼入れする工程と、
前記焼入れした素管を、引張強さが７００ＭＰａ以上になるように焼戻しする工程とを備え、
前記化学組成を下記の式に代入して得られる炭素当量ＣＥＶが０．３６〜０．４３である、請求項１に記載の継目無鋼管の製造方法。
ＣＥＶ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｃｕ＋Ｎｉ）／１５
上式の元素記号には、それぞれの元素の含有量が質量％で代入される。 - 請求項４に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１〜０．０３％、
を含む、継目無鋼管の製造方法。 - 請求項４又は５に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
シャルピー衝撃試験によって得られる破面遷移温度ｖＴｒｓが、−４０℃以下である、継目無鋼管の製造方法。
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