JP7129974B2 - 鋼管のインライン製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、鋼帯材料から様々なグレードの鋼管をインラインで製造する方法であって、異なる機械的性質を有する鋼管を一つの同じ帯材料から製造する方法に関する。
鋼管の製造は、ほとんどの場合、一定の機械的性質を有する管を得るために、所定の機械的性質を有する鋼帯を用いることによって行われる。しかしながら、ロール成形され、シーム溶接された管の機械的性質は、それらが製造される鋼帯のそれとは異なる。
具体的には、延性は、
－平らな帯を円筒形に成形する間に生じる鋼材の変形、及び
－管の継ぎ目を溶接することによる、局所的な硬化及び熱影響部の影響に起因する溶接部及びその近傍での機械的性質の局所的な劣化
により低くなる。
これらの要因が組み合わさって、溶接された管の全伸び、すなわち最終的な管の延性は非常に低くなり、管を製造するのに使用される鋼帯材料の延性の半分まで低下することがある。従って、完成した管の機械的性質は、成形され、溶接され、熱影響を受けた管の部位において、降伏応力、引張応力及び延性の値の最も低い値を有し、それによって、完成した管が用いられる部品の設計における自由度が低下する。
管の溶接線の性質は、一般に、管の他の部分の性質とは異なる。エンドユーザーが、完成した管又はその部品を成型ラインで特定の部品に変形させることを必要とする場合、加工ラインにおいて、溶接線が少なくとも該部品の変形位置にあるように溶接線の配置するために特別な設備及び工具を必要とするが、それによって部品の設計における自由度も低下する。
多くの特定のエンドユーザーの仕様を満たすためには、高い関連を有する帯の原料レベルが必要とされる。機械的性質の多様性に関して、所望の性質を有する管を製造することが可能なように、異なるコイル材レベルが要求される。
高度な高強度鋼管を製造するためには、標準グレードに必要な標準的な工具セットと比較して、鋼帯材料の各強度レベル又はグレードのために特化したロール成形工具セットが必要となる。このため、高度な高強度鋼（ＡＨＳＳ）グレードで製造される新しい管サイズのそれぞれについて工具費が増加する。
発明の目的
本発明の１つの目的は、制御された機械的性質を有する原料鋼帯材料から管を製造する方法を提供することである。
本発明の１つの目的は、原料鋼帯材料から、制御されているが異なる一定の範囲の機械的性質を有する管を製造する方法を提供することである。
本発明の１つの目的は、原料鋼帯材料から、該原料鋼帯材料とは異なる、制御された機械的性質を有する管を製造する方法を提供することである。
本発明の他の目的は、溶接部及びその熱影響部を含む管の外周に沿って管の機械的性質が均一又はそれに近いシーム溶接管を鋼帯材料から製造する方法を提供することである。
本発明の他の目的は、単一の加工ラインにおいて、上記目的の全範囲を組み込むことによって、費用効果の高い方法で高度な高強度精密管を製造する方法を提供することである。
発明の具体的説明
本発明によれば、本発明の目的の少なくとも１つは、鋼帯が製造ラインに供給されて、鋼帯が管の外周及び直径寸法の要求を満たすように切断され、筒状にロール成形され、筒形状を完成させるために長手方向に沿って溶接され、溶接部から出っ張った表面部分及び押し出された酸化物を除去するために溶接部に沿って削られ、次いで、同じ製造ラインの下流部分で最終的な機械的性質を達成するために熱処理される製造工程を提供することによって実現される。このようなインライン熱処理製造工程では、管は、すべての工程、特に熱処理を通して整列を維持するのに十分なレベルのわずかな張力下に保持される。この製造工程における熱処理は、熱サイクルの加熱、保持及び冷却部分の１つ以上を種々の組み合わせで、種々の速度で行うことからなる。特に、本発明の目的の少なくとも１つは、特許請求の範囲による方法を提供することによって達成される。
熱サイクルの最初の部分では、管は、ロール成形及び溶接工程の結果が十分に小さくなるか、又は完全になくなりさえする程度に十分に高い温度に加熱される。
以下では、冶金学的用語Ａｃ１、Ａｃ３、変態区間及び超臨界領域について言及する。Ａｃ１より上でＡｃ３より下に存在する変態区間は、微細構造がフェライトとオーステナイトとの混合物からなる領域である。Ａｃ３より上の超臨界領域は、鋼が完全にオーステナイトになる領域であり、鉄の面心立方結晶構造相を有する。Ａｃ１は、鉄の体心立方結晶構造相であるフェライトの相変態が始まり、オーステナイトに変態する温度を指す。Ａｃ３は、フェライトの最後の領域がオーステナイトに変態する温度を指す。Ａｃ１及びＡｃ３は両方とも鋼の化学組成及び加熱速度に依存する。
加熱速度を増大させることによりＡｃ１及びＡｃ３の両方が増大するが、所望の割合のオーステナイトは、変態区間（Ａｅ１）又は完全なオーステナイト化のための超臨界領域（Ａｅ３）についての平衡ソルバス温度よりも高い温度で、連続的に加熱することによって、或いは、十分に長い時間、保持又は均熱（soak）することによって達成できる。
元のロール成形及び溶接線微細構造を十分に小さくするか、さらには完全になくすために説明される焼鈍工程では、ピーク温度及び該温度での均熱時間は、少なくとも５０％のオーステナイトの体積分率(volume fraction）を達成するのに十分である必要がある。このオーステナイトの体積分率は、最終的には１００％であり得、平衡に近づくのに十分な時間にわたり温度Ａｃ３以上に加熱されるか、又は温度Ａｅ３以上に均熱されることを意味する。
降伏強度、最大引張強度、一様伸び、全伸び及び目的とする製品及び管製品の用途に関連した他の機械的性質のような機械的性質の所望の組み合わせを達成するために、熱処理後の最終的な微細構造は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト及びオーステナイトの正確なバランスである必要がある。マルテンサイト及びベイナイトは、炭素で過飽和された微結晶サイズのフェライト相からなる微細構造成分であり、ベイナイトの場合には、サブミクロンサイズのセメンタイト相の粒子がさらに存在する。マルテンサイト及びベイナイトの両方が強度を付与するが、最終的な微細構造中のこれらの微細構造成分の割合が高すぎると、延性及び成形性が不十分になる。十分な成形性を実現するためのフェライトの最小割合は５０％である。フェライトの体積分率を９５％から５０％に減少させると、管の強度レベルが増大し、最終的な引張強度は典型的には約６００ＭＰａから１０００ＭＰａ以上まで増大する。
上述したように、元のロール成形及び溶接線微細構造を十分に小さくするか、さらには完全になくすための加熱処理は、少なくとも５０％から完全なオーステナイト化である１００％までの体積分率のオーステナイトを達成するためのピーク温度及び均熱時間を必要とする。しかしながら、このオーステナイト相分率の全てがマルテンサイト又はベイナイトに変態すると、最終的な微細構造中のこれらの硬質成分の体積分率も同様に高くなり、最終的な強度及び延性がそれらの目標値とは異なる結果となる。
従って、ゆっくり冷却するか、又は硬質成分が形成される前に冷却工程を中断することによって、オーステナイトの一部をフェライト等の延性成分に戻すことが必要である。そうすることにより、最終製品の延性及び成形性の要求を達成するために十分に柔らかいマトリックスが生成する。フェライトは、変態区間焼鈍中に存在する既存のフェライトの再成長からのいわゆるエピタキシャルフェライト、又は超臨界焼鈍から形成される完全にオーステナイト化された微細組織から核生成されるポリゴナルフェライト、又は超臨界加熱によって形成される完全にオーステナイト化された微細構造から核生成することによっても形成されるベイナイトの形態である。
ポリゴナルフェライトは、化学組成に応じて、一般に５５０℃を超える高温領域で形成され、ベイナイトは、化学組成にもよるが、６００℃未満で形成される。最も延性の高い形態のフェライトはポリゴナル形態である。ベイナイトの形態のフェライトは、ポリゴナルフェライトの形態よりも粒子が細かいので有利であり得る。大部分のマトリックス相がベイナイトであるとき、より高い強度レベルを達成することができ、典型的には８００ＭＰａ以上の最大引張強度を有する。多数マトリックス相がポリゴナル又はエピタキシャルフェライトであるときと比較した場合の際立った違いは、引張降伏強度も高く、最大引張強度の約０．７５であることである。
所望の体積分率のフェライトが形成されると、ポリゴナル、エピタキシャル（再成長）フェライト又はベイナイトのいずれであっても、残りのオーステナイトを完全に又は部分的にマルテンサト又は微細な（より低い）ベイナイトの硬質微細構造成分に変態するために管をより速い速度で冷却することができる。
焼鈍温度がＡｃ３より低く、従って変態区間であり、冷却開始時に微細構造中にすでにフェライトが存在している場合、冷却軌道(cooling trajectory)の開始時にフェライトが存在することは有利でも不利でもあり得る。核形成が必要ないので、フェライトの再形成が促進される。連続冷却変態（ＣＣＴ）図及び時間－温度変態（ＴＴＴ）図に見られるように、Ａｒ３の直下で保持又は冷却（Ａｃ３と同等の冷却）するときのフェライトの形成は非常に遅い冷却速度又は長い保持時間を必要とする。
０．２５重量％を超える炭素当量を有する典型的な市販の高強度二相組成物では、完全なオーステナイト化後（例えばＡｃ３超）の冷却時にフェライト変態が始まる前に、保持時間は１０秒をはるかに超えることがあり、延性及び／又は成形性のために十分な量の軟質マトリックスを有するために、保持時間は５０％を超える体積分率が達成されるまでの数十秒間であり得る。比較的高い割合のオーステナイトを含む変態区間から、Ａｃ３温度の直下まで焼鈍することによって冷却することにより、フェライトの再変態反応速度がより速くなる。欠点は、微細構造が、完全にオーステナイトした微細構造から形成される微細構造よりも粗くなることである。これに対する解決方法は、変態区間から急速に冷却して新しいフェライト粒子の一部の核形成を強制的に引き起こすことであり、これによって、より微細なフェライト粒子サイズがもたらされる。
この特許に記載されている解決方法では、熱プロセスは、１つの同じ管製造ラインの下流部分で行われる。典型的なライン速度は、毎分約２０～１６０メートル（毎秒約０．３～２．７メートル）である。熱処理時間が１秒増えるごとに、製造ラインの長さが１メートル追加される。その結果として、短時間で完了することができる熱処理は、この方法の経済的実現可能性に関連している。必要な変態に求められる時間は、特定の化学物質についてのＣＣＴ図とＴＴＴ図に示されるように、反応速度が速い温度条件に冷却することで短縮できる（図７参照）。
時間－温度軌道は、高速動力学計画を通して適切な速度で冷却することができる。あるいは、時間－温度軌道は中断を含んでもよく、保持温度までの最初の急速な冷却の後、冷却が停止されるか、又は変態が起こることを可能にするために非常に遅い速度まで減速される。そのような中断された冷却軌道は、変態区間の温度状態（Ａｃ１とＡｃ３との間）、又は超臨界完全オーステナイト化状態（Ａｃ３超）から開始することによって行われる。Ａｃ３の直下又は直上から開始することにより、実現可能な時間内にフェライト形成を達成するための冷却軌道が決定される。
形成されるフェライトの種類は、起こり得る冷却中断を含めて、通過する冷却軌道にも依存する。フェライトのポリゴナル又はエピタキシャル再成長のためには、基材の化学組成にもよるが、５５０℃を超える温度が重要である。ベイナイト変態を形成するフェライトについては、基材の化学組成にもよるが、６００℃未満の温度が重要である。所定の化学組成に対して、フェライト領域のポリゴナル又はエピタキシャル再成長とベイナイト変態との間の重なりは５０℃未満であり、「ベイ」と呼ばれるＴＴＴ図中の領域に対応する。それは、フェライト領域のエピタキシャル再成長及びベイナイト変態の両方が減少して変態の測定可能な開始により長い時間がかかる領域である。
この遅延はプロセスにとって重要ではないが、目標の最終組成に達するのに必要な処理時間が延長されるので避けることが好ましい。
従って、冷却軌道の設計は２つの目的を満たさなければならない；冷却の第一の目的は、元のロール成形微細構造を十分に小さくするか、さらには完全になくすために、焼鈍中に形成される主要な相であるオーステナイト相を、適切な体積分率の、延性フェライト、及び、硬化微細構造成分であってマルテンサイト、ベイナイト又はオーステナイトである硬化微細構造成分に変態させることである。
冷却軌道の第二の目的は、適切な割合の望ましい相を生成することである。この設計は、初期の微細構造が、変態区間の焼鈍からのフェライトとオーステナイトの混合物であるか、又は、所定の基材化学組成についてＡｃ３温度よりも高い温度で十分に長い時間にわたりＡｅ３よりも高い温度で超臨界的に焼鈍することによる完全オーステナイトであるかに依存する。短い処理時間を達成するための最適な態様は、温度がいわゆる変態点に近いレベルにある場合であり、フェライト相及び／又はベイナイト微細構造成分の形成の開始時間が短い場合である。
適切な体積分率のフェライトが形成されると、それがポリゴナル、エピタキシャル再成長又はベイナイトのいずれの形態であっても、冷却を続けて制御して残存するオーステナイトをより硬いマルテンサイト又は微細な下部ベイナイトに変態させることができる。
適切な割合のフェライト、ベイナイト、マルテンサイト又は残存オーステナイトの形成は、単一の一定冷却速度の軌道によって達成することができる。しかしながら、変態生成物の品質及び量をよりよく制御するために、多段階冷却軌道を用いることもできる。
加工工程及びそれらの順序の概略図である。 加工ライン構成の概略図である。 ＤＰ８００ Ｃｏｎｖ．として示される標準的な加工ＤＰ８００溶接管、例２として示される５０％オーステナイト化（７３０℃）未満の温度で変態区間で焼鈍された管、例３として示される５０％オーステナイト化（７８０℃）より高い温度で変態区間で焼鈍された管、及び例１として示される完全にオーステナイト化（８５０℃）された管についての溶接部の硬度プロファイルである。 従来の方法によるＤＰ８００として示される標準的な加工ＤＰ８００溶接管、及び、最大温度が５０％オーステナイト化（７８０℃）より高いか又は完全オーステナイト化される温度であり、例４、５、６及び７としてそれぞれ示される様々な冷却軌道に続く様々な焼鈍された管についての溶接部の硬度プロファイルである。 従来の方法で製造されたＤＰ８００として示される標準的な加工ＤＰ８００溶接管、管が完全オーステナイト化（８５０℃）され、焼鈍されかつ水で冷却（quench）された（本発明によらない）例１、５０％オーステナイト化（７３０℃）未満の温度で変態区間で焼鈍されかつ水で冷却された管（例２を参照）、完全オーステナイト化（８５０℃）され、焼鈍され、その後５５０℃に徐冷され、次いで冷却された管（本発明による、例４）、完全オーステナイト化（８５０℃）され、焼鈍され、その後４００℃に徐冷され、水で冷却された管（例６）、及び５０％オーステナイト化（７８０℃）よりも高い温度で変態区間で焼鈍され、水で冷却された管（例７）についての、管の溶接部の光学顕微鏡写真を示す。 白丸（○）で示される同じ帯材料から製造される未処理管との比較において、管のロール成形及び溶接後に加熱及び冷却が制御された処理により、本発明に従って得られた機械的性質の変動の現れを示す、引張強度（Ｒｍ）／伸びの概要グラフである。 Ｆｅ－０．１２Ｃ－１．８Ｍｎ－０．１Ｓｉ（重量％）で表される、本発明による方法において使用される典型的な組成物についての連続冷却変態（ＣＣＴ）及び温度－時間変態（ＴＴＴ）図を示す。 タイプ１の冷却軌道（徐冷、急冷）を用いた熱処理の概略図を示す。 タイプ２の冷却軌道（急冷、保持、急冷）を用いた熱処理の概略図が示されており、７５０℃～８５０℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２として示される）が含まれる。微細構造において少なくとも５０％のオーステナイトを達成するために加熱した後、管を、５０℃／秒を超える冷却速度で７００℃～５５０℃の温度まで冷却する冷却方式（冷却１として示される）に供した。 タイプ２の冷却軌道（急冷、保持、急冷）を用いた熱処理の概略図が示されており、６００℃～４００℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２として示される）が含まれる。微細構造において少なくとも５０％のオーステナイトを達成するために加熱した後、管を、５０℃／秒を超える冷却速度で６００℃～４００℃の温度まで冷却する冷却方式（冷却１として示される）に供した。
図面において、表１に示される例が参照されている。例１～３は本発明によらない参考例であり、例４～７は本発明による例である。すべての例は、冷間圧延二相ＤＰ８００帯から製造されたものである。
Figure 0007129974000001
図２は、流入する帯の巻き出しから熱処理された管のインライン切断までの製造工程の概略図を示す。この概略図は、溶接管を製造する方法における熱処理工程の位置を示している。この図は、溶接部の削り取りと最終チューブの成形との間の中間ステップとして熱処理工程を示している。
図３は、従来の溶接管の溶接部を横断(across)するビッカース微小硬度プロファイルと共に、変態区間（Ａｃ１とＡｃ３との間）及び超臨界領域（Ａｃ３よりも高い）の温度で焼鈍された管について同様の微小構造プロファイルを示す。例は、冷間－圧延二相ＤＰ８００帯基材から製造された溶接管に対するものである。従来の方法で製造されたＤＰ８００管の溶接部を横断する硬度プロファイルでは、溶接部の両側の基材（溶接部の外側の平均硬度は約２８０ＨＶである）と熱影響部との間に有意な硬度の差を示し、溶接部の最大硬度は４５０ＨＶを超え、基材と比較して約６０％の差がある。この相違は、溶接部が完全にマルテンサイトであるのに対し、基材は軟質フェライトとマルテンサイトの島とからなる二相微細構造であるからである。溶接部内の完全マルテンサイト微細構造は、溶接部近くの材料の高加熱及びそれに続く急速冷却の結果によるものである。微細構造の違いは、図５に示す溶接部の顕微鏡写真にも明確に現れている。溶接部及び隣接する熱影響部は周囲の二相ＤＰ８００の微細構造よりも暗い。
図３には、この二相ＤＰ８００の化学組成（Ｆｅ－０．１２重量％Ｃ－２．０重量％Ｍｎ－０．２重量％Ｓｉ－０．５重量％Ｃｒ－０．０１６重量％Ｎｂ）がＡｃ３を超える温度である８５０℃まで熱処理されたものと同一の化学組成の管の溶接領域における硬度プロファイルのプロットも示されている。最高温度８５０℃に達したら、管を水で冷却し、全てのオーステナイトがマルテンサイトに変態して管の微細構造が完全にマルテンサイト化された（例１）。
このタイプの管の熱処理は公知であり、通常は追加の熱処理、すなわち管を２００℃を超える温度で数分間再加熱する焼戻し工程を含む。管の完全オーステナイト化及び熱処理の冷却後の溶接部を横断する硬度プロファイルは、管の大部分と溶接部との間に差がなく、溶接部のちょうど中心線の部分に落ち込みがあるだけであり、これは、１００体積％未満のマルテンサイトの形成をもたらす介在物及び粗いオーステナイト粒子の形成によるものである。
図３に示される最も低い硬度プロファイルは、焼鈍工程が変態区間（Ａｃ１とＡｃ３との間）であるが、オーステナイトの体積分率が約３０％である温度の例（例２）である。この温度に達した後、管を水冷して、微細構造中の約３０体積％のオーステナイトをマルテンサイトに変態させて、二相微細構造を作製した。この管の溶接部を横断する硬度プロファイルは、溶接部で顕著なピークを示す。
これは、溶接部の初期の完全マルテンサイト微細構造が十分にはなくなっておらず、３０体積％がオーステナイトに変態したに過ぎず、残りのマルテンサイトが焼戻し（temper）されたためである。焼戻しされたマルテンサイトは、元のマルテンサイトよりも軟らかいが、それでも隣接する管材料の二相微細構造を構成する軟質フェライトマトリックスよりも著しく硬い。その結果、溶接部と隣接する基材との間には依然として２０％を超える硬度差がある。
この管は、図５において例２として示されており、溶接部及び隣接する熱影響部は、周囲の明るい二相微細構造とは明確に区別可能である。
最後に、図３において、本発明と同様の熱処理を施した管の溶接部の硬度プロファイルを示す（例３）。例３では、溶接した管を５０％を超える体積分率のオーステナイトまで変態区間に焼鈍し、この組成においては７８０℃であり、次いで水で冷却した。溶接部と両側の隣接する領域との間には本質的に差はなく、硬度プロファイルが平坦であることに注目すべきである。しかしながら、５０％を超えるオーステナイトの体積分率まで変態領域に焼鈍した直後に直接冷却することによって、達成可能な最小強度及び最大延性がもたらされる。延性を増大させるために、冷却軌道は、所望の体積分率でフェライト及び／又はベイナイトを再導入することを必要とする。
これらの例は、溶接微細構造を十分になくすために、冷却前に微細構造の少なくとも５０％がオーステナイトに変態する温度まで焼鈍する必要性を示している。
図４は、熱処理なしで、従来の方法に従って製造されたＤＰ８００管のビッカース微小硬度プロファイルの測定値を示す。この図はさらに、本発明の方法によって又は同様の方法で適用された４つの熱処理の結果を示す。全ての管の例について、基材、溶接部及び熱影響部について、管全体にわたってほぼ均一な硬度レベルが達成された。
さらに、硬度の値は元のＤＰ８００基材と同じであった。従来の方法に従って製造されたＤＰ８００に見られる高い硬度ピークがないことは明らかである。この改善された均一性は、図５に示される横断面分析によってさらに実証されている。本発明の例４、６及び７では、溶接部は隣接する材料とほとんど区別することができない。これらの管の微細構造は外周の全域にわたって均一である。
図６は、管のロール成形及び溶接工程後に、管を制御加熱及び制御冷却することによって得られる機械的性質の変動についての実験結果を示す。これらの結果は、単一の化学物質で達成することができる変動の指標を提供する。図６に示すように、実証試験で適用された熱処理と比較して、適用された熱処理においてより多くの変動を加えることによって、微細構造及び対応する機械的性質の範囲を拡大することができる。
図８に、タイプ１の冷却軌道（徐冷、急冷）を用いた熱処理の概略図を示す。微細構造において少なくとも５０％のオーステナイトを達成するために加熱した後、管を、２０℃／秒～５０℃／秒の冷却速度で７５０℃～５５０℃の温度まで冷却する冷却方式（冷却１として示される）に供した。この冷却１の間に、所望の割合のフェライトが、冷却軌道の始めに存在する初期のオーステナイト部の変態によって形成される。冷却１の完了後、管は次の冷却方式（冷却２として示される）に入り、そこで５０℃／秒を超える速度で周囲温度まで冷却される。冷却２の間に、残存するオーステナイト相の大部分はマルテンサイトに変態して強度が付与される。
冷却軌道の選択は、所望の化学組成及び最終的な微細構造に依存し、従って、管の最終的な機械的性質に依存する。タイプ１の冷却軌道は、所望の最終体積分率へのフェライト形成が、冷却１状態における６０秒未満の間の実用的な時間内に起こるであろう低い硬化性を有する組成物のために用いられる。
図９には、タイプ２の冷却軌道（急冷、保持、急冷）を用いた熱処理の概略図が示されており、７５０℃～８５０℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２として示される）が含まれる。微細構造において少なくとも５０％のオーステナイトを達成するために加熱した後、管を、５０℃／秒を超える冷却速度で７００℃～５５０℃の温度まで冷却する冷却方式（冷却１として示される）に供した。この冷却段階の間に、フェライトが一部形成することがある。冷却１が完了した後、管は次の領域（保持／冷却２）に入り、そこで１０℃／秒より遅い速度で６０秒未満の時間、７００℃～５５０℃の温度に、又は該温度まで保持／冷却される。この保持／冷却２の間に、所望の割合のフェライトが、冷却軌道の始めに存在する初期のオーステナイト部の変態によって形成される。保持／冷却２の後、管は冷却３に入り、そこで５０℃／秒を超える速度で周囲温度まで冷却される。冷却３の間に、残存するオーステナイト相の大部分はマルテンサイトに変態して強度が付与される。
７５０℃～５５０℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２）であるこのタイプ２の冷却軌道は、少なくとも２つの状況で用いられる。第一は、管材料が７５０℃～５５０℃の温度に冷却されかつ保持される場合にのみ、所望の最終体積分率のフェライト形成が６０秒未満の実用的時間内に起こるであろう高い硬化性を有する組成物に関する。この向上した変態速度は、核生成とフェライト粒子の成長との最適な組み合わせの結果である。タイプ２（７５０℃～５５０℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２）が過冷却の増大である）の冷却軌道による代替及び／又は追加の理由により、フェライトの核形成速度が増加し、タイプ１の冷却軌道で可能なものよりもさらに高い強度及び延性を有する、より微細な微細構造がもたらされる。
図１０には、タイプ２の冷却軌道（急冷、保持、急冷）を用いた熱処理の概略図が示されており、６００℃～４００℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２として示される）が含まれる。微細構造において少なくとも５０％のオーステナイトを達成するために加熱した後、管を、５０℃／秒を超える冷却速度で６００℃～４００℃の温度まで冷却する冷却方式（冷却１として示される）に供した。冷却１の後、管は保持／冷却２に入り、そこで１０℃／秒より遅い速度で６０秒未満の時間、６００℃～４００℃の温度に、又は該温度まで保持／冷却される。保持／冷却２の間に、所望の割合のベイナイト微細構造成分が、冷却軌道の始めに存在する初期のオーステナイト部の変態によって形成される。保持／冷却２の完了後、管は次の冷却方式（冷却３として示される）に入り、そこで５０℃／秒を超える速度で周囲温度まで冷却される。冷却３の間に、残存するオーステナイト相の大部分はマルテンサイトに変態してさらに強度が付与される。
フェライトの代わりにベイナイトが必要とされる場合、６００℃～４００℃の範囲の中間冷却方式（保持／冷却２）であるこのタイプ２の冷却軌道が用いられる。ベイナイトの形態のフェライトは、ポリゴナルフェライトの形態よりも粒子が細かいので有利であり得る。大部分のマトリックス相がベイナイトであるとき、より高い強度レベルを達成することができ、典型的には８００ＭＰａ以上の最大引張強度を有する。多数マトリックス相がポリゴナル又はエピタキシャルフェライトであるときと比較した場合の際立った違いは、引張降伏強度も高く、最大引張強度の約０．７５であることである。
上述の加熱及び冷却工程の後、熱処理は、管を一旦１５０℃未満まで冷却した後、該管を３００℃～４５０℃の間の温度で５～６０秒間加熱し、その後室温まで冷却する部分を通過させる焼戻しと呼ばれるさらなる処理を含んでもよい。
焼戻しは、硬質のマルテンサイト相を軟化させて延性及び成形性の機械的性質を向上させるとともに、引張降伏強度を向上させるために用いられる。
さらなる実施形態において、本発明の方法は、製造された管を取引される長さに切断するものであるか、又は製造された管をスプールに巻き取り、その後、管を２００℃～４５０℃の一定温度に保ち、次いで室温に冷却するものである。

Claims (9)

  1. 鋼帯から鋼管を製造する方法であって、
    前記鋼帯の材料は、以下の重量％組成：
    Ｃ：０．０８～０．３
    Ｍｎ：１．０～３．０
    Ｓｉ：０．０１～１．５
    Ｐ：＜０．０１
    Ｓ：＜０．０１
    Ｃｒ：０～０．６
    Ｍｏ：０～０．６
    Ｖ：０～０．３
    Ｔｉ：０～０．３
    Ｎｂ：０～０．３
    Ｂ：０～０．００５
    残部はＦｅ及び不可避的不純物
    を有し、
    前記方法は、
    前記方法に供される鋼帯を準備する工程、
    前記鋼帯の管を形成する工程、
    前記形成された前記管を長手方向に溶接する工程、
    前記管を熱処理する工程
    を含み、
    前記工程は、一つの連続的なインライン製造ラインで行われ、
    前記熱処理は、前記管の連続横断面において、少なくとも５０体積％のオーステナイトが保持される微細構造が達成されるような加熱処理、及び所望の体積分率でフェライト及び／又はベイナイトを再導入する冷却処理を含み、
    前記管が前記加熱処理に供された後、前記管が、２０～５０℃／秒の範囲の速度で７５０～５５０℃の範囲の温度まで冷却され、その後、５０℃／秒を超える速度で冷却される、前記方法。
  2. 鋼帯から鋼管を製造する方法であって、
    前記鋼帯の材料は、以下の重量％組成：
    Ｃ：０．０８～０．３
    Ｍｎ：１．０～３．０
    Ｓｉ：０．０１～１．５
    Ｐ：＜０．０１
    Ｓ：＜０．０１
    Ｃｒ：０～０．６
    Ｍｏ：０～０．６
    Ｖ：０～０．３
    Ｔｉ：０～０．３
    Ｎｂ：０～０．３
    Ｂ：０～０．００５
    残部はＦｅ及び不可避的不純物
    を有し、
    前記方法は、
    前記方法に供される鋼帯を準備する工程、
    前記鋼帯の管を形成する工程、
    前記形成された前記管を長手方向に溶接する工程、
    前記管を熱処理する工程
    を含み、
    前記工程は、一つの連続的なインライン製造ラインで行われ、
    前記熱処理は、前記管の連続横断面において、少なくとも５０体積％のオーステナイトが保持される微細構造が達成されるような加熱処理、及び所望の体積分率でフェライト及び／又はベイナイトを再導入する冷却処理を含み、
    前記管が前記加熱処理に供された後、前記管が、５０℃／秒を超える速度で７００～５５０℃の範囲の温度まで冷却され、その後、前記範囲の温度に最大１０℃／秒の冷却速度で最大６０秒間保持又は徐冷され、その後、５０℃／秒を超える速度で冷却される、前記方法。
  3. 鋼帯から鋼管を製造する方法であって、
    前記鋼帯の材料は、以下の重量％組成：
    Ｃ：０．０８～０．３
    Ｍｎ：１．０～３．０
    Ｓｉ：０．０１～１．５
    Ｐ：＜０．０１
    Ｓ：＜０．０１
    Ｃｒ：０～０．６
    Ｍｏ：０～０．６
    Ｖ：０～０．３
    Ｔｉ：０～０．３
    Ｎｂ：０～０．３
    Ｂ：０～０．００５
    残部はＦｅ及び不可避的不純物
    を有し、
    前記方法は、
    前記方法に供される鋼帯を準備する工程、
    前記鋼帯の管を形成する工程、
    前記形成された前記管を長手方向に溶接する工程、
    前記管を熱処理する工程
    を含み、
    前記工程は、一つの連続的なインライン製造ラインで行われ、
    前記熱処理は、前記管の連続横断面において、少なくとも５０体積％のオーステナイトが保持される微細構造が達成されるような加熱処理、及び所望の体積分率でフェライト及び／又はベイナイトを再導入する冷却処理を含み、
    前記管が前記加熱処理に供された後、前記管が、５０℃／秒を超える速度で６００～４００℃の範囲の温度まで冷却され、その後、前記範囲の温度に最大１０℃／秒の冷却速度で最大６０秒間保持又は徐冷され、その後、５０℃／秒を超える速度で冷却される、前記方法。
  4. 一つの鋼組成から、制御された様々な機械的性質（すなわちグレード）を有する管を製造するために、前記熱処理を請求項１、２又は３に記載の条件内で変化させることができる、請求項１～３のいずれか一項に記載の方法。
  5. 様々な鋼組成から、一組の機械的性質（すなわちグレード）を有する管を製造するために、前記熱処理が用いられる、請求項１～３のいずれか一項に記載の方法。
  6. 前記熱処理が、前記鋼の組成のＡｃ１～Ａｃ３温度の間の温度もしくはＡｃ３温度を超える温度まで前記管を加熱することを含むか、又は前記鋼の組成のＡｅ３温度を超える温度まで前記管を加熱すること及び前記温度で前記管を保持することを含む、請求項１～５のいずれか一項に記載の方法。
  7. 前記管が、
    ａ．５００～９００ＭＰａの範囲の最大引張強度、及び１５～３０％の範囲の伸び ｂ．７５０～１２００ＭＰａの範囲の最大引張強度及び１０～２５％の範囲の伸び ｃ．９５０～２０００ＭＰａの範囲の最大引張強度及び５～２５％の範囲の伸びを有する部分を含む、請求項１～６のいずれか一項に記載の方法。
  8. １５０℃未満の温度に冷却した後、前記管が、３００～４５０℃の範囲の温度まで最大６０秒間再加熱され、その後、前記管が周囲温度まで冷却される、請求項１～７のいずれか一項に記載の方法。
  9. 前記管の製造が、５０～１５０ｍ／分の範囲のライン速度で行われる、請求項１～８のいずれか一項に記載の方法。
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