JPH03162524A - 低温靭性に優れた高張力継目無鋼管の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野） 本発明は、石油掘削装置やラインパイプ等に使用される
継目無鋼管の製造法に関し、特に熱間圧延ままでも低温
靭性の優れた高強度継目無鋼管を経済的に効力よく製造
する方法に関する。

〔従来の技術〕 従来よりラインパイプや石油掘削装置には継目無鋼管が
使用されているが、近年の油井、ガス井の開発は寒冷地
や深海域にも及び、そのためより高強度で高靭性な継目
無鋼管に対する要望が高まっている． シ 高靭性の継目無鋼管の製造にあたっては、従来から熱間
加工によって所定の形状、寸法に成形後、一旦室温まで
空冷し、その後再加熱して空冷する焼なまし法、あるい
は再加熱して焼入れし、その後焼もどす再加熱焼入れ一
焼もどし法が一般的であった．また、最近では熱間加工
後、一旦室温まで冷却することなく、熱間加工直後の鋼
管の保有温度を利用して焼入れし、その後焼もどす直接
焼入れ一焼戻し法が低コスト化、省エネルギー化の点か
ら適用されている。

しかしながら、これらの製造法は直接焼入れ焼戻し法で
あっても、製管後に焼なまし温度、焼入れ温度あるいは
焼もどし温度まで再加熱しなければならず、このことが
製造コスト面だけでなく、製造効率や省力化の面に大き
な影響を与えており、従って、これら各面から製管後の
再加熱処理が不要な高靭性継目無鋼管の製造法が望まれ
ている。

製管後の熱処理を省略できる方法としては、例えば加熱
後、穿孔、圧延された鋼管に対し、８５０〜９００℃の
温度からＡ，変態点（７００℃程度）まで急冷し、微細
＆ｌ！織を得ることによって、圧延ままでも低温靭性の
良好な鋼管を得る方法が特開昭５０−１９５５号公報に
て提案されている。

また、特開昭５　６−３　６　３　２号公報では、冷却
前の組織を微細化するために、最終加工前の圧延途中に
一度５　０　０　℃以下の温度に強制冷却を行った後、
再びＡｃ．点以上１　０　０　０　℃以下の温度に再加
熱する工程を取り込んで、高靭化を図る方法が提案され
ている． 〔発明が解決しようとする課題〕 しかしながら、前者の方法では、継目無綱管の製造にお
ける加熱圧延温度が高いため、圧延後冷却前のオーステ
ナイト粒径は極めて粗大であり、このまま急冷を行って
も粗大なペイナイト組織が生戒してしまい、強度は増加
するが、靭性は著しく劣化する結果になってしまう．ま
た、後者の方法では、圧延途中に強制冷却および再加熱
処理が必要なため、コスト及び設備上の問題が残る。

このように熱処理を省略し、圧延ままで製造するという
従来の試みは組織の微細化が十分ではなく、良好な低温
靭性を安定的かつ効率的に確保するのは困難であった。

従って、現状では強度および靭性、とくに靭性確保の点
から製管後の熱処理は不可欠であり、コスト上昇及び設
備上の制約が依然として大きな問題として残っている。

本発明はこのような事情を踏まえてなされたもので、そ
の目的とするところは、製管後の熱処理を省略し圧延ま
まで低温靭性に優れた高強度継目無鋼管を工業的規模で
安定に量産し得る高張力継目無綱管の製造法を提供する
ことにある．〔課題を解決するための手段〕 本発明の製造法は下記の知見に基づき開発された。

特定ｍ或の鋼を素材として１１５０℃〜１３００℃の温
度に加熱後、通常の製管法にて継目無鋼管を製管する途
中、一度管の表層部温度が７００℃以下になるまで強制
冷却する。この強制冷却による予備冷却の後、特定時間
の復熱処理によって表層部壱オーステナイト化すると同
時にＴｉの炭窒化物を微細に分散させれば、表層部を微
細均一な組織とすることができる。さらに造管後、オー
ステナイト温度域から６５０〜５００℃の温度域まで特
定の速い冷却速度にて強制冷却すれば、上記継目無鋼管
は、製管後の熱処理無しには従来法では達或できなかっ
た極めて微細なＭｉ織となって、非常に優れた低温靭性
を有する非調質高張力継目無綱管になる。

また、圧延途中の強制冷却、復熱処理に代えて、継目無
鋼管を常法通りに造管後、２０秒から１８０秒間空冷を
行って鋼中にＴｉＣやＡｆｆｉＮを微細に析出させ、引
き続きオーステナイト温度域から６５０℃〜ｓ　ｏ　ｏ
　’ｃの温度まで特定の速い冷却速度にて強制冷却する
ことによっても、製管後の熱処理無しには従来法では達
戒できなかった極めて微細な組織を上記継目無鋼管に与
えることができ、これによって非常に優れた低温靭性を
有する非調質高張力継目無鋼管が得られる。

しかも、これらの方法によると、圧延途中の冷却温度幅
が小さく、冷却再加熱に伴うコスト上、設備上の負担は
殆ど問題にならなくなる。

本発明の製造法は、重量割合にて、Ｃ：０．０５〜０．
３０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０．５　〜２．５％、
Ｔ　ｉ　：０．Ｏ　Ｏ　５〜０．０　４％、Ｓｏｆ，Ａ
／２：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．０１％以下を
含有し、更に必要に応してＣｒ：０．１〜５．０％、Ｎ
ｂ：０，１〜５．０％、Ｃ　ｕ　：０．　１〜２．　０
％、ＭＯ；０、０５〜１．０％、Ｎ　ｉ　：０．０　０
　５〜０．　１％、ｖ：ｏ．ｏｔ〜０．２％、Ｃａ　：
０．０　０　１〜０．０　１％、Ｓ：Ｏ．Ｏ００５〜０
．００５％のうちの一種または二種以」二を含有し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼に下記Ａ法また
はＢ法を適用することを特徴としてなる。

Ａ法）１１５０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱後
、熱間加工によって造管する途中に、度鋼管の表層部温
度が７　０　０　℃以下になるまで強制冷却し、引き続
き１０秒から５分間の復熱処理によって前記表層部温度
を８　５　０　℃以上に復熱させてから造管を再開し、
最終造管加工前あるいは加工後８００℃以上の温度から
４℃／Ｓ以上３０℃　／　Ｓ以下の冷却速度で６　５　
０　”Ｃ以下、５　０　０　℃以上の温度まで強制冷却
する方法。

Ｂ法）１１５０℃以上、ｌ３００℃以下の温度に加熱後
、熱間加工によって造管する際に、最終造管加工前ある
いは加工後、２０秒から１８０秒間の空冷を行った後８
００℃以上の温度から４℃／Ｓ以上、２０℃／Ｓ以下の
冷却速度で６　５　０　℃以下、５００℃以上の温度ま
で強制冷却する方法。

（作　　用〕 以下に本発明における条件限定理由を述べる。

なお、％は特にことわりのない限り重量％を示している
。

○　素材鋼の戒分組成 ＣＴＣは高強度を得るために不可欠な元素であるが、０
．０５％未満では十分な強度が得られず、また０．３％
を超えると靭性、溶接性を著しく損なうので、０．０５
〜０．３％とした。

Ｓｔ　：Ｓｉは脱酸の効果があり、また強度上昇効果を
保有するが、１％を超える含有は鋼の靭性を劣化させる
ため、上限を１％とした。

Ｍ　ｎ　：　Ｍ　ｎは高強度化に有効な元素であるが、
０．５％未満ではその効果がなく、２．５％を超えると
溶接性、熱間加工性を損なうので、その範囲を０．５〜
２．５％とした． Ｔｉ　：Ｔｉは加熱時、圧延時のオーステナイト粒の粗
大化を防ぎ、圧延まま材の靭性向上を促進する本発明に
不可欠な元素である。更にＢ法にあっては、強制冷却前
の空冷時にＴｉの炭窒化物を析出させることによって強
制冷却時のフエライト変態を促進し、最終的に微細な組
織に導き、圧延まま材の靭性向上を図る。０．００５％
未満ではこれらの効果がな＜、０．０４％を超えて含有
すると靭性、溶接を劣化させるため、０．００５〜０．
０４％の範囲とした。

ＳｏＮ．ＡＩ！．：Ａ！！．は鋼の脱酸のために添加す
るだけでなく、オーステナイト粒の微細化にも効果があ
る。更にＢ法にあっては空冷中に析出するＡＩＮによっ
てフエライト変態を促進し、Ｃ終租織を微細化する働き
がある。しかし、０．００５％未満ではそのような効果
が得られず、また０．０８％を超えて含有すると溶接性
、熱間加工性が劣化するため、０．００５〜０．０８％
とした。

ＮＵＮは鋼中に含まれる不純物であるが、０．Ｏｌ％を
超えると綱の靭性、熱間加工性を著しく劣化させるため
、上限を０．０１％とした。

以上の必須元素に対し、以下のＣｒ，Ｎｉ，Ｃｕ、Ｍｏ
，Ｎｂ，Ｖ，Ｃａ，Ｂは強度靭性等を更に改善したい場
合に必要に応して一種または二種以上が添加される。

Ｃｒ：Ｃｒは焼入性を高め、強度および靭性を高めるに
有効な元素であるが、０．１％未満ではこれらの効果が
期待できず、また、２％を超えると逆に靭性が劣化する
ため、その範囲を０．１〜２，０％とした。

Ｎ　ｉ　：　Ｎ　Ｉは調管の強度、靭性並びに耐食性を
向上させる作用があるが、その含有量が０．１％未満で
はその効果が得られず、一方、５％を超えて含有させる
と靭性劣化を招くようになることから、Ｎｉ含有量を０
．１〜５．０％と限定した．Ｃｕ　二Ｃｕは鋼の強度、
耐食性を向上させる作用を有しているが、その含有量が
０．１％未満では効果が得られず、また２．０％を超え
て含有させると熱間加工性が劣化することから、その含
有量を０．１〜２．０％に限定した。

Ｍｏ：Ｍｏは綱の強度を向上させるのに有効な元素であ
るが、０．０５％未満ではその効果が期待できず、また
１％を超えると靭性を劣化させるようになるため、０．
０５〜１．０％を範囲とした。

ＮｔｚＮｂは結晶粒の微細化と炭窒化物の析出によって
強靭化に寄与するが、０．００５％未満ではその効果が
なく、一方、０．１％を超えると靭性を損なうので含有
量を０．００５〜０．ｌ％に限定した。

ｖ：ｖは高強度化に有効であるが、０．０１％未満では
その効果が得られず、また０．２％を超えて含有される
と靭性を劣化するようになるので、その含有量を０．０
１〜０．２％とした。

Ｃａ；Ｃａは硫化物の形態を制御し、靭性、耐食性並び
に熱間加工性を改善する効果があるが、０．００１％未
満の含有量ではその効果が得られず、また、０．Ｏｌ％
を超えて含有されると、かえって靭性劣化の原因となる
ので、その範囲をｏ．ｏｏｔ〜０．０１％とした． ＢＩＢは鯛の焼入性を固め高強度化に有効な元素である
が、０．０００５％未満では効果がなく、また、ｏ．ｏ
ｏｓ％を超えると靭性低下の原因となるので、０．００
０５〜ｏ．ｏｏｓ％の範囲に限定した。

Ｏ　製造プロセス 本発明の製造法における製造プロセスを第１図（ａ）　
ｆｂ）に示す。

Ａ法、Ｂ法とも、まず前記戒分の鋼をマンネスマンープ
ラグミル法、マンネスマンーマンドレル法などの通常の
継目無綱管造管工程に従って熱間加工して所定の鋼管に
形戒する。

熱間加工のための加熱温度：ビレットの加熱温度は穿孔
機による加工上の制約より１１５０℃〜１３００℃の範
囲でなければならず、またＴｉの細粒化効果を発揮させ
るためにも加熱温度をこの１１５０℃〜１　３　０　０
　℃に限定する必要がある．Ａ法では、この熱間加工に
よる造管途中に強制冷却による予備冷却と復熱処理とを
行う。

予備冷却温度：表層部の焼入性を低下させ、さらに細粒
なｍ織を得るために圧延途中、一旦強制冷却（例えば水
冷）が施されるが、このとき表層部の冷却停止温度が７
００℃以上の場合、その後に復熱処理を行ってもＲ終的
に微細な組織が得られず、目的とする低温靭性に優れた
鋼管とすることができない。従って、予備冷却停止温度
は７００℃以下と定めた。なお、安定的に細粒徂織を得
るには５　５　０　℃以下が好ましく、熱経済性からは
この範囲内でできるだけ高い予備冷却停止温度とするの
がよい。

復熱処理時間、及び復熱ぶ度：八法では強制冷却に先立
ち、鋼材表層部を微細化するために、予備冷却後の鋼材
を板厚中心部からの自然復熱や表層近傍の局所加熱等の
手段にて表層部温度が８５０℃以上となるように復熱さ
せる必要がある。

ここで復熱温度が８５０℃未満の場合、鋼材表面部は微
細化せず、後の強制冷却時に粗大なペイナイト等が混入
してしまい、所望の低温靭性を得ることができなくなる
。従って、復熱温度は８５０℃以上とした。また、こう
した復熱処理による靭性向上効果をより安定に保つには
、復熱温度を８５０℃〜１０００℃間とするのが好まし
い。

更に復熱処理にあたっては、その時間（予備冷却停止か
ら強制冷却開始までの時間）を１０秒から５分に調整す
る必要がある。なぜなら、１０秒未満の短時間復熱処理
ではその後の強制冷却時に微細な組織とすることができ
ず、一方５分を超えると圧延能率や経済性を著しく低下
させるためである。

Ｂ法では上記予備冷却および復熱処理は行わず、これら
に代えて空冷を造管加工後の強制冷却前に行う。

強制冷却前の空冷二Ｂ法では強制冷却時にフエライト変
態を促進し、最終的に微細組織にし、良好な低温靭性を
与えるために圧延後、強制冷却前に２０秒から１８０秒
間の空冷を行う。これは強制冷却に先立ち、低温オース
テナイト温度域（約１　０　０　０　℃から８００℃）
を徐冷することにより、ＴＩＣやＡｆｆｉＮ，更にはＮ
ｂ　（Ｃ，　Ｎ）、Ｖ４Ｃ．，ＢＮ，Ｆｅｚ３（Ｃ，　
　Ｂ）ａ等の炭窒化物を析出させ、フエライト変態時に
これらの析出物が析出核として働かせるためである。し
かし、空冷時間が２０秒未満ではこれらの析出が不十分
で十分に微細な組織は得られず、また、１８０秒を超え
ると析出物が粗大化し、ｉａ細化効果が減少してしまい
、また、このような長時間の空冷処理では次に示す強制
冷却開始の下ｌｌｌ温度が６１保できなくなる・従って
、空冷時間は２０秒〜１８０秒とした。

強制冷却は、Ａ法では遣管後、Ｂ／１ではΔ管後の空冷
を終えた後に行われる。

強制冷却条件；圧延後、強制冷却を行うにあたっては、
その開始温度が８００℃未満だと辰終組織に粗大なフエ
ライトが混入してしまい微細な組織が１−１られない。

また、強制冷却中の冷却速度（水冷開始から終了までの
平均冷却速度）が４℃／ｓ未満だと十分に微細なＭｉ１
６が得られず、また３０″Ｃ／Ｓを超えると冷却速度だ
と粗大なヘイナイトが混入し、所望の低温靭性が得られ
なくなる。更に、強制冷却の終了温度が６５０℃を超え
ると十分に微細な＆ｌｌ織が得られず、５００℃未満の
場合には粗大ペイナイト組織となり、十分な低温靭性が
得られなくなる。従って、強制冷却における冷却開始温
度は８００℃以上、冷却終了温度は６５０℃以下、その
間の冷却速度は４〜３０℃／Ｓとした。

た。

強制冷却は全ての造管工程後に行われる必要はなく、可
能であれば強制冷却後に再び加工を行ってもかまわない
。例えばピアサーによる穿孔およびプラグミルによる圧
延、更にリーラーによる磨管後、強制冷却を行い、冷却
後サイザーによって最終寸法に仕上げる工程が可能であ
る。ただし、強制冷却後の強加工は強大な圧延設備を必
要とし、鋼管に異方性や靭性劣化をもたらす場合もある
ので、強制冷却後の加工は加工度にて１０％未満に印え
るるのが望ましい。

（実施例） 以下に本発明の実施例を比較例、従来例と対比させて説
明する。

第１表に示される化学威分組成の銅を素材とし、マン不
スマンープラグミル法によって第２表に示す熱間圧延一
強制冷却条件によって３２５ｍφ×２１．５ｍｎ＋ｔの
継目無鋼管を造管した。得られた各々の鋼管について、
引張強さ（Ｔ．Ｓ．）、降伏強さ（Ｙ．ｓ・）オヨヒ２
ｍｌＩ１Ｖノノチシャノレピー１式験による破面遠移温
度（ｖＴｓ）を調査した。それらの結果を第２表中に併
示する。なお、従来例は通常圧延後、オフラインにて焼
入れ−焼もどし処理（９８０’ｆＪＩＩ熱−６００℃焼
もどし）をシタものを示す。

第２表に示される結果からも明らかなように、Ａ法に従
うと、圧延ままにて従来の熱処理材と同等またはそれ以
上の優れた低温靭性を示す高張力継目無綱管が安定して
製造されることが分かる。

同様にして実施したＢ法についての調査結果を第３表に
示すが、Ｂ法によってもまた、圧延ままにて従来の熱処
理材と同等またはそれ以上の優れた低温靭性を示す高張
力継目怨泪管が安定して製造される。

〔発明の効果〕

以上に説明したように、本発明によれば低温靭性に優れ
た高張力継目無鋼管を圧延ままにて安定的に製造でき、
更に造管途中の冷却、復熱の温度幅が狭く、製造能率も
優れる。

【図面の簡単な説明】

第１図（ａ）（ｂ）は本発明の製造法における製造プロ
セスの説明図である。 ぷ １ 図 （ａ）

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量割合で、 Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０
   ．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．０１％以
   下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
   を１１５０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱後、熱
   間加工によって造管する途中に、一度鋼管の表層部温度
   が７００℃以下になるまで強制冷却し、引き続き１０秒
   から５分間の復熱処理によって前記表層部温度を８５０
   ℃以上に復熱させてから造管を再開し、最終造管加工前
   あるいは加工後８００℃以上の温度から４℃／秒以上、
   ３０℃／秒以下の冷却速度で６５０℃以下、５００℃以
   上の温度まで強制冷却することを特徴とする低温靭性に
   優れた高張力継目無鋼管の製造法。
2. （２）鋼が、更に重量割合で、 Ｃｒ：０．１〜５．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃ
   ｕ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％、
   Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０
   ．００５％のうちの１種または２種以上を含有する鋼で
   ある請求項１に記載の低温靭性に優れた高張力継目無鋼
   管の製造法。
3. （３）重量割合で、 Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：１％以下、Ｍｎ：０
   ．５〜２．５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０４％、Ｓｏ
   ｌ．Ａｌ：０．００５〜０．０８％、Ｎ：０．０１％以
   下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼
   を１１５０℃以上、１３００℃以下の温度に加熱後、熱
   間加工によって造管する際に、最終造管加工前あるいは
   加工後、２０秒から１８０秒間の空冷を行った後８００
   ℃以上の温度から４℃／秒以上、２０℃／秒以下の冷却
   速度で６５０℃以下、５００℃以上の温度まで強制冷却
   することを特徴とする低温靭性に優れた高張力継目無鋼
   管の製造法。
4. （４）鋼が、更に重量割合で、 Ｃｒ：０．１〜５．０％、Ｎｉ：０．１〜５．０％、Ｃ
   ｕ：０．１〜２．０％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎ
   ｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．０１〜０．２％、
   Ｃａ：０．００１〜０．０１％、Ｂ：０．０００５〜０
   ．００５％のうちの１種または２種以上を含有する鋼で
   ある請求項３に記載の低温靭性に優れた高張力継目無鋼
   管の製造法。