JPH08311551A - 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【目的】直接焼入れ法を用いての、大きな硫化物応力割
れ抵抗性と高強度および高靱性を有する継目無鋼管の製
造方法の提供。 【構成】所定の化学組成を有し且つ、Ｔｉ（％）−（48
／14）｛Ｎ（％）−（14／91）Ｚｒ（％）｝＞０である
ビレットを、熱間で穿孔、圧延して継目無鋼管を製造す
るに際し、穿孔に続いて、断面圧縮率が４０％以上の仕
上げ圧延を仕上がり温度８００〜１０５０℃で行い、そ
の後８５０〜１１００℃の温度域の温度Ｔ（℃）で時間
ｔ（ｈ）の再加熱を行って（Ｔ＋２７３）（２１＋ｌｏ
ｇｔ）の値を２３５００〜２６０００となしてから直ち
に直接焼入れを行い、次いでＡｃ₁ 点以下の温度で焼戻
しすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた高
強度継目無鋼管の製造方法。穿孔を交叉穿孔機で行う
か、不純物中のＰ、Ｓの含有量を低減すれば効果は大き
い。直接焼入れの後で再加熱焼入れすれば一層効果が大
きい。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、耐硫化物応力割れ性に
優れた高強度継目無鋼管の製造方法に関する。更に詳し
くは、特定した成分系の素材（ビレット）に特定条件の
加工熱処理と熱処理を組み合わせて実施する、耐硫化物
応力割れ性並びに強度、靱性に優れた継目無鋼管の製造
方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】巨大装置を必要とする鉄鋼製品の製造で
は、省プロセス、省エネルギーの観点から、オンライン
での加工熱処理の適用によるプロセスの簡素化が検討さ
れている。特に鋼板や厚板の製造ではオフラインでの焼
入れ・焼戻しによる製造はかなり減少し、オンライン処
理材がほとんどを占めるまでになっている。しかしなが
ら継目無鋼管、とりわけ高強度の継目無鋼管の製造にお
いては、高い信頼性と高品質化の観点からかなりの製品
は未だに焼入れ・焼戻し処理で製造されているのが実状
である。そのため製管ラインとは別に焼入れ炉と焼戻し
炉を設置し、操業する必要があった。これに対して、熱
間加工後の素材が保有する熱を利用して直ちに焼入れを
行う、所謂直接焼入れプロセスを導入する動きがあり、
それによって焼入れ炉が不要となり工業的に大きなコス
トダウンが得られつつある。

【０００３】例えば、特開昭５８−２２４１１６号、特
開昭６０−７５５２３号、特開平６−１７２８５９号な
どの各公報に、継目無鋼管の製造過程において熱間加工
後直ちに強制冷却し、直接焼入れするプロセスを用いた
高強度、高耐食性を有する鋼管の製造方法が提案されて
いる。しかしながら、直接焼入れプロセスを経て製造さ
れた製品の結晶粒径は、従来の圧延後に再び加熱して焼
入れする、所謂再加熱焼入れ処理によって製造された製
品と比較すると粗大であり、靱性や耐硫化物応力割れ性
に劣るという問題があった。

【０００４】結晶粒を微細化する方法としては、オンラ
イン上で冷却と再加熱を組み合わせて、オ−ステナイト
からの変態とオ−ステナイトへの逆変態の、合計２回の
変態を行わせることで細粒化を図る技術が提案されてい
る。例えば、粗圧延と仕上げ圧延の中間に冷却、再加熱
のプロセスを組み込んだ、特開昭５６−３６２６号公報
や、最終仕上げ圧延後に冷却と再加熱を組み合わせた、
特開昭５８−９１１２３号、特開昭５８−１０４１２０
号、特開昭６３−１１６２１号、特開平４−３５８０２
３号の各公報が開示されている。更に、特開昭５８−１
１７８３２号公報のように圧延途中および圧延後の２
回、冷却・再加熱することによって結晶粒を微細化する
方法も提案されている。上記した各公報に提案された方
法によれば、確かに直接焼入れした鋼材の結晶粒を微細
化することは可能である。しかし、いずれの提案にな
るものも、高い硫化物応力割れ抵抗性が必要とされる場
合には結晶粒の微細化がまだまだ不充分である、オン
ラインで変態が開始あるいは完了する温度域まで強制冷
却し、再び逆変態が完了する温度域まで再加熱すること
は、エネルギーのロスや消費の点で好ましくない、従
来のオフラインでの再加熱焼入れと比較して複雑かつ建
設費の高い設備を必要とする、といった問題がある。従
って、上記の各公報に提案された鋼管や鋼板の製造方法
は性能面やコスト面でメリットの少ないものであり、高
品質の継目無鋼管を安価な設備によって生産性高く製造
したいとする産業界の期待に添うものでは必ずしもなか
ったのである。

【０００５】また、結晶粒の微細化や焼入れ性を向上さ
せる観点から、未再結晶域で加工を行い、更に再結晶さ
せるプロセスによって微細な結晶粒を得た後、直接焼入
れ・焼戻しする技術も特開昭６２−１３９８１５号、特
開昭６３−２２３１２５号の各公報に提案されている。
特開昭６２−１３９８１５号公報の方法では熱間圧延終
了から焼入れに至るまでの間におけるボロン（Ｂ）の挙
動と鋼の焼入れ効果との関係から、熱間圧延後に圧延仕
上げ温度に近い温度で保持してオ−ステナイト粒を再結
晶させると共に固溶Ｂを確保して強度と靱性を高めてい
る。特開昭６３−２２３１２５号公報の方法では未再結
晶温度域で充分な圧延加工を行った後、均一な再結晶粒
を得るために圧延終了後Ａｒ₃ 点以下に下げることなく
急速加熱して短時間の均熱を行い、更に、直接焼入れ・
焼戻ししてＪＩＳ粒度番号で８以上の均一な細粒組織と
なし、強度と靱性を高めている。

【０００６】しかしながら、この両技術はいずれも比較
的再結晶や結晶粒成長が容易な低炭素鋼からなる鋼板の
製造技術であって、これを高耐食性油井用鋼管のような
中炭素鋼からなる継目無鋼管の製造に適用したとしても
同じような効果は得難いものと考えられる。これは、未
再結晶温度域すなわち比較的低温度域での大圧下仕上げ
加工が鋼板、とりわけ低炭素鋼板の圧延の場合には容易
であっても、複雑な圧延工程を経る鋼管それも中炭素鋼
管の圧延の場合には極めて困難で、鋼板のプロセスを鋼
管に応用することが簡単ではないからである。具体的に
は、継目無鋼管の一般的な圧延方式であるプラグミル法
やマンドレルミル法による圧延を、例えば、未再結晶温
度域として１０００℃以下で実施した場合、ミルの圧
延能力を超える、表面疵や欠陥が発生する、マンド
レルバーの引き抜きが著しく困難になる、といった種々
の問題が生じ実用には程遠いものである。

【０００７】鋼管の直接焼入れプロセスにおいても圧延
後あるいは圧延中の再結晶化を意図した技術が特開昭６
１−２３８９１７号、特開平５−２５５７４９号、特開
平５−２５５７５０号、特開平５−２７１７７２号の各
公報に提案されている。

【０００８】特開昭６１−２３８９１７号公報には、特
定の化学組成を有する継目無鋼管の圧延後の加熱条件を
厳密に規定して９０％以上再結晶させる技術が開示され
ている。しかし、継目無鋼管の加工条件については全く
記載がなされていないので、継目無鋼管の一般的な圧延
方式であるプラグミル法やマンドレルミル法などにおい
て、単にこの公報に記載の圧延後の加熱方法を適用した
としても必ずしも整細粒の組織が得られるというもので
もない。

【０００９】特開平５−２５５７４９号公報と特開平５
−２５５７５０号公報には、特定の鋼成分からなる素管
を圧延途中で１１００〜９００℃まで強制冷却した後、
目標の外径と肉厚を有する中空素管とするために、肉厚
断面減少率で１５％以上の圧延を行い、更に、その中空
素管を９００〜１０００℃に再加熱して仕上げ圧延し直
接焼入れする技術が提案されている。しかしこの方法で
は圧延途中でたとえ超微細結晶粒が得られても、再加熱
によって結晶粒が成長することとなるため、最終的に得
られるオ−ステナイト粒度はＡＳＴＭNo. で高々８．９
番である。更に上記の方法では、仕上げ圧延の加工量
（加工率）が極めて小さいため、場合によっては結晶粒
が異常成長し、必ずしも整細粒の組織になるというもの
でもない。

【００１０】このように圧延途中での再加熱プロセスは
結晶粒の整細粒化という点からは必ずしも好ましいもの
ではない。再加熱温度を結晶粒を粗大化させない温度域
に設定することも可能であるが、再加熱後の圧延が未再
結晶域での圧延となって伸長粒組織や混粒組織となる。
特に、伸長粒組織には焼入れ性が大幅に低下すると共に
異方性が大きくなるという問題があり、極めて良好な耐
食性を要求される継目無鋼管としては使用しかねるもの
である。

【００１１】特開平５−２７１７７２号公報には、特定
の鋼成分を有する鋼片を粗製管した後９００〜１０００
℃に再加熱して仕上げ圧延し、直接焼入れして９０％以
上のマルテンサイト組織とする技術が開示されている。
しかし、鋼管の加工条件については全く記載がなく、更
に上記の特開平５−２５５７４９号公報および特開平５
−２５５７５０号公報の方法と同様に圧延の途中で再加
熱するため、この公報に記載の方法によっても必ずしも
整細粒の組織が得られるというものでもない。

【００１２】また、最終的に得られるオ−ステナイト粒
度もＡＳＴＭNo. で高々７．３番と大きいものである。

【００１３】鋼成分と圧延機の配列に工夫を凝らし、微
細粒となして直接焼入れする技術が特開平６−１７２８
５４号、特開平６−１７２８５８号、特開平６−１８４
７１１号の各公報に提案されている。上記の各公報に記
載の技術は、剪断歪成分が極めて多い傾斜圧延機を２台
以上連続配置し、それを用いて中空素管を成品形状に成
形するものである。この場合、各々の傾斜圧延機での圧
延温度を通常の場合より低温に設定したり、１段目の圧
延温度を通常の場合より低温に設定して圧延し、加工発
熱によって素管を昇温させ、最終段の傾斜圧延機による
加工の後、整形のための最終仕上げ圧延を行う。この最
終仕上げ圧延の前、すなわち最終段の傾斜圧延機による
加工の後で中空素管が再加熱される場合もある。しかし
ながら、上記の公報に規定されたような圧延の温度域と
圧下率では傾斜圧延機によるといえども過酷な圧延とな
って、製管疵が多発する場合もある。更に、この方法に
よっても熱間仕上げ圧延における加工率（加工量）は僅
かであるため得られるオ−ステナイト粒度はＡＳＴＭN
o. で高々１０．７でしかない。

【００１４】一方、鋼を直接焼入れした後、更に１回以
上再加熱焼入れすることで結晶粒を微細化し、耐硫化物
応力割れ性を向上させる技術が、例えば、特開平６−２
２０５３６号、特開昭６０−４３４２４号、特開昭６０
−５２５２０号、特開昭６０−４６３１８号、特開昭６
０−８６２０８号、特開昭６０−４６３１７号、特開昭
６０−８６２０９号の各公報に提案されている。

【００１５】このうち、特開平６−２２０５３６号公報
には特定化学組成を有する鋼管を直接焼入れした後、更
に再加熱焼入れする方法が開示されている。しかしなが
ら、この方法については鋼管の加工条件、とりわけ直接
焼入れ前の仕上げ圧延の条件については全く明らかにさ
れていないので、継目無鋼管の一般的な圧延方式である
プラグミル法やマンドレルミル法によって仕上げ圧延し
て直接焼入れすれば、その後の再加熱焼入れ処理でかえ
って異常粒成長が生じる場合があって、必ずしも超微細
な整粒組織とはならずに耐硫化物応力割れ性が劣ったも
のになってしまうこともある。

【００１６】特開昭６０−４３４２４号公報と特開昭６
０−５２５２０号公報には特定の鋼成分を有する鋼材
を、直接焼入れする前の熱間加工において１１００℃以
下での断面圧縮率を２０％以上とし、直接焼入れ後に再
加熱焼入れする方法が提案されている。しかしこれらの
方法においては１１００℃以下という低めの温度域での
仕上げ圧延が規定されているものの、その加工率（断面
圧縮率）は実施例からも明らかなように高々４０％程度
が限界である。これは従来、継目無鋼管の製管の場合に
はミルの圧延能力上、鋼材の変形抵抗の極めて小さい
高温域で圧延するか、粗圧延と仕上げ圧延の間で再加
熱して温度を上げることによって中空素管の変形抵抗を
下げるか、のいずれかの手段を用いないと仕上げ圧延で
高い加工率を確保することができなかったためである。
しかし、上記の４０％程度の仕上げ加工率で圧延するだ
けでは再加熱焼入れ時の初期粒となる直接焼入れ後のオ
−ステナイト粒が充分には微細にならず、従って、再加
熱焼入れ処理を何回も繰り返さないと所望の超微細粒と
なり難いという問題が残されていた。

【００１７】特開昭６０−４６３１８号公報と特開昭６
０−８６２０８号公報には特定化学組成を有する鋼材を
オ−ステナイト域で第１次熱間加工した後、変態を開始
させることなくオ−ステナイト域で保定または再加熱し
て第２次熱間加工を行い、直接焼入れ後に再加熱焼入れ
する方法が提案されている。しかしこの方法の場合、１
次加工と２次加工の間で変態させずに保定または再加熱
を行うため、再加熱焼入れ時の初期粒となる直接焼入れ
後のオ−ステナイト粒が充分には微細にならず、従っ
て、再加熱焼入れ処理を何回も繰り返さないと所望の超
微細粒となり難いという問題がある。更に、加工条件、
とりわけ直接焼入れ前の２次加工の条件については全く
記載がなされていないので、継目無鋼管の一般的な圧延
方式によって２次加工（仕上げ加工）して直接焼入れす
れば、その後の繰り返しの再加熱焼入れ処理でかえって
異常粒成長が生じる場合があって、必ずしも超微細な整
粒組織とはならず、耐硫化物応力割れ性が劣ったものに
なってしまうこともある。

【００１８】特開昭６０−４６３１７号公報と特開昭６
０−８６２０９号公報には特定の鋼成分を有する鋼材
を、第１次熱間加工した後一旦変態を完了させてからオ
−ステナイト域に再加熱して第２次熱間加工を行い、直
接焼入れ後に再加熱焼入れする方法が開示されている。
この方法の場合、１次加工と２次加工の間で変態させる
ため再加熱焼入れ時の初期粒となる直接焼入れ後のオ−
ステナイト粒は微細になるが、変態が完了する温度域ま
で冷却し再びオ−ステナイトへの逆変態が完了する温度
域まで再加熱することは、エネルギーのロスや消費の点
で好ましくなく、また大がかりな設備が必要となってコ
スト面で問題がある。加えて、この方法の場合にも、加
工条件、とりわけ直接焼入れ前の２次加工の条件につい
て全く言及されていないので、継目無鋼管の一般的な圧
延方式によって２次加工（仕上げ加工）して直接焼入れ
すれば、その後の繰り返しの再加熱焼入れ処理でかえっ
て異常粒成長が生じる場合があって、必ずしも超微細な
整粒組織とはならずに耐硫化物応力割れ性が劣ったもの
になってしまうこともある。

【００１９】ところで、耐硫化物応力割れ性を向上する
には、素材の化学組成を特定する方法、同じく組織
を特定する方法、熱処理技術による方法並びに前記
のものを組み合わせる方法がある。その中で成分限定に
関するものとして、特開昭６２−２５３７２０号公報に
はＳｉ、Ｍｎ、ＰおよびＭｏ量と降伏応力を規定する方
法が、特開昭６３−２７４７１７号公報には高Ｃ鋼を選
定する方法が、特開昭６２−１４９８１３号公報や特開
昭６３−２３８２４２号公報にはＺｒを添加する方法が
それぞれ提案されている。また組織制御に関しては、主
として焼戻しマルテンサイトからなる組織が耐硫化物応
力割れ性に優れ、更に、細粒組織ほど望ましいことは周
知の事実であるが、特開昭６３−９３８２２号公報には
ベイナイト組織とする方法が、特開昭６２−３０８４９
号公報には伸展粒とする方法が開示されている。更に、
特開昭５４−１１７３１１号公報や特開昭６１−９５１
９号公報には細粒組織とするための熱処理技術として、
誘導加熱などによる急速加熱を適用する方法が提案され
ている。上記の方法には耐硫化物応力割れ性向上の効果
が認められて継目無鋼管、とりわけ油井用鋼管の品質は
向上するものの、従来の再加熱焼入れ・焼戻し処理を用
いた技術であり、直接焼入れすることで高品質の継目無
鋼管を生産性高く、それも安価な設備によって製造した
いとする産業界の要請に応えるものではない。

【００２０】

【発明が解決しようとする課題】高強度高耐食性の継目
無鋼管は一般に、傾斜圧延方式によりビレットをピアサ
ーにて穿孔し、プラグミルまたはマンドレルミルで延伸
した後、サイザーまたはレデューサーなどで仕上げ加工
を施し、その後焼入れ・焼戻しの調質処理を行って製造
される。この焼入れ・焼戻し処理は前述したようにプロ
セスの合理化の観点から製管ライン上で実施しようとす
る動きがあり、直接焼入れプロセスはその代表的なもの
である。しかし、従来提案された継目無鋼管の直接焼入
れ処理は前記したような幾多の問題を抱えたものであっ
た。

【００２１】本発明は、かかる現状に鑑みてなされたも
ので、鋼（素材）成分、圧延と直接焼入れ条件並びに熱
処理条件を特定することによって、大きな硫化物応力割
れ抵抗性と高強度および高靱性を有する継目無鋼管の製
造方法を提供することを課題とする。更に、製管オフラ
インでの熱処理条件を特定することによって、より一層
の耐硫化物応力割れ性、高強度と高靱性を有する継目無
鋼管の製造方法を提供することを、もう１つの課題とす
る。

【００２２】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記の課
題を達成するために実験・研究を重ねた結果、直接焼入
れプロセスであっても成分系を特定した上で、穿孔、延
伸および仕上げ圧延の条件を規定して適正な加工熱処理
を施せば整粒の微細結晶粒が得られ、更に、焼戻し軟化
抵抗が増大することによって、通常の再加熱焼入れ・焼
戻し材に比べて著しい性能の向上が図れることを見いだ
した。加えて、直接焼入れ後の結晶粒径を微細にすると
共に、微細な析出物を多量に分散させて粒界の移動を阻
止することで異常粒成長を防止すれば、直接焼入れ後の
再加熱焼入れによって整粒の超微細結晶粒が得られるこ
とを見いだした。これをまとめると下記（ａ）〜（ｋ）
となる。

【００２３】（ａ）ＮｂとＴｉを複合添加した中炭素鋼
系のビレットを継目無鋼管に仕上げ圧延するに際して、
仕上がり温度が８００〜１０５０℃の条件にて断面圧縮
率にして４０％以上の大きな加工歪を与え、更に、仕上
げ圧延後に８５０〜１１００℃の温度域の温度Ｔで時間
ｔの再加熱を行い、下記ｆｎ２の値を２３５００〜２６
０００となせば微細な再結晶粒が得られる。

【００２４】 ｆｎ２＝（Ｔ＋２７３）（２１＋ｌｏｇｔ）、 但し、Ｔ（℃）、ｔ（ｈ）である。

【００２５】（ｂ）上記（ａ）の再結晶組織を直接焼入
れすれば、直接焼入れのままでもオ−ステナイト粒は圧
延後に再加熱焼入れした場合と同程度に微細な整粒とな
る。

【００２６】（ｃ）穿孔後の延伸加工で付与された加工
歪が回復する前に仕上げ圧延を行えば、上記（ａ）の仕
上げ圧延は、延伸加工と仕上げ加工（仕上げ圧延）の両
加工を一体化したものとできる。

【００２７】（ｄ）穿孔後の延伸加工で付与された加工
歪が回復する前に仕上げ圧延を行うためには、例えば、
従来独立して配置されていた延伸圧延機としてのマンド
レルミルと仕上げ圧延機としてのサイザーを、一体型の
連続配置とすれば良い。

【００２８】（ｅ）穿孔工程にコーン型のロールを有す
る交叉穿孔機用いて、５〜３５度の交叉角（ロールの軸
線がパスラインの水平面または垂直面に対してなす角、
図１参照）で穿孔すれば拡管薄肉穿孔が可能なため、得
られる中空素管の肉厚は通常のバレル型ロールの穿孔機
を用いて圧延した場合よりも薄くすることができ、従っ
て、次の延伸加工と仕上げ加工の両加工を一体化した前
記（ｃ）の仕上げ圧延での強加工が容易となる。従っ
て、中空素管の変形抵抗を下げるための再加熱処理を特
に施さずとも、１０５０℃以下といった比較的低温域の
仕上がり温度で４０％以上の強加工が可能である。

【００２９】（ｆ）仕上げ圧延後に上記（ａ）に示した
条件で加熱保持を行えば、多量のＮｂとＴｉの微細炭窒
化物が析出し、且つ、適正量の固溶したＮｂとＴｉなど
を含む再結晶粒が得られる。

【００３０】（ｇ）仕上げ圧延後の再加熱処理でＮｂと
Ｔｉの炭窒化物が凝集粗大化したり、固溶しているＮｂ
とＴｉなどの大部分が炭化物や炭窒化物として析出して
しまうと再加熱焼入れしても整粒の超微細粒とはなら
ず、また焼戻し軟化抵抗の増大効果も得難い。しかし、
上記（ｆ）の再結晶粒を再加熱焼入れすれば粒界の移動
が阻止されて異常粒成長の防止がなされ整粒の超微細粒
となると共に、再加熱焼入れ処理で析出する粗大な未固
溶炭窒化物が減少するので、耐硫化物応力割れ特性が著
しく向上する。

【００３１】（ｈ）固溶したＮｂとＴｉは焼戻し時に微
細な炭窒化物として析出して焼戻し軟化抵抗を大幅に増
大させる。この焼戻し軟化抵抗の増大により高温での焼
戻しが可能となるので、同じ強度であっても内部歪が緩
和され、更に、炭化物が球状化するので耐硫化物応力割
れ特性が一段と向上する。

【００３２】（ｉ）加工と再加熱による再結晶化を熱間
加工の途中で生じさせた場合には、最終加工後にもう一
度再結晶させる必要があって、この場合には比較的高温
域での再加熱が必要となるので再結晶粒の微細化効果は
小さいものである。これに対して、上記（ａ）の直接焼
入れの直前における再加熱の場合には、再結晶による微
細化効果が最も大きくなり、加えて、直接焼入れ時の焼
入れ温度の確保も容易であるし異方性の発生も防止でき
る。

【００３３】（ｊ）仕上げ圧延後、換言すれば直接焼入
れの直前に再加熱するプロセスの場合には、粗加工と最
終加工（仕上げ加工）の間で再加熱するプロセスの場合
とは異なって、設備と運転のコストも小さく抑えること
ができる。

【００３４】（ｋ）直接焼入れの直前に再加熱処理して
再結晶粒の微細化を図ると共に、適正量のＮｂとＴｉな
どの固溶元素および、多量のＮｂとＴｉの微細炭窒化物
を含む継目無鋼管を再加熱焼入れまたは２回の再加熱焼
入れすれば、圧延後に通常の再加熱焼入れを繰り返した
場合よりも一層の細粒化が可能である。特に、再加熱時
の加熱保持条件が前記（ａ）の条件を満たせば、繰り返
しの再加熱焼入れや焼戻し処理を行ってもＮｂとＴｉの
炭窒化物は粗大化せず、再加熱焼入れ時の結晶粒の粗大
化と異常粒成長が防止でき、更に、焼戻し軟化抵抗増大
効果が持続されるので、通常の再加熱焼入れ処理を繰り
返しても得られないほどの優れた靱性と大きな硫化物応
力割れ抵抗性が得られる。

【００３５】本発明者らは、より一層大きな硫化物応力
割れ抵抗性を得るために、更なる実験・研究を重ねた結
果、次の新しい知見も得た。

【００３６】（ｌ）鋼中に不純物として含まれるＰとＳ
が耐硫化物応力割れ性を劣化させる原因となることは知
られているが、直接焼入れの直前に再加熱して再結晶さ
せるプロセスの場合には、ＰとＳの含有量を重量％でそ
れぞれ０．００５％以下と０．０００７％以下に規制す
れば特に大きな硫化物応力割れ抵抗性が得られる。

【００３７】上記の理由については完全に解明するとこ
ろまで至っていないが、次のようなことが考えられる。

【００３８】圧延後に再加熱して焼入れるところの従
来の再加熱焼入れ処理における焼入れ温度では、Ｐの含
有量を０．００５重量％以下まで低減した場合でも、Ｐ
の偏析発生限界量が極めて小さいため、粒界偏析が残存
する。一方、仕上げ圧延に続いて再加熱し直接焼入れす
る場合には、Ｐの固溶量が増大してＰの偏析発生限界量
が０．００５重量％以上となるため偏析が殆ど解消され
る。

【００３９】従来の再加熱焼入れ処理における焼入れ
温度では、Ｓの含有量を０．０００７重量％以下まで低
減した場合でも固溶しきれないＭｎＳが介在物として残
存する。これに対して、仕上げ圧延に続いて再加熱し直
接焼入れする場合には、Ｓの固溶量が増大し０．０００
７重量％以下のＳ量であればすべて固溶するので介在物
が著しく減少する。

【００４０】極低Ｐと極低Ｓの効果は互いに独立して
もたらされるので、極低Ｐと極低Ｓのいずれかを満足す
れば耐硫化物応力割れ性の向上が見られ、更に、両方を
満たせばより一層の耐硫化物応力割れ性の向上が達成さ
れる。

【００４１】上記知見に基づく本発明は、下記（１）〜
（４）の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管
の製造方法を要旨とする。

【００４２】（１）重量％で、Ｃ：０．２０％超〜０．
５０％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．
５％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５
％、Ｎｂ：０．００５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５
〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：
０．００５〜０．５０％、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：
０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下を含有し、残部は
Ｆｅおよび不可避不純物からなり、不純物中のＮｉは
０．１％以下、Ｐは０．０５％以下、Ｓは０．０１％以
下、Ｎは０．０１％以下およびＯは０．０１％以下で、
且つ、ｆｎ１＞０である成分組成のビレットを、熱間で
穿孔、圧延して継目無鋼管を製造するに際し、穿孔に続
いて、断面圧縮率にして４０％以上の仕上げ圧延を仕上
がり温度８００〜１０５０℃で行い、その後８５０〜１
１００℃の温度域の温度Ｔで時間ｔの再加熱を行って前
記したｆｎ２の値を２３５００〜２６０００となしてか
ら直ちに直接焼入れを行い、次いでＡｃ₁ 点以下の温度
で焼戻しすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優
れた高強度継目無鋼管の製造方法。

【００４３】但し、 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−（48／14）｛Ｎ（％）−（14／9
1）Ｚｒ（％）｝ である。

【００４４】（２）熱間穿孔を、交叉穿孔機を用いて交
叉角５〜３５度で行うことを特徴とする上記（１）に記
載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製
造方法。

【００４５】（３）不純物中のＰが０．００５％以下も
しくはＳが０．０００７％以下、またはＰが０．００５
％以下で、且つＳが０．０００７％以下であることを特
徴とする上記（１）と（２）のいずれかに記載の耐硫化
物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。

【００４６】（４）直接焼入れと焼戻しの間で、１回ま
たは２回のＡｃ₃ 点〜［Ａｃ₃ 点＋１００℃］の温度域
に加熱した後の再加熱焼入れを行うことを特徴とする上
記（１）から（３）までのいずれかに記載の耐硫化物応
力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。

【００４７】

【作用】以下、本発明の各要件についてその作用効果と
共に詳しく説明する。なお成分含有量の「％」は「重量
％」を意味する。

【００４８】（Ａ）ビレットの化学組成 Ｃ：Ｃは鋼の焼入れ性を高めて強度を向上するために必
要な元素であるが、その含有量が０．２０％以下では添
加効果が乏しく高強度が得られない。一方、０．５０％
を超えて含有すると焼き割れや遅れ破壊が起こり易くな
って継目無鋼管の製造が困難となる。従って、Ｃの含有
量を０．２０％超〜０．５０％とした。

【００４９】Ｓｉ：Ｓｉは鋼の脱酸に必要であり、焼戻
し軟化抵抗を高めて耐硫化物応力割れ性を向上するのに
有効な元素であるが、過剰に含有させると鋼を脆化する
作用を有する。脱酸と耐硫化物応力割れ性向上の目的か
らは０．１％以上含有させることが必要であるが、１．
５％を超えると靱性と耐硫化物応力割れ性がかえって低
下するので、その含有量を０．１〜１．５％とした。

【００５０】Ｍｎ：Ｍｎは鋼の脱酸と脱硫のために添加
する。しかし、その含有量が０．１％未満では添加効果
に乏しく、一方、１．５％を超えて含有すると鋼の靱性
と耐硫化物応力割れ性が低下することになる。従って、
Ｍｎの含有量を０．１〜１．５％とした。

【００５１】Ｃｒ：Ｃｒは鋼の焼入れ性を確保し、強度
を向上するとともに耐硫化物応力割れ性を向上する元素
である。しかし、その含有量が０．１％未満では充分な
添加効果が得られず、１．５％を超えると靱性と耐硫化
物応力割れ性がかえって低下することとなるので、その
含有量を０．１〜１．５％とした。なお、Ｃｒ含有量は
０．３〜１．０％とすることがより好ましい。

【００５２】Ｍｏ：Ｍｏは鋼の焼入れ性を高めて高強度
を確保すると共に耐硫化物応力割れ性を向上するのに有
効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満で
は添加効果に乏しく、一方、１．５％を超えて含有する
と前記効果が飽和するだけでなく、偏析することによっ
て逆に耐硫化物応力割れ性を劣化することとなるので、
その含有量を０．１〜１．５％とした。なお、Ｍｏのよ
り好ましい含有量は０．３〜０．８％である。

【００５３】Ｎｂ：Ｎｂは仕上げ圧延後の再加熱処理で
微細な炭窒化物として析出して結晶粒の粗大化並びに再
加熱焼入れ時の異常粒成長を防止する作用を有する。加
えて、固溶Ｎｂは直接焼入れ後の焼戻し時に炭窒化物と
して微細に析出し焼戻し軟化抵抗を増大して耐硫化物応
力割れ性を向上する効果がある。しかし、その含有量が
０．００５％未満では添加効果に乏しく、０．５０％を
超えると鋼の靱性が劣化するので、Ｎｂの含有量を０．
００５〜０．５０％とした。なお、Ｎｂ含有量は０．０
１〜０．１０％とすることがより好ましい。

【００５４】Ｔｉ：Ｔｉは鋼中の不純物であるＮを固定
して、焼入れ時にＢを鋼中に固溶状態で存在させて鋼の
焼入れ性を向上する作用がある。また、仕上げ圧延後の
再加熱処理で微細な炭窒化物として析出して、結晶粒の
粗大化並びに再加熱焼入れ時の異常粒成長を防止する効
果がある。更に、固溶Ｔｉは直接焼入れ後の焼戻し時に
微細な炭化物として析出し焼戻し軟化抵抗を増大する作
用をも有する。しかし、その含有量が０．００５％未満
では添加効果が小さく、一方、０．５０％を超えて含有
すると鋼の靱性劣化を招くこととなる。従って、Ｔｉの
含有量を０．００５〜０．５０％とした。なお、Ｔｉの
より好ましい含有量は０．０１〜０．１０％である。

【００５５】Ｂ：Ｂは微量の添加で鋼の焼入れ性を向上
し、特に厚肉材の耐硫化物応力割れ性を改善する元素で
ある。しかし、その含有量が０．０００１％未満では所
望の効果が得られず、一方、０．０１％を超えて含有す
ると、鋼の靱性と耐硫化物応力割れ性が劣化する。従っ
て、Ｂの含有量を０．０００１〜０．０１％とした。

【００５６】Ａｌ：Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素であ
る。しかし、その含有量が０．００５％未満では所望の
効果が得られず、０．５％を超えると介在物が多くなっ
て鋼の靱性が劣化すると共に、継目無鋼管のネジ切り部
に欠陥が発生し易くなるので、その含有量を０．００５
〜０．５％とした。

【００５７】Ｖ：Ｖは添加しなくても良い。添加すれば
焼戻し時に微細な炭化物として析出して耐硫化物応力割
れ性を向上する効果がある。特に、Ｎｂとの複合添加で
鋼に一層大きな硫化物応力割れ抵抗性を付与する作用が
ある。こうした効果を確実に得るには、Ｖは０．０５％
以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有
量が０．５％を超えると鋼の靱性が劣化することとな
る。従って、Ｖの含有量を０．５％以下とした。

【００５８】Ｚｒ：Ｚｒは添加しなくても良い。添加す
れば引張り試験における鋼の降伏点伸びを増加する作用
があり、その結果として耐硫化物応力割れ性を向上する
効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｚｒは０．
０１％以上の含有量とすることが好ましい。高価な元素
であると共に、０．５％を超えて含有させると介在物が
多くなって鋼の靱性を劣化するので、Ｚｒの含有量の上
限を０．５％とした。

【００５９】Ｃａ：Ｃａは添加しなくても良い。添加す
れば鋼中のＳと反応して硫化物を形成することによって
介在物の形状を改善するので、鋼の耐硫化物応力割れ性
が向上する効果がある。しかし、Ｓの含有量によってそ
の効果の度合いが異なり、また脱酸が充分なされた場合
でないとかえって耐硫化物応力割れ性が劣化することも
あるので、適宜添加するかしないかを選択しても良い。
充分な脱酸がなされた鋼において、前記効果を確実に得
るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量とすることが
好ましい。しかし、その含有量が０．０１％を超えると
鋼の靱性と耐硫化物応力割れ性が劣化し、更に、継目無
鋼管の表面に欠陥が生じる。従って、Ｃａの含有量を
０．０１％以下とした。

【００６０】不純物元素Ｎｉ、Ｐ、Ｓ、ＮおよびＯ（酸
素）はその含有量を次のとおり制限する。

【００６１】Ｎｉ：Ｎｉは鋼の耐硫化物応力割れ性を劣
化させ、特にその含有量が０．１％を超えると耐硫化物
応力割れ性の劣化が著しくなる。従って、不純物元素と
してのＮｉの含有量を０．１％以下とした。

【００６２】Ｐ：Ｐは粒界に偏析して鋼の靱性と耐硫化
物応力割れ性を劣化させ、特にその含有量が０．０５％
を超えると靱性と耐硫化物応力割れ性の劣化が著しくな
る。従って、不純物元素としてのＰの含有量の上限を
０．０５％とした。

【００６３】Ｓ：Ｓは粗大な介在物を生成して鋼の靱性
と耐硫化物応力割れ性を劣化させる。特にその含有量が
０．０１％を超えると靱性と耐硫化物応力割れ性の劣化
が著しくなるので、不純物元素としてのＳの含有量の上
限を０．０１％とした。

【００６４】ところで、直接焼入れの直前に再結晶させ
るために再加熱する本発明の製造方法の場合には、後の
実施例にも示すように、不純物元素としてのＰおよび／
またはＳの含有量の上限を更に低く規制すれば特に大き
な硫化物応力割れ抵抗性が得られる。すなわち、不純物
元素としてのＰの含有量の上限を０．００５％とすれば
大きな硫化物応力割れ抵抗性が得られる。Ｐの含有量が
０．００２％以下であれば一層効果が大きい。また、不
純物元素としてのＳの含有量の上限を０．０００７％と
しても大きな硫化物応力割れ抵抗性が得られる。Ｓの含
有量が０．０００３％以下であれば一層効果が大きい。

【００６５】なお、極低Ｐと極低Ｓの効果は互いに独立
して発揮されるので、不純物元素としてのＰの含有量を
０．００５％以下とし、且つ、Ｓの含有量を０．０００
７％以下とすればより一層の耐硫化物応力割れ性の向上
が達成される。更に、不純物元素としてのＰの含有量を
０．００２％以下とし、且つ、Ｓの含有量を０．０００
３％以下とすれば鋼の硫化物応力割れ抵抗性は極めて大
きなものとなる。

【００６６】Ｎ：ＮはＢの焼入れ性向上効果を妨げ、ま
た鋼の靱性と耐硫化物応力割れ性を劣化させ、特にその
含有量が０．０１％を超えると靱性と耐硫化物応力割れ
性の劣化が著しくなる。従って、不純物元素としてのＮ
の含有量の上限を０．０１％とした。

【００６７】Ｏ：Ｏは鋼の靱性と耐硫化物応力割れ性を
劣化させる。特にその含有量が０．０１％を超えると靱
性と耐硫化物応力割れ性の劣化が著しくなるので、不純
物元素としてのＯの含有量の上限を０．０１％とした。

【００６８】ｆｎ１＞０：ＴｉとＺｒはＮとの親和力が
極めて大きい。従って、固溶Ｔｉを確保し直接焼入れ後
の焼戻し時に微細炭化物として析出させて焼戻し軟化抵
抗を増大するためにＴｉ（％）＞（48／14）｛Ｎ（％）
−（14／91）Ｚｒ（％）｝であること、すなわち前記し
たｆｎ１が０より大なる制限を設ける必要がある。

【００６９】（Ｂ）ビレットの加工 （Ｂ−１）ビレットの加熱：ビレットの加熱温度は、穿
孔機で熱間穿孔できる温度であれば良い。その最適温度
は材質によって異なり、高温延性と高温強度を考慮して
適宜決めるが、通常、１１００〜１３００℃の間に加熱
する。ところで、高能率のビレット加熱を図るためにビ
レット長さは所定長さの整数倍の長尺状態とし、加熱炉
の後段（穿孔機の前段）に設置した切断機により所定長
さに切断してから穿孔することが好ましい。なお、加熱
炉に挿入するビレットは分塊圧延したもの、丸型鋳型に
連続鋳造して作製したものなどどのようなものでも良
い。またエネルギー節減のため、ビレットは分塊圧延や
連続鋳造の後、完全に室温まで冷却する前に加熱炉に装
入しても良い。

【００７０】（Ｂ−２）穿孔：中実のビレットに熱間で
貫通穴を開け中空素管（ホローシェル）を製造する工程
である。この穿孔工程において、拡管薄肉穿孔を可能と
し、得られる中空素管の肉厚を通常のバレル型ロールの
穿孔機を用いて圧延した場合よりも薄くして、次の延伸
加工と仕上げ加工の両加工を合算した仕上げ圧延での強
加工を容易となすためにはコーン型ロールの交叉穿孔機
を用いれば良い。この場合、交叉穿孔機の交叉角は５〜
３５度とするのが良い。これは交叉角が５度未満では所
望の薄肉のホローシェルが得難く、後段の加工で高加工
することが難しくなるからである。交叉角は、ホローシ
ェルのボトム端が穿孔機から抜けなくなるところの所謂
「尻詰まり」の発生および圧延が不安定となることを避
けるために３５度以下とすることが望ましい。なお、ビ
レットの温度が低下すると穿孔時に疵が発生し易くなる
ので、穿孔直前の前段位置に例えば誘導加熱装置などの
補助加熱装置を設置して、昇温加熱してから穿孔しても
良い。

【００７１】（Ｂ−３）延伸加工と仕上げ加工：穿孔機
で穿孔された中空素管を延伸および寸法調整して所望の
形状・寸法の継目無鋼管を製造する工程であって、穿孔
機での加工に比べると比較的低温域での加工となるた
め、加工熱処理を考えた場合は有効な加工を付与する重
要な工程となる。特に、穿孔後の延伸加工で付与した加
工歪が回復する前に仕上げ加工（仕上げ圧延）を行え
ば、この両者の加工率を合算したものが所謂「仕上げ圧
延（仕上げ加工）」の加工率となるため、途中で中空素
管を再加熱することなく、大きな仕上げ圧延加工率を付
与することができる。

【００７２】本発明においては、断面圧縮率にして４０
％以上の仕上げ圧延を仕上がり温度８００〜１０５０℃
で行う必要がある。断面圧縮率で４０％未満の加工率の
場合には再結晶がスムーズに進行せず、微細化効果が得
られないことに加えて、時として結晶粒が異常成長する
ことがあるからである。仕上げ圧延加工率の上限は製管
対象の材質やミルの能力によって異なるため特に規定し
なくても良いが、加工率が大きすぎると疵が発生しやす
くなるので８０％程度を上限とすることが好ましい。圧
延の仕上がり温度が１０５０℃を超えると結晶粒が粗大
化して所望の細粒組織が得られないため仕上がり温度の
上限を１０５０℃とした。圧延の仕上がり温度は低温で
あるほど再結晶粒が微細になる傾向があるが、低すぎる
と鋼材（中空素管）の変形抵抗が大きくなって断面圧縮
率４０％以上の強加工を施すことが困難となるし、ま
た、この仕上げ圧延後に所望のミクロ組織を得るために
行う再加熱のためのエネルギー消費が大きくなるので、
圧延仕上がり温度の下限を８００℃とした。

【００７３】ところで、穿孔後の延伸加工で付与された
加工歪が回復する前に仕上げ圧延を行うためには、既に
述べたように、従来独立して配置されていた延伸圧延機
と仕上げ圧延機を、一体型の連続配置とすれば良い。こ
うすることによって、製造範囲のすべてのサイズに対し
て仕上げ圧延加工率４０％以上を安定して確保すること
ができる。

【００７４】上記一体型の連続配置される延伸圧延機と
仕上げ圧延機に関しては、例えば、延伸圧延機としての
マンドレルミルは、内面規制工具であるマンドレルバー
の後端を拘束すると共に、延伸圧延終了後にマンドレル
バーをミル入側に孔型ロール列中を通して引き戻して循
環使用できるマンドレルバー拘束手段を有するタイプの
ものであれば良い。なかでも、前記マンドレルバー拘束
手段が中空素管の延伸圧延中に管の圧延移動速度とは独
立した速度でマンドレルバーの移動速度を制御可能な機
能を備えるマンドレルミルを用いることが好ましい。ま
た仕上げ圧延機としてのサイザーは、内面規制工具を有
しないものであれば良いが、特に、マンドレルミルで圧
延された管内のマンドレルバーから管を引き出し分離す
る機能を備えた所謂エキストラクティングサイザーを用
いることが望ましい。

【００７５】（Ｃ）再加熱処理 仕上げ圧延と直接焼入れ処理との間で再結晶処理として
の再加熱処理を行うことが本発明の大きな特徴である。
これによって、加工と加熱との組み合わせで再結晶が誘
起され結晶粒の微細化が可能となる。従来の、圧延途中
で粗加工と仕上げ加工の間で再加熱する場合と異なっ
て、本発明の方法では再加熱後に加工する必要がないの
で再加熱温度を再結晶が進行する最低の温度に設定する
ことができる。このため１回の再加熱だけで微細再結晶
粒が得られる。

【００７６】再加熱温度Ｔ（℃）としては、本発明の対
象とする中炭素系の低合金鋼の場合、８５０℃未満の温
度では再結晶化するのに長時間を要して製管効率が極め
て低下する。一方、１１００℃を超える温度では結晶粒
が大きく成長して粗粒化が甚だしい。従って、再加熱温
度Ｔは８５０〜１１００℃の温度域の温度とした。

【００７７】再加熱時間ｔ（ｈ）は前記したｆｎ２の値
が２３５００〜２６０００となるようにする必要があ
る。ｆｎ２の値が２３５００未満の場合には、再結晶が
完全には終了しない。ｆｎ２の値が２６０００を超える
と、ＮｂとＴｉの炭窒化物が凝集粗大化したりＮｂとＴ
ｉなどの大部分が炭窒化物として析出してしまうので、
直接焼入れ後の焼戻し時に焼戻し軟化抵抗増大効果が得
られなくなり、また、再加熱焼入れしても整粒の超微細
粒とはならない。このため、所望の耐硫化物応力割れ性
向上効果が得られない。

【００７８】ところで、この仕上げ圧延と直接焼入れ処
理との間での再加熱処理、換言すれば直接焼入れの直前
での再加熱処理を行うことで、直接焼入れ時の焼入れ温
度が容易に確保でき、また、継目無鋼管の長手方向（圧
延方向）およびロット間の均熱性が保証されて性能ばら
つきが大幅に小さくなるという副次的効果も得られるの
である。

【００７９】なお、「８５０〜１１００℃の温度域の温
度Ｔ（℃）で時間ｔ（ｈ）の再加熱を行ってｆｎ１の値
を２３５００〜２６０００となす」というのは、文字ど
おり「８５０℃から１１００℃の間にある任意の温度Ｔ
に時間ｔ保持してｆｎ１の値を２３５００〜２６０００
となす」ようにしても良いし、「８５０℃から１１００
℃の間にある任意の温度Ｔ1 、Ｔ2 、Ｔ3 、・・でそれ
ぞれ時間ｔ1 、ｔ2 、ｔ3 、・・保持したとすれば、温
度Ｔ2 、Ｔ3 、・・での保持時間ｔ2 、ｔ3 、・・を温
度Ｔ1 における保持時間ｔ21、ｔ31、・・に換算し、温
度Ｔ1 で時間（ｔ1 ＋ｔ21＋ｔ31＋・・）保持してｆｎ
１の値を２３５００〜２６０００となす」ようにしても
良い、という意味である。

【００８０】（Ｄ）直接焼入れ 直接焼入れ処理はオ−ステナイト状態から行う必要があ
るため、焼入れ温度はＡr₃点以上を確保せねばならな
い。しかし、本発明の方法においては仕上げ圧延した継
目無鋼管を直接焼入れの直前に８５０〜１１００℃に再
加熱するため、再加熱処理後直ちに直接焼入れすればＡ
r₃点以上の焼入れ温度は充分確保できる。

【００８１】直接焼入れ時の冷却速度は特に限定される
ものではなく、素材鋼の成分組成から判断して、継目無
鋼管の肉厚全面にわたって所望の低温変態組織が得られ
るようなものとすれば良い。一般には空冷より速い速度
である。

【００８２】なお、本発明の対象鋼を前記の穿孔、延伸
・仕上げ加工し、次いで前記の再加熱処理した後直ちに
直接焼入れすれば、直接焼入れのままでもオ−ステナイ
ト粒は圧延後に再加熱して焼入れした場合と同程度に微
細な整粒となる。

【００８３】（Ｅ）焼戻し 焼入れ処理によって得た整細粒の低温変態組織を、Ａc₁
点以下の温度で焼戻し処理すると、継目無鋼管に所望の
特性（強度、靱性、硫化物応力割れ抵抗性）を付与でき
る。すなわち、Ａc₁点以下の温度で焼戻すことによって
はじめて、所望の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継
目無鋼管を得ることができる。

【００８４】焼戻し処理は製品の性能を決定するもので
あり、充分な均熱性を必要とし、温度ばらつきは±１０
℃以下、好ましくは±５℃以下とすることで、強度（引
張り強度、降伏強度）の変動を±５ｋｇｆ／ｍｍ² 以下
に抑えることができる。

【００８５】なお、焼戻し温度に格別な下限を設ける必
要はないが、高温での焼戻し処理が焼入れによって得た
低温変態生成物の内部歪や内部応力を緩和・除去し、且
つ、炭化物を球状化して継目無鋼管の性能向上をもたら
すことからみて、５５０℃以上の温度で焼き戻すことが
望ましい。

【００８６】（Ｆ）直接焼入れと焼戻しの間で行う再加
熱焼入れと中間焼戻し 本発明の方法によれば、加工と再結晶により直接焼入れ
直前の組織を整細粒となせるので、直接焼入れ後に焼戻
し処理するだけで良好な耐硫化物応力割れ性と優れた靱
性を有する高強度継目無鋼管の製造が可能である。この
ため、本発明の方法を適用すれば、たとえ直接焼入れ後
に焼戻し処理するだけで製造されたとしても、高強度継
目無鋼管は耐硫化物応力割れ性に優れるので、この状態
のままでも過酷な環境での使用に充分耐え得る。しかし
場合によっては、もう一段上位の靱性と硫化物応力割れ
抵抗性を要求されることもあり、この時には更に超微細
な整粒組織にする必要がある。

【００８７】前記の超微細な整粒組織は、直接焼入れ後
に焼戻しとの間で、１回または２回のＡｃ₃ 点〜［Ａｃ
₃ 点＋１００℃］の温度域に加熱した後の再加熱焼入れ
を行うことで達成できる。

【００８８】すなわち、本発明の方法によって直接焼入
れした本発明の対象鋼には、多量のＮｂとＴｉの微細炭
窒化物が析出しており、且つ、適正量のＮｂとＴｉなど
の固溶元素が含まれている。従って、これを再加熱焼入
れすると粒界移動の阻止がなされて異常粒成長が防止さ
れるばかりか、整粒の超微細粒が得られる。この再加熱
焼入れ処理を繰り返すことで結晶粒は更に微細になり、
これによって靱性と耐硫化物応力割れ性が一層向上す
る。しかし、本発明によれば前記したように、直接焼入
れ後に焼戻し処理するだけでも良好な耐硫化物応力割れ
性と優れた靱性を有する高強度継目無鋼管の製造が可能
であるため、上記再加熱焼入れ処理を３回以上繰り返し
ても、コストアップに見合うだけの特性向上は図り難
い。この故に本発明の方法においては直接焼入れと焼戻
しの間で、１回または２回の再加熱焼入れの実施を規定
する。

【００８９】再加熱焼入れのための加熱温度をＡｃ₃ 点
から［Ａｃ₃ 点＋１００℃］の温度域に限定する理由
は、Ａｃ₃ 点未満の加熱温度では完全オ−ステナイト状
態とならず、また、［Ａｃ₃ 点＋１００℃］を超える加
熱温度では結晶粒が粗大化して継目無鋼管に所望の特性
を付与できないからである。この再加熱焼入れのための
加熱速度は特に限定されるものではないが、大きい方が
好ましい。従って、電磁誘導加熱などの急速加熱手段を
用いても良い。また再加熱焼入れ時の冷却速度も特に限
定されるものではなく、素材鋼の成分組成から判断し
て、継目無鋼管の肉厚全面にわたって所望の低温変態組
織が得られるようなものとすれば良い。一般には空冷よ
り速い速度である。

【００９０】なお、再加熱焼入れを２回行う場合には、
２回目の再加熱焼入れの加熱温度を１回目の再加熱焼入
れの加熱温度に比べて低くすることが、靱性と耐硫化物
応力割れ性の向上にとってより好ましい。

【００９１】ところで遅れ破壊を防止する意味合いか
ら、直接焼入れおよび再加熱焼入れの各焼入れ処理の間
で中間焼戻し処理を適宜実施しても最終焼戻し後の継目
無鋼管に特性の変化は生じない。従って、各焼入れ処理
の後、次の焼入れ工程までの時間が５時間を超える場合
には、効果的に遅れ破壊を防止するために中間焼戻し処
理を実施するのが好ましい。

【００９２】この各焼入れ処理の間で行う中間焼戻し温
度の上限は継目無鋼管に所望の特性（強度、靱性、硫化
物応力割れ抵抗性）を付与するためにＡc₁点以下の温度
とする必要がある。次の再加熱焼入れ処理で超微細な整
粒組織を確実に得るためにはこの中間での焼戻しにおけ
る温度は７００℃以下とすることが好ましい。また、こ
の中間焼戻しはそれによって遅れ破壊の防止が可能な温
度、例えば５００℃以上の温度で行えば充分である。

【００９３】なお、本発明の方法は、直接焼入れをＤ
Ｑ、再加熱焼入れをＲＱ、焼戻しをＴＥ、遅れ破壊防止
のための中間焼戻しをＭＴＥと表記した時、次の７つの
プロセスのことをいう。

【００９４】ＤＱ−ＴＥ ＤＱ−ＲＱ−ＴＥ ＤＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＴＥ ＤＱ−ＲＱ−ＲＱ−ＴＥ ＤＱ−ＲＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＴＥ ＤＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＲＱ−ＴＥ ＤＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＴＥ

【００９５】

【実施例】表１、２に示す化学組成を有する鋼を通常の
方法によって溶製した。表１における鋼Ａ〜Ｌは本発明
の対象鋼（以下、本発明鋼という）、表２における鋼Ｍ
〜Ｔは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲
から外れた比較鋼である。

【００９６】次いで、これらの本発明鋼および比較鋼を
通常の方法によって直径２２５ｍｍのビレットとなし、
表３〜１０に示す条件で製管、再加熱処理、直接焼入
れ、再加熱焼入れ、中間焼戻しおよび焼戻しを行った。
なお、予備実験に基づき、鋼種と熱処理条件によって焼
戻し温度を変化させて製品強度を米国石油協会（ＡＰ
Ｉ）規格の１１０グレード（降伏強度：７７〜８８ｋｇ
ｆ／ｍｍ² ）、１２５グレード（降伏強度：８８〜９８
ｋｇｆ／ｍｍ² ）、１４０グレード（降伏強度：９８〜
１０９ｋｇｆ／ｍｍ² ）の３段階に変化させた。

【００９７】こうして得た製品（継目無鋼管）の強度、
靱性、オ−ステナイト結晶粒度、異常粒成長の発生の有
無および耐硫化物応力割れ性を調査した。なお、靱性は
シャルピー衝撃試験における破面遷移温度で評価した。
異常粒成長についてはＡＳＴＭ（Ｅ１１２）に準じた切
片法によって、１０００μｍの距離をリニアアナライザ
でスキャンし、粒界との交点の数から平均結晶粒切断切
片長さを求め、更に、任意の位置の２００倍のミクロ組
織写真（７ｃｍ×１０ｃｍ）５視野から求めた最大結晶
粒切断切片長さとの比が３倍未満の場合に異常粒成長
「無」、３倍以上の場合に異常粒成長「有」と判定し
た。また、耐硫化物応力割れ性はＮＡＣＥ−ＴＭ０１−
７７−ＭＥＴＨＯＤ−Ｂにて規定されるＳｃ値で評価し
た。

【００９８】試験結果を表１１〜１８に示す。

【００９９】一般に、高強度になればなるほど耐硫化物
応力割れ性と靱性は低下する傾向があるので、以下、強
度グレード別に性能を比較する。

【０１００】本発明例である試験番号１〜１２は、交叉
角０度の穿孔機を用いて穿孔し、その後仕上げ圧延と再
加熱処理を行い、更に、直接焼入れ−焼戻しを行って１
１０グレードに調整したものである。同等の強度レベル
である従来例の試験番号９３と比較すると、結晶粒径が
微細であり、靱性と耐硫化物応力割れ性が向上してい
る。また、本発明例である試験番号２１〜３２は交叉角
５〜２９度の交叉穿孔機により穿孔し、その後仕上げ圧
延と再加熱処理を行い、更に、直接焼入れ−焼戻しを行
って１１０グレードに調整したものである。交叉角０度
の穿孔（交叉角のない穿孔）を行った試験番号１〜１２
よりも交叉穿孔機を用いることにより仕上げ圧延での強
加工が容易になって靱性と耐硫化物応力割れ性の一層の
向上が認められる。

【０１０１】本発明例である試験番号１３〜１６は、交
叉角０度の穿孔機を用いて穿孔を行い、直接焼入れ後、
更に、中間焼戻し、再加熱焼入れおよび焼戻しを実施す
るプロセスで１２５グレードに調整したものである。同
等強度グレードの従来例である試験番号９４と比較する
と結晶粒径が微細で、靱性と耐硫化物応力割れ性が向上
している。本発明例の試験番号３３〜４８は交叉角５〜
２９度の交叉穿孔機により穿孔して、同様に１２５グレ
ードに調整したものである。交叉角０度の穿孔（交叉角
のない穿孔）を行った試験番号１３〜１６よりも交叉穿
孔機を用いることにより仕上げ圧延での強加工が容易に
なって靱性、耐硫化物応力割れ性のより大きな向上が生
じている。

【０１０２】本発明例の試験番号１７〜２０は、交叉角
０度の穿孔機を用いて穿孔し、直接焼入れ後、更に、２
回ずつの再加熱焼入れと中間焼戻しを実施し、焼戻しに
よって１４０グレードに調整したものである。同等の強
度レベルを示す従来例の試験番号９５と比較すると結晶
粒径が極めて小さく、従って、靱性と耐硫化物応力割れ
性において従来例を大きく上回る性能が得られている。
また、本発明例である試験番号４８〜７２は交叉角５〜
３２度の交叉穿孔機により穿孔して、１４０グレードに
調整したものである。交叉角０度の穿孔（交叉角のない
穿孔）を行った試験番号１７〜２０よりも交叉穿孔機を
用いたことにより仕上げ圧延での強加工が容易になり、
靱性と耐硫化物応力割れ性の一層の向上が認められる。

【０１０３】比較例としての試験番号７３と７４は、仕
上げ圧延後再加熱処理してから直接焼入れ−焼戻しを行
って１１０グレードに調整したものであるが、仕上げ圧
延の加工度（加工率）、圧延仕上がり温度といった加工
熱処理条件のいずれかが本発明で規定する範囲から外れ
るため、結晶粒微細化効果が生じず、従って、従来例の
試験番号９３と比較しても靱性と耐硫化物応力割れ性が
劣っている。また、試験番号７５と７６では焼入れ温度
が確保できないので完全な焼入れ組織が得られない。従
って、１１０グレードを得るための焼戻し温度が低くな
ってしまうので結晶粒は微細であるが、靱性と耐硫化物
応力割れ性が低い。

【０１０４】一方、強度レベルで１２５グレードまたは
１４０グレードを示す比較例の試験番号７７〜８４も同
様に、仕上げ圧延の加工度（加工率）、圧延仕上がり温
度、再加熱処理といった加工熱処理条件が本発明で規定
する範囲を外れるため、結晶粒微細化効果が小さく、そ
の後に再加熱焼入れ−焼戻しの所謂「調質処理」を行っ
ても、前履歴の影響を受けて最終の結晶粒は粗大とな
る。従って、特に、本発明例と比べて靱性と耐硫化物応
力割れ性は劣っている。本発明例にあっては異常粒成長
が生じないが、比較例の試験番号７４、７７、７８、８
１および８２では異常粒成長が観察され、靱性と耐硫化
物応力割れ性が劣化している。つまり、直接焼入れ後に
更に調質処理を行う場合には、微細なＮｂやＴｉの炭窒
化物を分散させておく必要があることが分かる。

【０１０５】比較例である試験番号８５〜９２は、本発
明で規定した製造条件は満たしているものの、化学組成
が本発明で規定した条件から外れた比較鋼を用いたもの
である。すなわち、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｐ、Ｓ、
Ｎおよびｆｎ１のいずれかが本発明の規定条件外にある
ため、本発明例の同等強度レベルのものと比較して、靱
性と耐硫化物応力割れ性が劣っている。

【０１０６】Ｐ、Ｓの含有量を減らすことが耐硫化物応
力割れ性を向上させることは知られているが、本発明の
直接焼入れプロセスを用いることによって、従来の再加
熱焼入れ焼戻し処理に比べ、耐硫化物応力割れ性の向上
効果が大きく現れる。すなわち、従来の再加熱焼入れ焼
戻し処理の場合、試験番号９６、９７と試験番号９８、
９９との比較から分かるように、Ｐおよび／またはＳの
含有量減少による耐硫化物応力割れ性向上効果はそれほ
ど大きく現れない。これに対して本発明の直接焼入れプ
ロセスでは、同じ本発明例ではあっても、試験番号２１
〜２６と試験番号２７〜３２との比較から、同等強度レ
ベルでありながらＰおよび／またはＳの含有量を減少さ
せると耐硫化物応力割れ性向上に対する効果が極めて大
きく現れることが明らかである。

【０１０７】

【表１】

【０１０８】

【表２】

【０１０９】

【表３】

【０１１０】

【表４】

【０１１１】

【表５】

【０１１２】

【表６】

【０１１３】

【表７】

【０１１４】

【表８】

【０１１５】

【表９】

【０１１６】

【表１０】

【０１１７】

【表１１】

【０１１８】

【表１２】

【０１１９】

【表１３】

【０１２０】

【表１４】

【０１２１】

【表１５】

【０１２２】

【表１６】

【０１２３】

【表１７】

【０１２４】

【表１８】

【０１２５】

【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
従来の再加熱焼入れ焼戻しのプロセスよりも省プロセス
でありながら、これと同等以上の性能を有する継目無鋼
管が得られる。更に、直接焼入れ後に再加熱焼入れ焼戻
しの所謂調質処理を実施することで、従来は充分な性能
が得られなかった高強度の継目無鋼管においても良好な
靱性と耐硫化物応力割れ性が得られる。これによって、
油井の開発コストの引き下げ、更に従来開発が困難であ
った深度の大きい油井の開発が可能になるなど、今後の
エネルギーの安定供給に対する寄与は計り知れず、産業
上の効果は極めて大きい。

【図面の簡単な説明】

【図１】交叉角を説明する図で、（ａ）は平面図、
（ｂ）は側面図である。

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】重量％で、Ｃ：０．２０％超〜０．５０
   ％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜１．５
   ％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜１．５
   ％、Ｎｂ：０．００５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５
   〜０．５０％、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：
   ０．００５〜０．５０％、Ｖ：０．５％以下、Ｚｒ：
   ０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下を含有し、残部は
   Ｆｅおよび不可避不純物からなり、不純物中のＮｉは
   ０．１％以下、Ｐは０．０５％以下、Ｓは０．０１％以
   下、Ｎは０．０１％以下およびＯは０．０１％以下で、
   且つ、ｆｎ１＞０である成分組成のビレットを、熱間で
   穿孔し、圧延して継目無鋼管を製造するに際し、穿孔に
   続いて、断面圧縮率にして４０％以上の仕上げ圧延を仕
   上がり温度８００〜１０５０℃で行い、その後８５０〜
   １１００℃の温度域の温度Ｔで時間ｔの再加熱を行って
   下記ｆｎ２の値を２３５００〜２６０００となしてから
   直ちに直接焼入れを行い、次いでＡｃ₁ 点以下の温度で
   焼戻しすることを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れ
   た高強度継目無鋼管の製造方法。ここで、 ｆｎ１＝Ｔｉ（％）−（48／14）｛Ｎ（％）−（14／9
   1）Ｚｒ（％）｝、 ｆｎ２＝（Ｔ＋２７３）（２１＋ｌｏｇｔ）、 なお、Ｔ（℃）、ｔ（ｈ）である。
2. 【請求項２】熱間穿孔を、交叉穿孔機を用いて交叉角５
   〜３５度で行うことを特徴とする請求項１に記載の耐硫
   化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。
3. 【請求項３】ビレットの不純物中のＰが０．００５％以
   下もしくはＳが０．０００７％以下、またはＰが０．０
   ０５％以下で、且つＳが０．０００７％以下であること
   を特徴とする請求項１と２のいずれかに記載の耐硫化物
   応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。
4. 【請求項４】直接焼入れと焼戻しの間で、１回または２
   回のＡｃ₃ 点〜［Ａｃ₃ 点＋１００℃］の温度域に加熱
   した後の再加熱焼入れを行うことを特徴とする請求項１
   から３までのいずれかに記載の耐硫化物応力割れ性に優
   れた高強度継目無鋼管の製造方法。