JPH09235617A

JPH09235617A - 継目無鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH09235617A
Application number: JP4240396A
Authority: JP
Inventors: Kunio Kondo; 邦夫近藤; Hajime Osako; 大迫　　一
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1996-02-29
Filing date: 1996-02-29
Publication date: 1997-09-09

Abstract

(57)【要約】【課題】機械的性質のばらつきが小さい直接焼入れ焼戻
し処理による溶接性に優れた高強度高靭性継目無鋼管の
製造方法の提供。【解決手段】（１）重量％で、C:0.02〜0.15%、Si:0.1〜
1.5%、 Mn:0.5〜2%、 solAl:0.001 〜0.5%および任意元素
を含む鋼を、熱間で穿孔後、800 〜1050℃で断面圧縮率
40% 以上の仕上げ圧延をし、850 〜1100℃の加熱炉に管
を装入し、3 秒間〜30分間在炉させた後、の冷却速度
R で直接焼入れし、またはの焼戻し温度T （℃）で
焼戻す継目無鋼管の製造方法。ｔを継目無鋼管の肉厚
（mm）、R を800 〜500℃での平均冷却速度（℃／
秒）、T を焼戻し温度（℃）とするとき、R ≧(10^3.1)/
(t^1.4)・・・・ 0<t<30 の場合 : 500-2.3×t ≦ T ≦ 720-1.1×t ・・・・ 30 ≦t の場合 : 常温≦ T ≦ 720-1.1×t ・・・・

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、原油または天然ガ
スの探査、採取または移送に用いられる溶接性に優れた
高強度高靭性の継目無鋼管、とくにラインパイプとして
用いられる継目無鋼管の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、継目無鋼管の熱処理方法として直
接焼入れ法は、多くの工場で採用されるに至っている。
しかしながら、直接焼入れ法は、溶接を考慮する必要の
ない炭素当量の高い、したがって焼入性の高い鋼管に対
して高強度および高靭性を付与することは出来ても、溶
接性を考慮して炭素当量を下げた継目無鋼管に対しては
高強度と高靭性を同時に満足させることは、現状では困
難である。そのため、溶接性が重視されるラインパイプ
用の継目無鋼管は、製造ラインとは別に焼入れ炉と焼戻
し炉を設置して通常の焼入れ焼戻し処理を行う必要があ
った。ここに、“直接焼入れ”とは、圧延後にそのまま
圧延ラインから焼入れ設備に移行させ焼入れるか、また
は圧延後にそのまま圧延ラインに取り付けられた加熱炉
等の設備に導入した後に、焼入れ設備に移行させて焼入
れる方法をいう。また、以下において管または鋼管とい
うとき、継目無鋼管をさす。

【０００３】炭素当量を下げた組成の継目無鋼管にも直
接焼入れを適用し、高強度と高靭性を付与するために、
これまで下記の３種の改善策が提案されてきた。

【０００４】（イ）靭性を改善するために、圧延ライン
上で冷却し、一旦フェライト変態させた鋼を再加熱して
オーステナイトに逆変態させることによって、細粒化を
はかる方法。具体的には、粗圧延と仕上げ圧延の中間に
冷却と再加熱をおこなう方法（特開昭５６−３６２６号
公報、特開平４−２１７２１号公報、特開平５−２５５
７４９号公報、特開平５−２５５７５０号公報）、およ
び最終仕上げ圧延後に冷却と再加熱をおこなう方法（特
開昭５８−９１１２３号公報、特開昭５８−１０４１２
０号公報）が開示されている。

【０００５】しかしながら、この方法はエネルギ消費が
大きく、複雑かつ建設費の高い設備を必要とするので、
従来の再加熱焼入れ方法と比べて、それほど大きな設備
コストおよび操業コストのメリットをもたらさない。

【０００６】（ロ）結晶粒を微細化する観点から、未再
結晶温度域で加工をおこなった後、再加熱をおこない微
細な再結晶粒とし、その後仕上げ圧延、直接焼入れ、焼
戻しする方法が提示されている（特開平６−１７２８５
４号公報、特開平６−１７２８５５号公報、特開平６−
１７２８５７号公報、特開平６−１７２８５８号公報、
特開平６−１８４６３５号公報、特開平６−１８４６３
６号公報、特開平６−１８４７１１号公報）。この方法
は、せん断歪成分が大きい傾斜圧延機１台または２台に
よって、通常より大きい加工歪を未再結晶温度域で導入
して、その後に再加熱圧延することによって、微細な再
結晶粒を得るものである。

【０００７】しかしながら、この方法は大きな加工歪を
導入するため、通常より低温域での傾斜圧延は製管疵を
多発させるという問題を生じる。さらに、最終圧延を再
結晶温度域でおこなうため、再加熱温度を高温に設定せ
ざるをえず、傾斜圧延による微細化が充分活用されない
きらいがあった。

【０００８】（ハ）特開昭６１−２３８９１７号公報に
は、穿孔圧延後の加熱条件を厳密に制限して９０％以上
再結晶させ微細組織を得る提案がなされている。しかし
継目無鋼管の加工条件は全く記載されていないので、通
常の継目無鋼管の圧延法であるプラグミル法やマンドレ
ル法によって、この方法が果たして実施できるか明かで
はない。

【０００９】一般に、焼入性の低い化学組成の鋼管に直
接焼入れを適用する場合には、上記の問題のほかに下記
の問題が発生する。

【００１０】(a) 継目無鋼管全体にわたって均一な焼入
れ組織を得にくく（焼きムラ）、その結果、とくに鋼管
長手方向に沿って機械的性質がばらつく。

【００１１】(b) 継目無鋼管の肉厚の変動の影響を強く
受け、ある肉厚を境に、それより厚い場合は機械的性質
が大きく劣化する。その境となる肉厚は、組成が同じで
も製造機会によって変動する。

【００１２】上記した(a) および(b) ともに、溶接性を
重視した化学組成、すなわち炭素当量または焼入性を下
げたの鋼の場合に、ばらつきの幅が大きくなる。

【００１３】

【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、溶接
性を良好にするために焼入性を低くした組成でありなが
ら、機械的性質のばらつきを抑制した直接焼入れ焼戻し
処理による継目無鋼管の製造方法を提供することにあ
る。

【００１４】ここで、「溶接性が優れている」とは、溶
接割れ感受性が低いことおよび溶接部の靭性が良好であ
ることの両方を満たすことをいう。また、「溶接部の靭
性が良好」とは、溶接金属と母材が接する界面を意味す
るボンドおよびボンドより母材がわに１〜５ｍｍ入った
位置である熱影響部（ＨＡＺ：Heat Affected Zone）の
いずれにおいても靭性が良好であることをいう。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記の課
題を改善するために、化学組成、圧延加工法、直接焼入
れ直前の加熱方法および焼入れ冷却速度に重点をおいて
調査をおこなった。その結果、適正な圧延加工および圧
延ラインに取り付けた特定の加熱装置による鋼管全体加
熱の後、適切な焼入れ装置により直接焼入れを行い、特
定の条件により焼戻しを施せば、継目無鋼管全体にわた
って良好かつ均一な機械的性質が得られることを確認し
た。この方法の概要はつぎのようにまとめられる。

【００１６】（Ａ）強加工による結晶粒の微細化：穿孔
後、延伸および圧延の両者を一体的に行う仕上げ圧延法
により断面圧縮率４０％以上の加工を８００〜１０５０
℃にて施す。この４０％以上の加工により充分な加工歪
が継目無鋼管に導入され、継目無鋼管が８５０〜１１０
０℃に保持した炉に３秒間〜３０分間在炉されたとき、
再結晶を促進し、結晶粒を微細化し、靭性を向上させ
る。

【００１７】（Ｂ）直接焼入れ直前の鋼管全体の加熱：
圧延ラインに取り付けた加熱装置は、上記の強加工した
継目無鋼管全体を一時に均一に加熱する広さを持った加
熱炉とする。このため、鋼管全体にわたる機械的性質の
ばらつき、とくに長手方向の機械的性質の勾配が著しく
減少する。

【００１８】（Ｃ）直接焼入れの冷却速度：直接焼入れ
における冷却速度は、肉厚に応じて一定の冷却速度以上
とする。この冷却速度と直接焼入れ法特有の焼入性向上
効果と相まって、低い焼入性の組成でありながら肉厚の
厚い鋼管まで製造できることとなり、同時に製造量の多
い比較的薄い肉厚の継目無鋼管をも余裕をもって製造で
きることになる。肉厚が厚くても一定の冷却速度を確保
する方法については後述する。

【００１９】（Ｄ）焼戻し条件：図１は、本発明方法で
製造された継目無鋼管（０．０７％Ｃ−０．２２％Ｓｉ
−１．３％Ｍｎ−０．０１％Ｐ−０．００１％Ｓ−０．
２７％Ｃｕ−０．０８％Ｎｉ−０．０５％Ｃｒ−０．０
３２％Ｎｂ−０．０２３％Ｔｉ−０．０３５％ｓｏｌＡ
ｌ−０．００１３％Ｃａ）の降伏強さに及ぼす焼戻し温
度の影響を表す図面である。同図によれば、厚肉の継目
無鋼管の降伏強さは、低い焼戻し温度では薄肉の鋼管に
比べて低いが、焼戻し温度が上昇しても降伏強さの低下
は緩やかであるため６５０〜７００℃の範囲では薄肉の
鋼管と同一の値になる。したがって、同一の鋼で同じ強
度レベルの厚肉鋼管から薄肉鋼管までを直接焼入れ焼戻
しにより製造するためには、焼戻し温度は、薄肉鋼管に
対しては高めとし、厚肉鋼管には低めとする。これによ
り、肉厚に応じて組成の変わった幾種類ものビレットを
準備しておく必要がなくなり、物流コストの削減も同時
に可能となる。

【００２０】本発明は、溶接性の優れた鋼と継目無鋼管
の加工熱処理方法を組み合わせることにより完成された
もので、下記の組成、熱間圧延、直接焼入れ直前の加熱
処理および直接焼入れ焼戻しを特徴とする継目無鋼管の
製造方法を要旨とする。

【００２１】（１）重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５
％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、ｓ
ｏｌＡｌ：０．００１〜０．５％、Ｃｒ：０〜１．５
％、Ｍｏ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｔｉ：
０〜０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０８％、Ｖ：０〜０．
３％、Ｚｒ：０〜０．０８％、Ｃａ：０〜０．０１％、
Ｃｕ：０〜０．８％およびＢ：０〜０．００８％を含
み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不可避
的不純物のうちＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以
下、Ｎ：０．０１％以下およびＯ（酸素）：０．０１％
以下である鋼を、熱間で穿孔後、継目無鋼管に加工する
熱間圧延において、８００〜１０５０℃の仕上がり温度
にて断面圧縮率４０％以上の仕上げ圧延加工を加え、そ
のまま８５０〜１１００℃の温度域に保持された加熱炉
に継目無鋼管を装入し３秒間〜３０分間在炉させた後、
下記の式に示す８００℃から５００℃までの平均冷却
速度Ｒ（℃／秒）にて直接焼入れを行い、さらに鋼管の
肉厚に応じて下記の式または式に示す焼戻し温度Ｔ
（℃）にて焼戻すことを特徴とする溶接性に優れた高強
度高靭性継目無鋼管の製造方法。

【００２２】ｔを継目無鋼管の肉厚（ｍｍ）とすると
き、Ｒ≧（１０^3.1）／（ｔ^1.4）・・・・・・・・・・・・・・・・・・・Ｔを焼戻し温度（℃）とするとき、肉厚ｔ（ｍｍ）が、
０＜ｔ＜３０の場合：５００−２．３×ｔ ≦ Ｔ ≦ ７２０−１．１×ｔ・・・３０≦ｔの場合：常温 ≦ Ｔ ≦ ７２０−１．１×ｔ・・・本発明方法における“仕上げ圧延加工”とは、加工の影
響が直接的に結晶粒の微細化に寄与する範囲の圧延加工
をいい、後記するように“延伸圧延加工”および“圧延
の最終段階における通常の仕上げ圧延加工”の両方を含
む。また、“仕上がり温度”とは、仕上げ圧延直後の温
度をいう。仕上げ圧延加工の後、“そのまま”加熱炉に
装入するとは、仕上げ圧延加工の後、“一旦室温まで冷
却することなく”、加熱炉に装入することをいう。一旦
室温まで冷却しなければ、脱スケール、ひずみ矯正など
をおこなってもよい。

【００２３】本発明方法においては、仕上げ圧延後、継
目無鋼管を加熱炉に装入する際、継目無鋼管の全ての部
分を加熱炉に入れ所定の温度に加熱する。

【００２４】８００℃から５００℃までの平均冷却速度
Ｒは、管の肉厚中心位置での冷却速度である。また、熱
間圧延における仕上がり温度も同様に肉厚中心での温度
である。

【００２５】肉厚３０ｍｍ以上の場合の焼戻し温度が常
温とは、焼戻しをおこなわないこと、すなわち直接焼入
れままをいう。

【００２６】

【発明の実施の形態】１．化学組成まず本製造方法にお
いて化学組成を限定した理由を述べる。以下において、
組成は重量％を表示する。

【００２７】（ａ）必須元素Ｃ：Ｃは焼入性を高め、強度を向上させるのに必要な元
素である。０．０２％未満では焼入性が不足して高い降
伏強さが得られない。しかし、０．１５％を超えると溶
接割れ感受性が高くなるので０．０２〜０．１５％とす
る。

【００２８】Ｓｉ：Ｓｉは焼戻し軟化抵抗を高める元素
であるが、過剰になると溶接部の靭性を低下させる。焼
戻し軟化抵抗向上のためには、０．１％以上必要である
が、１．５％を超えると溶接部の靭性劣化が著しいので
０．１〜１．５％とする。

【００２９】Ｍｎ：Ｍｎは焼入性を高め、直接焼入れに
よって所定の組織とし、強度と靭性を確保するために添
加する。その含有量が０．５％未満では、効果が明確に
得られず、一方、２％を超えるとかえって靭性が劣化す
るので、０．５〜２％とする。

【００３０】ｓｏｌＡｌ（酸可溶Ａｌ）：ｓｏｌＡｌ
は、精錬中または凝固中に酸素と反応したＡｌ量を超え
るＡｌが、凝固を完了した鋼に残留したものをいう。ｓ
ｏｌＡｌは凝固中または凝固直後のピンホール発生の防
止および靭性に有害な固溶ＮをＡｌＮとして固定するた
めに残留させる。精錬中にＡｌが十分脱酸に働き酸素の
大部分が除去されても微量の酸素は凝固した鋼中に含ま
れており、凝固が完了した後におけるｓｏｌＡｌが０．
００１％未満では凝固直後に微小なピンホールが発生す
ることを防止できない。また、靭性に有害なＮの固定も
不十分になる。いっぽう、ｓｏｌＡｌが０．５％を超え
ると靭性が低下するので０．００１〜０．５％とする。

【００３１】（ｂ）任意元素下記する元素は添加しなくてもよい。しかし、それぞれ
有用な効果をもつので、元素に応じて適切な量を含有さ
せることにより、より優れた性能を付与することができ
る。

【００３２】Ｃｒ：Ｃｒは焼入性を高めるのに有用な元
素である。必須元素のみで最低限必要な焼入性は確保さ
れるのでＣｒは添加しなくてもよい。しかし、より厚肉
の鋼管に適用する場合、必要な焼入性を確保するために
使用する。添加する場合、Ｃｒ含有量を０．０２％以上
とすると、焼入性のほかに焼戻し軟化抵抗を高める効果
も得られるので０．０２％以上とするのが望ましい。し
かし、１．５％を超えると溶接部の靭性が低下するので
１．５％以下とする。

【００３３】Ｍｏ：Ｍｏは添加しなくてもよい。しか
し、厚肉の鋼管の場合さらに焼入性および焼戻し軟化抵
抗を高める場合に、必須元素に加えて使用する。その含
有量が０．０２％未満では、これらの効果が明確に得ら
れないので、０．０２％以上とするのが望ましい。しか
し、１．５％を超えると溶接部の靭性劣化が著しくなる
ので１．５％以下とする。

【００３４】Ｎｉ：Ｎｉは添加しなくてもよい。Ｎｉは
固溶状態において鋼のマトリックス（基地）の靭性を高
める効果があるので、より優れた靭性を安定して得る場
合に使用する。添加する場合、その含有量を０．０５％
以上とすると焼入性向上効果も得られるので、０．０５
％以上とすることが望ましい。しかし、２．５％を超え
ると合金コストの上昇に見合った靭性の向上が得られな
いので２．５％以下とする。

【００３５】Ｔｉ：Ｔｉは添加しなくてもよい。Ｔｉは
鋼中で炭窒化物を形成し、溶接部の組織粗大化を防止し
て靭性改善に効果があるので、より優れた溶接部靭性を
確保する場合に添加する。添加する場合、その含有量を
０．００５％以上とすると、母材の細粒化にも効き母材
の靭性を高めるので、０．００５％以上とするのが望ま
しい。しかし、０．０８％を超えるとかえって母材靭性
の低下が著しいので０．０８％以下とする。

【００３６】Ｎｂ：Ｎｂは添加しなくてもよい。Ｎｂは
圧延の際、未再結晶温度域を高温まで拡大する。Ｎｂを
含まなければ圧延後再結晶し成長する結晶粒は、Ｎｂを
含むと、圧延により加工歪を蓄積したまま延伸し、直接
焼入れ前の加熱中に再結晶がおき結晶粒は細かくなり靭
性向上に有効である。添加する場合、その含有量を０．
００５％以上とすると、このほかに焼戻し時のＮｂＣの
二次析出により焼戻し軟化抵抗を高める効果も得られる
ので０．００５％以上とするのが望ましい。しかし、
０．０８％を超えると溶接部の靭性が著しく劣化するの
で、０．０８％以下とする。

【００３７】Ｖ：Ｖは添加しなくてもよい。Ｖは直接焼
入れした後焼戻し時に析出して、焼戻し軟化抵抗を高め
るので、降伏強さをさらに高める場合に使用する。添加
する場合、その含有量を０．０１％以上とすると、焼戻
し軟化抵抗のほかに焼入性も向上させる効果も得られる
ので、０．０１％以上とするのが望ましい。しかし、
０．３％を超えると靭性が大きく劣化するので０．３％
以下とする。

【００３８】Ｚｒ：Ｚｒは添加しなくてもよい。Ｚｒは
高温でも安定な炭窒化物を生成し、穿孔前の鋼（ビレッ
ト）加熱時の結晶粒成長を抑制するので、さらに結晶粒
を微細化して靭性を向上させる場合に使用する。使用す
る場合、０．００５％以上とすると溶接部の靭性向上に
も有効なので０．００５％以上とするのが望ましい。し
かし、０．０８％を超えると母材の靭性低下が著しいの
で、０．０８％以下とする。

【００３９】Ｃａ：Ｃａは添加しなくてもよい。Ｃａは
鋼中のＳと反応して溶鋼中で硫酸化物を生成する。この
硫酸化物は、ＭｎＳなどと異なり、圧延加工によって圧
延方向に伸びることがなく、圧延後も球状である。この
ため、延伸した介在物の先端等を割れの起点とする溶接
割れまたは水素誘起割れ（ＨＩＣ：Hydrogen Induced C
racking ）を抑制するので、溶接割れまたはＨＩＣ割れ
を抑制する場合に使用する。

【００４０】使用する場合、０．０００２％以上とする
と溶接部の靭性向上にも効果があるので０．０００２％
以上とするのが望ましい。しかし、０．０１％を超える
と母材靭性が低下し、同時に鋼管表面に疵を多発するの
で０．０１％以下とする。

【００４１】Ｃｕ：Ｃｕは添加しなくてもよい。Ｃｕは
強度上昇および耐食性向上に有効なので、より一層の高
降伏強さおよび高耐食性が必要な場合に使用する。使用
する場合、０．０５％以上とすると、直接焼入れにおけ
る焼入性も高めるので０．０５％以上とするのが望まし
い。しかし、０．８％を超えると熱間加工性が低下する
ので０．８％以下とする。

【００４２】Ｂ：Ｂは添加しなくてもよい。Ｂは微量で
直接焼入れ時の焼入性を著しく高めるので、厚肉鋼管に
おいて焼入性を高める場合、または必須元素のＭｎ等を
耐食性および靭性の見地より削減し、その焼入性低下分
を補う場合に使用する。使用する場合、０．０００２％
以上とすると、さらに溶接部でＢＮを形成して靭性に有
害な固溶ＮをＢＮとして固定する効果が得られるので
０．０００２％以上とすることが望ましい。しかし、
０．００８％を超えると、母材および溶接部の靭性を害
するので０．００８％以下とする。

【００４３】（ｃ）不可避的不純物下記の元素は不可避的に混入する不純物の一部を挙げた
ものである。不可避的不純物とはいいながら、下記の範
囲内に抑制しなければ、充分良好な性能が得られない。

【００４４】Ｐ：Ｐは不純物として鋼中に不可避的に存
在する。０．０５％を超えると、粒界に偏析して靭性を
低下するので、０．０５％以下とする。

【００４５】Ｓ：ＳもＰと同様に不純物として鋼に混入
する。０．０１％を超えると粗大なＭｎＳなどの硫化物
を生成して熱間圧延によって延伸して耐ＨＩＣ性および
靭性を低下させるので、０．０１％以下とする。

【００４６】Ｎ：Ｎは不純物として鋼の存在して、とく
に溶接部の靭性を劣化するので０．０１％以下とする。

【００４７】Ｏ（酸素）：Ｏは不純物として鋼に存在し
て、延性および靭性を低下し、表面疵を発生させるの
で、０．０１％以下とする。

【００４８】２．製造条件上記した溶接性を重視した化学組成の鋼に下記の製造条
件を設定した理由を説明する。

【００４９】（ａ）鋼の加熱および穿孔：加熱炉に装入
する鋼は、上記したように、丸棒状に分塊圧延したもの
あるいは丸型鋳型に連続鋳造して製造したものなど、い
わゆるビレットであればどのようなものでもよい。エネ
ルギー節減のためにはビレットは分塊圧延や連続鋳造の
後、室温まで完全に冷却する前に加熱炉に装入してもよ
い。

【００５０】ビレットの加熱温度は穿孔機にて熱間加工
できる温度であればよい。最適温度は材質によって異な
り、高温延性と高温変形抵抗を考慮して定める。通常は
１１００〜１３００℃の範囲に加熱することが望まし
い。高能率のビレット加熱を実現するためには、ビレッ
ト長さは所定の長さの整数倍の長尺とする。加熱後穿孔
をおこなう前に加熱炉の後段（穿孔機の前段）に設置し
た切断機により所定の長さに切断することが望ましい。

【００５１】穿孔においては、中実のビレットに熱間で
貫通孔を開け中空素管（ホローシェル）を製造する。穿
孔方法には傾斜圧延やプレス穿孔等があり、とくに限定
しない。なお、ビレットの表面温度が低下すると、穿孔
時に疵が発生し易くなるので穿孔直前に補助加熱装置、
たとえば誘導加熱装置を設置してもよい。

【００５２】（ｂ）延伸圧延加工および仕上げ圧延加
工：延伸圧延加工および仕上げ圧延加工により、穿孔さ
れた中空素管を延伸し、かつ寸法調整して所望の形状の
継目無鋼管を製造する。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。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、延伸加工の加工歪
も、実質上仕上げ圧延の加工歪として算入し、加工によ
る組織の微細化に利用できる。本明細書において、“仕
上げ圧延における断面圧縮率”とは、穿孔の後、“延伸
加工および仕上げ圧延加工の双方での加工を合わせた断
面圧縮率”のことをいう。また、断面圧縮率とは、（加
工前の管断面積−加工後の管断面積）／（加工前の管断
面積）をいう。

【００５３】本発明では断面圧縮率４０％以上の、上記
の“仕上げ圧延加工”を、８００〜１０５０℃の範囲の
仕上がり温度にておこなう必要がある。断面圧縮率で４
０％未満では、再結晶が円滑に進行せず、充分微細な結
晶粒が得られない。断面圧縮率の上限は、製造する管の
材質やミル能力によって異なるためにとくに限定しない
が、断面圧縮率が８０％を超えると表面に疵を発生しや
すくなるので、断面圧縮率は８０％程度を超えないこと
が望ましい。仕上がり圧延温度が１０５０℃を超えると
結晶粒が粗大化して細粒組織が得られないので１０５０
℃以下とする。

【００５４】一方、圧延仕上がり温度は低温ほど再結晶
粒が微細になるが、仕上がり温度が８００℃未満では、
素管の変形抵抗が大きくなり断面圧縮率４０％以上の加
工を施すことが困難となるので８００℃以上とする。

【００５５】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には、従来分離して別々に
配置されていた延伸圧延機と仕上げ圧延機とを連続一体
化した配置とすればよい。連続一体化によりすべてのサ
イズの継目無鋼管の仕上げ圧延の断面圧縮率を実質上４
０％以上とすることができる。

【００５６】延伸圧延機としてのマンドレルミルは、延
伸圧延終了後に内面規制工具であるマンドレルバーの後
端を拘束することにより、マンドレルバーをミル入側に
引き戻して循環使用できるものであればよい。とくに、
マンドレルバーの引き戻し速度が、延伸圧延中の中空素
管の移動速度と独立したミルであることが好ましい。

【００５７】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よい。とくにマンドレル
ミルで圧延された管からマンドレルバーを引き出し分離
する機能を備えたいわゆる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。

【００５８】（ｃ）加熱処理：仕上げ圧延後、直接焼入
れ前に、再結晶を進行させるために加熱処理を行うこと
が、本発明の大きな特徴である。加熱中、再結晶が誘起
され結晶粒が微細化する。従来の粗圧延と仕上げ圧延と
の間で加熱する方法と異なり、本発明法は、加熱後に圧
延加工を行わないので、再結晶が進行する最低の温度に
加熱温度を設定することができる。このためきわめて微
細な再結晶粒が得られる。

【００５９】加熱温度は、本発明法の対象とする溶接性
を重視する低炭素低合金鋼の場合、８５０℃未満では再
結晶が完了するのに長時間を要して、生産効率が低下す
る。

【００６０】一方、１１００℃を超えると結晶粒がいち
じるしく粗大化するので、加熱温度は８５０〜１１００
℃とする。

【００６１】この加熱に際して、継目無鋼管のすべての
部分を上記の温度に保たれた熱処理炉に導入し、すべて
の部分を同時に炉内に３秒間〜３０分間滞在させなけれ
ばならない。３秒間未満では、再結晶が充分進行せず、
３０分間を超えると再結晶を終了した粒が成長し粗大化
するので、在炉時間は、３秒間〜３０分間とする。継目
無鋼管のすべての部分を一時に炉内に導入し、３秒間〜
３０分間在炉させるのは、直接焼入れ前の温度のばらつ
きを是正し、とくに鋼管長手方向の温度の均一性を向上
させるためである。

【００６２】このような加熱により、本来の目的である
結晶粒の微細化と同時に継目無鋼管の長手方向（圧延方
向）の温度の均一性の向上および圧延機会ごとの焼入れ
温度のばらつき抑制が可能となる。

【００６３】（ｄ）直接焼入れ焼戻し処理：本発明方法
では、鋼管は圧延後そのまま８５０〜１１００℃に加熱
されるので、圧延後、鋼管の一部が温度降下してＡｒ₃
点より低くなりフェライトを生成しても、加熱炉に導入
され鋼管の全ての部分が容易に再びオーステナイト化さ
れる。このため、実際の操業において均質な性能の鋼管
を安定して供給することが容易となる。

【００６４】溶接性を重視した焼入性の低い化学組成の
場合、通常の焼入れ処理によっては、フェライト主体の
焼入れ組織となり、マルテンサイトおよび微細ベイナイ
トが混在した良好な焼入れ組織は得られない。直接焼入
れ法は、通常の焼入れ法に比べて、焼入性は向上する
が、この焼入性の向上分だけでは、安定して良好な焼入
れ組織は得られない。溶接性を重視した焼入性の低い化
学組成の鋼に直接焼入れを適用して、安定して良好な焼
入れ組織とするには、冷却速度Ｒを下記式の範囲の冷
却速度としなければならない。

【００６５】Ｒ≧１０^3.1／ｔ^1.4・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・ただし、Ｒは８００℃から５００℃までの平均冷却速度
（℃／秒）、ｔは鋼管の肉厚（ｍｍ）である。

【００６６】このような冷却速度とするには、継目無鋼
管を単に水槽に浸漬するだけでは不十分である。式を
満足する冷却速度は、例えば、鋼管を回転しながら内面
に高圧のジェット水流を流し、外面は鋼管長手方向に多
くのノズルを配置してラミナー水流を流すことにより可
能である。

【００６７】肉厚が３０ｍｍ未満の場合は、適度の強度
および靭性にするために直接焼入れによって得た組織を
Ａｃ₁点以下の温度で焼戻す。焼戻し温度は鋼管の肉厚
ｔ（ｍｍ）に応じて、下記の式に示す温度Ｔ（℃）で
焼戻す。

【００６８】５００−２．３×ｔ ≦ Ｔ ≦ ７２０−１．１×ｔ・・・肉厚が３０ｍｍ以上の場合、強度確保を重視して、焼戻
しをおこなわない場合も含めて下記の式を満足する焼
戻し温度にて焼戻す。

【００６９】常温 ≦ Ｔ ≦ ７２０−１．１×ｔ・・・肉厚が３０ｍｍ未満の場合の、式における焼戻し温度
の下限は、それより低い温度では、強度が高くなりすぎ
て靭性が不十分となり、また焼戻し温度の上限は、それ
を超える温度で焼戻すと強度確保が困難になるからであ
る。

【００７０】肉厚３０ｍｍ以上で、焼戻し温度を常温以
上、すなわち直接焼入れままとしたのは、強度を確保す
るために直接焼入れままも必要だからであり、また、
式に示された上限温度を超えると強度確保が難しくなる
からである。

【００７１】

【実施例】表１は、本発明を実施するために用いた鋼と
比較例の鋼の化学組成を表す一覧表である。また表２
は、これら鋼の不可避的不純物のうちのＰ、Ｓ、Ｎおよ
びＯ（酸素）を表す一覧表である。これらの鋼は、７０
トン転炉にて溶製され通常の造塊および分塊工程を経て
丸ビレットに加工された。

【００７２】

【表１】

【００７３】

【表２】

【００７４】表３は、これら丸ビレットに対しておこな
った圧延および熱処理条件を示す一覧表である。本試験
は、本発明方法により継目無鋼管の全体にわたって降伏
強さのばらつきがどの程度抑制されているかを調査する
ための試験条件を示しており、番号Ｐ１〜Ｐ４がその試
験体である。

【００７５】これら表中の“穿孔の加工度”および“仕
上げ圧延加工度”における加工度は、ビレット（中実）
または中空素管（ホローシェル）の断面積の減少率、す
なわち断面圧縮率を表示するものである。仕上がり圧延
温度は、表面輻射温度計による計測をもとに中心部の温
度を計算により推定した値である。また、直接焼入れに
おける冷却速度は、これまでに実測した主要な肉厚での
冷却速度から内挿または外挿をおこなうことによって求
めた値である。

【００７６】

【表３】

【００７７】表３の製造条件によって製造した番号Ｐ１
〜Ｐ４の試験体は、直径１７８ｍｍ、長さ１２ｍの継目
無鋼管である。これら鋼管の長手方向２ｍおきに管端か
らａ、ｂ、ｃ、ｄ、ｅ、ｆおよびｇの７カ所の位置を定
め、これら各位置について周方向９０度おきの４カ所
（1 、2 、3 、4 ）の地点を決め、引張試験片を管軸に
平行に採取して降伏強さのばらつきを調査した。すなわ
ち、１本の鋼管に対して２８カ所の位置の降伏強さを求
めた。

【００７８】ここで、表中のＫは、本発明における８０
０−５００℃での平均冷却速度の下限値である１０^3.1
／ｔ^1.4（℃／秒：ｔは肉厚( ｍｍ) ）を、Ｌは本発明
における板厚３０ｍｍ未満の場合の焼戻し温度の下限値
である５００−２．３×ｔ（℃）を、また、Ｍは焼戻し
温度の上限値である７２０−１．１×ｔ（℃）を表す。

【００７９】表４〜表６は本発明方法を適用することに
よる強度、靭性および溶接性の向上を調査するための試
験体を製造する条件を示す一覧表である。具体的には、
つぎに述べる試験をおこなった。

【００８０】

【表４】

【００８１】

【表５】

【００８２】

【表６】

【００８３】引張試験は、直径４ｍｍ、標点距離２０ｍ
ｍの引張試験片を、また衝撃試験は１０ｍｍ幅、５ｍｍ
厚の２ｍｍＶノッチ付きハーフサイズシャルピー試験片
をいずれも管軸方向に平行に肉厚の中心を試験片厚さの
中心になるように採取しておこなった。後記する表８〜
表１０に示す降伏強さおよび母材靭性の破面遷移温度ｖ
Ｔｒｓは管の両端および中央の平均値である。

【００８４】溶接性のうち溶接割れ感受性の試験は、Ｊ
ＩＳＺ３１５８に基づいて、斜めＹ形溶接割れ試験
片に被覆アーク溶接（入熱１７ｋＪ／ｃｍ）を予熱温度
５０℃で実施し、割れの有無を調査した。後記する表８
〜表１０において、割れの発生しないものは○、割れが
発生したものは×により表示した。

【００８５】溶接部の靭性についての試験は、突き合わ
せた断面がＶ型となる開先加工をした管どうしの接合部
をガスメタルアーク溶接（入熱２３ｋＪ／ｃｍ）にて多
層溶接をおこなった後、断面のマクロエッチ組織に基づ
いて溶接継手部ボンド、およびボンドから１ｍｍ母材側
のＨＡＺの位置にハーフサイズ衝撃試験片のノッチ底が
合致するように試験片を採取しておこなった。この衝撃
試験の評価は破面遷移温度ｖＴｒｓ（℃）によりおこな
った。

【００８６】表７は、表３に示す圧延および熱処理条件
にておこなった継目無鋼管の降伏強さの各位置２８カ所
における値を示す一覧表である。番号Ｐ１およびＰ２は
本発明に基づいて直接焼入れ直前に加熱をおこなったも
の、また番号Ｐ３およびＰ４は従来の直接焼入れに相当
する圧延後に加熱処理をおこなわずに直接焼入れした例
である。

【００８７】

【表７】

【００８８】図２〜図５は、番号Ｐ１〜Ｐ４の継目無鋼
管各位置における降伏強さを示す図面である。本発明例
である番号Ｐ１およびＰ２は長手方向についても、また
周方向についてもばらつきが小さく均質な性能の鋼管と
なっている。これに対して番号Ｐ３およびＰ４のような
従来の直接焼入れを適用したものは、長手方向および周
方向ともに降伏強さの値そのものが低いと同時にばらつ
きが大きい。これら番号Ｐ１〜Ｐ４は、いずれも溶接性
を考慮して焼入性を抑制した鋼Ａを用いたが、このよう
な焼入性の低い鋼に対しては本発明方法のように圧延後
に加熱処理を伴う直接焼入れをおこなわないと、高強度
で均質な鋼管が得られないことを示すものである。

【００８９】表８（番号１〜２４）および表９（番号２
５〜４８）は、それぞれ表４および表５に示す本発明方
法を適用したものについての試験結果を示す一覧表であ
る。

【００９０】これらの結果は、焼戻し温度を本発明の範
囲内にすることにより同じ鋼ならば、ほぼ同じ降伏強さ
が得られることを示している。母材靭性、溶接割れ感受
性、溶接部の靭性も優れている。

【００９１】

【表８】

【００９２】

【表９】

【００９３】表１０（番号４９〜６４）は、表６に示す
本発明の範囲外の条件で製造した管の試験結果を表す一
覧表である。同表中、番号４９〜５７は、鋼の化学組成
は本発明の範囲内にあるが、製造方法は本発明の範囲外
の条件で製造したものである。

【００９４】そのうち番号４９〜５２は、仕上げ圧延加
工後、仕上がり温度、加熱処理温度および加熱在炉時間
のいずれかにおいて本発明の範囲外であり、その結果、
靭性が劣っている。また、番号５３〜５７は、肉厚を系
統的に変化させた場合であるが、直接焼入れの平均冷却
速度および焼戻し温度が本発明の範囲外であるため、肉
厚が変化するにしたがって強度が大きく変化し、靭性も
溶接性もともに劣っている。

【００９５】番号５８〜６４は鋼の化学組成が本発明の
範囲外にあるため、とくに溶接部の靭性が低く、溶接割
れ感受性も高い。

【００９６】

【表１０】

【００９７】

【発明の効果】本発明法により、溶接性の優れた高強度
高靭性継目無鋼管が、安定して高い生産性で製造できる
ようになり、さらに同一の鋼で広い肉厚範囲を製造でき
るので在庫ビレットを減少でき、この分野の産業の発展
に非常に好ましい効果をもたらす。

【図面の簡単な説明】

【図１】図１は、本発明法で製造された各種の肉厚の継
目無鋼管の降伏強さに及ぼす焼戻し温度の影響を表す図
面である。

【図２】図２は、表３の番号Ｐ１の継目無鋼管各位置に
おける降伏強さを示す図面である。

【図３】図３は、表３の番号Ｐ２の継目無鋼管各位置に
おける降伏強さを示す図面である。

【図４】図４は、表３の番号Ｐ３の継目無鋼管各位置に
おける降伏強さを示す図面である。

【図５】図５は、表３の番号Ｐ４の継目無鋼管各位置に
おける降伏強さを示す図面である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．５〜２％、ｓｏｌＡ
ｌ：０．００１〜０．５％、Ｃｒ：０〜１．５％、Ｍ
ｏ：０〜１．５％、Ｎｉ：０〜２．５％、Ｔｉ：０〜
０．０８％、Ｎｂ：０〜０．０８％、Ｖ：０〜０．３
％、Ｚｒ：０〜０．０８％、Ｃａ：０〜０．０１％、Ｃ
ｕ：０〜０．８％およびＢ：０〜０．００８％を含み、
残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不可避的不
純物のうちＰ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．０１％以下およびＯ（酸素）：０．０１％以下
である鋼を、熱間で穿孔後、継目無鋼管に加工する熱間
圧延において、８００〜１０５０℃の仕上がり温度にて
断面圧縮率４０％以上の仕上げ圧延加工を加え、そのま
ま８５０〜１１００℃の温度域に保持された加熱炉に継
目無鋼管を装入し３秒間〜３０分間在炉させた後、下記
の式に示す８００℃から５００℃までの平均冷却速度
Ｒ（℃／秒）にて直接焼入れを行い、さらに鋼管の肉厚
に応じて下記の式または式に示す焼戻し温度Ｔ
（℃）にて焼戻すことを特徴とする溶接性に優れた高強
度高靭性継目無鋼管の製造方法。ｔを継目無鋼管の肉厚
（ｍｍ）とするとき、Ｒ≧（１０^3.1）／（ｔ^1.4）・・・・・・・・・・・・・・・・・・・Ｔを焼戻し温度（℃）とするとき、肉厚ｔ（ｍｍ）が、
０＜ｔ＜３０の場合：５００−２．３×ｔ ≦ Ｔ ≦ ７２０−１．１×ｔ・・・３０≦ｔの場合：常温 ≦ Ｔ ≦ ７２０−１．１×ｔ・・・