JPH0959718A

JPH0959718A - 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH0959718A
Application number: JP14311896A
Authority: JP
Inventors: Hideki Takabe; 秀樹高部; Takahiro Kushida; 隆弘櫛田; Kunio Kondo; 邦夫近藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1995-06-14
Filing date: 1996-06-05
Publication date: 1997-03-04

Abstract

(57)【要約】（修正有）【目的】高耐食性、高強度と高靱性を有する継目無鋼
管。【構成】重量％で、Si：0.1 未満、Ｃ：0.15〜0.50、Ｃ
ｒ：0.1〜1.5、Mo：0.1〜1.5、Al：0.005〜0.5、Ti：0.
005〜0.5、Nb：0.003〜0.5、Ｂ：0.0001〜0.01で、以下
いずれも、Mn：1.5、Ｐ：0.05、Ｓ：0.01、Ni：0.1、
Ｖ：0.5、Zr：0.5、Ca：0.01、Ｎ：0.01、Ｏ：0.01以下
を含み他はFeおよび不可避不純物からなり、fn1＝Ti−
(48/14)×｛Ｎ−(14/91)Zr｝＞０であるビレットを加熱
して熱間で穿孔してから、断面圧縮率で40％以上の仕上
げ圧延を仕上がり温度800〜1050℃にて行い、850〜1100
℃の温度Ｔ℃で時間ｔの再加熱を行って、fn2＝(Ｔ＋27
3)×(21＋logｔ)＝23500〜26000となしてから直ちに直
接焼入れを実施し、次いでAc₁点以下の温度で焼戻しす
る、高強度高耐食継目無鋼管の製造方法。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高強度高耐食継目無鋼
管の製造方法に関し、特定した成分系の素材(ビレット)
に特定条件の加工温度と熱処理を組み合わせて実施す
ることにより、強度、靱性、耐食性 (耐硫化物応力腐食
割れ性とも云う) の優れた継目無鋼管の製造方法を提供
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の製造では、
省プロセス、省エネルギー化の観点から、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。特に熱延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例はかなり減少し、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。

【０００３】しかしながら、継目無鋼管の製造において
は、高信頼性、高品質化の観点から、未だにかなりの製
品はオフラインでの焼入れ、焼戻し処理にて製造されて
いるのが実状であり、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。

【０００４】それに対して、熱間加工後の素材の保有す
る熱を利用して直ちに焼入れを行う、直接焼入れプロセ
スを導入する動きがあり、それによってオフラインでの
焼入れ炉が不必要となり、工業的に大きなコストダウン
が得られつつある。

【０００５】例えば特開昭58−224116号公報、特開昭60
−75523 号公報、特開平６−172859号公報などに、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が実用化されている。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、従来の圧延後に再度焼入れする、いわゆる
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、耐食性が低下する問題があっ
た。

【０００６】結晶粒度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、オーステナイ
トからの変態とオー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方法が特開昭56−3626号公報
に、最終仕上げ圧延後に冷却と再加熱を組み合わせた方
法が特開昭58−91123 号公報、特開昭58−104120号公
報、特開昭63−11621 号公報、特開平４−358023号公報
にそれぞれ開示されている。さらに、特開昭58−117832
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が開示され
ている。

【０００７】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、いずれの提案によるもの
も、高い耐食性を必要とする場合には、結晶粒の微細化
がまだまだ不充分、オンラインで変態が開始もしくは
完了する温度域までの強制冷却と、再び逆変態が完了す
るまでの温度域までへの再加熱を行うことは、エネルギ
ーロスや消費の点で好ましくなく、複雑かつ建設費の
高い設備を必要とするので、オフラインの焼入れ設備と
比較すると、それほど大きな設備コストや運転コストの
差にはならず、メリットが少ない。

【０００８】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て、生産
性が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。

【０００９】また、結晶粒の微細化や焼入れ性向上の観
点から、未再結晶域で加工を行い、さらに再結晶するプ
ロセスによって微細な結晶粒を得た後、直接焼入れ、焼
戻しする技術が特開昭62−139815号公報、特開昭63−22
3125号公報に示されている。

【００１０】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ーステナイ
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、さらに、直接焼入
れ・焼戻ししてJIS 粒度番号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。

【００１１】しかしながら、これらの技術はいずれも比
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域での大圧下加
工が鋼板、とりわけ低炭素鋼の圧延の場合には容易であ
っても、複雑圧延工程を経る鋼管それも中炭素鋼の圧延
の場合には極めて困難であり、鋼板のプロセスを鋼管に
応用することは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工程を未再結晶域温度であ
る、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、といった問題があり、実
用にはほど遠い。

【００１２】さらに、特開昭61−238917号公報に、特開
平５−255749号公報、特開平５−255750号公報、特開平
５−271772号公報に、継目無鋼管の直接焼入れプロセス
において、圧延後あるいは圧延中の再結晶化を意図した
技術が開示されている。

【００１３】特開昭61−238917号公報には、特定の化学
成分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
公報に記載の加熱方法を適用したとしても必ずしも整粒
組織が得られるというものではない。

【００１４】特開平５−255749号公報、特開平５−2557
50号公報には、特定の化学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、さらに、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ーステナイト粒
度はASTM No.で高々8.9 番である。さらに上記の方法で
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
粒組織になるというものではない。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。

【００１５】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、さらに、上記の特
開平５−255749号公報と特開平５−255750号公報の方法
と同様に圧延途中で再加熱するため、この公報に記載の
方法によって必ずしも整細粒組織が得られというもので
もない。また、最終的に得られるオーステナイト粒度も
ASTM No.で高々7.3 番である。

【００１６】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６−172854
号、特開平６−172858号、特開平６−184711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
多発する場合がある。さらに、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
得られるオーステナイト粒度はASTM No.で高々10.7番し
かない。

【００１７】一方、鋼を直接焼入れした後、さらに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
物応力腐食割れ性を向上させる技術が、例えば、特開平
６−220536号、特開昭60−43424 号、特開昭60−52520
号、特開昭60−46318 号、特開昭60−86208 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。

【００１８】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、さらに再加熱焼入
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
上げ圧延条件について全く記載されていないので、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
に耐食性が劣ったものになってしまうこともある。

【００１９】特開昭60−43424 号公報と特開昭60−5252
0 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、直接焼入れした後に再加熱焼入れする方
法が開示されている。しかし、これらの方法では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ー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度も繰り
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
れている。

【００２０】特開昭60−46318 号公報と特開昭60−8620
8 号公報には、特定の鋼成分を有する鋼材をオーステナ
イト域で第１次熱間加工した後、変態を開始させること
なくオー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、直接焼入れした後に再加熱焼入れする方
法が開示されている。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
オー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微細結晶
粒となり難いという問題がある。さらに、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、必ずしも超微細粒整粒
組織とはならず、耐食性が劣ったものになってしまうこ
ともある。

【００２１】特開昭60−46317 号と特開昭60−86209 号
の各公報には、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、オーステナイ
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ーステナイ
ト粒は微細になるが、変態が完了する温度域まで冷却し
再びオー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記載が
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、必ずしも超微細粒整粒組織とはなら
ず、耐食性が劣ったものになってしまうこともある。

【００２２】また、耐硫化物応力腐食割れ性を向上する
技術には、成分を特定する方法、組織を特定する方
法、熱処理技術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は、特開昭62
−253720号公報に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号公報に高Ｃ鋼を選定
する方法が、特開昭62−149813号公報や特開昭63−2382
42号公報にZrを添加する方法がそれぞれ示されている。

【００２３】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腐食割れ
性に優れること、さらには細粒組織が望ましいことは周
知の事実である。それ以外に特開昭63−93822 号公報に
ベイナイト組織とする方法が、特開昭62−30849 号公報
に伸展粒とする方法がそれぞれ示されている。更に、細
粒組織とするための熱処理技術として、特開昭54−1173
11号公報や特開昭61−9519号公報に誘導加熱等による急
速加熱を適用する方法が開示されている。

【００２４】これらの方法は耐硫化物応力腐食割れ性の
向上に効果が認められるものの、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、しかも安価な設備に
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。

【００２５】

【発明が解決しようとする課題】高強度高耐食継目無管
は一般に、傾斜圧延機によりビレットをピアサにて穿孔
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、またはレデューサ等にて仕上げ加工を施し、
その後焼入れ・焼戻しの調質処理にて提供されている。
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多くの問題点を抱えたものであっ
た。

【００２６】本発明は、かかる現状を考慮して、鋼 (素
材) 成分、圧延と直接焼入れ条件ならびに熱処理条件を
特定することによって、高い耐食性と高強度および高靱
性を有する継目無鋼管の製造法を提供することを課題と
する。

【００２７】さらに、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、より一層の耐食性と高強度およ
び高靱性を有する継目無鋼管の製造法を提供すること
を、もう１つの課題とする。

【００２８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、前記した
問題を改善するために、鋭意実験、研究を重ねた結果、
直接焼入れプロセスであって、成分系を特定しさらに、
穿孔、延伸および仕上げ圧延の条件を規定して適正な加
工熱処理を施すことにより整粒の微細結晶粒が得られ、
さらに焼戻し軟化抵抗が増大することによって、通常の
焼入れ焼戻し材に比べて著しい性能の向上が得られるこ
とを見い出した。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。

【００２９】(a) NbとTiを複合添加した中炭素鋼のビレ
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800 〜1050℃の条件にて断面圧縮率40％以上の大き
な加工歪を与え、さらに、仕上げ圧延後に850 〜1100℃
の温度Ｔで時間ｔの再加熱を行い、下記 fn2の値を2350
0 〜26000 となせば微細な再結晶粒が得られる。 fn2 ＝ (Ｔ＋273)× (21＋log ｔ) 、なお、Ｔ (℃) 、ｔ (時間、ｈ) である。

【００３０】(b) 上記(a) の再結晶組織を直接焼入れす
れば、直接焼入れままでもオー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。

【００３１】(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。

【００３２】(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
続配置とすればよい。

【００３３】(e) 穿孔工程のコーン型のロールを有する
交叉穿孔機を用いて、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施さずと
も、1050℃以下といった比較的低温域での仕上がり温度
で40％以上の強加工が可能である。

【００３４】(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、かつ、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。

【００３５】(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とも
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、耐食性が著しく向上する。

【００３６】(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、さらに、炭化物が球状化するので、耐食性 (耐硫化
物応力腐食割れ性) が一段と著しく向上する。

【００３７】(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。

【００３８】(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、設備と運転コストも小さく抑えることが
できる。

【００３９】(k) 直接焼入れの直前に再加熱して再結晶
粒の微細化を図るとともに、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、さらに、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耐食性が得られる。

【００４０】本発明者等はさらなる実験と研究の結果、
優れた耐食性を得るための、次の新しい知見も得た。

【００４１】すなわち、直接焼入れの直前に再加熱して
再結晶させるプロセスを用いた場合、鋼中に含まれるMn
とSiの添加量をそれぞれ０〜1.5 、0.1 ％未満に制限す
ると、耐硫化物応力腐食割れ性が著しく向上することを
本発明者等の研究により知見した。この原因は完全には
理解されていないが、次のように考えられる。

【００４２】Mnを本発明範囲である０〜1.5 ％で適切
に調整すると粒界に析出する炭化物が抑制される。さら
に、再加熱後の直接焼入れを行うと従来のオフライン熱
処理よりもMnの偏析が軽微となるためと思われる。

【００４３】従来の焼入れ材の焼入れ温度ではSiを本
発明範囲である0.1 ％未満まで低減しても、Siの偏析発
生限界がそれ以下であるため粒界偏析が残存するが、再
加熱後の直接焼入れを行うとSiの固溶量が増大し、Siに
よる粒界脆化がほとんど抑制される。

【００４４】ここに、本発明は、質量％で、Ｃ：0.15〜
0.50％、 Si：0.1 ％未満、 Mn：０〜1.5 ％、
Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.
1 〜1.5 ％、Ni：0.1 ％以下、 Mo：0.1 〜1.5
％、 Al：0.005 〜0.5 ％、Ti：0.005 〜0.5 ％、
Nb：0.003 〜0.5 ％、Ｖ：０〜0.5 ％、 Zr：０〜
0.5 ％、Ｂ：0.0001〜0.01％、Ca：０〜0.01％、
Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.01％以下を含み他
はFeおよび不可避的不純物からなり、且つ下記式 fn1＞
０である組成を有するビレットを、加熱して熱間で穿
孔、圧延して継目無鋼管を製造する過程において、穿孔
に続いて、断面圧縮率で40％以上の仕上げ圧延を仕上が
り温度800 〜1050℃にて行い、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2350
0 〜26000 となしてから直ちに直接焼入れを実施し、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
硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度高耐食継目無鋼管
の製造方法である。

【００４５】ここで fn1 ＝ Ti(%)− (48/14)×｛Ｎ(%) − (14/91)Zr(%)
｝、 fn2 ＝ (Ｔ＋273)× (21＋log ｔ) 、なお、Ｔ (℃) 、ｔ (時間) である。

【００４６】本発明が交叉穿孔機を用いる高強度高耐食
継目無鋼管を製造する方法の場合、穿孔を交叉角５〜35
度で行ってもよい。本発明の好適態様にあっては、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
ってもよい。

【００４７】

【作用】

(A) ビレットの化学組成：Ｃ：Ｃは焼入れ性を高め、強度を向上させるために必要
な元素である。0.15％未満では焼入れ性が不足して高強
度が得られない。0.50％を超えると焼き割れ、遅れ破壊
が起こり易く継目無鋼管の製造が困難になるので、0.15
〜0.50％とした。

【００４８】Si：Siは添加量が0.1 ％以上のとなると粒
界脆化が起こり易くなり、耐食性が低下するので、0.1
％未満とした。より好ましくは、0.05％以下である。

【００４９】Mn：本発明においてMnは必要に応じて０〜
1.5 ％添加される。Mnは鋼の脱酸、脱硫のために通常添
加される。脱酸、脱硫のためには0.1 ％以上の添加が必
要である。一方添加量が1.5 ％を超えると靱性、耐食性
が低下するので、Mnが積極的に添加される場合、Mn含有
を0.1 〜1.5 ％とした。

【００５０】しかし、Mnによる脱酸、脱硫を必要としな
い場合には、Mnは不純物として考え可及的少量とする。
すなわち、Mnの添加量が0.1 ％以上になると粒界に析出
する粗大な炭化物量が増加し、それらの炭化物が割れの
起点となるため、耐食性が低下するので、0.1 ％未満、
より好ましくは、0.05％以下である。従って、本発明で
は不純物としてその上限を規定する場合も含めてMn添加
量を０〜1.5 ％とした。

【００５１】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、粒界に偏析して靱性、耐食
性を低下させるので、0.05％以下とした。

【００５２】Ｓ：ＳもＰと同様不純物として鋼に混入
し、0.01％を超えると粗大な介在物を生成して靱性、耐
食性を低下させるので、0.01％以下とした。

【００５３】Cr：Crは焼入れ性を確保し、強度を向上さ
せるとともに耐食性を向上させる。0.1％未満ではその
効果が得られず、1.5 ％を超えると靱性、耐食性がかえ
って低下するので、0.1 〜1.5 ％とした。

【００５４】Ni：Niは靱性を向上する効果を有するが、
耐食性を低下する元素でもあるので、その上限を0.1 ％
とした。

【００５５】Mo：Moは焼入れ性を向上して高強度を確保
するとともに耐食性を向上する元素である。0.1 ％未満
ではその効果が十分でなく、1.5 ％を超えるとその効果
が飽和するだけでなく、偏析してかえって耐食性を低下
させるので、0.1 〜1.5 ％とした。

【００５６】Al：Alは鋼の脱酸に必要な元素である。0.
005 ％未満ではその効果が得られず、0.5 ％を超えると
介在物が多くなって靱性が低下するとともに、ネジ切り
部に欠陥が発生し易くなるので、0.005 〜0.5 ％とし
た。

【００５７】Ti：Tiは鋼中の不純物であるＮを介在物と
して固定して、焼入れ時にＢがＢＮでなく固溶したまま
存在し焼入れ性を向上させるために添加する。さらに過
剰のTiは直接焼入れ後の焼戻し時に微細に析出して焼戻
し軟化抵抗を向上させる。0.005％未満ではその効果が
小さく、0.5 ％を超えると靱性を低下させるので、0.00
5〜0.5 ％とした。

【００５８】Nb：Nbの炭窒化物の析出速度は小さいの
で、穿孔時に高温に加熱した時に固溶したNb炭窒化物は
直接焼入れ時にはほとんど析出せず、その後の焼戻し時
に微細に析出して焼戻し軟化抵抗を増大して耐食性を向
上する。添加量が0.003 ％未満ではその効果が得られ
ず、0.5 ％を超えると靱性が低下するので、0.003 〜0.
5 ％とした。好ましくは0.005 〜0.5 ％である。

【００５９】Ｖ：Ｖは必要に応じて添加されるが、Ｖも
焼戻し時に微細な炭化物として析出して耐食性を向上さ
せる効果を有する。Nb添加材ではＶを添加しなくても十
分な焼戻し軟化抵抗を有するが、NbとともにＶを添加す
ることで一層の耐食性の向上を得ることができる。添加
量が0.5 ％を超えると靱性が低下するので、０〜0.5 ％
の添加量とした。

【００６０】Zr：Zrを添加すると引張試験時の降伏点伸
びを増加する作用があり、結果として耐食性が向上す
る。高価な元素でもあり添加しなくても十分な耐食性を
有するが、必要に応じて添加するとさらに耐食性を向上
させる。一方、0.5 ％を超えて添加すると介在物が多く
なって靱性を低下させるので、０〜0.5 ％の添加量とし
た。

【００６１】Ｂ：Ｂは微量の添加で焼入れ性を向上さ
せ、特に厚肉材の耐食性を改善する。0.0001％未満では
その効果が得られず、0.01％を超えて添加すると、靱
性、耐食性が低下するので、0.0001〜0.01％とした。

【００６２】Ca：Caは鋼中の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し、耐食性を向上
させる。Ｓの含有量によってその効果の度合いが異な
り、また脱酸が十分でないとかえって耐食性が低下する
こともあるので、適宜添加するかしないかを選択できる
元素である。過剰の添加は靱性、耐食性を低下し、鋼管
表面に欠陥をもたらすので添加する場合は0.01％以下と
した。

【００６３】Ｎ：Ｎは不純物として鋼に存在し、靱性、
耐食性を低下させるので0.01％以下とした。

【００６４】Ｏ：Ｏは不純物として鋼に存在し、靱性、
耐食性を低下させるので0.01％以下とした。 fn1＝Ti(%) −(48/14) ×｛Ｎ(%) −(14/91) Zr(%)｝＞０： TiとZrはＮとの親和力が極めて大きく、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させるためには、fn1 が０より大
なる制限を設けることが必要である。

【００６５】(B) ビレットの加工： (B-1) ビレットの加熱：ビレット加熱温度は穿孔機にて
熱間穿孔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、高温延性と高温強度を考慮して決める。通
常は1100℃から1300℃の間に加熱する。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長さの
整数倍の長尺とし、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穿孔することが
好ましい。

【００６６】(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
いればよい。この場合、交叉穿孔機の交叉角は５〜35度
とするのがよい。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いわゆる
「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。

【００６７】図１はコーン型ロールを交叉させてなる穿
孔機における交叉角を説明するもので、図中、交叉した
コーン型ロールによって図面向かって左側から右側に送
られるビレットがホローシェルにまで穿孔される。

【００６８】(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いわゆる「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。

【００６９】本発明においては、圧延加工率を断面圧縮
率にして40％以上の仕上げ圧延を仕上がり温度800 〜10
50℃で行う必要がある。断面圧縮率にして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。断面圧縮率の上限は製
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
しなくてもよいが、加工率が大きすぎると疵が発生しや
すくなるので、80％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、低くすぎると鋼材
(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。

【００７０】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、従来
独立して配置し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よい。こうすることによって、
製造範囲の全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。

【００７１】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ともに、延伸圧延終了後にマンドレ
ルバーをミル入り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
プのものであればよい。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よいが、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。

【００７２】(C) 再加熱処理：本発明では仕上げ圧延と
直接焼入れ処理との間での再結晶処理として再加熱処理
を実施することが大きな特徴である。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。従来の圧延途中での粗加工と仕上げ
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。

【００７３】再加熱温度Ｔ (℃) としては、本発明の対
象としてい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。

【００７４】再加熱時間ｔ (時間) 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Ti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
耐食性 (耐硫化物応力腐食割れ性) 向上効果が得られな
い。

【００７５】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。

【００７６】なお、「850 〜1100℃の温度域の温度Ｔ
(℃) で時間ｔ (時間、ｈ) の再加熱を行ってfn2 の値
を23500 〜26000 となす」というのは、文字どおり850
〜1100℃の間にある任意の温度Ｔ (℃) に時間ｔ (ｈ)
で保持して、fn2 の値を23500〜26000 となす」ように
してもよいし、「850 〜1100℃の間にある任意の温度
T₁、T₂、T₃、・・・でそれぞれ時間t₁、t₂、t₃、・・・
で保持したとすれば、温度T₂、T₃・・・での保持時間ｔ
₂、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、fn2 の値を23500 〜26000 とな
す」ようにしてもよいという意味である。

【００７７】(D) 直接焼入れ：直接焼入れ処理はオース
テナイト状態から行う必要があるため、焼入れ温度はAr
₃点以上を確保する必要がある。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、再加熱後に速や
かに直接焼入れを開始すればAr₃点以上の焼入れ温度は
充分確保できる。

【００７８】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よい。一般に空冷より速い速度で
ある。

【００７９】なお、本発明の対象鋼に前記の穿孔、延
伸、仕上げ加工を行い、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ース
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。

【００８０】(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、継目無鋼管の所望の特性 (強度、靱性、耐食性) を
付与できる。

【００８１】焼戻し処理は製品の性能を決定するもので
あり、充分な均熱性をを必要とし、温度ばらつきは±10
℃とし、好ましくは±５℃とすることで、強度 (引張強
度、降伏強度) の変動を±５kgf/mm²以下に抑えられ
る。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、かつ、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 ℃以上の温度で焼戻すことが望ましい。

【００８２】(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製造されたと
しても、高強度継目無鋼管は耐食性に優れるので、この
状態のままでも過酷な環境での使用に充分耐えれれる。
しかし、場合によっては、もう一段上位の靱性と耐食性
を要求されることもあり、このときには、さらに超微細
な整粒組織にする必要がある。

【００８３】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〜[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で達
成できる。

【００８４】すなわち、本発明法によって直接焼入れし
た本発明対象鋼には、多量のNbとＴｉの微細な炭窒化物
が析出しており、かつ、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さらに微細になり、これに
よって、靱性と耐食性が一層向上する。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食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、処理費アップに見合うだけ
の特性向上は図り難い。このため、本発明方法において
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
戻しを実施するものと規定する。

【００８５】再加熱焼入れのための加熱温度をAc₃点〜
[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ーステナイト状態とならず、[A
c₃点＋100 ℃] を超える加熱温度では結晶粒が粗大化し
て継目無鋼管の所望の特性を付与できないからである。

【００８６】なお、再加熱焼入れを２回行う場合、２回
目の再加熱焼入れ温度を１回目に比べて低くすることが
靱性と耐食性の向上により好ましい。

【００８７】ところで、遅れ破壊を防止する意味あいか
ら、直接焼入れおよび再加熱焼入れの各熱処理の間で中
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
管に特性の変化はない。従って、各焼入れ終了後、次の
焼入れ工程までの時間が５時間を超える時は、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した方
が好ましい。

【００８８】この中間焼戻し温度の上限は継目無鋼管の
所望特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、この中間焼戻し温度は、700 ℃以下
が好ましい。

【００８９】なお、本発明方法は、直接焼入れをＤＱ、
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。

【００９０】ＤＱ−ＴＥＤＱ−ＲＱ−ＴＥＤＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＴＥＤＱ−ＲＱ−ＲＱ−ＴＥＤＱ−ＲＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＴＥＤＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＲＱ−ＴＥＤＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＭＴＥ−ＲＱ−ＴＥ次に、本発明の作用効果を実施例に関連させてさらに具
体的に説明する。

【００９１】

【実施例】

(実施例１)表１に示す組成の鋼Ａ〜Ｌを通常の方法によ
って溶製した。表１におけるＡ〜Ｇは本発明の対象鋼
(以下本発明鋼) 、Ｈ〜Ｌ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。

【００９２】次いでこれらの本発明鋼と比較鋼を通常の
方法によって直径225 mmのビレットとなし、表２〜表５
に示す条件にて製管、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
変化させて降伏強度をアメリカ石油協会(API) 規格の11
0 グレード (降伏強度：77〜88kgf/mm²)、125 グレード
(降伏強度：88〜98kgf/mm²) 、140 グレード (降伏強
度：98〜109 kgf/mm²)の３段階に変化させた。

【００９３】こうして得られた製品 (継目無鋼管) の強
度、旧オーステナイト結晶粒度番号、異常粒成長の有
無、靱性(vTrs)、NACE-TM01-77-METHOD-B にて規定され
る耐食性 (Sc値) を調査し、表２〜表５に示した。

【００９４】異常粒成長の判定については、通常のリニ
アアナライザーを用いて、1000μｍの距離をスキャンし
て、粒界との交点の個数から求めた平均結晶粒切断切片
長さと、さらに、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倍未満のものを「異常粒成長無」とし、こ
の比が３倍以上のものを「異常粒成長有」とした。一般
に耐食性と靱性は高強度になればなるほど低下する傾向
があるので、以下強度別に性能を比較する。

【００９５】本発明例のNo.1〜No.7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、さらに、直接焼入れと焼戻しを行って110 グレード
に調質したものである。同等の強度レベルである比較例
No.59 と比較すると、結晶粒度は微細であり、靱性と耐
食性 (Sc値) が向上している。

【００９６】本発明例No.8〜14は、交叉角５〜35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、さらに、直接焼入れと焼戻しを行って110 グレ
ードに調質したものである。交叉角０度で穿孔を行った
No.1〜７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食性 (Sc値) の一
層の向上が認められる。

【００９７】本発明例No.15 〜17は交叉角０度の穿孔機
を用いて穿孔し、直接焼入れ後、さらに中間焼戻し、再
加熱焼入れおよび焼戻しを行って125 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比較例No.60 と
比較すると、結晶粒度は微細であり、靱性と耐食性 (Sc
値) が向上している。また、本発明例No.18 〜24は交叉
角５〜35度の交叉穿孔機により穿孔し、125 グレードに
調質したものである。交叉角０度の穿孔を行ったNo.15
〜17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食性 (Sc値) の一層の
向上が認められる。

【００９８】本発明例No.25 〜27は交叉角０度の穿孔機
を用いて穿孔し、直接焼入れ後、さらに２回ずつ再加熱
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。同等の強度レベルである比
較例No.61 と比較すると、結晶粒度は微細であり、靱性
と耐食性 (Sc値) が向上している。また、本発明例であ
るNo.28 〜40は交叉角５〜35度の交叉穿孔機により穿孔
し、140 グレードに調質したものである。交叉角０度の
穿孔を行ったNo.25 〜27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食
性 (Sc値) の一層の向上が認められる。

【００９９】比較例としてのNo.41 〜44は、仕上げ圧延
後再加熱処理してから直接焼入れおよび焼戻しを行って
1100グレードに調質したものであるが、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に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、比較例No.59
と比較しても靱性と耐食性 (Sc値) が劣っている。

【０１００】一方、強度レベル125 グレードまたは、14
0 グレードを示す比較例No.45 〜52も同様に仕上げ圧延
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小さく、その後の再加熱焼入
れおよび焼戻しのいわゆる「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、靱性と耐食性 (Sc値) が劣
っている。

【０１０１】また、本発明例には、異常粒成長が生じな
いが、比較例No.41 、44、47、49、51と52では、異常粒
成長が観察され、靱性と耐食性 (Sc値) が劣っている。
つまり、直接焼入れ後にさら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。

【０１０２】比較例No.53 〜58は本発明鋼で規定した製
造条件は満たしているものの、化学組成が本発明鋼で規
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、Si、Mnおよびfn1 のいずれかが本発明の
範囲以外にあるため、本発明例の同等強度レベルのもの
と比較して、靱性と耐食性 (Sc値) が劣っている。

【０１０３】また、交叉角５〜35度の交叉穿孔機により
穿孔し、110 グレードに調質したNo.8〜14の本発明例と
同様なプロセスで110 グレードに調質した例No.56 〜59
の比較例との比較から分かるように、Mn含有量を0.1 ％
未満に制限することによって著しく耐食性 (Sc値) が向
上する。

【０１０４】

【表１】

【０１０５】

【表２】

【０１０６】

【表３】

【０１０７】

【表４】

【０１０８】

【表５】

【０１０９】(実施例２)表６に示す組成の鋼Ａ〜Ｋを通
常の方法によって溶製した。表６におけるＡ〜Ｇは本発
明の対象鋼 (以下本発明鋼) 、Ｈ〜Ｋ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。

【０１１０】次いでこれらの本発明鋼と比較鋼を通常の
方法によって直径225 mmのビレットとなし、表７〜表10
に示す条件にて製管、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
変化させて降伏強度をアメリカ石油協会(API) 規格の11
0 グレード (降伏強度：77〜88kgf/mm²)、125 グレード
(降伏強度：88〜98kgf/mm²) 、140 グレード (降伏強
度：98〜109 kgf/mm²)の３段階に変化させた。

【０１１１】こうして得られた製品 (継目無鋼管) の強
度、旧オーステナイト結晶粒度番号、異常粒成長の有
無、靱性(vTrs)、NACE-TM01-77-METHOD-B にて規定され
る耐食性 (Sc値) を調査し、表７〜表10に示した。

【０１１２】異常粒成長の判定については、通常のリニ
アアナライザーを用いて、1000μｍの距離をスキャンし
て、粒界との交点の個数から求めた平均結晶粒切断切片
長さと、さらに、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倍未満のものを「異常粒成長無」とし、こ
の比が３倍以上のものを「異常粒成長有」とした。一般
に耐食性、靱性は高強度になればなるほど低下する傾向
があるので、以下強度別に性能を比較する。

【０１１３】本発明例No.1〜７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、
さらに、直接焼入れと焼戻しを行って110 グレードに調
質したものである。同等の強度レベルである比較例No.5
8 と比較すると、結晶粒度は微細であり、靱性と耐食性
が向上している。

【０１１４】また、本発明例No.8〜14は、交叉角５〜35
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、さらに、直接焼入れと焼戻しを行って11
0 グレードに調質したものである。交叉角０度の穿孔を
行った試験番号１〜７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食性
の一層の向上が認められる。

【０１１５】本発明例No.15 〜19は交叉角０度の穿孔機
を用いて穿孔し、直接焼入れ後、さらに中間焼戻し、再
加熱焼入れおよび焼戻しを行って125 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比較例No.59 と
比較すると、結晶粒度は微細であり、靱性と耐食性が向
上している。また、本発明例No.20 〜26は交叉角５〜35
度の交叉穿孔機により穿孔し、125 グレードに調質した
ものである。交叉角０度の穿孔を行った例No.15 〜19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食性の一層の向上が認められ
る。

【０１１６】本発明例No.27 〜29は交叉角０度の穿孔機
を用いて穿孔し、直接焼入れ後、さらに２回ずつ再加熱
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。同等の強度レベルである比
較例No.61 と比較すると、結晶粒度は微細であり、靱性
と耐食性が向上している。また、本発明例No.30 〜42は
交叉角５〜35度の交叉穿孔機により穿孔し、140 グレー
ドに調質したものである。交叉角０度の穿孔を行った例
No.27 〜29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食性の一層の向
上が認められる。

【０１１７】比較例としての例No.43 〜46は、仕上げ圧
延後再加熱処理してから直接焼入れおよび焼戻しを行っ
て1100グレードに調質したものであるが、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に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、比較例No.58
と比較しても靱性と耐食性が劣っている。

【０１１８】一方、強度レベル125 グレードまたは、14
0 グレードを示す比較例No.47 〜54も同様に仕上げ圧延
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小さく、その後の再加熱焼入
れおよび焼戻しのいわゆる「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、靱性と耐食性が劣ってい
る。

【０１１９】また、本発明例には、異常粒成長が生じな
いが、比較例No.44 、49、50、53と54では、異常粒成長
が観察され、靱性と耐食性が劣っている。つまり、直接
焼入れ後にさらに調質処理を行う場合には、微細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。

【０１２０】比較例No.55 〜57は本発明鋼で規定した製
造条件は満たしているものの、化学組成が本発明鋼で規
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、Siおよびfn1 のいずれかが本発明の規定
以外にあるため、本発明例の同等強度レベルのものと比
較して、靱性と耐食性が劣っている。

【０１２１】また、交叉角５〜35度の交叉穿孔機により
穿孔し、110 グレードに調質した例No.8〜14の本発明例
と同様なプロセスで110 グレードに調質した例No.55 〜
57の比較例との比較から分かるように、Mn含有量を0.1
％未満に制限することによって著しく耐食性が向上す
る。

【０１２２】

【表６】

【０１２３】

【表７】

【０１２４】

【表８】

【０１２５】

【表９】

【０１２６】

【表１０】

【０１２７】

【発明の効果】このように、本発明により、従来品の再
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
れた。さらに、直接焼入れ後に再加熱焼入れ焼戻しのい
わゆる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
性と耐食性が得られる。これによって、油井の開発コス
トを引き下げ、さら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】コーン型ロールを交叉配置した穿孔機の略式説
明図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】質量％で、Ｃ：0.15〜0.50％、 Si：0.1 ％未満、 Mn：０
〜1.5 ％、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.01％以下、 Cr：0.
1 〜1.5 ％、 Ni：0.1 ％以下、 Mo：0.1 〜1.5 ％、 Al：0.
005 〜0.5 ％、 Ti：0.005 〜0.5 ％、 Nb：0.003 〜0.5 ％、Ｖ：０〜0.5 ％、 Zr：０〜0.5 ％、Ｂ：0.
0001〜0.01％、 Ca：０〜0.01％、Ｎ：0.01％以下、Ｏ：0.
01％以下を含み他はFeおよび不可避的不純物からなり、
且つ下記式 fn1＞０である組成を有するビレットを、加
熱して熱間で穿孔、圧延して継目無鋼管を製造する過程
において、穿孔に続いて、断面圧縮率で40％以上の仕上
げ圧延を仕上がり温度800 〜1050℃にて行い、850 〜11
00℃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
れを実施し、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腐食割れ性に優れた高強度高
耐食継目無鋼管の製造方法。ここで fn1 ＝ Ti(%)− (48/14)×｛Ｎ(%) − (14/91)Zr(%)
｝、 fn2 ＝ (Ｔ＋273)× (21＋log ｔ) 、なお、Ｔ (℃) 、ｔ (時間) である。
【請求項２】交叉穿孔機を用いる高強度高耐食継目無
鋼管を製造する方法であって、穿孔を交叉角５〜35度で
行うことを特徴とする請求項１に記載の高強度高耐食継
目無鋼管の製造方法。
【請求項３】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または
２のいずれかに記載の高強度高耐食継目無鋼管の製造方
法。