JPH1161254A - 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】耐ＳＳＣ性に優れた降伏応力が１４０〜１５５
ｋｓｉ（９８５〜１０６８ＭＰａ）級の、油井やその関
連設備に使用できる高強度高耐食性継目無鋼管の製造方
法。 【解決手段】重量％にて、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１〜５％、Ｍｏ：０．
２〜１％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．００
０１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％および
ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５％を含み、他に必要
によりＣｒ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒ、Ｃａのうちの１種以上を含
有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物の鋼からなるビッ
レトを、熱間穿孔および圧延する際の最終の仕上げ圧延
段階において、８５０〜１１００℃の温度範囲で肉厚減
少率４０％以上の加工を施した後、８５０〜１１００℃
の温度範囲に１０秒から３０分間加熱保持する補熱処理
を施してからそのまま直接焼入れし、その後焼戻しす
る。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、油井用のケーシン
グやチュービング、掘削用のドリルパイプ、輸送用のラ
インパイプ、さらには化学プラント用配管などに用いら
れる強度および耐硫化物応力割れ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】近年のエネルギー事情の逼迫に伴い、こ
れまで敬遠されてきた硫化水素を多く含む原油や天然ガ
スが活用される情勢になってきており、それらの掘削、
輸送、貯蔵などが必要となってきた。その上、油井の深
井戸化、輸送効率の向上、さらには低コスト化のため
に、この分野で用いられる材料、特に鋼管については、
これまで以上に高強度化が要求されている。すなわち、
従来広く用いられていた降伏応力（ＹＳ）が８０〜９０
ｋｓｉ（５５２〜６２１ＭＰａ）の鋼管に代わって、最
近では１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）級や１２５ｋｓｉ
（８６２ＭＰａ）級が使用されるようになり、さらには
１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）級以上の要求も高まりつ
つある。

【０００３】一般に、鋼材は強度が増せば増すほど応力
割れに対し敏感となる。従って、このような悪化する環
境下における使用材料の高強度化に対し、最も大きな課
題となるのは耐硫化物腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）の改善
である。この耐ＳＳＣ性に対し、従来より検討され、一
般的に知られている対策は、 約８０％以上のマルテンサイト組織とすること 高清浄度化 高温焼戻し 細粒組織とすること 高降伏比とすることであり、その他の手段としては、 低Ｍｎ化（偏析の防止） 窒化物形成 Ｚｒ添加 などがある。

【０００４】鋼を焼入れ焼戻しして同じ強度レベルに調
質する場合、不完全な焼入れ後に低温で焼戻すよりも、
十分な焼入れを行った後に高温で焼戻す方が、遥かに優
れた靱性を持つ鋼材が得られることはよく知られてい
る。上記のとは、耐ＳＳＣ性についても同じ傾向の
あることを示している。

【０００５】ＳＳＣは、遅れ破壊と同様に、水素脆化の
一種と考えられ、素地の靱性を高めることは割れ発生の
抑止に効果がある。また、割れ起点となる非金属介在物
はできるだけ少ない方がよく、その原因となるＳやＯは
できるだけ少なくして、の高清浄度化を達成させる。
の細粒組織については、強度が高くなるとその脆性割
れは結晶粒単位あるいは粒界単位で伸展するので、細粒
化すると割れに対する抑止力が増す。その上、細粒化そ
のものも強度上昇に寄与することから、耐ＳＳＣ性に優
れた高強度材としては細粒化に特に力点が置かれてき
た。

【０００６】細粒化の手法として一般に用いられるの
は、変態、加工変形、加工変形後の再結晶時の粒成長抑
止などである。鋳造後の鋼塊を熱間にて鋼管などに成形
する際は、必然的に加工変形が加えられ、加工と再結晶
の繰返しにより細粒化される。

【０００７】しかし、焼入れは変態点（Ａｃ₃ 点）以上
に加熱しなければならないので、結晶粒成長が起きやす
く、結晶を細粒にしておくには、焼入れ時の加熱温度を
低くすることが望ましい。

【０００８】ところが、細粒であることも、焼入れ温度
を低くすることも、焼入れ性を大きく低下させる要因で
あり、通常の冷却手段では焼入れ時に８０％以上がマル
テンサイトである組織を確保することが困難になってく
る。また、細粒化のために焼入れ温度を低くすると、焼
入れ時に合金元素が固溶しにくくなって高強度化が図れ
ず、高強度化を図るには焼戻し温度を低くする必要があ
る。しかし、この場合は、粒界にＦｅ炭化物が微細に析
出し、このＦｅ炭化物が水素を吸蔵するので、粒界割れ
型のＳＳＣを誘発し、必要な耐ＳＳＣ性が確保できなく
なる。さらに、焼入れ性確保のための合金元素を多量に
添加すれば、鋼の加工性を悪くし、さらなるコストアッ
プの要因となる。

【０００９】そこで、主としてＮｂ、場合によってはＭ
ｏやＶなどの微細な炭窒化物を形成する元素を添加し、
再結晶時の粒成長抑止ばかりでなく、焼入れ時における
加熱過程での粒成長を抑止する方法が採られることが多
い。

【００１０】焼入れ焼戻しの熱処理においても、低温焼
入れ、２回焼入れ、あるいは誘導加熱による急速加熱焼
入れを行うことなど、細粒組織を得るための対策が以前
から行われてきた。また、最近では、省エネルギーおよ
び工程簡略による低コスト化の観点から、添加元素と合
わせ、熱間の圧延加工終了時点の高温から直ちに焼入れ
を行う直接焼入れ法が検討されている。しかし、直接焼
入れ法は、一旦冷却後再加熱して焼入れる通常の方法に
比較して、得られる製品の結晶粒径が大きくなりがちで
ある。

【００１１】その対策として、特開平５−２５５７４９
号公報には、細粒組織を得るために圧延途中で強制冷却
し、さらに圧下してからそのまま焼入れする方法、特開
平５−２７１７７２号公報には、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉおよ
びＢなどを添加した鋼を熱間の穿孔後の圧延途中で一旦
Ａｒ₃ 点以下に冷却して変態させた後、再度加熱して圧
延を行い直接焼入れる方法、などが開示されている。ま
た、ＰＣＴ−ＷＯ−９６／３６７４２号公報には、Ｎｂ
とＴｉを複合添加し、製管後に補熱してから直接焼入れ
る方法も開示されている。

【００１２】

【発明が解決しようとする課題】これまでに提示された
上記のような製造方法は、目標とする強度レベル、すな
わち降伏応力のレベルは８０〜９０ｋｓｉ（５５２〜６
２１ＭＰａ）が主であった。しかし、強度レベルが１４
０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上になってくると、これら
の方法で必ずしも安定して十分な高強度と耐ＳＳＣ性が
得られているとは言い難い。その上、工程省略を目的と
した直接焼入れの方法も、そこに至るまでに冷却や加熱
あるいは圧延加工などの余分の工程を必要とし、コスト
を大きく引き下げるほどの簡略化は、まだ十分には達成
されていないようである。

【００１３】本発明の課題は、耐ＳＳＣ性に優れた降伏
応力が、１４０〜１５５ｋｓｉ（９８５〜１０６８ＭＰ
ａ）級の、油井およびそれに関連した諸設備に使用でき
る高強度高耐食性継目無鋼管を、より合理的に製造する
ことが可能な方法を提供することにある。

【００１４】なお、高強度継目無鋼管に関し、ＡＰＩ
（米国石油協会）規格がある。これには、Ｃ１１０級な
いしはそれ以上の規格は設定されていないが、ここで
は、その規格の延長上にあるものとして、Ｃ１４０級
｛降伏応力１４０〜１５５ｋｓｉ（９８５〜１０６８Ｍ
Ｐａ）｝と仮称することとし、本発明は、これら高強度
の継目無鋼管の製造方法を対象とする。

【００１５】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、降伏応力
が１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上で、しかも耐ＳＳ
Ｃ性が優れた高強度の継目無鋼管を、より低コストで製
造するための方法に関し、種々の検討を進めた。

【００１６】結晶組織の微細化は、前述のように、耐Ｓ
ＳＣ性向上に必須とされるが、検討の結果は、降伏応力
が１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上になってくると、
結晶組織の細粒化による耐ＳＳＣ性の改善効果に限界が
あり、多少粗粒になったとしても、十分に焼入れを行
い、高温で焼戻す方が耐ＳＳＣ性の改善効果が大きいこ
とが明らかとなった。

【００１７】焼戻し温度としては、当面の実用化目標と
した降伏応力が１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上の高
強度材においても６８０℃以上が望ましく、できれば７
００℃以上とすべきであることもわかった。このような
高温の焼戻しでも十分な強度を確保するには、焼入れ性
を向上させ、しかも焼戻し軟化抵抗を増すＣｒやＭｏの
多量添加が効果的である。

【００１８】しかし、Ｃｒを多く添加すると、硫化水素
（Ｈ₂ Ｓ）を含む酸性の水溶液中での腐食速度が増加
し、それに伴う吸蔵水素濃度が増して、耐ＳＳＣ性が劣
化してくる。Ｍｏについては、多量の添加が針状のＭｏ
の炭化物を析出させ、これがＳＳＣの起点となる危険性
があり、添加量を増すには限界がある。

【００１９】そこで、これらに代わる強化元素と細粒化
手段を鋭意検討した結果、１％以上のＭｎ添加と圧延後
の補熱処理が効果的であることを見いだした。

【００２０】Ｍｎは、強度および焼入れ性を高める反
面、粒界に偏析しやすい元素であることが知られてい
る。このため、従来は、Ｍｎの多量添加はＭｎが粒界に
扁析し、粒界割れ型のＳＳＣを誘起して耐ＳＳＣ性を著
しく劣化させるので、多く含有させても１％未満とする
のが普通であった。

【００２１】ところが、１％以上のＭｎを添加しても、
熱間圧延の最終段階で十分な加工度を付与して圧延を終
了した後、８５０〜１１００℃の温度範囲に１０秒から
３０分間加熱保持する補熱処理を施してからそのまま直
接焼入れし、次いで焼戻しを行うと、高温で焼戻しして
も焼戻し後の強度を所望の強度に維持でき、しかも耐Ｓ
ＳＣ性が極めて優れた高強度の鋼管用材料が得られたの
である。

【００２２】このように、Ｍｎを通常よりも多量に添加
し、十分な加工度の熱間圧延終了後に補熱処理を施して
からそのまま直接焼入れし、その後高温焼戻しを行うこ
とにより得られる効果については、次のようないくつか
の理由が考えられる。

【００２３】ＳＳＣは、水素脆化の一種であり、硫化水
素環境での腐食により生じた水素原子が、鋼に侵入する
ことによって生じる。この水素脆化に関与する水素は、
常温程度の温度で鋼中を拡散し得る「拡散性」水素であ
り、割れ発生の起点となる危険性の大きい応力集中部
に、この水素が拡散してきて水素濃度が高くなると割れ
発生の限界応力が低下し、ＳＳＣ感受性が高くなる。

【００２４】鋼中の転位や、炭化物、窒化物などの微細
析出物（粒界への偏析物を含む）は、拡散性水素のトラ
ップサイトとして作用する。ここでいうトラップサイト
とは、拡散できないほど強力に水素を固定するのではな
く、鋼中に固溶している水素がその部分に存在する方が
より安定であり、鋼の素地の水素濃度レベルよりは相対
的に濃度が高くなる局所的部分のことである。

【００２５】鋼は、その組成が同じであれば、硫化水素
環境での表面における腐食の進行は同じであり、それに
より発生する水素量も同じであり、その内鋼中に侵入す
る水素の比率も同じである。このため、トラップサイト
が多ければ、鋼中の水素濃度が高くなり、耐ＳＳＣ性は
低下する。

【００２６】焼戻し温度を高くすれば、焼入れ時のマル
テンサイト変態によって導入された大量の転位が次第に
消失していく。高温からの焼戻しが耐ＳＳＣ性を向上さ
せる理由の一つは、上記の拡散性水素のトラップサイト
である転位の減少によるものと推測される。なぜなら、
高強度になるほどＳＳＣ感受性が増すのは、強化に寄与
する転位、粒界への偏析物を含めた析出物が拡散性水素
のトラップサイトとしても作用し、鋼中の拡散性水素濃
度を高めるからである。

【００２７】粒界への偏析物を含む微細析出物は、通
常、上述のように転位と同様、水素のトラップサイトと
なるが、１％以上のＭｎを添加し、十分な加工度の熱間
圧延終了後に適正な補熱処理を施してからそのまま高温
で直接焼入れし、その後高温焼戻した鋼を調べてみる
と、水素のトラップサイトとなる粒界へのＭｎ偏析が認
められない。

【００２８】一般に、焼戻し温度を高くするには、焼入
れ温度を高めて焼入れ時に合金元素を十分に固溶させれ
ばよいが、この場合は細粒化に寄与するＮｂやＣｒなど
の元素が焼入れ時に固溶して細粒化に寄与しなくなるの
で、組織が著しく粗粒化し、耐ＳＳＣ性が低下するとと
もに、焼戻し温度の上昇は強度を大幅に低下させる。

【００２９】しかし、焼戻し温度の上昇による強度低下
は、１％以上という多量のＭｎ添加によって補われ、所
望の強度、すなわち１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上
の降伏応力の確保を可能にする。

【００３０】また、十分な加工度の熱間圧延終了後に適
正な補熱処理を施し、そのまま直接焼入れした後に高温
で焼戻しする場合には、熱間圧延終了後に補熱処理を施
さずにそのまま直接焼入れするのに比べ、組織の粗粒化
が可及的に抑制される。これは、補熱処理時に再結晶が
進行するためである。

【００３１】このように、１％以上のＭｎ添加と熱間圧
延後の補熱処理は、高温焼戻し後の強度確保を可能にす
るとともに、組織の極端な粗粒化を抑制し、しかも多量
のＭｎ添加にもかかわらずＭｎが粒界に偏析しなくなる
ので、耐ＳＳＣ性の優れた高強度鋼管を得るために極め
て効果的である。

【００３２】このようなＭｎの多量添加と補熱処理の効
果は、熱間圧延の最終段階において、８５０〜１１００
℃の温度範囲での肉厚減少率を４０％以上とする加工を
施すことによって、さらに向上することも確認された。

【００３３】以上のような知見に基づき、さらにその効
果を十分に発揮できる条件の限界を明らかにして、本発
明を完成させた。本発明の要旨は次の通りである。

【００３４】熱間で穿孔および圧延して鋼管形状に成形
後そのまま直接焼入れし、焼戻しを行って所要強度に調
質する継目無鋼管の製造方法であって、重量％で、Ｃ：
０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍ
ｎ：１〜５％、Ｍｏ：０．２〜１％、Ｔｉ：０．００５
〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．１％、Ｎｂ：０．
００５〜０．１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５
％、Ｃｒ：０〜１．２％、Ｖ：０〜０．５％、Ｗ：０〜
１．０％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０１％
を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不
純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉ、ＮおよびＯが、それぞれＰ：
０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．１
％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下であ
る鋼のビレットを、熱間で穿孔および延伸圧延する際
に、最終の仕上げ圧延段階において８５０〜１１００℃
の温度範囲で肉厚減少率４０％以上の加工を施した後、
８５０〜１１００℃の温度範囲に１０秒から３０分間加
熱保持する補熱処理を施してからそのまま直接焼入れ
し、その後焼戻しすることを特徴とする、９８５〜１０
６８ＭＰａの降伏応力を有する高強度高耐食継目無鋼管
の製造方法。

【００３５】

【発明の実施の形態】

１、化学組成 以下の化学組成の「％」は、すべて重量％である。

【００３６】Ｃ：０．２〜０．３５％ 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。しかし、その含有量が０．２％未満では、
焼入れ硬さが不足し、焼戻し後に本発明で目標とする高
強度｛１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上の降伏応力｝
が得られない。逆に、その含有量が０．３５％を超える
と、炭化物が増加し、耐ＳＳＣ性が低下する。従って、
Ｃ含有量は、０．２〜０．３５％とした。望ましいＣ含
有量の上限は、０．３％である。

【００３７】Ｓｉ：０．０５〜０．５％ Ｓｉは、鋼の脱酸に必要な元素であり、焼戻し軟化抵抗
を高め耐ＳＳＣ性を向上させる元素であるが、過剰に含
有させると鋼を脆化させる。脱酸と耐ＳＳＣ性の向上の
目的からは０．０５％以上の含有量が必要であるが、そ
の含有量が０．５％を超えると靭性が低下するのみなら
ず、粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性が低下する。従って、
Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５％とした。望ましいＳ
ｉ含有量の上限は、０．３％である。

【００３８】Ｍｎ：１〜５％ Ｍｎは、本発明において最も重要な役割を果たす元素で
ある。すなわち、焼入れ性を著しく高め、高温の焼戻し
においても本発明で目標とする上記の高強度｛１４０ｋ
ｓｉ（９８５ＭＰａ）以上の降伏応力｝を実現させるの
である。この効果を得るには、少なくとも１％以上のＭ
ｎ含有量が必要であり、その含有量が１％未満では、耐
ＳＳＣ性の向上に望ましい高温焼戻し（６８０℃以上）
後に、必要とする高強度を確保することができない。

【００３９】しかし、その含有量が５％を超えると、本
発明においてもＭｎが粒界に偏析するようになり、耐Ｓ
ＳＣ性が著しく低下するのに加え、靱性も著しく低下す
る。従って、Ｍｎ含有量は、１〜５％とした。望ましい
Ｍｎ含有量の上限は、３％である。

【００４０】Ｍｏ：０．２〜１％ Ｍｏは、焼入れ性を向上させて強度を上昇させるととも
に、焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻しを可能とし、耐
ＳＳＣ性を向上させる。しかし、本発明で目標とする上
記の高強度｛１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上の降伏
応力｝の確保が可能な鋼にするには、その含有量が０．
２％未満では、その効果が十分でない。逆に、その含有
量が１％を超えると、応力集中係数が高くてＳＳＣの起
点となる針状のＭｏ炭化物が析出し、耐ＳＳＣ性が低下
する。従って、Ｍｏ含有量は、０．２〜１％とした。望
ましい範囲は、０．３〜０．８％である。

【００４１】Ｔｉ：０．００５〜０．５％ Ｔｉは、鋼中の不純物であるＮをＴｉＮとして固定する
目的で添加する。また、Ｎ固定に必要とするよりも過剰
なＴｉは、炭化物となって微細に析出し、焼戻し軟化抵
抗を高める効果がある。Ｎの固定は、焼入れ性向上のた
めに添加する後述のＢがＢＮとなるのを抑制し、Ｂを固
溶状態に維持して十分な焼入れ性を確保するためであ
る。しかし、その含有量が０．００５％未満では、上記
の効果が得られず、逆にその含有量が０．５％を超える
と炭化物が増加し、靱性および耐ＳＳＣ性が低下する。
従って、Ｔｉ含有量は０．００５〜０．５％とした。望
ましい範囲は、０．０１〜０．１％である。

【００４２】Ｂ：０．０００１〜０．０１％ Ｂは、微量で焼入れ性を向上させ、特に厚肉材の耐ＳＳ
Ｃ性を改善するのに効果的な元素である。しかし、その
含有量が０．０００１％未満では、上記の効果が十分で
ない。逆に、その含有量が０．０１％を超えると、靱性
および耐ＳＳＣ性が低下する。従って、Ｂ含有量は、
０．０００１〜０．０１％とした。望ましい範囲は、
０．０００２〜０．００２％である。

【００４３】Ｎｂ：０．００５〜０．１％ Ｎｂは、製管用素材であるビレットの加熱時に固溶した
後、焼戻し時に微細析出して析出強化に寄与し、高温焼
戻しを可能として耐ＳＳＣ性を向上させる元素である。
また、固溶しきれなかったＮｂは、旧オーステナイト粒
の粗大化を防ぎ、組織の微細化に寄与する元素でもあ
る。しかし、その含有量が０．００５％未満では、上記
の効果が得られない。逆に、その含有量が０．１％を超
えると、微細析出物が増加し、耐ＳＳＣ性が低下する。
従って、Ｎｂ添加量は、０．００５〜０．１％とした。
望ましい範囲は、０．０１〜０．０５％である。

【００４４】ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）：０．００５
〜０．５％ Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素である。鋳片の健全性を
十分確保するための溶湯への添加の結果、ｓｏｌ．Ａｌ
として鋼中に含有されるが、その含有量が０．００５％
未満では、十分に健全な鋳片が得られない。逆に、その
含有量が０．５％を超えると、介在物が増加、なかでも
粗大なＡｌ系介在物が増加し、靱性および耐ＳＳＣ性が
低下する。従って、ｓｏｌ．Ａｌ添加量は、０．００５
〜０．５％とした。望ましい範囲は、０．０１〜０．１
％である。

【００４５】Ｐ：０．０２５％以下 Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。そし
て、その含有量が０．０２５％を超えると粒界に偏析
し、特に高強度鋼の耐ＳＳＣ性を劣化させる。従って、
Ｐ含有量は０．０２５％以下とした。なお、Ｐの含有量
は、低ければ低いほど好ましい。

【００４６】Ｓ：０．０１％以下 Ｓは、上記のＰと同様に、不純物として鋼中に不可避的
に存在する。そして、その含有量が０．０１％を超える
と粒界に偏析する一方、硫化物系の介在物を形成し、特
に高強度鋼の耐ＳＳＣ性を低下させる。従って、Ｓ含有
量は、０．０１％以下とした。なお、Ｓの含有量は、低
ければ低いほど好ましく、その望ましい上限は０．００
３％である。

【００４７】Ｎｉ：０．１％以下 Ｎｉは、不純物として鋼中に不可避的に存在し、靱性お
よび耐ＳＳＣ性を低下させる。しかし、その含有量が
０．１％以下であれば問題ないことから、その上限を
０．１％と定めた。なお、Ｎｉは、Ｃｒ原料中に不可避
的に含まれており、後述するＣｒを添加含有させる場
合、その含有量を０（ゼロ）にすることは工業的に不可
能であるが、できるだけ少ない方が望ましい。

【００４８】Ｎ：０．０１％以下 Ｎは、不純物として鋼中に不可避的に存在し、上記のＮ
ｉと同様に、靱性および耐ＳＳＣ性を低下させる。しか
し、その含有量が０．０１％以下であれば問題ないこと
から、その上限を０．０１％と定めた。なお、Ｎは、大
気中などから鋼中に侵入し、その含有量を０（ゼロ）に
することは工業的に不可能であるが、できるだけ少ない
方が望ましい。

【００４９】Ｏ（酸素）：０．０１％以下 Ｏは、不純物として鋼中に不可避的に存在し、上記のＮ
ｉおよびＮと同様に、靱性および耐ＳＳＣ性を低下させ
る。しかし、その含有量が０．０１％以下であれば問題
ないことから、その上限を０．０１％と定めた。なお、
Ｏは、上記のＮと同様に、大気中などから鋼中に侵入
し、その含有量を０（ゼロ）にすることは工業的に不可
能であるが、できるだけ少ない方が望ましい。

【００５０】本発明においては、上記の化学組成からな
る鋼に、必要により、下記のＣｒ、Ｖ、Ｗ、Ｚｒおよび
Ｃａのうちから選ばれた１種または２種以上を、添加含
有させることができる。

【００５１】Ｃｒ：０〜１．２％ Ｃｒは、上記のＭｏと同様に、焼入れ性を高めて強度を
向上させるとともに、焼入れ後の焼戻し軟化抵抗を高め
て耐ＳＳＣ性を向上させる効果を有する元素である。こ
のため、その効果を得たい場合には、Ｃｒを添加含有さ
せることができる。しかし、その含有が０．３％未満で
は、上記の効果が得られず、１．２％を超えて含有させ
ると、硫化水素を含む湿潤環境において腐食速度が増加
し、それに伴う吸蔵水素濃度の増加を招いて耐ＳＳＣ性
を劣化させる。従って、添加する場合のＣｒ含有量は、
０．３〜１．２％とする必要がある。望ましい上限は、
０．５％である。

【００５２】Ｖ：０〜０．５％ Ｖは、焼戻し時に微細な炭化物として析出し、焼入れ後
の焼戻し軟化抵抗を高めて耐ＳＳＣ性を向上させる効果
を有する元素である。このため、その効果を得たい場合
には、Ｖを添加含有させることができる。しかし、その
含有が０．００５％未満では、上記の効果が得られず
０．５％を超えて含有させると、その炭化物が粗大化し
て強度上昇に寄与しなくなるのみならず、粗大な炭化物
が吸蔵水素濃度の増加を招き、耐ＳＳＣ性を劣化させ
る。従って、添加する場合のＶ含有量は、０．００５〜
０．５％とする必要がある。望ましい上限は、０．３％
である。

【００５３】Ｗ：０〜１．０％ Ｗは、Ｍｏと同様に、焼入れ性を高めて強度を向上させ
るとともに、焼入れ後の焼戻し軟化抵抗を高めて耐ＳＳ
Ｃ性を向上させる効果を有する元素である。このため、
その効果を得たい場合には、Ｗを添加含有させることが
できる。しかし、その含有が０．３％未満では、上記の
効果が得られず、１％を超えて含有させると、その炭化
物が粗大化して強度上昇に寄与しなくなるのみならず、
粗大な炭化物が吸蔵水素濃度の増加を招き、耐ＳＳＣ性
を劣化させる。従って、添加する場合のＷ含有量は、
０．３〜１％とする必要がある。望ましい上限は、０．
７％である。

【００５４】Ｚｒ：０〜０．５％ Ｚｒは、引張試験時の降伏点伸びを向上させ、結果とし
て耐ＳＳＣ性をより一層向上させる効果を有する元素で
ある。このため、その効果を得たい場合には、Ｚｒを添
加含有させることができる。しかし、その含有が０．１
％未満では、上記の効果が得られず、０．５％を超えて
含有させると、粗大な炭化物を形成し、これが吸蔵水素
濃度の増加を招き、耐ＳＳＣ性を劣化させる。従って、
添加する場合のＺｒ含有量は、０．１〜０．５％とする
必要がある。望ましい上限は、０．４５％である。な
お、Ｚｒによる上記の効果は、局部降伏時の加工硬化が
小さいためと推定される。

【００５５】Ｃａ：０〜０．０１％ 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ＳＳＣ性を向上させる効
果を有する元素である。このため、その効果を得たい場
合には、Ｃａを添加含有させることができる。しかし、
その含有量が０．０００１％未満では、上記の効果が得
られず、０．０１％を超えて含有させると、靱性および
耐ＳＳＣ性が低下するだけでなく、鋼管表面に欠陥が発
生しやすくなる。従って、添加する場合のＣａ含有量
は、０．０００１〜０．０１％とする必要がある。な
お、脱酸が十分でない場合にＣａを添加すると、かえっ
て耐ＳＳＣ性が低下することがあるので、この点注意を
要する。

【００５６】２、製造条件 熱間圧延、すなわち穿孔からそれに引き続く圧延におけ
る、ビレットの加熱温度は、穿孔圧延機での穿孔が可能
な温度であればよく、１０００℃以上に加熱すれば十分
あるが、本発明の方法の場合、添加した合金元素、なか
でもＮｂなどの細粒化に寄与する元素を十分に固溶させ
るという観点からは高い方が好ましい。ただし、高温に
することは怪熱設備や加工設備の面で制限されるので、
望ましくは１１００〜１２５０℃、より望ましくは１１
５０〜１２５０℃に加熱するのが好ましい。

【００５７】上記の温度範囲に加熱されたビッレトは、
著しく粗粒である。従って、本発明においては、極端な
細粒組織にする必要はないが、粗粒すぎると焼入れ性は
良好なものの、靱性および耐ＳＳＣ性が低下するので、
ある程度再結晶させて過度の粗粒化を防ぎ、粒径を整え
る必要がある。

【００５８】そこで、本発明では、熱間圧延の仕上げ段
階において、８５０〜１１００℃の温度範囲での肉厚減
少率を４０％以上とし、熱間圧延後、８５０〜１１００
℃の温度範囲に１０秒から３０分間加熱保持する補熱処
理を施し、この補熱処理を終えた後、直ちに焼入れに入
る。

【００５９】これは、１１００℃に到るまでの加工度の
大小は、加工後直ちに再結晶が進むが、その結晶粒が粗
大になるため耐ＳＳＣ性の向上に効果がなく、８５０℃
を下回る温度での加工は、冷却後の鋼管の変形を大きく
する恐れがあるのに加え、補熱処理における温度回復に
時間がかかり、生産能率の観点から好ましくない。ま
た、この温度範囲での肉厚減少率が４０％未満の加工で
は、再結晶粒の粗大化を防ぐことができない。

【００６０】さらに、補熱処理の温度が８５０℃未満、
保持時間が１０秒未満では、再結晶が進行せず、組織が
粗粒すぎて靱性および耐ＳＳＣ性が不十分となる。一
方、補熱処理の温度が１１００℃超、保持時間が３０分
超では、再結晶が進行しすぎて再結晶粒が著しく粗大化
し、かえって耐ＳＳＣ性を低下させる。

【００６１】このように、熱間圧延後に補熱処理を施す
と、焼入れ温度の均一化が図れるので、鋼管長手方向の
均熱度が保証され、強度などの性能ばらつきが小さくな
る利点もある。

【００６２】焼戻し条件は、温度がＡｃ₁ 点以上であれ
ばよく、特に制約はないが、本発明の目標である降伏応
力が１４０ｋｓｉ（９８５ＭＰａ）以上で、かつ優れた
耐ＳＳＣ性を得るには６８０℃以上、より好ましくは７
００℃以上の焼戻し温度とするのが望ましい。

【００６３】

【実施例】表１および表２に示す化学成分を有する３１
種類の鋼を、１５０ｋｇの真空溶解炉を用いて溶製し
た。表１および表２中、鋼No. Ａ〜Ｅは本発明鋼、Ｆ〜
ｅは比較鋼である。

【００６４】そして、得られた鋳塊を鍛造し、厚さ４０
ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ２５０ｍｍの圧延用ビッレトと
した。これらのビッレトを、鋼管の加工工程ないしは仕
上げ圧延の肉厚減少率に合わせて、１２５０℃に１時間
加熱保持し、肉厚減少率５０％以上の粗圧延加工に引き
続いて、温度と肉厚減少率を種々変えて仕上げ圧延加工
を行って肉厚１２ｍｍの板材とし、この板材に温度と保
持時間を種々変えて補熱処理を施してからそのまま直接
焼入れし、次いで焼戻しを行った。

【００６５】この時、焼戻し温度は、各供試鋼の化学成
分および焼入れ条件に応じて所要の強度｛１４０ｋｓｉ
（９５８ＭＰａ）以上｝が得られるように種々変化させ
た。

【００６６】

【表１】

【００６７】

【表２】

【００６８】得られた各板材から圧延方向に平行にＪＩ
Ｓ Ｚ ２２０１に規定される１４Ｂ号試験片を採取
し、引張強度（降伏応力「ＹＳ」と引張強さ「ＴＳ」）
を測定した。

【００６９】また、耐ＳＳＣ性の評価は、得られた各板
材の肉厚中央部から圧延方向に平行に、平行部の直径が
６．３５ｍｍ、長さが２５．４ｍｍの丸棒状の引張試験
片を採取し、ＮＡＣＥ−ＴＭ−０１７７ Ｍｅｔｈｏｄ
Ａに準拠した方法で行った。すなわち、１気圧の硫化
水素が飽和した２５℃の０．５％酢酸＋５％食塩水中に
おける定荷重試験である。なお、負荷荷重は、上記の引
張試験で得られた実降伏応力の８０％とした。また、試
験時間は７２０時間とし、この試験中に破断しないもの
を耐ＳＳＣ性が良好と判定した。

【００７０】これらの結果を、仕上げ圧延条件および補
熱処理条件と合わせ、表３に示す。

【００７１】

【表３】

【００７２】表３から明らかなように、化学成分、仕上
げ圧延および補熱処理のいずれもが本発明で規定する範
囲内の条件で製造した板材（試番１〜５）は、いずれも
降伏応力が１４０ｋｓｉ（９５８ＭＰａ）以上であり、
しかも耐ＳＳＣ性が良好であった。

【００７３】これに対し、鋼の化学成分は本発明の範囲
内であるが、仕上げ圧延条件中の温度または肉厚減少
率、および補熱処理条件中の温度または保持時間のうち
のいずれか一つが本発明で規定する範囲を外れる条件で
製造した板材（試番６〜３９）は、いずれも高強度では
あるが、耐ＳＳＣ性がいずれも不芳であった。

【００７４】すなわち、試番６は、仕上げ圧延温度が低
すぎ、補熱処理時の再結晶が不十分で、耐ＳＳＣ性が不
芳であり、試番７は、仕上げ圧延温度が高すぎ、粗粒化
が著しく、耐ＳＳＣ性が不芳であった。また、試番８
は、仕上げ圧延時の肉厚減少率が小さく加工が不十分
で、粗粒化が著しく、耐ＳＳＣ性が不芳であった。さら
に、試番９は、補熱温度が低すぎ、補熱による粗粒化抑
制の効果が不十分で、耐ＳＳＣ性が不芳であり、試番１
０は、補熱処理温度が高すぎるために粗粒化を招き、耐
ＳＳＣ性が不芳であった。また更に、試番１１は、補熱
保持時間が短すぎ、補熱の効果が不十分で、耐ＳＳＣ性
が不芳であり、試番１２は、補熱保持時間が長すぎ、粗
粒化を招き、耐ＳＳＣ性が不芳であった。

【００７５】一方、製造条件はいずれも本発明の範囲内
であるが、試番１３は、鋼（鋼No.Ｆ）のＣ含有量が低
いために焼入れ性が十分でなく、耐ＳＳＣ性が不芳であ
り、試番１４は、鋼（鋼No. Ｇ）のＣ含有量が高すぎる
ために過剰な炭化物が析出し、耐ＳＳＣ性が不芳であっ
た。また、試番１５は、鋼（鋼No. Ｈ）のＳｉ含有量が
多すぎるために粒界のＳＳＣ感受性が増し、耐ＳＳＣ性
が不芳でり、試番１６は、鋼（鋼No. Ｉ）のＳｉ含有量
が低すぎて脱酸が不十分なために介在物が多く残留し、
耐ＳＳＣ性が不芳であった。

【００７６】試番１７は、鋼（鋼No. Ｊ）のＭｎ含有量
が高すぎるために過剰なＭｎが粒界に偏析し、耐ＳＳＣ
性が不芳であり、試番１８は、鋼（鋼No. Ｋ）のＭｎ含
有量が低すぎて焼入れ性が確保できず、耐ＳＳＣ性が不
芳であった。また、試番１９は、鋼（鋼No. Ｌ）のＰ含
有量が高すぎるために過剰なＰが粒界に偏析し、耐ＳＳ
Ｃ性が不芳であり、試番２０は、鋼（鋼No. Ｍ）のＳ含
有量が高すぎるために過剰なＳが粒界に偏析し、かつ硫
化物系介在物が生成し、耐ＳＳＣ性が不芳であった。

【００７７】試番２１は、鋼（鋼No. Ｎ）のＣｒ含有量
が高すぎるために硫化水素を含む湿潤環境下での腐食速
度が増加し、吸蔵水素濃度の増加を招き、耐ＳＳＣ性が
不芳であった。また、試番２２は、鋼（鋼No. Ｏ）のＭ
ｏ含有量が低すぎるために焼入れ性が確保できず、耐Ｓ
ＳＣ性が不芳であり、試番２３は、鋼（鋼No. Ｐ）のＭ
ｏ含有量が高すぎるために針状のＭｏ炭化物が析出し、
耐ＳＳＣ性が不芳であった。

【００７８】試番２４は、鋼（鋼No. Ｑ）のｓｏｌ．Ａ
ｌ含有量が低すぎるために脱酸が不十分で介在物が多量
に析出し、耐ＳＳＣ性が不芳であり、試番２５は、鋼
（鋼No. Ｒ）のｓｏｌ．Ａｌ含有量が高すぎるために粗
大なＡｌ系介在物が析出し、耐ＳＳＣ性のみならず靱性
も不芳であった。また、試番２６は、鋼（鋼No. Ｓ）の
Ｔｉ添加量が低すぎてＴｉによるＮ固定が不十分なため
に粒界のＳＳＣ感受性が増大し、耐ＳＳＣ性が不芳であ
り、試番２７は、鋼（鋼No. Ｔ）のＴｉ含有量が高すぎ
るためにＴｉＣが析出し、耐ＳＳＣ性のみならず靱性も
不芳であった。

【００７９】試番２８は、鋼（鋼No. Ｕ）のＢ含有量が
低すぎるために焼入れ性が確保できず、耐ＳＳＣ性が不
芳であり、試番２９は、鋼（鋼No. Ｖ）のＢ含有量が高
すぎるために、耐ＳＳＣ性のみならず靱性も不芳であっ
た。また、試番３０は、鋼（鋼No. Ｗ）のＮｂ含有量が
低すぎるためにＮｂが細粒化に寄与せず、粒の粗大化を
招き、耐ＳＳＣ性が不芳であり、試番３１は、鋼（鋼N
o. Ｘ）のＮｂ含有量が高すぎるために微細な炭化物が
過剰析出し、吸蔵水素の増加を招き、耐ＳＳＣ性が不芳
であった。

【００８０】試番３２、３３、３４は、それぞれの鋼
（鋼No. Ｙ、Ｚ、ａ）のＶ、ＷおよびＺｒのうちのいず
れか一つの含有量が高すぎるために微細炭化物が過剰析
出し、吸蔵水素の増加を招き、いずれも耐ＳＳＣ性が不
芳であった。また、試番３５は、鋼（鋼No. ｂ）のＣａ
添加量が高すぎるために鋼の清浄度が不十分で、耐ＳＳ
Ｃ性が不芳であり、試番３６は、鋼（No. ｃ）のＮｉ含
有量が高すぎるために、耐ＳＳＣ性が不芳であった。

【００８１】試番３７は、鋼（鋼No. ｄ）のＮ含有量が
高すぎるために粒界のＳＳＣ感受性が増し、耐ＳＳＣ性
が不芳であり、試番３８は、鋼（鋼No. ｅ）のＯ含有量
が高すぎるために粒界のＳＳＣ感受性が増し、耐ＳＳＣ
性が不芳であった。

【００８２】

【発明の効果】本発明によれば、耐ＳＳＣ性が優れた降
伏応力が１４０〜１５５ｋｓｉ（９８５〜１０６８ＭＰ
ａ）級の、油井およびそれに関連した諸設備に使用でき
る高強度高耐食性継目無鋼管が、従来はその積極添加は
耐ＳＳＣ性を劣化させるとして多量添加が避けられてき
たＭｎを多量に添加し、肉厚減少率４０％の熱間加工
後、８５０〜１１００℃に１０秒〜３０分間加熱保持す
る補熱処理を施した後、そのまま直接焼入れして焼き戻
すという簡易な手段により、高い生産性で製造提供する
ことができる。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】熱間で穿孔および圧延して鋼管形状に成形
   後そのまま直接焼入れし、焼戻しを行って所要強度に調
   質する継目無鋼管の製造方法であって、重量％で、 Ｃ：０．２〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０５〜０．５％、 Ｍｎ：１〜５％、 Ｍｏ：０．２〜１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．５％、 Ｂ：０．０００１〜０．０１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５％、 Ｃｒ：０〜１．２％、 Ｖ：０〜０．５％、 Ｗ：０〜１．０％、 Ｚｒ：０〜０．５％、 Ｃａ：０〜０．０１％ を含み、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、不
   純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉ、ＮおよびＯが、それぞれ Ｐ：０．０２５％以下、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｎｉ：０．１％以下、 Ｎ：０．０１％以下、 Ｏ：０．０１％以下 である鋼のビレットを、熱間で穿孔および延伸圧延する
   際に、最終の仕上げ圧延段階において８５０〜１１００
   ℃の温度範囲で肉厚減少率４０％以上の加工を施した
   後、８５０〜１１００℃の温度範囲に１０秒から３０分
   間加熱保持する補熱処理を施してからそのまま直接焼入
   れし、その後焼戻しすることを特徴とする、９８５〜１
   ０６８ＭＰａの降伏応力を有する高強度高耐食継目無鋼
   管の製造方法。