JPWO2005080621A1 - バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
本発明は、バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管とその製造方法、特に拡管した際にバウシンガー効果により生じる周方向圧縮強度低下が小さい油井用鋼管やラインパイプ等に使用される鋼管とその製造方法を提供するもので、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなり、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在する二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管。また、この鋼板または鋼管は質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．０１％以下、を含み残部鉄および不可避的な不純物からなる。
Description
本発明は、バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管とその製造方法、特に５％以上拡管した際の周方向の圧縮強度の低下が小さい、すなわちバウシンガー効果の発現が小さい油井用鋼管やラインパイプ等に使用される鋼管とその製造方法に関するものである。
鋼管に、拡管によって周方向に引張塑性歪が導入されると、外圧による周方向への圧縮応力に対する耐力（以下、圧縮耐力）が低下し、鋼管が外圧で潰れる圧力（以下、圧潰圧力）が低下する。これは、バウシンガー効果としてよく知られているように、塑性変形後、塑性歪を加えた方向とは反対方向に応力を加えると、元の降伏強度よりも低い応力で変形が生じる現象である。
ラインパイプとして使用されるＵＯＥ鋼管では、最終工程で真円度を高めるために拡管を行い、周方向に引張塑性歪が導入されるために、圧潰圧力が低下するという問題がある。また、鋼板を冷間加工して使用する場合にも、例えば引張加工歪を加えた際に圧縮降伏応力が低下するなど、バウシンガー効果が問題となることがある。
例えば、ＵＯＥ鋼管の製造工程で導入される冷間加工歪に起因するバウシンガー効果により低下した圧縮耐力を熱処理によって回復させる方法が、特開平９−３５４５号公報、特開平９−４９０２５号公報に開示されている。特開平９−３５４５号公報は鋼板をＵプレスおよびＯプレスで管状に加工し溶接した後、拡管し、７００℃未満に加熱する方法を、特開平９−４９０２５号公報は、更に温間加工による塑性加工を行って拡管を施す方法を開示するものである。
また、特開２００４−３５９２５号公報には加熱温度を５５０℃以下、特に２５０℃以下と低くしても、バウシンガー効果により低下した圧縮耐力の回復が可能な鋼管の製造方法が開示されている。更に、造管時に導入される歪に起因するバウシンガー効果の発現そのものが小さい鋼管とその製造方法が特開平９−４９０５０号公報、特開平１０−１７６２３９号公報、特開２００２−２１２６８０号公報に開示されている。
しかし、これらの発明に開示されている造管時に導入される歪は、約１〜３％の範囲か、高くとも４％以下であり、５％以上の歪が導入される鋼板および鋼管のバウシンガー効果については不明である。
このような状況において、近年、例えば、油井内やガス井内で１０〜３０％拡管して使用する技術（Ｅｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒ）が開発されるなど、高い歪が導入される鋼板および鋼管のバウシンガー効果が問題になっている。Ｅｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒは、従来、井戸内に挿入してそのまま使用されていた油井用鋼管を油井・ガス井内で拡管することにより、掘削費用を削減する技術である。
このＥｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒに適用し得る鋼管が、例えば、特開２００２−２６６０５５号公報、特開２００２−１２９２８３号公報、特開２００２−３４９１７７号公報に開示されれている。しかし、これらは、拡管加工性、拡管後の圧潰強度又は耐食性に優れた鋼管であり、油井内での拡管を想定した歪の導入に起因するバウシンガー効果による圧潰強度の低下については何ら開示されていない。
すなわち、冷間加工で５％以上の歪が導入される鋼板や、油井管を油井内で拡管する際に１０〜３０％の歪が導入される鋼管のバウシンガー効果の発現を抑制するために最適な鋼のミクロ組織に関する知見は皆無であった。
ラインパイプとして使用されるＵＯＥ鋼管では、最終工程で真円度を高めるために拡管を行い、周方向に引張塑性歪が導入されるために、圧潰圧力が低下するという問題がある。また、鋼板を冷間加工して使用する場合にも、例えば引張加工歪を加えた際に圧縮降伏応力が低下するなど、バウシンガー効果が問題となることがある。
例えば、ＵＯＥ鋼管の製造工程で導入される冷間加工歪に起因するバウシンガー効果により低下した圧縮耐力を熱処理によって回復させる方法が、特開平９−３５４５号公報、特開平９−４９０２５号公報に開示されている。特開平９−３５４５号公報は鋼板をＵプレスおよびＯプレスで管状に加工し溶接した後、拡管し、７００℃未満に加熱する方法を、特開平９−４９０２５号公報は、更に温間加工による塑性加工を行って拡管を施す方法を開示するものである。
また、特開２００４−３５９２５号公報には加熱温度を５５０℃以下、特に２５０℃以下と低くしても、バウシンガー効果により低下した圧縮耐力の回復が可能な鋼管の製造方法が開示されている。更に、造管時に導入される歪に起因するバウシンガー効果の発現そのものが小さい鋼管とその製造方法が特開平９−４９０５０号公報、特開平１０−１７６２３９号公報、特開２００２−２１２６８０号公報に開示されている。
しかし、これらの発明に開示されている造管時に導入される歪は、約１〜３％の範囲か、高くとも４％以下であり、５％以上の歪が導入される鋼板および鋼管のバウシンガー効果については不明である。
このような状況において、近年、例えば、油井内やガス井内で１０〜３０％拡管して使用する技術（Ｅｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒ）が開発されるなど、高い歪が導入される鋼板および鋼管のバウシンガー効果が問題になっている。Ｅｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒは、従来、井戸内に挿入してそのまま使用されていた油井用鋼管を油井・ガス井内で拡管することにより、掘削費用を削減する技術である。
このＥｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒに適用し得る鋼管が、例えば、特開２００２−２６６０５５号公報、特開２００２−１２９２８３号公報、特開２００２−３４９１７７号公報に開示されれている。しかし、これらは、拡管加工性、拡管後の圧潰強度又は耐食性に優れた鋼管であり、油井内での拡管を想定した歪の導入に起因するバウシンガー効果による圧潰強度の低下については何ら開示されていない。
すなわち、冷間加工で５％以上の歪が導入される鋼板や、油井管を油井内で拡管する際に１０〜３０％の歪が導入される鋼管のバウシンガー効果の発現を抑制するために最適な鋼のミクロ組織に関する知見は皆無であった。
本発明は、５％以上の引張歪を導入され、圧縮方向の耐力の低下が少ない鋼板および鋼管、特に、油井内又はガス井内で１０％以上拡管された後外圧を受ける用途に適したバウシンガー効果の発現が小さい鋼管を提供し、更に、これらの製造方法を提供するものである。
本発明者らは、バウシンガー効果の発現におよぼす金属組織、化学成分の影響について詳細に検討した結果、５％以上の歪を導入した際に、バウシンガー効果の発現を小さくするためには、鋼の組織を実質的にフェライト組織と微細なマルテンサイトからなるものとし、かつフェライト組織中に微細なマルテンサイトが分散した状態の組織とするのが最も良いことを知見した。
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（２）微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１０μｍ以下であり、該微細マルテンサイトの面積率が１０〜３０％であることを特徴とする（１）記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
（３）変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（１）または（２）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（５）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（４）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（６）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％を含有し、−２０℃における幅方向のＶノッチシャルピー値が４０Ｊ以上であり、変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（４）または（５）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（７）母材が、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（８）微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１０μｍ以下であり、該微細マルテンサイトの面積率が１０〜３０％であることを特徴とする（７）記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
（９）鋼管の拡管前後の周方向圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（７）または（８）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１０）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする（７）〜（９）のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１１）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１０）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％を含有し、−２０℃における周方向のＶノッチシャルピー値が４０Ｊ以上であり、変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（１０）または（１１）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼板を７６０〜８３０℃に加熱し、その後焼入れすることを特徴とする（５）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板の製造方法。
（１４）母材の成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼管を７６０〜８３０℃に加熱し、その後焼入れすることを特徴とする（１１）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
（１５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなるスラブを熱延鋼板とし、これをロール成形により筒状にした後、電縫溶接を行って電縫管とし、次いで７６０〜８３０℃に加熱後、水冷することを特徴とする（１１）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
（１６）電縫溶接後、シーム溶接部をＡｃ３点以上に加熱するシーム熱処理を施し、７６０〜８３０℃に加熱し、水冷することを特徴とする（１５）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
（１７）熱延鋼板がフェライト・パーライト組織またはフェライト・ベイナイト組織を有することを特徴とする（１５）または（１６）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
本発明者らは、バウシンガー効果の発現におよぼす金属組織、化学成分の影響について詳細に検討した結果、５％以上の歪を導入した際に、バウシンガー効果の発現を小さくするためには、鋼の組織を実質的にフェライト組織と微細なマルテンサイトからなるものとし、かつフェライト組織中に微細なマルテンサイトが分散した状態の組織とするのが最も良いことを知見した。
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は次のとおりである。
（１）フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（２）微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１０μｍ以下であり、該微細マルテンサイトの面積率が１０〜３０％であることを特徴とする（１）記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
（３）変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（１）または（２）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（４）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（５）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（４）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（６）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％を含有し、−２０℃における幅方向のＶノッチシャルピー値が４０Ｊ以上であり、変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（４）または（５）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
（７）母材が、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（８）微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１０μｍ以下であり、該微細マルテンサイトの面積率が１０〜３０％であることを特徴とする（７）記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
（９）鋼管の拡管前後の周方向圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（７）または（８）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１０）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする（７）〜（９）のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１１）質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１０）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１２）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％を含有し、−２０℃における周方向のＶノッチシャルピー値が４０Ｊ以上であり、変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする（１０）または（１１）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
（１３）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼板を７６０〜８３０℃に加熱し、その後焼入れすることを特徴とする（５）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板の製造方法。
（１４）母材の成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼管を７６０〜８３０℃に加熱し、その後焼入れすることを特徴とする（１１）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
（１５）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなるスラブを熱延鋼板とし、これをロール成形により筒状にした後、電縫溶接を行って電縫管とし、次いで７６０〜８３０℃に加熱後、水冷することを特徴とする（１１）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
（１６）電縫溶接後、シーム溶接部をＡｃ３点以上に加熱するシーム熱処理を施し、７６０〜８３０℃に加熱し、水冷することを特徴とする（１５）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
（１７）熱延鋼板がフェライト・パーライト組織またはフェライト・ベイナイト組織を有することを特徴とする（１５）または（１６）記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
図１は、本発明（例１）による鋼板（鋼管）の応力・歪み曲線を示す図である。
図２は、従来（例２）の熱延まま鋼板（鋼管）の応力・歪み曲線を示す図である。
図３は、従来（例３）のＣｒ−Ｍｏ鋼による鋼板（鋼管）の応力・歪み曲線を示す図である。
図４は、（ａ）は本発明（例１）の鋼板（鋼管）の光学組織写真、（ｂ）は本発明（例１）の鋼板（鋼管）の走査電子顕微鏡写真である。
図５は、従来（例２）の熱延まま鋼板（鋼管）の光学組織写真である。
図６は、従来（例３）のＣｒ−Ｍｏ鋼（焼戻しマルテンサイト組織）の鋼板（鋼管）の光学組織写真である。
図２は、従来（例２）の熱延まま鋼板（鋼管）の応力・歪み曲線を示す図である。
図３は、従来（例３）のＣｒ−Ｍｏ鋼による鋼板（鋼管）の応力・歪み曲線を示す図である。
図４は、（ａ）は本発明（例１）の鋼板（鋼管）の光学組織写真、（ｂ）は本発明（例１）の鋼板（鋼管）の走査電子顕微鏡写真である。
図５は、従来（例２）の熱延まま鋼板（鋼管）の光学組織写真である。
図６は、従来（例３）のＣｒ−Ｍｏ鋼（焼戻しマルテンサイト組織）の鋼板（鋼管）の光学組織写真である。
本発明者らは、バウシンガー効果の発現におよぼす鋼板および鋼管の製造方法、金属組織、化学成分の影響について詳細に検討した。基本的な検討は、素材そのままから採取した圧縮試験片と、素材から引張試験片を採取して８％の引張歪を付与して更に機械加工した圧縮試験片を用いて圧縮試験を行い、両者の応力歪曲線、比例限、０．１％オフセット耐力、０．２％オフセット耐力を比較することによって行った。
特に、素材そのものの比例限（ＰＬ−ｂ）と引張変形後の比例限（ＰＬ−ａ）の比、（ＰＬ−ａ）／（ＰＬ−ｂ）をバウシンガー効果比と呼ぶ。この値が高い方がバウシンガー効果の発現力が小さいことを示している。なお、本発明において、比例限（ＰＬ−ｂ）および（ＰＬ−ａ）は、０．０５％オフセット耐力を見かけの比例限として、これを使用した。
金属組織の観察は光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて行った。なお、金属組織の観察に用いた試料は、鋼板の場合は圧延方向に垂直な方向の断面を観察面とし、鋼管の場合は周方向の断面を観察面として鋼板または鋼管の肉厚中央部から採取し、試料の観察面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチを行った。
表１に示す低合金鋼を表２に示す方法で製造し、それぞれ、例１〜例３とした。各々から圧縮試験片（径８ｍｍ、高さ１８ｍｍ）と引張試験片（径１０ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの丸棒）を作製した。
引張試験片の平行部に伸び計を取り付け、引張試験機によって８％歪を加えた後、平行部の径を８ｍｍに機械加工し、圧縮試験片を作製した。引張歪を導入した圧縮試験片および加工ままの圧縮試験片を用いて圧縮試験を行い、圧縮の応力・歪曲線を測定し、見かけの比例限（０．０５％オフセット耐力）を測定した。圧縮試験での歪の測定は、円柱側面１２０度毎に歪ゲージを貼付して行い、その平均値を使用した。
例１〜例３のそれぞれの応力・歪曲線の例を図１〜３に示した。例１では、図１に示すように引張変形の前後で応力・歪曲線の形は４５０ＭＰａ近傍まで何ら変化がない。例２、例３では、図２、図３に示すように、引張変形後の圧縮応力・歪曲線は比例限が大幅に低下しており、特に例３が著しい。
例１〜３の、それぞれの組織写真を図４〜６に示す。例１の金属組織は図４（ａ）光学顕微鏡写真、図４（ｂ）走査型電子顕微鏡写真に示すようにフェライト組織中に、数μｍの微細なマルテンサイトが分散した二相組織である。図４（ｂ）に示した例１の２０００倍に拡大した走査型電子顕微鏡写真には微細な炭化物が観察されないことから、例１の金属組織はパーライト、セメンタイト、ベイナイトや、マルテンサイトとオーステナイトの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡという。）等を含まず、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトの二相のみからなる二相組織であることが明らかである。一方、例２の金属組織は図５に示すようにフェライト・パーライト組織である。例３は図５に示すように焼戻しマルテンサイト組織である。
表２に示すように実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有するフェライト＋マルテンサイト二相鋼（発明例Ａ）のバウシンガー効果比は高く、次がフェライトとパーライトの二相組織であるフェライト・パーライト鋼（比較例Ａ）であり、焼戻しマルテンサイト（比較例Ｂ）のバウシンガー効果比が最も低い。このように、二相組織を有する鋼はバウシンガー効果比が大きく、特に第二相がマルテンサイトの場合にバウシンガー効果比が最も大きくなる。すなわちフェライト＋マルテンサイトの二相組織を有する鋼のバウシンガー効果の発現が最も小さい。
なお、フェライト＋マルテンサイトの二相組織を有する鋼に粗大なマルテンサイト相が少量形成されるとバウシンガー効果の発現が抑制されにくいばかりでなく、低温靭性も低下するので、マルテンサイトはフェライト組織中に微細に分散して形成される必要がある。これにより、フェライト組織に分散した微細マルテンサイトがフェライト粒の変形を拘束し、バウシンガー効果の発現が抑制されると考えられる。
以下、本発明について詳細に説明する。本発明において、バウシンガー効果の発現を最小にするためには、鋼の組織を、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織とすることが必要である。ここで、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在するとは、図４（ａ）に例示した光学顕微鏡組織写真および図４（ｂ）に例示した走査型電子顕微鏡組織写真のように、フェライト組織中の微細マルテンサイトが偏在していないことを意味しており、マルテンサイト同士の間隔はほぼ均一であることが好ましい。
なお、本発明において、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することは、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大した組織を観察し、５視野程度の組織写真に炭化物を含む組織が観察されないことを意味し、透過型電子顕微鏡で観察した場合には炭化物が観察されることも有り得る。また、本発明において、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散した状態とは、光学顕微鏡で５００倍に拡大した組織を観察し、撮影した５視野程度の組織写真において、図４（ａ）に示した組織写真と同様にマルテンサイト組織が偏在していないことと定義する。
次に、長径が１０μｍを超えるマルテンサイトの結晶粒が存在すると、バウシンガー効果の発現を抑制する効果および靭性がやや低下する。したがって、微細マルテンサイトの結晶粒の長径は１０μｍ以下であることが好ましい。一方、バウシンガー効果の発現を抑制する効果は、微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１μｍ以上の場合に、特に顕著である。ここで、マルテンサイトの結晶粒の長径とは、結晶粒の隣接または対向する頂部の距離のうち最大のものをいい、図４（ｂ）に例示した走査型電子顕微鏡組織写真から求めることができる。
また、微細マルテンサイトの面積率は１０％未満では強度がやや低下し、３０％を超えるとバウシンガー効果の発現を抑制する効果および靭性がやや低下するため、１０〜３０％であることが好ましい。
更に、フェライト組織の結晶粒径は、１０〜２０μｍであることが好ましい。これはフェライト組織の結晶粒径を１０μｍ未満にするには熱間圧延を低温で行う必要があるなど、製造性を損なうことがあり、フェライト組織の結晶粒径が２０μｍ超になると靭性を損なうことがあるためである。フェライト組織の結晶粒径はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して切断法により求めることができる。
バウシンガー効果に対する本発明の効果は鋼板、鋼管で変わりがない。また、形鋼等他の形状においても本発明と同様な効果は当然発揮される。
本発明が目的とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管を得るには、化学成分組成を、特に以下に説明する範囲とすることが好ましい。
Ｃは焼入れ性を高め、鋼の強度向上に必須の元素であり、目標とする強度およびフェライト・マルテンサイト組織を得るために必要な下限は、０．０３％である。しかし、Ｃ量が多過ぎると、本発明でのプロセスでは高強度になり過ぎ、さらに低温靱性が著しい劣化を招くので、その上限を０．３０％とした。特に、高い低温靭性を必要とする場合は、Ｃ量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多く添加すると低温靭性を著しく劣化させるので、上限を０．８％とした。鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。従って、下限は規定する必要はないが、通常、不純物として０．０１％以上含まれるので、０．０１％とする。
Ｍｎは焼入れ性を高め高強度を確保する上で不可欠な元素である。その下限は０．３％である。しかし、Ｍｎが多過ぎると、偏析を助長して微細マルテンサイトが層状に分散するようになり、均一分散を妨げられるため、上限を２．５％とした。
Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１％を越えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．１％とした。しかし、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。従って、下限は限定する必要はないが、通常、不純物として０．００１％以上含まれるので、０．００１％以上とする。
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材の低温靱性を向上させる。この効果を得るためにはＮを０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎ量が多過ぎるとＴｉＮが粗大化して、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるので、その上限は０．０１％に抑える必要がある。
さらに、本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０３％、０．０１％以下とする。この主たる理由は母材の低温靱性をより一層向上させ、溶接部の靭性を改善するためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。Ｐ、Ｓは、両者共、少ない程望ましいが、特性とコストのバランスで決定する必要がある。
次に、選択元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ、Ｃａを添加する目的について説明する。これらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズ（厚み）の拡大を図るためであるので、特に下限は規定しないが、上限値の十分の一程度の添加量で添加効果が顕著になる。
Ｎｂは圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。さらに、時効によるバウシンガー効果の回復に寄与する。Ｎｂ添加量は、この効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましく、０．１％よりも多過ぎると、低温靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１％とすることが好ましい。
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。また、Ａｌ量が例えば０．００５％以下と低い場合には、Ｔｉは酸化物を形成し脱酸効果も有する。これらの効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましいが、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．１％にすることが好ましい。
Ｎｉを添加する目的は低温靱性の劣化を抑制することである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織中、特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。これらの効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、添加量が多過ぎると、熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、その上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を得るために添加する。さらに、１００℃程度での低温時効によるバウシンガー効果の回復を促進する働きもある。これらの効果を得るためには０．０５％以上の添加が好ましいが、過剰なＭｏ添加は熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、その上限を０．５％とすることが好ましい。
Ｃｕを添加する目的は低温靱性の劣化を抑制することである。Ｃｕ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織中、特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。これらの効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、添加量が多過ぎると、熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、その上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させるが、この効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、Ｃｒ量が多過ぎると熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、上限は１．０％とすることが好ましい。
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有する。この効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましいが、添加量が多過ぎると低温靭性を劣化させるので上限を０．３％とすることが好ましい。
Ｂは焼入れ性を高める効果を有する。この効果を得るためには０．０００３％以上の添加が好ましいが、添加量が多すぎると、焼入れ性効果が却って低下するばかりでなく、低温靭性が低下したり、スラブに割れが生じたりしやすくなるため、上限を０．００３％とすることが好ましい。
Ｃａは酸化物の粗大化を防止し、拡管特性を向上する効果を有する。この効果を得るためには０．０００４％以上の添加が好ましく、０．００１％以上の添加により顕著な効果を発現する。一方、Ｃａの添加量が多すぎると粗大なＣａ酸化物が生成して拡管特性が低下することがあるため、上限を０．００４％以下とすることが好ましい。
次に本発明のフェライト＋マルテンサイトの二相組織を有する鋼の製造方法について説明する。本発明のフェライト＋マルテンサイト二相鋼は、鋼をオーステナイト、フェライト二相域に加熱し、その後焼入れすることで得ることが可能である。加熱温度は低すぎるとマルテンサイトが形成されず、高すぎるとオーステナイトへの変態率が大きくなり過ぎてオーステナイト中のＣ量が低くなるため焼入れ時にマルテンサイトに変態できなくなる。従って、加熱温度は７６０〜８３０℃が最適である。なお、二相域に加熱した後の焼入れは、水冷によって行うことが好ましい。
更に、フェライト＋マルテンサイト二相鋼は、加熱前の組織がフェライト・パーライトまたはフェライト・ベイナイト組織であれば生成しやすい。加熱前の鋼板である熱延鋼板の組織をフェライト・パーライト組織とするには、熱延後の巻取り温度を７００〜５００℃にすれば良く、フェライト・ベイナイト組織とするには、熱延後の冷却開始温度を７５０℃以下として巻取り温度を５００℃以下にすれば良い。
本発明に使用できる鋼管は、継目無し鋼管、鋼板を円筒状に成形して端部同士をアーク溶接したＵＯＥ鋼管等であるが、電縫管が好ましい。この理由は、電縫管は熱延鋼板を素材として製造するため、肉厚が均一であって、継目無し鋼管と比較して拡管性や圧潰強度に優れるという特徴があるためである。鋼管の肉厚が均一であれば拡管性や拡管後の圧潰強度は向上し、一方、肉厚が均一でないと、拡管した時に曲がり易くなる。
電縫溶接部は加熱された部分が圧縮され急冷されているため微細な均一組織になっており、フェライト・パーライトを主体とした母材および溶接熱影響部と比べて、７６０〜８３０℃に加熱した後の組織がフェライト＋マルテンサイト二相組織になりにくい。シーム部、すなわち電縫溶接部の近傍を一旦Ａｃ３点以上に加熱するとフェライト・パーライト組織に近くなるため、管体をオーステナイト＋フェライト二相域に加熱、焼入れした後の電縫溶接部の組織が母材および溶接熱影響部の組織と近くなる。
本発明により得られた鋼管をＥｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒとして使用する場合は、高い拡管率まで拡管できる必要がある。本発明のフェライト組織中に微細マルテンサイトが分散した二相組織を有する鋼管は変形特性が優れており、また高い加工硬化率を有しており局部変形が生じにくいので、４５％の拡管率まで拡管できる。
特に、素材そのものの比例限（ＰＬ−ｂ）と引張変形後の比例限（ＰＬ−ａ）の比、（ＰＬ−ａ）／（ＰＬ−ｂ）をバウシンガー効果比と呼ぶ。この値が高い方がバウシンガー効果の発現力が小さいことを示している。なお、本発明において、比例限（ＰＬ−ｂ）および（ＰＬ−ａ）は、０．０５％オフセット耐力を見かけの比例限として、これを使用した。
金属組織の観察は光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて行った。なお、金属組織の観察に用いた試料は、鋼板の場合は圧延方向に垂直な方向の断面を観察面とし、鋼管の場合は周方向の断面を観察面として鋼板または鋼管の肉厚中央部から採取し、試料の観察面を鏡面研磨した後、ナイタールエッチを行った。
表１に示す低合金鋼を表２に示す方法で製造し、それぞれ、例１〜例３とした。各々から圧縮試験片（径８ｍｍ、高さ１８ｍｍ）と引張試験片（径１０ｍｍ、平行部長さ３０ｍｍの丸棒）を作製した。
例１〜例３のそれぞれの応力・歪曲線の例を図１〜３に示した。例１では、図１に示すように引張変形の前後で応力・歪曲線の形は４５０ＭＰａ近傍まで何ら変化がない。例２、例３では、図２、図３に示すように、引張変形後の圧縮応力・歪曲線は比例限が大幅に低下しており、特に例３が著しい。
例１〜３の、それぞれの組織写真を図４〜６に示す。例１の金属組織は図４（ａ）光学顕微鏡写真、図４（ｂ）走査型電子顕微鏡写真に示すようにフェライト組織中に、数μｍの微細なマルテンサイトが分散した二相組織である。図４（ｂ）に示した例１の２０００倍に拡大した走査型電子顕微鏡写真には微細な炭化物が観察されないことから、例１の金属組織はパーライト、セメンタイト、ベイナイトや、マルテンサイトとオーステナイトの混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、ＭＡという。）等を含まず、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトの二相のみからなる二相組織であることが明らかである。一方、例２の金属組織は図５に示すようにフェライト・パーライト組織である。例３は図５に示すように焼戻しマルテンサイト組織である。
表２に示すように実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有するフェライト＋マルテンサイト二相鋼（発明例Ａ）のバウシンガー効果比は高く、次がフェライトとパーライトの二相組織であるフェライト・パーライト鋼（比較例Ａ）であり、焼戻しマルテンサイト（比較例Ｂ）のバウシンガー効果比が最も低い。このように、二相組織を有する鋼はバウシンガー効果比が大きく、特に第二相がマルテンサイトの場合にバウシンガー効果比が最も大きくなる。すなわちフェライト＋マルテンサイトの二相組織を有する鋼のバウシンガー効果の発現が最も小さい。
なお、フェライト＋マルテンサイトの二相組織を有する鋼に粗大なマルテンサイト相が少量形成されるとバウシンガー効果の発現が抑制されにくいばかりでなく、低温靭性も低下するので、マルテンサイトはフェライト組織中に微細に分散して形成される必要がある。これにより、フェライト組織に分散した微細マルテンサイトがフェライト粒の変形を拘束し、バウシンガー効果の発現が抑制されると考えられる。
以下、本発明について詳細に説明する。本発明において、バウシンガー効果の発現を最小にするためには、鋼の組織を、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織とすることが必要である。ここで、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在するとは、図４（ａ）に例示した光学顕微鏡組織写真および図４（ｂ）に例示した走査型電子顕微鏡組織写真のように、フェライト組織中の微細マルテンサイトが偏在していないことを意味しており、マルテンサイト同士の間隔はほぼ均一であることが好ましい。
なお、本発明において、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することは、走査型電子顕微鏡で２０００倍に拡大した組織を観察し、５視野程度の組織写真に炭化物を含む組織が観察されないことを意味し、透過型電子顕微鏡で観察した場合には炭化物が観察されることも有り得る。また、本発明において、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散した状態とは、光学顕微鏡で５００倍に拡大した組織を観察し、撮影した５視野程度の組織写真において、図４（ａ）に示した組織写真と同様にマルテンサイト組織が偏在していないことと定義する。
次に、長径が１０μｍを超えるマルテンサイトの結晶粒が存在すると、バウシンガー効果の発現を抑制する効果および靭性がやや低下する。したがって、微細マルテンサイトの結晶粒の長径は１０μｍ以下であることが好ましい。一方、バウシンガー効果の発現を抑制する効果は、微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１μｍ以上の場合に、特に顕著である。ここで、マルテンサイトの結晶粒の長径とは、結晶粒の隣接または対向する頂部の距離のうち最大のものをいい、図４（ｂ）に例示した走査型電子顕微鏡組織写真から求めることができる。
また、微細マルテンサイトの面積率は１０％未満では強度がやや低下し、３０％を超えるとバウシンガー効果の発現を抑制する効果および靭性がやや低下するため、１０〜３０％であることが好ましい。
更に、フェライト組織の結晶粒径は、１０〜２０μｍであることが好ましい。これはフェライト組織の結晶粒径を１０μｍ未満にするには熱間圧延を低温で行う必要があるなど、製造性を損なうことがあり、フェライト組織の結晶粒径が２０μｍ超になると靭性を損なうことがあるためである。フェライト組織の結晶粒径はＪＩＳ Ｇ ０５５２に準拠して切断法により求めることができる。
バウシンガー効果に対する本発明の効果は鋼板、鋼管で変わりがない。また、形鋼等他の形状においても本発明と同様な効果は当然発揮される。
本発明が目的とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管を得るには、化学成分組成を、特に以下に説明する範囲とすることが好ましい。
Ｃは焼入れ性を高め、鋼の強度向上に必須の元素であり、目標とする強度およびフェライト・マルテンサイト組織を得るために必要な下限は、０．０３％である。しかし、Ｃ量が多過ぎると、本発明でのプロセスでは高強度になり過ぎ、さらに低温靱性が著しい劣化を招くので、その上限を０．３０％とした。特に、高い低温靭性を必要とする場合は、Ｃ量の上限を０．１０％とすることが好ましい。
Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、多く添加すると低温靭性を著しく劣化させるので、上限を０．８％とした。鋼の脱酸はＡｌでもＴｉでも十分可能であり、Ｓｉは必ずしも添加する必要はない。従って、下限は規定する必要はないが、通常、不純物として０．０１％以上含まれるので、０．０１％とする。
Ｍｎは焼入れ性を高め高強度を確保する上で不可欠な元素である。その下限は０．３％である。しかし、Ｍｎが多過ぎると、偏析を助長して微細マルテンサイトが層状に分散するようになり、均一分散を妨げられるため、上限を２．５％とした。
Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、Ａｌ量が０．１％を越えるとＡｌ系非金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．１％とした。しかし、脱酸はＴｉあるいはＳｉでも可能であり、Ａｌは必ずしも添加する必要はない。従って、下限は限定する必要はないが、通常、不純物として０．００１％以上含まれるので、０．００１％以上とする。
ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制して母材の低温靱性を向上させる。この効果を得るためにはＮを０．００１％以上添加することが好ましい。しかし、Ｎ量が多過ぎるとＴｉＮが粗大化して、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じるので、その上限は０．０１％に抑える必要がある。
さらに、本発明では、不純物元素であるＰ、Ｓ量をそれぞれ０．０３％、０．０１％以下とする。この主たる理由は母材の低温靱性をより一層向上させ、溶接部の靭性を改善するためである。Ｐ量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を軽減するとともに、粒界破壊を防止して低温靱性を向上させる。また、Ｓ量の低減は熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して延靱性を向上させる効果がある。Ｐ、Ｓは、両者共、少ない程望ましいが、特性とコストのバランスで決定する必要がある。
次に、選択元素であるＮｂ、Ｔｉ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｖ、Ｂ、Ｃａを添加する目的について説明する。これらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優れた特徴を損なうことなく、強度・靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズ（厚み）の拡大を図るためであるので、特に下限は規定しないが、上限値の十分の一程度の添加量で添加効果が顕著になる。
Ｎｂは圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制して組織を微細化するだけでなく、焼入れ性増大にも寄与し、鋼を強靱化する。さらに、時効によるバウシンガー効果の回復に寄与する。Ｎｂ添加量は、この効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましく、０．１％よりも多過ぎると、低温靭性に悪影響をもたらすので、その上限を０．１％とすることが好ましい。
Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。また、Ａｌ量が例えば０．００５％以下と低い場合には、Ｔｉは酸化物を形成し脱酸効果も有する。これらの効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましいが、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＮの粗大化やＴｉＣによる析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上限を０．１％にすることが好ましい。
Ｎｉを添加する目的は低温靱性の劣化を抑制することである。Ｎｉ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織中、特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。これらの効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、添加量が多過ぎると、熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、その上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｍｏは鋼の焼入れ性を向上させ、高強度を得るために添加する。さらに、１００℃程度での低温時効によるバウシンガー効果の回復を促進する働きもある。これらの効果を得るためには０．０５％以上の添加が好ましいが、過剰なＭｏ添加は熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、その上限を０．５％とすることが好ましい。
Ｃｕを添加する目的は低温靱性の劣化を抑制することである。Ｃｕ添加はＭｎやＣｒ、Ｍｏ添加に比較して圧延組織中、特に連続鋳造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成することが少ない。これらの効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、添加量が多過ぎると、熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、その上限を１．０％とすることが好ましい。
Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させるが、この効果を得るためには０．１％以上の添加が好ましいが、Ｃｒ量が多過ぎると熱処理前の鋼の組織がマルテンサイト・ベイナイト系になるため、上限は１．０％とすることが好ましい。
ＶはＮｂとほぼ同様の効果を有する。この効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましいが、添加量が多過ぎると低温靭性を劣化させるので上限を０．３％とすることが好ましい。
Ｂは焼入れ性を高める効果を有する。この効果を得るためには０．０００３％以上の添加が好ましいが、添加量が多すぎると、焼入れ性効果が却って低下するばかりでなく、低温靭性が低下したり、スラブに割れが生じたりしやすくなるため、上限を０．００３％とすることが好ましい。
Ｃａは酸化物の粗大化を防止し、拡管特性を向上する効果を有する。この効果を得るためには０．０００４％以上の添加が好ましく、０．００１％以上の添加により顕著な効果を発現する。一方、Ｃａの添加量が多すぎると粗大なＣａ酸化物が生成して拡管特性が低下することがあるため、上限を０．００４％以下とすることが好ましい。
次に本発明のフェライト＋マルテンサイトの二相組織を有する鋼の製造方法について説明する。本発明のフェライト＋マルテンサイト二相鋼は、鋼をオーステナイト、フェライト二相域に加熱し、その後焼入れすることで得ることが可能である。加熱温度は低すぎるとマルテンサイトが形成されず、高すぎるとオーステナイトへの変態率が大きくなり過ぎてオーステナイト中のＣ量が低くなるため焼入れ時にマルテンサイトに変態できなくなる。従って、加熱温度は７６０〜８３０℃が最適である。なお、二相域に加熱した後の焼入れは、水冷によって行うことが好ましい。
更に、フェライト＋マルテンサイト二相鋼は、加熱前の組織がフェライト・パーライトまたはフェライト・ベイナイト組織であれば生成しやすい。加熱前の鋼板である熱延鋼板の組織をフェライト・パーライト組織とするには、熱延後の巻取り温度を７００〜５００℃にすれば良く、フェライト・ベイナイト組織とするには、熱延後の冷却開始温度を７５０℃以下として巻取り温度を５００℃以下にすれば良い。
本発明に使用できる鋼管は、継目無し鋼管、鋼板を円筒状に成形して端部同士をアーク溶接したＵＯＥ鋼管等であるが、電縫管が好ましい。この理由は、電縫管は熱延鋼板を素材として製造するため、肉厚が均一であって、継目無し鋼管と比較して拡管性や圧潰強度に優れるという特徴があるためである。鋼管の肉厚が均一であれば拡管性や拡管後の圧潰強度は向上し、一方、肉厚が均一でないと、拡管した時に曲がり易くなる。
電縫溶接部は加熱された部分が圧縮され急冷されているため微細な均一組織になっており、フェライト・パーライトを主体とした母材および溶接熱影響部と比べて、７６０〜８３０℃に加熱した後の組織がフェライト＋マルテンサイト二相組織になりにくい。シーム部、すなわち電縫溶接部の近傍を一旦Ａｃ３点以上に加熱するとフェライト・パーライト組織に近くなるため、管体をオーステナイト＋フェライト二相域に加熱、焼入れした後の電縫溶接部の組織が母材および溶接熱影響部の組織と近くなる。
本発明により得られた鋼管をＥｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒとして使用する場合は、高い拡管率まで拡管できる必要がある。本発明のフェライト組織中に微細マルテンサイトが分散した二相組織を有する鋼管は変形特性が優れており、また高い加工硬化率を有しており局部変形が生じにくいので、４５％の拡管率まで拡管できる。
表３に示した化学成分を有する熱延鋼板を使用し、直径１９４ｍｍ、肉厚９．６ｍｍの電縫管を製造した。熱延加熱温度は１２００℃、圧延温度終了温度は８５０℃とし、ランアウトテーブルの水冷後、６００℃で巻き取った。熱延鋼板の組織は、冷却条件等を変えることで変化させた。
また、表４に示したように、一部の電縫管にはシーム部の熱処理を実施した。これらの鋼管を表４に示した条件で加熱しその後速やかに水冷した。これらの鋼管の母材から周方向の断面を観察面として試料を採取し、肉厚中心部近傍の光学顕微鏡組織写真および走査型電子顕微鏡組織写真を撮影した。
拡管前の鋼管から周方向を長手としてＪＩＳ Ｚ ２２０２に準拠してＶノッチシャルピー試験片を採取し、−２０℃でＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してシャルピー試験を行い、測定した吸収エネルギーを、周方向シャルピー値として表４に示した。これらの鋼管を２０％拡管した。拡管前後の鋼管から周方向を長手とした圧縮試験片（径８ｍｍ、高さ１８ｍｍ）を採取し、周方向が圧縮方向になる圧縮試験を実施し、０．０５％オフセット耐力を測定してバウシンガー効果比を算出した。これらの試験結果を表４に示す。なお、本発明の鋼管は４５％の拡管率まで拡管できることを確認した。
また、一部の２０％拡管後の鋼管を圧潰試験に供し、圧潰圧力を測定した。圧潰試験はＡＰＩ規格５Ｃ３に準拠し、直径と試験体長さの比を８として行った。表４の発明鋼（試験Ｎｏ．１）と比較鋼（試験Ｎｏ．９）の圧潰試験の結果を表５に示す。本発明鋼の圧潰強度は比較鋼に比べて向上しているが、これはバウシンガー効果が抑制されたことによって強度が向上したためであると考えられる。
比較例の鋼管は焼戻しマルテンサイト組織を呈する焼入れ・焼戻し鋼であり、現状Ｅｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒとして使用されているものである。
また、表４に示したように、一部の電縫管にはシーム部の熱処理を実施した。これらの鋼管を表４に示した条件で加熱しその後速やかに水冷した。これらの鋼管の母材から周方向の断面を観察面として試料を採取し、肉厚中心部近傍の光学顕微鏡組織写真および走査型電子顕微鏡組織写真を撮影した。
また、一部の２０％拡管後の鋼管を圧潰試験に供し、圧潰圧力を測定した。圧潰試験はＡＰＩ規格５Ｃ３に準拠し、直径と試験体長さの比を８として行った。表４の発明鋼（試験Ｎｏ．１）と比較鋼（試験Ｎｏ．９）の圧潰試験の結果を表５に示す。本発明鋼の圧潰強度は比較鋼に比べて向上しているが、これはバウシンガー効果が抑制されたことによって強度が向上したためであると考えられる。
比較例の鋼管は焼戻しマルテンサイト組織を呈する焼入れ・焼戻し鋼であり、現状Ｅｘｐａｎｄａｂｌｅ Ｔｕｂｕｌａｒとして使用されているものである。
本発明は、天然ガス、原油輸送用のラインパイプ、或いは油井管等の電縫鋼管の製造において、拡管した際に発生するバウシンガー効果の発現が小さい鋼板および鋼管の提供を可能にするものである。
Claims (17)
- フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
- 微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１０μｍ以下であり、該微細マルテンサイトの面積率が１０〜３０％であることを特徴とする請求項１記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
- 変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする請求項１または２記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
- 質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項４記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％を含有し、−２０℃における幅方向のＶノッチシャルピー値が４０Ｊ以上であり、変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする請求項４または５記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
- 母材が、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在し、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなる二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
- 微細マルテンサイトの結晶粒の長径が１０μｍ以下であり、該微細マルテンサイトの面積率が１０〜３０％であることを特徴とする請求項７記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
- 鋼管の拡管前後の周方向圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする請求項７または８記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする請求項７〜９のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
- 質量％で、さらに、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１０記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％を含有し、−２０℃における周方向のＶノッチシャルピー値が４０Ｊ以上であり、変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が０．７以上であることを特徴とする請求項１０または１１記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼板を７６０〜８３０℃に加熱し、その後焼入れすることを特徴とする請求項５記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板の製造方法。
- 母材の成分が、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼管を７６０〜８３０℃に加熱し、その後焼入れすることを特徴とする請求項１１記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
- 質量％で、Ｃ：０．０３〜０．３０％、Ｓｉ：０．０１〜０．８％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．０１％以下を含み、さらに、選択的に、Ｎｂ：０．１％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｂ：０．００３％以下、Ｃａ：０．００４％以下の１種または２種以上を含有し、残部鉄および不可避的な不純物からなるスラブを熱延鋼板とし、これをロール成形により筒状にした後、電縫溶接を行って電縫管とし、次いで７６０〜８３０℃に加熱後、水冷することを特徴とする請求項１１記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
- 電縫溶接後、シーム溶接部をＡｃ３点以上に加熱するシーム熱処理を施し、７６０〜８３０℃に加熱し、水冷することを特徴とする請求項１５記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
- 熱延鋼板がフェライト・パーライト組織またはフェライト・ベイナイト組織を有することを特徴とする請求項１５または１６記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
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| JP5348383B2 (ja) * | 2008-09-30 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管およびその製造方法 |
| JP5348382B2 (ja) * | 2008-09-30 | 2013-11-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高靱性ラインパイプ用厚鋼板およびその製造方法。 |
| JP5573325B2 (ja) * | 2009-04-23 | 2014-08-20 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼管の連続熱処理方法 |
| EP2548987B1 (en) * | 2010-03-18 | 2018-08-15 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Seamless steel pipe for steam injection, and method of manufacturing same |
| CN102199730A (zh) * | 2010-03-23 | 2011-09-28 | 宝山钢铁股份有限公司 | 140ksi以上钢级耐硫化氢腐蚀无缝油套管及其制造方法 |
| JP4957854B1 (ja) * | 2010-03-24 | 2012-06-20 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度電縫鋼管およびその製造方法 |
| JP4949541B2 (ja) * | 2010-07-13 | 2012-06-13 | 新日本製鐵株式会社 | 二相組織油井鋼管及びその製造方法 |
| KR101271781B1 (ko) | 2010-12-23 | 2013-06-07 | 주식회사 포스코 | 내마모성, 내식성 및 저온인성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그 제조방법 |
| US9163296B2 (en) | 2011-01-25 | 2015-10-20 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Coiled tube with varying mechanical properties for superior performance and methods to produce the same by a continuous heat treatment |
| RU2480532C1 (ru) * | 2011-11-07 | 2013-04-27 | Открытое акционерное общество "Металлургический завод имени А.К. Серова" | Трубная заготовка из легированной стали |
| RU2479663C1 (ru) * | 2011-11-07 | 2013-04-20 | Открытое акционерное общество "Металлургический завод имени А.К. Серова" | Трубная заготовка из легированной стали |
| US9303487B2 (en) | 2012-04-30 | 2016-04-05 | Baker Hughes Incorporated | Heat treatment for removal of bauschinger effect or to accelerate cement curing |
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| KR101611697B1 (ko) | 2014-06-17 | 2016-04-14 | 주식회사 포스코 | 확관성과 컬렙스 저항성이 우수한 고강도 확관용 강재 및 확관된 강관과 이들의 제조방법 |
| CN104388835A (zh) * | 2014-10-17 | 2015-03-04 | 邯郸新兴特种管材有限公司 | 一种用于开采高密度原油的钢管及其生产工艺 |
| RU2594769C1 (ru) * | 2015-05-18 | 2016-08-20 | Публичное акционерное общество "Трубная металлургическая компания" (ПАО "ТМК") | Коррозионно-стойкая сталь для бесшовных горячекатаных насосно-компрессорных и обсадных труб повышенной эксплуатационной надежности и трубы, выполненные из нее |
| US11124852B2 (en) | 2016-08-12 | 2021-09-21 | Tenaris Coiled Tubes, Llc | Method and system for manufacturing coiled tubing |
| US10434554B2 (en) | 2017-01-17 | 2019-10-08 | Forum Us, Inc. | Method of manufacturing a coiled tubing string |
| CN109517959A (zh) * | 2018-12-17 | 2019-03-26 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种低成本输送管用热轧钢带及其制备方法 |
| CN110117756B (zh) * | 2019-05-21 | 2020-11-24 | 安徽工业大学 | 一种Cu合金化深冲双相钢板及其制备方法 |
| CN111455270B (zh) * | 2020-03-23 | 2021-11-02 | 首钢集团有限公司 | 一种具有高耐磨性的高频感应焊接钢管原料钢、其制备方法及其应用 |
| KR102415762B1 (ko) | 2020-12-11 | 2022-07-01 | 주식회사 포스코 | 강관 가공 후에 압축 강도 손실이 적은 열연강재 및 그 제조 방법 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4067756A (en) * | 1976-11-02 | 1978-01-10 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | High strength, high ductility low carbon steel |
| JPH0949050A (ja) * | 1995-05-30 | 1997-02-18 | Kobe Steel Ltd | 成形後の降伏強度低下の少ない高強度熱延鋼板、それを用いて成形されたパイプ及びその高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH10176239A (ja) * | 1996-10-17 | 1998-06-30 | Kobe Steel Ltd | 高強度低降伏比パイプ用熱延鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4437902A (en) * | 1981-10-19 | 1984-03-20 | Republic Steel Corporation | Batch-annealed dual-phase steel |
| JPS58217628A (ja) * | 1982-06-10 | 1983-12-17 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Ｎｂ−Ｂ処理による強靭高張力鋼板の製造法 |
| JPS5947323A (ja) * | 1982-09-10 | 1984-03-17 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性および脆性破壊伝播停止特性の優れた高張力鋼の製造法 |
| JPS61272318A (ja) * | 1985-05-28 | 1986-12-02 | Nippon Steel Corp | 高強度油井管用電縫鋼管の製造方法 |
| JPH04268016A (ja) | 1991-02-20 | 1992-09-24 | Kobe Steel Ltd | 圧壊特性に優れたドアガードバー用高張力鋼板の製造方法 |
| JP3161285B2 (ja) | 1995-06-22 | 2001-04-25 | 住友金属工業株式会社 | 大径溶接鋼管の製造方法 |
| JPH0949025A (ja) | 1995-08-07 | 1997-02-18 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐コラプス性に優れたｕｏｅ鋼管の製造法 |
| JP2000212680A (ja) * | 1999-01-19 | 2000-08-02 | Kawasaki Steel Corp | バウシンガ―効果による降伏応力低下が少ない非調質高張力鋼板およびその製造方法 |
| DE19936151A1 (de) * | 1999-07-31 | 2001-02-08 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung |
| JP4336026B2 (ja) * | 2000-06-09 | 2009-09-30 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性に優れた高強度鋼管とその製造方法 |
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Patent Citations (3)
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|---|---|---|---|---|
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