JPWO2009014238A1 - 変形特性に優れた鋼管 - Google Patents
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Abstract
本発明は、変形性能に優れた鋼管、特に、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管、低降伏比ラインパイプを提供し、これらを大規模な熱処理設備が必要である水冷を行わずに、製造する方法を提供するもので、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００を満足するように含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなる二相組織である鋼管。母鋼管を、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱し、その後、空冷する製造方法。
Description
本発明は、変形特性に優れた鋼管、例えば、油井及びガス井を掘削する際に、井戸内に挿入した後に拡管される拡管用油井に好適な、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管、リールバージにより敷設される海底パイプラインに適する、鋼管長手方向の降伏比が低い電縫ラインパイプと、その製造方法、更には、変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法に関する。
従来、油井用鋼管は、井戸を掘削した後、井戸内に挿入して、そのまま使用されていた。しかし、近年、油井及びガス井を掘削する際に、井戸内に挿入した後に鋼管を拡管する技術（拡管用油井という。）が開発され、油井及びガス井の開発におけるコストの低減に大きく寄与するようになってきた。
拡管用油井の開発の当初には、井戸内で、鋼管を１０％程度拡管しており、この拡管用油井用鋼管として、通常の油井管が使用されていた。しかし、適用される拡管率が大きくなり、２０％を超えるようになると、偏肉の増大が問題になった。即ち、拡管用油井用鋼管の偏肉に起因して、拡管時に、局部的に減肉が生じ、鋼管の使用性能が低下したり、破断が起きたりする。そのため、拡管率には限界があった。
そこで、本発明者らは、既に拡管用油井に使用することができる、拡管特性に優れた鋼管を提案した（例えば、国際公開ＷＯ２００５／０８０６２１号公報、国際公開ＷＯ２００６／１３２４４１号公報）。国際公開ＷＯ２００５／０８０６２１号公報に提案した鋼管は、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し、拡管性能に優れている。二相組織を有する鋼管は、降伏強度が低く、加工硬化が大きい。そのため、拡管に要する応力が小さく、局部収縮が発生し難いという優れた拡管特性を有する。
また、国際公開ＷＯ２００６／１３２４４１号公報に提案した鋼管は、Ｃ量を制限した成分組成からなり、焼戻しマルテンサイトからなる組織を有し、靭性が高く、拡管性能に優れている。しかし、これら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や、焼戻しマルテンサイトからなる組織を有する鋼は、焼入れによって製造されている。したがって、鋼管を加熱し、水冷するための大規模な熱処理装置が必要であった。
また、ラインパイプについては、最近、ラインパイプ敷設の設計思想が、従来の強度基準から歪み基準に変わりつつあり、鋼管長手方向の降伏比の低さが求められている。これは、敷設後の地盤変動によりパイプラインに歪みが生じた際に局部座屈が発生するのを防止するためである。また、海底にパイプラインを敷設する際には、一旦コイル状に巻きとった管を解きながら海底に沈める、リールバージ工法が採用されるため、巻き取り・巻き戻しの際に座屈しないように、鋼管長手方向の高い変形能、すなわち低降伏比が求められる。
近年、電縫鋼管の電縫溶接部品質が向上してきたことから、シームレス鋼管やＵＯ鋼管に比べてコストが低い電縫鋼管がラインパイプの用途に広く用いられるようになってきた。しかしながら、電縫鋼管はホットコイルから冷間で鋼管成型されたままで使用されるため、一般的に降伏比が高い。特に、海底パイプラインに用いられるような肉厚／外径比の高い鋼管ほど冷間加工歪みが大きいので降伏比が高くなる。鋼管長手方向については、鋼管成型時に圧縮応力の負荷がほとんどないので、バウシンガー効果による耐力低減も期待できない。
電縫鋼管の長手方向の降伏比を低くする技術はこれまで数多く提案されている（例えば、特開２００６−２９９４１５号公報）。これは、あらかじめ鋼管素材となるホットコイルの降伏比を低減させることを主眼とする技術である。しかしながら、いくら低い降伏比の鋼管素材が得られても、鋼管成型の加工硬化による耐力上昇は著しく、造管後の降伏比はほとんど素材の降伏比の影響を受けないのが現実である。
また、造管後のサイジング工程にて長手方向に圧縮歪みを付与することにより、バウシンガー効果によって耐力を低減させる技術が提案されている（例えば、特開２００６−２８９４８２号公報）。しかし、鋼管を座屈させずに長手方向に圧縮歪みを付与することは工業的には非常に困難である。
更に、ラインパイプ用途ではないが、建築用低降伏比電縫鋼管を造管後の熱処理によって製造する方法が提案されている（例えば、特許第３８８８２７９号公報）。しかし、本技術ではラインパイプに求められる高レベルな強度、靱性、溶接性には対応できない。
拡管用油井の開発の当初には、井戸内で、鋼管を１０％程度拡管しており、この拡管用油井用鋼管として、通常の油井管が使用されていた。しかし、適用される拡管率が大きくなり、２０％を超えるようになると、偏肉の増大が問題になった。即ち、拡管用油井用鋼管の偏肉に起因して、拡管時に、局部的に減肉が生じ、鋼管の使用性能が低下したり、破断が起きたりする。そのため、拡管率には限界があった。
そこで、本発明者らは、既に拡管用油井に使用することができる、拡管特性に優れた鋼管を提案した（例えば、国際公開ＷＯ２００５／０８０６２１号公報、国際公開ＷＯ２００６／１３２４４１号公報）。国際公開ＷＯ２００５／０８０６２１号公報に提案した鋼管は、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し、拡管性能に優れている。二相組織を有する鋼管は、降伏強度が低く、加工硬化が大きい。そのため、拡管に要する応力が小さく、局部収縮が発生し難いという優れた拡管特性を有する。
また、国際公開ＷＯ２００６／１３２４４１号公報に提案した鋼管は、Ｃ量を制限した成分組成からなり、焼戻しマルテンサイトからなる組織を有し、靭性が高く、拡管性能に優れている。しかし、これら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や、焼戻しマルテンサイトからなる組織を有する鋼は、焼入れによって製造されている。したがって、鋼管を加熱し、水冷するための大規模な熱処理装置が必要であった。
また、ラインパイプについては、最近、ラインパイプ敷設の設計思想が、従来の強度基準から歪み基準に変わりつつあり、鋼管長手方向の降伏比の低さが求められている。これは、敷設後の地盤変動によりパイプラインに歪みが生じた際に局部座屈が発生するのを防止するためである。また、海底にパイプラインを敷設する際には、一旦コイル状に巻きとった管を解きながら海底に沈める、リールバージ工法が採用されるため、巻き取り・巻き戻しの際に座屈しないように、鋼管長手方向の高い変形能、すなわち低降伏比が求められる。
近年、電縫鋼管の電縫溶接部品質が向上してきたことから、シームレス鋼管やＵＯ鋼管に比べてコストが低い電縫鋼管がラインパイプの用途に広く用いられるようになってきた。しかしながら、電縫鋼管はホットコイルから冷間で鋼管成型されたままで使用されるため、一般的に降伏比が高い。特に、海底パイプラインに用いられるような肉厚／外径比の高い鋼管ほど冷間加工歪みが大きいので降伏比が高くなる。鋼管長手方向については、鋼管成型時に圧縮応力の負荷がほとんどないので、バウシンガー効果による耐力低減も期待できない。
電縫鋼管の長手方向の降伏比を低くする技術はこれまで数多く提案されている（例えば、特開２００６−２９９４１５号公報）。これは、あらかじめ鋼管素材となるホットコイルの降伏比を低減させることを主眼とする技術である。しかしながら、いくら低い降伏比の鋼管素材が得られても、鋼管成型の加工硬化による耐力上昇は著しく、造管後の降伏比はほとんど素材の降伏比の影響を受けないのが現実である。
また、造管後のサイジング工程にて長手方向に圧縮歪みを付与することにより、バウシンガー効果によって耐力を低減させる技術が提案されている（例えば、特開２００６−２８９４８２号公報）。しかし、鋼管を座屈させずに長手方向に圧縮歪みを付与することは工業的には非常に困難である。
更に、ラインパイプ用途ではないが、建築用低降伏比電縫鋼管を造管後の熱処理によって製造する方法が提案されている（例えば、特許第３８８８２７９号公報）。しかし、本技術ではラインパイプに求められる高レベルな強度、靱性、溶接性には対応できない。
上述のように、従来、変形特性に優れる、二相組織や焼戻しマルテンサイトからなる組織を有する鋼管は、造管後に焼入れ等の熱処理を施す必要があり、大規模な熱処理装置を要するものであった。また、鋼管長手方向の降伏比が低い、変形特性に優れる鋼管を製造する際に、降伏比の低いホットコイルを使用する方法や、鋼管長手方向に圧縮応力を付与する方法では実際上は低降伏比を実現できない。更に、造管後に熱処理を施す方法は、低降伏比を実現することはできるがラインパイプに要求される特性を確保するための技術を要する。したがって、特に、電縫鋼管では長手方向の降伏比が低いラインパイプを製造することは困難である。
本発明は、大規模な熱処理設備を必要とする水冷を行わずに、簡単な熱処理を施すことによって、変形特性に優れる鋼管、例えば、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管や、長手方向の降伏比が低いラインパイプ、及びその製造方法と、該鋼管の母鋼管を製造する方法を提供するものである。
変形特性を向上させる、具体的には拡管特性を向上させたり、降伏比を低減させるには、加工硬化係数を高めることが有効である。そこで、本発明者らは、鋼管の組織を、軟質相と硬質第２相からなる二相組織とすることが必要であると考えた。このような二相組織を得る熱処理を施す際に、硬質相を得るために水冷を行うには大規模な熱処理設備が必要となる。そのため、空冷でも低降伏比が得られることが望ましい。しかし、空冷の冷却速度は、水冷の冷却速度よりも遅いので、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトに変態した部分は、冷却時に、フェライトとセメンタイトに分解し、硬質第２相を、マルテンサイトやベイナイトとすることは困難である。
そこで、本発明らは、比較的遅い冷却速度でも得られる、マルテンサイト−オーステナイト混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、ＭＡということがある。）を、硬質第２相として利用すれば、空冷によっても、加工硬化が大きい二相組織を有する鋼管が得られると考え、検討を行った。その結果、鋼管の化学成分を適正な範囲に調整し、適正な温度に加熱すれば、加熱後に空冷しても、加工硬化係数が高い、軟質相と硬質第二相からなる二相組織が得られることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなる二相組織であることを特徴とする変形特性に優れた鋼管。
（２） 前記軟質相が、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなることを特徴とする上記（１）に記載の変形特性に優れた鋼管。
（３） 質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％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上記（１）または（２）に記載の変形特性に優れた鋼管。
（４） 鋼管の円周方向の加工硬化係数が０．１０以上であることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（５） 鋼管の肉厚／外径比が０．０３以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（６） 鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（７） 鋼管の外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（８） 上記（１）〜（７）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管からなり、井戸内で拡管される拡管用油井用鋼管油井管であって、鋼管の肉厚が５〜１５ｍｍであり、外径が１１４〜３３１ｍｍであることを特徴とする拡管用油井用鋼管油井管。
（９） 上記（１）〜（８）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管からなるラインパイプであって、鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであり、外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とするラインパイプ。
（１０） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる母鋼管を、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱し、その後、空冷し、ミクロ組織が面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなることを特徴とする変形特性に優れた鋼管の製造方法。
（１１） 前記母鋼管が、質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下の、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％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上記（１０）に記載の変形特性に優れた鋼管の製造方法。
（１２） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２７０℃に加熱し、仕上圧延の圧下率を５０％以上とする熱間圧延を行い、得られた鋼板を管状に成形して突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法。
（１３） 前記鋼片が、質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％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上記（１２）に記載の変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法。
本発明によれば、鋼管を加熱し、水冷するための大規模な熱処理設備を必要とせず、鋼管を加熱した後、空冷することにより、変形特性に優れた鋼管、例えば、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管や低降伏比のラインパイプを製造することが可能になる。
本発明は、大規模な熱処理設備を必要とする水冷を行わずに、簡単な熱処理を施すことによって、変形特性に優れる鋼管、例えば、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管や、長手方向の降伏比が低いラインパイプ、及びその製造方法と、該鋼管の母鋼管を製造する方法を提供するものである。
変形特性を向上させる、具体的には拡管特性を向上させたり、降伏比を低減させるには、加工硬化係数を高めることが有効である。そこで、本発明者らは、鋼管の組織を、軟質相と硬質第２相からなる二相組織とすることが必要であると考えた。このような二相組織を得る熱処理を施す際に、硬質相を得るために水冷を行うには大規模な熱処理設備が必要となる。そのため、空冷でも低降伏比が得られることが望ましい。しかし、空冷の冷却速度は、水冷の冷却速度よりも遅いので、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトに変態した部分は、冷却時に、フェライトとセメンタイトに分解し、硬質第２相を、マルテンサイトやベイナイトとすることは困難である。
そこで、本発明らは、比較的遅い冷却速度でも得られる、マルテンサイト−オーステナイト混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、ＭＡということがある。）を、硬質第２相として利用すれば、空冷によっても、加工硬化が大きい二相組織を有する鋼管が得られると考え、検討を行った。その結果、鋼管の化学成分を適正な範囲に調整し、適正な温度に加熱すれば、加熱後に空冷しても、加工硬化係数が高い、軟質相と硬質第二相からなる二相組織が得られることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなる二相組織であることを特徴とする変形特性に優れた鋼管。
（２） 前記軟質相が、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなることを特徴とする上記（１）に記載の変形特性に優れた鋼管。
（３） 質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％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上記（１）または（２）に記載の変形特性に優れた鋼管。
（４） 鋼管の円周方向の加工硬化係数が０．１０以上であることを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（５） 鋼管の肉厚／外径比が０．０３以上であることを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（６） 鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであることを特徴とする上記（１）〜（５）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（７） 鋼管の外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とする上記（１）〜（６）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
（８） 上記（１）〜（７）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管からなり、井戸内で拡管される拡管用油井用鋼管油井管であって、鋼管の肉厚が５〜１５ｍｍであり、外径が１１４〜３３１ｍｍであることを特徴とする拡管用油井用鋼管油井管。
（９） 上記（１）〜（８）の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管からなるラインパイプであって、鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであり、外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とするラインパイプ。
（１０） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる母鋼管を、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱し、その後、空冷し、ミクロ組織が面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなることを特徴とする変形特性に優れた鋼管の製造方法。
（１１） 前記母鋼管が、質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下の、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％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上記（１０）に記載の変形特性に優れた鋼管の製造方法。
（１２） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２７０℃に加熱し、仕上圧延の圧下率を５０％以上とする熱間圧延を行い、得られた鋼板を管状に成形して突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法。
（１３） 前記鋼片が、質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％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上記（１２）に記載の変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法。
本発明によれば、鋼管を加熱し、水冷するための大規模な熱処理設備を必要とせず、鋼管を加熱した後、空冷することにより、変形特性に優れた鋼管、例えば、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管や低降伏比のラインパイプを製造することが可能になる。
図１は、空冷した鋼管のＭＡ量と、Ｍｎ，Ｃａ，Ｎｉ，ＭｏおよびＣｕの添加量との関係を示す図である。
本発明者らは、軟質相と硬質第２相からなる二相組織を有し、変形特性に優れた鋼管、特に、拡管性能に優れる高強度鋼管、低降伏比のラインパイプを、鋼管全体を加熱した後、空冷することによって製造する方法について検討を行った。
焼入れ性を向上させ、かつ、セメンタイトに固溶し難い元素が含まれる鋼を、Ａｃ１変態温度以上Ａｃ３変態温度以下の二相域に加熱すると、生成したオーステナイトは、空冷時に炭化物とフェライトに分解せずＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト混成物）になり易い。このような効果を有する元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕが挙げられる。
そこで、本発明者らは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量と、二相域に加熱して空冷後、生成するＭＡ量を調査した。具体的には、基本の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．４０〜２．５０％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下とする鋼に、種々の量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕを含有させ、鋼板を製造した。更に、鋼板を７００〜８００℃に加熱し、空冷する熱処理を行った。
熱処理後の鋼板から組織観察用の試料を採取し、レペラーエッチングを行い、光学顕微鏡で観察し、組織写真を撮影した。組織写真の白色に着色された部分をＭＡと同定し、面積率を画像解析によって求めた。また、鋼板から試験片を採取して引張試験を行い、真歪、真応力の両対数グラフを作成して、直線部の傾きから、加工硬化係数（ｎ値）を求めた。なお、鋼板の引張強度は、６００〜８００ＭＰａであった。
まず、加熱温度であるが、Ａｃ１＋１０℃未満では、加熱時に生成するオーステナイトの量が少なく、その結果、空冷後に生成するＭＡも少ないため、ｎ値が０．１未満となることがわかった。一方、Ａｃ１＋６０℃超に加熱すると、オーステナイトの生成量は増加するものの、オーステナイトに分配されるＣ量が少なくなる。そのため、オーステナイトが不安定になって、空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。その結果、ＭＡの面積率は少なくなり、低温での加熱と同様に、ｎ値は０．１未満となる。
そこで、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲に加熱し、空冷した鋼管のＭＡ量と、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量との関係を解析した。その結果、図１に示すように、ＭＡ量は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標として整理できることがわかった。なお、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを計算した。
また、Ａｃ１は、鋼の成分組成のうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｒの含有量（質量％）により、下記式
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
によって計算して求めた。なお、脱酸元素であるＳｉ、選択元素であるＮｉ及びＣｒを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ａｃ１を計算した。
図１の縦軸「ＭＡ」は、ＭＡの面積率であり、これから明らかなように、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕが２．００以上になると、ＭＡの面積率が２％以上となる。また、ＭＡの面積率は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの数値とともに増加している。したがって、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの増加によって、オーステナイトが安定になり、空冷後に、ＭＡとして残存する量が増加すると考えられる。
更に、本発明者らは、ＭＡの面積率が２〜１０％であり、加工硬化係数が０．１０以上となった鋼板の成分組成を基に、熱延鋼板を製造し、電縫鋼管とした。鋼管を、Ａｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱して空冷し、端部から拡管プラグを押し込んで拡管し、割れが生じない限界の拡管率を測定した。また、鋼管から周方向を長手とする試験片を採取し、引張試験を行って、加工硬化係数を求めた。その結果、加工硬化係数が０．１０以上であれば、限界拡管率は２０％以上、加工硬化係数が０．１５以上であれば、限界拡管率が３０％以上になることがわかった。
同様に、基本の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下とする鋼に、種々の量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕを含有させ、鋼板を製造した。この鋼板に造管成形相当分の４％の予歪みを与えた後、７００〜８００℃に加熱し、空冷する熱処理を行った。熱処理後の鋼板から組織観察用の試料を採取し、光学顕微鏡で観察し、ＭＡの面積率を画像解析によって求めた。
なお、予歪み後の鋼板の降伏比は０．９２であった。加熱温度が、Ａｃ１＋１０℃未満では空冷後に生成するＭＡが少なく、一方、Ａｃ１＋６０℃超に加熱すると、オーステナイトが空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。その結果、ＭＡの面積率は減少し、降伏比は０．９０程度までしか低下しなかった。
そこで、鋼成分をＭｎ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．６％Ｃｕ：０〜１．０％の範囲で変化させて合計２７種類の鋼を準備し、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲に加熱し、空冷した予歪み鋼板のＭＡ量と、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量との関係を解析した。その結果を重回帰分析の手法によって解析したところ、ＭＡ量はＭｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標としたときに最も良好な相関が得られることが判明した。
即ち、ＭＡ量は、図１と同様に、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標として整理できることがわかった。加熱温度については、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲であれば、いずれの温度においても図１と同様の結果を得ることができた。 更に、本発明者らは、上記熱処理でＭＡの面積率が２〜１０％となるような成分組成を有する鋼を用いて熱延鋼板を製造し、肉厚／外径比が０．０５の鋼管とした。この鋼管を加熱して空冷し、鋼管長手方向から引張試験片を採取して引張試験を行い降伏比を求めた。その結果、加熱温度がＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃であれば、ＭＡが２％以上となり、結果として降伏比が０．９０以下になることがわかった。
以下、本発明の変形特性に優れた鋼管に含有される化学成分とその限定理由について説明する。本発明の鋼管の化学成分は、造管前の鋼板の組織及び強度と、熱処理後の鋼管の組織及び強度の両方の観点から、以下の範囲とする。
Ｃは、本発明においては、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱する際に、オーステナイトを安定にし、空冷後のＭＡの面積率を増加させるために極めて重要な元素である。熱処理後、ＭＡを確保するには、Ｃを０．０４％以上添加することが必要である。また、Ｃは、焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる元素であり、過剰に添加すると、強度が高くなりすぎ、靱性を損なうため、上限を０．１０％とした。なお、Ｃ量の上限は、０．１０％未満が好ましい。
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。また、Ａｃ１点を低下させ、オーステナイトを安定化する元素でもある。したがって、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱した際に、オーステナイトを生成させ、空冷後に、ＭＡの分解を抑制するためには、１．００％以上の添加が必要である。なお、Ｍｎ量の下限は、１．４０％以上が好ましい。しかし、Ｍｎが多過ぎると、鋼管の素材である鋼板のマルテンサイト量が過剰になり、強度が高くなり過ぎて、成形性が損なわれるため、上限を２．５０％とした。
Ｓｉは、脱酸元素であり、多く添加すると、低温靭性が著しく劣化するので、上限を０．８０％とした。本発明では、鋼の脱酸元素として、Ａｌ、Ｔｉを使用してもよく、Ｓｉは、必ずしも添加する必要はない。一方、Ｓｉは、強度向上や、ＭＡの生成を促進する効果を有する元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。
Ｐ、及び、Ｓは、不純物であり、それぞれ、０．０３％、及び、０．０１％を上限とする。Ｐ量の低減によって、連続鋳造スラブの中心偏析が軽減され、粒界破壊が防止されて、靱性が向上する。また、Ｓ量の低減は、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して、延性及び靱性を向上させる効果がある。
Ａｌは、脱酸元素であり、添加量が０．１０％を超えると、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０．１０％とした。なお、脱酸剤としてＴｉ、Ｓｉを使用する場合は、Ａｌは、必ずしも添加する必要はない。したがって、Ａｌ量の下限は限定しないが、通常、不純物として０．００１％以上含まれる。鋼の組織の微細化にＡｌＮを利用する場合は、０．０１％以上のＡｌを添加することが好ましい。
Ｎは、不純物であり、上限を０．０１％以下とする。選択的にＴｉを添加する場合、Ｎを０．００１％以上含有させると、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靱性を向上させる。しかし、Ｎ量が０．０１％を超えると、ＴｉＮが粗大化して、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じる。
更に、上述のように、必須元素であるＭｎに加えて、選択的に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕの１種又は２種以上を
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足するように添加すれば、空冷時に、オーステナイトが、フェライトとセメンタイトに分解し難くなり、ＭＡを確保することができる。 ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕは、各元素の含有量（質量％）であり、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕを意図的に添加しない場合は、０として左辺を計算する。
また、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素でもあり、高強度を得るために１種又は２種以上を添加することが好ましい。
Ｎｉは、鋼を二相域に加熱した際に、オーステナイトを微細に生成させる効果も有する。一方、Ｎｉの添加量が多過ぎると、鋼管の素材である鋼板のマルテンサイト量が過剰になり、強度が高くなり過ぎて、成形性を損なうことがある。そのため、Ｎｉ量の上限は、１．００％とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｃｒ、及び、Ｃｕは、過剰に添加すると、焼入れ性の向上によって、鋼管の素材である鋼板の強度が高くなり過ぎ、成形性を損なうことがある。そのため、Ｍｏ、Ｃｒ、及び、Ｃｕの添加量の上限を、それぞれ、０．６０％、１．００％、及び、１．００％とすることが好ましい。
更に、選択的に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加してもよい。Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖは、鋼の組織の微細化に、Ｂは、焼入れ性の向上に、Ｃａ、及び、ＲＥＭは、介在物の形態の制御に寄与する。
Ｎｂは、圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制する元素である。加熱前の鋼管の結晶粒径を微細化するためには、Ｎｂを、０．０１％以上添加することが好ましい。また、ラインパイプに必要な靱性を確保するためには、Ｎｂを添加することが好ましい。一方、Ｎｂを０．３０％よりも過剰に添加すると、靭性が劣化するので、その上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｔｉ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する元素である。また、Ａｌ量が、例えば、０．００５％以下と低い場合には、Ｔｉは、脱酸剤として作用する。
Ｔｉを添加し、ミクロ組織を微細化して、靱性を改善するには、Ｎを０．００１％以上含有させ、Ｔｉを０．００５％以上添加することが好ましい。一方、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、靱性が劣化するので、上限を０．０３％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が、その効果は、Ｎｂに比較して若干弱い。Ｖは、効果を得るために、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、過剰に添加すると靭性が劣化するので、Ｖの添加量の上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、二相域からの空冷時に、オーステナイトがフェライトと炭化物に分解することを抑制し、ＭＡの生成を促進する効果を有する。この効果を得るには、Ｂを０．０００３％以上添加することが好ましい。一方、０．００３％超のＢを添加すると、粗大なＢ含有炭化物が生成して靭性が損なわれることがあるので、上限を０．００３％とすることが好ましい。
Ｃａ、及び、ＲＥＭは、ＭｎＳなどの硫化物の形態を制御し、靱性の向上に寄与する元素であり、一方又は双方を添加することが好ましい。この効果を得るには、Ｃａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．００２％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａが０．０１％を超え、ＲＥＭが０．０２％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳ、又は、ＲＥＭ−ＣａＳの生成により、大型クラスター、大型介在物が形成され、鋼の清浄度を害することがある。そのため、Ｃａ添加量の上限は０．０１％とし、ＲＥＭの添加量の上限は０．０２％とすることが好ましい。なお、Ｃａ添加量の更に好ましい上限は、０．００６％である。
次に、熱処理後の鋼管の組織について説明する。
優れた変形特性を得るには、特に拡管性能を向上させ、また、降伏比を低下させるには、鋼管の組織を、面積率で２〜１０％のＭＡと、残部が軟質相からなる二相組織とすることが好ましい。一方、二相域加熱時のオーステナイト組織率を１０％以上にすると、オーステナイトへのＣ濃縮が不十分となり、空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。したがって１０％を超えるＭＡを得ることは困難である。
なお、ＭＡは、レペラーエッチング後、光学顕微鏡で観察すると白色に着色される。また、ナイタールエッチングを行った試料を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察すると、ＭＡの部分はエッチングされ難いため、島状で平滑な組織として観察される。したがって、ＭＡの面積率は、レペラーエッチング後の試料の光学顕微鏡組織写真、ナイタールエッチング後の試料のＳＥＭ組織写真を画像解析することによって測定することが可能である。
変形特性、特に、拡管性能は、加工硬化し易いほど向上する。そのため、ＭＡの面積率を２〜１０％とすれば、鋼管の周方向の加工硬化係数が０．１０以上となり、優れた拡管性能が得られる。
ＭＡ以外の部分は軟質相であり、これは、熱処理前の鋼管の組織であるフェライト、マルテンサイト、ベイナイトが、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱後、空冷された相である。
本発明では、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃への加熱及び空冷によって軟化したマルテンサイト、ベイナイトを、それぞれ、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトという。即ち、軟質相は、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、及び、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなる。
なお、本発明の成分範囲の鋼では、Ａｃ１を、下記式
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
で計算することができる。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。
また、Ａｃ１は、製造した鋼板から試験片を採取するか、実験室で同様の組成を有する鋼材を製造し、実験により測定することも可能である。例えば、鋼の加熱時の変態温度は、定速度で試験片を加熱し、膨張量を測定する、いわゆる、フォーマスタ試験によって求めることができる。
フォーマスタ試験によって得られた温度と膨張量の関係から、屈曲の開始点及び終了点の温度を求めることによって、それぞれ、オーステナイト変態の開始温度（Ａｃ１）、及び、オーステナイト変態の終了温度（Ａｃ３）を決定することができる。
通常、鋼を、Ａｃ１〜Ａｃ３に加熱すると、マルテンサイト、ベイナイト、フェライトのうち、一部は、オーステナイトに変態し、残りの部分は、体心立法構造の組織のままで回復が進む。
特に、本発明の製造方法では、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃という比較的低温の温度域に加熱するので、加熱前に存在していたマルテンサイト、及び、ベイナイトは、オーステナイトに変態しない部分が多く、焼戻し処理を受けたような軟化相として残存する。即ち、熱処理前の鋼管に生成していたマルテンサイト、及び、ベイナイトは、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱されると、転位の回復や固溶Ｃの析出によって軟化し、それぞれ、高温焼戻しマルテンサイト、及び、高温焼戻しベイナイトとなる。
また、フェライトには、加熱前もフェライトであって、加熱中に回復が進んだ部分と、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱された際にオーステナイトに変態し、空冷中に逆変態したもの、即ち、フェライトとセメンタイトに分解した部分が混在している。しかし、これらは、光学顕微鏡による区別は困難であるため、総称してフェライトという。
このような成分及び金属組織を有する本発明の変形特性に優れた鋼管は、引張強度が５００〜９００ＭＰａであり、厚さは５ｍｍ〜２０ｍｍである。特に、拡管用油井用鋼管では、要求される引張強度は５５０〜９００ＭＰａ、厚さ５ｍｍ〜１５ｍｍ、好ましくは７ｍｍ〜１５ｍｍである。また、低降伏比ラインパイプでは、要求される引張強度５００〜７５０ＭＰａ、厚さ５ｍｍ〜２０ｍｍである。
次に、上記成分を含有する変形特性に優れた鋼管の製造条件について説明する。本発明の変形特性に優れた鋼管の製造方法は、母鋼管に、縮径圧延などの熱間加工を施すことなく、熱処理を施すものである。ただし、熱処理の前には、真円度を向上させるためのサイジングや、形状を矯正するための加工を冷間で施しても良い。
本発明の変形特性に優れた鋼管の製造方法は、基本的には上述の製造条件、即ち、母鋼管をＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱後、空冷するものである。従って、本発明によれば、母鋼管全体を加熱後、空冷しても変形特性が向上し、大規模な熱処理設備を要する水冷を施す必要はない。なお、加熱後に水冷にすると、ＭＡではなく、マルテンサイトが生成する。鋼管の加熱温度をＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃とするのは、空冷後、ＭＡを得るためである。これは、二相域に加熱して、一部がオーステナイトに変態すると、Ｃがオーステナイト部に濃縮し、他の元素は、殆ど分配されないためである。
即ち、加熱温度がＡｃ１＋１０℃未満では、オーステナイトへ変態する割合が少なすぎて、ＭＡの確保が困難になる。加熱時のオーステナイト量を増加させるには、加熱温度をＡｃ１＋２０℃以上にすることが好ましい。一方、Ａｃ１＋６０℃を超えた温度に加熱すると、オーステナイトへの変態量が多くなりすぎる。そのため、オーステナイト相におけるＣの濃縮量が不十分になり、空冷によってフェライトとセメンタイトに分解し、ＭＡを確保するのが困難になる。また、加熱温度の上限は、微細な結晶粒径を得るため、７８０℃以下とすることが好ましい。そのため、Ａｃ１が７２０℃以下になるように、鋼管の化学成分を調整することが好ましい。
本発明の変形特性に優れた鋼管、特に、拡管用油井用鋼管、低降伏比ラインパイプは、どのような製法で製造されていても問題ないが、偏肉は小さい方が好ましい。偏肉が小さければ、継ぎ目無し管でもよいが、一般に、溶接鋼管は、板厚の精度が良好な熱延鋼板を成形し、突合せ溶接して製造するため、継ぎ目無し管よりも偏肉が小さい。
溶接鋼管の成形方法は、一般的に使用されている鋼管成形法として、プレス成形、及び、ロール成形でよい。また、突合せ部の溶接方法は、レーザー溶接、アーク溶接、及び、電縫溶接が適用できるが、特に、電縫管工程では生産性が高いので、本発明の鋼管、特に、油井用鋼管、ラインパイプの製造に適している。
熱延鋼板は、鋼片をオーステナイト域に加熱し、粗圧延を行った後、仕上圧延を行い、好ましくは仕上圧延後に加速冷却を行う。なお、素材である鋼板の引張強度は、６００〜８００ＭＰａであることが好ましい。
熱間圧延の加熱温度は、鋼片の組織をオーステナイトとし、熱間加工性を確保するため、１０００℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延の加熱温度を１２７０℃超にすると、組織が粗大化して熱間加工性を損なうことがあるので、上限を１２７０℃とすることが好ましい。
仕上圧延は、鋼管の結晶粒径を微細化するため、圧下率を５０％以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延の圧下率は、圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除して求める。仕上圧延の圧下率を５０％以上とすれば、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトが均一に分散して生成し、ＭＡも微細に分散するため、拡管特性が向上する。
仕上圧延後、加速冷却を行うと、熱延鋼板の組織が、フェライト、マルテンサイト、及び、ベイナイトを含む複相組織となる。なお、フェライトとベイナイトの複相組織が最も一般的である。例えば、仕上圧延後、１５℃／ｓで冷却し、４００〜５００℃で巻き取ることで、このような複相組織が得られる。これにより、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトが、更に均一に分散して生成し、ＭＡも微細に分散するため、変形特性が向上し、特に、拡管特性が向上し、降伏比が低下する。
本発明の製造方法によって得られた変形特性に優れる鋼管のうち、拡管用油井用鋼管は、ドリルパイプで掘削した地中の井戸、又は、既に他の油井管が設置されている井戸内に挿入して行うことができる。井戸は、数千メートルの深さに達する場合もある。井戸内で拡管される拡管用油井用鋼管は、肉厚を５〜１５ｍｍ、外径を１１４〜３３１ｍｍとすることが好ましい。
本発明の製造方法によって得られた低降伏比ラインパイプは、海底ラインパイプの敷設に際して、リールバージ工法を適用することができる。ラインパイプは電縫鋼管であることが好ましく、肉厚を５〜２０ｍｍ、外径を１１４〜６１０ｍｍとすることが好ましい。
焼入れ性を向上させ、かつ、セメンタイトに固溶し難い元素が含まれる鋼を、Ａｃ１変態温度以上Ａｃ３変態温度以下の二相域に加熱すると、生成したオーステナイトは、空冷時に炭化物とフェライトに分解せずＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト混成物）になり易い。このような効果を有する元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕが挙げられる。
そこで、本発明者らは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量と、二相域に加熱して空冷後、生成するＭＡ量を調査した。具体的には、基本の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．４０〜２．５０％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下とする鋼に、種々の量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕを含有させ、鋼板を製造した。更に、鋼板を７００〜８００℃に加熱し、空冷する熱処理を行った。
熱処理後の鋼板から組織観察用の試料を採取し、レペラーエッチングを行い、光学顕微鏡で観察し、組織写真を撮影した。組織写真の白色に着色された部分をＭＡと同定し、面積率を画像解析によって求めた。また、鋼板から試験片を採取して引張試験を行い、真歪、真応力の両対数グラフを作成して、直線部の傾きから、加工硬化係数（ｎ値）を求めた。なお、鋼板の引張強度は、６００〜８００ＭＰａであった。
まず、加熱温度であるが、Ａｃ１＋１０℃未満では、加熱時に生成するオーステナイトの量が少なく、その結果、空冷後に生成するＭＡも少ないため、ｎ値が０．１未満となることがわかった。一方、Ａｃ１＋６０℃超に加熱すると、オーステナイトの生成量は増加するものの、オーステナイトに分配されるＣ量が少なくなる。そのため、オーステナイトが不安定になって、空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。その結果、ＭＡの面積率は少なくなり、低温での加熱と同様に、ｎ値は０．１未満となる。
そこで、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲に加熱し、空冷した鋼管のＭＡ量と、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量との関係を解析した。その結果、図１に示すように、ＭＡ量は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標として整理できることがわかった。なお、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを計算した。
また、Ａｃ１は、鋼の成分組成のうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｒの含有量（質量％）により、下記式
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
によって計算して求めた。なお、脱酸元素であるＳｉ、選択元素であるＮｉ及びＣｒを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ａｃ１を計算した。
図１の縦軸「ＭＡ」は、ＭＡの面積率であり、これから明らかなように、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕが２．００以上になると、ＭＡの面積率が２％以上となる。また、ＭＡの面積率は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの数値とともに増加している。したがって、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの増加によって、オーステナイトが安定になり、空冷後に、ＭＡとして残存する量が増加すると考えられる。
更に、本発明者らは、ＭＡの面積率が２〜１０％であり、加工硬化係数が０．１０以上となった鋼板の成分組成を基に、熱延鋼板を製造し、電縫鋼管とした。鋼管を、Ａｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱して空冷し、端部から拡管プラグを押し込んで拡管し、割れが生じない限界の拡管率を測定した。また、鋼管から周方向を長手とする試験片を採取し、引張試験を行って、加工硬化係数を求めた。その結果、加工硬化係数が０．１０以上であれば、限界拡管率は２０％以上、加工硬化係数が０．１５以上であれば、限界拡管率が３０％以上になることがわかった。
同様に、基本の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下とする鋼に、種々の量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕを含有させ、鋼板を製造した。この鋼板に造管成形相当分の４％の予歪みを与えた後、７００〜８００℃に加熱し、空冷する熱処理を行った。熱処理後の鋼板から組織観察用の試料を採取し、光学顕微鏡で観察し、ＭＡの面積率を画像解析によって求めた。
なお、予歪み後の鋼板の降伏比は０．９２であった。加熱温度が、Ａｃ１＋１０℃未満では空冷後に生成するＭＡが少なく、一方、Ａｃ１＋６０℃超に加熱すると、オーステナイトが空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。その結果、ＭＡの面積率は減少し、降伏比は０．９０程度までしか低下しなかった。
そこで、鋼成分をＭｎ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．６％Ｃｕ：０〜１．０％の範囲で変化させて合計２７種類の鋼を準備し、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲に加熱し、空冷した予歪み鋼板のＭＡ量と、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量との関係を解析した。その結果を重回帰分析の手法によって解析したところ、ＭＡ量はＭｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標としたときに最も良好な相関が得られることが判明した。
即ち、ＭＡ量は、図１と同様に、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標として整理できることがわかった。加熱温度については、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲であれば、いずれの温度においても図１と同様の結果を得ることができた。 更に、本発明者らは、上記熱処理でＭＡの面積率が２〜１０％となるような成分組成を有する鋼を用いて熱延鋼板を製造し、肉厚／外径比が０．０５の鋼管とした。この鋼管を加熱して空冷し、鋼管長手方向から引張試験片を採取して引張試験を行い降伏比を求めた。その結果、加熱温度がＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃であれば、ＭＡが２％以上となり、結果として降伏比が０．９０以下になることがわかった。
以下、本発明の変形特性に優れた鋼管に含有される化学成分とその限定理由について説明する。本発明の鋼管の化学成分は、造管前の鋼板の組織及び強度と、熱処理後の鋼管の組織及び強度の両方の観点から、以下の範囲とする。
Ｃは、本発明においては、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱する際に、オーステナイトを安定にし、空冷後のＭＡの面積率を増加させるために極めて重要な元素である。熱処理後、ＭＡを確保するには、Ｃを０．０４％以上添加することが必要である。また、Ｃは、焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる元素であり、過剰に添加すると、強度が高くなりすぎ、靱性を損なうため、上限を０．１０％とした。なお、Ｃ量の上限は、０．１０％未満が好ましい。
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。また、Ａｃ１点を低下させ、オーステナイトを安定化する元素でもある。したがって、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱した際に、オーステナイトを生成させ、空冷後に、ＭＡの分解を抑制するためには、１．００％以上の添加が必要である。なお、Ｍｎ量の下限は、１．４０％以上が好ましい。しかし、Ｍｎが多過ぎると、鋼管の素材である鋼板のマルテンサイト量が過剰になり、強度が高くなり過ぎて、成形性が損なわれるため、上限を２．５０％とした。
Ｓｉは、脱酸元素であり、多く添加すると、低温靭性が著しく劣化するので、上限を０．８０％とした。本発明では、鋼の脱酸元素として、Ａｌ、Ｔｉを使用してもよく、Ｓｉは、必ずしも添加する必要はない。一方、Ｓｉは、強度向上や、ＭＡの生成を促進する効果を有する元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。
Ｐ、及び、Ｓは、不純物であり、それぞれ、０．０３％、及び、０．０１％を上限とする。Ｐ量の低減によって、連続鋳造スラブの中心偏析が軽減され、粒界破壊が防止されて、靱性が向上する。また、Ｓ量の低減は、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して、延性及び靱性を向上させる効果がある。
Ａｌは、脱酸元素であり、添加量が０．１０％を超えると、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０．１０％とした。なお、脱酸剤としてＴｉ、Ｓｉを使用する場合は、Ａｌは、必ずしも添加する必要はない。したがって、Ａｌ量の下限は限定しないが、通常、不純物として０．００１％以上含まれる。鋼の組織の微細化にＡｌＮを利用する場合は、０．０１％以上のＡｌを添加することが好ましい。
Ｎは、不純物であり、上限を０．０１％以下とする。選択的にＴｉを添加する場合、Ｎを０．００１％以上含有させると、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靱性を向上させる。しかし、Ｎ量が０．０１％を超えると、ＴｉＮが粗大化して、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じる。
更に、上述のように、必須元素であるＭｎに加えて、選択的に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕの１種又は２種以上を
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足するように添加すれば、空冷時に、オーステナイトが、フェライトとセメンタイトに分解し難くなり、ＭＡを確保することができる。 ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕは、各元素の含有量（質量％）であり、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕを意図的に添加しない場合は、０として左辺を計算する。
また、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素でもあり、高強度を得るために１種又は２種以上を添加することが好ましい。
Ｎｉは、鋼を二相域に加熱した際に、オーステナイトを微細に生成させる効果も有する。一方、Ｎｉの添加量が多過ぎると、鋼管の素材である鋼板のマルテンサイト量が過剰になり、強度が高くなり過ぎて、成形性を損なうことがある。そのため、Ｎｉ量の上限は、１．００％とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｃｒ、及び、Ｃｕは、過剰に添加すると、焼入れ性の向上によって、鋼管の素材である鋼板の強度が高くなり過ぎ、成形性を損なうことがある。そのため、Ｍｏ、Ｃｒ、及び、Ｃｕの添加量の上限を、それぞれ、０．６０％、１．００％、及び、１．００％とすることが好ましい。
更に、選択的に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加してもよい。Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖは、鋼の組織の微細化に、Ｂは、焼入れ性の向上に、Ｃａ、及び、ＲＥＭは、介在物の形態の制御に寄与する。
Ｎｂは、圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制する元素である。加熱前の鋼管の結晶粒径を微細化するためには、Ｎｂを、０．０１％以上添加することが好ましい。また、ラインパイプに必要な靱性を確保するためには、Ｎｂを添加することが好ましい。一方、Ｎｂを０．３０％よりも過剰に添加すると、靭性が劣化するので、その上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｔｉ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する元素である。また、Ａｌ量が、例えば、０．００５％以下と低い場合には、Ｔｉは、脱酸剤として作用する。
Ｔｉを添加し、ミクロ組織を微細化して、靱性を改善するには、Ｎを０．００１％以上含有させ、Ｔｉを０．００５％以上添加することが好ましい。一方、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、靱性が劣化するので、上限を０．０３％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が、その効果は、Ｎｂに比較して若干弱い。Ｖは、効果を得るために、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、過剰に添加すると靭性が劣化するので、Ｖの添加量の上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、二相域からの空冷時に、オーステナイトがフェライトと炭化物に分解することを抑制し、ＭＡの生成を促進する効果を有する。この効果を得るには、Ｂを０．０００３％以上添加することが好ましい。一方、０．００３％超のＢを添加すると、粗大なＢ含有炭化物が生成して靭性が損なわれることがあるので、上限を０．００３％とすることが好ましい。
Ｃａ、及び、ＲＥＭは、ＭｎＳなどの硫化物の形態を制御し、靱性の向上に寄与する元素であり、一方又は双方を添加することが好ましい。この効果を得るには、Ｃａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．００２％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａが０．０１％を超え、ＲＥＭが０．０２％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳ、又は、ＲＥＭ−ＣａＳの生成により、大型クラスター、大型介在物が形成され、鋼の清浄度を害することがある。そのため、Ｃａ添加量の上限は０．０１％とし、ＲＥＭの添加量の上限は０．０２％とすることが好ましい。なお、Ｃａ添加量の更に好ましい上限は、０．００６％である。
次に、熱処理後の鋼管の組織について説明する。
優れた変形特性を得るには、特に拡管性能を向上させ、また、降伏比を低下させるには、鋼管の組織を、面積率で２〜１０％のＭＡと、残部が軟質相からなる二相組織とすることが好ましい。一方、二相域加熱時のオーステナイト組織率を１０％以上にすると、オーステナイトへのＣ濃縮が不十分となり、空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。したがって１０％を超えるＭＡを得ることは困難である。
なお、ＭＡは、レペラーエッチング後、光学顕微鏡で観察すると白色に着色される。また、ナイタールエッチングを行った試料を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察すると、ＭＡの部分はエッチングされ難いため、島状で平滑な組織として観察される。したがって、ＭＡの面積率は、レペラーエッチング後の試料の光学顕微鏡組織写真、ナイタールエッチング後の試料のＳＥＭ組織写真を画像解析することによって測定することが可能である。
変形特性、特に、拡管性能は、加工硬化し易いほど向上する。そのため、ＭＡの面積率を２〜１０％とすれば、鋼管の周方向の加工硬化係数が０．１０以上となり、優れた拡管性能が得られる。
ＭＡ以外の部分は軟質相であり、これは、熱処理前の鋼管の組織であるフェライト、マルテンサイト、ベイナイトが、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱後、空冷された相である。
本発明では、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃への加熱及び空冷によって軟化したマルテンサイト、ベイナイトを、それぞれ、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトという。即ち、軟質相は、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、及び、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなる。
なお、本発明の成分範囲の鋼では、Ａｃ１を、下記式
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
で計算することができる。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。
また、Ａｃ１は、製造した鋼板から試験片を採取するか、実験室で同様の組成を有する鋼材を製造し、実験により測定することも可能である。例えば、鋼の加熱時の変態温度は、定速度で試験片を加熱し、膨張量を測定する、いわゆる、フォーマスタ試験によって求めることができる。
フォーマスタ試験によって得られた温度と膨張量の関係から、屈曲の開始点及び終了点の温度を求めることによって、それぞれ、オーステナイト変態の開始温度（Ａｃ１）、及び、オーステナイト変態の終了温度（Ａｃ３）を決定することができる。
通常、鋼を、Ａｃ１〜Ａｃ３に加熱すると、マルテンサイト、ベイナイト、フェライトのうち、一部は、オーステナイトに変態し、残りの部分は、体心立法構造の組織のままで回復が進む。
特に、本発明の製造方法では、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃という比較的低温の温度域に加熱するので、加熱前に存在していたマルテンサイト、及び、ベイナイトは、オーステナイトに変態しない部分が多く、焼戻し処理を受けたような軟化相として残存する。即ち、熱処理前の鋼管に生成していたマルテンサイト、及び、ベイナイトは、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱されると、転位の回復や固溶Ｃの析出によって軟化し、それぞれ、高温焼戻しマルテンサイト、及び、高温焼戻しベイナイトとなる。
また、フェライトには、加熱前もフェライトであって、加熱中に回復が進んだ部分と、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱された際にオーステナイトに変態し、空冷中に逆変態したもの、即ち、フェライトとセメンタイトに分解した部分が混在している。しかし、これらは、光学顕微鏡による区別は困難であるため、総称してフェライトという。
このような成分及び金属組織を有する本発明の変形特性に優れた鋼管は、引張強度が５００〜９００ＭＰａであり、厚さは５ｍｍ〜２０ｍｍである。特に、拡管用油井用鋼管では、要求される引張強度は５５０〜９００ＭＰａ、厚さ５ｍｍ〜１５ｍｍ、好ましくは７ｍｍ〜１５ｍｍである。また、低降伏比ラインパイプでは、要求される引張強度５００〜７５０ＭＰａ、厚さ５ｍｍ〜２０ｍｍである。
次に、上記成分を含有する変形特性に優れた鋼管の製造条件について説明する。本発明の変形特性に優れた鋼管の製造方法は、母鋼管に、縮径圧延などの熱間加工を施すことなく、熱処理を施すものである。ただし、熱処理の前には、真円度を向上させるためのサイジングや、形状を矯正するための加工を冷間で施しても良い。
本発明の変形特性に優れた鋼管の製造方法は、基本的には上述の製造条件、即ち、母鋼管をＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱後、空冷するものである。従って、本発明によれば、母鋼管全体を加熱後、空冷しても変形特性が向上し、大規模な熱処理設備を要する水冷を施す必要はない。なお、加熱後に水冷にすると、ＭＡではなく、マルテンサイトが生成する。鋼管の加熱温度をＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃とするのは、空冷後、ＭＡを得るためである。これは、二相域に加熱して、一部がオーステナイトに変態すると、Ｃがオーステナイト部に濃縮し、他の元素は、殆ど分配されないためである。
即ち、加熱温度がＡｃ１＋１０℃未満では、オーステナイトへ変態する割合が少なすぎて、ＭＡの確保が困難になる。加熱時のオーステナイト量を増加させるには、加熱温度をＡｃ１＋２０℃以上にすることが好ましい。一方、Ａｃ１＋６０℃を超えた温度に加熱すると、オーステナイトへの変態量が多くなりすぎる。そのため、オーステナイト相におけるＣの濃縮量が不十分になり、空冷によってフェライトとセメンタイトに分解し、ＭＡを確保するのが困難になる。また、加熱温度の上限は、微細な結晶粒径を得るため、７８０℃以下とすることが好ましい。そのため、Ａｃ１が７２０℃以下になるように、鋼管の化学成分を調整することが好ましい。
本発明の変形特性に優れた鋼管、特に、拡管用油井用鋼管、低降伏比ラインパイプは、どのような製法で製造されていても問題ないが、偏肉は小さい方が好ましい。偏肉が小さければ、継ぎ目無し管でもよいが、一般に、溶接鋼管は、板厚の精度が良好な熱延鋼板を成形し、突合せ溶接して製造するため、継ぎ目無し管よりも偏肉が小さい。
溶接鋼管の成形方法は、一般的に使用されている鋼管成形法として、プレス成形、及び、ロール成形でよい。また、突合せ部の溶接方法は、レーザー溶接、アーク溶接、及び、電縫溶接が適用できるが、特に、電縫管工程では生産性が高いので、本発明の鋼管、特に、油井用鋼管、ラインパイプの製造に適している。
熱延鋼板は、鋼片をオーステナイト域に加熱し、粗圧延を行った後、仕上圧延を行い、好ましくは仕上圧延後に加速冷却を行う。なお、素材である鋼板の引張強度は、６００〜８００ＭＰａであることが好ましい。
熱間圧延の加熱温度は、鋼片の組織をオーステナイトとし、熱間加工性を確保するため、１０００℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延の加熱温度を１２７０℃超にすると、組織が粗大化して熱間加工性を損なうことがあるので、上限を１２７０℃とすることが好ましい。
仕上圧延は、鋼管の結晶粒径を微細化するため、圧下率を５０％以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延の圧下率は、圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除して求める。仕上圧延の圧下率を５０％以上とすれば、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトが均一に分散して生成し、ＭＡも微細に分散するため、拡管特性が向上する。
仕上圧延後、加速冷却を行うと、熱延鋼板の組織が、フェライト、マルテンサイト、及び、ベイナイトを含む複相組織となる。なお、フェライトとベイナイトの複相組織が最も一般的である。例えば、仕上圧延後、１５℃／ｓで冷却し、４００〜５００℃で巻き取ることで、このような複相組織が得られる。これにより、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトが、更に均一に分散して生成し、ＭＡも微細に分散するため、変形特性が向上し、特に、拡管特性が向上し、降伏比が低下する。
本発明の製造方法によって得られた変形特性に優れる鋼管のうち、拡管用油井用鋼管は、ドリルパイプで掘削した地中の井戸、又は、既に他の油井管が設置されている井戸内に挿入して行うことができる。井戸は、数千メートルの深さに達する場合もある。井戸内で拡管される拡管用油井用鋼管は、肉厚を５〜１５ｍｍ、外径を１１４〜３３１ｍｍとすることが好ましい。
本発明の製造方法によって得られた低降伏比ラインパイプは、海底ラインパイプの敷設に際して、リールバージ工法を適用することができる。ラインパイプは電縫鋼管であることが好ましく、肉厚を５〜２０ｍｍ、外径を１１４〜６１０ｍｍとすることが好ましい。
表１に示す化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で鋼片とし、得られた鋼片を１１００〜１２００℃に加熱し、連続熱間圧延機で、圧下率を７０％以上として圧延し、１０〜２０℃／ｓで冷却して、４００〜５００℃で巻き取り、９．５６ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。
この熱延鋼板を素材として、電縫管工程で、外径１９３．７ｍｍの鋼管を製造した。得られた鋼管に、表２に示す温度に１２０ｓ加熱し、その後、空冷する熱処理を施した。なお、表１中の「０」は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。
鋼管から周方向を長手方向とする試験片を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、加工硬化係数（ｎ値）を測定した。ｎ値は、真歪と真応力の両対数グラフを作成して、直線部の傾きから測定した。更に、鋼管の端部をプラグによって、３０％拡管する拡管試験を実施した。拡管後、鋼管の肉厚分布を測定し、平均肉厚との差を計算し、最大の減肉の値を最大減肉として評価した。
また、鋼管の組織を光学顕微鏡によって観察した。ＭＡの面積率は、レペラーエッチングを行った試料の組織写真を画像解析して測定した。なお、ＭＡの残部は、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトであり、ビッカース硬さの測定により、マルテンサイト、及びベイナイトが軟化していることを確認した。
結果を表２に示す。表２において、降伏強度と引張強度の比Ｙ／Ｔは、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）であり、百分率で示している。表２に示すように、本発明鋼管では、最大減肉は０．６ｍｍ程度以下と小さく、水冷を行った実施Ｎｏ．７と同等以上の優れた拡管性能を有していることがわかる。なお、実施Ｎｏ．７は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００を満足せず、冷却を水冷とした比較例である。また、実施Ｎｏ．７のＭＡ面積率の「（９）」は、鋼管を加熱した後、水冷した際に生成したマルテンサイトの面積率が９％であることを意味する。
一方、実施Ｎｏ．６は、加熱温度が高すぎ、実施Ｎｏ．８は、実施Ｎｏ．７と同様、鋼組成が本発明で規定する範囲の範囲外であり、空冷後、ＭＡの生成が不十分となり、１ｍｍを超える大きな減肉が発生している。
この熱延鋼板を素材として、電縫管工程で、外径１９３．７ｍｍの鋼管を製造した。得られた鋼管に、表２に示す温度に１２０ｓ加熱し、その後、空冷する熱処理を施した。なお、表１中の「０」は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。
鋼管から周方向を長手方向とする試験片を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、加工硬化係数（ｎ値）を測定した。ｎ値は、真歪と真応力の両対数グラフを作成して、直線部の傾きから測定した。更に、鋼管の端部をプラグによって、３０％拡管する拡管試験を実施した。拡管後、鋼管の肉厚分布を測定し、平均肉厚との差を計算し、最大の減肉の値を最大減肉として評価した。
また、鋼管の組織を光学顕微鏡によって観察した。ＭＡの面積率は、レペラーエッチングを行った試料の組織写真を画像解析して測定した。なお、ＭＡの残部は、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトであり、ビッカース硬さの測定により、マルテンサイト、及びベイナイトが軟化していることを確認した。
結果を表２に示す。表２において、降伏強度と引張強度の比Ｙ／Ｔは、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）であり、百分率で示している。表２に示すように、本発明鋼管では、最大減肉は０．６ｍｍ程度以下と小さく、水冷を行った実施Ｎｏ．７と同等以上の優れた拡管性能を有していることがわかる。なお、実施Ｎｏ．７は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００を満足せず、冷却を水冷とした比較例である。また、実施Ｎｏ．７のＭＡ面積率の「（９）」は、鋼管を加熱した後、水冷した際に生成したマルテンサイトの面積率が９％であることを意味する。
一方、実施Ｎｏ．６は、加熱温度が高すぎ、実施Ｎｏ．８は、実施Ｎｏ．７と同様、鋼組成が本発明で規定する範囲の範囲外であり、空冷後、ＭＡの生成が不十分となり、１ｍｍを超える大きな減肉が発生している。
表３に示した化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で鋼片とし、得られた鋼片を１１００〜１２００℃に加熱し、連続熱間圧延機で、圧下率を７０％以上として圧延し、１０〜２０℃／ｓで冷却して、５００〜６００℃で巻き取り、１６ｍｍおよび８ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。この熱延鋼板を素材として、電縫管工程で外径４００ｍｍの鋼管を製造した。熱処理前の鋼管から、試験片を採取して引張試験を行い、降伏比（Ｙ／Ｔ）を評価した。
得られた鋼管に、表４に示した温度に１２０ｓ加熱した後、空冷する熱処理を施した。なお、表３の化学成分欄に記載の「０」は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。鋼管の長手方向から試験片を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。靭性は、シャルピー試験を行い、脆性延性遷移温度（Ｔｒｓ）によって評価した。
また、鋼管の組織を光学顕微鏡によって観察した。ＭＡの面積率は、レペラーエッチングを行った試料の組織写真を画像解析して測定した。なお、ＭＡの残部は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトであり、ビッカース硬さの測定により、マルテンサイト、ベイナイトが軟化していることを確認した。
結果を表４に示す。表４において、降伏強度と引張強度の比Ｙ／Ｔは降伏比（ＹＳ／ＴＳ）である。表４に示したように、実施Ｎｏ．１１〜２０の本発明鋼管では熱処理後の降伏比はいずれもリールバージ工法に適用可能な０．９０以下であることがわかる。なお、実施Ｎｏ．２０のように、肉厚／外径比が低いと、造管時の加工硬化が小さくなり、熱処理前の降伏比も低い。
実施Ｎｏ．２１〜２４は比較例である。実施Ｎｏ．２１は加熱温度が高すぎ、一方、実施Ｎｏ．２２は加熱温度が低すぎ、ＭＡの生成が不十分となり、降伏比が十分に下がらなかった例である。実施Ｎｏ．２３，２４は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００を満足せず、焼き入れ性が不十分で、水冷であれば低降伏比が得られたが、空冷では降伏比が十分に下がらなかった例である。なお、実施Ｎｏ．２３のＭＡ面積率の「（８．０）」は、マルテンサイトの面積率が８．０％であることを意味する。
得られた鋼管に、表４に示した温度に１２０ｓ加熱した後、空冷する熱処理を施した。なお、表３の化学成分欄に記載の「０」は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。鋼管の長手方向から試験片を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）を測定した。靭性は、シャルピー試験を行い、脆性延性遷移温度（Ｔｒｓ）によって評価した。
また、鋼管の組織を光学顕微鏡によって観察した。ＭＡの面積率は、レペラーエッチングを行った試料の組織写真を画像解析して測定した。なお、ＭＡの残部は、フェライト、マルテンサイト、ベイナイトであり、ビッカース硬さの測定により、マルテンサイト、ベイナイトが軟化していることを確認した。
結果を表４に示す。表４において、降伏強度と引張強度の比Ｙ／Ｔは降伏比（ＹＳ／ＴＳ）である。表４に示したように、実施Ｎｏ．１１〜２０の本発明鋼管では熱処理後の降伏比はいずれもリールバージ工法に適用可能な０．９０以下であることがわかる。なお、実施Ｎｏ．２０のように、肉厚／外径比が低いと、造管時の加工硬化が小さくなり、熱処理前の降伏比も低い。
実施Ｎｏ．２１〜２４は比較例である。実施Ｎｏ．２１は加熱温度が高すぎ、一方、実施Ｎｏ．２２は加熱温度が低すぎ、ＭＡの生成が不十分となり、降伏比が十分に下がらなかった例である。実施Ｎｏ．２３，２４は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００を満足せず、焼き入れ性が不十分で、水冷であれば低降伏比が得られたが、空冷では降伏比が十分に下がらなかった例である。なお、実施Ｎｏ．２３のＭＡ面積率の「（８．０）」は、マルテンサイトの面積率が８．０％であることを意味する。
上述したように、本発明によれば、変形性能に優れた鋼管、特に、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管、低降伏比ラインパイプを、安価に製造することができるので、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著なものである。
本発明は、変形特性に優れた鋼管、例えば、油井及びガス井を掘削する際に、井戸内に挿入した後に拡管される拡管用油井に好適な、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管、リールバージにより敷設される海底パイプラインに適する、鋼管長手方向の降伏比が低い電縫ラインパイプに関する。
従来、油井用鋼管は、井戸を掘削した後、井戸内に挿入して、そのまま使用されていた。しかし、近年、油井及びガス井を掘削する際に、井戸内に挿入した後に鋼管を拡管する技術（拡管用油井という。）が開発され、油井及びガス井の開発におけるコストの低減に大きく寄与するようになってきた。
拡管用油井の開発の当初には、井戸内で、鋼管を１０％程度拡管しており、この拡管用油井用鋼管として、通常の油井管が使用されていた。しかし、適用される拡管率が大きくなり、２０％を超えるようになると、偏肉の増大が問題になった。即ち、拡管用油井用鋼管の偏肉に起因して、拡管時に、局部的に減肉が生じ、鋼管の使用性能が低下したり、破断が起きたりする。そのため、拡管率には限界があった。
そこで、本発明者らは、既に拡管用油井に使用することができる、拡管特性に優れた鋼管を提案した（例えば、特許文献１、特許文献２）。特許文献１に提案した鋼管は、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し、拡管性能に優れている。二相組織を有する鋼管は、降伏強度が低く、加工硬化が大きい。そのため、拡管に要する応力が小さく、局部収縮が発生し難いという優れた拡管特性を有する。
また、特許文献２に提案した鋼管は、Ｃ量を制限した成分組成からなり、焼戻しマルテンサイトからなる組織を有し、靭性が高く、拡管性能に優れている。しかし、これら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や、焼戻しマルテンサイトからなる組織を有する鋼は、焼入れによって製造されている。したがって、鋼管を加熱し、水冷するための大規模な熱処理装置が必要であった。
また、ラインパイプについては、最近、ラインパイプ敷設の設計思想が、従来の強度基準から歪み基準に変わりつつあり、鋼管長手方向の降伏比の低さが求められている。これは、敷設後の地盤変動によりパイプラインに歪みが生じた際に局部座屈が発生するのを防止するためである。また、海底にパイプラインを敷設する際には、一旦コイル状に巻きとった管を解きながら海底に沈める、リールバージ工法が採用されるため、巻き取り・巻き戻しの際に座屈しないように、鋼管長手方向の高い変形能、すなわち低降伏比が求められる。
近年、電縫鋼管の電縫溶接部品質が向上してきたことから、シームレス鋼管やＵＯ鋼管に比べてコストが低い電縫鋼管がラインパイプの用途に広く用いられるようになってきた。しかしながら、電縫鋼管はホットコイルから冷間で鋼管成型されたままで使用されるため、一般的に降伏比が高い。特に、海底パイプラインに用いられるような肉厚／外径比の高い鋼管ほど冷間加工歪みが大きいので降伏比が高くなる。鋼管長手方向については、鋼管成型時に圧縮応力の負荷がほとんどないので、バウシンガー効果による耐力低減も期待できない。
電縫鋼管の長手方向の降伏比を低くする技術はこれまで数多く提案されている（例えば、特許文献３）。これは、あらかじめ鋼管素材となるホットコイルの降伏比を低減させることを主眼とする技術である。しかしながら、いくら低い降伏比の鋼管素材が得られても、鋼管成型の加工硬化による耐力上昇は著しく、造管後の降伏比はほとんど素材の降伏比の影響を受けないのが現実である。
また、造管後のサイジング工程にて長手方向に圧縮歪みを付与することにより、バウシンガー効果によって耐力を低減させる技術が提案されている（例えば、特許文献４）。しかし、鋼管を座屈させずに長手方向に圧縮歪みを付与することは工業的には非常に困難である。
更に、ラインパイプ用途ではないが、建築用低降伏比電縫鋼管を造管後の熱処理によって製造する方法が提案されている（例えば、特許文献５）。しかし、本技術ではラインパイプに求められる高レベルな強度、靱性、溶接性には対応できない。
国際公開ＷＯ２００５／０８０６２１号公報
国際公開ＷＯ２００６／１３２４４１号公報
特開２００６−２９９４１５号公報
特開２００６−２８９４８２号公報
特許第３８８８２７９号公報
上述のように、従来、変形特性に優れる、二相組織や焼戻しマルテンサイトからなる組織を有する鋼管は、造管後に焼入れ等の熱処理を施す必要があり、大規模な熱処理装置を要するものであった。また、鋼管長手方向の降伏比が低い、変形特性に優れる鋼管を製造する際に、降伏比の低いホットコイルを使用する方法や、鋼管長手方向に圧縮応力を付与する方法では実際上は低降伏比を実現できない。更に、造管後に熱処理を施す方法は、低降伏比を実現することはできるがラインパイプに要求される特性を確保するための技術を要する。したがって、特に、電縫鋼管では長手方向の降伏比が低いラインパイプを製造することは困難である。
本発明は、大規模な熱処理設備を必要とする水冷を行わずに、簡単な熱処理を施すことによって、変形特性に優れる鋼管、例えば、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管や、長手方向の降伏比が低いラインパイプを提供するものである。
変形特性を向上させる、具体的には拡管特性を向上させたり、降伏比を低減させるには、加工硬化係数を高めることが有効である。そこで、本発明者らは、鋼管の組織を、軟質相と硬質第２相からなる二相組織とすることが必要であると考えた。このような二相組織を得る熱処理を施す際に、硬質相を得るために水冷を行うには大規模な熱処理設備が必要となる。そのため、空冷でも低降伏比が得られることが望ましい。しかし、空冷の冷却速度は、水冷の冷却速度よりも遅いので、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトに変態した部分は、冷却時に、フェライトとセメンタイトに分解し、硬質第２相を、マルテンサイトやベイナイトとすることは困難である。
そこで、本発明らは、比較的遅い冷却速度でも得られる、マルテンサイト−オーステナイト混成物（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ、以下、ＭＡということがある。）を、硬質第２相として利用すれば、空冷によっても、加工硬化が大きい二相組織を有する鋼管が得られると考え、検討を行った。その結果、鋼管の化学成分を適正な範囲に調整し、適正な温度に加熱すれば、加熱後に空冷しても、加工硬化係数が高い、軟質相と硬質第二相からなる二相組織が得られることを見出した。
本発明は、このような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．２０
を満足し、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなる二相組織であり、前記軟質相が、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなり、鋼管の円周方向の加工硬化係数が０．１０以上であり、前記鋼管の肉厚／外径比が０．０３以上であり、前記鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであり、前記鋼管の外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とする変形特性に優れた鋼管。
（１） 質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％を含有し、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下に制限し、更に、Ｎｉ：１．００％以下、Ｍｏ：０．６０％以下、Ｃｒ：１．００％以下、Ｃｕ：１．００％以下の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．２０
を満足し、更に、Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、Ｖ：０．３０％以下、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下の１種または２種以上を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなる二相組織であり、前記軟質相が、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなり、鋼管の円周方向の加工硬化係数が０．１０以上であり、前記鋼管の肉厚／外径比が０．０３以上であり、前記鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであり、前記鋼管の外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とする変形特性に優れた鋼管。
本発明によれば、鋼管を加熱し、水冷するための大規模な熱処理設備を必要とせず、鋼管を加熱した後、空冷することにより、変形特性に優れた鋼管、例えば、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管や低降伏比のラインパイプを得ることが可能になる。
本発明者らは、軟質相と硬質第２相からなる二相組織を有し、変形特性に優れた鋼管、特に、拡管性能に優れる高強度鋼管、低降伏比のラインパイプを、鋼管全体を加熱した後、空冷することによって得る方法について検討を行った。
焼入れ性を向上させ、かつ、セメンタイトに固溶し難い元素が含まれる鋼を、Ａｃ１変態温度以上Ａｃ３変態温度以下の二相域に加熱すると、生成したオーステナイトは、空冷時に炭化物とフェライトに分解せずＭＡ（マルテンサイト−オーステナイト混成物）になり易い。このような効果を有する元素として、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕが挙げられる。
そこで、本発明者らは、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量と、二相域に加熱して空冷後、生成するＭＡ量を調査した。具体的には、基本の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．４０〜２．５０％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１％以下とする鋼に、種々の量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕを含有させ、鋼板を製造した。更に、鋼板を７００〜８００℃に加熱し、空冷する熱処理を行った。
熱処理後の鋼板から組織観察用の試料を採取し、レペラーエッチングを行い、光学顕微鏡で観察し、組織写真を撮影した。組織写真の白色に着色された部分をＭＡと同定し、面積率を画像解析によって求めた。また、鋼板から試験片を採取して引張試験を行い、真歪、真応力の両対数グラフを作成して、直線部の傾きから、加工硬化係数（ｎ値）を求めた。なお、鋼板の引張強度は、６００〜８００ＭＰａであった。
まず、加熱温度であるが、Ａｃ１＋１０℃未満では、加熱時に生成するオーステナイトの量が少なく、その結果、空冷後に生成するＭＡも少ないため、ｎ値が０．１未満となることがわかった。一方、Ａｃ１＋６０℃超に加熱すると、オーステナイトの生成量は増加するものの、オーステナイトに分配されるＣ量が少なくなる。そのため、オーステナイトが不安定になって、空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。その結果、ＭＡの面積率は少なくなり、低温での加熱と同様に、ｎ値は０．１未満となる。
そこで、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲に加熱し、空冷した鋼管のＭＡ量と、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量との関係を解析した。その結果、図１に示すように、ＭＡ量は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標として整理できることがわかった。なお、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＣｕを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを計算した。
また、Ａｃ１は、鋼の成分組成のうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ及びＣｒの含有量（質量％）により、下記式
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
によって計算して求めた。なお、脱酸元素であるＳｉ、選択元素であるＮｉ及びＣｒを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ａｃ１を計算した。
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
によって計算して求めた。なお、脱酸元素であるＳｉ、選択元素であるＮｉ及びＣｒを意図的に添加しない場合は、それぞれの値を０として、Ａｃ１を計算した。
図１の縦軸「ＭＡ」は、ＭＡの面積率であり、これから明らかなように、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕが２．００以上になると、ＭＡの面積率が２％以上となる。また、ＭＡの面積率は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの数値とともに増加している。したがって、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの増加によって、オーステナイトが安定になり、空冷後に、ＭＡとして残存する量が増加すると考えられる。
更に、本発明者らは、ＭＡの面積率が２〜１０％であり、加工硬化係数が０．１０以上となった鋼板の成分組成を基に、熱延鋼板を製造し、電縫鋼管とした。鋼管を、Ａｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱して空冷し、端部から拡管プラグを押し込んで拡管し、割れが生じない限界の拡管率を測定した。また、鋼管から周方向を長手とする試験片を採取し、引張試験を行って、加工硬化係数を求めた。その結果、加工硬化係数が０．１０以上であれば、限界拡管率は２０％以上、加工硬化係数が０．１５以上であれば、限界拡管率が３０％以上になることがわかった。
同様に、基本の成分組成を、質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１０％、Ｍｎ：１．００〜２．５０％、Ｓｉ：０．８０％以下、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下とする鋼に、種々の量のＮｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕを含有させ、鋼板を製造した。この鋼板に造管成形相当分の４％の予歪みを与えた後、７００〜８００℃に加熱し、空冷する熱処理を行った。熱処理後の鋼板から組織観察用の試料を採取し、光学顕微鏡で観察し、ＭＡの面積率を画像解析によって求めた。
なお、予歪み後の鋼板の降伏比は０．９２であった。加熱温度が、Ａｃ１＋１０℃未満では空冷後に生成するＭＡが少なく、一方、Ａｃ１＋６０℃超に加熱すると、オーステナイトが空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。その結果、ＭＡの面積率は減少し、降伏比は０．９０程度までしか低下しなかった。
そこで、鋼成分をＭｎ：１．０〜２．５％、Ｃｒ：０〜１．０％、Ｎｉ：０〜１．０％、Ｍｏ：０〜０．６％Ｃｕ：０〜１．０％の範囲で変化させて合計２７種類の鋼を準備し、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲に加熱し、空冷した予歪み鋼板のＭＡ量と、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの添加量との関係を解析した。その結果を重回帰分析の手法によって解析したところ、ＭＡ量はＭｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標としたときに最も良好な相関が得られることが判明した。
即ち、ＭＡ量は、図１と同様に、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕを指標として整理できることがわかった。加熱温度については、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃の温度範囲であれば、いずれの温度においても図１と同様の結果を得ることができた。 更に、本発明者らは、上記熱処理でＭＡの面積率が２〜１０％となるような成分組成を有する鋼を用いて熱延鋼板を製造し、肉厚／外径比が０．０５の鋼管とした。この鋼管を加熱して空冷し、鋼管長手方向から引張試験片を採取して引張試験を行い降伏比を求めた。その結果、加熱温度がＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃であれば、ＭＡが２％以上となり、結果として降伏比が０．９０以下になることがわかった。
以下、本発明の変形特性に優れた鋼管に含有される化学成分とその限定理由について説明する。本発明の鋼管の化学成分は、造管前の鋼板の組織及び強度と、熱処理後の鋼管の組織及び強度の両方の観点から、以下の範囲とする。
Ｃは、本発明においては、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱する際に、オーステナイトを安定にし、空冷後のＭＡの面積率を増加させるために極めて重要な元素である。熱処理後、ＭＡを確保するには、Ｃを０．０４％以上添加することが必要である。また、Ｃは、焼入れ性を高め、鋼の強度を向上させる元素であり、過剰に添加すると、強度が高くなりすぎ、靱性を損なうため、上限を０．１０％とした。なお、Ｃ量の上限は、０．１０％未満が好ましい。
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。また、Ａｃ１点を低下させ、オーステナイトを安定化する元素でもある。したがって、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱した際に、オーステナイトを生成させ、空冷後に、ＭＡの分解を抑制するためには、１．００％以上の添加が必要である。なお、Ｍｎ量の下限は、１．４０％以上が好ましい。しかし、Ｍｎが多過ぎると、鋼管の素材である鋼板のマルテンサイト量が過剰になり、強度が高くなり過ぎて、成形性が損なわれるため、上限を２．５０％とした。
Ｓｉは、脱酸元素であり、多く添加すると、低温靭性が著しく劣化するので、上限を０．８０％とした。本発明では、鋼の脱酸元素として、Ａｌ、Ｔｉを使用してもよく、Ｓｉは、必ずしも添加する必要はない。一方、Ｓｉは、強度向上や、ＭＡの生成を促進する効果を有する元素であり、０．１０％以上を添加することが好ましい。
Ｐ、及び、Ｓは、不純物であり、それぞれ、０．０３％、及び、０．０１％を上限とする。Ｐ量の低減によって、連続鋳造スラブの中心偏析が軽減され、粒界破壊が防止されて、靱性が向上する。また、Ｓ量の低減は、熱間圧延で延伸化するＭｎＳを低減して、延性及び靱性を向上させる効果がある。
Ａｌは、脱酸元素であり、添加量が０．１０％を超えると、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０．１０％とした。なお、脱酸剤としてＴｉ、Ｓｉを使用する場合は、Ａｌは、必ずしも添加する必要はない。したがって、Ａｌ量の下限は限定しないが、通常、不純物として０．００１％以上含まれる。鋼の組織の微細化にＡｌＮを利用する場合は、０．０１％以上のＡｌを添加することが好ましい。
Ｎは、不純物であり、上限を０．０１％以下とする。選択的にＴｉを添加する場合、Ｎを０．００１％以上含有させると、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靱性を向上させる。しかし、Ｎ量が０．０１％を超えると、ＴｉＮが粗大化して、表面疵、靭性劣化等の弊害が生じる。
更に、上述のように、必須元素であるＭｎに加えて、選択的に、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕの１種又は２種以上を
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足するように添加すれば、空冷時に、オーステナイトが、フェライトとセメンタイトに分解し難くなり、ＭＡを確保することができる。ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕは、各元素の含有量（質量％）であり、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕを意図的に添加しない場合は、０として左辺を計算する。Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの下限は、実施例に基づいて２．２０以上とする。
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足するように添加すれば、空冷時に、オーステナイトが、フェライトとセメンタイトに分解し難くなり、ＭＡを確保することができる。ここで、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕは、各元素の含有量（質量％）であり、選択元素であるＣｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕを意図的に添加しない場合は、０として左辺を計算する。Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕの下限は、実施例に基づいて２．２０以上とする。
また、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｃｕは、焼入れ性を向上させる元素でもあり、高強度を得るために１種又は２種以上を添加することが好ましい。
Ｎｉは、鋼を二相域に加熱した際に、オーステナイトを微細に生成させる効果も有する。一方、Ｎｉの添加量が多過ぎると、鋼管の素材である鋼板のマルテンサイト量が過剰になり、強度が高くなり過ぎて、成形性を損なうことがある。そのため、Ｎｉ量の上限は、１．００％とすることが好ましい。
Ｍｏ、Ｃｒ、及び、Ｃｕは、過剰に添加すると、焼入れ性の向上によって、鋼管の素材である鋼板の強度が高くなり過ぎ、成形性を損なうことがある。そのため、Ｍｏ、Ｃｒ、及び、Ｃｕの添加量の上限を、それぞれ、０．６０％、１．００％、及び、１．００％とすることが好ましい。
更に、選択的に、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、ＲＥＭの１種又は２種以上を添加してもよい。Ｎｂ、Ｔｉ、及び、Ｖは、鋼の組織の微細化に、Ｂは、焼入れ性の向上に、Ｃａ、及び、ＲＥＭは、介在物の形態の制御に寄与する。
Ｎｂは、圧延時にオーステナイトの再結晶を抑制する元素である。加熱前の鋼管の結晶粒径を微細化するためには、Ｎｂを、０．０１％以上添加することが好ましい。また、ラインパイプに必要な靱性を確保するためには、Ｎｂを添加することが好ましい。一方、Ｎｂを０．３０％よりも過剰に添加すると、靭性が劣化するので、その上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｔｉ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する元素である。また、Ａｌ量が、例えば、０．００５％以下と低い場合には、Ｔｉは、脱酸剤として作用する。
Ｔｉを添加し、ミクロ組織を微細化して、靱性を改善するには、Ｎを０．００１％以上含有させ、Ｔｉを０．００５％以上添加することが好ましい。一方、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、靱性が劣化するので、上限を０．０３％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が、その効果は、Ｎｂに比較して若干弱い。Ｖは、効果を得るために、０．０１％以上を添加することが好ましい。一方、過剰に添加すると靭性が劣化するので、Ｖの添加量の上限を０．３０％とすることが好ましい。
Ｂは、鋼の焼入れ性を高める元素であり、二相域からの空冷時に、オーステナイトがフェライトと炭化物に分解することを抑制し、ＭＡの生成を促進する効果を有する。この効果を得るには、Ｂを０．０００３％以上添加することが好ましい。一方、０．００３％超のＢを添加すると、粗大なＢ含有炭化物が生成して靭性が損なわれることがあるので、上限を０．００３％とすることが好ましい。
Ｃａ、及び、ＲＥＭは、ＭｎＳなどの硫化物の形態を制御し、靱性の向上に寄与する元素であり、一方又は双方を添加することが好ましい。この効果を得るには、Ｃａは０．００１％以上、ＲＥＭは０．００２％以上添加することが好ましい。一方、Ｃａが０．０１％を超え、ＲＥＭが０．０２％を超えると、ＣａＯ−ＣａＳ、又は、ＲＥＭ−ＣａＳの生成により、大型クラスター、大型介在物が形成され、鋼の清浄度を害することがある。そのため、Ｃａ添加量の上限は０．０１％とし、ＲＥＭの添加量の上限は０．０２％とすることが好ましい。なお、Ｃａ添加量の更に好ましい上限は、０．００６％である。
次に、熱処理後の鋼管の組織について説明する。
優れた変形特性を得るには、特に拡管性能を向上させ、また、降伏比を低下させるには、鋼管の組織を、面積率で２〜１０％のＭＡと、残部が軟質相からなる二相組織とすることが好ましい。一方、二相域加熱時のオーステナイト組織率を１０％以上にすると、オーステナイトへのＣ濃縮が不十分となり、空冷時にフェライトとセメンタイトに分解する。したがって１０％を超えるＭＡを得ることは困難である。
なお、ＭＡは、レペラーエッチング後、光学顕微鏡で観察すると白色に着色される。また、ナイタールエッチングを行った試料を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で観察すると、ＭＡの部分はエッチングされ難いため、島状で平滑な組織として観察される。したがって、ＭＡの面積率は、レペラーエッチング後の試料の光学顕微鏡組織写真、ナイタールエッチング後の試料のＳＥＭ組織写真を画像解析することによって測定することが可能である。
変形特性、特に、拡管性能は、加工硬化し易いほど向上する。そのため、ＭＡの面積率を２〜１０％とすれば、鋼管の周方向の加工硬化係数が０．１０以上となり、優れた拡管性能が得られる。
ＭＡ以外の部分は軟質相であり、これは、熱処理前の鋼管の組織であるフェライト、マルテンサイト、ベイナイトが、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱後、空冷された相である。
本発明では、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃への加熱及び空冷によって軟化したマルテンサイト、ベイナイトを、それぞれ、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトという。即ち、軟質相は、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、及び、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなる。
なお、本発明の成分範囲の鋼では、Ａｃ１を、下記式
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
で計算することができる。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。
Ａｃ１＝７２３＋２９．１×Ｓｉ−１０．７×Ｍｎ−１６．９×（Ｎｉ−Ｃｒ）
で計算することができる。ここで、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒは、各元素の含有量（質量％）である。
また、Ａｃ１は、製造した鋼板から試験片を採取するか、実験室で同様の組成を有する鋼材を製造し、実験により測定することも可能である。例えば、鋼の加熱時の変態温度は、定速度で試験片を加熱し、膨張量を測定する、いわゆる、フォーマスタ試験によって求めることができる。
フォーマスタ試験によって得られた温度と膨張量の関係から、屈曲の開始点及び終了点の温度を求めることによって、それぞれ、オーステナイト変態の開始温度（Ａｃ１）、及び、オーステナイト変態の終了温度（Ａｃ３）を決定することができる。
通常、鋼を、Ａｃ１〜Ａｃ３に加熱すると、マルテンサイト、ベイナイト、フェライトのうち、一部は、オーステナイトに変態し、残りの部分は、体心立法構造の組織のままで回復が進む。
特に、本発明の製造方法では、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃という比較的低温の温度域に加熱するので、加熱前に存在していたマルテンサイト、及び、ベイナイトは、オーステナイトに変態しない部分が多く、焼戻し処理を受けたような軟化相として残存する。即ち、熱処理前の鋼管に生成していたマルテンサイト、及び、ベイナイトは、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱されると、転位の回復や固溶Ｃの析出によって軟化し、それぞれ、高温焼戻しマルテンサイト、及び、高温焼戻しベイナイトとなる。
また、フェライトには、加熱前もフェライトであって、加熱中に回復が進んだ部分と、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱された際にオーステナイトに変態し、空冷中に逆変態したもの、即ち、フェライトとセメンタイトに分解した部分が混在している。しかし、これらは、光学顕微鏡による区別は困難であるため、総称してフェライトという。
このような成分及び金属組織を有する本発明の変形特性に優れた鋼管は、引張強度が５００〜９００ＭＰａであり、厚さは５ｍｍ〜２０ｍｍである。特に、拡管用油井用鋼管では、要求される引張強度は５５０〜９００ＭＰａ、厚さ５ｍｍ〜１５ｍｍ、好ましくは７ｍｍ〜１５ｍｍである。また、低降伏比ラインパイプでは、要求される引張強度５００〜７５０ＭＰａ、厚さ５ｍｍ〜２０ｍｍである。
次に、上記成分を含有する変形特性に優れた鋼管の製造条件について説明する。本発明の変形特性に優れた鋼管の製造方法は、母鋼管に、縮径圧延などの熱間加工を施すことなく、熱処理を施すものである。ただし、熱処理の前には、真円度を向上させるためのサイジングや、形状を矯正するための加工を冷間で施しても良い。
本発明の変形特性に優れた鋼管の製造方法は、基本的には上述の製造条件、即ち、母鋼管をＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱後、空冷するものである。従って、本発明によれば、母鋼管全体を加熱後、空冷しても変形特性が向上し、大規模な熱処理設備を要する水冷を施す必要はない。なお、加熱後に水冷にすると、ＭＡではなく、マルテンサイトが生成する。鋼管の加熱温度をＡｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃、好ましくはＡｃ１＋２０℃〜Ａｃ１＋６０℃とするのは、空冷後、ＭＡを得るためである。これは、二相域に加熱して、一部がオーステナイトに変態すると、Ｃがオーステナイト部に濃縮し、他の元素は、殆ど分配されないためである。
即ち、加熱温度がＡｃ１＋１０℃未満では、オーステナイトへ変態する割合が少なすぎて、ＭＡの確保が困難になる。加熱時のオーステナイト量を増加させるには、加熱温度をＡｃ１＋２０℃以上にすることが好ましい。一方、Ａｃ１＋６０℃を超えた温度に加熱すると、オーステナイトへの変態量が多くなりすぎる。そのため、オーステナイト相におけるＣの濃縮量が不十分になり、空冷によってフェライトとセメンタイトに分解し、ＭＡを確保するのが困難になる。また、加熱温度の上限は、微細な結晶粒径を得るため、７８０℃以下とすることが好ましい。そのため、Ａｃ１が７２０℃以下になるように、鋼管の化学成分を調整することが好ましい。
本発明の変形特性に優れた鋼管、特に、拡管用油井用鋼管、低降伏比ラインパイプは、どのような製法で製造されていても問題ないが、偏肉は小さい方が好ましい。偏肉が小さければ、継ぎ目無し管でもよいが、一般に、溶接鋼管は、板厚の精度が良好な熱延鋼板を成形し、突合せ溶接して製造するため、継ぎ目無し管よりも偏肉が小さい。
溶接鋼管の成形方法は、一般的に使用されている鋼管成形法として、プレス成形、及び、ロール成形でよい。また、突合せ部の溶接方法は、レーザー溶接、アーク溶接、及び、電縫溶接が適用できるが、特に、電縫管工程では生産性が高いので、本発明の鋼管、特に、油井用鋼管、ラインパイプの製造に適している。
熱延鋼板は、鋼片をオーステナイト域に加熱し、粗圧延を行った後、仕上圧延を行い、好ましくは仕上圧延後に加速冷却を行う。なお、素材である鋼板の引張強度は、６００〜８００ＭＰａであることが好ましい。
熱間圧延の加熱温度は、鋼片の組織をオーステナイトとし、熱間加工性を確保するため、１０００℃以上とすることが好ましい。一方、熱間圧延の加熱温度を１２７０℃超にすると、組織が粗大化して熱間加工性を損なうことがあるので、上限を１２７０℃とすることが好ましい。
仕上圧延は、鋼管の結晶粒径を微細化するため、圧下率を５０％以上とすることが好ましい。なお、仕上圧延の圧下率は、圧延前後の板厚の差を圧延前の板厚で除して求める。仕上圧延の圧下率を５０％以上とすれば、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトが均一に分散して生成し、ＭＡも微細に分散するため、拡管特性が向上する。
仕上圧延後、加速冷却を行うと、熱延鋼板の組織が、フェライト、マルテンサイト、及び、ベイナイトを含む複相組織となる。なお、フェライトとベイナイトの複相組織が最も一般的である。例えば、仕上圧延後、１５℃／ｓで冷却し、４００〜５００℃で巻き取ることで、このような複相組織が得られる。これにより、鋼管を二相域に加熱した際に、オーステナイトが、更に均一に分散して生成し、ＭＡも微細に分散するため、変形特性が向上し、特に、拡管特性が向上し、降伏比が低下する。
本発明の製造方法によって得られた変形特性に優れる鋼管のうち、拡管用油井用鋼管は、ドリルパイプで掘削した地中の井戸、又は、既に他の油井管が設置されている井戸内に挿入して行うことができる。井戸は、数千メートルの深さに達する場合もある。井戸内で拡管される拡管用油井用鋼管は、肉厚を５〜１５ｍｍ、外径を１１４〜３３１ｍｍとすることが好ましい。
本発明の製造方法によって得られた低降伏比ラインパイプは、海底ラインパイプの敷設に際して、リールバージ工法を適用することができる。ラインパイプは電縫鋼管であることが好ましく、肉厚を５〜２０ｍｍ、外径を１１４〜６１０ｍｍとすることが好ましい。
（実施例１）
表１に示す化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で鋼片とし、得られた鋼片を１１００〜１２００℃に加熱し、連続熱間圧延機で、圧下率を７０％以上として圧延し、１０〜２０℃／ｓで冷却して、４００〜５００℃で巻き取り、９．５６ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。
表１に示す化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造で鋼片とし、得られた鋼片を１１００〜１２００℃に加熱し、連続熱間圧延機で、圧下率を７０％以上として圧延し、１０〜２０℃／ｓで冷却して、４００〜５００℃で巻き取り、９．５６ｍｍ厚の熱延鋼板を製造した。
この熱延鋼板を素材として、電縫管工程で、外径１９３．７ｍｍの鋼管を製造した。得られた鋼管に、表２に示す温度に１２０ｓ加熱し、その後、空冷する熱処理を施した。なお、表１中の「０」は、選択元素を意図的に添加していないことを意味する。
鋼管から周方向を長手方向とする試験片を採取して引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、及び、加工硬化係数（ｎ値）を測定した。ｎ値は、真歪と真応力の両対数グラフを作成して、直線部の傾きから測定した。更に、鋼管の端部をプラグによって、３０％拡管する拡管試験を実施した。拡管後、鋼管の肉厚分布を測定し、平均肉厚との差を計算し、最大の減肉の値を最大減肉として評価した。
また、鋼管の組織を光学顕微鏡によって観察した。ＭＡの面積率は、レペラーエッチングを行った試料の組織写真を画像解析して測定した。なお、ＭＡの残部は、フェライト、マルテンサイト、及びベイナイトであり、ビッカース硬さの測定により、マルテンサイト、及びベイナイトが軟化していることを確認した。
結果を表２に示す。表２において、降伏強度と引張強度の比Ｙ／Ｔは、降伏比（ＹＳ／ＴＳ）であり、百分率で示している。表２に示すように、本発明鋼管では、最大減肉は０．６ｍｍ程度以下と小さく、水冷を行った実施Ｎｏ．７と同等以上の優れた拡管性能を有していることがわかる。なお、実施Ｎｏ．７は、Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００を満足せず、冷却を水冷とした比較例である。また、実施Ｎｏ．７のＭＡ面積率の「（９）」は、鋼管を加熱した後、水冷した際に生成したマルテンサイトの面積率が９％であることを意味する。
一方、実施Ｎｏ．６は、加熱温度が高すぎ、実施Ｎｏ．８は、実施Ｎｏ．７と同様、鋼組成が本発明で規定する範囲の範囲外であり、空冷後、ＭＡの生成が不十分となり、１ｍｍを超える大きな減肉が発生している。
上述したように、本発明によれば、変形性能に優れた鋼管、特に、拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管、低降伏比ラインパイプを、安価に製造することができるので、本発明は、産業上の貢献が極めて顕著なものである。
Claims (13)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．１０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％
を含有し、
Ｓｉ：０．８０％以下、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ ：０．０１％以下
に制限し、更に、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．６０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下
の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ミクロ組織が、面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなる二相組織であることを特徴とする変形特性に優れた鋼管。 - 前記軟質相が、フェライト、高温焼戻しマルテンサイト、高温焼戻しベイナイトの１種又は２種以上からなることを特徴とする請求項１に記載の変形特性に優れた鋼管。
- 質量％で、更に、
Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の変形特性に優れた鋼管。 - 鋼管の円周方向の加工硬化係数が０．１０以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
- 鋼管の肉厚／外径比が０．０３以上であることを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
- 鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであることを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
- 鋼管の外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とする請求項１〜６の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管。
- 請求項１〜７の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管からなり、井戸内で拡管される拡管用油井用鋼管油井管であって、鋼管の肉厚が５〜１５ｍｍであり、外径が１１４〜３３１ｍｍであることを特徴とする拡管用油井用鋼管油井管。
- 請求項１〜８の何れか１項に記載の変形特性に優れた鋼管からなるラインパイプであって、鋼管の肉厚が５〜２０ｍｍであり、外径が１１４〜６１０ｍｍであることを特徴とするラインパイプ。
- 質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．１０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％
を含有し、
Ｓｉ：０．８０％以下、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ ：０．０１％以下
に制限し、更に、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．６０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下
の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる母鋼管を、Ａｃ１＋１０℃〜Ａｃ１＋６０℃に加熱し、その後、空冷し、ミクロ組織が面積率で２〜１０％のマルテンサイト−オーステナイト混成物と軟質相とからなることを特徴とする変形特性に優れた鋼管の製造方法。 - 前記母鋼管が、質量％で、更に、
Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％以下
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１０に記載の変形特性に優れた鋼管の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０４〜０．１０％、
Ｍｎ：１．００〜２．５０％
を含有し、
Ｓｉ：０．８０％以下、
Ｐ ：０．０３％以下、
Ｓ ：０．０１％以下、
Ａｌ：０．１０％以下、
Ｎ ：０．０１％以下
に制限し、更に、
Ｎｉ：１．００％以下、
Ｍｏ：０．６０％以下、
Ｃｒ：１．００％以下、
Ｃｕ：１．００％以下
の１種又は２種以上を含有し、Ｍｎの含有量と、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕの１種又は２種以上の含有量とが、
Ｍｎ＋Ｃｒ＋Ｎｉ＋２Ｍｏ＋Ｃｕ≧２．００
を満足し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、１０００〜１２７０℃に加熱し、仕上圧延の圧下率を５０％以上とする熱間圧延を行い、得られた鋼板を管状に成形して突き合わせ部を溶接することを特徴とする変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法。 - 前記鋼片が、質量％で、更に、
Ｎｂ：０．０１〜０．３０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、
Ｖ ：０．３０％以下、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３％、
Ｃａ：０．０１％以下、
ＲＥＭ：０．０２％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１２に記載の変形特性に優れた鋼管の母鋼管の製造方法。
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