JPWO2011114896A1 - スチームインジェクション用継目無鋼管及びその製造方法 - Google Patents

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Abstract

３５０℃においても高い降伏応力を有する、スチームインジェクション用鋼管を提供する。本発明によるスチームインジェクション用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｍｏ：０．４超〜１．２％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：１．５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を備える。スチームインジェクション用継目無鋼管は、熱間加工された後、水冷され、焼入れ及び焼戻しされて製造される。

Description

本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、スチームインジェクション用継目無鋼管及びその製造方法に関する。
オイルサンドからアスファルトを得るために、スチームインジェクション法が利用される。スチームインジェクション法では、高温及び高圧の蒸気を地下のオイルサンド層に注入し、アスファルトを得る。
スチームインジェクション法に利用される鋼管は、蒸気をオイルサンド層に導く。蒸気の温度は３００〜３５０℃である。また、蒸気は高圧である。そのため、高温及び高圧に耐えることができるスチームインジェクション用鋼管が要求される。より具体的には、３００〜３５０℃の温度域において、高い強度を有するスチームインジェクション用鋼管が要求される。
特開昭５６−２９６３７号公報（特許文献１）、特開平２−５０９１７号公報（特許文献２）及び特開２０００−２９０７２８号公報（特許文献３）は、スチームインジェクション用鋼管を開示する。
これらの特許文献１〜３に開示されるスチームインジェクション用鋼の３５０℃における降伏強度はいずれも、ＡＰＩ５Ｌ規格のＸ８０グレードよりも低い。より具体的には、これらの特許文献の鋼の３５０℃における降伏応力は５５５ＭＰａ未満である。
より多くのアスファルトをオイルサンドから得るために、従来よりも高い温度及び圧力の蒸気の利用が望まれる。高温及び高圧の蒸気を利用できるように、スチームインジェクション用鋼管は、従来よりも高い高温強度を求められる。
本発明の目的は、３５０℃においても高い降伏応力を有する、スチームインジェクション用鋼管を提供することである。
本発明の実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｍｏ：０．４超〜１．２％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：１．５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。スチームインジェクション用継目無鋼管は、熱間加工された後、水冷され、焼入れ及び焼戻しされて製造される。
好ましくは、上述の継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に換えて、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｖ：０．２％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有する。
好ましくは、上述の継目無鋼管は、３５０℃において、６００ＭＰａ以上の降伏応力を有する。
本発明の実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．０８％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：１．５〜３．０％、Ｍｏ：０．４超〜１．２％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、Ｎ：０．００２〜０．０１５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｃｕ：１．５％以下を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する丸ビレットを加熱する工程と、加熱された丸ビレットを穿孔して素管を製造する工程と、素管を圧延して継目無鋼管を製造する工程と、圧延後の継目無鋼管を水冷する工程と、水冷された継目無鋼管を焼入れする工程と、焼入れされた継目無鋼管を焼戻しする工程とを備える。
図１は、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造設備の構成を示す機能ブロック図である。 図２は、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造工程を示すフロー図である。 図３は、図２中の各工程におけるビレット、素管及び継目無鋼管の温度を示す模式図である。 図４は、実施例における鋼番号１の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力との関係を示す図である。 図５は、実施例における鋼番号２の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力との関係を示す図である。 図６は、実施例における鋼番号３の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力との関係を示す図である。
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。
本発明者らは、以下の知見に基づいて、本発明の実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管を完成した。
（１）モリブデン（Ｍｏ）が多く含有されれば、高温での降伏強度が向上する。Ｍｏは鋼に固溶し、高温での鋼の降伏応力を向上する。Ｍｏはまた、Ｃと結合して微細な炭化物を形成し、高温での鋼の降伏応力を強化する。
（２）Ｍｏが多く含有されると、溶接性が低下する。しかしながら、熱間加工により製造される継目無鋼管を加速冷却し、さらに焼入れ焼戻しを行うことにより、溶接性が向上する。加速冷却、焼入れ及び焼戻しが行われた鋼管の結晶粒は微細化される。そのため、溶接熱影響部及び母材の靭性が向上し、溶接性の低下が抑制される。
以下、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の詳細を説明する。
［化学組成］
本発明の実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管は、以下の化学組成を有する。以降、元素に関する％は質量％を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．０８％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上する。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると、靭性が低下し、溶接性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０３〜０．０８％である。好ましいＣ含有量の下限は０．０４％である。好ましいＣ含有量の上限は０．０６％である。
Ｓｉ：０．０５〜０．５％
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有されると、鋼の靭性が低下する。特に、溶接熱影響部の靭性が低下し、溶接性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０５〜０．５％である。好ましいＳｉ含有量の上限は０．３％であり、さらに好ましくは０．１５％である。
Ｍｎ：１．５〜３．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Ｍｎはさらに、鋼の靭性を向上する。しかしながら、Ｍｎが過剰に含有されると、耐ＨＩＣ（Hydrogen Induced Cracking：水素誘起割れ）性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．５〜３．０％である。好ましいＭｎ含有量の下限は１．８％であり、より好ましくは２．０％であり、さらに好ましくは２．１％である。
Ｍｏ：０．４％超〜１．２％
モリブデン（Ｍｏ）は鋼の高温強度を向上する。具体的には、Ｍｏは鋼に固溶し、鋼の焼入れ性を向上する。焼入れ性の向上により、鋼の高温強度が向上する。Ｍｏはさらに、微細な炭化物を形成し、鋼の高温強度を向上する。Ｍｏはさらに、鋼に固溶して焼戻し軟化抵抗を高める。しかしながら、Ｍｏが過剰に含有されれば、溶接性が低下する。より具体的には、溶接熱影響部の靭性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は、０．４％よりも大きく、１．２％以下である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．５％であり、さらに好ましくは０．６％である。
Ａｌ：０．００５〜０．１００％
アルミニウム（Ａｌ）は鋼を脱酸する。しかしながら、Ａｌが過剰に含有されると、Ａｌはクラスター状の介在物を生成し、鋼の靭性を低下する。Ａｌが過剰に含有されるとさらに、管端にベベル面を加工するとき、表面欠陥が発生しやすい。したがって、Ａｌ含有量は０．００５〜０．１００％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０５０％であり、さらに好ましくは、０．０３０％である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．０１０％である。本発明におけるＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％
カルシウム（Ｃａ）は、Ｓと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの生成によりＳは固定される。そのため、鋼の靭性及び耐食性が向上する。カルシウムはさらに、鋳込み時に連続鋳造装置のノズルが詰まるのを抑制する。一方、Ｃａが過剰に含有されれば、Ｃａはクラスター状の介在物を生成しやすく、耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は０．００１〜０．００５％である。
Ｎ：０．００２〜０．０１５％
窒素（Ｎ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。一方、Ｎが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００２〜０．０１５％である。
Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は０．０１％以下である。
Ｃｕ：１．５％以下
銅（Ｃｕ）は耐ＨＩＣ性を向上する。具体的には、Ｃｕは、鋼中に水素が侵入するのを抑制し、ＨＩＣの発生及び伝搬を抑制する。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいＣｕ含有量は、０．０２％以上である。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。したがって、Ｃｕ含有量は１．５％以下である。
本実施の形態による継目無鋼管の化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。
本実施の形態による継目無鋼管はまた、上記Ｆｅの一部に換えて、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｎｉ及びＶからなる群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素は、鋼の強度を向上する。
Ｃｒ：１．０％以下
クロム（Ｃｒ）は選択元素である。Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいＣｒ含有量は、０．０２％以上であり、より好ましくは０．１％以上であり、さらに好ましくは、０．２％以上である。一方、Ｃｒが過剰に含有されると、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下である。
Ｎｂ：０．１％以下
ニオブ（Ｎｂ）は選択元素である。Ｎｂは、炭窒化物を形成して、鋼の結晶粒を微細化する。そのため、Ｎｂは、鋼の強度及び靭性を向上する。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいＮｂ含有量は、０．００３％以上である。一方、Ｎｂが過剰に含有されれば、上記効果は飽和する。したがって、Ｎｂ含有量は０．１％以下である。
Ｔｉ：０．１％以下
チタン（Ｔｉ）は選択元素である。Ｔｉは、連続鋳造時において、鋳片の表面欠陥の発生を抑制する。Ｔｉはさらに、炭窒化物を生成して、鋼の結晶粒を微細化する。そのため、Ｔｉは鋼の強度及び靭性を向上する。Ｔｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいＴｉ含有量は、０．００３％以上である。一方、Ｔｉが過剰に含有されれば、上記効果は飽和する。したがって、Ｔｉ含有量は０．１％以下である。
Ｎｉ：１．０％以下
ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度及び靭性を向上する。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいＮｉ含有量は０．０２％以上である。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、上記効果は飽和する。したがって、Ｎｉ含有量は１．０％以下である。
Ｖ：０．２％以下
バナジウム（Ｖ）は選択元素である。Ｖは、炭窒化物を生成して、鋼の結晶粒を微細化する。そのため、Ｖは、鋼の強度及び靭性を向上する。Ｖが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。好ましいＶ含有量は、０．００３％以上である。一方、Ｖが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．２％以下である。
［製造方法］
本実施の形態による継目無鋼管は、熱間加工後に加速冷却される。継目無鋼管はさらに、加速冷却後に焼入れ及び焼戻しされる。上述の工程により製造された継目無鋼管の３５０℃における降伏応力は６００ＭＰａ以上である。継目無鋼管はさらに、結晶粒が微細化された組織を有するため、高い靭性を有する。したがって、Ｍｏ含有量が高いにもかかわらず、鋼の溶接性の低下が抑制される。以下、本実施の形態による継目無鋼管の製造方法を詳述する。
［製造設備］
図１は、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造ラインの一例を示すブロック図である。図１を参照して、製造ラインは、加熱炉１と、穿孔機２と、延伸圧延機３と、定径圧延機４と、補熱炉５と、水冷装置６と、焼入れ装置７と、焼戻し装置８とを備える。各装置間には、複数の搬送ローラ１０が配置される。図１では、焼入れ装置７及び焼戻し装置８が製造ラインに含まれている。しかしながら、焼入れ装置７及び焼戻し装置８は、製造ラインから離れて配置されていてもよい。要するに、焼入れ装置７及び焼戻し装置８はオフラインに配置されていてもよい。
［製造フロー］
図２は、本実施の形態による継目無鋼管の製造工程を示すフロー図であり、図３は、製造中の圧延素材（丸ビレット、素管及び継目無鋼管）の時間に対する表面温度の変化を示す図である。
図２及び図３を参照して、本実施の形態によるスチームインジェクション用継目無鋼管の製造方法では、初めに、丸ビレットを加熱炉１で加熱する（Ｓ１）。続いて、加熱された丸ビレットを熱間加工して継目無鋼管にする（Ｓ２及びＳ３）。具体的には、丸ビレットを穿孔機２により穿孔圧延して素管にする（Ｓ２）。さらに、素管を延伸圧延機３や定径圧延機４で圧延し、継目無鋼管とする（Ｓ３）。熱間加工により製造された継目無鋼管を、必要に応じて、補熱炉５により所定の温度に加熱する（Ｓ４）。続いて、継目無鋼管を水冷装置６により水冷する（加速冷却：Ｓ５）。水冷された継目無鋼管を焼入れ装置７により焼入れし（Ｓ６）、焼戻し装置８により焼戻しする（Ｓ７）。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。
［加熱工程（Ｓ１）］
初めに、丸ビレットを加熱炉１で加熱する。好ましい加熱温度は１０５０℃〜１３００℃である。この温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、穿孔圧延時の丸ビレットの熱間加工性は良好であり、表面疵の発生が抑制される。また、この加熱温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、結晶粒の粗大化が抑制される。加熱炉１はたとえば、周知のウォーキングビーム炉やロータリー炉である。
［穿孔工程（Ｓ２）］
丸ビレットを加熱炉１から出す。そして、加熱された丸ビレットを穿孔機２により穿孔圧延する。穿孔機２は周知の構成を有する。具体的には、穿孔機２は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。プラグは、傾斜ロール間に配置される。好ましい穿孔機２は交叉型の穿孔機である。高い拡管率での穿孔が可能だからである。
［圧延工程（Ｓ３）］
次に、素管を圧延する。具体的には、素管を延伸圧延機３により延伸圧延する。延伸圧延機３は直列に配列された複数のロールスタンドを含む。延伸圧延機３はたとえば、マンドレルミルである。続いて、延伸圧延された素管を、定径圧延機４により定径圧延して、継目無鋼管を製造する。定径圧延機４は、直列に配列された複数のロールスタンドを含む。定径圧延機４はたとえば、サイザやストレッチレデューサである。
定径圧延機４の複数のロールスタンドのうち、最後尾のロールスタンドで圧延された素管の表面温度を「仕上げ温度」と定義する。仕上げ温度はたとえば、定径圧延機４の最後尾のロールスタンドの出側に配置された温度センサにより計測される。好ましい仕上げ温度は、図３に示すとおりＡ３点（より具体的にはＡｃ３点）以上である。より好ましい仕上げ温度は、９００℃以上であり、さらに好ましくは、９５０℃以上である。本発明の化学組成を有する継目無鋼管のＡｃ３点は７５０〜９５０℃である。仕上げ温度が９００℃以上であれば、定径圧延中の素管において、ロール抜熱による熱損失が小さい。そのため、製造された継目無鋼管の温度むらを低減できる。
［再加熱工程（Ｓ４）］
再加熱工程（Ｓ４）は、必要に応じて実施される。要するに、再加熱工程を実施しなくてもよい。再加熱工程を実施しない場合、図２において、ステップＳ３からステップＳ５に進む。また、再加熱工程を実施しない場合、図１において、補熱炉５は配置されなくてもよい。
再加熱工程を実施する場合、製造された継目無鋼管を補熱炉５に装入し、加熱する。これにより、製造された継目無鋼管の温度むらが低減される。補熱炉５における加熱温度はＡｒ３点〜１１００℃である。加熱温度がＡｒ３点未満であれば、α相が析出して組織が不均一になり、強度のばらつきが大きくなる。一方、加熱温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化する。好ましい加熱時間は１〜３０分である。
［水冷工程（Ｓ５）］
ステップＳ３で製造された継目無鋼管、又は、ステップＳ４で再加熱された継目無鋼管を水冷装置６により水冷（加速冷却）する。水冷直前の継目無鋼管の表面温度は仕上げ温度又は補熱炉での加熱温度と実質的に同じである。つまり、水冷直前の継目無鋼管の表面温度は、Ａ３点以上であり、好ましくは９００℃以上、さらに好ましくは９５０℃以上である。
水冷装置６は、複数の回転ローラと、ラミナー水流装置と、ジェット水流装置とを備える。複数の回転ローラは２列に配置される、継目無鋼管は２列に配列された複数の回転ローラの間に配置される。このとき、２列の回転ローラはそれぞれ、継目無鋼管の外面下部と接触する。回転ローラが回転すると、継目無鋼管が軸周りに回転する。ラミナー水流装置は、回転ローラの上方に配置され、継目無鋼管に対して上方から水を注ぐ。このとき、継目無鋼管に注がれる水は、ラミナー状の水流を形成する。ジェット水流装置は、回転ローラに配置された継目無鋼管の端近傍に配置される。ジェット水流装置は、継目無鋼管の端から鋼管内部に向かってジェット水流を噴射する。ラミナー水流装置及びジェット水流装置により、継目無鋼管の外面及び内面は同時に冷却される。
好ましくは、水冷装置６は、継目無鋼管の表面温度が４５０℃以下になるまで、継目無鋼管を冷却する。換言すれば、水冷停止温度は４５０℃以下である。水冷停止温度を４５０℃以下にすれば、後工程で焼入れを行うことにより、継目無鋼管の結晶粒がより微細化される。その結果、継目無鋼管の靭性がより向上する。
水冷装置６の好ましい冷却速度は、１０℃／ｓｅｃ以上である。水冷装置６は、上述の回転ローラ、ラミナー水流装置及びジェット水流装置以外の他の装置であってもよい。水冷装置６はたとえば、水槽であってもよい。この場合、ステップＳ３で製造された継目無鋼管は水槽内に浸漬され、冷却される。このような冷却方法は、「どぶ漬け」と呼ばれる。水冷装置６はまた、ラミナー水流装置のみであってもよい。要するに、冷却装置６の種類は限定されない。
［焼入れ工程（Ｓ６）］
水冷装置６により水冷された継目無鋼管を焼入れする。好ましい焼入れ温度はＡｃ３点よりも高く１０００℃以下である。継目無鋼管を上記焼入れ温度に加熱すると、継目無鋼管の組織は、ベイナイトから微細なオーステナイト組織に変態する。つまり、逆変態が起こる。このとき、結晶粒が微細化される。つまり、ステップＳ５で加速冷却が実施されることにより、焼入れ工程において結晶粒の微細化を促進できる。
焼入れ温度がＡｃ３変態点未満であれば、逆変態が十分に起こらない。一方、焼入れ温度が１０００℃を超えると、結晶粒が粗大化する。焼き入れ処理の好ましい均熱時間は、１０秒〜３０分である。焼入れ温度で均熱した後、継目無鋼管を水冷する。
［焼戻し工程（Ｓ７）］
焼入れされた鋼管を、焼戻しする。焼戻し温度は、Ａｃ１点以下であり、所望の力学特性に基づいて調整される。焼戻し処理により、本発明の継目無鋼管の３５０℃における降伏応力を６００ＭＰａ以上にすることができる。焼戻し温度のばらつきは、好ましくは±１０℃であり、さらに好ましくは±５℃である。焼戻し温度のばらつきが小さければ、所望の力学特性が得られやすい。
以上の製造方法では、加速冷却が実施され（Ｓ５）、その後焼入れ処理が実施される（Ｓ６）。これらの工程により、結晶粒の微細化が促進される。そのため、製造された継目無鋼管は優れた靭性を有する。したがって、本実施の形態による継目無鋼管は、Ｍｏを多く含有するものの、靭性の低下が抑制され、溶接性の低下も抑制される。
さらに、上述の化学組成を有する継目無鋼管を焼入れ及び焼戻しすることにより、継目無鋼管の３５０℃における降伏応力を６００ＭＰａ以上にすることができる。
種々の化学組成を有する複数のスチームインジェクション用継目無鋼管を製造し、常温（２３℃）〜３６０℃における降伏応力を調査した。
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する複数のビレットを製造した。
Figure 2011114896
表１を参照して、鋼番号１（本発明例）及び鋼番号２（本発明例）のビレットの化学組成は、本発明の化学組成の範囲内であった。一方、鋼番号３（比較例）の化学組成は、本発明の化学組成の範囲外であった。具体的には、鋼番号３のＭｎ含有量は、本発明のＭｎ含有量の下限未満であった。さらに、鋼番号３のＭｏ含有量は、本発明のＭｏ含有量の下限未満であった。鋼番号３のＭｎ及びＭｏ以外の他の元素の含有量は、本発明の範囲内であった。鋼番号１〜３のＮ含有量は、いずれも０．００２〜０．０１５％の範囲内であった。なお、鋼番号２のＴｉ含有量、及び、鋼番号１及び２のＮｂ含有量は、不純物レベルであった。
製造された各ビレットを加熱炉により加熱した。続いて、各ビレットを穿孔機により穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルにより各素管を延伸圧延した。続いて、サイザにより各素管を定径圧延し、複数の継目無鋼管を製造した。続いて、鋼番号１及び２の継目無鋼管を水冷（加速冷却）した。継目無鋼管の仕上げ温度はいずれも１１００℃であり、水冷停止温度は４５０℃であった。一方、鋼番号３の継目無鋼管については、圧延後に空冷した。
冷却後の各継目無鋼管を焼入れした。焼入れ温度はいずれも９５０℃であり、４０分均熱した。焼入れ後、各継目無鋼管を焼戻しした。焼戻し温度は６５０℃であり、３０分均熱した。以上の工程によりスチームインジェクション用継目無鋼管を製造した。
［降伏応力］
製造された各継目無鋼管の肉厚中央部からＡＳＴＭ Ａ３７０に準拠した複数の引張り試験片を採取した。そして、引張り試験片を用いて、ＡＳＴＭ Ｅ２１に準拠した引張り試験を常温（２３℃）〜３６０℃の温度範囲で実施した。より具体的には、各試験番号において、２３℃、１００℃、２００℃、３００℃、３５０℃（鋼番号３のみ）、３６０℃（鋼番号１及び２のみ）の各温度で２つの引張試験片を使用して引張試験を実施した。試験結果に基づいて、降伏応力及び引張強さを求めた。本実施例では、降伏応力を０．５％全伸び法により求めた。
［調査結果］
表２は、各鋼番号の継目無鋼管の降伏応力及び引張強さを示す。図４は、鋼番号１の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力及び引張強さとの関係を示す。図５は、鋼番号２の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力及び引張強さとの関係を示す。図６は、鋼番号３の継目無鋼管の引張試験温度と降伏応力及び引張強さとの関係を示す。図４〜図６中の記号「◆」は降伏応力を示す。記号「■」は引張強さを示す。
Figure 2011114896
表２中の「降伏応力」欄には、対応する鋼番号の各温度における降伏応力（ＭＰａ）が示される。各温度における降伏応力は、２つの値が示されている。たとえば、鋼番号１の２３℃における降伏応力欄には「７２０／７２１」と記載されている。この場合、２つの引張試験片により得られた降伏応力が、７２０ＭＰａ、７２１ＭＰａであったことを示す。同様に、表２中の「引張強さ」欄には、対応する鋼番号の各温度における引張強さ（ＭＰａ）が示される。
表２及び図４〜図６を参照して、鋼番号１及び鋼番号２の継目無鋼管の降伏応力は、全ての温度域において、鋼番号３の継目無鋼管の降伏応力よりも大きかった。さらに、鋼番号１及び２の３５０℃における降伏応力は６００ＭＰａ以上であった。一方、鋼番号３の３５０℃における降伏応力は６００ＭＰａ未満であった。
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
特開昭５６−２９６２７号公報（特許文献１）、特開平２−５０９１７号公報（特許文献２）及び特開２０００−２９０７２８号公報（特許文献３）は、スチームインジェクション用鋼管を開示する。

Claims (6)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．０８％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
    Ｍｎ：１．５〜３．０％、
    Ｍｏ：０．４超〜１．２％、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
    Ｎ：０．００２〜０．０１５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有し、
    熱間加工された後、水冷され、さらに、焼入れ及び焼戻しされて製造される、スチームインジェクション用継目無鋼管。
  2. 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に換えて、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｎｂ：０．１％以下、
    Ｔｉ：０．１％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｖ：０．２％以下、
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有する、継目無鋼管。
  3. 請求項１に記載の継目無鋼管であって、
    ３５０℃において、６００ＭＰａ以上の降伏応力を有する、継目無鋼管。
  4. 請求項２に記載の継目無鋼管であって、
    ３５０℃において、６００ＭＰａ以上の降伏応力を有する、継目無鋼管。
  5. 質量％で、
    Ｃ：０．０３〜０．０８％、
    Ｓｉ：０．０５〜０．５％、
    Ｍｎ：１．５〜３．０％、
    Ｍｏ：０．４超〜１．２％、
    Ａｌ：０．００５〜０．１００％、
    Ｃａ：０．００１〜０．００５％、
    Ｎ：０．００２〜０．０１５％、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０１％以下、
    Ｃｕ：１．５％以下、
    を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する丸ビレットを加熱する工程と、
    加熱された前記丸ビレットを穿孔して素管を製造する工程と、
    前記素管を圧延して継目無鋼管を製造する工程と、
    圧延後の前記継目無鋼管を水冷する工程と、
    水冷された前記継目無鋼管を焼入れする工程と、
    焼入れされた前記継目無鋼管を焼戻しする工程とを備える、スチームインジェクション用継目無鋼管の製造方法。
  6. 請求項５に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
    前記丸ビレットの化学組成は、前記Ｆｅの一部に換えて、
    Ｃｒ：１．０％以下、
    Ｎｂ：０．１％以下、
    Ｔｉ：０．１％以下、
    Ｎｉ：１．０％以下、
    Ｖ：０．２％以下、
    からなる群から選択された１種又は２種以上を含有する、継目無鋼管の製造方法。
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