WO2005038067A1 - 拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法 - Google Patents

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less
steel pipe
expansion
steel
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Yoshio Yamazaki
Yukio Miyata
Mitsuo Kimura
Kei Sakata
Masahito Tanaka
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Jfe Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a seamless oil well steel pipe used for an oil well or a gas well (hereinafter, simply referred to as “oil well”) and a method for producing the same. More specifically, it relates to a seamless oil well steel pipe for expansion with a tensile strength of 60 OMPa or more and a yield ratio of 85% or less that can be expanded and expanded in a well and used as it is as a casing and tubing. You.
  • Patent Document 3 discloses a mass of 0 /. And C: 0.10 to 0.45%, Si: 0.1 to 1.5%, Mn: 0.10 to 3.0%, P: 0.03% or less, S: 0.011 A1: 0.05% or less N: 0.01 0% or less, with the balance being Fe and impurities, and the strength (yield strength) of the steel pipe before expanding.
  • YS (MPa)) and crystal grain size (d ( ⁇ m)) satisfy the relationship of the following formula: In (d) ⁇ -0.006YSYS + 8.09, and have excellent corrosion resistance after expansion processing.
  • C C a: 0.001 ⁇ 0.005%, or one or more of the following:
  • Eccentric wall thickness deviation (primary wall thickness deviation) rate (%) (- ⁇ (maximum wall thickness in eccentric wall thickness component and minimum wall thickness) / Average wall thickness) It is disclosed that XI 0 0) is limited to 10% or less.
  • quenching and tempering are performed on an ERW steel pipe or a seamless steel pipe after pipe forming.
  • a production method of performing a treatment such as quenching after repeated quenching two or more times is preferred, and an embodiment with a pipe expansion ratio of 30% or less is disclosed.
  • Patent Literature 1 Japanese Patent Publication No. 7-56 7 6 10
  • Patent Document 2 International Publication No. WO98 / 062626
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-2666605
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-34991 77 Disclosure of the Invention
  • the present invention uses a non-heat treated type that is as-rolled or a less expensive heat treatment without using the quenching and tempering (Q / T) treatments disclosed in Patent Documents 3 and 4.
  • An object of the present invention is to provide a seamless oil well steel pipe for pipe expansion and a method for producing the same.
  • the expandability is defined as the critical expansion rate at which the pipe can be expanded without causing non-uniform deformation at the time of expansion, and specifically, in the present invention, the uneven wall thickness after expansion is the unevenness before expansion. Meat rate + 5% The expansion rate was not exceeded.
  • Expansion rate (%) [(inner diameter of pipe after expansion-inner diameter of pipe before expansion) / inner diameter of pipe before expansion] X 100
  • Uneven wall ratio (%) [(maximum pipe thickness / minimum pipe thickness) / average pipe thickness] X I 00
  • the inventors have found that the steel pipe structure is substantially ferrite.
  • the amount of C is set to less than 0.1% in order to suppress the formation of pearlite and increase the toughness.
  • Nb which is a transformation delay element, is added to reduce the amount of Mn in which the structure becomes ferrite + low-temperature transformation phase. investigated.
  • the thickness at the outer diameter 4 ⁇ 9 5/8 " Based on a size of 5 to 12 mm, it was assumed that the target tissue could be obtained if the air cooling rate was within this size range Although it depends on the environment during air cooling, it was generally between 700 ° C and 400 ° C.
  • the average cooling rate is about 0.2 ° C / sec to 2 ° C / sec.
  • the inventors conducted detailed research and found that pearlite formation was achieved by adding an alloying element so that the 1 ⁇ 11 content was 0.5% or more and satisfied the formula (1) or (3). It was clarified that it would be suppressed. On the other hand, if a large amount of alloying elements is added, the ferrite structure will not be formed, and to form the ferrite structure, the formula (2) or (4) It was clarified that it was necessary to add in a range that satisfied the formula. That is, by satisfying both formulas, a ferrite + low-temperature transformation phase structure can be formed, and a steel pipe with low YR and high expansion can be obtained.
  • the element symbol indicates the content (mass./.) Of each element in steel.
  • the desired ferrite + low-temperature transformation phase can be obtained by air cooling from the ⁇ region, but after maintaining these steels in the ( ⁇ / ⁇ ) two-phase region, air cooling is performed. As a result, it was also found that YR could be further reduced.
  • the present invention has been made based on these findings.
  • the as-rolled or non-heat treated type heat treatment is applied to the alloy component steel (including the formula) as claimed in the claims without intentionally using the Q / T treatment which is considered preferable in the prior art, high strength is obtained.
  • the present inventors have found that it is possible to easily expand the pipe while achieving a high expansion rate. It is speculated that these characteristics are due to the fact that the microstructure at this time is a ferrite + low-temperature transformation phase.
  • C 0.010% or more and less than 0.1%
  • S i 0.05 to 1%
  • Mn 0.5 to 4%
  • P 0.0 3% or less
  • S 0 ⁇ 0 15% or less
  • Nb 0.01 to 0.2%
  • Mo 0.5, 0.5 to 0.5%
  • Cr 0.05 to 1.5%
  • the symbol of the element indicates the content (% by mass) of the element in steel.
  • the structure of the steel pipe contains 5% to 70% by volume of ferrite, and the balance substantially consists of a low-temperature transformation phase.
  • Phase 3 includes perlite, cementite and residual austenite.
  • C 0.010% or more and less than 0.1%
  • S i 0.0 2004/015751
  • Ni 0.05 to 1%
  • Cu 0.05 to 1%
  • V 0.005 to 0.2%
  • Ti 0.005 to 0.2%
  • B 0. 0005 to 0.0035%
  • C a 0.001 to 0.005%
  • a method for producing a seamless oil-well steel pipe for pipe expansion which comprises producing a pipe at a temperature of at least ° C or performing pipe forming in a seamless steel pipe production process and then performing a norma treatment.
  • the present invention is to heat the steel pipe material, after pipe-making by seamless steel manufacturing process, the following three points points or more A as a final heat treatment, holding i.e. (alpha / gamma) dual phase region, in 5 minutes or more And a method of manufacturing a seamless oil well steel pipe for pipe expansion, which is characterized by then cooling with air.
  • FIG. 1 is a longitudinal sectional view showing an embodiment of the pipe expansion test.
  • Fig. 2 (a), Fig. 2 (b), Fig. 2 (c;), Fig. 2 (d) are pattern diagrams showing examples of two-phase region heat treatment.
  • C The meaning of the numbers in Fig. 1 is as follows. Steel pipe, 2 indicates plug, 3 indicates the direction of pulling out plug.
  • the content of the composition component is represented by mass%, and is abbreviated as%.
  • an alloy element that satisfies the formula (3) instead of a low C-Mn-Nb system or high Mn-Nb Must be steel to which at least one type of similar transformation-delayed element (Cr, Mo) has been added.
  • C is 0.10% or more, pearlite is likely to be formed, while if it is less than 0.01%, strength is insufficient, so C should be 0.010% or more and less than 0.10%. .
  • Si is added as a deoxidizing agent and can also contribute to an increase in strength.However, if it is less than 0.05%, no effect is obtained, while if it exceeds 1%, hot workability is significantly deteriorated. YR rises and reduces the expandability. Therefore, Si is set to 0.05 to 1%.
  • Mn is important for the formation of the low-temperature transformation phase, and when combined with the addition of low C and transformation-retarding elements (Nb, Cr, Mo), alone must satisfy at least 2% or satisfy formula (3).
  • Nb, Cr, Mo transformation-retarding elements
  • Mn is set to 0.5 to 4%.
  • P is contained in steel as an impurity and is a grain boundary segregated and screened element. If it exceeds 0.03%, the grain boundary strength is significantly reduced and toughness is reduced. Therefore, P is restricted to 0.03% or less. Preferably it is 0.015% or less.
  • S is an element contained in steel as an impurity and exists mainly as inclusions of Mn-based sulfides. If the content exceeds 0.01%, it is present as coarse and elongated inclusions, and the toughness and the expandability of the tube are significantly reduced. Therefore, S is restricted to 0.015% or less. Preferably 0 ⁇ 00
  • A1 is used as a deoxidizing agent, but if it is less than 0.01%, the effect is small.If it exceeds 0.06%, the effect is saturated, the alumina inclusions increase, and the toughness ⁇ expandability. Decreases. Therefore, A 1 is set to 0.01% to 0.06%.
  • N is contained as an impurity in steel and combines with elements such as A1 and Ti to form nitrides. If the content exceeds 0.007%, coarse nitrides are formed, and the toughness and the pipe expandability are reduced. Therefore, N is restricted to 0. ⁇ 07% or less. Preferably it is 0.005% or less.
  • O exists as inclusions in the steel. If the content exceeds 0.005%, the inclusions are likely to be agglomerated and present, resulting in a decrease in toughness and expandability. Therefore, O is restricted to 0.005% or less. Preferably it is 0.003% or less.
  • Nb, Mo, and Cr in the following ranges.
  • Nb suppresses the formation of pearlite, contributes to the formation of a low-temperature transformation phase in combination with low C and high Mn, and also contributes to high strength by the formation of carbonitrides.
  • the content is less than 0.01%, no effect can be obtained.On the other hand, if the content exceeds 0.2%, the effect is only saturated and the formation of ferrite is suppressed, and the ferrite + low-temperature transformation phase is suppressed. Inhibits phase organization. Therefore, Nb is set to 0.01 to 0.2%.
  • Mo has the effect of increasing the strength at room temperature and high temperature by forming a solid solution and carbides, but if it exceeds 0.5%, the effect is saturated and becomes expensive, so 0.5% You may add in the following ranges. In order to exhibit the strength increasing effect, it is preferable to add 0.05% or more. Mo has the effect of suppressing the formation of pearlite as a transformation delay element, and it is preferable to add 0.05% or more in order to exhibit the effect.
  • Cr suppresses the formation of perlite, contributes to the formation of a two-phase structure of the fly + low-temperature transformation phase, and contributes to the strengthening of the low-temperature transformation phase by hardening.
  • the content is less than 0.05%, no effect is obtained.
  • the content exceeds 1.5%, the effect is saturated, and the formation of mosquito and ferrite is suppressed, and the two-phase organization is inhibited. Therefore, Cr is set to 0.05 to 1.5%. It is necessary to satisfy the above formula (3) from the viewpoint of suppressing perlite formation under low C conditions containing one or more of these Nb, Mo, and Cr and less than 0.1%. Yes Also, from the viewpoint of promoting the formation of ferrite with a volume ratio of 5 to 70%, it is necessary to satisfy the above expression (4).
  • Ni is an element effective for improving strength, toughness, and corrosion resistance.
  • Cu When Cu is added, it is effective in preventing Cu cracking during rolling, but it is expensive and the effect is saturated even if it is added excessively. Is preferable.
  • Cu content (%) X 0.3 or more Particularly, from the viewpoint of C U cracking, it is preferable to add Cu content (%) X 0.3 or more.
  • Cu is added to improve strength and corrosion resistance, but in order to exhibit its effect, it must be contained in an amount exceeding 0.05% or more, whereas if it exceeds 1%, hot embrittlement is caused. It is preferably in the range of 0.05 to 1% because it is crisp and the toughness decreases.
  • V has the effect of forming carbonitrides to increase the strength by microstructural refinement and precipitation strengthening, but its effect is unclear at less than 0.005%, and at over 0.2% If added, the effect will be saturated and problems such as continuous cracking will occur, so 0.005 to 0.2% may be added.
  • T i is a strong nitride-forming element.
  • Addition of N equivalent (N% X48 / 14) suppresses N aging, and when B is added, B is precipitated and fixed as BN by N in steel. It may be added so that its effect is not suppressed. Further addition increases the strength by forming fine carbides. If it is less than 0.005%, there is no effect, and it is particularly preferable to add (N% X 48/14) or more. On the other hand, if it exceeds 0.2%, Since large nitrides are easily formed and the toughness / expandability deteriorates, it may be added in a range of 0.2% or less.
  • Ca is added for the purpose of controlling the shape of inclusions to a spherical shape, but its effect requires 0.001% or more, and if it exceeds 0.005%, the effect is saturated. , 0.0001 to 0.005%.
  • the structure of the steel pipe be a two-phase structure of a substantially soft ferrite phase and a hard low-temperature transformation phase.
  • the ferrite has a structure in which the volume fraction of ferrite is 5% or more and 70% or less, and the remainder substantially consists of a low-temperature transformation phase.
  • the low-temperature transformation phase also includes vinitic ferrite (used synonymously with ashingurai ferrite) as described above. If it is not%, it is hardly formed.
  • the slab may be formed into a slab by a continuous manufacturing method or the like, and the slab may be formed into a billet by rolling.
  • a known smelting method such as a converter or an electric furnace
  • a steel pipe material such as a billet by a known smelting method such as a continuous sintering method or an ingot method.
  • the slab may be formed into a slab by a continuous manufacturing method or the like, and the slab may be formed into a billet by rolling.
  • the center segregation may be reduced by a heat treatment at a forging pressure and a soak in continuous production.
  • the obtained steel pipe material is heated and subjected to hot working pipe forming using a normal Mannesmann-plug mill method, a Mannesmann-mandrel mill method, or a hot extrusion method to form a joint having a desired size.
  • a steel-free pipe it is preferable from the viewpoint of low YR and uniform elongation that the final rolling is completed at 800 ° C. or more and no processing strain is left.
  • Cooling may be normal air cooling.
  • ferrite is formed and the rest substantially becomes a low-temperature transformation phase, and the ferrite is formed.
  • the volume ratio is about 5 to 70%.
  • the target structure can be obtained by performing a norma treatment.
  • the rolling end temperature is set to 800 ° C. or more during pipe forming
  • the material properties may become non-uniform or anisotropic in the process, and this may be subjected to a norm treatment as necessary.
  • the structure after the norm treatment is almost the same as the structure as-pipe-formed, but the non-uniformity and anisotropy of the material properties during the pipe-forming are reduced, and the pipe expandability is improved.
  • the processing temperature of the norma treatment is preferably 1000 ° C. or lower, more preferably 950 ° C. or lower in a temperature range of Ac 3 or higher.
  • air-cooling may be performed after finally maintaining in the ( ⁇ / ⁇ ) two-phase region.
  • a two-phase structure of ferrite and a low-temperature transformation phase is formed as in the case of the norma treatment, but the ferrite has a lower strength and a lower YR is promoted.
  • This effect requires a holding time of at least 5 minutes.
  • this effect does not depend on the thermal history before holding the two-phase region, but it does not affect the ⁇ region, as shown in Figs.
  • Heat treatment for the purpose of crystal grain refinement such as cooling directly to the ( ⁇ / ⁇ ) two-phase region from heating or heating to the two-phase region after quenching, may be added.
  • the A i point and the 3 points that determine the ( ⁇ / ⁇ ) two-phase region be measured accurately, but the following equation may be used in a simplified manner.
  • a 3 (° C) 9 10-20 3 X "C + 44.7 XS i-30 XMn-1 5.2 XN i-20 XC u- l 1 XC r + 31.5 XMo + l 04 XV + 70 0 XP + 400 XA 1 + 400 XT i
  • a 1 (° C) 7 2 3 + 2 9. l XS i— 1 0.7 XMn-1 6.9 XN i + 1 6.9 XC r
  • a steel having the composition shown in Table 1 was forged into a 100 kg ingot by vacuum melting, turned into a billet by hot forging, and formed into a tube by hot working with a model seamless rolling mill, and had an outer diameter of 4 in (1 0 1.6 mm) X 3/8 in (9.5 25 mm) in thickness.
  • the rolling end temperatures at this time are shown in Tables 2, 3 and 4.
  • a part of these steel pipes was subjected to a norma treatment, a two-phase region heat treatment (Fig. 2 (a;), Fig. 2 (b), Fig. 2 (c), Fig. 2 (d)) or a Q / T treatment.
  • the quota treatment was performed by heating at 890 ° C. for 10 minutes and then air cooling.
  • the Q / T treatment was performed by heating at 920 ° C. for 60 minutes, cooling with water, and then tempering at 430 to 530 for 30 minutes.
  • the A 1 A 3 transformation point of the two-phase region heat treatment was determined by the following equation.
  • a a (° C) 9 10-203 XC + 44.7 XS i-30 XMn-15.2 XN i-20 XC u-ll XC r + 31.5 XM o + 104 XV + 700 XP + 400 XA 1 + 400 XT i
  • the symbol of the element indicates the content (% by mass) of the element in steel.
  • the microstructure and ferrite fraction (volume ratio) were investigated by optical microscopy and SEM (scanning electron microscope) observation, and the tensile properties and expandability were also examined.
  • the results are shown in Tables 2, 3 and 4.
  • the tensile test was performed in accordance with the tensile test method specified in JISZ2241, and JIS12B specified in JISZ2211 was used as the test piece.
  • Expandability is evaluated by the expansion ratio (critical expansion ratio) that can expand without uneven deformation at the time of expansion.Specifically, the uneven thickness ratio after expansion exceeds the uneven thickness ratio before expansion + 5% No expansion rate.
  • the uneven thickness ratio is 22.5 ° at each cross section of the pipe. 16 were measured by an ultrasonic thickness gauge.
  • plugs 2 with various maximum outer diameters D1 larger than the inner diameter DO before expansion of steel pipe 1 are inserted into steel pipe 1 and mechanically pulled out in plug pullout direction 3.
  • the pipe expansion was performed by the wiping method that expands the diameter of the steel pipe, and the expansion ratio was determined from the average inner diameter before and after expansion.

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Abstract

圧延したまま、もしくは安価な非調質熱処理によって、引張強度（ＴＳ）６００ＭＰａ以上の高強度でありながら、拡管率３０％超の拡管加工に対し優れた拡管性を示す拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法を提供する。具体的な製品は、Ｃ：０．０１０％以上０．１０％未満、Ｓｉ：０．０５～１％、Ｍｎ：０．５～４％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．０１～０．０６％、Ｎ：０．００７％以下、Ｏ：０．００５％以下を含み、かつＮｂ、Ｍｏ、Ｃｒのうち１種または２種以上を、Ｎｂ：０．０１～０．２％、Ｍｏ：０．０５～０．５％、Ｃｒ：０．０５～１．５％の範囲内で、Ｍｎ＋０．９×Ｃｒ＋２．６×Ｍｏ≧２．０、および４×Ｃ−０．３×Ｓｉ＋Ｍｎ＋１．３×Ｃｒ＋１．５×Ｍｏ≦４．５を満足するように含むもの。好ましくは体積率で５％以上７０％以下のフェライトを含み、残部が実質的に低温変態相からなる鋼管組織とする。製造条件は、a:造管時の圧延終了温度８００℃以上、b:造管後のノルマ処理、c:造管後二相域に５分以上保持後空冷、のいずれか一または二以上を含むものである。

Description

明細書
拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法
技術分野
本発明は、 油井あるいはガス井 （以下、 単に 「油井」 と総称する。 ） に用いられる 継目無油井鋼管およびその製造方法に関する。 さらに詳しくは、 井戸の中にて拡管加 ェし、 ケーシングゃチュービングとしてそのまま使用することのできる引張強さ 60 OMP a以上、 降伏比 85%以下の拡管用継目無油井鋼管およびその製造方法に関す る。
背景技術
近年、 油井掘削の低コス ト化への要求から、 井戸中での押拡げ加工による拡管を用 いた工法が開発されてきた （例えば特許文献 1、 2参照） 。 以下、 この工法を拡管埋 設工法という。 この摅管埋設工法によれば、 坑井内においてケーシングを半径方向に 膨張させる。 従来の工法に比べ、 同一の坑井内径を確保する場合、 多段構造になった ケーシングのそれぞれの直径を小さくすることができる。 坑井上部の外層のケーシン グサイズも小さくすることができるため、 井戸の掘削にかかるコス トを削減できる。 かかる拡管埋設工法においては、 鋼管は、 拡管による加工を受けた状態のままで油 やガスの環境に曝されるため、 加工後に熱処理を加えることができず、 冷間での拡管 加工を受けたままでの耐食性が要求される。 この要求に応えるために、 特許文献 3に は、 質量0/。で、 C ： 0. 10〜 0. 45%、 S i ： 0. 1〜 1. 5 %、 Mn ： 0. 1 0〜 3. 0 %、 P ： 0. 03 %以下、 S ： 0. 01 %以下、 s o l . A 1 ： 0. 0 5%以下おょぴ N : 0. 01 0%以下を含有し、 残部は F eおよび不純物からなり、 さらに、 拡管加工前の鋼管の強度 （降伏強度 YS (MP a) ) と結晶粒径 （d ( μ m) ) とが、 式： I n (d) ≤- 0. 0067YS + 8. 09、 の関係を満たす、 拡 管加工後の耐食性に優れた拡管用油井鋼管、 および同鋼管において、 F eの一部に代 えて、 （A) 質量％で、 C r ： 0. 2〜 1. 5 %、 Mo ： 0. 1〜 0. 8 %、 V ： 0 005〜0. 2%の 1種または 2種以上、 （B) 質量％で、 T i ： 0. 005〜0. 05%、 Nb : 0. 005〜0. 03%の 1種または 2種、 （ C ) C a ： 0. 001 〜0. 00 5%、 の一または二以上を含有するとしたものが開示されている。
また、 特許文献 4には、 拡管により偏肉率が ¾大して圧潰強度が低下するのを抑制 するために、 拡管前の偏肉率 E 0 (%) を、 3 0/ (1 + 0. 0 1 8 ο 以下 （ただ し、 α (：拡管率） = (拡管後内径/拡管前内径一 1) X I 0 0) に制限すること、 また、 周方向の拡大量の差が長さ方向の収縮量の差に転化して鋼管が曲がるの抑制す るために、 偏芯偏肉 （1次偏肉） 率 （％) (- { (偏芯偏肉成分における最大肉厚一 同最小肉厚） /平均肉厚） X I 0 0) を 1 0 %以下に制限することが開示されている, 上記特許文献 3、 4では、 造管後の電縫鋼管や継目無鋼管に、 焼入れと焼戻し、 あ るいは 2回以上繰り返し焼入れ後焼戻しといった処理を施す製造方法を好適とし、 拡 管率 3 0%以下の範囲での実施例を開示している。
特許文献 1 ： 特表平 7— 5 6 7 6 1 0号公報
特許文献 2 ： 国際公開公報 WO 9 8/0 0 6 26号公報
特許文献 3 ： 特開 200 2— 2 6 6 0 5 5号公報
特許文献 4 : 特開 200 2— 34 9 1 7 7号公報 発明の開示
しかしながら、 さらなるコスト削減要求から、 拡管率が 3 0%を超えるような押拡 げ加工に耐えうる安価な鋼管の要求がある。 井戸内で鋼管の拡管率を従来の 3 0%よ りもさらに大きくすることができれば、 さらにケーシングサイズを小さくでき、 掘削 コス トをさらに削減できる。 この要求に応えるために、 本発明では、 特許文献 3、 4 に開示されたような焼入れと焼戻し （Q/T) 処理によらず、 圧延ままで、 もしくは より安価な熱処理である非調質タイプの熱処理 （ノルマ （焼ならし） 処理あるいは二 相域熱処理） によって、 引張強度 （T S) 6 0 OMP a以上の高強度でありながら、 拡管率 3 0%超の拡管加工に対し優れた拡管性を示す拡管用継目無油井鋼管およびそ の製造方法を提供することを目的とする。
ここで、 拡管性とは、 拡管時に不均一変形を生じないで拡管可能な限界拡管率で評 価することとし、 本発明中では具体的には、 拡管後の偏肉率が拡管前の偏肉率 + 5% を超えない拡管率とした。
拡管率 （％) = 〔 （拡管後の管の内径ー拡管前の管の内径） /拡管前の管の内径〕 X 100
偏肉率 （％) = 〔 （管の最大肉厚一管の最小肉厚） /管の平均肉厚〕 X I 00
拡管用鋼管に求められる主な特性は、 容易にすなわち低エネルギーで拡管でき、 ま た拡管時に髙拡管率の場合でも局部変形が起こりづらく均一に変形することである。 容易に拡管できるためには低 YR (YR ：降伏比 =降伏強度 Y S/引張強度 T S) で あることが好ましく、 また髙拡管率の場合でも均一変形するためには高均一伸ぴゃ高 加工硬化係数であることが好ましい。
発明者らはこれらの特性を達成するためには、 実質的に鋼管の組織がフェライ ト
(体積率 5 %以上） +低温変態相（ベイナイト、 マルテンサイト、 べィニティックフエ ライ トまたはこれら二以上の混合組織など）からなることが好ましいことを見いだし、 これらを実現するために種々の検討を行った。
まず、 パーライ トの形成抑制と髙靭性化のために C量を 0. 1%未満とし、 さらに 変態遅延型元素である Nbを添加して、 組織がフェライ ト +低温変態相となる Mn量 を検討した。 このとき、 鋼管を γ域からの空冷にて目的とする組織が得られることを 必須条件とし、 現在拡管用鋼管として使用が検討されている、 外径 4〃〜95/8"で肉 厚 5〜1 2mmのサイズを基準として、 このサイズ範囲での空冷速度であれば目的の 組織が得られることを想定した。 空冷時の環境にもよるが、 概ね 700°C〜400°C 間の平均冷却速度で 0. 2°C/sec〜 2°C/sec程度である。
その結果、 Mn ： 2〜4%でフェライ トを形成し、 かつパーライ トを形成せずに低 温変態相を形成することが明らかとなった。 また Nb添加に代えて、 同じ変態遅延型 の Moまたは C rを規定量添加しても同じ効果が得られることも判った。
さらに発明者らは詳細な研究を行った結果、 1^ 11量が0. 5%以上で、 かつ （1) 式または （3) 式を満たすように合金元素を添加することで、 パーライト形成が抑制 されることを明らかにした。 一方で、 合金元素を大量に添加した場合はフェライ ト組 織が形成されなくなるため、 フェライ ト組織を形成するためには （2) 式または (4) 式を満たす範囲内で添加する必要があることを明らかにした。 すなわち両式を 満足することにより、 フェライト +低温変態相の組織を形成し、 低 YRで高拡管の鋼 管を得ることができる。
Mn + O. 9 X C r + 2. 6 XMo≥ 2. 0 (1 )
4 X C- 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XMo≤ 4. 5 ·· ·· (2) Mn + O. 9 X C r + 2. 6 XMo + 0. 3 XN i + 0. 3 X C u≥ 2. 0
(3)
4 X C - 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XMo + 0. 3 X N i + 0. 6 XCu≤ 4. 5 …- (4)
ここで、 元素記号はぞの元素の鋼中含有量 （質量。 /。） を表す。
上記知見を基に開発した鋼では、 γ域からの空冷にて目的とするフェライト +低温 変態相が得られるが、 これらの鋼を（α/γ )二相域での保持後、 空冷を行なうことで、 より低 YR化することも判った。
二相組織化により拡管性が向上する理由の詳細は明らかではないが、 二相組織化す ることで加工硬化率が高くなり、 押拡げ加工では薄肉部がまず加工硬化により厚肉部 . と同等以上の変形強度となり、 続いて厚肉部の変形を促し、 加工率の均一化がはから . れたものと推察される。 一方、 Q/T材などの高 YR低加工硬化率の単相鋼では薄肉 部の変形が押拡げ加工と共に優先的に進行して、 早期に限界拡管率に達するものと推 察される。
本発明は、 これらの知見に基づいてなされたものである。 つまり、 従来技術におい て好適とされる Q/T処理をあえて用いずに、 圧延ままもしくは非調質タイプの熱処 理を請求項に示す合金成分鋼 （式を含む） に適用すると、 高強度でありながら容易に 拡管でき、 かつ髙拡管率が実現できることを見出して本発明に至っている。 そして、 これらの特性は、 このときの組織状態がフェライト +低温変態相となっていることに よる、 と推測するものである。
すなわち本発明は、 質量％で、 C ： 0. 0 1 0%以上0. 1 0%未満、 S i ： 0. 0 5〜 1 %、 Mn ： 0. 5〜4 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0 · 0 1 5 %以下、 A p T/jp2004/015751
1 : 0. 0 1〜 0. 0 6 %、 N : 0. 0 0 7 %以下、 0 : 0. 0 0 5 %以下を含み、 かつ N b、 Mo、 C rのうち 1種または 2種以上を、 N b ： 0. 0 1 ~ 0. 2 %、 M o : 0.，0 5〜0. 5%、 C r ： 0. 0 5 ~ 1. 5 %の範囲内で下記 （ 1 ) 、 （ 2 ) 式を満足するように含み、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる拡管用継目無油井 鋼管である。
Mn + 0. 9 X C r + 2. 6 XMo≥ 2. 0 ·· ·· (1)
4 X C - 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XMo≤ 4. 5 ·· ·· (2) ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。
本発明では、 前記 F eの一部に代えて、 N i ： 0. 0 5〜1 % - C u ： 0. 0 5〜 1 %、 V ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %、 T i ： 0. 0 0 5〜 0. 2 %. B ： 0. 0 0 0 5 〜0. 0 0 3 5 %、 C a ： 0. 00 1〜0. 00 5 %のうち 1種または 2種以上を含 むとしてもよい。
また、 本発明では、 前記 （1) 、 （2) 式に代えて下記 （3) 、 （4) 式としても よい。
記
Mn + 0. 9 X C r + 2. 6 XMo + 0. 3 XN i + 0. 3 X C u≥ 2. 0
(3)
4 X C - 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XM o + 0. 3 X N i + 0. 6 X C u≤ 4. 5 ·· ·· (4)
ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。
また、 本発明では、 鋼管の組織が体積率で 5 %以上 70%以下のフェライトを含み、 残部が実質的に低温変態相からなるものであることが好ましい。
ここで、 「実質的に」 とは、 体積率で 5%未満の第 3相 （フェライ トおょぴ低温変態 相以外の相） の存在を許容することを意味する。 第 3相としてはパーライ ト、 セメン タイ ト、 残留オーステナイ トなどが挙げられる。
また、 本発明は、 質量％で、 C ： 0. 0 1 0%以上0. 1 0%未満、 S i ： 0. 0 2004/015751
5〜 1 %、 Mil : 0. 5〜 4 %、 P : 0. 03 %以下、 S : 0 · 015。/。以下、 A 1 : 0. 01〜0. 06%、 N : 0. 007 %以下、 0 : 0. 005 %以下を含み、 かつ N b : 0. 0 1〜0. 2%、 Mo : 0. 05〜0. 50/0、 C r : 0. 05〜： L. 5%のうち 1種または 2種以上、
あるいはさらに、 N i ： 0. 05 ~ 1 %、 C u ： 0. 05〜 1 %、 V： 0 · 005〜 0. 2%、 T i : 0. 005 ~0. 2%、 B : 0. 0005〜0· 0035%、 C a ： 0. 001 ~ 0. 005 %のうち 1種または 2種以上を、
前記 （3) 、 （4) 式を満足するように含み、 残部 F eおよび不可避的不純物からな る鋼管素材を加熱し、 継目無鋼管製造工程 （==シームレス造管プロセス） により圧延 終了温度 800°C以上として造管すること、 あるいは継目無鋼管製造工程により造管 した後ノルマ処理することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法である。
また、 本発明は、 前記鋼管素材を加熱し、 継目無鋼管製造工程により造管した後、 最終熱処理として 点以上 A3点以下、 すなわち （α/γ) 二相域、 で 5分以上保持 し、 次いで空冷することを特徴とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法である。 図面の簡単な説明
図 1は、 拡管試験の態様を示す縦断面図である。
図 2 (a)、 図 2 (b)、 図 2 (c；)、 図 2 (d)は、 二相域熱処理の例を示すパターン図である c 図 1中の番号の意味は、 1は鋼管、 2はプラグ、 3·はプラグ引抜き方向を示す。 発明を実施するための最良の形態
まず、 鋼の組成を上記のように限定した理由を説明する。 組成成分の含有量は質 量％で表され、 ％と略記される。
C ： 0. 0 1 0 %以上 0. 10。/。未満
通常のシームレス造管プロセスにてフェライ ト +低温変態相の二相組織化を達成する には、 低 Cー髙 Mn— Nb系、 もしくは高 Mnの代わりに （3) 式を満たす合金元素- Nbの代わりに同様の変態遅延型元素 （C r、 Mo) を 1種以上添加した鋼である必 要があるが、 Cが 0. 10 %以上ではパーライ トが形成されやすく、 一方、 0. 01 0%未満では強度が不足するため、 Cは 0. 010%-以上0. 10%未満とする。
S i ： 0. 05〜 1 %
5 iは脱酸剤として添加され、 強度上昇にも寄与しうるが、 0. 05%未満では効果 が得られず、 一方、 1 %を超えて添加すると熱間加工性が著しく劣化するばかりカ YRが上昇して拡管性を低下させる。 よって S iは 0. 05〜1%とする。
Mn ： 0. 5〜4%
Mnは、 低温変態相の形成に重要で、 低 Cおよび変態遅延型元素 （Nb、 C r、 M o) の添加との複合下で、 単独では 2%以上、 もしくは （3) 式を満たすように他の 合金元素との複合添加では 0. 5%以上、 含有させることでフェライト +低温変態相 の二相組織化が達成される。 ただし、 4%超では偏析が多くなり靭性ゃ拡管性が低下 する。 よって Mnは 0. 5〜4%とする。
P ： 0. 03 %以下
Pは鋼中に不純物として含まれ、 粒界偏析しゃすい元素であり、 0. 03%を超えて 含有すると粒界強度を著しく低下させ靭性が低下する。 よって Pは 0. 03%以下に 規制する。 好ましくは 0. 015%以下である。
S ： 0. 0 1 5 %以下
Sは鋼中に不純物として含まれる元素で主に Mn系硫化物の介在物として存在する。 0. 01 5%を超えて含有すると粗大で伸展した介在物として存在し、 靭性ゃ拡管性 が著しく低下する。 よって Sは 0. 01 5 %以下に規制する。 好ましくは 0 · 00
6 %以下である。 また C aによる介在物の形態制御も有効である。
A 1 ： 0. 01〜0. 06%
A 1は脱酸剤として使用されるが、 0. 01 %未満では効果が小さく、 0. 06%を 超えて添加すると効果が飽和するばかり力、 アルミナ系介在物が増加して靭性ゃ拡管 性が低下する。 よって A 1は 0. 01~0. 06%とする。
N： 0. 007 %以下
Nは鋼中に不純物として含まれ、 A 1や T iなどの元素と結合して窒化物を形成する。 0. 007%を超えて含有すると粗大窒化物を形成して靱性ゃ拡管性が低下する。 よ つて Nは 0. ◦ 07 %以下に規制する。 好ましくは 0. 005 %以下である。
0 : 0. 005 %以下
Oは鋼中に介在物として存在する。. 0. 005 %を超えて含有すると介在物が凝集し て存在しやすくなり靭性ゃ拡管性が低下する。 よって Oは 0. 005 %以下に規制す る。 好ましくは 0. 003 %以下である。
以上の元素に加え、 Nb， Mo, C rの 1種または 2種以上を以下の範囲で添加す る。
Nb ： 0. 01〜0. 2%
Nbは、 パーライトの形成を抑制し、 低 Cおよび高 Mnとの複合下で低温変態相の形 成に寄与するほか、 炭窒化物の形成により高強度化に寄与する。 しかし、 0. 01% 未満では効果が得られず、 一方、 0. 2%を超えて添加しても効果が飽和するばかり 力、 フェライ トの形成も抑制してフェライ ト +低温変態相の二相組織化を阻害する。 よって Nbは 0. 0 1~0. 2%とする。
Mo ： 0. 05〜0. 5%
Moは、 固溶および炭化物を形成して常温および高温での強度を上昇させる効果があ るが、 0. 5%を超えるとその効果が飽和してくるばかり力 高価となるので 0. 5 %以下の範囲で添加しても良い。 なお強度上昇効果を発揮するためには 0. 05% 以上添加することが好ましい。 また Moは変態遅延型元素として、 パーライト形成を 抑える効果があり、 その効果を発揮するためには 0. 05 %以上添加することが好ま しい。
C r ： 0. 05〜： 1. 5%
C rは、 パーライ トの形成を抑制し、 フ ライ ト +低温変態相の二相組織化に寄与し、 また低温変態相の硬質化による高強度化に寄与する。 もっとも 0. 05%未満では効 果が得られず、 一方、 1. 5 %を超えて添加しても効果が飽和するばかりカ、 フェラ イトの形成も抑制して二相組織化を阻害する。 よって C rは 0. 05〜1. 5%とす る。 これら Nb, Mo , C rの 1種または 2種以上を含有し、 かつ 0. 1%未満の低 C 条件のもと、 パーライ ト形成を抑制する観点から前記 （3) 式を満足する必要があり また体積率 5〜70%のフェライト形成を促進する観点から前記 （4) 式を満足する 必要がある。
なお、 後述の N i、 Cuを添加しない場合は、 前記 （3) 式に代えて前記 （1) 式 を用い、 かつ前記 （4) 式に代えて前記 （2) 式を用いることとする。
以上の元素に加え、 必要に応じて以下の元素を添加してもよい。
N i ： 0. 05〜 1 %
N iは、 強度、 靭性、 耐食性を向上させるに有効な元素である。 また、 Cuを添加し た場合には圧延時の C u割れを防止するにも有効であるが、 高価である上、 過剰に添 加してもその効果が飽和するため 0 · 05〜 1 %の範囲が好ましい。 とくに C U割れ の観点からは、 Cu含有量 （％) X 0. 3以上添加するのが好ましい。
Cu ： 0. 05〜 1 %
Cuは、 強度、 耐食性を向上させるために添加するが、 その効果を発揮するには 0. 05%以上を超えて含有する必要があり、 一方、 1 %を超えると熱間脆化を引き起こ しゃすく、 また靭性も低下するので 0. 05〜1 %の範囲が好ましい。
V： 0. 005〜0. 2%
Vは、 炭窒化物を形成して組織の微細化と析出強化により強度を上昇する効果がある が、 0. 005 %未満ではその効果が不明瞭であり、 また、 0. 2%を超えて添加す ると効果が飽和し、 連铸割れ等の問題も引き起こすため、 0. 005〜0. 2%添加 しても良い。
T i ： 0. 005〜0. 2%
T iは、 強い窒化物形成元素であり、 N当量である （N%X48/14) 程度の添加 で N時効を抑制し、 また B添加がある場合は Bが鋼中 Nにより BNとして析出固定さ れ、 その効果が抑制されないように添加しても良い。 さらに添加することで微細な炭 化物を形成して強度を増加させる。 0. 005 %未満では効果はなく、 とくに （N% X 48/14) 以上添加するのが好ましい。 一方、 0. 2%を超えて添加すると、 粗 大な窒化物を形成しやすくなり靭性ゃ拡管性が劣化するため 0. 2%以下の範囲で添 加して良い。
B ： 0. 0005〜0. 0035 %
Bは、 粒界強化元素として粒界割れを抑制して靭性向上に寄与する。 その効果を発揮 するには 0, 0005 %以上が必要があり、 一方、 過剰に添加してもその効果は飽和 するばかり力、 フェライト変態を抑制するので 0. 0035 %を上限とする。
C a ： 0. 001〜0. 005 %
C aは、 介在物の形態を球状に制御することを目的に添加するが、 その効果を発揮す るには 0. 001%以上必要で、 0. 005 %を超えるとその効果は飽和するので、 0. 001〜0. 005 %の範囲で添加しても良い。
次に、 本発明における組織の好適範囲について説明する。
拡管性に有効な低 YRと均一伸びを確保するには、 鋼管の組織が、 実質的に軟質な フェライ ト相と硬質な低温変態相との二相組織であることが好ましく、 T S 600M P a以上を確保するために、 フェライトの体積率が 5%以上 70%以下、 残部が実質 的に低温変態相からなる組織であることが好ましい。 なお、 フェライト相分率が 5〜 50体積％であると、 特に良好な拡管性が得られるので、 さらに好ましく、 5~30 体積％がよりさらに好ましい。 また、 低温変態相には前述のようにべィニッティック フェライ ト （ァシキユラ一フェライ トと同義に用いる） も含まれるが、 このべィニッ ティックフェライ トは、 本発明の成分系では、 C< 0. 02 %でなければほとんど形 成されない。
次に、 製造方法について説明する。
上記した組成の溶鋼を、 転炉、 電気炉など公知の溶製方法にて溶製し、 連続铸造法、 造塊法等の公知の鎊造方法によりビレツトなどの鋼管素材とすることが好ましい。 な お、 連続鎳造法等によりスラブとし、 該スラブを圧延によりビレットとしても良い。 また、 介在物低減の観点から、 製鋼-錶造時に介在物の浮上処理や凝集抑制などの 低減対策をとることが好ましい。 また、 連続鍚造時の鍛圧ゃ均熱保持伊での加熱処理 により、 中心偏析の低減をはかっても良い。 P 雇画 15751 次いで、 得られた鋼管素材を加熱し、 通常のマンネスマン-プラグミル方式、 ある いはマンネスマン-マンドレルミル方式、 あるいは熱間押し出し方式で熱間加工造管 して、 所望の寸法の継目無鋼管とする。 このとき、 最終圧延を 8 00°C以上で終了し て加工歪を残さないことが、 低 YRや均一伸びの観点から好ましい。 冷却も通常の空 冷で良い。 なお、 本発明で規定された成分範囲では、 造管時に特殊な低温圧延や造管 後の急冷などを行わない限り、 フェライ トが形成され、 残部実質的に低温変態相とな り、 そのフェライ ト体積率は概ね 5〜 7 0 %になる。
また、 造管時に低温圧延や造管後の急冷など一般的でない造管工程に.より、 目標と する組織が得られなかった場合でも、 これにノルマ処理を行うことで目標とする組織 が得られる。 さらに、 造管時に圧延終了温度 8 0 0°C以上としても、 その工程上材料 特性に不均一や異方性を生じる場合があり、 これを必要に応じてノルマ処理しても良 い。 本発明の組成範囲ではノルマ処理後の組織は造管ままの組織とほぼ同様となるが、 造管時の材料特性の不均一や異方性が低減され、 より優れた拡管性を示す。 なお、 ノ ルマ処理の処理温度は Ac3以上の温度域において、 好ましくは 1 0 00°C以下、 より 好ましくは 9 5 0°C以下の範囲である。
また、 本発明ではより低 YRを実現するためには、 ノルマ処理に代えて、 最終的に (α/γ)二相域で保持後、 空冷しても良い。 本発明の組成範囲では、 ノルマ処理と同 様にフェライ ト +低温変態相の二相組織となるが、 フェライトがより低強度化してよ り低 YR化が促進される。 この効果を得るためには 5分以上の保持時間を必要とする。 またこの効果は、 二相域保持前の熱履歴には依存せず、 図 2 (a)、 図 2 (b)、 図 2 (c)、 図 2 (d)に示すような、 γ域への加熱から直接（α/γ)二相域に冷却したり、 焼入れ後 に二相域に加熱するなど、 結晶粒微細化効果を狙った熱処理などを加えても構わない。 ここで、 （α/γ) 二相域を決める A i点おょぴ Α3点は、 正確に測定することが好 ましいが、 簡易的に以下の式で代用してもよい。
A 3 (°C) = 9 1 0 - 20 3 X "C + 44. 7 X S i - 3 0 XMn - 1 5. 2 XN i - 2 0 XC u- l 1 X C r + 3 1. 5 XMo + l 04 XV+ 70 0 XP + 4 0 0 XA 1 + 400 X T i A1 (°C) = 7 2 3 + 2 9. l X S i— 1 0. 7 XMn - 1 6. 9 XN i + 1 6. 9 X C r
ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。 実施例
表 1に示す組成の鋼を真空溶解にて 1 00 k g鋼塊に铸造し、 熱間鍛造にてビレツ トとし、 モデルシームレス圧延機により熱間加工にて造管し、 外径 4 i n (1 0 1. 6 mm) X肉厚 3/8 i n ( 9. 5 2 5 mm) の継目無鋼管とした。 この時の圧延終 了温度を表 2、 表 3、 表 4に示す。
これらの鋼管の一部にノルマ処理、 二相域熱処理 （図 2 (a；)、 図 2 (b)、 図 2 (c)、 図 2 (d)) または Q/T処理の熱処理を行った。 ノルマ処理は、 8 9 0°Cで 1 0分加熱 した後、 空冷とした。 Q/T処理は、 9 20°Cに 6 0分加熱後、 水冷し、 これに 4 3 0〜 5 30でで 3 0分の焼戻し処理とした。
ここで二相域熱処理の A1 A3変態点は、 以下の式にて求めた。
A a (°C) = 9 1 0 - 20 3 X C + 44. 7 X S i - 3 0 XMn - 1 5. 2 XN i - 2 0 XC u- l l XC r + 3 1. 5 XM o + 1 04 XV+ 700 X P + 400 XA 1 + 400 X T i
At (°C) = 7 2 3 + 2 9. 1 X S i - 1 0. 7 XMn - 1 6. 9 XN i + 1 6. 9
X C r
ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。
それぞれの鋼管について、 光学顕微鏡および S EM (走查型電子顕微鏡） 観察によ り組織形態およびフェライ ト分率 （体積率） を調査し、 さらに引張特性、 拡管性を調 查した。 その結果を表 2、 表 3、 表 4に示す。 ここで、 引張試験は J I S Z 2 24 1に規定された引張試験方法に準じて試験し、 試験片は J I S Z 2 20 1に規定さ れた J I S 1 2 B号を用いた。 拡管性は、 拡管時に不均一変形を生じないで拡管可 能な拡管率 （限界拡管率） で評価し、 具体的には拡管後の偏肉率が拡管前の偏肉率 + 5%を超えない拡管率とした。 偏肉率は管の横断面につき、 それぞれ 2 2. 5° 間隔 の 1 6箇所を超音波肉厚計にて測定して求めた。 拡管試験は、 図 1に示すように鋼管 1内に鋼管 1の拡管前内径 D Oよりも大きい種々の最大外径 D 1をもつプラグ 2を装入 してプラグ引抜き方向 3に機械的に引抜くことで鋼管径が押拡げられる押拭げ加工方 法により行い、 拡管前後の平均内径より拡管率を求めた。
'表 2、 表 3、 表 4より、 本発明によれば、 限界拡管率が 4 0 %以上になる優れた拡 管性が得られることがわかる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 拡管率が 3 0 %を超える場合であっても拡管性に優れる T S 6 0 O M P a以上の鋼管を安価に供給できるようになる。
表 1
Figure imgf000016_0001
P 1 = Mn + 0 . 9 X C r + 2. 6 XM o + 0. 3 XN i + 0. 3 X C u
P 2 = 4 X C- 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XMo + 0 3 XN i + 0. 6 X C u ここで 、 7D¾Bじ号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す
PCT/JP2004/015751
表 2
鋼 圧延 α分率 引張特性 拡管刖 拡管後
の の 限界 鋼 終了
管 J o. 熱処理 実質組織形態 /体積 YS TS YR u-El El t 拡管率 備考
No. % / 偏肉率 5¾¾ 偏肉半
rc /ivxx a ivJLjra. 1O /A0 /%
/% /%
1 A 820 a +低温変態相 18 483 662 73 15 34 4.2 9.0 43 発明例 ノノレマ
2 A 820 a +低温変態相 20 464 653 71 16 35 3.9 8.4 45
処理 発明例
3 B 815 +低温変態相 11 596 852 70 14 32 2.8 7.7 50 発明例 ノノレマ
4 B 815 +低温変態相 12 574 844 68 15 34 2.9 7.5 53 発明例 処理
ノノレマ
5 B 730 +低温変態相 14 591 857 69 16 7.0 50
処理 33 2.1 発明例
5， B 820 二相域 I a +低温変態相 31 454 782 58 19 38 3.2 8.2 53 発明例
6 C 85S a +低温変態相 9 456 634 72 18 40 6.7 11.5 48 発明例 ノルマ
7 C 750 α +低温変態相 11 468 641 73 17 39 6.0 10.8 46
処理 発明例
8 D 845 a +低温変態相 22 519 721 72 15 37 4.0 8.8 50 発明例 ノルマ
9 D 730 a +低温変態相 17 543 734 74 15 36 7.7 12.3 50
処理 発明例
10 E 860 a +低温変態相 15 564 842 67 16 34 4.2 9.0 55 発明例 α ： フェライト、 YS :降伏強さ、 TS：引張強さ、 YH：降伏比、 u-El ： J 一伸び、 El：伸ぴ
表 3
Figure imgf000019_0001
： フェライト、 YS：降伏強さ、 TS：引張強さ、 YR： 伏比、 irEl： 一 び、 E1：
Figure imgf000020_0001

Claims

請求の範囲
1. 質量％で、 C ： 0. 0 1 0 %以上 0. 1 0。/。未満、 S i ： 0. 0 5〜 1 %、 M n ： 0. 5〜 4 %、 P ： 0. 03 %以下、 S ： 0. 0 1 5 %以下、 A 1 ： 0. 0 1 ~
0. 06%s N ： 0. 00 7 %以下、 0 : 0. 00 5 %以下を含み、
かつ Nb、 Mo、 C rのうち 1種または 2種以上を、 Nb : 0. 0 1〜0. 2%、 M o : 0. 05〜0. 5%、 C r ： 0. 0 5〜1. 5 %の範囲内で下記 （ 1 ) 、 （ 2 ) 式を満足するように含み、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる拡管用継目無油井 鋼管。
Mn + 0. 9 X C r + 2. 6 XMo≥ 2. 0 ·· ·· (1)
4 X C - 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XM o≤ 4. 5 (2) ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。
2. 前記 F eの一部に代えて、 N i ： 0. 0 5〜； 1 %、 C u ： 0. 0 5 ~ 1 %、 V ： 0. 00 5 ~ 0. 2%、 T i : 0. 00 5〜0· 2%、 Β : 0. 0 00 5〜0 · 00 3 5%、 C a ： 0. 0 0 1〜0. 00 5 %のうち 1種または 2種以上を含むとし た請求項 1記載の拡管用継目無油井鋼管。
3. 前記 （1) 、 （2) 式に代えて下記 （3) 、 (4) 式とした請求項 1または 2 に記載の拡管用継目無油井鋼管。
記
Mn + 0. 9 X C r + 2. 6 XM o + 0. 3 XN i + 0. 3 X C u≥ 2. 0 ·· ··
(3)
4 X C - 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XMo + 0. 3 X N i + 0. 6 XCu≤ 4. 5 ·· ·· (4)
ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。 4. 鋼管の組織が体積率で 5%以上 70%以下のフェライ トを含み、 残部が実質的 に低温変態相からなるものであることを特徴とする請求項 1〜 3のいずれかに記載の 拡管用継目無油井鋼管。
5. 質量％で、 C ： 0. 0 1 0 %以上 0. 1 0 %未満、 S i ： 0. 0 5〜 1 %、 M n ： 0. 5〜4%、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 1 5 %以下、 A 1 ： 0. 0 1〜 0. 0 6 %、 N： 0. 00 7 %以下、 0 : 0. 005 %以下を含み、
かつ N b ： 0. 0 1〜0. 2%、 Mo : 0. 0 5 ~ 0. 5%、 C r : 0. 0 5〜1.
5%のうち 1種または 2種以上、
あるいはさらに、 N i ： 0. 0 5〜 1 %、 C u ： 0. 0 5〜： 1 %、 V： 0. 00 5 ~ 0. 2 %、 T i ： 0. 0 0 5 ~ 0. 2 %、 B ： 0. 0 00 5〜 0. 0 0 3 5 %、 C a ： 0. 00 1〜0. 00 5 %のうち 1種または 2種以上を、
下記 （3) 、 (4) 式を満足するように含み、 残部 F eおよび不可避的不純物からな る
鋼管素材を加熱し、 継目無鋼管製造工程により圧延終了温度 8 0 0°C以上として造管 すること、 あるいは継目無鋼管製造工程により造管した後ノルマ処理することを特徴 とする拡管用継目無油井鋼管の製造方法。
記
Mn + 0. 9 X C r + 2. 6 XM o + 0. 3 XN i + 0. 3 X C u≥ 2. 0 ·· ·· (3) .
4 X C - 0. 3 X S i +Mn + 1. 3 X C r + 1. 5 XM o + 0. 3 XN i + 0. 6 X C ≤ 4. 5 …- (4)
ここで、 元素記号はその元素の鋼中含有量 （質量％) を表す。
6. 請求項 5記載の鋼管素材を加熱し、 継目無鋼管製造工程により造管した後、 最 終熱処理として 点以上 A3点以下で 5分以上保持し、 次いで空冷することを特徴と する拡管用継目無油井鋼管の製造方法。
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