WO2007013503A1 - 継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents

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less
seamless steel
toughness
temperature
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Yuji Arai
Kunio Kondo
Nobuyuki Hisamune
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt

Definitions

  • the present invention relates to a seamless steel pipe excellent in strength, toughness, and weldability, in particular, a thick high-strength seamless steel pipe suitable for use in a submarine flow line and a method for producing the same.
  • Thick wall means a wall thickness of 25mm or more.
  • high strength means strength of X70 or higher as defined by API (American Petroleum Institute), specifically X70 (yield strength of 483 MPa or higher), X80 (yield strength of 551 MPa or higher), X90 (yield strength of 620 MPa or higher). , X100 (yield strength 689 MPa or more), X120 (yield strength 827 MPa or more).
  • the flow line laid in the deep sea is subjected to high internal fluid pressure with deep formation pressure inside, and is also affected by repeated sea wave distortion and deep sea water pressure when operation is stopped. . Therefore, as a steel pipe for the above flow line, a thick steel pipe having high strength and high toughness is desired in consideration of not only strength but also collagen and metal fatigue.
  • seamless steel pipes with high strength and high toughness are produced by punching a billet heated to a high temperature with a piercing and rolling machine, rolling and stretching it, and forming it into a product pipe shape, followed by heat treatment. Has been manufactured. This manufacturing process provides the steel pipe with high strength, high toughness and weldability.
  • in-line heat treatment that is, heat treatment in a pipe manufacturing line
  • in-line heat treatment that is, heat treatment in a pipe manufacturing line
  • a process of quenching has been introduced without cooling the tube to room temperature after pipe forming. Energy saving and efficiency of manufacturing process can be achieved, and manufacturing cost can be reduced. It is supposed to be.
  • Patent Document 1 a reheating furnace is used after finish rolling to adjust the time from finish rolling to reheating furnace charging, and the steel pipe temperature is once lowered (A A technique for miniaturizing crystal grains by making the transformation point -ioo ° c) is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses an invention of a method for manufacturing a steel pipe having good performance even when crystal grains are relatively large by adjusting the component composition, particularly the contents of Ti and S. Yes.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2001-240913
  • Patent Document 2 JP 2000-104117 A
  • the present invention has been made against the background of the above-described circumstances, and the object thereof is a steel pipe having a particularly large thickness, which has high strength, stable toughness, and excellent corrosion resistance. It is an object to provide a seamless steel pipe suitable for use, an as-quenched seamless steel pipe suitable as a raw material for producing the seamless steel pipe, and a method for producing the same. Means for solving the problem
  • the structure of the as-quenched steel pipe contains some ferrite mainly composed of upper bainite.
  • upper bainite structure former austenite grain boundary, knot boundary, block boundary, between laths
  • cementite or “mixed structure of residual austenite and martensite” hereinafter referred to as MA)
  • MA mixed structure of residual austenite and martensite
  • the MA of the as-quenched steel pipe is 20% or less, preferably 10% or less, in terms of volume ratio in the entire structure constituting the steel. Preferably it should be 7% or less.
  • the amount of retained austenite in MA is preferably 10% or less, more preferably 7% or less, and even more preferably 5% or less, based on the total structure of the steel.
  • an alloy element such as Veg Mn, Cr, Mo, etc., which is mainly composed of the upper bainite structure is added for high strength, and C is used for reducing MA. If the addition amount of Si and Si is kept low and the addition amount of Ti is appropriate, the toughness after tempering becomes good. In addition, the balance between strength and toughness after tempering becomes extremely good by adding appropriate amounts of trace strengthening elements such as Ca, Mg and REM and precipitation strengthening elements such as Cu and V.
  • the inventor of the present invention uses a billet as a raw material as it is after hot pipe making or above the Ac transformation point. After holding in the set reheating furnace, the temperature of the steel pipe is not reduced below the Ar transformation point.
  • the reason why MA is produced in large quantities is considered as follows. That is, during quenching cooling, the austenite single phase is transformed into ferrite, bainite, and martensite. At that time, when the cooling rate decreases and passes through the high temperature region for a long period of time, the ferrite phase and the bainitic structure discharged C are diffused and concentrated to untransformed austenite. The concentrated austenite containing C changes to high V, martensite and bainite after the final transformation, or becomes high retained C and retained austenite.
  • the volume fraction of the polygonal ferrite phase during quenching is set to 20% or less, and the volume fraction of MA is 10% or less, preferably 7% or less, more preferably 5%.
  • the toughness of the steel pipe after tempering could be improved.
  • volume ratio of MA corrodes the observation surface by the repeller method, and using an optical microscope, observe 10 fields at an arbitrary magnification of 1000 x 50 x 50 m as one field, and perform image processing. The area ratio was calculated and calculated. The area ratio of MA was the average value of 10 fields of view. The volume fraction of the polygonal ferrite phase was determined by the same observation, photographing and image analysis as described above with the observation surface corroded by nital corrosion.
  • the C content is limited to 0.08% or less. More preferred is 0.06% or less, and even more preferred is 0.04% or less. Furthermore, the upper limit of Si is made 0.25% or less. The more preferable content of Si is 0.15% or less, and the most preferable content is 0.10% or less.
  • N which exhibits the same behavior as C, is unavoidably present in steel, and is thus fixed as a nitride by adding Ti. Since this amount of Ti in this case, the the effect of fixing the too small N small sag too much and nitrides become coarse, resulting uneven precipitation of carbides, 0.002 to 0.02 0 / 0 force is appropriate. In addition, more preferably of Ti content! / ⁇ range ⁇ or 0.002 to 0.015%, further [this preference! / ⁇ range ⁇ or 0.004 to 0. Is a 015 0/0.
  • ⁇ and S which adversely affect toughness, each set an upper limit.
  • the contents of Mn, Cr, Ni, Mo and Cu need to be adjusted according to the target strength in consideration of toughness and weldability.
  • Add A1 and Ca necessary for deoxidation.
  • Mg and REM can be selected and added to secure the pitting characteristics and toughness can be improved.
  • Nb is not added, and the upper limit as an impurity needs to be less than 0.005%.
  • V is not added, or even if added, the content must be 0.08% or less.
  • B may be selectively added to sufficiently enhance the hardenability.
  • a preferable cooling rate at the time of quenching is 5 ° CZs or more in terms of an average cooling rate until the temperature of the steel pipe is lowered from 800 ° C to 500 ° C. More preferred is 10 ° CZs or more, and more preferred is 20 ° CZs or more.
  • the end temperature of forced cooling shall be 200 ° C or less at the center of the thick section of the steel pipe. More preferred is 100 ° C or lower, and further preferred is 50 ° C or lower. The lower the water temperature for water quenching, the better the temperature is 50 ° C or less.
  • a preferable temperature range of the tempering heat treatment is 600 ° C. or more and the Ac transformation point or less, and more preferably 650 ° C. or more and the Ac transformation point or less.
  • quenching is performed.
  • a method for producing a seamless steel pipe characterized by performing tempering at a temperature in the range of 550 ° C to an Ac transformation point after quenching in the production method according to (6).
  • the seamless steel pipes from (1) to (5) are as-quenched, and (6) is a method for manufacturing the steel pipe.
  • (7) is a method of manufacturing a product steel pipe characterized by tempering performed following the quenching of the manufacturing method of (6).
  • the steel pipe subjected to quenching and tempering has a wall thickness of 25 mm or more and a yield strength of 83 MPa or more.
  • Such a seamless steel pipe is a high-strength thick-walled seamless steel pipe for line pipes. Very suitable.
  • C is an important element for ensuring the strength of steel. Increase hardenability with thick materials To obtain strength of X70 or higher, 0.03% or more is required. On the other hand, if it exceeds 0.08%, the toughness decreases, so 0.03 to 0.06% was set. A more preferable content range of C is 0.03% to 0.07%, and a more preferable content range is 0.03% to 0.06%.
  • Mn needs to be added in a relatively large amount in order to enhance hardenability and strengthen even thick-walled materials to the center, while at the same time increasing toughness. If the Mn content is less than 0.3%, these effects cannot be obtained. If the Mn content exceeds 2.5%, the toughness deteriorates. Therefore, the content is set to 0.3 to 2.5%.
  • A1 is added as a deoxidizer in steelmaking.
  • Cr is an element that improves the hardenability and improves the strength of the steel with a thick-walled material. The effect is remarkable when the content is 0.02% or more. However, if added in excess, the toughness is lowered, so the upper limit of the content was set to 1.0%.
  • Ni is an element that improves the hardenability of the steel and improves the strength of the thick-walled material. The effect becomes remarkable when the content is 0.02% or more. However, Ni is an expensive element, and its effect is saturated when added in excess, so the upper limit was made 1.0%.
  • Mo is an element that improves the strength of steel by transformation strengthening and solid solution strengthening. The effect becomes remarkable when the content is 0.02% or more. However, if the Mo content becomes excessive, the toughness decreases, so the upper limit was made 0.8% or less.
  • Ti combines with N in the steel to produce TiN, and coarsening of austenite grains during hot pipe making Suppress.
  • the content In order to obtain such an action of Ti, the content must be 0.004% or more.
  • Ti content exceeds 0.010%, Ti concentrates due to solidification, and Ti N is generated during solidification, which begins to grow at a high temperature and coarsens, which adversely affects toughness. For this reason, the Ti content is set to 0.004% to 0.001%.
  • a preferable range of Ti content is 0.006 to 0.001%.
  • N is inevitably present in the steel and forms a nitride by combining with Al, Ti, etc. If N is present in a large amount, it will cause coarsening of nitrides and adversely affect toughness. On the other hand, if the N content is less than 0.002%, the amount of nitride is too small and the effect of suppressing the coarsening of austenite grains during hot pipe production cannot be obtained. Therefore, the N content is 0.002-0.008%. A more preferable range of the N content is 0.004 to 0.007%.
  • Ca is added as a deoxidizer in steelmaking and for the purpose of improving the stagnation characteristics by suppressing nozzle clogging during squeezing.
  • Si is suppressed to be low in order to suppress MA, so Ca is required to sufficiently perform deoxidation, and the content thereof should be 0.0005% or more. Is required.
  • the content exceeds 0.005%, if the above effect is saturated and no further effect is exerted, inclusions that are not force will be easily clustered and the toughness will be reduced, so the upper limit is set to 0. 005%.
  • V is added as necessary.
  • V is an element that determines the content based on a balance between strength and toughness. When sufficient strength can be obtained with other alloy elements, the addition of no additive provides better toughness. When added as a strength improving element, the content is preferably 0.02% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.08%, the toughness is significantly reduced. Therefore, when adding calories, the upper limit of the content is set to 0.08%.
  • Cu is also a component added as necessary.
  • Cu has the effect of improving the resistance to hydrogen-induced cracking (HIC resistance), so it can be added to improve the HIC resistance.
  • a desirable content for exhibiting the effect of improving HIC resistance is 0.02% or more.
  • the content exceeds 1.0%, the effect is saturated, so when added, the upper limit of the content is 1.0%.
  • Addition of Mg and REM is not essential. These have the effect of improving toughness and corrosion resistance by controlling the form of the inclusions, and suppressing clogging of the nozzles at the time of stagnation to improve the stagnation characteristics. To do.
  • the content is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit is set to 0.005%.
  • REM is a general term for 17 elements including Y and Sc added to 15 elements from La of atomic number 57 to Lu of 71, and the above content is the content of each of these elements or Total content.
  • Si 0.25% or less
  • Si acts as a deoxidizer in steelmaking. It is an element that greatly reduces the toughness of thick-walled materials while exerting a strong force. If the content exceeds 0.25%, a large amount of MA is formed and the toughness decreases, so the content should be 0.25% or less. When the content is 0.15% or less, the toughness is further improved. When the content is controlled to less than 0.1%, the toughness is further improved. When Si is limited to less than 0.05%, extremely good toughness can be obtained.
  • P is an impurity element that lowers toughness, and is preferably reduced as much as possible. Contains If the amount exceeds 0.05%, the toughness is remarkably lowered, so the upper limit is made 0.05%, but 0.02% or less is preferable, and 0.01% or less is more preferable.
  • the toughness is remarkably lowered, so the force S for setting the upper limit to 0.005%, 0.003% or less is preferable, and 0.001% or less is more preferable.
  • Nb less than 0.005%
  • Nb carbonitride precipitates non-uniformly and the strength variation increases, so it is better not to add Nb.
  • the volume ratio of polygonal ferrite is 20% or less
  • MA mixture of martensite and residual austenite
  • the remainder is the bainitic structure.
  • steel is refined with a converter or the like so as to have the above composition and solidified to obtain a piece as a raw material.
  • a manufacturing process it is ideal to continuously produce a round billet shape.
  • a continuous production method is used to form a square billet as an ingot and then into a round billet. You can also take a session.
  • the faster the cooling rate of the shards during squeezing the better the fine dispersion of TiN and the better the toughness of the product.
  • the round billet is reheated to a temperature at which hot working is possible, and drilling, stretching and shaped rolling are performed.
  • the reheating temperature is less than 1150 ° C, the hot deformation resistance increases and the generation of soot increases, so 1150 ° C or more is necessary.
  • the heating temperature exceeds 1280 ° C, the heating fuel intensity will be too large, the scale loss will increase, the yield will decrease, and the life of the heating furnace will be shortened. Is desirable.
  • the heating temperature is low, but heating at 1200 ° C. or lower is preferable.
  • An example of a method of pipe making by hot rolling is the Mannesmann mandrel mill pipe making method, and further a method of forming by stretch rolling. If the end temperature of pipe making is equal to or higher than the Ar transformation point, which is the temperature range of the austenite single phase, quenching can be performed immediately after pipe making.
  • Austenite single phase can be obtained by carrying out heat supplementation at 3 transformation points or higher.
  • the heat supplement condition is Ac
  • the required cooling rate is an average cooling rate from 800 ° C to 500 ° C and is 5 ° CZ seconds or more. More preferred is 10 ° CZ seconds or more, and further more preferred is 15 ° CZ seconds or more. [0072]
  • the cooling rate is a change over time of the temperature drop at the center of the wall thickness of the steel pipe, and may be measured by a thermocouple welded to the part, or may be estimated from a combination of heat transfer calculation and measurement. ! J
  • the end temperature of forced cooling is important in addition to the cooling rate. It is important to cool down the forced cooling end temperature to the lowest possible temperature of 200 ° C or less by using steel with adjusted chemical composition. Preferable is forced cooling to 100 ° C or lower, more preferable to 50 ° C or lower. As a result, the formation of partially strengthened transformation strengthened structure and retained austenite can be prevented, and the toughness is greatly improved.
  • the holding time at the tempering temperature should be determined appropriately, and is usually set to about 10 to 120 minutes.
  • the preferable tempering temperature is from 600 ° C to the Ac transformation point. The higher the temperature, the easier the MA decomposes into cementite, and the toughness improves.
  • the steel pipe was cooled under the quenching conditions shown in Table 2. In other words, immediately after pipe making, it was charged into a reheating furnace, soaked, and then cooled.
  • the average cooling rate shown in Table 2 was determined as follows. In other words, a hole is drilled from the outer surface in the center in the longitudinal direction of the steel pipe, a thermocouple is welded to the center of the wall thickness, the temperature change is measured in the range of 800 to 500 ° C, and cooling in this temperature range is performed. The average speed was determined.
  • the above hardened steel pipe is divided into two equal parts perpendicular to the longitudinal direction, and a small piece (10 mm square cube) for investigating the metal structure is sampled at the center of the wall thickness of the cut surface, and the nital corrosion or Perform a repeller corrosion, observe with a scanning electron microscope, take 10 fields of view at a magnification of 1000x with 50 X 50 / zm as one field of view, and use polygon analysis using image analysis software
  • the area ratios of the respective structures of ferrite and MA were obtained and used as volume ratios (unit:%).
  • the volume fraction of the bainite structure is a value obtained by subtracting the total volume fraction of polygonal ferrite and MA from 100%.
  • Table 3 and Table 4 show the particle size number, polygonal ferrite and volume fraction of MA specified in JIS G0551 (1998).
  • tempering was performed under the conditions shown in Table 2 using one of the cut steel pipes.
  • a JIS No. 12 tensile specimen was taken from the tempered product steel pipe, and the tensile strength (TS) and yield strength (YS) were measured.
  • the tensile test was performed in accordance with Z2241 of IS.
  • the impact test piece was tested in accordance with JIS Z2202 No. 4 test piece by collecting a longitudinal force at the center of the thickness of a 1 Omm x 10 mm, 2 mm mV notch test piece.
  • test numbers 11 to 14 and 30 to 33 are comparative examples using steel that does not satisfy the alloy composition range defined in the present invention, and the toughness after tempering is poor, thick and high. Strength Not applicable to applications that require high toughness.
  • Test Nos. 18, 19, 37, and 38 use steel that satisfies the alloy composition range specified in the present invention, but the manufacturing conditions are out of the range specified in the present invention.
  • the toughness is high due to the large amount of MA, and these are not applicable to applications that require thick, high strength and high toughness.
  • the chemical composition of the seamless steel pipe and the manufacturing method thereof of the present invention it is possible to manufacture seamless steel pipes for submarine flow lines with high strength and toughness with a yield stress of 483 MPa or more, especially with thick steel pipes.
  • the present invention is an invention that makes it possible to provide seamless steel pipes that can be laid in the harsh deep sea, and that greatly contributes to the stable supply of energy in the world.

Abstract

【課題】高強度と安定した靱性と優れた耐食性とを備え、海底フローライン用に適した継目無鋼管およびその製造方法を提供する。 【解決手段】Ｃ：０．０３～０．０８％、Ｍｎ：０．３～２．５％、Ａｌ：０．００１～０．１０％、Ｃｒ：０．０２～１．０％、Ｎｉ：０．０２～１．０％、Ｍｏ：０．０２～０．８％、Ｔｉ：０．００４～０．０１０％、Ｎ：０．００２～０．００８％、Ｃａ：０．０００５～０．００５％、Ｖ：０～０．０８％、Ｃｕ：０～１．０％で、残部がＦｅおよび不純物からなり、不純物としてのＳｉが０．２５％以下、Ｐが０．０５％以下、Ｓが０．００５％以下、Ｎｂが０．００５％未満、Ｂが０．０００３％未満であり、ポリゴナルフェライトが２０体積％以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織が１０体積％以下で、残部がベイナイトである組織を有する焼入れのままの継目無鋼管、およびその鋼管を焼戻しした高強度厚肉継目無鋼管。Ｂは０．０００３～０．００１％でもよい。また、ＭｇとＲＥＭの１種以上を含んでもよい。製造方法は、焼入れの冷却速度を特徴とする。        

Description

明 細 書
継目無鋼管およびその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、強度、靱性、溶接性に優れた継目無鋼管、特に海底フローライン用とし て好適な厚肉高強度継目無鋼管とその製造方法に関する。厚肉とは、肉厚 25mm 以上を意味する。また、高強度とは、 API (米国石油協会）に規定される X70以上の 強度、具体的には、 X70 (降伏強度 483MPa以上）、 X80 (降伏強度 551MPa以上 )、 X90 (降伏強度 620MPa以上）、 X100 (降伏強度 689MPa以上）、 X120 (降伏 強度 827MPa以上）の強度を意味する。
背景技術
[0002] 近年、陸上や浅海に位置する油田の石油、ガス資源が枯渴しつつあり、深海の海 底油田の開発が活発になっている。深海油田では、海底に設置された油井、ガス井 の坑口から、洋上のプラットホームまでフローラインやライザ一を用いて原油やガスを 輸送する必要がある。
[0003] 深海に敷設されたフローラインは、その内部には深い地層圧が加わった高圧の内 部流体圧がかかり、また、波浪による繰り返し歪みと、操業停止時には深海の海水圧 の影響を受ける。従って、上記のフローライン用の鋼管としては、強度だけでなくコラ ブスや金属疲労を考慮して、高強度で高靱性の厚肉の鋼管が望まれている。
[0004] 高強度、高靱性継目無鋼管は、従来、高温に加熱されたビレットを穿孔圧延機で 穿孔した後、圧延、延伸して、製品のパイプ形状に成形し、その後、熱処理を施して 製造されてきた。この製造工程によって、鋼管に高強度、高靱性および溶接性を具 備さ ·¾：るのである。
[0005] しかしながら、近年、省エネルギーや省プロセスの観点から、インラインでの熱処理 、即ち、製管ライン内での熱処理、を適用し、製造プロセスの簡素化が検討されてい る。特に、熱間加工された後に素材が保有する熱を有効利用することに着目して、製 管後に管を室温まで冷却せずに、焼入するプロセスが導入されており、それによつて 大幅な省エネルギーと製造プロセスの効率ィ匕が図れ、製造コストの削減効果が得ら れるようになっている。
[0006] 仕上圧延後に直接焼入するインライン熱処理プロセスを採用するようになると、圧 延後、ー且室温まで冷却されず、変態と逆変態のプロセスを経ないので、結晶粒径 が粗大になりやすぐ優れた靱性および耐食性の確保が簡単ではないという問題が 生じている。このような問題に対応するため、仕上圧延された鋼管の結晶粒を微細に する技術や、結晶粒がそれ程小さくなくても靱性ゃ耐食性が確保できる技術が提案 されている。
[0007] 例えば、特許文献 1には、仕上圧延後に再加熱炉を用いて、仕上圧延から再加熱 炉装入までの時間を調整し、再加熱炉装入前に鋼管温度を一旦低温 (A 変態点 -ioo°c)にすることによって、結晶粒の微細化を図る技術が開示されている。
[0008] また、特許文献 2には、成分組成、特に Tiと Sの含有量を調整して、結晶粒が比較 的大きくても、良好な性能を有する鋼管の製造方法の発明が開示されている。
[0009] 特許文献 1 :特開 2001— 240913号公報
特許文献 2：特開 2000— 104117号公報
[0010] 近年、大深度海底油田の開発が活発化して、高強度で厚肉の鋼管の需要が増加 している。しかし、上記の特許文献に開示された技術では、鋼管に十分な性能を持 たせることが困難である。例えば、本発明が対象とする厚肉鋼管になると、仕上圧延 の温度が高温になり、焼入れ炉装入前の鋼管の温度が低温 (Ac変態点 100°C) になるまでに長時間を要し、生産能率が大きく低下する。従って、特許文献 1に開示 される方法は、厚肉材には適用が困難である。また、厚肉材ではインライン熱処理時 の冷却速度が小さくなるので、特許文献 2に開示される組成の鋼でも、靱性が低下す るという問題がある。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0011] 本発明は、上記の事情を背景としてなされたものであり、その目的は、特に肉厚の 大きい鋼管であって、高強度と安定した靱性と優れた耐食性とを備え、海底フローラ イン用に適した継目無鋼管、およびその継目無鋼管を製造する素材として好適な焼 入れのままの継目無鋼管、ならびにそれらの製造方法を提供することにある。 課題を解決するための手段
[0012] 本発明者は、まず、厚肉の高強度継目無鋼管の靱性が支配される因子を鋭意解 祈した。その結果、次の（1)〜（6)に列記した新知見を得て、 25mm以上の肉厚で、 かつ X70級以上の高強度と高靭性を有するラインパイプ用継目無鋼管を、インライン 熱処理と 、う低コストで能率の高 、プロセスで製造できることを確認した。
[0013] (1) 25mm以上の厚肉継目無鋼管の焼入れ焼戻し後の靭性が、焼入れの条件に よって変化すること。すなわち、焼入れのままの組織が、焼戻し後の靭性を支配して いる。
[0014] (2)焼入れたままの鋼管の組織は、上部べイナイトを主体として若干のフェライトを 含んでいる。しかし、その上部べイナイト組織の界面（旧オーステナイト粒界、ノ ケット の境界、ブロックの境界、ラス間）には、セメンタイトまたは「残留オーステナイトとマル テンサイトの混合組織」（以下、これを MAと記す)が針状や粒状で存在する。
[0015] (3)焼入れたままの鋼管の上部べイナイト組織の界面に MAが多いと、 MAとその 周りの母相との硬度差が大きいため、その部位は脆ィ匕しており、たとえ焼戻しを施し た後でも靭性が劣る。
[0016] (4)焼戻し後の靭性を良好にするためには、焼入れたままの鋼管の MAを、鋼を構 成する全組織中の体積率で 20%以下、好ましくは 10%以下、さらに好ましくは 7% 以下にする必要がある。また、 MA中の残留オーステナイト量を、鋼を構成する全組 織中の 10%以下にするのが好ましぐより好ましくは 7%以下、さらに好ましくは 5% 以下にするのがよい。
[0017] (5)合金の化学組成としては、高強度とするために上部べイナイト組織主体にする ベぐ Mn、 Cr、 Mo等の合金元素を添加し、また、 MAを少なくするために Cおよび S iの添加量を低く抑え、 Tiの添加を適量とすると、焼戻し後の靭性が良好になる。さら に、 Ca、 Mg、 REMといった微量元素、 Cu、 Vといった析出強化元素を適量添カロす ることにより、焼戻し後の強度と靭性のバランスが極めて良好になる。
(6) MAを上記のように低減した焼入れのままの鋼管に、 550°C以上で Ac変態点以 下の温度域で焼戻しを施すと、良好な靭性が安定して得られる。
[0018] 本発明者は、素材となるビレットを熱間製管後そのまま、または Ac変態点以上に 設定された補熱炉に保持した後に、鋼管の温度が Ar変態点を下回らないうちに焼
3
入れを実施し、その後、焼戻しを実施するインライン熱処理プロセスによって、厚肉で 高強度の継目無鋼管を製造する場合にぉ 、て、靭性を高める方法にっ 、て検討を 行った。その結果、次のことが明らかになった。
[0019] 同一の熱処理設備を使用して処理しても、厚肉材になると、強度ー靭性のバランス が悪化する。さらに注目すべきことに、焼入れの条件の違いによって、その後の焼戻 し条件が同一であっても、靭性に違いが出ることが判明した。
[0020] そこで、焼入れのままの組織力、焼戻し後の靭性を支配しているとの仮説を立て、 靭性が不良であった鋼管の製造プロセスを途中まで再現し、焼入れのままの鋼管を 採取し、その鋼管の肉厚方向中央部の金属組織を、透過型電子顕微鏡を用いて詳 細に観察した。
[0021] その結果、上部べイナイトの界面（旧オーステナイト粒界、ベイナイトパケット境界、 ベイナイトブロック界面、ベイナイトラス間）に粗大な MAが多量に生成していた。なお 、 MA中に残留オーステナイトが存在することを、回折パターンを解析することで確認 した。
[0022] 一方、靭性が良好であった鋼管についても同様に、焼入れのままの鋼管を採取し、 観察を実施した結果、 MA量が明らかに少ないことを確認した。また、同時に強度を 十分に高くするためには、ポリゴナルフェライト相は抑制されて 、なければならな 、こ とも判明した。
[0023] MAが多量に生成する原因は、次のように考えられる。すなわち、焼入れの冷却時 にはオーステナイト単相からフェライトやべイナイトやマルテンサイトに順次変態する。 その際、冷却速度が低下し、高温域をある程度長い時間かけて通過すると、フェライ ト相やべイナイト組織力 排出された Cは、拡散が進行して未変態のオーステナイト に濃縮する。その濃縮された Cを含むオーステナイトは、最終変態後に C含有量が高 V、マルテンサイトやべイナイトに変化したり、 C含有量の高 、残留オーステナイトにな る。
[0024] 特に厚肉材では冷却速度が低下するので、 MAが生成しやすい状況にある。従つ て、 MAの生成を少なくするには、冷却速度を可能な限り大きくし、さらになるべく低 温まで強制冷却するのがよ 、。
[0025] し力しながら、厚肉鋼管の場合、冷却速度に限界が生じるので、厚肉材の冷却速 度でも、均一な組織とする技術を探求した。その結果、濃縮する元素、すなわちじの 含有量を低減するとともに、 Siを低減することで、焼入れ時のセメンタイトの析出を促 し、 Cのオーステナイト相への濃縮を抑えることができることを見出した。
[0026] 以上のような知見に基づき、焼入れ時のポリゴナルフェライト相の体積率を 20%以 下とした上で、 MAの体積率を 10%以下、好ましくは 7%以下、さらに好ましくは 5% 以下に限定することで、焼戻し後の鋼管の靭性を改善することができた。
[0027] なお、 MAの体積率は、レペラ一法により観察面を腐食し、光学顕微鏡を用いて、 倍率 1000倍で 50 X 50 mを 1視野として、任意に 10視野観察し、画像処理を行い 面積率を求めて算定した。なお、 MAの面積率は、 10視野の平均値とした。ポリゴナ ルフェライト相の体積率は、ナイタール腐食により観察面を腐食して前記と同様の観 察、撮影および画像解析によって求めた。
[0028] さらに検討を重ね、以下の合金設計と最適製造プロセスを明確にし、本発明に到つ た。なお、以下の記述において成分含有量に関する「％」は「質量％」である。
[0029] まず、 C含有量は 0. 08%以下に制限する。より好ましいのは 0. 06%以下、さらに 好ましいのは 0. 04%以下である。さらに、 Siの上限を 0. 25%以下とする。 Siのより 好ましい含有量は 0. 15%以下、最も好ましいのは 0. 10%以下である。
[0030] Cと同様な挙動を示す Nは、鋼中に不可避的に存在するため、 Tiを添加することに より窒化物として固定する。この場合の Tiの含有量は、少なすぎると Nを固定する効 果が小さぐ多すぎると窒化物が粗大になるのと、炭化物の不均一析出が生じるため 、 0. 002〜0. 020/0力適正である。なお、 Ti含有量のより好まし!/ヽ範囲 ίま 0. 002〜0 . 015%,さら【こ好まし!/ヽ範囲 ίま 0. 004〜0. 0150/0である。
[0031] 他の元素は、高強度と良好な靱性バランスの観点力も調整する。靱性に悪影響を 及ぼす Ρと Sはそれぞれ、上限値を設定する。 Mn、 Cr、 Ni、 Moおよび Cuは、靱性 および溶接性を考慮して、狙いの強度に応じて含有量を調整する必要がある。また、 脱酸に必要な A1と Caを添加する。さらに、 Mgおよび REMを選択して添カ卩して铸込 み特性を確保したり、靱性を向上させたりするともできる。 [0032] さらに、インライン熱処理で製造される鋼管の場合、 Nbは添加せず、不純物として の上限は 0. 005%未満にする必要がある。 Vは、無添加か、添カ卩しても含有量を 0. 08%以下にすることが必要である。また、選択的に Bを添加して焼入れ性を十分に 高めても良い。
[0033] 次に、製造プロセスとしては、鋼管をオーステナイト単相の温度域から、冷却速度の 大きい焼入れすることが肝要である。そのため、鋼管の内面、外面の両面に大量の 冷却水が接触するようにする。このとき、冷却水の水温は低温であるほど好ましぐ鋼 管が冷却水に接触している時間も長いほど好ましい。もちろん、水温の低温化や長 時間水冷は、製造コストおよび生産能率を考慮しながら決定すべきである。
[0034] 焼入れの際の好ましい冷却速度は、鋼管が 800°Cから 500°Cに降温するまでの平 均降温速度で 5°CZs以上である。より好ましいのは 10°CZs以上、さらに好ましいの は 20°CZs以上である。また、強制冷却の終了温度は、鋼管の肉厚部の中央部の温 度で 200°C以下とする。より好ましいのは 100°C以下、さらに好ましいのは 50°C以下 である。水焼入れを実施するための水温は、低いほど好ましぐ 50°C以下が好適で ある。
[0035] 焼入れに続いて実施される焼戻し熱処理は、セメンタイトを均一に析出させることが 靭性向上に肝要であることから、 550°C以上で Ac変態点以下の温度域で、 5〜60 分の均熱時間として実施する。なお、好ましい焼戻し熱処理の温度範囲は、 600°C 以上で Ac変態点以下、さらに好ましいのは 650°C以上で Ac変態点以下である。
[0036] 以上の知見を基礎とする本発明は、下記の鋼管およびその製造方法を要旨とする
[0037] (1)質量％で、 C : 0. 03〜0. 08%、 Mn: 0. 3〜2. 5%、 A1: 0. 001〜0. 10%、 Cr: 0. 02〜： L 0%、 Ni: 0. 02〜： L 0%、 Mo : 0. 02〜0. 8%、 Ti: 0. 004〜0. 01 0%、 N: 0. 002〜0. 008%、 Ca: 0. 0005〜0. 005%で、残部力Feおよび不純物 からなり、不純物としての Siが 0. 25%以下、 P力^). 05%以下、 Sが 0. 005%以下、 Nb力 SO. 005%ま ? 、 β力 SO. 0003%ま ? であり、ポジゴナノレフ mライ卜力 20ί本 0 /0 以下、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織が 10体積％以下で、残部が ベイナイトである組織を有する焼入れのままの継目無鋼管。 [0038] (2) Feの一部に代えて、 0. 08質量％以下の Vをさらに含有する上記（1)の焼入れ のままの継目無鋼管。
[0039] (3) Feの一部に代えて、 1. 0質量％以下の Cuをさらに含有する上記（1)または（2
)の焼入れのままの «目無鋼管。
[0040] (4) Feの一部に代えて、それぞれ 0. 005質量％以下の Mgおよび REMからなる 群から選ばれた 1種以上の成分をさらに含有する上記（1)から（3)までの 、ずれかの 焼入れのままの継目無鋼管。
[0041] (5) B含有量が 0. 0003〜0. 01質量％である上記（1)から（4)までのいずれかの 焼入れのままの継目無鋼管。
[0042] (6)上記（1)力 (5)までの 、ずれかに記載の化学組成を有する鋼を製管圧延した 後、その鋼管全体の温度が Ar変態点を下回らないうちに直ちに焼入れを行うか、ま
3
たは Ac変態点〜 1000°Cの温度域の補熱炉で均熱した後に焼入れを行い、その焼
3
入れ工程にお!、て、 800°Cから 500°Cまでの平均冷却速度を 5°CZ秒以上として 20 0°C以下まで強制冷却することを特徴とする上記（1)から（5)までの 、ずれかの «目 無鋼管の製造方法。
[0043] (7)上記（6)に記載の製造方法の焼入れの後に、 550°C〜Ac変態点の範囲の温 度で焼戻しを行うことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
[0044] 上記（1)から（5)までの継目無鋼管は、焼入れのままのものであって、（6)はその鋼 管の製造方法である。（7)は、（6)の製造方法の焼入れに引き続いて実施される焼 戻しを特徴とする製品鋼管の製造方法である。なお、焼入れおよび焼戻しを施した 鋼管は、肉厚が 25mm以上で、かつ降伏強度力 83MPa以上であることが望ましく 、このような継目無鋼管は、ラインパイプ用の高強度厚肉継目無鋼管としてきわめて 好適である。
発明を実施するための最良の形態
[0045] 1.鋼管の化学組成
本発明にお 、て鋼管の化学組成を上記のように限定した理由を以下に述べる。
[0046] C : 0. 03〜0. 08%
Cは、鋼の強度を確保するための重要な元素である。焼入れ性を高めて厚肉材で X70級以上の強度を得るために 0. 03%以上を必要とする。一方、 0. 08%を超える と靱性が低下するので、 0. 03〜0. 06%とした。 Cのより好ましい含有量の範囲は、 0. 03%〜0. 07%であり、さらに好ましい含有量の範囲は 0. 03%〜0. 06%である
[0047] Mn: 0. 3〜2. 5 %
Mnは、焼入れ性を高めて厚肉材でも中心まで強化すると同時に、靱性を高めるた めに、比較的多量の添加が必要である。 Mnの含有量が 0. 3%未満ではこれらの効 果が得られず、 2. 5%を超えると却って靱性が低下するので、 0. 3〜2. 5%とする。
[0048] A1: 0. 001〜0. 10%
A1は、製鋼における脱酸剤として添加する。この効果を得るために 0. 001%以上 の含有を必要とする力 0. 10%を超えると介在物がクラスター状になって靭性を劣 化させたり、管端のベベル面カ卩ェ時に表面欠陥が多発する。そのため、 A1は 0. 001 〜0. 10%とする。表面欠陥を防止するためには、上限をさらに制限することが望まし ぐより好ましい上限は 0. 03%、最も好ましい上限は 0. 02%である。
[0049] Cr: 0. 02〜： L 0%
Crは、焼入れ性を向上させて、厚肉材で鋼の強度を向上させる元素であり、その効 果が顕著になるのは、含有量が 0. 02%以上の場合である。しかし、過剰に添加する と、却って靱性が低下するので含有量の上限を 1. 0%とした。
[0050] Ni: 0. 02〜： L . 0%
Niは、鋼の焼入れ性を向上させて、厚肉材の強度を向上させる元素である。その 効果は、 0. 02%以上の含有で顕著になる。しかしながら、 Niは高価な元素であり、 また過剰に添加するとその効果が飽和するので、上限を 1. 0%とした。
[0051] Mo : 0. 02〜0. 8%
Moは、変態強化と固溶強化により鋼の強度を向上させる元素である。その効果は 0. 02%以上の含有で顕著になる。しかし、 Moの含有量が過剰になると靱性が低下 するので、上限を 0. 8%以下とした。
[0052] Ti: 0. 004〜0. 010%
Tiは、鋼中の Nと結合して TiNを生成し、熱間製管時のオーステナイト粒の粗大化 を抑制する。このような Tiの作用を得るには、 0. 004%以上の含有量とする必要があ る。しかし、 Tiの含有量が 0. 010%を超えると、凝固偏祈で Tiが濃化し、凝固中に Ti Nが生成し、高温で成長し始めて粗大化するので、靭性に悪影響を及ぼす。このた め、 Tiの含有量は 0. 004%〜0. 010%とした。好ましい Tiの含有量の範囲は 0. 00 6〜0. 010%である。
[0053] N: 0. 002〜0. 008%
Nは、不可避的に鋼中に存在し、 Al、 Ti等と結合して窒化物を形成する。 Nが多量 に存在すると、窒化物の粗大化を招き、靭性に悪影響を及ぼす。一方、 Nの含有量 が 0. 002%より少ないと、窒化物の量が少なすぎて、熱間製管時のオーステナイト粒 の粗大化を抑制する効果が得られない。したがって、 Nの含有量は 0. 002-0. 008 %とする。より好ましい Nの含有量の範囲は 0. 004〜0. 007%である。
[0054] Ca: 0. 0005〜0. 005%
Caは、製鋼における脱酸剤として、また、铸込み時のノズル詰まりを抑制して铸込 み特性を改善する目的で添加する。特に、本発明では MAを抑制するために Siを低 く抑えているので、脱酸を十分に行うために Caの添カ卩が必要であり、その含有量を 0 . 0005%以上とすることが必要となる。一方、含有量が 0. 005%を超えると、前記の 効果が飽和してそれ以上の効果が発揮されないば力りではなぐ介在物がクラスター 化し易くなり、靱性が低下するので、上限を 0. 005%とする。
[0055] V: 0〜0. 08%
Vは、必要に応じて添加する。 Vは、強度と靱性のバランスで含有量を決定する元 素である。他の合金元素で十分強度が得られる場合は、無添加の方が良好な靱性 が得られる。強度向上元素として添加する場合は、 0. 02%以上の含有量とするのが 望ましい。一方、その含有量が 0. 08%を超えると靱性が大幅に低下するので、添カロ する場合は、含有量の上限を 0. 08%とする。
[0056] Cu: 0〜l. 0%
Cuも必要に応じて添加する成分である。 Cuは、耐水素誘起割れ性 (耐 HIC特性） を改善する作用を有するので、耐 HIC特性を向上させたい場合には添加しても良い 。耐 HIC特性改善効果を発現させるのに望ましい含有量は、 0. 02%以上である。一 方、 1. 0%を超える含有量にしても効果が飽和するので、添加する場合、含有量の 上限は 1. 0%とする。
[0057] B: 0. 0003%未満、または 0. 0003〜0. 01%
Bは、添加しない方が靭性に対しては好都合である。靭性を特に重要視する場合、 Bは添加せず、不純物としての Bは 0. 0003%未満とする必要がある。一方、強度を 重要視する場合、必要に応じて Bを添加すれば焼入れ性を高めることができて高強 度化できる力 その効果を得るためには、含有量を 0. 0003%以上とする必要がある 。しかし、過剰の添加は、靱性を低下させるので、 Bを添加する場合には、含有量の 上限は 0. 01%とする。
[0058] Mg、： REM : 0〜0. 005%
Mgおよび REMの添カ卩は必須ではない。し力し、これらは、介在物の形態制御によ り靱性、耐食性を改善、铸込み時のノズル詰まりを抑制して铸込み特性を改善する 効果を有するので、これらの効果を得たいときには添加する。前記の効果を得るため には、それぞれ、 0. 0005%以上の含有が望ましい。一方、それぞれの含有量が 0. 005%を超えると、前記の効果が飽和してそれ以上の効果が発揮されないば力りで はなぐ介在物がクラスター化しやくなり、逆に靱性および耐 HIC性が低下するので、 上限を 0. 005%とする。なお、ここで言う REMとは原子番号 57の Laから 71の Luま での 15元素に Yおよび Scを加えた 17元素の総称であり、上記の含有量は、これらの 元素それぞれの含有量または合計の含有量である。
[0059] 次に、特に上限値を規制する必要のある不純物について述べる。
[0060] Si: 0. 25%以下
Siは、製鋼における脱酸剤として作用する。し力しながら、厚肉材の靱性を大幅に 低下させる元素である。その含有量が 0. 25%を超えると MAが多量に生成し、靱性 が低下する原因となるので、 0. 25%以下の含有量とする。 0. 15%以下とすると、さ らに靱性の改善が得られ、 0. 10%未満に抑制するとさらに靱性が向上する。 Siを 0 . 05%未満に制限すると、極めて良好な靱性が得られる。
[0061] P : 0. 05%以下
Pは、靱性を低下させる不純物元素であり、可及的に低減するのが好ましい。含有 量が 0. 05%を超えると、靱性が著しく低下するので上限を 0. 05%とするが、 0. 02 %以下が好ましぐ 0. 01%以下がさらに好ましい。
[0062] S : 0. 005%以下
Sは、靱性を低下させる不純物元素であり、可及的に低減するのが好ましい。その 含有量が 0. 005%を超えると、靱性が著しく低下するので上限を 0. 005%とする力 S 、 0. 003%以下が好ましぐ 0. 001%以下がさらに好ましい。
[0063] Nb : 0. 005%未満
本発明で採用したインライン熱処理の場合は、 Nb炭窒化物が不均一に析出して、 強度バラツキが大きくなるので、 Nbは添加しない方がよい。強度バラツキが顕著にな り、製造上問題となるのは、その含有量が 0. 005%以上のときであるので、本発明の 鋼管においては Nbは添加せず、不純物としての含有量を 0. 005%未満とする。
[0064] 2.金属組織
上記の組成になるように鋼の成分を調整し、さらに金属組織を次に示すように造りこ むことが強度—靭性バランスの向上に必要である。すなわち、焼入れのままの鋼管に おいて、体積率でポリゴナルフェライトを 20%以下とし、 MA (マルテンサイトと残留ォ ーステナイトの混合物）を 10%以下、好ましくは 7%未満、さらに好ましくは 5%以下と し、残部をべイナイト組織とする。
[0065] なお、この金属糸且織の解析方法は、焼入れのままの鋼管の肉厚中央部について、 10 X 10mmの金属組織観察用試験片を取り出し、ナイタール腐食またはレぺラー腐 食を実施し、走査型電子顕微鏡にて観察し、 1000倍の倍率で 50 X 50 mを 1視野 として任意に 10視野撮影し、画像解析ソフトを用いて、上記のそれぞれの組織の面 積率を求めてその平均値を体積率とする。
[0066] 3.製造方法
次に、本発明の製造方法に関し、好適な製造プロセスについて説明する。
[0067] (1)铸込み方法
まず、上記の組成になるように鋼を転炉等で精練し、凝固させ、素材となる铸片を 得る。製造プロセスとしては、丸ビレット形状に連続铸造するのが理想であるが、角形 の铸型に連続铸造ゃインゴットとして铸込みその後、丸ビレツトに分塊圧延するプロ セスを取ることもできる。なお、铸込み時の铸片の冷却速度が速いほど、 TiNの微細 分散を促し、製品の靭性に好都合である。
[0068] (2)铸片の加熱温度
丸ビレットは、熱間加工が可能な温度に再加熱して穿孔、延伸および定形圧延を 実施する。再加熱温度は、 1150°C未満では熱間変形抵抗が大きくなり、疵の発生 が増加するので、 1150°C以上が必要である。一方、加熱温度が 1280°Cを超えると 、加熱燃料原単位が大きくなりすぎることや、スケールロスが大きくなつて歩留まりが 低下すること、加熱炉の寿命が短くなることから、上限を 1280°Cとするのが望ましい。 結晶粒径を微細にして靱性を良好にするためには、加熱温度は低 、方がょ 、ので、 1200°C以下での加熱が好ましい。
[0069] (3)熱間圧延による造管
熱間圧延による造管の方法の一例は、マンネスマン マンドレルミル製管法であり 、さらに延伸圧延により成形する方法である。造管の終了温度は、オーステナイト単 相の温度域である Ar変態点以上であれば、造管後直ちに焼入れを実施することが
3
できるので、熱エネルギーの節減には好都合である。また、造管の終了温度が Ar変
3 態点を下回っても、後述のように、ただちに Ac
3変態点以上での補熱を実施すれば、 オーステナイト単相とすることができる。
[0070] (4)造管後の補熱または再加熱の実施
造管後直ちに補熱炉に装入し、 Ac変態点以上の温度で均熱処理をすれば、鋼
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管の長手方向の温度の均一性が確保できる。この場合の補熱の条件は、 Ac
3変態点
〜： LOOO°Cの温度域で、 5分〜 30分の在炉時間とすれば、温度の均一性と結晶粒の 極端な粗大化の抑制を達成できるので好都合である。
[0071] (5)焼入れ
焼入れ時の冷却速度を大きくすればするほど、厚肉材でも高強度、高靱性が得ら れやすくなる。即ち、理論上の限界冷却速度に近付けば近付くほど、高強度、高靱 性が得られる。必要な冷却速度は 800°Cから 500°Cまでの平均冷却速度で 5°CZ秒 以上である。より好ましいのは 10°CZ秒以上、さらに好ましいのは 15°CZ秒以上で ある。 [0072] 上記冷却速度は、鋼管の肉厚中央部の温度低下の経時変化であり、その部位に 溶接された熱電対によって実測してもよ 、し、伝熱計算と実測の組み合わせから予 S!Jしてちよい。
[0073] 優れた靱性を確保するには、冷却速度に加えて、強制冷却の終了温度も重要であ る。化学組成を調整した鋼を用いて、強制冷却終了温度を 200°C以下のなるべく低 い温度まで冷やし切ることが重要である。好ましいのは 100°C以下まで、より好ましい のは 50°C以下まで、継続して強制冷却することである。それによつて、部分的にじの 濃化した変態強化組織や残留オーステナイトの生成を防止でき、靱性が大幅に改善 される。
[0074] (6)焼戻し
焼入れた後、 550°C〜ACi変態点の範囲内の温度で焼き戻す。焼戻し温度での保 持時間は適宜決定すればよぐ通常は 10分から 120分程度に設定する。好ましい焼 戻し温度は、 600°C〜Ac変態点であり、高温であるほど MAがセメンタイトに容易に 分解するため靭性が向上する。
実施例
[0075] 表 1に示す化学組成の鋼種を転炉で溶製し、連続铸造機にて鋼管の素材となる丸 ビレットを製造した。その後、丸ビレットに 1250°Cで 1時間の均熱を行う加熱処理を 施してから傾斜ロール穿孔機を用いて中空素管を得た。この中空素管をマンドレルミ ルおよびサイザ一を用いて仕上圧延して、肉厚 25mmおよび 50mmの鋼管を得た。
[0076] 上記の鋼管を表 2に記載の焼入れ条件で冷却した。すなわち、製管後、直ちに、補 熱炉に装入し、均熱した後、冷却を実施した。なお、表 2に示した平均冷却速度は次 のようにして求めた。即ち、鋼管長手方向の中央部に、外面からドリルで穴をあけ、肉 厚中央部にあたる箇所に熱電対を溶接し、 800〜500°Cの範囲で温度変化を測定 し、この温度範囲の冷却速度の平均値を求めた。
[0077] 上記の焼入れした鋼管を長手方向に対して垂直 2等分し、金属組織を調査するた めの小片（10mm角の立方体）を切断面の肉厚中央部力 採取し、ナイタール腐食 またはレぺラー腐食を実施し、走査型電子顕微鏡にて観察し、 1000倍の倍率で 50 X 50 /z mを 1視野として任意に 10視野撮影し、画像解析ソフトを用いて、ポリゴナル フェライト、 MAのそれぞれの組織の面積率を求めて体積率 (単位は％)とした。なお 、ベイナイト組織の体積率は、ポリゴナルフェライトと MAの体積率の合計を 100%か ら差し引いた値である。
[0078] 表 3および表 4に、 JISの G0551 (1998)に規定される粒度番号、ポリゴナルフェラ イトおよび MAの体積率を示す。
[0079] 焼入れ後、切断された鋼管の一方を用いて、表 2に記載の条件で焼戻しを実施し た。この焼戻し後の製品鋼管から、引張試験として、 JISの 12号引張試験片を採取し 、引張強さ (TS)、降伏強さ (YS)を測定した。なお、引張試験 ίお ISの Z2241に準じ て行った。衝撃試験片は、 JISの Z2202の 4号試験片に準じ、 1 Omm X 10mm, 2m mVノッチの試験片を肉厚中央の長手方向力 採取し、試験を行った。強度に関して は、 YS力 83MPa (API規格の X70グレードの下限の降伏応力）以上を合格とし、 靭性に関しては、前記衝撃試験で求められたエネルギー遷移温度 (vTE、単位は °C )が 0°C以下である場合を合格とした。
[0080] 表 3、表 4にそれぞれ 25mm、 50mmの肉厚の鋼管について、上記試験で得られ た、焼入れまま鋼管のポリゴナルフェライトおよび MAの体積率、および焼戻し後の 製品鋼管の YS、 vTEを示す。試験番号 1〜10、 15〜17、 20〜29、 34〜36は、本 発明で規定した成分範囲および製造範囲の内にあり、良好な靭性が得られている。
[0081] 一方、試験番号 11〜14および 30〜33は、本発明で規定した合金組成範囲を満 足していない鋼を用いた比較例であり、焼戻し後の靭性が不良で、厚肉で高強度 高靭性が要求される用途には適用できない。また、試験番号 18、 19、 37および 38 は、本発明で規定した合金組成範囲を満足する鋼を用いているが、製造条件が本発 明で規定する範囲力 外れているため、焼入れのままでの MAの量が多ぐ靭性が 不良であり、これらも厚肉で高強度 高靭性が要求される用途には適用できな 、。
[0082] [表 1] 表 1
Figure imgf000016_0001
注. アンダーラインを付した値は，本発明で定める範囲外の値である。
表 2
Figure imgf000017_0001
アンダーラインを付した値は、本発明で定める範囲外の値である。
〔〕^0083
Figure imgf000018_0001
表 3
Figure imgf000018_0002
§s
Figure imgf000019_0001
産業上の利用可能性
本発明の継目無鋼管およびその製造方法によれば、継目無鋼管の化学組成とそ の製造方法を規定することによって、特に肉厚の大きい鋼管で降伏応力が 483MPa 以上の高強度と靱性に優れた海底フローライン用継目無鋼管が製造可能となる。本 発明は、より厳しい深海に敷設可能な継目無鋼管の提供を可能にする発明であり、 世界のエネルギー安定供給に大きく貢献する発明である。

Claims

請求の範囲
[1] 質量0 /0で、 C : 0. 03〜0. 08%、 Mn: 0. 3〜2. 5%、 A1: 0. 001〜0. 10%、 Cr:
0. 02〜： L 0%、Ni: 0. 02〜： L 0%、 Mo : 0. 02〜0. 8%、Ti: 0. 004〜0. 010% 、 N: 0. 002〜0. 008%, Ca: 0. 0005〜0. 0050/0で、残咅力Feおよび不純物力ら なり、不純物としての Siが 0. 25%以下、 Pが 0. 05%以下、 S力^). 005%以下、 Nb が 0. 005%未満、 Bが 0. 0003%未満であり、ポリゴナルフェライトが 20体積0 /0以下 、マルテンサイトと残留オーステナイトの混合組織が 10体積％以下で、残部がベイナ イトである組織を有する焼入れのままの継目無鋼管。
[2] Feの一部に代えて、 0. 08質量％以下の Vをさらに含有する請求項 1に記載の焼 入れのままの継目無鋼管。
[3] Feの一部に代えて、 1. 0質量％以下の Cuをさらに含有する請求項 1または請求項
2に記載の焼入れのままの ϋ目無鋼管。
[4] Feの一部に代えて、それぞれ 0. 005質量％以下の Mgおよび REMからなる群か ら選ばれた 1種以上の成分をさらに含有する請求項 1から請求項 3までのいずれかに 記載の焼入れのままの継目無鋼管。
[5] B含有量が 0. 0003-0. 01質量％である請求項 1から請求項 4までのいずれかに 記載の焼入れのままの継目無鋼管。
[6] 請求項 1から 5までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼を製管圧延した後、そ の鋼管全体の温度が Ar変態点を下回らないうちに直ちに焼入れを行うか、または A
3
c変態点〜 1000°Cの温度域の補熱炉で均熱した後に焼入れを行い、その焼入れ
Figure imgf000021_0001
、て、 800°Cから 500°Cまでの平均冷却速度を 5°CZ秒以上として 200°C 以下まで強制冷却することを特徴とする請求項 1から請求項 5までの 、ずれかの継目 無鋼管の製造方法。
[7] 請求項 6に記載の製造方法の焼入れの後に、 550°C〜Ac変態点の範囲の温度 で焼戻しを行うことを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
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