WO2009014238A1 - 変形特性に優れた鋼管及びその製造方法 - Google Patents

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WO2009014238A1
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steel pipe
pipe
steel
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Hitoshi Asahi
Tetsuo Ishitsuka
Motofumi Koyuba
Toshiyuki Ogata
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention is a steel pipe excellent in deformation characteristics, for example, an oil well for pipe expansion that is expanded after being inserted into a well when excavating an oil well and a gas well.
  • the present invention relates to a method for manufacturing an excellent steel pipe.
  • the present inventors have already proposed a steel pipe having excellent pipe expansion characteristics that can be used in an oil well for pipe expansion (for example, International Publication W02005Z 08 No. 0621, International Publication No. W02006 / 132441).
  • the steel pipe proposed in International Publication WO2005 Z 080621 has a two-phase structure in which fine martensite is dispersed in a ferritic structure, and is excellent in pipe expansion performance.
  • Steel pipes with a two-phase structure have low yield strength and high work hardening. Therefore, it has excellent tube expansion characteristics that the stress required for tube expansion is small and local contraction is unlikely to occur.
  • the steel pipe proposed in International Publication No. W02006 / 132441 has a component composition with limited C content, has a structure of tempered martensite, has high toughness, and has excellent pipe expansion performance.
  • steels having a two-phase structure in which fine martensite is dispersed in these ferrite structures and a structure composed of tempered martensite are produced by quenching. Therefore, a large-scale heat treatment device for heating the steel pipe and cooling it with water was necessary.
  • steel pipes having a two-phase structure and a tempered martensite that have excellent deformation characteristics have been conventionally required to be subjected to heat treatment such as quenching after pipe forming, requiring a large-scale heat treatment device. It was a thing.
  • a method of using a hot coil with a low yield ratio The method of applying compressive stress in the direction cannot actually achieve a low yield ratio.
  • the method of heat treatment after pipe making can achieve a low yield ratio, but requires techniques to ensure the characteristics required for line pipes. Therefore, it is difficult to produce a line pipe with a low yield ratio in the longitudinal direction, especially with electric steel pipes.
  • the present invention provides a steel pipe with excellent deformation characteristics by performing simple heat treatment without water cooling that requires a large-scale heat treatment facility.
  • the present invention provides a line pipe having a low yield ratio, a method for producing the same, and a method for producing a mother pipe of the steel pipe.
  • the present inventors considered that the structure of the steel pipe needs to be a two-phase structure composed of a soft phase and a hard second phase.
  • the cooling rate of air cooling is slower than the cooling rate of water cooling, when the steel pipe is heated to the two-phase region, the part transformed to austenite is decomposed into ferrite and cementite during cooling, It is difficult to make the hard second phase martensite or bait.
  • the present inventors have obtained a martensite-austenite cocoon mixture (hereinafter sometimes referred to as MA), which can be obtained even at a relatively slow cooling rate.
  • MA martensite-austenite cocoon mixture
  • steel pipes with a two-phase structure with high work hardening could be obtained by air cooling if used as a hard second phase.
  • the chemical composition of the steel pipe is adjusted to an appropriate range and heated to an appropriate temperature, it can be air-cooled after heating. It was found that a two-phase structure consisting of a soft phase and a hard second phase with a high work hardening coefficient can be obtained.
  • the present invention has been made based on such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the balance is composed of iron and inevitable impurities, and the microstructure is a two-phase structure composed of martensite toustenite ⁇ hybrid and soft phase with an area ratio of 2 to 10%. Steel pipe with excellent deformation characteristics.
  • An oil well pipe for an oil well for expansion which is made of a steel pipe having excellent deformation characteristics described in any one of the above (1) to (7) and is expanded in a well, and the thickness of the steel pipe is An oil well pipe for an oil well for pipe expansion characterized by having a diameter of 5 to 15 mm and an outer diameter of 1 1 4 to 3 3 1 mm.
  • the base steel pipe is in% by mass, and Nb: 0.01 to 0.30%, Ti: 0.005 to 0.03%, V: 0.30% B: 0. 0 0 0 3 to 0.0. 0 3%, C a: 0.0 1% or less, R EM: 0.0 2% or less.
  • the steel slab consisting of iron and unavoidable impurities in the balance is heated to 100 to 1270 ° C, and hot rolling is performed so that the reduction rate of finish rolling is 50% or more.
  • a method for producing a master pipe of a steel pipe having excellent deformation characteristics comprising forming the obtained steel sheet into a tubular shape and welding a butt portion.
  • the steel slab is in mass%, and Nb: 0.01 to 0.30%, Ti: 0.005 to 0.03%, V: 0.30% Below, B: 0.0 0 0 3-0. 0 0 3%, C a: 0.0 1% or less, R EM: 0.0 2% or less And above
  • a large-scale heat treatment facility for heating and cooling the steel pipe is not required, and the steel pipe is heated and then air-cooled, so that the steel pipe has excellent deformation characteristics, for example, excellent pipe expansion characteristics. It becomes possible to manufacture steel pipes for oil wells for pipe expansion and line pipes with a low yield ratio.
  • Figure 1 shows the relationship between the amount of MA Mo and Cu added to an air-cooled steel pipe.
  • the present inventors have developed a steel pipe having a two-phase structure consisting of a soft phase and a hard second phase and excellent deformation characteristics, in particular, a high-strength steel pipe excellent in pipe expansion performance and a line pipe with a low yield ratio.
  • the method of manufacturing by heating and then air-cooling was investigated.
  • the present inventors investigated the amount of Mn, Cr, Ni, Mo, Cu added and the amount of MA produced after heating in the two-phase region and air cooling.
  • the basic component composition is, by mass%, C: 0.04 to 0.10%, n: 1.40 to 2.50%, Si: 0.80% or less, P: 0.0 3% or less, S: 0.0 1% or less, A 1: 0.1 0% or less, N: 0.0 1% or less, various amounts of Ni, Mo Steel sheets were produced by containing Cr, Cu. Further, the steel sheet was heated to 700 to 80 ° C. and subjected to heat treatment for air cooling.
  • a sample for observing the structure was taken from the heat-treated steel sheet, subjected to repeller etching, observed with an optical microscope, and a structure photograph was taken.
  • the white colored part of the tissue photograph was identified as MA, and the area ratio was determined by image analysis.
  • a specimen is taken from the steel plate and subjected to a tensile test, The logarithmic graph of true stress was created, and the work hardening coefficient (n value) was obtained from the slope of the straight line.
  • the tensile strength of the steel sheet was 6 00 to 80 0 MPa.
  • the heating temperature is less than A c, +10 ° C. Since the amount of austenite generated during heating is small, and as a result, less MA is generated after air cooling, the n value is less than 0.1. I found out that On the other hand, when heated too high at ⁇ , + ⁇ ⁇ , the amount of austenite produced increases, but the amount of C distributed to the austenite decreases. As a result, the austenite becomes unstable and decomposes into ferrite and cementite when air-cooled. As a result, the area ratio of MA decreases, and the n value is less than 0.1, as in the case of heating at a low temperature.
  • the MA amount of the steel pipe heated to the temperature range of A c, + 10 ° C to A c l + 60 and air-cooled, and the addition of M n., Cr, Ni, Mo and Cu The relationship with quantity was analyzed. As a result, as shown in Fig. 1, it was found that the MA amount can be organized using Mn + Cr + Ni + 2 Mo + Cu as an index. If the selective elements Cr, Ni, Mo, and Cu are not added intentionally, each value is assumed to be 0, and Mn + Cr + Ni + 2 Mo + Cu is Calculated.
  • a c is the following formula depending on the content (mass%) of S i, M n, N i, and Cr in the component composition of steel.
  • the vertical axis “MA” in Fig. 1 represents the area ratio of MA.
  • the area ratio of MA is 2% or more.
  • the area ratio of MA increases with the numerical value of Mn + Cr + Ni + 2Mo + Cu. Therefore, the increase in Mn + Cr + Ni + 2 Mo + Cu makes the austenite stable, and the amount remaining as MA after air cooling is thought to increase.
  • the inventors of the present invention manufactured a hot-rolled steel sheet based on the component composition of the steel sheet having an area ratio of MA of 2 to 10% and a work hardening coefficient of 0.1 or more.
  • a sewn steel pipe was used. The steel pipe, air cooled by heating to A c 1 + 2 0 ° C ⁇ A c 1 + 6 0 ° C, and the expanded pipe and push the pipe expansion plug from the end to measure the expansion ratio of the limit cracking does not occur.
  • a specimen having a circumferential direction as a longitudinal direction was taken from the steel pipe, and a tensile test was performed to obtain a work hardening coefficient. As a result, if the work hardening coefficient is 0.10 or more, the critical expansion ratio is
  • the basic component composition is, by mass%, C: 0.04 to 0.10%, Mn: l.0 0 to 2.50%, S i: 0.80% or less, Steels with P: 0.030% or less, S: 0.010% or less, A1: 0.10% or less, N: 0.010% or less, various amounts of Ni , Mo, Cr, Cu were added to produce a steel sheet.
  • the steel sheet was pre-strained by 4% corresponding to pipe forming, and then heated to 70 to 80 ° C. and air-cooled. Samples for observing the structure were taken from the heat-treated steel sheet and observed with an optical microscope, and the area ratio of MA was determined by image analysis.
  • the yield ratio of the pre-strained steel sheet was 0.92.
  • the heating temperature is less than A c 10 ° C, less MA is produced after air cooling.
  • austenite decomposes into ferrite and cementite during air cooling.
  • the area ratio of MA decreased, and the yield ratio decreased only to about 0.90. Therefore, Mn: l. 0-2.5% Cr: 0-l.0%, Ni: 0-l.0%, Mo: 0-0.6%
  • Cu: 0-l Prepare a total of 2 7 kinds of steel with varying range of 0%, ⁇ ⁇ !
  • the amount of MA can be organized using M n + C r + N i +2 Mo + Cu as an index, as in FIG.
  • the same results as in FIG. 1 could be obtained at any temperature in the temperature range of A c, + 10 ° C. to A c 1 + 60 ° C.
  • the inventors of the present invention manufactured a hot-rolled steel sheet using steel having a component composition such that the area ratio of MA is 2 to 10% by the heat treatment, and the thickness / outer diameter ratio is 0.0. Five steel pipes were used. The steel pipe was heated and air-cooled, and a tensile test piece was taken from the longitudinal direction of the steel pipe and subjected to a tensile test to determine the yield ratio.
  • the heating temperature is A c, +10 ° C to A c, + 60 ° C
  • the MA is 2% or more, and as a result, the yield ratio is 0.90 or less. It was.
  • the chemical composition of the steel pipe of the present invention is in the following range from the viewpoint of both the structure and strength of the steel sheet before pipe making and the structure and strength of the steel pipe after heat treatment.
  • C is, in the present invention, A c, +10 ° C to A c, +60 ° C, preferably A c, +20 when heated to ⁇ AC i +60 ° C, It is an extremely important element for stabilizing austenity and increasing the area ratio of MA after air cooling. In order to secure MA after heat treatment, it is necessary to add 0.04% or more of C. C also enhances hardenability, It is an element that improves the strength of steel. If it is added excessively, the strength becomes too high and the toughness is impaired, so the upper limit was made 0.1%. The upper limit of the C content is preferably less than 0.1%.
  • M n is an indispensable element for increasing the hardenability and ensuring high strength. It is also an element that lowers A c, and stabilizes austenite. Therefore, A ci + io ac A c ⁇ + ecc, preferably to generate austenite when heated to ⁇ 0 ° C with A ct + 20 to suppress MA degradation after air cooling Needs to be added in an amount of 1.0% or more.
  • the lower limit of the Mn amount is preferably 1.40% or more. However, if Mn is too much, the amount of martensite in the steel plate, which is the material of the steel pipe, becomes excessive, the strength becomes too high, and the formability is impaired, so the upper limit was set to 2.5%.
  • S i is a deoxidizing element, and if added in large amounts, the low-temperature toughness deteriorates remarkably, so the upper limit was made 0.80%.
  • Al and Ti may be used as deoxidizing elements for steel, and S i is not necessarily added.
  • S i is an element having an effect of enhancing strength and promoting the formation of MA, and it is preferable to add 0.1% or more.
  • P, and S are impurities, and the upper limit is 0.03% and 0.01%, respectively.
  • P the central prayer of continuous forged slabs is reduced, grain boundary fracture is prevented, and toughness is improved.
  • S has the effect of reducing ductility and toughness by reducing MnS that is stretched by hot rolling.
  • a 1 is a deoxidizing element. If the amount added exceeds 0.1%, non-metallic inclusions increase and the cleanliness of the steel is impaired, so the upper limit was made 0.1%.
  • T i or S i is used as a deoxidizer, A 1 is not necessarily added. Therefore, the lower limit of the amount of A 1 is limited However, it is usually contained as an impurity in an amount of 0.0 1% or more.
  • a 1 N is used for refining the steel structure, it is preferable to add 0.01% or more of A 1.
  • N is an impurity, and the upper limit is set to 0.0 1% or less.
  • Ti is added selectively, if N is contained in an amount of 0.001% or more, T i N is formed, and the toughness of the base metal is reduced by suppressing coarsening of austenite grains during slab reheating. Improve. However, if the N content exceeds 0.01%, T i N becomes coarse, resulting in adverse effects such as surface defects and toughness deterioration.
  • one or more of Ni, Mo, Cr, Cu may be added.
  • M n, C r, Ni, Mo, Cu are the contents (mass%) of each element, and intentionally select the selected elements, Cr, Ni, Mo, Cu. If not added to 0, the left side is calculated as 0.
  • Ni, Mo, Cr, and Cu are elements that improve the hardenability, and it is preferable to add one or more of them in order to obtain high strength.
  • Ni also has the effect of producing fine austenite when the steel is heated to a two-phase region.
  • the upper limit of the Ni amount is preferably set to 1.0%.
  • the amount of addition of Mo, Cr, and Cu It is preferable that the upper limits are 0.60%, 1.00%, and 1.00%, respectively.
  • Nb, Ti, V, B, Ca, and REM may be added.
  • N b, T i, and V contribute to refinement of the steel structure
  • B contributes to improving hardenability
  • Ca and REM contribute to control of the form of inclusions.
  • Nb is an element that suppresses recrystallization of austenite glaze during rolling.
  • Nb in an amount of 0.01% or more.
  • Nb it is preferable to add Nb to ensure the toughness necessary for the line pipe.
  • the upper limit is preferably made 0.30%.
  • Ti is an element that forms fine TiN and suppresses the coarsening of austenite grains during slab reheating. Further, when the amount of A 1 is as low as 0.05% or less, for example, T i acts as a deoxidizer.
  • the upper limit is preferably set to 0.03%.
  • V has almost the same effect as Nb, but its effect is slightly weaker than Nb.
  • V is preferably added in an amount of 0.01% or more.
  • the upper limit of the amount of V added is preferably 0.30%.
  • B is an element that enhances the hardenability of steel, and has the effect of suppressing the decomposition of austenite into ferrite and carbide during air cooling from the two-phase region and promoting the formation of MA. To get this effect, set B to 0. It is preferable to add 0.03% or more. On the other hand, if more than 0.03% of B is added, coarse B-containing carbides may be formed and the toughness may be impaired, so the upper limit is preferably made 0.03%.
  • C a and R E M are elements that control the form of sulfides such as M n S and contribute to the improvement of toughness, and it is preferable to add one or both of them. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0 & 0 in an amount of 0.0 0 1% or more, and REM in an amount of 0.0 0 2% or more.
  • the upper limit of the Ca addition amount is 0.01% and the upper limit of the REM addition amount is 0.02%.
  • a more preferable upper limit of the Ca addition amount is 0.0 0 6%.
  • the steel pipe structure is made of MA with an area ratio of 2 to 10% and the balance is made of a soft phase.
  • a two-phase structure is preferable.
  • the austenite composition ratio during heating in the two-phase region is set to 10% or more, the C concentration in the austenite becomes insufficient, and decomposes into ferrite and cementite during air cooling. Therefore, it is difficult to obtain MA exceeding 10%.
  • MA is colored white when observed with an optical microscope after etching of the repeller.
  • SEM scanning electron microscope
  • the MA portion is difficult to etch, so it is observed as an island-like smooth structure. Therefore, the area ratio of MA is image analysis of the optical microscopic structure photo of the sample after the repeller etching and the SEM structural photo of the sample after the nital etching It is possible to measure by doing.
  • the part other than MA is the soft phase. This is because the structure of the steel pipe before heat treatment, martensite and bainitic is AC i + 1 0 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ , + ⁇ 0, preferably A c, + 2 (KC A c! + S This is a phase cooled to 0 ° C and then air-cooled.
  • a ci + l CTC A c! + E O OCi Preferably, martensite and bainite softened by heating from A c! + 20 ° C to A c, + 60 ° C and air cooling are used. These are called high-temperature tempered martensite and high-temperature tempered vein, respectively. That is, the soft phase is composed of one or more of ferrite, high-temperature tempered martensite, and high-temperature tempered bait.
  • S i, M n, N i, and Cr are the contents (mass%) of each element.
  • a c can be measured by taking a test piece from the manufactured steel sheet or manufacturing a steel material having the same composition in the laboratory and conducting an experiment.
  • the transformation temperature during the heating of steel can be determined by a so-called former evening test in which a test piece is heated at a constant speed and the amount of expansion is measured.
  • the temperatures at the start and end of the bending are obtained, and the start temperature (A C l ) of the austenite transformation and the austenite change, respectively.
  • the end temperature of the state (A c 3 ) can be determined.
  • the martensite and bainite generated in the steel pipe before the heat treatment are AC i +10 ° C to AC i +60 ° C, preferably A c, + 2 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ , + ⁇
  • the martensite and bainite generated in the steel pipe before the heat treatment are AC i +10 ° C to AC i +60 ° C, preferably A c, + 2 ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ , + ⁇
  • it softens due to the recovery of dislocations and precipitation of solid solution C, which becomes a high-temperature tempered martensite and a high-temperature tempered bait, respectively.
  • the ferrite is also a ferrite before heating, where the recovery progressed during heating, and A c! + I crc A C i + e ot:
  • a c! When transformed to +20 ° C to A c 1 +60 ° C, it transforms into austenite and reversely transforms during air cooling, that is, the part decomposed into ferrite and cementite is mixed. .
  • these are generally called ferrite because they are difficult to distinguish with an optical microscope.
  • a steel pipe having such a component and a metal structure and excellent deformation characteristics of the present invention has a tensile strength of 500 to 90,000 Pa and a thickness of 5 to 20 mm.
  • the required tensile strength is 5500 to 90 MPa, thickness 5 mm to 15 mm, preferably 7 mm to 15 mm.
  • the required tensile strength is 500 to 75 OMPa and the thickness is 5 to 20 mm.
  • the method for producing a steel pipe excellent in deformation characteristics according to the present invention is to heat-treat the base steel pipe without subjecting it to hot working such as reduced diameter rolling. However, before heat treatment, sizing for improving roundness or processing for correcting the shape may be performed cold.
  • the method of manufacturing a steel pipe having excellent deformation characteristics according to the present invention basically has the above-described manufacturing conditions, that is, the main pipe is made of AC i + i crc AC i + s frc, preferably Ac! After heating to + 20 ° C to A c, + 60 ° C, it is air-cooled. Therefore, according to the present invention, even if the whole steel pipe is heated and then air-cooled, the deformation characteristics are improved, and there is no need to perform water cooling that requires a large-scale heat treatment facility. In addition, when water-cooled after heating, martensi cocoon is generated instead of MA.
  • the heating temperature is preferably set to A c, + 20 ° C or higher.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably 780 ° C. or lower in order to obtain a fine crystal grain size. Therefore, it is preferable to adjust the chemical composition of the steel pipe so that A c, is 7 20 and below.
  • the yield ratio line pipe can be manufactured by any method, but it is preferable that the thickness deviation is small. If the uneven thickness is small, a seamless pipe may be used, but in general, a welded steel pipe is manufactured by forming a hot-rolled steel sheet with good thickness accuracy and butt welding, so that the uneven thickness is smaller than a seamless pipe. .
  • press forming and roll forming may be used as steel pipe forming methods generally used.
  • laser welding, arc welding, and electric welding can be applied as the welding method of the butt portion, but since the productivity is particularly high in the ERW process, the steel pipe of the present invention, in particular, the oil well steel pipe, the line Suitable for pipe production.
  • the hot-rolled steel sheet is heated in the austenitic region, roughly rolled, then finish-rolled, and preferably accelerated cooled after finish-rolling.
  • the tensile strength of the steel plate as the material is preferably 60 to 80 OMPa.
  • the heating temperature for hot rolling is preferably 100 ° C. or higher in order to make the steel slab structure austenite and to ensure hot workability.
  • the heating temperature for hot rolling exceeds 1270 ° C, the structure may become coarse and the hot workability may be impaired, so the upper limit is preferably set to 1270 ° C. .
  • the rolling reduction is preferably 50% or more in order to refine the crystal grain size of the steel pipe.
  • the rolling reduction of finish rolling is obtained by dividing the difference in sheet thickness before and after rolling by the sheet thickness before rolling. If the rolling reduction in finish rolling is 50% or more, when the steel pipe is heated to the two-phase region, austenite is uniformly dispersed and MA is also finely dispersed, so that the pipe expansion characteristics are improved.
  • the structure of the hot-rolled steel sheet becomes a multiphase structure including ferrite, martensite, and bainite.
  • Ferrite and bainite multiphase structures are the most common.
  • the steel pipe for oil well for expansion is inserted into the underground well drilled with a drill pipe or the well where another oil well pipe is already installed. Can be done. Wells can reach several thousand meters deep. It is preferable that the oil well steel pipe for expansion in the well has a wall thickness of 5 to 15 mm and an outer diameter of 1 14 to 3 31 mm.
  • the reel yielding method can be applied to the low yield ratio line pipe obtained by the manufacturing method of the present invention when the submarine line pipe is laid.
  • the line pipe is preferably an electric resistance steel pipe, and preferably has a wall thickness of 5 to 20 mm and an outer diameter of 11 4 to 6 10 mm.
  • Steel containing the chemical components shown in Table 1 is melted in a converter and made into steel slabs by continuous forging.
  • the resulting steel slabs are heated to 1100-120 ° C and continuously hot.
  • a steel pipe with an outer diameter of 193.7 mm was manufactured in the ERW pipe process.
  • the obtained steel pipe was heated at a temperature shown in Table 2 for 120 seconds, and then subjected to heat treatment for air cooling.
  • “0” means that the selective element is not intentionally added.
  • a specimen having a longitudinal direction in the circumferential direction was taken from a steel pipe and subjected to a tensile test, and the yield strength (YS), tensile strength (TS), and work hardening coefficient (n value) were measured. The n value was measured from the slope of the straight line by creating a logarithmic graph of true strain and true stress.
  • the structure of the steel pipe was observed with an optical microscope.
  • the area ratio of MA was measured by image analysis of the structure photograph of the sample that had been subjected to the repeller etching.
  • the balance of MA is ferrite, martensite, and bainite, and it was confirmed by measurement of Vickers hardness that martensite and bainite were softened.
  • the ratio Y / T between yield strength and tensile strength is the yield ratio (Y S / T S), expressed as a percentage.
  • the steel pipe of the present invention has a maximum thinning of about 0.6 mm or less, and has excellent pipe expansion performance equivalent to or better than that of No. 7 after water cooling. Recognize.
  • Implementation No. 7 is a comparative example in which the cooling does not satisfy M n + Cr + Ni +2 Mo + Cu u 2.0 and the cooling is water cooling.
  • “(9)” in the MA area ratio of the implementation No. 7 means that the area ratio of martensite generated when the steel pipe is heated and then cooled with water is 9%.
  • the implementation No. 6 is the heating temperature is too high
  • the implementation No. 8 is similar to the implementation No. 7 in that the steel composition is outside the range specified in the present invention.
  • the generation of galvanic oxide is insufficient and a large thickness reduction exceeding 1 mm occurs.
  • the numerical value in parentheses for MA area ratio in Implementation No. 7 is the area ratio of martensite.
  • the obtained steel pipe was heated to the temperature shown in Table 4 for 120 seconds, and then subjected to heat treatment for air cooling. Note that “0” in the chemical composition column of Table 3 means that the selected element is not intentionally added.
  • a specimen was taken from the longitudinal direction of the steel pipe and subjected to a tensile test to measure the yield strength (Y S) and the tensile strength (T S). Toughness was evaluated by a brittle ductile transition temperature (Trs) through a Charbi test.
  • the structure of the steel pipe was observed with an optical microscope.
  • the area ratio of MA was measured by image analysis of the structure photograph of the sample that had been subjected to the repeller etching.
  • the balance of MA is ferrite, martensite, and paynite, and it was confirmed by measurement of Vickers hardness that the martensite and benai wrinkles were softened.
  • Implementation Nos. 2 1 to 24 are comparative examples. Implementation No. 2 1 is too hot, while Implementation No. 2 2 is too low and In this example, the yield ratio was not lowered sufficiently. Implementation
  • N o. 2 3 and 2 4 do not satisfy M n + C r + N i + 2 M o + C u ⁇ 2.0 0, have poor hardenability, and have low yield ratio if water-cooled In this example, the yield ratio was not sufficiently reduced by air cooling. Note that “(8.0)” in the MA area ratio of the implementation No. 23 indicates that the area ratio of martensite is 8.0%.
  • the numerical value in parentheses for the MA area ratio of Implementation No. 23 is the area ratio of martensite.
  • a steel pipe excellent in deformation performance in particular, a steel pipe for oil well for expansion and a low yield ratio line pipe excellent in expansion characteristics can be manufactured at low cost.
  • the industrial contribution is very remarkable.

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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

変形特性に優れた鋼管及びその製造方法
技術分野
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 明
、 拡管特性に優れた拡管用油井用鋼管、 リールバ一ジにより敷設さ 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、 更に書は、 変形特性に優れた鋼管の 母鋼管の製造方法に関する。
背景技術
従来、 .油井 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 1 0 %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、 2 0 %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 W02005Z 08 0621号公報、 国際公開 W02006/ 132441号公報） 。 国際公開 WO2005 Z 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 W02006/ 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、 これらのフエ ライ 卜組織中に微細マルテンサイ 卜が分散した二相組織や、 焼戻し マルテンサイ 卜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つた。
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つた管を解きながら海底に沈める、 リ一ルバ ージ工法が採用されるため、 巻き取り · 卷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、 電鏠鋼管の電鏠溶接部品質が向上してきたことから、 シー ムレス鋼管や U O鋼管に比べてコス 卜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つてきた。 しかしながら、 電鏠 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 Z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カ低減も期待 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カ上昇は著しく、 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庄縮歪みを付与す ることにより、 バウシンガー効果によって耐カ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、 建築用低降伏比電鏠鋼管を 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。 発明の開示
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 卜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、 電鏠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 トとセメン夕イ トに分解し、 硬質第 2相を、 マルテンサイ トやべイナイ 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 トーオーステナイ 卜混成物 （Ma r t en s i t e-Au s t en i t e Cons t i t uen t、 以下、 M A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. 0 4〜 0. 1 0 %、 M n ： 1. 0 0〜 2. 5 0 %を含有し、 S i : 0. 8 0 %以下、 P : 0. 0 3 %以下 、 S ： 0. 0 1 %以下、 A 1 : 0. 1 0 %以下、 N : 0. 0 1 %以 下に制限し、 更に、 N i ： 1. 0 0 %以下、 M o ： 0. 6 0 %以下 、 C r ： 1. 0 0 %以下、 C u : l . 0 0 %以下の 1種又は 2種以 上を含有し、 M nの含有量と、 C r、 N i 、 M o、 C uの 1種又は 2種以上の含有量とが、
M n + C r + N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0
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〜 1 0 %のマルテンサイ トーオーステナイ 卜混成物と軟 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、 高温焼戻しべィナイ 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、 N b : 0. 0 1〜 0. 3 0 %、 T i : 0
. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 V : 0. 3 0 %以下、 B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、 C a ： 0. 0 1 %以下、 R EM : 0. 0 2 %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. 1 0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 Z外径比が 0. 0 3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〜 2 0 mm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 1 1 4〜 6 1 0 mm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 つて、 鋼管の肉厚が 5〜 1 5 mmであり、 外径が 1 1 4〜 3 3 1 m m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つて 、 鋼管の肉厚が 5〜 2 0 mm であり、 外径が 1 1 4〜 6 1 0 mmであることを特徴とするライン パイプ。
( 10) 質量％で、 C ： 0. 0 4〜 0 . 1 0 %、 M n ： 1 . 0 0〜
2. 5 0 %を含有し、 S i ： 0 , 8 0 %以下、 P ： 0 . 0 3 %以下
、 S : 0. 0 1 %以下、 A 1 : 0. 1 0 %以下、 N ： 0. 0 1 %以 下に制限し、 更に、 N i ： 1 . 0 0 %以下、 M o ： 0 . 6 0 %以下
、 C r ： 1 . 0 0 %以下、 C u ： 1 • 0 0 %以下の 1種又は 2種以 上を含有し、 M nの含有量と、 C r 、 N i 、 M o、 C uの 1種又は
2種以上の含有量とが、
M n + C r + N i + 2 M o + C u > 2. 0 0
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、 A c ,
+ 1 0 °C〜 A c t + 6 0 °C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 トーオーステナイ 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、 N b ： 0. 0 1〜 0. 3 0 %、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 V : 0. 3 0 %以下の、 B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、 C a ： 0. 0 1 %以下、 R EM : 0. 0 2 %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. 0 4 0 . 1 0 %、 M n ： 1. 0 0〜
2. 5 0 %を含有し、 S i ： 0 • 8 0 %以下、 P ： 0. 0 3 %以下
、 S ： 0. 0 1 %以下、 A 1 • 0 • 1 0 %以下、 N : 0. 0 1 %以 下に制限し 、 更に、 N i ： 1 • 0 0 %以下、 M o ： 0. 6 0 %以下
、 C r ： 1 . 0 0 %以下、 C u • 1 • 0 0 %以下の 1種又は 2種以 上を含有し 、 M nの含有量と 、 C r 、 N i 、 M o、 C uの 1種又は
2種以上の含有量とが、
Mn + C r +N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0
を満足し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、 1 0 0 0 〜 1 2 7 0 °Cに加熱し、 仕上圧延の圧下率を 5 0 %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、 N b ： 0. 0 1〜 0. 3 0 %、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、 V ： 0. 3 0 %以下、 B : 0 . 0 0 0 3 - 0. 0 0 3 %、 C a ： 0. 0 1 %以下、 R EM : 0. 0 2 %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。 図面の簡単な説明
図 1は、 空冷した鋼管の MA Moおよび Cuの添加 量との関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
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、 空冷することによつ 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、 A c ,変態温度以上 A c 3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 M A (マルテンサイ ト一才一ステナイ 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、 C r、 N i、 o、 C uが挙げられる。
そこで、 本発明者らは、 Mn、 C r、 N i、 Mo、 C u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. 0 4〜 0. 1 0 %、 n ： 1. 40〜 2. 5 0 %、 S i ： 0. 8 0 %以下、 P : 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 1 %以下、 A 1 : 0. 1 0 %以下、 N : 0. 0 1 %以下とする鋼に、 種々の量の N i、 M o、 C r、 C uを含有 させ、 鋼板を製造した。 更に、 鋼板を 7 0 0〜 8 0 0 °C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、 レぺラーエッチ 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 M Aと同定し、 面積率を画像解析によつ 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、 6 0 0〜 8 0 0 MP aであった。
まず、 加熱温度であるが、 A c , + 1 0 °C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 、 Α ο , + δ Οで超に加熱すると、 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、 M Aの面積率は少なぐなり、 低 温での加熱と同様に、 n値は 0. 1未満となる。
そこで、 A c , + 1 0 °C〜A c l + 6 0 の温度範囲に加熱し、 空 冷した鋼管の MA量と、 M n.、 C r、 N i 、 M o、 C u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、 M n + C r + N i + 2 M o + C uを指標として整理できることがわかつ た。 なお、 選択元素である C r、 N i 、 M o及び C uを意図的に添 加しない場合は、 それぞれの値を 0 として、 M n + C r +N i + 2 M o + C uを計算した。
また、 A c ,は、 鋼の成分組成のうち、 S i 、 M n、 N i及び C rの含有量 （質量％) により、 下記式
A c ] = 7 2 3 + 2 9. l X S i — 1 0. 7 XM n - 1 6. 9 X (N i - C r )
によって計算して求めた。 なお、 脱酸元素である S i 、 選択元素で ある N i及び C r を意図的に添加しない場合は、 それぞれの値を 0 として、 A c ,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、 M n + C r + N i + 2 M o + C uが 2. 0 0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、 M n + C r + N i + 2 M o + C uの数値とともに増加している。 したがつ て、 M n + C r +N i + 2 M o + C uの増加によって、 オーステナ イ トが安定になり、 空冷後に、 M A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〜 1 0 %であり、 加工硬 化係数が 0. 1 0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、 A c 1 + 2 0 °C〜A c 1 + 6 0 °C 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. 1 0以上であれば、 限界拡管率は
2 0 %以上、 加工硬化係数が 0. 1 5以上であれば、 限界拡管率が
3 0 %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. 0 4〜 0. 1 0 %、 M n : l . 0 0〜 2. 5 0 %、 S i ： 0. 8 0 %以下、 P : 0 . 0 3 0 %以下、 S : 0. 0 1 0 %以下、 A 1 : 0. 1 0 %以下、 N ： 0. 0 1 0 %以下とする鋼に、 種々の量の N i 、 M o、 C r、 C u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、 7 0 0〜 8 0 0 °C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. 9 2であった。 加熱温度が 、 A c 1 0 °C未満では空冷後に生成する M Aが少なく、 一方、 A C l + 6 0で超に加熱すると、 オーステナイ トが空冷時にフェラ ィ トとセメンタイ トに分解する。 その結果、 M Aの面積率は減少し 、 降伏比は 0. 9 0程度までしか低下しなかった。 そこで、 鋼成分を Mn : l . 0〜 2. 5 % C r : 0〜 l . 0 % 、 N i : 0〜 l . 0 %、 M o : 0〜 0. 6 % C u : 0〜 l . 0 %の 範囲で変化させて合計 2 7種類の鋼を準備し、 Α ο ! + 1 0 ：〜 A c , + 6 0での温度範囲に加熱し、 空冷した予歪み鋼板の Μ Α量と 、 M n、 C r、 N i 、 M o、 C u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 M n + C r + N i + 2 M o + C u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、 M n + C r +N i + 2 M o + C u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、 A c , + 1 0 °C〜A c 1 + 6 0 °C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〜 1 0 %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. 0 5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 A c , + 1 0 °C〜 A c , + 6 0 °Cであれば、 M Aが 2 %以上 となり、 結果として降伏比が 0. 9 0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、 A c , + 1 0 °C〜 A c , + 6 0 °C、 好ま しくは A c , + 2 0で〜 A C i + 6 0 °Cに加熱する際に、 オーステナ ィ 卜を安定にし、 空冷後の M A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. 0 4 %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. 1 0 %とした。 なお、 C 量の上限は、 0. 1 0 %未満が好ましい。
M n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、 A c ,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、 A c i + i o ac A c^ + e c c, 好まし くは A c t + 2 0で〜 0 °Cに加熱した際に、 オーステナイ トを生成させ、 空冷後に、 M Aの分解を抑制するためには、 1. 0 0 %以上の添加が必要である。 なお、 M n量の下限は、 1. 4 0 % 以上が好ましい。 しかし、 M n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. 5 0 %とした。
S i 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. 8 0 %とした。 本発明では、 鋼の脱酸元素 として、 A l 、 T i を使用してもよく、 S i は、 必ずしも添加する 必要はない。 一方、 S i 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. 1 0 %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. 0 3 %、 及び、 0. 0 1 %を上限とする。 P量の低減によって、 連続铸造スラブの 中心偏祈が軽減され、 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 M n Sを低減して、 延性 及び靱性を向上させる効果がある。
A 1 は、 脱酸元素であり、 添加量が 0. 1 0 %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. 1 0 % とした。 なお、 脱酸剤として T i 、 S i を使用する場合は、 A 1 は 、 必ずしも添加する必要はない。 したがって、 A 1 量の下限は限定 しないが、 通常、 不純物として 0. 0 0 1 %以上含まれる。 鋼の組 織の微細化に A 1 Nを利用する場合は、 0. 0 1 %以上の A 1 を添 加することが好ましい。
Nは、 不純物であり、 上限を 0. 0 1 %以下とする。 選択的に T i を添加する場合、 Nを 0. 0 0 1 %以上含有させると、 T i Nを 形成し、 スラブ再加熱時のオーステナイ 卜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. 0 1 %を超えると、 T i N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 M nに加えて、 選択的に、 N i 、 M o、 C r、 C uの 1種又は 2種以上を
M n + C r +N i + 2 o + C u≥ 2. 0 0
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、 フエ ライ 卜とセメンタイ 卜に分解し難くなり、 MAを確保することがで きる。 ここで、 M n、 C r、 N i 、 M o、 C uは、 各元素の含有 量 （質量％) であり、 選択元素である C r、 N i 、 M o、 C u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、 N i 、 M o、 C r、 C u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。
N i 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、 N i 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、 N i量の上限は、 1. 0 0 %とすることが好ましい。
M o、 C r、 及び、 C u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、 M o、 C r、 及び、 C uの添加量の 上限を、 それぞれ、 0. 6 0 %、 1. 0 0 %、 及び、 1. 0 0 %と することが好ましい。
更に、 選択的に、 N b、 T i 、 V、 B、 C a、 R EMの 1種又は 2種以上を添加してもよい。 N b、 T i 、 及び、 Vは、 鋼の組織の 微細化に、 Bは、 焼入れ性の向上に、 C a、 及び、 R EMは、 介在 物の形態の制御に寄与する。
N bは、 圧延時にオーステナイ 卜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、 N bを、 0. 0 1 %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、 N bを添加することが好ましい。 一方、 N bを 0. 3 0 %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. 3 0 %とすることが好ましい。
T i は、 微細な T i N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、 A 1 量が、 例えば、 0 . 0 0 5 %以下と低い場合には、 T i は、 脱酸剤として作用する。
T i 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. 0 0 1 %以上含有させ、 T i を 0. 0 0 5 %以上添加する ことが好ましい。 一方、 T i量が多過ぎると、 T i Nの粗大化や、 T i Cによる析出硬化が生じ、 靱性が劣化するので、 上限を 0. 0 3 %とすることが好ましい。
Vは、 N bとほぼ同様の効果を有するが、 その効果は、 N bに比 較レて若干弱い。 Vは、 効果を得るために、 0. 0 1 %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. 3 0 %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 . 0 0 0 3 %以上添加することが好ましい。 一方、 0. 0 0 3 %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. 0 0 3 %とすることが好ましい。
C a、 及び、 R E Mは、 M n Sなどの硫化物の形態を制御し、 靭 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、 〇 &は 0. 0 0 1 %以上、 R E Mば 0. 0 0 2 %以上添加することが好ましい。 一方、 C aが 0. 0 1 %を超え、 R E Mが 0. 0 2 %を超えると、 C a〇一 C a S、 又は 、 R EM— C a S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、 C a添加量の 上限は 0. 0 1 %とし、 R EMの添加量の上限は 0. 0 2 %とする ことが好ましい。 なお、 C a添加量の更に好ましい上限は、 0. 0 0 6 %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〜 1 0 %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 1 0 %以上にすると、 ォー 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 1 0 %を超える MAを得ることは 困難である。
なお、 MAは、 レペラ一エッチング後、 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 （ S E M) で観察すると、 MAの部分はエツチン 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、 レぺ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 S E M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〜 1 0 %とすれば、 鋼管の周方向の加工 硬化係数が 0. 1 0以上となり、 優れた拡管性能が得られる。
M A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、 A C i + 1 0 Τ^ Α ο , + δ 0 、 好ましくは A c , + 2 (KC A c ! + S 0 °Cに 加熱後、 空冷された相である。
本発明では、 A c i + l CTC A c ! + e O OCi 好ましくは A c ! + 2 0 °C〜 A c , + 6 0 °C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 、 高温焼戻しべイナイ 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 卜、 及び、 高温焼戻しべイナイ 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、 A c ,を、 下記式
A c , = 7 2 3 + 2 9. l X S i — 1 0. 7 X M n - 1 6. 9 X ( N i - C r )
で計算することができる。 ここで、 S i 、 M n、 N i 、 C rは、 各 元素の含有量 （質量％) である。
また、 A c ,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、 フォーマス夕試験によって求 めることができる。
フォーマス夕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、 ォ ーステナイ ト変態の開始温度 （A C l) 、 及び、 オーステナイ ト変 態の終了温度 （A c 3) を決定することができる。
通常、 鋼を、 A c ,〜A c 3に加熱すると、 マルテンサイ ト、 べィ 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、 A c 1 + 1 0 °C〜A c i + 6 0 °C、 好ましくは A c！ + 2 0 °C〜 A c , + 6 0 °C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、 A C i + 1 0 °C〜A C i + 6 0 °C、 好ましくは A c , + 2 Ο ^ Α ο , + δ 0 °C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、 高温焼戻しべイナイ 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、 A c ! + i crc A C i + e ot: 好ましくは
A c！ + 2 0 °C〜A c 1 + 6 0 °Cに加熱された際にオーステナィ 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 5 0 0〜 9 0 0 P aであり、 厚さは 5 mm〜 2 0 mm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 5 5 0〜 9 0 0 M P a、 厚さ 5 mm〜 1 5 mm、 好ましくは 7 mm〜 1 5 mm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 5 0 0〜 7 5 O M P a、 厚さ 5 mm〜 2 0 mm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 ジングゃ、 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 A C i + i crc A C i + s frc, 好まし くは A c！ + 2 0 °C〜 A c , + 6 0 °C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 卜が 生成する。 鋼管の加熱温度を八 0 | + 1 0で〜八 1 + 6 0 ^、 好ま しくは八じ 1 + 2 0 °じ〜八じ 1 + 6 0でとするのは、 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 A c i + 1 0 C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。 加熱時のォー ステナイ ト量を増加させるには、 加熱温度を A c , + 2 0 °C以上に することが好ましい。 一方、 A c , + 6 0 °C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、 ォ 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 トとセメン夕イ トに分解し、 M A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、 7 8 0 °C以下とすることが好ましい。 そのため、 A c ,が 7 2 0で以下に 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、 電鏠溶接が適用できる 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、 6 0 0〜 8 0 O M P a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、 1 0 0 0 °C以上とすることが好ましい。 一 方、 熱間圧延の加熱温度を 1 2 7 0 °C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 1 2 7 0 °C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 5 0 % 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 5 0 %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、 M A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、 1 5 °CZ sで冷却し、 4 0 0〜 5 0 0 °C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〜 1 5 mm、 外径を 1 1 4〜 3 3 1 mm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、 リールバ一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〜 2 0 mm、 外径を 1 1 4〜 6 1 0 mm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、 連続鍀造で鋼 片とし、 得られた鋼片を 1 1 0 0〜 1 2 0 0 °Cに加熱し、 連続熱間 圧延機で、 圧下率を 7 0 %以上として圧延し、 1 0〜 2 0 :Z s で 冷却して、 4 0 0〜 5 0 0 °Cで巻き取り、 9. 5 6 mm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 1 9 3. 7 mm の鋼管を製造した。 得られた鋼管に、 表 2に示す温度に 1 2 0 s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 （Y S ) 、 引張強度 （T S ) 、 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つ て、 3 0 %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、 レペラ一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、 M A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 、 及びべイナイ 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 （Y S /T S ) 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. 6 mm程度以下と小 さく、 水冷を行った実施 N o . 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 N o . 7は、 M n + C r + N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0を満足せず、 冷却を水冷とした比較例で ある。 また、 実施 N o . 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 卜の面積率が 9 %で あることを意味する。
一方、 実施 N o . 6は、 加熱温度が高すぎ、 実施 N o . 8は、 実 施 N o . 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、 1 mmを超える大きな減肉 が発生している。 表 1
Figure imgf000024_0001
下線は本発明の範囲外であることを意味する。
Acl = 723+29. lxSi- 10.7xMn-16.9x (Ni-Cr)
表 2
Figure imgf000025_0001
下線は本発明の範囲外であることを意味する。
実施 No. 7の MA面積率の括弧内の数値は、 マルテンサイ トの面積率である。
実施例 2
表 3に示した化学成分を含有する鋼を転炉で溶製し、 連続鍀造で 鋼片とし、 得られた鋼片を 1 1 0 0〜 1 2 0 0 に加熱し、 連続熱 間圧延機で、 圧下率を 7 0 %以上として圧延し、 1 0〜 2 0 °C s で冷却して、 5 0 0〜 6 0 0 °Cで巻き取り、 1 6 mmおよび 8 mm 厚の熱延鋼板を製造した。 この熱延鋼板を素材として、 電鏠管工程 で外径 4 0 0 mm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 1 2 0 s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 （Y S ) 、 引張 強度 （T S ) を測定した。 靭性は、 シャルビ一試験を行い、 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、 レペラ一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、 ペイ 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 ィナイ 卜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 （Y S /T S ) である。 表 4に示したように、 実施 N o . 1 1〜 2 0の本発明鋼管では熱処理後の降伏比はいずれもリール バ一ジ工法に適用可能な 0. 9 0以下であることがわかる。 なお、 実施 N o . 2 0のように、 肉厚ノ外径比が低いと、 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 N o . 2 1〜 2 4は比較例である。 実施 N o . 2 1は加熱温 度が高すぎ、 一方、 実施 N o . 2 2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
N o . 2 3， 2 4は、 M n + C r +N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0 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 N o . 2 3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。
表 3
Figure imgf000028_0001
下線は本発明の範囲外であることを意味する。
Acl= 723 + 29. lxSi-10.7xMn-16.9x (Ni-Cr)
表 4
Figure imgf000029_0001
下線は本発明の範囲外であることを意味する。
実施 No. 23の MA面積率の括弧内の数値は、 マルテンサイ トの面積率である。
産業上の利用可熊性
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

1. 質量 %で、
C • 0 • 0 4 〜 0. 1 0 %、
M n 1 0 0 〜 2. 5 0 %
含有し 、
請
S i 0 8 0 %以下
P 0 • 0 3 %以下
S 0 • 0 1 %以下
A 1 0 • 1 0 %以下
N 0 • 0 1 %以下 囲
制限し 、 更に 、
N i 1 • 0 0 %以下
M o 0 • 6 0 %以下
C r 1 • 0 0 %以下
C u 1 0 0 %以下
の 1種又は 2種以上を含有し、 M nの含有量と、 C r、 N i 、 M o 、 C uの 1種又は 2種以上の含有量とが、
M n + C r + N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0
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〜 1 0 %のマルテンサイ トーオーステナィ 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 温焼戻しべィナイ 卜の 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。
3. 質量％で、 更に、 N b ： 0. 0 1 ~ 0. 3 0 %、
T i ： 0 . 0 0 5〜 0. 0 3 %、
V ： 0 . 3 0 %以下、
B ： 0 . 0 0 0 3〜 0 • 0 0 3
C a ： 0 . 0 1 %以下、
R E M • 0. 0 2 %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。
4. 鋼管の円周方向の加工硬化係数が 0. 1 0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。
5. 鋼管の肉厚/外径比が 0. 0 3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。
6. 鋼管の肉厚が 5〜 2 0 mm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。
7. 鋼管の外径が 1 1 4〜 6 1 0 mm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。
8. 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〜 1 5 mmであり、 外径が 1 1 4〜 3 3 1 mmである ことを特徴とする拡管用油井用鋼管油井管。
9. 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〜 2 0 mmであり、 外径が 1 1 4〜 6 1 0 mmであることを特徴とするラインパイプ。
10. 質量％で、
C : 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
M n ： 1. 0 0〜 2. 5 0 % を含有し、
S i ： 0 . 8 0 %以下、
P ： 0 . 0 3 %以下、
S ： 0 . 0 1 %以下、
A 1 ： 0 . 1 0 %以下、
N ： 0 . 0 1 %以下
制限し 、 更に 、
N i ： 1 . 0 0 %以下、
M o ： 0 . 6 0 %以下、
C r ： 1 . 0 0 %以下、
C u ： 1 . 0 0 %以下
の 1種又は 2種以上を含有し、 M nの含有量と、 C r、 N i 、 o 、 C uの 1種又は 2種以上の含有量とが、
M n + C r + N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0
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、 A c , + 1 0 °C〜 A c , + 6 0 °C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 トーオーステナイ 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. 刖記母鋼管が、 質量％で、 更に、
N b 0. 0 1〜 0. 3 0 %、
T i 0. 0 0 5〜 0. 0 3 % 、
V 0. 3 0 %以下、
B 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 %、
C a 0. 0 1 %以下、
R E M ： 0 0 2 %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。
12. 質量％で 、
C ： 0. 0 4〜 0. 1 0 %、
M n ： 1. 0 0〜 2. 5 0 %
を含有し、
S i ： 0 . 8 0 %以下
P ： 0 . 0 3 %以下
S ： 0 . 0 1 %以下
A 1 ： 0 . 1 0 %以下
N ： 0 . 0 1 %以下
制限し 、 更に 、
N i ： 1 . 0 0 %以下
M o ： 0 . 6 0 %以下
C r ： 1 . 0 0 %以下
C u ： 1 . 0 0 %以下
の 1種又は 2種以上を含有し、 M nの含有量と、 C r、 N i 、 M o 、 C uの 1種又は 2種以上の含有量とが、
M n + C r + N i + 2 M o + C u≥ 2. 0 0
を満足し、 残部が鉄及び不可避的不純物からなる鋼片を、 1 0 0 0 〜 1 2 7 0 °Cに加熱し、 仕上圧延の圧下率を 5 0 %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、
N b ： 0. 0 1〜 0. 3 0 % 、
T i ： 0. 0 0 5〜 0. 0 3 %、
V ： 0. 3 0 %以下、
B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 3 % C a : 0. 0 1 %以下、
R E : 0. 0 2 %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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