JPH1150148A

JPH1150148A - 高強度高耐食継目無鋼管の製造方法

Info

Publication number: JPH1150148A
Application number: JP21148997A
Authority: JP
Inventors: Takahiro Kushida; 隆弘櫛田; Tomohiko Omura; 朋彦大村; Kunio Kondo; 邦夫近藤
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1997-08-06
Filing date: 1997-08-06
Publication date: 1999-02-23

Abstract

(57)【要約】【課題】耐ＳＳＣ性に優れた降伏応力が１１０〜１５５
ｋｓｉ（７５８〜１０６８ＭＰａ）級の、油井やその関
連諸設備に使用できる表面に軟化層を有する高強度高耐
食性継目無鋼管の製造方法。【解決手段】重量％にて、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓ
ｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：
０．３〜１．２、Ｍｏ：０．２〜１％、ｓｏｌ．Ａｌ：
０．００５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５
％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、およびＮｂ：
０．１％超え０．５％以下を含み、他にＶ、Ｗ、Ｚｒ、
Ｃａのうちの１種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避
的不純物の鋼からなるビレットを、熱間穿孔および圧延
する際の最終の仕上げ圧延段階において、１０００〜１
１５０℃の温度範囲にて肉厚減少率４０％以上の加工を
施した後、そのまま肉厚中心温度が１０００℃以上、表
面温度が１０００℃未満から直接焼入れし、焼戻す。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、油井用のケーシン
グやチュービング、掘削用のドリルパイプ、輸送用のラ
インパイプ、さらには化学プラント用配管などに用いら
れる強度および耐硫化物応力割れ性に優れた継目無鋼管
の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】近年のエネルギー事情の逼迫に伴い、こ
れまで敬遠されてきた硫化水素を多く含む原油や天然ガ
スが活用される情勢になってきており、それらの掘削、
輸送、貯蔵などが必要となってきた。その上、油井の深
井戸化、輸送効率の向上、さらには低コスト化のため
に、この分野で用いられる材料、特に鋼管については、
これまで以上に高強度化が要求されている。すなわち、
従来広く用いられていた降伏応力（ＹＳ）が８０〜９０
ｋｓｉ（５５２〜６２１ＭＰａ）の鋼管に代わって、最
近では、１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）級が使用される
ようになり、さらには１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）級
以上の要求も高まりつつある。

【０００３】一般に、鋼材は強度が増せば増すほど応力
割れに対し敏感となる。従って、このような悪化する環
境下における使用材料の高強度化に対し、最も大きな課
題となるのは耐硫化物腐食割れ性（耐ＳＳＣ性）の改善
である。この耐ＳＳＣ性に対し、従来より検討され、一
般的に知られている対策は、約８０％以上のマルテンサイト組織とすること高清浄度化高温焼戻し細粒組織とすること高降伏比とすることであり、その他の手段としては、低Ｍｎ化（偏析の防止）窒化物形成Ｚｒ添加などがある。

【０００４】鋼を焼入れ焼戻しして同じ強度レベルに調
質する場合、不完全な焼入れ後に低温で焼戻すよりも、
十分な焼入れを行った後に高温で焼戻す方が、遥かに優
れた靱性を持つ鋼材が得られることはよく知られてい
る。上記のとは、耐ＳＳＣ性についても同じ傾向の
あることを示している。

【０００５】ＳＳＣは、遅れ破壊と同様に、水素脆化の
一種と考えられ、素地の靱性を高めることは割れ発生の
抑止に効果がある。また、割れ起点となる非金属介在物
はできるだけ少ない方がよく、その原因となるＳやＯは
できるだけ少なくして、の高清浄度化を達成させる。
の細粒組織については、強度が高くなるとその脆性割
れは結晶粒単位あるいは粒界単位で伸展するので、細粒
化すると割れに対する抑止力が増す。その上、細粒化そ
のものも強度上昇に寄与することから、耐ＳＳＣ性に優
れた高強度材としては細粒化に特に力点が置かれてき
た。

【０００６】細粒化の手法として一般に用いられるの
は、変態、加工変形、加工変形後の再結晶時の粒成長抑
止などである。鋳造後の鋼塊を熱間にて鋼管などに成形
する際は、必然的に加工変形が加えられ、加工と再結晶
の繰返しにより細粒化される。

【０００７】しかし、焼入れは、変態点（Ａｃ₃ 点）以
上に加熱しなければならないので、結晶粒成長が起きや
すく、結晶を細粒にしておくには、焼入れ時の加熱温度
を低くすることが望ましい。

【０００８】ところが、細粒であることも、焼入れ温度
を低くすることも、焼入れ性を大きく低下させる要因で
あり、通常の冷却手段では焼入れ時に８０％以上がマル
テンサイトである組織を確保することが困難になってく
る。また、焼入れ性確保のための合金元素を多量に添加
すれば、鋼の加工性を悪くし、さらにコストアップの要
因となる。

【０００９】そこで、Ｎｂなどの微細な炭窒化物を形成
する元素を添加し、再結晶時の粒成長抑止ばかりでな
く、焼入れ時における加熱過程での粒成長を抑止する方
法が採られることが多い。

【００１０】焼入れ焼戻しの熱処理においても、低温焼
入れ、２回焼入れ、あるいは誘導加熱による急速加熱焼
入れを行うことなど、細粒組織を得るための対策が以前
から行われてきた。また、最近では、省エネルギーおよ
び工程簡略による低コスト化の観点から、添加元素と合
わせ、熱間の圧延加工終了時点の高温から直ちに焼入れ
を行う直接焼入れ法が検討されている。しかし、直接焼
入れ法は、一旦冷却後再加熱して焼き入れる通常の方法
に比較して、得られる製品の結晶粒径が大きくなりがち
である。

【００１１】その対策として、特開平５−２５５７４９
号公報には、細粒組織を得るために圧延途中で強制冷却
し、さらに圧下してからそのまま焼入れする方法、特開
平５−２７１７７２号公報には、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｔｉおよ
びＢなどを添加した鋼を熱間の穿孔後の圧延途中で一旦
Ａｒ₃ 点以下に冷却して変態させた後、再度加熱して圧
延を行い直接焼入れる方法、などが開示されている。ま
た、ＰＣＴ−ＷＯ−９６／３６７４２号公報には、Ｎｂ
とＴｉを複合添加し、製管後に補熱してから直接焼入れ
る方法も開示されている。

【００１２】以上に述べた方法は、いずれも鋼管や鋼板
を構成する鋼素地全体の耐ＳＳＣ性を高める方法である
が、さらに鋼管の耐ＳＳＣ性を高めるには、例えば、そ
の鋼管に要求される必要な強度に影響のない程度に、腐
食環境と接する表面と表面近傍を軟化させるのが効果的
である。これは、先に述べたように、鋼材は強度が増せ
ば増すほどＳＳＣ感受性が増すから、腐食環境と接して
水素濃度の高くなる表面と表面近傍だけを低強度にして
耐ＳＳＣ性を高めるというものである。

【００１３】マルテンサイト組織の鋼材表面を軟化させ
る最も簡単な方法は、表面近傍の温度をＡｒ₃ 点以下に
して一部フェライト変態させてから冷却する方法であ
る。しかし、この方法では、耐ＳＳＣ性に望ましいマル
テンサイト率８０％以上の組織を維持することができな
いのみならず、フェライト変態時にはじき出されたＣが
残留オーステナイトに濃縮し、そのオーステナイトがマ
ルテンサイトとなってミクロ的に硬化するので、軟化は
しているが耐ＳＳＣ性が劣化することもある。

【００１４】その意味で、表面と表面近傍を軟化させる
には、表面近傍を一旦フェライト変態させた後に再加
熱、あるいは覆熱によってオーステナイト単相とし、そ
の状態から焼入れて細粒なマルテンサイト単相組織を得
る方法が望ましいが、この方法は温度制御が困難であ
る。また、表面層を脱炭させてマルテンサイト組織の硬
度を低下させる方法もあるが、この方法は加熱時に雰囲
気制御が必要で、低コストな製造方法とは言い難い。

【００１５】

【発明が解決しようとする課題】これまでに提示された
上記のような製造方法は、目標とする強度レベル、すな
わち降伏応力のレベルは、９０ｋｓｉ（６２１ＭＰａ）
が主であった。しかし、強度レベルが１１０ｋｓｉ（７
５８ＭＰａ）を超えるようになってくると、これらの方
法で必ずしも安定して充分な高強度と耐ＳＳＣ性が得ら
れているとは言い難い。その上、工程省略を目的とした
直接焼入れの方法も、そこに至るまでに冷却や加熱ある
いは圧延加工などの余分の工程を必要とし、コストを大
きく引き下げるほどの簡略化は、まだ十分には達成され
ていないようである。

【００１６】本発明の課題は、耐ＳＳＣ性に優れた降伏
応力が、１１０〜１５５ｋｓｉ（７５８〜１０６８ＭＰ
ａ）級の、油井およびそれに関連した諸設備に使用でき
る高強度高耐食性継目無鋼管を、より合理的に製造する
ことが可能な方法を提供することにある。

【００１７】なお、高強度継目無鋼管に関し、ＡＰＩ
（米国石油協会）規格がある。これには、Ｃ１１０級な
いしはそれ以上の規格は設定されていないが、ここで
は、その規格の延長上にあるものとして、強度に応じ、
Ｃ１１０級｛降伏応力１１０〜１２５ｋｓｉ（７５８〜
８６２ＭＰａ）｝、Ｃ１２５級｛降伏応力１２５〜１４
０ｋｓｉ（８６２〜９８５ＭＰａ）｝およびＣ１４０級
｛降伏応力１４０〜１５５ｋｓｉ（９８５〜１０６８Ｍ
Ｐａ）｝と仮称することとし、本発明は、これら高強度
の継目無鋼管の製造方法を対象とする。

【００１８】

【課題を解決するための手段】本発明者らは、降伏応力
が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）を超え、しかも耐ＳＳ
Ｃ性が優れた高強度の継目無鋼管を、より低コストで製
造するための方法に関し、種々の検討を進めた。

【００１９】結晶組織の微細化は、前述のように、耐Ｓ
ＳＣ性向上に必須とされるが、検討の結果は、降伏応力
が１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）を超える材料になって
くると、多少粗粒になったとしても、十分に焼入れを行
い、高温で焼戻す方が耐ＳＳＣ性の改善効果が大きいこ
とが明らかとなった。

【００２０】焼戻し温度としては、当面の実用化目標と
した降伏応力が１２５ｋｓｉ（８６２ＭＰａ）を超える
高強度材においても６５０℃以上が望ましく、できれば
６８０℃以上とすべきであることもわかった。このよう
な高温の焼戻しでも十分な強度を確保するには、焼入れ
性を向上させ、しかも焼戻し軟化抵抗を増すＣｒやＭｏ
の多量添加が効果的である。

【００２１】しかし、Ｃｒを多く添加すると、硫化水素
（Ｈ₂ Ｓ）を含む酸性の水溶液中での腐食速度が増加
し、それに伴う吸蔵水素濃度が増して、耐ＳＳＣ性が劣
化してくる。Ｍｏについては、多量の添加が針状のＭｏ
の炭化物を析出させ、これがＳＳＣの起点となる危険性
があり、添加量を増すには限界がある。

【００２２】そこで、これらに代わる強化元素を鋭意検
討した結果、０．１％を超えるＮｂの含有が効果的であ
ることを見いだした。

【００２３】Ｎｂの添加は、結晶粒の成長抑止、すなわ
ち結晶組織微細化に有効であることが知られている。再
加熱時のＮｂ添加による細粒化は、通常０．０１％程度
の少量の添加で十分な効果を発揮し、多く含有させても
その効果は飽和してしまうので、０．１％までの添加と
するのが普通である。

【００２４】ところが、０．１％を超えるＮｂを添加
し、その上で継目無製管に必要な高温（１２００℃以
上）に加熱してＮｂをほぼ固溶させた状態で製管を完了
した後、ＮｂＣの析出がない１０００℃以上の高温から
直接焼入れし、次いで焼戻しを行って微細なＮｂＣを析
出させると、高温で焼戻ししても焼戻し後の強度を維持
でき、しかも耐ＳＳＣ性が極めて優れた高強度の鋼管用
材料が得られたのである。

【００２５】このように、Ｎｂを通常よりも多量に添加
することにより得られる効果については、必ずしも明ら
かでないが、次のようないくつかの理由が考えられる。

【００２６】ＳＳＣは、水素脆化の一種であり、硫化水
素環境での腐食により生じた水素原子が、鋼に侵入する
ことによって生じる。この水素脆化に関与する水素は、
常温程度の温度で鋼中を拡散し得る「拡散性」水素であ
り、割れ発生の起点となる危険性の大きい応力集中部
に、この水素が拡散してきて水素濃度が高くなると割れ
発生の限界応力が低下し、ＳＳＣ感受性が高くなる。

【００２７】鋼中の転位や、炭化物、窒化物などの微細
析出物は、拡散性水素のトラップサイトとして作用す
る。ここでいうトラップサイトとは、拡散できないほど
強力に水素を固定するのではなく、鋼中に固溶している
水素が、その部分に存在する方がより安定であり、鋼の
素地の水素濃度レベルよりは相対的に濃度が高くなる局
所的部分のことである。

【００２８】鋼は、その組成が同じであれば、硫化水素
環境での表面における腐食の進行は同じであり、それに
より発生する水素量も同じであり、その内鋼中に侵入す
る水素の比率も同じである。このため、トラップサイト
が多ければ、鋼中の水素濃度が高くなり、耐ＳＳＣ性は
低下する。

【００２９】焼戻し温度を高くすれば、焼入れ時のマル
テンサイト変態によって導入された大量の転位が次第に
消失していく。高温からの焼戻しが耐ＳＳＣ性を向上さ
せる理由の一つは、上記の拡散性水素のトラップサイト
である転位の減少によるものと推測される。なぜなら、
高強度になるほどＳＳＣ感受性が増すのは、強化に寄与
する転位および析出物が拡散性水素のトラップサイトと
しても作用し、鋼中の拡散性水素濃度を高めるからであ
る。

【００３０】一般に、焼戻し温度の上昇は強度を大幅に
低下させるが、Ｎｂを多量に含有させると、上述したよ
うに、高温の焼戻しによる強度低下が抑制できるのであ
る。この強度低下の抑制は、主として微細な炭化物の析
出によるものとされており、析出物の分散形態が、Ｎｂ
の多量添加により変化したものと考えられる。

【００３１】微細析出物は、通常、上述のように転位と
同様、水素のトラップサイトとなるが、Ｎｂを０．１％
より多く添加させ、かつ高温から直接焼入れした鋼を調
べてみると、他の元素による炭化物に比べて水素吸蔵量
が少ない。すなわち、Ｎｂの多量添加と直接焼入れ焼戻
しによる析出物の分散状態や形態の変化は、その水素の
トラップサイトとしての作用を減退させる効果もあると
推定された。

【００３２】このように、０．１％を超えるＮｂ添加
は、強度を大幅に低下させることなく高温焼戻しを可能
にし、その上、できた析出物も水素吸蔵能力が小さく、
鋼への水素吸収を低減させるので、耐ＳＳＣ性の優れた
高強度鋼管を得るために極めて効果的である。

【００３３】このようなＮｂの多量添加の効果は、熱間
圧延の最終過程において、１０００〜１１５０℃の温度
域での肉厚減少率を４０％以上とする加工を施すことに
よって、さらに向上することも確認された。このよう
に、Ｎｂ含有量が多い場合、Ｎｂの析出物の分散状態に
大きく影響するとともに、結晶組織の微細化にも有効に
作用し、好結果をもたらす。

【００３４】ところで、Ｎｂは他の炭化物形成元素に比
べて固溶度が小さい。このため、再加熱時には、０．０
１％程度の添加でも未固溶の炭化物が残存し、粗粒化抑
制に効果があり、通常、０．１％超はその効果が飽和す
るので添加されないことは上述した通りである。

【００３５】しかし、継目無製管に必要な１２００℃以
上の高温では、０．１％超のＮｂ添加でもほぼ固溶し、
熱間圧延の最終過程において１０００〜１１５０℃の温
度域で肉厚減少率４０％以上の加工を施す場合には、１
０００℃以上では固溶したままである。

【００３６】ところが、熱間圧延の最終過程において、
マンドレルミルを用いて圧延を行う場合には、マンドレ
ルバーと管内表面との接触により抜熱されて内表面温度
が低下する。この時、表面温度が１０００℃未満になる
と、表面近傍で急速にＮｂＣが析出し始めて焼入れ前に
ＮｂＣが析出してしまい、もはや強化には寄与しなくな
る。

【００３７】従って、表面近傍のみが１０００℃未満
で、その他の部分が１０００℃以上の状態から直接焼入
れすると、０．１％超のＮｂを添加した高Ｎｂ鋼では、
表面に軟化層、換言すれば強度低下層を有する鋼管が得
られる。そして、この際の表面温度は、もちろんＡｒ₃
点以上であるので、その軟化層はマルテンサイトが８０
〜９０％以上の組織となり、肉厚中心部との組織差はな
い。すなわち、組織的にも耐ＳＳＣ性は良好であり、表
面とその近傍表層が軟化した分だけより良好な耐ＳＳＣ
性を発揮する鋼管が得られることになる。

【００３８】なお、Ｎｂ以外の元素は固溶度が高いの
で、Ｎｂ含有が０．１％以下の低Ｎｂ鋼は、上記のよう
に、Ａｒ₃ 点以上から温度差を付けて焼入れしても強度
差は生じない。このため、低Ｎｂ鋼の表面を軟化させる
には、上述したように、表面を一旦Ａｒ₃ 点以下にして
変態させる必要があり、コストがかかる。これに対し、
Ｎｂ含有が０．１％超の高Ｎｂ鋼では、マンドレルミル
での仕上げ温度を１０５０℃程度にすることで表面温度
が自然と１０００℃未満になり、特別な操作が不要なた
めにコスト上昇を招くことなく、表面軟化鋼管を容易に
得ることができる。

【００３９】以上のような知見に基づき、さらにその効
果を十分に発揮できる条件の限界を明らかにして、本発
明を完成させた。本発明の要旨は次の通りである。

【００４０】熱間で穿孔および圧延して鋼管形状に成形
後そのまま直接焼入れし、焼戻しを行って所要強度に調
質する継目無鋼管の製造方法であって、重量％で、Ｃ：
０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍ
ｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：０．３〜１．２、Ｍｏ：０．
２〜１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５０％、Ｔ
ｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．０
０５％、Ｎｂ：０．１％を超え０．５％以下、Ｖ：０〜
０．５％、Ｗ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｃａ：
０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不
純物からなり、不純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉ、ＮおよびＯ
（酸素）が、それぞれＰ：０．０２５％以下、Ｓ：０．
０１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以
下、Ｏ：０．０１％以下である鋼のビレットを、熱間穿
孔および圧延する際の最終の仕上げ圧延段階において、
１０００〜１１５０℃の温度範囲にて肉厚減少率４０％
以上の加工を施した後、そのまま肉厚中心温度が１００
０℃以上、表面温度が１０００℃未満から直接焼入れ
し、その後焼戻すことを特徴とする、７５８〜１０６８
ＭＰａの降伏応力を有するとともに、表面に軟化層を有
する高強度高耐食継目無鋼管の製造方法。

【００４１】

【発明の実施の形態】

１、化学組成以下の化学組成の「％」は、すべて重量％である。

【００４２】Ｃ：０．２〜０．３５％Ｃは、焼入れ性を高め、強度を向上させるために必要な
元素である。しかし、その含有量が０．２％未満では、
焼入れ硬さが不足し、焼戻し後に必要とする高強度が得
られない。逆に、その含有量が０．３５％を超えると、
炭化物が増加し、耐ＳＳＣ性が低下してくる。従って、
Ｃ含有量は、０．２〜０．３５％とした。望ましいＣ含
有量の上限は、０．３％である。

【００４３】Ｓｉ：０．０５〜０．５％Ｓｉは、鋼の脱酸に必要な元素であり、焼戻し軟化抵抗
を高め耐ＳＳＣ性を向上させる元素であるが、過剰に含
有させると鋼を脆化させる。脱酸と耐ＳＳＣ性の向上の
目的からは０．０５％以上の含有量が必要であるが、そ
の含有量が０．５％を超えると靭性が低下するのみなら
ず、粒界強度を弱め、耐ＳＳＣ性が低下する。従って、
Ｓｉ含有量は、０．０５〜０．５％とした。望ましいＳ
ｉ含有量の上限は、０．３０％である。

【００４４】Ｍｎ：０．１〜１％Ｍｎは、鋼の脱酸に必要な元素である。脱酸の目的から
は０．１％以上の含有量が必要であるが、その含有量が
１％を超えると靭性が低下するのみならず、粒界強度を
弱め、耐ＳＳＣ性が低下する。従って、Ｍｎ含有量は、
０．１〜１％とした。望ましいＭｎ含有量の上限は、
０．５％である。

【００４５】Ｃｒ：０．３〜１．２％Ｃｒは、焼入れ性を確保して強度を上昇させるととも
に、耐ＳＳＣ性を向上させる。しかし、本発明の目標と
する降伏応力１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以上の確保
が可能な鋼にするには、その含有量が０．３％未満では
焼入れ性改善効果が不十分である。逆に、その含有量が
１．２％を超えると、硫化水素を含む環境において腐食
速度の増加し、それに伴う吸蔵水素濃度の増加を招いて
耐ＳＳＣ性を劣化させる。従って、Ｃｒ含有量は、０．
３〜１．２％とした。望ましい範囲は、０．５〜０．８
％である。

【００４６】Ｍｏ：０．２〜１％Ｍｏは、Ｃｒと同様に、焼入れ性を向上させて強度を上
昇させるとともに、焼戻し軟化抵抗を高めて高温焼戻し
を可能とし、耐ＳＳＣ性を向上させる。しかし、本発明
の目標とする降伏応力１１０ｋｓｉ（７５８ＭＰａ）以
上の確保が可能な鋼にするには、その含有量が０．２％
未満では上記の効果が充分でない。逆に、その含有量が
１％を超えると、応力集中係数が高くてＳＳＣの起点と
なる針状のＭｏ炭化物が析出し、耐ＳＳＣ性が劣化す
る。従って、Ｍｏ含有量は、０．２〜１％とした。望ま
しい範囲は、０．３〜０．８％である。

【００４７】ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）：０．００５
〜０．５％Ａｌは、鋼の脱酸に必要な元素である。鋳片の健全性を
十分確保するための溶湯への添加の結果、ｓｏｌ．Ａｌ
として鋼中に含有されるが、その含有量が０．００５％
未満では十分に健全な鋳片が得られない。逆に、その含
有量が０．５％を超えると、介在物が多くなって靱性が
低下する。また、油井管用継目無鋼管には、その管端に
接続用のネジを切ることが多いが、Ａｌが多いとネジ切
り部に欠陥が発生しやすくなる。従って、ｓｏｌ．Ａｌ
含有量は、０．００５〜０．５％とした。望ましい範囲
は、０．０１〜０．１％である。

【００４８】Ｔｉ：０．００５〜０．５％Ｔｉは、鋼中の不純物であるＮをＴｉＮとして固定する
目的で添加する。また、Ｎ固定に必要とするよりも過剰
なＴｉは、炭化物となって微細に析出し、焼戻し軟化抵
抗を高める効果がある。Ｎの固定は、焼入れ性向上のた
めに添加する後述のＢがＢＮとなるのを抑制し、Ｂを固
溶状態に維持して十分な焼入れ性を確保するためであ
る。しかし、その含有量が０．００５％未満では、上記
の効果が得られず、逆にその含有量が０．５％を超える
と靱性が低下する。従って、Ｔｉ含有量は、０．００５
〜０．５％とした。望ましい範囲は、０．０１〜０．１
％である。

【００４９】Ｂ：０．０００１〜０．００５％Ｂは、微量で焼入れ性を向上させ、特に厚肉材の耐ＳＳ
Ｃ性を改善する。しかし、その含有量が０．０００１％
未満では、上記の効果が得られない。逆に、その含有量
が０．００５％を超えると、靱性および耐ＳＳＣ性が低
下する。従って、Ｂ含有量は、０．０００１〜０．００
５％とした。望ましい範囲は、０．０００２〜０．００
２％である。

【００５０】Ｎｂ：０．１％超え０．５％以下Ｎｂは、本発明において最も重要な役割を果たす元素で
ある。すなわち、加熱時の粒成長を抑えて高温からの焼
入れを可能にし、焼入れ後の焼戻し軟化抵抗を著しく高
め、高温の焼戻しにおいても十分な強度を維持するとと
もに、高強度化に伴う耐ＳＳＣ性低下を防ぐことを実現
させるのである。このような効果を得るには、少なくと
も０．１％を超えるＮｂ含有量が必要であり、その含有
量が０．１％以下では、耐ＳＳＣ性の向上に望ましい高
温焼戻し（６５０℃以上）後に、高強度を確保すること
が困難である。

【００５１】しかし、その含有量が０．５％を超える
と、靱性が低下するのに加え、強度を調整するために高
温焼戻した場合、Ａｃ₁ 点を超えてしまい、オーステナ
イトが生成し、このオーステナイトの一部が冷却後にフ
レッシュマルテンサイトとなるために耐ＳＳＣ性が低下
する。また、望ましい焼戻し温度（６５０℃以上）では
高強度となりすぎて耐ＳＳＣ性が劣化する。従って、Ｎ
ｂ含有量は、０．１％超え０．５％以下とした。望まし
い範囲は、０．２〜０．４％である。

【００５２】Ｐ：０．０２５％以下Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に存在する。そし
て、その含有量が０．０２５％を超えると粒界に偏析
し、特に高強度鋼の耐ＳＳＣ性を低下させる。従って、
Ｐ含有量は、０．０２５％以下とした。なお、Ｐの含有
量は、低ければ低いほど好ましい。

【００５３】Ｓ：０．０１％以下Ｓは、上記のＰと同様に、不純物として鋼中に不可避的
に存在する。そして、その含有量が０．０１％を超える
と粒界に偏析する一方、硫化物系の介在物を形成し、特
に高強度鋼の耐ＳＳＣ性を低下させる。従って、Ｐ含有
量は、０．０１％以下とした。なお、Ｓの含有量は、低
ければ低いほど好ましく、その望ましい上限は０．００
１％である。

【００５４】Ｎｉ：０．１％以下Ｎｉは、不純物して鋼中に存在し、靱性および耐ＳＳＣ
性を低下させる。しかし、その含有量が０．１％以下で
あれば問題ないことから、その上限を０．１％と定め
た。なお、Ｎｉは、Ｃｒ原料中に不可避的に含まれてお
り、その含有量を０（ゼロ）にすることは工業的に不可
能であるが、できるだけ少ない方が望ましい。

【００５５】Ｎ：０．０１％以下Ｎは、不純物して鋼中に存在し、上記のＮｉと同様に、
靱性および耐ＳＳＣ性を低下させる。しかし、その含有
量が０．０１％以下であれば問題ないことから、その上
限を０．０１％と定めた。なお、Ｎは、大気中などから
鋼中に侵入し、その含有量を０（ゼロ）にすることは、
上記のＮｉと同様、工業的に不可能であるが、できるだ
け少ない方が望ましい。

【００５６】Ｏ：０．０１％以下Ｏ（酸素）は、不純物して鋼中に存在し、上記のＮｉお
よびＮと同様に、靱性および耐ＳＳＣ性を低下させる。
しかし、その含有量が０．０１％以下であれば問題ない
ことから、その上限を０．０１％と定めた。なお、Ｏ
は、上記のＮと同様に、大気中などから鋼中に侵入し、
その含有量を０（ゼロ）にすることは、工業的に不可能
であるが、できるだけ少ない方が望ましい。

【００５７】本発明においては、上記の化学組成からな
る鋼に、必要により、下記のＶ、Ｗ、ＺｒおよびＣａの
うちから選ばれた１種または２種以上を、添加含有させ
ることができる。

【００５８】Ｖ：０〜０．５％Ｖは、焼戻し時に微細な炭化物として析出し、焼入れ後
の焼戻し軟化抵抗を高め、耐ＳＳＣ性を向上させる効果
を有する元素である。このため、その効果を得たい場合
には、Ｖを添加含有させることができる。しかし、その
含有が０．００５％未満では上記の効果が得られず、
０．５％を超えて含有させると靱性が低下する。従っ
て、添加する場合のＶ含有量は、０．００５〜０．５％
とする必要がある。

【００５９】Ｚｒ：０〜０．５％Ｚｒは、引張試験時の降伏点伸びを向上させ、結果とし
て耐ＳＳＣ性をより一層向上させる効果を有する元素で
ある。このため、その効果を得たい場合には、Ｚｒを添
加含有させることができる。しかし、その含有が０．０
０５％未満では上記の効果が得られず、０．５％を超え
て含有させると介在物が増加し、靱性が低下する。従っ
て、添加する場合のＺｒ含有量は、０．００５〜０．５
％とする必要がある。なお、Ｚｒによる上記の効果は、
局部降伏時の加工硬化が小さいためと推定される。

【００６０】Ｗ：０〜１％Ｗは、Ｍｏと同様に、焼入れ性を高めて強度を向上させ
るとともに、焼戻し軟化抵抗を高めて耐ＳＳＣ性を向上
させる効果を有する元素である。このため、その効果を
得たい場合には、Ｗを添加含有させることができる。し
かし、その含有が０．０５％未満では上記の効果が得ら
れず、１％を超えて含有させると効果が飽和するだけで
なく、偏析によって耐ＳＳＣ性が低下する。従って、添
加する場合のＷ含有量は、０．０５〜１％とする必要が
ある。

【００６１】Ｃａ：０〜０．０１％Ｃａは、鋼中のＳと反応して硫化物を形成することによ
って介在物の形状を改善し、耐ＳＳＣ性を向上させる効
果を有する元素である。このため、その効果を得たい場
合には、Ｃａを添加含有させることができる。しかし、
その含有が０．０００１％未満では上記の効果が得られ
ず、０．０１％を超えて含有させると靱性および耐ＳＳ
Ｃ性が低下するだけでなく、鋼管表面に欠陥が発生しや
すくなる。従って、添加する場合のＣａ含有量は、０．
０００１〜０．０１％とする必要がある。なお、脱酸が
十分でない場合にＣａを添加すると、かえって耐ＳＳＣ
性が低下するので、この点注意を要する。

【００６２】２、製造条件熱間圧延、すなわち穿孔からそれに引き続く圧延におけ
る、ビッレトの加熱温度は、通常１１００〜１３００℃
であるが、本発明の方法の場合、析出するＮｂＣの分散
状態を制御するという観点から高い方が好ましい。ただ
し、高温にすることは加熱設備や加工設備の面で制限さ
れるので、望ましい温度は１１５０〜１２５０℃であ
る。

【００６３】上記の温度範囲に加熱されたビッレトは、
著しく粗粒である。従って、本発明においては、極端な
細粒組織にする必要はないが、粗粒すぎると焼入れ性は
良好なものの、靱性および耐ＳＳＣ性が低下するため
に、ある程度再結晶させて粒径を整える必要がある。

【００６４】そこで、本発明では、熱間圧延の最終段階
において、１０００〜１１５０℃の温度範囲での肉厚減
少率を４０％以上とする。これは、１１５０℃に到るま
での加工度の大小は、加工後直ちに再結晶が進むため、
結晶粒の細粒化には効果がなく、１０００℃を下回る温
度での加工は、Ｎｂを多量に含有する本発明の鋼の場
合、焼入れ後の硬さばらつきや、冷却後の鋼管の変形を
大きくする恐れがあるからである。また、この温度範囲
での肉厚減少率が４０％未満の加工では、組織が粗粒す
ぎて靱性および耐ＳＳＣ性が不十分となる。

【００６５】圧延の最終段階を終えた後、直ちに焼入れ
に入る。この場合の焼入れ温度は、表面が１０００℃未
満で、かつ肉厚中心が１０００℃以上とする。これは、
表面と表面近傍にＮｂＣを析出させ、肉厚全体としては
できるだけＮｂＣを析出させず、また再結晶も進行させ
ない状態から焼入れを行うことで、表面に軟化層を形成
させるためである。

【００６６】ここで、肉厚中心部の温度が１０００℃未
満では、焼入れ前にＮｂＣが著しく析出してしまい、所
望の強度を確保できないのみならず、耐ＳＳＣ性が低下
する。望ましい肉厚中心部の温度は、１０５０℃以上で
ある。なお、焼入れ時における肉厚中心部の上限温度は
特に定めないが、１１５０℃以下での加工が４０％以上
必要なので、自ずから限界がある。

【００６７】一方、表面の温度が１０００℃以上では、
焼入れ前のＮｂＣ析出が不十分なために、表面に必要な
軟化層が形成されない。なお、表面の下限温度は特に定
めないが、９５０℃未満になると、管全体の強度が低下
するので、９５０℃以上とするのが好ましい。

【００６８】上記焼入れ前の管表面温度と肉厚中心温度
は、肉厚減少率４０％以上の圧延をマンドレルミルを用
いて施す場合、その仕上げ温度、すなわちミル出側（マ
ンドレルミルの後段にサイザーなどの定形圧延機が連設
配置されている場合は、定形圧延機の出側）における管
外表面温度を１０５０℃程度とすることで、容易に得ら
れる。

【００６９】なお、肉厚減少率４０％以上の圧延をマン
ドレルミル以外の管圧延機、具体的にはプラグミルを用
いて施す場合には、プラグによる抜熱が極めて少ないの
で、圧延直後の管表面に冷却水を噴射して強制冷却し、
上記の温度差を生じさせて後に焼入れすればよいことは
いうまでもない。

【００７０】焼戻し条件は、所定の強度に調整するとい
う目的から特に定めないが、上述のような条件にて焼入
れが完了した場合、所要強度に調整し、かつ優れた耐Ｓ
ＳＣ性を得るためには６５０℃以上の焼戻しが必要にな
る。しかし、より好ましいのは、６８０℃以上の焼戻し
温度で所要強度が得られるようにすることである。

【００７１】

【実施例】

《実施例１》表１および表２に示す化学成分を有する鋼
No. Ａ〜Ｐの１６種類の鋼を１５０ｋｇの真空溶解炉を
用いて溶製した。ただし、鋼No. Ａ〜Ｐのうち、Ａ〜
Ｄ、Ｅ〜Ｈ、ＩとＪ、ＫとＬ、およびＭ〜Ｏは、それぞ
れ同一溶解チャンスに分湯したものであり、特定の合金
元素を鋳込み直前に添加して成分調整した。

【００７２】そして、得られた鋳塊を鍛造し、厚さ５０
ｍｍ、幅８０ｍｍ、長さ２５０ｍｍの圧延用ビレットと
した。これらのビレットを、鋼管の加工工程ないしは仕
上圧延の肉厚減少率の条件に合わせて、１２５０℃に加
熱し、肉厚減少率５０％の粗圧延加工後、１１５０℃を
下回る温度域にて仕上げ圧延し、圧延後に焼入れを行
い、次いで焼戻しを行った。この時、仕上げ圧延での肉
厚減少率、焼入れ前の表面温度と肉厚中心部の温度を種
々変化させた。また、焼戻し温度は、鋼の化学成分およ
び焼入れ条件に応じて所要強度｛降伏応力１１０〜１５
５ｋｓｉ（７５８〜１０６８ＭＰａ）｝が得られるよう
に種々変化させた。

【００７３】なお、焼入れ前の表面温度と肉厚中心部の
温度は、仕上げ圧延後放冷してそれぞれが所定の温度に
なるように調整した。また、焼入れ前の表面温度は放射
温度計で、肉厚中心部の温度は圧延前のビレットに埋め
込んだ熱電対で、それぞれ測温した。これらの鋼No. 毎
の試験条件を、表３にまとめて示す。

【００７４】

【表１】

【００７５】

【表２】

【００７６】

【表３】

【００７７】得られた各鋼板から、圧延方向に平行にＪ
ＩＳＺ２２０１に規定される１４Ｂ号試験片を採取
し、引張強度（降伏応力「ＹＳ」と引張強さ「ＴＳ」）
を測定した。

【００７８】また、ＪＩＳＺ２２４４に規定される
方法に従って肉厚中心部と表面下０．５ｍｍ位置のビッ
カース硬さ（Ｈｖ）を測定した。

【００７９】さらに、耐ＳＳＣ性の評価は、表面に形成
させた軟化層の効果を確認するために、各板材から圧延
方向に平行に、表面を含む３ｍｍ厚さの幅１０ｍｍ、長
さ７５ｍｍで、表面のミルスケールを除去した４点曲げ
試験片を採取し、ＮＡＣＥＴＭ−０１７７Ｍｅｔｈｏ
ｄＡに準拠した方法で行った。すなわち、１気圧の硫
化水素が飽和した２５℃の０．５％酢酸＋５％食塩水中
における定歪試験である。なお、負荷応力は、上述の引
張試験で得られた実降伏応力の８０％と９０％の２条件
となるように、４点曲げ試験片の歪み量（たわみ量）を
制御した。また、試験時間は７２０時間とし、この試験
中、実降伏応力の９０％の負荷応力で破断しないものを
耐ＳＳＣ性が良好と判定した。

【００８０】これらの結果を、表３に併せて示す。ここ
で、試番１〜１６は、仕上げ圧延温度が１０５０℃であ
り、圧延後しばらく放冷し、表面温度が１０００℃未満
の９７０℃、肉厚中心部の温度が１０００℃以上の１０
２０℃になったところで焼入れした。また、試番１７〜
３２は、仕上げ圧延温度までが試番１〜１６と同じ条件
で、仕上げ圧延の表面温度が１０００℃未満の１０１０
℃、肉厚中心部の温度が１０００℃以上の１０３０℃で
焼入れした。さらに、試番３３〜３６は、仕上げ圧延で
の肉厚減少率の影響を調査したもので、仕上げ圧延での
肉厚減少率と焼戻し温度を除く条件は、試番１〜１６と
同じである。

【００８１】以下、代表的な耐ＳＳＣ性の試験結果につ
いて説明する。

【００８２】例えば、試番１〜４において、試番１はＮ
ｂ含有量が少ないために、Ｃ１２５級の強度を得るため
には低温で焼戻しせざるを得ず、耐ＳＳＣ性が不芳であ
る。一方、試番４はＮｂ含有量が多すぎるために、焼戻
し温度が高すぎてＡｃ₁ 点を超えたので、耐ＳＳＣ性が
低下したと考えられる。試番５〜８については、試番１
および試番４と同様に考えることができる。

【００８３】また、試番１０、１２、１３および１５
は、焼戻し温度としてはＡｃ１点以下であり、また適正
な高温焼戻しとなっているが、鋼の化学成分が適当でな
いために、耐ＳＳＣ性が不芳であったと考えられる。

【００８４】さらに、試番３３〜３６において、試番３
３は仕上げ圧延での肉厚減少率が３０％と小さいため
に、粗粒となって耐ＳＳＣ性が不芳であった。これらの
試番は実降伏応力８０％の負荷応力であってさえ耐ＳＳ
Ｃ性が不芳であった。

【００８５】次に、試番１８、１９、２２、２３、２
５、２７、３０および３２は、鋼の化学成分は発明の範
囲内であり、焼入れ時の表面温度が１０００℃以上で
も、実降伏応力８０％の負荷応力では耐ＳＳＣ性が良好
であった。ただし、これらは表面軟化層の形成効果がな
く、実降伏応力９０％の負荷応力では耐ＳＳＣ性は不芳
であった。

【００８６】《実施例２》表１および表２に示す化学成
分を有する鋼No. Ｑ鋼を１５０トン転炉で溶製した。そ
して、得られたＣＣ鋳片を外径２２５ｍｍの丸ビレット
に分塊圧延し、この丸ビッレトを１２５０℃に加熱して
ピアサーで穿孔圧延して外径２５０ｍｍ、肉厚４７ｍｍ
の中空素管を得、この素管をマンドレルミルに通して外
径２４５ｍｍ、肉厚１５ｍｍに延伸圧延（肉厚減少率７
０％）し、引き続いてマンドレルミルに連設したサイザ
ーで外径２４４．５ｍｍ、肉厚１３．８４ｍｍの継目無
鋼管に成形した。

【００８７】この時、サイザー出側の管外面温度を１０
５０℃に調整し、サイザーの後段に連設配置された焼入
れ装置の直前における管の表面温度が９７０℃、肉厚中
心部の温度が１０２０℃になった時点で直接焼入れし、
次いで焼戻し温度を種々変化させて所要の強度｛降伏応
力１１０〜１５５ｋｓｉ（７５８〜１０６８ＭＰａ）｝
に調整した。

【００８８】得られた各鋼管から、圧延方向に平行にＪ
ＩＳＺ２２０１に規定される１４Ｂ号試験片を採取
し、引張強度（降伏応力「ＹＳ」と引張強さ「ＴＳ」）
を測定した。また、ＪＩＳＺ２２４４に規定される
方法に従って肉厚中心部と表面下０．５ｍｍ位置のビッ
カース硬さ（Ｈｖ）を測定した。

【００８９】さらに、耐ＳＳＣ性の評価は、表面に形成
させた軟化層の効果を確認するために、各鋼管から管内
面側に引張応力が作用するように逆Ｃリング型にする一
方、表面のミルスケールを除去したＣリング試験片を採
取し、ＮＡＣＥＴＭ−０１７７ＭｅｔｈｏｄＣに
準拠した方法で行った。すなわち、１気圧の硫化水素が
飽和した２５℃の０．５％酢酸＋５％食塩水中における
Ｃリング試験である。なお、負荷応力は、上述の引張試
験で得られた実降伏応力の８０％と９０％の２条件とし
た。また、試験時間は７２０時間とし、この試験中、実
降伏応力の９０％の負荷応力で破断しないものを耐ＳＳ
Ｃ性が良好と判定した。これらの結果を、表３に併せて
示す。

【００９０】表３に示すように、これらの鋼管（試番３
７〜３９）は、いずれも実降伏応力の９０％の負荷応力
でも破断を生じず、耐ＳＳＣ性が良好であった。

【００９１】

【発明の効果】本発明によれば、耐ＳＳＣ性が優れた降
伏応力が１１０〜１５５ｋｓｉ（７５８〜１１０６８Ｍ
Ｐａ）級の、油井およびそれに関連した諸設備に使用で
きる表面に軟化層を有する高強度高耐食性継目無鋼管
が、Ｎｂを多めに添加し、肉厚減少率４０％以上の熱間
加工後、表面温度が１０００℃未満、肉厚中心温度が１
０００℃以上から直接焼入れして焼戻すという簡易な手
段により、高い生産性で製造提供することができる。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号ＦＩＣ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/54 38/54

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】熱間で穿孔および圧延して鋼管形状に成形
後そのまま直接焼入れし、焼戻しを行って所要強度に調
質する継目無鋼管の製造方法であって、重量％で、Ｃ：０．２〜０．３５％、Ｓｉ：０．０５〜０．５％、Ｍｎ：０．１〜１％、Ｃｒ：０．３〜１．２、Ｍｏ：０．２〜１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００５〜０．５０％、Ｔｉ：０．００５〜０．５％、Ｂ：０．０００１〜０．００５％、Ｎｂ：０．１％を超え０．５％以下、Ｖ：０〜０．５％、Ｗ：０〜１％、Ｚｒ：０〜０．５％、Ｃａ：０〜０．０１％を含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
不純物中のＰ、Ｓ、Ｎｉ、ＮおよびＯ（酸素）が、それ
ぞれＰ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：０．１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．０１％以下である鋼のビレットを、熱間穿孔および圧延する際の最
終の仕上げ圧延段階において、１０００〜１１５０℃の
温度範囲にて肉厚減少率４０％以上の加工を施した後、
そのまま肉厚中心温度が１０００℃以上、表面温度が１
０００℃未満から直接焼入れし、その後焼戻すことを特
徴とする、７５８〜１０６８ＭＰａの降伏応力を有する
とともに、表面に軟化層を有する高強度高耐食継目無鋼
管の製造方法。