CN100587083C - 无缝钢管的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种无缝钢管的制造方法，其中，钢锭的组成为C：0.15～0.20%、Si：0.01～小于0.15%、Mn：0.05～1.0%、Cr：0.05～1.5%、Mo：0.05～1.0%、Al≤0.10%、V：0.01～0.2%、Ti：0.002～0.03%、B：0.0003～0.005%及N：0.002～0.01%，根据需要，还含有特定量的Ca、Mg及REM中的1种以上，且满足“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)≥0.43”及“Ti×N＜0.0002-0.0006×Si”，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P≤0.025%、S≤0.010%、Nb＜0.005%，将上述组成的钢锭加热到1000～1250℃，在终轧温度为900～1050℃的制管轧制结束之后，从Ar3相变点以上的温度进行直接淬火，或在上述制管轧制结束之后，在生产线上将其补热到Ac3相变点～1000℃，从Ar3相变点以上的温度进行淬火，然后，在600℃～Ac1相变点的温度区域进行回火，这样制造出的无缝钢管具有高强度和优良的韧性，并且屈服比高、抗SSC性也优良。

Description

无缝钢管的制造方法
技术领域
本发明涉及一种无缝钢管的制造方法。具体涉及一种用低成本的在线淬火(in-line quenching)工艺制造具有759MPa以上的屈服强度(YS)、并且屈服比高、且韧性和抗硫化物应力裂纹性优良的无缝钢管的方法。
背景技术
比焊接管可靠性高的无缝钢管多在严酷的油井、气井(以下统称为“油井”)环境、高温环境下使用，通常要求其高强度化、提高韧性及提高耐酸性。特别是现在正在开发的油井，由于高深度的井成为主流，因此需要高强度化及高韧性化比以往高的钢管，并且由于使用环境为严酷的腐蚀环境，因此越来越需要兼具抗硫化物应力裂纹性(以下称为“抗SSC性”)的无缝钢管。
钢材硬度随着强度的提高而变高。即，由于位错密度上升，因此进入到钢材中的氢量增加，其抵抗应力脆弱化。因此，通常是，在含有较多硫化氢的环境下使用的钢材虽然实现了高强度化，但其抗SSC性变差。特别是“屈服强度/拉伸强度”之比(以下称为“屈服比”)低的钢材，当制造具有期望屈服强度的构件时，拉伸强度及硬度容易变高，抗SSC性显著降低。因此，当钢材的强度上升时，为了保持其低硬度需要提高屈服比。
为了提高屈服比，优选钢材为均匀的回火马氏体组织，但仅此是不够的。作为用于在回火马氏体组织下进一步提高屈服比的一个方法，可以举出使旧奥氏体晶粒(以下简称为“奥氏体晶粒”)细化的方法。另外，奥氏体晶粒的细化对于高强度钢材的高韧性化也是有效的。
但是，奥氏体晶粒的细化需要进行离线淬火(off-linequenching)，生产效率降低，所使用的能源也增加，因此，在成本合理化、提高生产效率及节能已必不可少的今天，对于制造者来说是不利的。
因此，专利文献1～3公开了在生产效率高的在线淬火的制造中对添加了Nb情况下的奥氏体晶粒进行细化的技术。另外，专利文献4公开了在在线淬火的制造中对限制了N和Nb含量情况下的奥氏体晶粒进行细化的技术。
专利文献1：日本特开平5-271772号公报
专利文献2：日本特开平8-311551号公报
专利文献3：日本特开2000-219914号公报
专利文献4：日本特开2001-11568号公报
在上述专利文献1及专利文献2中公开的技术，利用直接淬火前的热轧及再加热，使Nb碳氮化物微细析出，利用其钉扎作用达到晶粒细化的目的。但是，在800～1100℃的温度区域，Nb在钢中的溶解度对温度的依存性高。因此，由于微小的温度差会引起Nb碳氮化物的析出量产生偏差。因此，若在热态下制管中的钢管内产生温度差，则奥氏体晶粒由于Nb碳氮化物的析出量的偏差而成为混晶，此外，由于直接淬火时固溶Nb量的偏差，而在作为最终热处理的回火时重新析出的微细的Nb碳氮化物量产生偏差且析出硬化的程度不同，从而在钢管内产生强度偏差，因此不能得到具有可靠性的钢管。因此，在利用在线淬火制造具有高强度和优良抗SSC性的钢管时，优选不添加Nb。
另一方面，专利文献3公开的技术是将Nb含量限制在0.005～0.012％的低范围内，在在线淬火时使Nb固溶而抑制强度偏差，但固溶后的Nb在回火时作为极其微细的Nb碳氮化物析出，有助于析出强化，因此强度受Nb含量的影响较大，因此，Nb含量的偏差引起强度变化，需要使回火温度连同钢的Nb含量一起改变，从而不经济。
采用专利文献4中公开的技术，虽然通过实施在线淬火来减少强度偏差，能制造抗SSC性良好的钢管，但如在实施例中公开的那样，由于不完全限定C、Cr、Mn及Mo的含量，因此得到的钢管的屈服比低。因此，得到的抗SSC性良好的钢管只是屈服强度小于759MPa(小于110ksi)的钢管。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供一种用可实现节能的高效率方法制造具有高强度和优良韧性、且屈服比高、抗SSC性也优良的无缝钢管的方法。
本发明的要旨在于下述(1)及(2)所示的无缝钢管的制造方法。
(1)本发明无缝钢管的制造方法，其特征在于，钢锭的成分以质量％计为含有C：0.15～0.20％、Si：0.01％以上且小于0.15％、Mn：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.5％、Mo：0.05～1.0％、Al：0.10％以下、V：0.01～0.2％、Ti：0.002～0.03％、B：0.0003～0.005％及N：0.002～0.01％，且满足下述的式(1)及式(2)，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P为0.025％以下、S为0.010％以下、Nb为小于0.005％，将上述成分的钢锭加热到1000～1250℃的温度，在终轧温度为900～1050℃的制管轧制结束之后，从Ar3相变点以上的温度进行直接淬火，或在上述制管轧制结束之后，在生产线上将其补热到Ac3相变点～1000℃，从Ar3相变点以上的温度进行淬火，调整成依据ASTM E112法测定的奥氏体粒度等级为7.2以上，然后，在600℃～Ac1相变点的温度区域进行回火。
C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)≥0.43…(1)
Ti×N＜0.0002-0.0006×Si…(2)
其中，式(1)及式(2)中的C、Mn、Cr、M0、Ti、N及Si分别表示元素的质量％。
(2)本发明无缝钢管的制造方法，其特征在于，钢锭的成分以质量％计为含有C：0.15～0.20％、Si：0.01％以上且小于0.15％、Mn：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.5％、Mo：0.05～1.0％、Al：0.10％以下、V：0.01～0.2％、Ti：0.002～0.03％、B：0.0003～0.005％及N：0.002～0.01％，并且含有从Ca：0.0003～0.01％、Mg：0.0003～0.01％及REM：0.0003～0.01％中选择的1种以上，且满足下述的式(1)及式(2)，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P为0.025％以下、S为0.010％以下、Nb为小于0.005％，将上述组成的钢锭加热到1000～1250℃的温度，在终轧温度为900～1050℃的制管轧制结束之后，由Ar3相变点以上的温度进行直接淬火，或在上述制管轧制结束之后，在生产线上将其补热到Ac3相变点～1000℃，从Ar3相变点以上的温度进行淬火，调整成依据ASTM E 112法测定的奥氏体粒度等级为7.2以上，然后，在600℃～Ac1相变点的温度区域内进行回火。
C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)≥0.43…(1)
Ti×N＜0.0002-0.0006×Si…(2)
其中，式(1)及式(2)中的C、Mn、Cr、Mo、Ti、N及Si分别表示元素的质量％。
下面，将上述(1)及(2)的无缝钢管制造方法的发明分别称为“本发明(1)”及“本发明(2)”。并且，将它们总称为“本发明”。
另外，本发明所说的“REM”为Sc、Y及镧系元素总计17种元素的总称，REM的含量是指上述元素的总含量。
采用本发明，能用可实现节能的高效率的方法制造出具有奥氏体晶粒的依据ASTM E 112法测定的奥氏体粒度等级为7.2以上的细晶粒、即均匀微细的回火马氏体组织的、具有高强度和优良韧性、且屈服比高、抗SSC性也优良的无缝钢管。
具体实施方式
为了提高抗SSC性需要提高屈服比。因此，本发明人首先调查了成分元素给进行了淬火、回火后的钢材的屈服比带来的影响。其结果得到了下述(a)～(e)的见解。
(a)C含量对进行了淬火、回火后的钢材的屈服比的影响最大，通常通过降低C含量来提高屈服比。
(b)若只是降低C量，其钢的淬透性会降低，不能得到均匀的淬火组织，不能充分地提高屈服比。
(c)由于C量降低而降低了的淬透性，通过添加B且使B发生晶界偏析，抑制来自晶界的铁素体相变来提高即可。但是，仅此是不够的，需要复合添加适当量的Mn、Cr及Mo。
(d)若“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值为0.43以上，则用通常的钢管淬火设备便能得到均匀的淬火组织。另外，上述式中的C、Mn、Cr及Mo分别表示元素的质量％。
(e)若上述式的值为0.43以上，则顶端淬火试验中的距离淬火端10mm位置处的硬度，超过与马氏体率90％相对应的硬度，能确保良好的淬透性。另外，该值若为0.45以上则更优选，若为0.47以上更加优选。
根据上述调查判明：即使屈服强度为超过759MPa(110ksi)那样的高强度，若提高屈服比也能将硬度抑制得较低，由此能确保良好的抗SSC性。
因此，为了提高生产效率，将钢材加热后对其进行穿孔、热延伸轧制，以Ar3相变点以上的温度加工制管，之后从Ar3相变点以上的温度进行在线淬火、再进行回火，然后对钢管的特性进行了调查。
其结果判明：将屈服强度超过759MPa(110ksi)那样的钢管以Ar3相变点以上的温度加工制管后，趁温度未低于Ar3相变点时进行直接淬火处理，或在温度设定为Ar3相变点以上的补热炉里进行补热后进行淬火处理，在在线淬火的情况下，由于不存在像离线淬火那样利用相变和逆相变反复进行使结晶粒细化的工艺，因此有时奥氏体晶粒变大且韧性降低。
因此，本发明人得到了如下结论：采用生产线上的制管-淬火的工艺，为了得到屈服强度超过759MPa(110ksi)那样的高强度且韧性优良的钢管，需要细化加工制管时刻的奥氏体晶粒。
因此，接下来，对在高温完成制管及淬火处理的在线淬火的奥氏体晶粒的细化方法进行了精心研究。其结果，首先得到了下述(f)及(g)的见解。
(f)在在线淬火的奥氏体晶粒的细化中，需要即使高温也能使可稳定地钉扎结晶晶界的粒子微细分散。
(g)作为上述的钉扎粒子，可采用即使高温也不易固溶、且不易粗化的TiN。即，若在钢锭的制管前加热中使TiN微细地分散，便能将在生产线上进行淬火的钢管的奥氏体晶粒细化。
因此，为了进一步研究TiN的分散方法，采用具有各种成分的钢锭对其TiN的析出量进行了调查。即，从采用圆形截面的铸型利用连铸机浇注成的钢锭、即所谓“圆形C C铸片”的中心部选取抽出残余分析用的试样及抽出复制品，利用抽出残余分析及电子显微镜观察来调查TiN的析出量和分散状态。其结果，得到下述(h)及(i)的方案。
(h)为了使TiN在钢锭的制管前加热中微细分散，需要采用含有多量Ti和N的钢组成。但是，若只是含有多量的Ti和N，则在凝固时的高温状态下，TiN会生成核并粗化。
(i)不只是Ti和N的含量影响TiN的析出量、Si的含量也给TiN的析出量带来较大的影响，通过限制Si的含量，能含有多量的Ti和N，且能抑制凝固时TiN的生成和粗化。即，即使是Ti及N的含量相同的钢，在Si的含量低的情况下，钢锭中的TiN的析出量较少，Ti会以过饱和固溶于钢锭中的状态存在。可以认为这是由于通过降低Si的含量而抑制了凝固时产生的TiN的生成和成长。
接下来，本发明人采用TiN的析出量不同的钢锭(圆形CC铸片)进行加热后穿孔，再进行制管轧制和在线淬火，对在线淬火后的奥氏体晶粒直径进行了调查。其结果得到了下述(j)的重要见解。
(j)钢锭中的TiN的析出量少的一方，在线淬火后的奥氏体晶粒变得微细。这是由于Ti和N固溶了的状态的钢锭利用制管前的加热从室温升温到高温，从而从低温侧开始析出TiN，并且，作为进行微细分散的钉扎粒子而有效地发挥作用。另外，TiN由于既在奥氏体中稳定，又在高温中不会固溶于基体(matlrix)中，因此稳定且可靠地发挥作为钉扎粒子的效果。
由此，本发明人得到了这样的结论：在在线淬火的工艺中，为了使奥氏体晶粒细化，采用TiN的析出量少的钢锭、即过饱和地固溶了Ti和N的钢锭是重要的。
因此，还对于Ti、N及Si的含量和钢锭中的Ti及N的固溶量的关系进行了详细地调查。其结果，得到了下述(k)的见解。
(k)为了利用在线淬火使奥氏体晶粒充分地细化，钢锭中Ti、N及Si各自的元素质量％，需要满足下述式(2)。
Ti×N＜0.0002-0.0006×Si…(2)
本发明人还对于合金元素及轧制前的钢锭加热温度给进行了在线淬火后进行了回火的钢材的韧性及抗SSC性带来的影响进行了调查。其结果的一个例子如下所述。
首先，分别采用150kg的真空熔化炉熔炼具有表1所示化学成分的钢A～C，采用一边为200mm的棱柱状的模具铸型进行浇注制成钢锭。
作为抽出残余分析用，从得到的钢锭上部的中心部沿天地方向切取直径10mm、长100mm的小型圆柱试样，对其实施抽出残余分析，调查残余中的Ti量。另外，从钢锭的一部分切取顶端淬火试样，以950℃进行奥氏体化后，对其实施顶端淬火试验，调查各钢的淬透性。
在表1中将从钢锭中Ti的含量中减去残余中Ti量而得的值表示为“Ti固溶量”。另外，在表1中关于各钢的Ti、N及Si的含量，满足上述式(2)的用“○”表示，不满足的用“×”表示，并且，一并表示“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值(在表1中记为“A值”)以及Ac1、Ac3及Ar3的各相变点。
并且，表1一并表示钢A～C在顶端淬火试验中的距离淬火端10mm位置的洛氏C硬度(JHRC10)以及各钢的与C量相对应的马氏体率90％时的洛氏C硬度预测值。另外，顶端淬火试验中的距离淬火端10mm位置的冷却速度相当于约20℃/秒。另外，C量和马氏体率90％时的洛氏C硬度预测值按下述文献所示“(C％×58)+27”给出。
J.M.Hodge and M.A.Orehoski：“RelatiOnshipbetween hardenability and percentage martensite in somelow-alloy steels”、Trans.AIME、167(1946)、pp.627-642。
接着，将各钢锭的剩余部分分成5份后，在表2所示的1000～1300℃的各种温度下实施两个小时均热的加热处理，马上输送到热轧机，在950℃以上的加工轧制温度对厚16mm的钢板进行热轧，趁着各热轧钢板的表面温度未低于Ar3相变点时将其输送到加热炉，使其以950℃在炉中补热10分钟后，从930℃***到搅拌水槽而进行水淬。
从这样得到的水淬状态的各钢板上切取微观组织观察用试样，依据ASTM E 112法测定奥氏体粒度。对剩余的各钢板以表2所示的690℃或700℃的温度实施均热30分钟的回火处理。
Figure C20068002738900141
接着，从回火后的钢板的板厚中心部与轧制方向平行地选取JIS Z 2201(1998)规定的4号拉伸试样和JIS Z 2202(1998)规定的10mm宽的V槽口试样，调查拉伸特性及韧性。即，在室温下进行拉伸试验，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)及屈服比(YR)。另外，进行夏比冲击试验，求得能量转变温度(vTE)。
另外，从回火后的钢板的板厚中心部与轧制方向平行地选取直径6.35mm、长25.4mm的圆棒拉伸试样，以依据NACE-TM-0177-A-96法的方法进行抗SSC性试验。即，以硫化氢的分压力为101325Pa(latm)的硫化氢测定在饱和了的25℃的0.5％醋酸+5％盐水环境中的极限应力以(是试验时间为720小时不断裂的最大负荷应力。用与各钢板的实际屈服强度之比表示)。
表2一并表示水淬状态的钢板的奥氏体粒度等级及回火后的钢板的拉伸特性、韧性及抗SSC性。
钢A如表1所示，满足上述式(2)，钢锭中的Ti固溶量多。因此，利用轧制前的加热能充分地微细析出TiN，如表2中符号1～4所示，通过使轧制前的加热温度为1000～1250℃，能将奥氏体晶粒细化、且得到良好的韧性。另外，钢A如表1所示，由于满足上述式(1)，因此即使在以950℃进行奥氏体化且进行了淬火的情况下也能确保90％以上的马氏体组织，由于屈服比也较高，所以抗SSC性良好。
钢B如表1所示，不满足上述式(2)，钢锭中的Ti固溶量少。因此，利用轧制前的加热不能充分地析出TiN，如表2所示，由于奥氏体晶粒较大，因此能量转变温度(vTE)高而韧性低。
如表1所示，钢C满足上述式(2)，钢锭中的Ti固溶量多。因此，利用轧制前的加热能充分地析出TiN，如表2中符号1～4所示，通过使轧制前的加热温度为1000～1250℃，将奥氏体晶粒细化。但是，如表1所示，A值、即“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值为0.391，由于不满足上述式(1)，因此淬透性不足。因此，如表2所示，其抗SSC性较差。
另外，微细地分散了的TiN在1300℃容易凝聚粗化。因此，钢A～C全部在轧制前加热温度为1300℃的情况下晶粒粗化。
接着，说明将本发明中作为无缝钢管原料的钢锭的化学组成特定为上述那样的组成的理由。
C：0.15～0.20％
C为且廉价地对提高钢的强度有效的元素。但是，若其含量小于0.15％，则为了得到期望的强度必须进行低温回火，其抗SSC性降低，或为了确保淬透性而需要添加大量的高价元素。另一方面，当C含量超过0.20％时，其屈服比降低，若想要得到期望的屈服强度，则由于将导致硬度上升而抗SSC性降低，并且由于碳化物也大量存在，因此韧性也降低。因此，使C的含量为0.15～0.20％。另外，C含量的优选范围为0.15～0.18％，更优选范围为0.16～0.18％。
Si：0.01％以上、小于0.15％
Si除了具有脱氧作用以外，还是提高钢的淬透性且提高强度的元素，需要使其含量为0.01％以上。但是，当其含量为0.15％以上时，TiN开始粗大并析出，对韧性带来坏恶劣影响。因此，使Si的含量为0.01％以上、且小于0.15％。另外，Si的含量优选范围为0.03～0.13％，更优选范围为0.07～0.12％。
Mn：0.05～1.0％
Mn除了具有脱氧作用以外，还是提高钢的淬透性且提高强度的元素，需要使其含量为0.05％以上。但是，当其含量超过1.0％时，其抗SSC性降低。因此，使Mn的含量为0.05～1.0％。
Cr：0.05～1.5％
Cr为对提高钢的淬透性有效的元素，为了发挥其效果需要使其含量为0.05％以上。但是，当其含量超过1.5％时，导致抗SSC性降低。因此，使Cr的含量为0.05～1.5％。Cr含量的优选范围为0.2～1.0％，更优选范围为0.4～0.8％。
Mo：0.05～1.0％
Mo为对提高钢的淬透性且确保高强度、并且对提高抗SSC性有效的元素。为了得到上述效果，需要使Mo含量为0.05％以上。但是，当Mo含量超过1.0％时，在奥氏体晶界形成粗大的碳化物，抗SSC性降低。因此，需要使Mo的含量处于0.05～1.0％的范围。另外，Mo含量的优选范围为0.1～0.8％。
Al：0.10％以下
Al为具有脱氧作用、且对提高韧性及加工性有效的元素。但是，当含量超过0.10％时，显著地产生发纹(streak flaws)。因此，使Al的含量为0.10％以下。另外，由于Al含量也可以为杂质水平，因此其下限不受特别限定，但优选设为0.005％以上。Al含量的优选范围为0.005～0.05％。另外，本发明所说的Al含量是指可溶于酸中的Al(所谓的“sol.Al”)的含量。
V：0.01～0.2％
V作为微细的碳化物在回火时析出，具有提高强度的作用。为了得到上述那样效果，需要使V的含量为0.01％以上。但是，当其含量超过0.2％时，过剩地产生V碳化物而导致韧性降低。因此，使V的含量为0.01～0.2％。另外，V含量的优选范围为0.05～0.15％。
Ti：0.002～0.03％
Ti将钢中的N以氮化物的形式加以固定，且在回火时以固溶B的状态存在，发挥提高淬透性的效果。另外，在生产线上的制管-淬火的工艺中，在制管前的加热时作为微细的TiN析出很多，具有细化奥氏体晶粒的作用。为了得到上述那样的Ti的效果，需要使其含量为0.002％以上。但是，当Ti的含量为0.03％以上时，其作为粗大的氮化物存在，使抗SSC性降低。因此，使Ti的含量为0.002～0.03％。另外，Ti的优选含量为0.005～0.025％。
B：0.0003～0.005％
B具有提高淬透性的作用。即使是杂质水平含量的B也能得到提高淬透性作用，但为了更显著地得到其效果，需要使其含量为0.0003％以上。但是，当B的含量超过0.005％时韧性降低。因此，使B的含量为0.0003～0.005％。B含量的优选范围为0.0003～0.003％。
N：0.002～0.01％
N在生产线上的制管-淬火的工艺中，在制管前的加热时作为微细的TiN析出很多，且具有细化奥氏体晶粒的作用。为了得到上述那样的N的作用，需要使其含量为0.002％以上。但是，当N的含量变多、特别其含量超过0.01％时，导致AlN、TiN的粗化，并且同时形成B和BN导致固溶B量降低，导致淬透性显著降低。因此，使N的含量为0.002～0.01％。
“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值：0.43以上
在本发明中，通过限定C而提高屈服比，达到提高抗SSC性的目的。因此，若不随着调整C含量地调整Mn、Cr及Mo的含量，则会有损淬透性，反而会降低抗SSC性。因此，确保淬透性的含义在于C、Mn、Cr及Mo的含量、特别是“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值为0.43以上、即必须规定为满足式(1)。另外，若“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值为0.45以上更优选，若为0.47以上更优选。
“Ti×N”表达式的值：小于“0.002-0.0006×Si”表达式的值
在生产线上的制管-淬火的工艺中，为了奥氏体晶粒的细化需要微细分散TiN，为了微细分散TiN，需要含有多量的Ti和N，并且需要抑制在钢液中产生TiN，从而抑制凝固时TiN的生成和粗化。虽然钢液中的TiN极快地成长而粗化，但由于Si在钢液中具有排斥Ti的作用，因此在Si的含量高的情况下，Ti的活度变高，容易产生TiN。换言之，通过将Si的含量抑制得低，即使Ti和N的含量多，也能抑制在钢液中产生TiN。并且，在“Ti×N”表达式的值为小于“0.002-0.0006×Si”表达式的值的情况下，即，在满足式(2)的情况下，能微细且大量分散TiN。
在本发明中，杂质中的P、S及Nb的含量按如下规定。
P：0.025％以下
P为钢的杂质，由于晶界偏析导致韧性降低，特别是当其含量超过0.025％时韧性降低显著，并且，抗SSC性也显著降低。因此，需要将P的含量抑制在0.025％以下。另外，P的含量优选为0.020％以下，若为0.015％以下更优选。
S：0.010％以下
S也为钢的杂质，当其含量超过0.010％时，抗SSC性大幅度降低。因此，使S的含量为0.010％以下。另外，S的含量优选设为0.005％以下。
Nb：小于0.005％
Nb由于在800～1100℃的温度区域内其在钢中溶解度的对温度的依存性高，因此奥氏体晶粒变成混晶，或者，在生产线上的制管-淬火的工艺中，由于温度的微小变动会引起析出物的不均匀化，随之产生强度偏差，特别是当其含量超过0.005％时，强度偏差显著。因此，使Nb的含量为小于0.005％。另外，Nb的含量优选为尽可能少。
由于上述理由，在本发明(1)的无缝钢管的制造方法中，将作为无缝钢管原料的钢锭的化学组成规定为含有上述范围的从C到N的元素，且满足上述式(1)及式(2)，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P为0.025％以下，S为0.010％以下，Nb为小于0.005％。
另外，在本发明的无缝钢管的制造方法中，作为无缝钢管原料的钢锭的化学组成，根据需要，可有选择地含有从Ca：0.0003～0.01％、Mg：0.0003～0.01％及REM：0.0003～0.01％中选择的1种以上。即，也可以含有作为任意添加元素添加的上述Ca、Mg及REM的1种以上。
下面，对上述的任意添加元素进行说明。
Ca：0.0003～0.01％、Mg：0.0003～0.01％、REM：0.0003～0.01％
Ca、Mg及REM无论哪个，只要添加都会和钢中的S发生反应而形成硫化物，从而改善夹杂物的形态，从而具有提高抗S S C性的作用。但是，无论哪个的含量小于0.0003％，都不能得到上述效果。另一方面，无论哪个的含量超过0.01％，都会增加钢中的夹杂物量，从而降低钢的纯度，反而降低抗SSC性。因此，在添加Ca、Mg及REM时，Ca、Mg及REM的含量都为0.0003～0.01％为好。Ca、Mg及REM可仅添加任意1种、或复合添加2种以上。
另外，如前所述，“REM”为Sc、Y及镧系元素总计17种元素的总称，REM的含量是指上述元素的总含量。
由于上述理由，在本发明(2)的无缝钢管的制造方法中，将作为无缝钢管原料的钢锭的化学组成，规定为含有上述范围的从C到N的元素，并且含有从上述范围Ca、Mg及REM中选择的1种以上，且满足上述式(1)及式(2)，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P为0.025％以下，S为0.010％以下，Nb为小于0.005％。
本发明的无缝钢管的制造方法，在钢锭的加热温度、终轧温度及轧制结束后的热处理方面具有特征。下面，分别对它们进行说明。
(A)钢锭的加热温度
制管轧制前的钢锭的加热温度越低越好，但当低于1000℃时，穿孔顶头的损伤严重，不能进行工业性规模的大量生产。另一方面，当超过1250℃时，好不容易在低温度区域微细地分散了的TiN，由于奥斯特瓦尔特(Ostwald)成长且凝聚粗化，因此降低了钉扎结晶粒的效果。因此，使制管轧制前的钢锭加热温度为1000～1250℃。钢锭加热温度优选为1050～1200℃，若为1050～1150℃则更优选。
制管轧制前的钢锭加热条件也可以不特别限定在上述温度区域。但是，加热速度越慢，越在低温侧微细地析出TiN、相对晶粒细化的效果越大，因此，优选以15℃/分的加热速度进行加热。另外，采取从室温开始的加热中暂时以Ac1相变点～Ac3相变点的温度或其近旁的温度进行保持，极微细地分散TiN后，再将其加热到期望的加热温度那样的2级加热模式也较佳。另外，将钢锭在600℃～Ac3相变点之间的温度区域进行预热处理，在铁素体区域使TiN微细分散后将其暂时冷却到室温，再重新加热到规定的制管前加热温度的工序也较佳。
另外，作为无缝钢管原料的钢锭，只要固溶多量Ti即可，其制造方法并不受特别限定。但是，为了成为固溶了多量Ti的状态，采用冷却速度快的铸锭方法为好，因此，例如优选采用使用了圆形截面铸型的连铸设备、即所谓的“圆形CC设备”进行制造。
(B)终轧温度
当终轧温度低于900℃时，钢管的变形阻力过大，工具磨损严重，不能进行工业性规模的大量生产。另一方面，当超过1050℃时，由轧制再结晶引起结晶粒的粗化发展。因此，需要使终轧温度为900～1050℃。
另外，无缝钢管的轧制方法只要使终轧温度为900～1050℃即可，并不受特别限定，但从确保高生产效率方面考虑，利用例如曼内斯曼-芯棒式无缝管轧机制管法进行穿孔和延伸轧制将钢管加工到最终形状为好。
(C)补热处理
在上述(B)的终轧温度结束制管的钢管，也可以从Ar3相变点以上的温度直接进行直接淬火，但为了确保制管轧制结束后钢管的长度方向及厚度方向的均热性，优选在生产线上进行补热处理。
当补热温度低于Ac3相变点时，产生铁素体析出而成为不均匀的组织；另一方面，当超过1000℃时，结晶粒的粗化发展。因此，使在生产线上进行补热时的温度为Ac3相变点～1000℃的范围。优选为Ac3相变点～950℃的范围。并且，即使补热时间为1～10分钟左右，也能确保钢管全长上的充分均热。
(D)淬火、回火
经过上述工序的钢管，从Ar3相变点以上的温度开始进行淬火。另外，以使管的整个壁厚成为足够的马氏体组织的冷却速度进行淬火。通常水冷为好。
淬火后在600℃～Ac1相变点的温度区域进行回火。这是由于：当回火温度低于600℃时，由于在回火时析出的渗碳体为针状，因此抗SSC性降低；另一方面，当回火的温度超过Ac1相变点时，由于母相的一部分发生逆相变，成为不均匀的组织，因此抗SSC性降低。另外，回火时间虽然也取决于管的壁厚，但大概为10～120分钟即可。
下面，由实施例更详细地说明本发明。
用连铸法制作由具有表3所示的化学组成的21种钢D～X构成的外径225mm的钢锭(圆形CC铸片)。另外，表3中一并记载了各钢锭的“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值(表3中表示为“A值”)以及Ac1、Ac3及Ar3的各相变点，另外，关于Ti、N及Si的含量，满足上述式(2)的用“○”表示，不满足的用“×”表示。
接着，利用曼内斯曼-芯棒式无缝管轧机制管法进行穿孔和延伸轧制，加工轧制成最终形状，在生产线上进行淬火和接在其下的回火，制作成了外径244.5mm、壁厚13.8mm的无缝钢管。表4表示钢锭的加热温度、终轧温度、补热温度及在生产线上的淬火温度。
另外，补热时间为10分钟，淬火为水淬。回火针对于各种钢，将屈服强度调整为所谓“110ksi级钢管”的上限、即在862MPa附近。即，采用试验加热炉，在Ac1相变点以下的各种温度，在冷态下对淬火状态的钢管剪断得到的短钢管进行回火处理，求出各种钢的回火温度和屈服强度之间的关系，基于得到的关系，选择屈服强度大致为862MPa的温度并保持30分钟。
采用淬火状态的钢管进行奥氏体粒度的测定，并且，从回火后的制品钢管上切取各种试样，并实施下述试验，调查无缝钢管的性能。并且，也调查了各钢的淬透性。
Figure C20068002738900241
Figure C20068002738900251
<1>淬透性
从制管轧制前的钢锭上切取顶端淬火试样，以950℃进行奥氏体化后进行顶端淬火试验。淬透性的评价是比较距离淬火端10mm位置的洛氏C硬度(JHRC10)、和各钢的与90％马氏体率相对应的洛氏C硬度的预测值即“(C％×58)+27”的值，JHRC10显示为较高值的情况为淬透性“良好”，JHRC10的值在“(C％×58)+27”的值以下的情况为淬透性“不良”。
<2>奥氏体晶粒度
从淬火状态的钢管的壁厚中央部选取截面15mm×15mm的微观组织观察用试样，将表面研磨成镜面后，在苦味酸饱和水溶液中进行腐蚀，用光学显微镜进行观察，依据ASTM E 112法测定奥氏体粒度。
<3>拉伸试验
从钢管的长度方向选取API规格的5CT所规定的弧状拉伸试样，在室温下实施拉伸试验，测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)及屈服比(YR)。
<4>夏比冲击试验
从钢管的长度方向选取JIS Z 2202(1998)所规定的10mm宽的V形槽口试样，进行夏比冲击试验，求得能量转变温度(vTE)。
<5>抗SSC性试验
从钢管的长度方向选取直径6.35mm的圆棒拉伸试样，用依据NACE-TM-0177-A-96法的方法进行抗SSC性的试验。即，以硫化氢的分压力为101325Pa(latm)的硫化氢测定在饱和的25℃的0.5％醋酸+5％盐水环境中的极限应力(是试验时间为720小时不断裂的最大的负荷应力。用与各钢管的实际屈服强度之比表示)。另外，极限应力若为YS的90％以上，则抗SSC性评价为良好。
表4一并表示了上述调查结果。另外，“淬透性”的栏将JHRC10的值和“(C％×58)+27”的值相比较，基于上述的基准用“良好”或“不良”表示。
由表4得知：具有本发明规定的化学组成的钢D～U具有良好的淬透性，另外，采用上述钢在本发明规定的制造条件下制造成的试验编号1～18的本发明例的钢管，虽然奥氏体晶粒微细，且屈服比高，为848MPa以上这样的高屈服强度，但其韧性及抗SSC性也良好。
与此相对，比较例的试验编号19～21的钢管，虽然制造条件为本发明的规定的制造条件，但由于钢的化学组成采用脱离本发明规定的条件的钢V～X，因此不能同时实现良好的抗SSC性和优良的韧性。
即，试验编号19由于其采用的钢V的C含量脱离了本发明的成分范围，因此屈服比低，抗SSC性差。
试验号20由于其采用的钢W的“C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)”表达式的值(A值)脱离了本发明的范围，因此不能得到均匀的淬火组织，由于屈服比也低，因此抗SSC性差。
试验号21由于其采用的钢X不满足上述式(2)，因此晶粒粗化且韧性降低。
另一方面，比较例的试验编号22～24的钢管，虽然采用具有本发明规定的化学组成的钢D、钢F及钢G，但由于制造条件脱离本发明规定的条件，因此不能同时实现良好的抗SSC性和优良的韧性。
即，试验号编22由于其钢锭的加热温度为1300℃，超过本发明规定的上限而过高，因此奥氏体晶粒粗大，韧性降低。
另外，试验号编23其由于终轧温度为1150℃，超过本发明的规定上限而过高，因此奥氏体晶粒粗大，韧性降低。
另外，试验号编24由于补热温度为1050℃，超过本发明的规定上限而过高，因此奥氏体晶粒粗大，韧性降低。
以上，利用实施例对本发明进行了具体说明，但本发明不限定于上述实施例。实施例未公开的只要满足本发明的要件，当然也包含于本发明中。
工业实用性
采用本发明，采用可实现节能的高效率的工艺，以低成本制造具有奥氏体晶粒的依据ASTM E 112法测定的奥氏体粒度等级为7.2以上的细晶粒、即均匀微细的回火马氏体组织的、具有高强度和优良韧性、且屈服比高、抗SSC性也优良的无缝钢管。

Claims (2)

1.一种无缝钢管的制造方法，其特征在于，钢锭的组成以质量％计为含有C：0.15～0.20％、Si：0.01％以上且小于0.15％、Mn：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.5％、Mo：0.05～1.0％、Al：0.10％以下、V：0.01～0.2％、Ti：0.002～0.03％、B：0.0003～0.005％及N：0.002～0.01％，且满足下述的式(1)及式(2)，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P为0.025％以下、S为0.010％以下、Nb为小于0.005％，将上述组成的钢锭加热到1000～1250℃的温度，在终轧温度为900～1050℃的制管轧制结束之后，从Ar3相变点以上的温度进行直接淬火，或在上述制管轧制结束之后，在生产线上将其补热到Ac3相变点～1000℃，从Ar3相变点以上的温度进行淬火，调整成依据ASTM E 112法测定的奥氏体粒度等级为7.2以上，然后，在600℃～Ac1相变点的温度区域进行回火，
C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)≥0.43···(1)
Ti×N＜0.0002-0.0006×Si···(2)
其中，式(1)及式(2)中的C、Mn、C r、Mo、Ti、N及Si分别表示元素的质量％。
2.一种无缝钢管的制造方法，其特征在于，钢锭的组成以质量％计为含有C：0.15～0.20％、Si：0.01％以上且小于0.15％、Mn：0.05～1.0％、Cr：0.05～1.5％、Mo：0.05～1.0％、Al：0.10％以下、V：0.01～0.2％、Ti：0.002～0.03％、B：0.0003～0.005％及N：0.002～0.01％，并且含有从Ca：0.0003～0.01％、Mg：0.0003～0.01％及REM：0.0003～0.01％中选择的1种以上，且满足下述的式(1)及式(2)，其余由Fe及杂质构成，杂质中的P为0.025％以下、S为0.010％以下、Nb为小于0.005％，将上述组成的钢锭加热到1000～1250℃的温度，在终轧温度为900～1050℃的制管轧制结束之后，从Ar3相变点以上的温度进行直接淬火，或在上述制管轧制结束之后，在生产线上将其补热到Ac3相变点～1000℃，从Ar3相变点以上的温度进行淬火，调整成依据ASTM E 112法测定的奥氏体粒度等级为7.2以上，然后，在600℃～Ac1相变点的温度区域进行回火，
C+(Mn/6)+(Cr/5)+(Mo/3)≥0.43···(1)
Ti×N＜0.0002-0.0006×Si···(2)
其中，式(1)及式(2)中的C、Mn、Cr、Mo、Ti、N及Si分别表示元素的质量％。
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