JP3770159B2 - マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、主に石油や天然ガスの採掘およびそれらの輸送などの用途に供されるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年の石油・天然ガス開発において、掘削井戸は腐食環境が厳しい条件のものが増してきている。このような条件下で用いられる油井用鋼管の一つにＬ80−13Ｃｒ鋼管（最小降伏強度551MPa(80ksi)以上のマルテンサイト系ステンレス鋼管）がＡＰＩで規格化されている。この鋼管は湿潤炭酸ガス腐食環境にすぐれた耐食性を示すので、腐食減肉が抑制されて使用期間を大幅に延長でき、採掘のコストダウンに寄与することから、需要が増加しつつある。
【０００３】
Ｌ80−13Ｃｒ鋼管は、使用環境がさらに厳しくなり、Ｈ２Ｓを微量に含むようになると硫化物応力腐食割れが発生し、炭酸ガス分圧がさらに増したり温度が高くなった場合には全面腐食が進行するようになる。このため、より厳しい環境には、さらに耐食性のすぐれた二相ステンレス鋼管が適用されていた。しかしながら、二相ステンレス鋼管は高価であるので、コストの安いマルテンサイト系ステンレス鋼管において耐食性を向上させ強度および靱性を増すことによって、より厳しい環境に耐え得るようにした鋼管が種々開発されている。
【０００４】
たとえば、特開平8-246107号公報には、ＳＵＳ410鋼をベースとし、Ｃ含有量を0.005〜0.05％に制限すると共に1〜3％のＣｕと、2〜3％のＭｏ、他にＮｉ、Ｗなどを添加したマルテンサイト系ステンレス鋼の発明が開示されている。これらの各元素を含有させることにより、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性が向上できるとしている。他に種々提案されているこのマルテンサイト系ステンレス鋼の改良は、ほとんどの場合上記Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｗなどの元素を主体にした添加によっておこなわれている。
【０００５】
マルテンサイト系ステンレス鋼管は、通常、強度を必要とするレベルに制御しかつ耐食性を持たせるために、熱間加工により所定形状に圧延後、焼入れ焼戻しの熱処理が施される。この焼入れ焼戻しの熱処理は、熱間加工の製造ラインとは別に設置された熱処理ラインに移され、多くは二度の加熱冷却が施されるので、製造工程を繁雑にし製造期間や製造コストを増加させる要因となっている。
【０００６】
このような熱処理を簡略化または省略し、製造コストを低減する方法も提案されている。たとえば特開平11-31085号公報に開示された発明は、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｕが固溶状態になっている場合に耐硫化物応力腐食割れ性が改善されることから、Ｃｕを0.25〜5％含有させ、オーステナイト域での熱間圧延終了後、直ちに空冷または急冷して溶体化処理をおこなう。この場合、溶体化処理のみで所要強度が得られれば、熱処理なしで鋼管製品を得ることができる。
【０００７】
しかしながら、実際の鋼管の製造に際し、管に加工後の熱処理を省略または簡略化して、よりすぐれた強度および靱性を具備した鋼管製品を安定して得ることは、必ずしも容易ではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、耐食性をより向上させた低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造において、強度および靱性がすぐれ、しかもそれらの特性の安定した鋼管を、製管後の熱処理を簡略化して得ることのできる製造方法の提供にある。
【０００９】
【発明を解決するための手段】
本発明者らは、耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させた低ＣのＮｉ、Ｍｏ、その他の元素を含有させたマルテンサイト系ステンレス鋼を用い、ＡＰＩ規格のＰ110級（降伏強度758〜965MPa）の強度を有し、しかも靱性にすぐれた鋼管を製造するため、種々検討をおこなった。
【００１０】
通常、マルテンサイト系ステンレス鋼は、オーステナイト域からの冷却にてとくに急冷せず単なる放冷でも焼きが入り、たとえば、圧延後そのまま放置しておくだけでもマルテンサイトに変態する。しかしその場合、強度は不安定で靭性はばらつきがあり、工業的生産には採用できない。
【００１１】
そこでまず、基本的な熱処理条件の、焼入れ焼戻しによる強度の向上および安定化と靱性の確保とを検討してみた。結果は、急冷による焼入れままでは、強度は十分高いものが得られるが靱性は劣る。そして焼戻しをおこなうと、靱性は向上するが強度は大きく低下してくる。耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性改善のため、Ｃを0.01％以下と低くした場合、この傾向がとくに強く現れる。
【００１２】
一方、ノルマライズ（焼準）を施してみると、組成や冷却条件により、強度が高く、靱性が上記の熱処理を施した場合よりすぐれているもの得られることがわかった。とくに、極低Ｃ量にしたものよりは、少量のＣ量を含有させた鋼で、高い強度にて靭性の大幅な向上が観察された。
【００１３】
さらに、熱間圧延後放冷したままの鋼管を種々調べてみると、特性ばらつきは大きいが、強度が高く、しかも靱性が上記の焼入れ焼戻しの熱処理を施した場合よりすぐれたもののあることが見出された。これもＣを低下させたものよりも少量のＣを含有させた鋼で、靭性が大幅に上昇していた。
【００１４】
上記の、とくに強度が高くしかも靱性のすぐれた結果を示した鋼管について詳細調査したところ、細粒であって、マルテンサイト相の中に微細な残留オーステナイトと、微細なセメンタイト系の炭化物とが分散した組織になっていることがわかった。このような組織を有する鋼が高い強度とすぐれた靱性を有することについては、種々の理由が考えられる。しかし、鋼管の製造方法としては、この組織が出現する成分系および製造条件を選択すればよいと考えられ、その際、できるだけ処理工程が簡略化されることが望ましい。
【００１５】
そこで、耐食性を向上させるためにＣ含有量を低減した組成の鋼にて、とくに冷却条件に着目し、▲１▼穿孔、圧延条件、▲２▼冷却開始時の温度、▲３▼冷却開始後の高温域での冷却速度、▲４▼その後の低温域での冷却速度の四つの工程にをに関し、それぞれの影響を検討することにした。
【００１６】
まず熱間加工時のビレットの加熱温度は、δフェライトができるだけ生成しない温度域でなければならない。δフェライトが生成すると、その量に応じて強度が低下し靱性も低下する。したがって、穿孔や圧延など熱間加工をおこなうため十分高温に加熱する必要があるが、上限は限定される。一方、ビレット加熱温度の下限は、加工中の温度が低くなりすぎると変形抵抗が増すので、熱間加工が十分おこなる温度とする必要がある。
【００１７】
ノルマライズをおこなった鋼管、および圧延後放冷した鋼管のいずれにおいても、冷却条件によりマルテンサイト相中に微細な残留オーステナイトと微細な炭化物とが分散した組織が得られることから、次に、高温からの冷却について検討した。高温から放冷した場合、通常は冷却開始直後の冷却速度が速く、温度の降下とともにゆっくりした冷却となる。しかし単なる放冷では、鋼管の寸法が変われば冷却速度が大きく異なり、同じ寸法でも一本ずつ離して放冷するのか接近した状態で放冷するのかなど、周辺条件に大きく影響される。
【００１８】
この冷却過程の金属組織への影響について、仕上げ圧延直後の高温域にある間では、粗大なＣｒ系炭化物の析出が予想される。粗大なＣｒ系炭化物が析出すると、母相に固溶している炭素濃度が減少して強度が低下するとともに、炭化物そのものが靭性を低下させる。Ｃｒ系炭化物は温度が高ければ固溶しているが、温度が低下してくると溶解度が低下して析出が始まり、その温度域では粗大化が進行する。さらに温度が低下すると、Ｃｒの拡散速度が遅くなって析出が困難となる。したがって粗大な炭化物の析出を抑止するためには、その炭化物が最も析出しやすい温度領域を急速に通過させればよい。
【００１９】
前述のマルテンサイト中に残留オーステナイトが微細に分散し、かつ炭化物も微細に分散している組織は、粗大な炭化物が析出する温度域を急速に通過させた後に、マルテンサイト変態の開始温度、すなわちＭｓ点近傍からの冷却速度が大きく影響すると推測された。もし、オーステナイト単相の高温域から常温近くまで急速冷却すると、マルテンサイト相だけになり、残留オーステナイトは生じない。
【００２０】
マルテンサイト相の生成量は温度によって決まり、Ｍｓ点を下回った時点でオーステイト相中のあちこちににマルテンサイト相が現れ、温度低下と共にマルテンサイト相が拡大されていく。炭素の固溶限はオーステナイト相の方がはるかに大きいので、Ｍｓ点近傍からの冷却速度が遅ければ、ゆっくりとしたマルテンサイト相増加すなわちオーステナイト相減少の間に、拡散によるオーステナイト相への炭素の濃化が進行する。炭素濃度が高くなるにつれて、オーステナイト相はより安定化し、そのマルテンサイト化が終了する温度、すなわちＭｆ点は次第に低下していき、ついには変態できずにマルテンサイトのラス間に薄く残ってしまい、微細な残留オーステナイトが分散した組織になると推定される。
【００２１】
他方、マルテンサイト相が形成される際のゆっくりした冷却は、同時に焼戻し過程が進行する自己焼戻しが生じ、微細なセメンタイトを生成する。このようにして、残留したオーステナイトは微細に分散しているため、強度には影響を及ぼさず、マルテンサイトは焼戻しされているので、強度が高く靱性のすぐれたものになったと考えられる。また、微細に分散した残留オーステナイトおよび微細な炭化物は、耐食性には影響しない。
【００２２】
このような金属組織の形成と、冷却条件とを考え合わせると、冷却初期の高温の粗大炭化物が生じやすい温度域では速い冷却とし、オーステナイト相から初めは速い冷却とし、Ｍｓ点近くまで低下した後はゆっくり冷却するという条件、すなわち放冷に近い条件に制御して冷却するのが、最も好ましいことになる。
【００２３】
以上のように、マルテンサイト相の中に微細な残留オーステナイトが存在する組織を得るのに好ましい冷却条件を明らかにすることができたが、その際に、冷却を開始する温度の好ましい範囲が、前歴により異なることがわかってきた。冷却を開始する温度は、高すぎると結晶粒が大きくなり、靱性が低下する傾向を示す。しかし、低すぎると粗大な炭化物の析出が始まり、これも靱性低下させるばかりでなく、耐食性低下のおそれもある。
【００２４】
この好ましい冷却開始温度の範囲は、鋼管の圧延終了時の仕上げ圧延状態から冷却した場合は比較的広いが、圧延終了後、一旦温度が低下した鋼管を再加熱し、それから制御して冷却する場合には、最適範囲が狭くなる。これは、結晶粒成長や炭化物析出の挙動が、圧延の加工後温度降下した場合と再加熱後温度降下した場合とでは異なってくるためと考えられた。
【００２５】
また、仕上げ圧延終了後、その温度から冷却を制御して所要特性の鋼管を製造しようとするとき、管全体の温度分布が均一で、いずれの管も冷却開始温度が同じであることが望ましいが、そのためには、圧延の途中にて中間加熱を実施するのがより好ましいこともわかった。
【００２６】
以上のような知見に基づき、さらに化学組成範囲と、どの温度域にてどんな冷却条件がより好ましいかを検討してその限界を明確にし、本発明を完成させた。本発明の要旨は次のとおりである。
【００２７】
(1) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００２８】
(2) 圧延の途中に900〜1150℃の温度範囲中間加熱を実施することを特徴とする、上記(1)のマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００２９】
(3) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了し、Ｍｓ点以下に冷却されることなく、850〜1000℃の温度範囲に再加熱した後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００３０】
(4) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を終了後、150℃以下に冷却してから、850〜1050℃の温度に加熱し、次いで800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明の方法にて鋼の化学組成を限定するのは以下の理由による。含有量はいずれも質量％である。
【００３２】
Ｃの含有量は0.02〜0.06％とする。Ｃは高温でのオーステナイト生成元素であり、マルテンサイト系ステンレス鋼管の強度を決定する重要な元素である。0.02％を下回ると、残留オーステナイトの生成が不十分となり、十分な靱性が得られない。しかし多く含有しすぎると強度が高くなりすぎ、靱性の低下や耐食性の劣化ももたらすので、0.06％以下とする。なおＡＰＩ規格のＰ110級相当の強度、すなわち降伏強さが758〜965MPaの鋼管を得る場合には、0.03〜0.05％とするのが望ましい。
【００３３】
Ｓｉの含有量は0.05〜1.0％とする。Ｓｉは製鋼時の脱酸のために必要であり、0.05％を下回ると同じく脱酸に用いるＡｌの必要量が増し、地疵などの発生が増加する。1.0を超える量は、鋼の靱性が低下するので好ましくない。望ましくは0.1〜1.0％であり、より望ましくは0.1〜0.35％である。
【００３４】
Ｍｎは0.05〜1.5％含有させる。Ｍｎは脱酸効果があり、不可避的に混入してくるＳによる熱間加工性劣化を抑止し、高温でのオーステナイトの安定化によりマルテンサイトを形成させやすくする。0.05％未満ではこれらの効果が不十分であるが、多く含有しすぎると耐食性が低下してくるので、1.5％までとする。好ましくは0.1〜1.0％、より好ましくは0.1〜0.8％である。
【００３５】
Ｃｒはマルテンサイト系ステンレス鋼の基本元素であり、その含有量を7〜15％とする。7％を下回る場合はステンレス鋼としての耐食性が確保できない。また15％を超えるとビレットの加熱時にδフェライトが多く生成して、所要強度が得られなくなる。好ましい範囲は10〜14％であり、より好ましくは10〜12％である。
【００３６】
Ｎｉは0.1〜7.0％含有させる。Ｎｉはオーステナイト域を拡大する作用があり、低炭素としたときにも安定してマルテンサイトを形成させる効果がある。また、ＣＯ２やＨ２Ｓさらには塩素イオンなどを含む厳しい腐食環境における、マルテンサイト系ステンレス鋼の耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有が必要であるが、多すぎる含有は、残留オーステナイトを増加させ、強度が不十分となることがあるので、多くても7.0％までとする。好ましい範囲は0.1〜3.0％であり、より好ましくは0.1〜2.0％である。
【００３７】
Ｍｏは0.05〜5.0％含有させる。ＭｏはＣｒが含有されている鋼にて、炭酸ガスを含む環境での局部腐食を防止する効果がある。0.05％未満ではこのような局部腐食を防止する効果は小さく、5.0％を超えて含有させると、δフェライトが生成して所要強度が得られない。好ましい含有範囲は0.05〜2.0％であり、より好ましくは0.05〜1.0％である。
【００３８】
Ｃｕは、含有させなくてもよいが、ＣＯ２に微量のＨ２Ｓの存在する環境下での腐食を抑止する効果があり、鋼管の使用環境により含有させる。含有させる場合は0.05〜5.0％の範囲とする。0.05％未満ではこのような効果は得られず、5.0％を超える含有は、耐食性向上の効果が飽和してしまうばかりでなく、熱間加工性を劣化させるからである。好ましい含有範囲は0.05〜4.0％であり、より好ましくは0.05〜3.0％である。なお、熱間加工性の劣化に対してはＣｕ量の約1／2量以上のＮｉを含有させるのが好ましい。
【００３９】
Ａｌの含有量は0.0005〜0.05％とする。Ａｌは製鋼段階にて脱酸剤として添加され、その結果として鋼中に含有される。0.0005％未満では脱酸不十分で鋳片の健全性が劣るおそれがあり、0.05％を超える含有は靱性を低下させる。
【００４０】
Ｎの含有量は0.1％以下とする。Ｎは、Ｃｒが高い場合不可避的に混入し、オーステナイト域を拡大させ、マルテンサイトの形成を容易にする効果がある。しかし、耐硫化物応力腐食割れ性を悪くするので、その影響が顕著でない範囲として、多くても0.1％までの含有とするが、少なければ少ないほど好ましい。したがって、望ましくは0.05％以下とし、よりが望ましくは0.03％以下とする。
【００４１】
上記以外の残部の組成は、とくには規制せず、たとえば不純物およびＦｅであってもよい。Ｐ、Ｓなど不可避的不純物は、耐食性や靱性などを低下させるので少なければ少ないほどよい。また必要により、不純物およびＦｅの他に、耐硫化物応力腐食割れ性改善を目的として、Ｔｉ、ＮｂまたはＶの１種以上を合計量にて0.005〜0.5％の範囲内で含有させてもよく、さらに熱間加工性改善を目的にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＢを１種以上合計量0.0002〜0.01％の範囲内で含有させてもよい。
【００４２】
上述の組成の鋼ビレットを用い、熱間加工にて穿孔、圧延、延伸等をおこなって継目無鋼管とするが、その際のビレットから最終鋼管形状までの熱間加工方法については、従来おこなわれている方法を実施すればよい。たとえば、継目無鋼管の製造方式として、マンネスマン・マンドレルミル方式、マンネスマン・プラグミル方式、マンネスマン・ピルガーミル方式、マンネスマン・アッセルミル方式等があるが、いずれの方法でもよい。
【００４３】
熱間加工をおこなうビレットの加熱温度は、1260℃を超えない温度とする。この時点でδフェライトが生成すると鋼管に加工後も残存し、その量に応じて強度が低下するだけでなく、靭性も低下するので、δフェライトが生成しない温度域として、1260℃を超えない温度で加熱する。下限の温度はとくには限定しないが、低すぎると加工が困難になり、加工途中での中間加熱が再々必要となるので、1100℃以上とするのが望ましい。
【００４４】
熱間加工の仕上げ温度は850〜1150℃の温度範囲とする。1150℃を越えると結晶粒が粗大化して靭性が低下するからであり、850℃を下回ると、加工が困難になるばかりでなく加工歪みが残存し、強度が高くなりすぎ靭性も低下するからである。
【００４５】
熱間加工途中の温度低下のため、仕上げ温度が上記範囲を確保できない場合、加工途中で中間加熱してもよい。たとえば、レデューサーまたはサイザーなど最終の仕上げ加工をおこなう直前で中間加熱をおこなうが、その場合、900〜1150℃の温度範囲での加熱が望ましい。900℃以下では仕上げ温度を確保できず、1150℃以上の中間加熱では、結晶粒径が粗大になるおそれがあるからである。
【００４６】
仕上げ圧延後、その温度からの冷却を次に述べるように制御しておこなうが、一旦温度が降下した鋼管を再加熱してから同様に制御して冷却してもよい。ただしその場合の再加熱温度は、Ｍｓ点以下に温度が低下することなく加熱されるときは850〜1000℃の温度範囲、室温近傍もしくは150℃以下に低下してから加熱されるときは850〜1050℃の温度範囲とするのがよい。これは、これらの温度範囲を外れると、いずれの場合も靱性が劣化したり、そののばらつきが増す結果となるからである。
【００４７】
Ｍｓ点以下に温度が低下することなく850〜1000℃に再加熱するときは、仕上げ圧延直後の鋼管温度がこの温度範囲内にある場合にも実施してよい。仕上げ圧延直後加熱することにより、冷却開始前の鋼管温度が均一化され、全長にわたって特性ばらつきの小さな管にすることができる。
【００４８】
また、150℃以下に低下してから再加熱する場合、穿孔前のビレットの加熱温度が1260℃を超えないようにしておけば、熱間加工時の熱履歴についてとくに配慮しなくても、強度および靱性のすぐれた鋼管を製造することができる。
【００４９】
仕上げ直後の冷却、または再加熱後の冷却は、800℃から600℃までの温度範囲を、平均冷却速度25℃／min以上とする。これは粗大なＣｒ炭化物の析出を抑止し、靱性の劣化や耐食性の低下を防止するためで、平均冷却速度が25℃／minを下回ると、粗大炭化物が生成するおそれがあり、その結果として十分な強度が得られなくなるからである。この温度範囲における平均冷却速度は速いほどよいが、水冷、噴霧冷却、衝風冷却、あるいは放冷等、適宜選択すればよく、とくには定めない。
【００５０】
冷却開始温度から800℃までの間は、炭化物は固溶していて析出しないので、この間の冷却速度はとくには限定しない。しかし800℃以下600℃までの間は、上述のようにできるだけ速く冷却する必要がある。ただし、600℃を下回ると析出速度が大きく低下し、実質的に炭化物は析出しなくなるので、400℃までは冷却速度をとくには限定しなくてよい。
【００５１】
上記の冷却に引き続き、400℃から200℃までの温度範囲は、平均冷却速度20℃／min以下で冷却する。これは残留オーステナイトをマルテンサイト相中に微細に分散させ、かつ炭化物を微細に析出させるために必要である。この温度範囲での平均冷却速度が20℃／minを超えると、微細な残留オーステナイトおよび微細炭化物が得られなくなる。この冷却速度は20℃／min以下であれば、より遅くしてもかまわないが、次工程や保温の必要などの点から遅くても0.5℃／minまでとするのがよい。400℃から200℃までの間を上記の冷却速度にするには、放冷で実現できることが望ましく、要すれば断熱材による保持、保温カバーなどを用いて制御すればよい。
【００５２】
【実施例】
目標強度を降伏強さ760〜930MPaの範囲とし、表１に示す組成の、直径191mmまたは225mmのビレットを作製した。Ｍｓ点は熱膨張計測による変態温度測定器を用いて測定した。これらの鋼のビレットを用い、外径73.0mm、肉厚5.5mmの鋼管、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管または外径197.6mm、肉厚20.0mmの鋼管を、熱間の傾斜ロール式穿孔機（マンネスマン・ピアサー）による穿孔、マンドレルミルによる成形圧延、およびレデューサーまたはサイザーによる延伸圧延にて作製した。その製管過程における温度条件を種々変えて以下の試作をおこなった。
【００５３】
【表１】
【００５４】
〔実施例１〕
表１に示した鋼記号ＡおよびＣの組成のビレットにより、加熱温度を1100〜1280℃とし、圧延加工の仕上げ温度を変え、仕上げ後の冷却を、800℃から600℃までの温度範囲では送風冷却、400℃から200℃までは保温カバーを用いることにより冷却速度を制御し、外径177.8mm、肉厚10.4mm、または外径197.6mm、肉厚20.0mmの鋼管を製造した。これらの製管温度条件を表２に示す。
【００５５】
得られた鋼管から、試験片の長さ方向を鋼管の長さ方向にとり、平行部の幅19mm、長さ50.8mmの引張試験片にて降伏強さを測定し、幅5mmのサブサイズ2mmＶノッチ試験片にてシャルピー衝撃試験をおこない、破面遷移温度を測定した。これらの結果も合わせて表２に示す。
【００５６】
【表２】
【００５７】
表２の試験番号2〜4および7〜10は、いずれも良好な衝撃試験値を示し、しかも降伏強さが目標範囲内に入っている。これは圧延の仕上げ温度および冷却速度がいずれも本発明で規定する範囲に制御されているからである。それに対し試験番号1、5、6および11は、いずれも衝撃試験値がよくない。仕上げ温度が本発明にて規制する温度範囲を逸脱しているためである。さらに、仕上げ温度が低すぎる試験番号1および6は、降伏強さも目標範囲を超えてしまっている。また、試験番号12は衝撃値はよいが、降伏強さが低すぎる。これはビレット加熱温度が高すぎるからである。
【００５８】
〔実施例２〕
表１に示した鋼記号ＡおよびＢの組成のビレットを用い、加熱温度を1230℃または1290℃とし、仕上げの延伸圧延前の中間加熱温度を変えることにより、仕上げ圧延温度を変え、圧延後の冷却は実施例１と同様にして外径73.0mm、肉厚5.5mm、または外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造した。比較のため、冷却を水冷として急冷したもの、またはビレットの加熱温度を高くしたものも製造した。これらの製管温度条件を表３に示す。
得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表３に示す。
【００５９】
【表３】
【００６０】
本発明の製造条件により製造された試験番号15〜17および24〜26は、いずれも降伏強さが758〜965MPaの目標範囲内にあり、すぐれた衝撃試験値を示している。これに対し試験番号13、14、18、19、22、23および27は、いずれも衝撃試験値がよくない。これは中間加熱条件、仕上げ温度、または冷却条件が本発明にて規制する範囲を逸脱しているためである。また、試験番号20および21は、衝撃試験値は良好であるが降伏強さが低い。これは、ビレット加熱温度が高すぎるからである。
【００６１】
〔実施例３〕
表１に示した鋼記号Ｂの組成のビレットを用い、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造する際に、熱間の外径仕上げの延伸圧延後、温度の降下した鋼管を再加熱し、次いで実施例１の仕上げ後の冷却の場合と同様に制御して冷却した。また一部の鋼管では、比較のため冷却を水冷とした。これらの温度条件を表４に示す。得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表４に示す。
【００６２】
【表４】
【００６３】
表４の結果から明らかなように、圧延終了後Ｍｓ点を下回る温度に降下するまでに、本発明の850〜1000℃の温度範囲に再加熱し、制御して冷却された場合には、目的とする降伏強さの範囲内で、すぐれた衝撃試験値を示す鋼管の得られることがわかる。ただし、ビレットの加熱温度が高すぎる場合、試験番号30に見られるように、圧延の仕上げ温度、再加熱温度および冷却条件を本発明で規制する範囲内とすれば、衝撃試験値が良好な結果を示していても、降伏強さが不十分となる。
【００６４】
〔実施例４〕
表１に示した鋼記号Ｂの組成のビレットを用い、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造する際に、熱間の外径仕上げの延伸圧延後、温度が室温近くまで降下した鋼管を再加熱し、次いで実施例１の仕上げ後の冷却の場合と同様に制御して冷却した。また一部の鋼管では、比較のため冷却を水冷とした。これらの温度条件を表５に示す。得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表５に示す。
【００６５】
【表５】
【００６６】
表５の結果から明らかなように、延伸圧延終了後、150℃以下の室温近くまで冷却された鋼管を本発明にて規定する850〜1050℃の温度範囲に再加熱し、制御して冷却された場合には、目的とする降伏強さの範囲内で、すぐれた衝撃試験値を示す鋼管の得られることがわかる。しかし、この場合においても、試験番号38に見られるように、ビレットの加熱温度が高すぎる場合、衝撃試験値が良好であっても、降伏強さが不十分な結果となっている。
【００６７】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、安定して高強度で靱性にすぐれた性能を有する、耐食性が良好な低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼管を容易に製造することができる。この方法は、需要の拡大が予想される高強度高耐食性の油井用鋼管などの性能向上、および製造コスト低減に寄与するところが大である。
【発明が属する技術分野】
本発明は、主に石油や天然ガスの採掘およびそれらの輸送などの用途に供されるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年の石油・天然ガス開発において、掘削井戸は腐食環境が厳しい条件のものが増してきている。このような条件下で用いられる油井用鋼管の一つにＬ80−13Ｃｒ鋼管（最小降伏強度551MPa(80ksi)以上のマルテンサイト系ステンレス鋼管）がＡＰＩで規格化されている。この鋼管は湿潤炭酸ガス腐食環境にすぐれた耐食性を示すので、腐食減肉が抑制されて使用期間を大幅に延長でき、採掘のコストダウンに寄与することから、需要が増加しつつある。
【０００３】
Ｌ80−13Ｃｒ鋼管は、使用環境がさらに厳しくなり、Ｈ２Ｓを微量に含むようになると硫化物応力腐食割れが発生し、炭酸ガス分圧がさらに増したり温度が高くなった場合には全面腐食が進行するようになる。このため、より厳しい環境には、さらに耐食性のすぐれた二相ステンレス鋼管が適用されていた。しかしながら、二相ステンレス鋼管は高価であるので、コストの安いマルテンサイト系ステンレス鋼管において耐食性を向上させ強度および靱性を増すことによって、より厳しい環境に耐え得るようにした鋼管が種々開発されている。
【０００４】
たとえば、特開平8-246107号公報には、ＳＵＳ410鋼をベースとし、Ｃ含有量を0.005〜0.05％に制限すると共に1〜3％のＣｕと、2〜3％のＭｏ、他にＮｉ、Ｗなどを添加したマルテンサイト系ステンレス鋼の発明が開示されている。これらの各元素を含有させることにより、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性が向上できるとしている。他に種々提案されているこのマルテンサイト系ステンレス鋼の改良は、ほとんどの場合上記Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｗなどの元素を主体にした添加によっておこなわれている。
【０００５】
マルテンサイト系ステンレス鋼管は、通常、強度を必要とするレベルに制御しかつ耐食性を持たせるために、熱間加工により所定形状に圧延後、焼入れ焼戻しの熱処理が施される。この焼入れ焼戻しの熱処理は、熱間加工の製造ラインとは別に設置された熱処理ラインに移され、多くは二度の加熱冷却が施されるので、製造工程を繁雑にし製造期間や製造コストを増加させる要因となっている。
【０００６】
このような熱処理を簡略化または省略し、製造コストを低減する方法も提案されている。たとえば特開平11-31085号公報に開示された発明は、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｕが固溶状態になっている場合に耐硫化物応力腐食割れ性が改善されることから、Ｃｕを0.25〜5％含有させ、オーステナイト域での熱間圧延終了後、直ちに空冷または急冷して溶体化処理をおこなう。この場合、溶体化処理のみで所要強度が得られれば、熱処理なしで鋼管製品を得ることができる。
【０００７】
しかしながら、実際の鋼管の製造に際し、管に加工後の熱処理を省略または簡略化して、よりすぐれた強度および靱性を具備した鋼管製品を安定して得ることは、必ずしも容易ではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、耐食性をより向上させた低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造において、強度および靱性がすぐれ、しかもそれらの特性の安定した鋼管を、製管後の熱処理を簡略化して得ることのできる製造方法の提供にある。
【０００９】
【発明を解決するための手段】
本発明者らは、耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させた低ＣのＮｉ、Ｍｏ、その他の元素を含有させたマルテンサイト系ステンレス鋼を用い、ＡＰＩ規格のＰ110級（降伏強度758〜965MPa）の強度を有し、しかも靱性にすぐれた鋼管を製造するため、種々検討をおこなった。
【００１０】
通常、マルテンサイト系ステンレス鋼は、オーステナイト域からの冷却にてとくに急冷せず単なる放冷でも焼きが入り、たとえば、圧延後そのまま放置しておくだけでもマルテンサイトに変態する。しかしその場合、強度は不安定で靭性はばらつきがあり、工業的生産には採用できない。
【００１１】
そこでまず、基本的な熱処理条件の、焼入れ焼戻しによる強度の向上および安定化と靱性の確保とを検討してみた。結果は、急冷による焼入れままでは、強度は十分高いものが得られるが靱性は劣る。そして焼戻しをおこなうと、靱性は向上するが強度は大きく低下してくる。耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性改善のため、Ｃを0.01％以下と低くした場合、この傾向がとくに強く現れる。
【００１２】
一方、ノルマライズ（焼準）を施してみると、組成や冷却条件により、強度が高く、靱性が上記の熱処理を施した場合よりすぐれているもの得られることがわかった。とくに、極低Ｃ量にしたものよりは、少量のＣ量を含有させた鋼で、高い強度にて靭性の大幅な向上が観察された。
【００１３】
さらに、熱間圧延後放冷したままの鋼管を種々調べてみると、特性ばらつきは大きいが、強度が高く、しかも靱性が上記の焼入れ焼戻しの熱処理を施した場合よりすぐれたもののあることが見出された。これもＣを低下させたものよりも少量のＣを含有させた鋼で、靭性が大幅に上昇していた。
【００１４】
上記の、とくに強度が高くしかも靱性のすぐれた結果を示した鋼管について詳細調査したところ、細粒であって、マルテンサイト相の中に微細な残留オーステナイトと、微細なセメンタイト系の炭化物とが分散した組織になっていることがわかった。このような組織を有する鋼が高い強度とすぐれた靱性を有することについては、種々の理由が考えられる。しかし、鋼管の製造方法としては、この組織が出現する成分系および製造条件を選択すればよいと考えられ、その際、できるだけ処理工程が簡略化されることが望ましい。
【００１５】
そこで、耐食性を向上させるためにＣ含有量を低減した組成の鋼にて、とくに冷却条件に着目し、▲１▼穿孔、圧延条件、▲２▼冷却開始時の温度、▲３▼冷却開始後の高温域での冷却速度、▲４▼その後の低温域での冷却速度の四つの工程にをに関し、それぞれの影響を検討することにした。
【００１６】
まず熱間加工時のビレットの加熱温度は、δフェライトができるだけ生成しない温度域でなければならない。δフェライトが生成すると、その量に応じて強度が低下し靱性も低下する。したがって、穿孔や圧延など熱間加工をおこなうため十分高温に加熱する必要があるが、上限は限定される。一方、ビレット加熱温度の下限は、加工中の温度が低くなりすぎると変形抵抗が増すので、熱間加工が十分おこなる温度とする必要がある。
【００１７】
ノルマライズをおこなった鋼管、および圧延後放冷した鋼管のいずれにおいても、冷却条件によりマルテンサイト相中に微細な残留オーステナイトと微細な炭化物とが分散した組織が得られることから、次に、高温からの冷却について検討した。高温から放冷した場合、通常は冷却開始直後の冷却速度が速く、温度の降下とともにゆっくりした冷却となる。しかし単なる放冷では、鋼管の寸法が変われば冷却速度が大きく異なり、同じ寸法でも一本ずつ離して放冷するのか接近した状態で放冷するのかなど、周辺条件に大きく影響される。
【００１８】
この冷却過程の金属組織への影響について、仕上げ圧延直後の高温域にある間では、粗大なＣｒ系炭化物の析出が予想される。粗大なＣｒ系炭化物が析出すると、母相に固溶している炭素濃度が減少して強度が低下するとともに、炭化物そのものが靭性を低下させる。Ｃｒ系炭化物は温度が高ければ固溶しているが、温度が低下してくると溶解度が低下して析出が始まり、その温度域では粗大化が進行する。さらに温度が低下すると、Ｃｒの拡散速度が遅くなって析出が困難となる。したがって粗大な炭化物の析出を抑止するためには、その炭化物が最も析出しやすい温度領域を急速に通過させればよい。
【００１９】
前述のマルテンサイト中に残留オーステナイトが微細に分散し、かつ炭化物も微細に分散している組織は、粗大な炭化物が析出する温度域を急速に通過させた後に、マルテンサイト変態の開始温度、すなわちＭｓ点近傍からの冷却速度が大きく影響すると推測された。もし、オーステナイト単相の高温域から常温近くまで急速冷却すると、マルテンサイト相だけになり、残留オーステナイトは生じない。
【００２０】
マルテンサイト相の生成量は温度によって決まり、Ｍｓ点を下回った時点でオーステイト相中のあちこちににマルテンサイト相が現れ、温度低下と共にマルテンサイト相が拡大されていく。炭素の固溶限はオーステナイト相の方がはるかに大きいので、Ｍｓ点近傍からの冷却速度が遅ければ、ゆっくりとしたマルテンサイト相増加すなわちオーステナイト相減少の間に、拡散によるオーステナイト相への炭素の濃化が進行する。炭素濃度が高くなるにつれて、オーステナイト相はより安定化し、そのマルテンサイト化が終了する温度、すなわちＭｆ点は次第に低下していき、ついには変態できずにマルテンサイトのラス間に薄く残ってしまい、微細な残留オーステナイトが分散した組織になると推定される。
【００２１】
他方、マルテンサイト相が形成される際のゆっくりした冷却は、同時に焼戻し過程が進行する自己焼戻しが生じ、微細なセメンタイトを生成する。このようにして、残留したオーステナイトは微細に分散しているため、強度には影響を及ぼさず、マルテンサイトは焼戻しされているので、強度が高く靱性のすぐれたものになったと考えられる。また、微細に分散した残留オーステナイトおよび微細な炭化物は、耐食性には影響しない。
【００２２】
このような金属組織の形成と、冷却条件とを考え合わせると、冷却初期の高温の粗大炭化物が生じやすい温度域では速い冷却とし、オーステナイト相から初めは速い冷却とし、Ｍｓ点近くまで低下した後はゆっくり冷却するという条件、すなわち放冷に近い条件に制御して冷却するのが、最も好ましいことになる。
【００２３】
以上のように、マルテンサイト相の中に微細な残留オーステナイトが存在する組織を得るのに好ましい冷却条件を明らかにすることができたが、その際に、冷却を開始する温度の好ましい範囲が、前歴により異なることがわかってきた。冷却を開始する温度は、高すぎると結晶粒が大きくなり、靱性が低下する傾向を示す。しかし、低すぎると粗大な炭化物の析出が始まり、これも靱性低下させるばかりでなく、耐食性低下のおそれもある。
【００２４】
この好ましい冷却開始温度の範囲は、鋼管の圧延終了時の仕上げ圧延状態から冷却した場合は比較的広いが、圧延終了後、一旦温度が低下した鋼管を再加熱し、それから制御して冷却する場合には、最適範囲が狭くなる。これは、結晶粒成長や炭化物析出の挙動が、圧延の加工後温度降下した場合と再加熱後温度降下した場合とでは異なってくるためと考えられた。
【００２５】
また、仕上げ圧延終了後、その温度から冷却を制御して所要特性の鋼管を製造しようとするとき、管全体の温度分布が均一で、いずれの管も冷却開始温度が同じであることが望ましいが、そのためには、圧延の途中にて中間加熱を実施するのがより好ましいこともわかった。
【００２６】
以上のような知見に基づき、さらに化学組成範囲と、どの温度域にてどんな冷却条件がより好ましいかを検討してその限界を明確にし、本発明を完成させた。本発明の要旨は次のとおりである。
【００２７】
(1) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００２８】
(2) 圧延の途中に900〜1150℃の温度範囲中間加熱を実施することを特徴とする、上記(1)のマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００２９】
(3) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了し、Ｍｓ点以下に冷却されることなく、850〜1000℃の温度範囲に再加熱した後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００３０】
(4) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を終了後、150℃以下に冷却してから、850〜1050℃の温度に加熱し、次いで800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明の方法にて鋼の化学組成を限定するのは以下の理由による。含有量はいずれも質量％である。
【００３２】
Ｃの含有量は0.02〜0.06％とする。Ｃは高温でのオーステナイト生成元素であり、マルテンサイト系ステンレス鋼管の強度を決定する重要な元素である。0.02％を下回ると、残留オーステナイトの生成が不十分となり、十分な靱性が得られない。しかし多く含有しすぎると強度が高くなりすぎ、靱性の低下や耐食性の劣化ももたらすので、0.06％以下とする。なおＡＰＩ規格のＰ110級相当の強度、すなわち降伏強さが758〜965MPaの鋼管を得る場合には、0.03〜0.05％とするのが望ましい。
【００３３】
Ｓｉの含有量は0.05〜1.0％とする。Ｓｉは製鋼時の脱酸のために必要であり、0.05％を下回ると同じく脱酸に用いるＡｌの必要量が増し、地疵などの発生が増加する。1.0を超える量は、鋼の靱性が低下するので好ましくない。望ましくは0.1〜1.0％であり、より望ましくは0.1〜0.35％である。
【００３４】
Ｍｎは0.05〜1.5％含有させる。Ｍｎは脱酸効果があり、不可避的に混入してくるＳによる熱間加工性劣化を抑止し、高温でのオーステナイトの安定化によりマルテンサイトを形成させやすくする。0.05％未満ではこれらの効果が不十分であるが、多く含有しすぎると耐食性が低下してくるので、1.5％までとする。好ましくは0.1〜1.0％、より好ましくは0.1〜0.8％である。
【００３５】
Ｃｒはマルテンサイト系ステンレス鋼の基本元素であり、その含有量を7〜15％とする。7％を下回る場合はステンレス鋼としての耐食性が確保できない。また15％を超えるとビレットの加熱時にδフェライトが多く生成して、所要強度が得られなくなる。好ましい範囲は10〜14％であり、より好ましくは10〜12％である。
【００３６】
Ｎｉは0.1〜7.0％含有させる。Ｎｉはオーステナイト域を拡大する作用があり、低炭素としたときにも安定してマルテンサイトを形成させる効果がある。また、ＣＯ２やＨ２Ｓさらには塩素イオンなどを含む厳しい腐食環境における、マルテンサイト系ステンレス鋼の耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有が必要であるが、多すぎる含有は、残留オーステナイトを増加させ、強度が不十分となることがあるので、多くても7.0％までとする。好ましい範囲は0.1〜3.0％であり、より好ましくは0.1〜2.0％である。
【００３７】
Ｍｏは0.05〜5.0％含有させる。ＭｏはＣｒが含有されている鋼にて、炭酸ガスを含む環境での局部腐食を防止する効果がある。0.05％未満ではこのような局部腐食を防止する効果は小さく、5.0％を超えて含有させると、δフェライトが生成して所要強度が得られない。好ましい含有範囲は0.05〜2.0％であり、より好ましくは0.05〜1.0％である。
【００３８】
Ｃｕは、含有させなくてもよいが、ＣＯ２に微量のＨ２Ｓの存在する環境下での腐食を抑止する効果があり、鋼管の使用環境により含有させる。含有させる場合は0.05〜5.0％の範囲とする。0.05％未満ではこのような効果は得られず、5.0％を超える含有は、耐食性向上の効果が飽和してしまうばかりでなく、熱間加工性を劣化させるからである。好ましい含有範囲は0.05〜4.0％であり、より好ましくは0.05〜3.0％である。なお、熱間加工性の劣化に対してはＣｕ量の約1／2量以上のＮｉを含有させるのが好ましい。
【００３９】
Ａｌの含有量は0.0005〜0.05％とする。Ａｌは製鋼段階にて脱酸剤として添加され、その結果として鋼中に含有される。0.0005％未満では脱酸不十分で鋳片の健全性が劣るおそれがあり、0.05％を超える含有は靱性を低下させる。
【００４０】
Ｎの含有量は0.1％以下とする。Ｎは、Ｃｒが高い場合不可避的に混入し、オーステナイト域を拡大させ、マルテンサイトの形成を容易にする効果がある。しかし、耐硫化物応力腐食割れ性を悪くするので、その影響が顕著でない範囲として、多くても0.1％までの含有とするが、少なければ少ないほど好ましい。したがって、望ましくは0.05％以下とし、よりが望ましくは0.03％以下とする。
【００４１】
上記以外の残部の組成は、とくには規制せず、たとえば不純物およびＦｅであってもよい。Ｐ、Ｓなど不可避的不純物は、耐食性や靱性などを低下させるので少なければ少ないほどよい。また必要により、不純物およびＦｅの他に、耐硫化物応力腐食割れ性改善を目的として、Ｔｉ、ＮｂまたはＶの１種以上を合計量にて0.005〜0.5％の範囲内で含有させてもよく、さらに熱間加工性改善を目的にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＢを１種以上合計量0.0002〜0.01％の範囲内で含有させてもよい。
【００４２】
上述の組成の鋼ビレットを用い、熱間加工にて穿孔、圧延、延伸等をおこなって継目無鋼管とするが、その際のビレットから最終鋼管形状までの熱間加工方法については、従来おこなわれている方法を実施すればよい。たとえば、継目無鋼管の製造方式として、マンネスマン・マンドレルミル方式、マンネスマン・プラグミル方式、マンネスマン・ピルガーミル方式、マンネスマン・アッセルミル方式等があるが、いずれの方法でもよい。
【００４３】
熱間加工をおこなうビレットの加熱温度は、1260℃を超えない温度とする。この時点でδフェライトが生成すると鋼管に加工後も残存し、その量に応じて強度が低下するだけでなく、靭性も低下するので、δフェライトが生成しない温度域として、1260℃を超えない温度で加熱する。下限の温度はとくには限定しないが、低すぎると加工が困難になり、加工途中での中間加熱が再々必要となるので、1100℃以上とするのが望ましい。
【００４４】
熱間加工の仕上げ温度は850〜1150℃の温度範囲とする。1150℃を越えると結晶粒が粗大化して靭性が低下するからであり、850℃を下回ると、加工が困難になるばかりでなく加工歪みが残存し、強度が高くなりすぎ靭性も低下するからである。
【００４５】
熱間加工途中の温度低下のため、仕上げ温度が上記範囲を確保できない場合、加工途中で中間加熱してもよい。たとえば、レデューサーまたはサイザーなど最終の仕上げ加工をおこなう直前で中間加熱をおこなうが、その場合、900〜1150℃の温度範囲での加熱が望ましい。900℃以下では仕上げ温度を確保できず、1150℃以上の中間加熱では、結晶粒径が粗大になるおそれがあるからである。
【００４６】
仕上げ圧延後、その温度からの冷却を次に述べるように制御しておこなうが、一旦温度が降下した鋼管を再加熱してから同様に制御して冷却してもよい。ただしその場合の再加熱温度は、Ｍｓ点以下に温度が低下することなく加熱されるときは850〜1000℃の温度範囲、室温近傍もしくは150℃以下に低下してから加熱されるときは850〜1050℃の温度範囲とするのがよい。これは、これらの温度範囲を外れると、いずれの場合も靱性が劣化したり、そののばらつきが増す結果となるからである。
【００４７】
Ｍｓ点以下に温度が低下することなく850〜1000℃に再加熱するときは、仕上げ圧延直後の鋼管温度がこの温度範囲内にある場合にも実施してよい。仕上げ圧延直後加熱することにより、冷却開始前の鋼管温度が均一化され、全長にわたって特性ばらつきの小さな管にすることができる。
【００４８】
また、150℃以下に低下してから再加熱する場合、穿孔前のビレットの加熱温度が1260℃を超えないようにしておけば、熱間加工時の熱履歴についてとくに配慮しなくても、強度および靱性のすぐれた鋼管を製造することができる。
【００４９】
仕上げ直後の冷却、または再加熱後の冷却は、800℃から600℃までの温度範囲を、平均冷却速度25℃／min以上とする。これは粗大なＣｒ炭化物の析出を抑止し、靱性の劣化や耐食性の低下を防止するためで、平均冷却速度が25℃／minを下回ると、粗大炭化物が生成するおそれがあり、その結果として十分な強度が得られなくなるからである。この温度範囲における平均冷却速度は速いほどよいが、水冷、噴霧冷却、衝風冷却、あるいは放冷等、適宜選択すればよく、とくには定めない。
【００５０】
冷却開始温度から800℃までの間は、炭化物は固溶していて析出しないので、この間の冷却速度はとくには限定しない。しかし800℃以下600℃までの間は、上述のようにできるだけ速く冷却する必要がある。ただし、600℃を下回ると析出速度が大きく低下し、実質的に炭化物は析出しなくなるので、400℃までは冷却速度をとくには限定しなくてよい。
【００５１】
上記の冷却に引き続き、400℃から200℃までの温度範囲は、平均冷却速度20℃／min以下で冷却する。これは残留オーステナイトをマルテンサイト相中に微細に分散させ、かつ炭化物を微細に析出させるために必要である。この温度範囲での平均冷却速度が20℃／minを超えると、微細な残留オーステナイトおよび微細炭化物が得られなくなる。この冷却速度は20℃／min以下であれば、より遅くしてもかまわないが、次工程や保温の必要などの点から遅くても0.5℃／minまでとするのがよい。400℃から200℃までの間を上記の冷却速度にするには、放冷で実現できることが望ましく、要すれば断熱材による保持、保温カバーなどを用いて制御すればよい。
【００５２】
【実施例】
目標強度を降伏強さ760〜930MPaの範囲とし、表１に示す組成の、直径191mmまたは225mmのビレットを作製した。Ｍｓ点は熱膨張計測による変態温度測定器を用いて測定した。これらの鋼のビレットを用い、外径73.0mm、肉厚5.5mmの鋼管、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管または外径197.6mm、肉厚20.0mmの鋼管を、熱間の傾斜ロール式穿孔機（マンネスマン・ピアサー）による穿孔、マンドレルミルによる成形圧延、およびレデューサーまたはサイザーによる延伸圧延にて作製した。その製管過程における温度条件を種々変えて以下の試作をおこなった。
【００５３】
【表１】
〔実施例１〕
表１に示した鋼記号ＡおよびＣの組成のビレットにより、加熱温度を1100〜1280℃とし、圧延加工の仕上げ温度を変え、仕上げ後の冷却を、800℃から600℃までの温度範囲では送風冷却、400℃から200℃までは保温カバーを用いることにより冷却速度を制御し、外径177.8mm、肉厚10.4mm、または外径197.6mm、肉厚20.0mmの鋼管を製造した。これらの製管温度条件を表２に示す。
【００５５】
得られた鋼管から、試験片の長さ方向を鋼管の長さ方向にとり、平行部の幅19mm、長さ50.8mmの引張試験片にて降伏強さを測定し、幅5mmのサブサイズ2mmＶノッチ試験片にてシャルピー衝撃試験をおこない、破面遷移温度を測定した。これらの結果も合わせて表２に示す。
【００５６】
【表２】
表２の試験番号2〜4および7〜10は、いずれも良好な衝撃試験値を示し、しかも降伏強さが目標範囲内に入っている。これは圧延の仕上げ温度および冷却速度がいずれも本発明で規定する範囲に制御されているからである。それに対し試験番号1、5、6および11は、いずれも衝撃試験値がよくない。仕上げ温度が本発明にて規制する温度範囲を逸脱しているためである。さらに、仕上げ温度が低すぎる試験番号1および6は、降伏強さも目標範囲を超えてしまっている。また、試験番号12は衝撃値はよいが、降伏強さが低すぎる。これはビレット加熱温度が高すぎるからである。
【００５８】
〔実施例２〕
表１に示した鋼記号ＡおよびＢの組成のビレットを用い、加熱温度を1230℃または1290℃とし、仕上げの延伸圧延前の中間加熱温度を変えることにより、仕上げ圧延温度を変え、圧延後の冷却は実施例１と同様にして外径73.0mm、肉厚5.5mm、または外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造した。比較のため、冷却を水冷として急冷したもの、またはビレットの加熱温度を高くしたものも製造した。これらの製管温度条件を表３に示す。
得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表３に示す。
【００５９】
【表３】
本発明の製造条件により製造された試験番号15〜17および24〜26は、いずれも降伏強さが758〜965MPaの目標範囲内にあり、すぐれた衝撃試験値を示している。これに対し試験番号13、14、18、19、22、23および27は、いずれも衝撃試験値がよくない。これは中間加熱条件、仕上げ温度、または冷却条件が本発明にて規制する範囲を逸脱しているためである。また、試験番号20および21は、衝撃試験値は良好であるが降伏強さが低い。これは、ビレット加熱温度が高すぎるからである。
【００６１】
〔実施例３〕
表１に示した鋼記号Ｂの組成のビレットを用い、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造する際に、熱間の外径仕上げの延伸圧延後、温度の降下した鋼管を再加熱し、次いで実施例１の仕上げ後の冷却の場合と同様に制御して冷却した。また一部の鋼管では、比較のため冷却を水冷とした。これらの温度条件を表４に示す。得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表４に示す。
【００６２】
【表４】
表４の結果から明らかなように、圧延終了後Ｍｓ点を下回る温度に降下するまでに、本発明の850〜1000℃の温度範囲に再加熱し、制御して冷却された場合には、目的とする降伏強さの範囲内で、すぐれた衝撃試験値を示す鋼管の得られることがわかる。ただし、ビレットの加熱温度が高すぎる場合、試験番号30に見られるように、圧延の仕上げ温度、再加熱温度および冷却条件を本発明で規制する範囲内とすれば、衝撃試験値が良好な結果を示していても、降伏強さが不十分となる。
【００６４】
〔実施例４〕
表１に示した鋼記号Ｂの組成のビレットを用い、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造する際に、熱間の外径仕上げの延伸圧延後、温度が室温近くまで降下した鋼管を再加熱し、次いで実施例１の仕上げ後の冷却の場合と同様に制御して冷却した。また一部の鋼管では、比較のため冷却を水冷とした。これらの温度条件を表５に示す。得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表５に示す。
【００６５】
【表５】
表５の結果から明らかなように、延伸圧延終了後、150℃以下の室温近くまで冷却された鋼管を本発明にて規定する850〜1050℃の温度範囲に再加熱し、制御して冷却された場合には、目的とする降伏強さの範囲内で、すぐれた衝撃試験値を示す鋼管の得られることがわかる。しかし、この場合においても、試験番号38に見られるように、ビレットの加熱温度が高すぎる場合、衝撃試験値が良好であっても、降伏強さが不十分な結果となっている。
【００６７】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、安定して高強度で靱性にすぐれた性能を有する、耐食性が良好な低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼管を容易に製造することができる。この方法は、需要の拡大が予想される高強度高耐食性の油井用鋼管などの性能向上、および製造コスト低減に寄与するところが大である。
Claims (4)
- 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工して継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱し、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
- 圧延の途中に900〜1150℃の温度範囲で中間加熱を実施することを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
- 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工して継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱し、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了し、Ｍｓ点以下に冷却されることなく、850〜1000℃の温度範囲に再加熱した後、800℃から600℃までの間を平均却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
- 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工して継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱し、穿孔、圧延を終了後、150℃以下に冷却してから、850〜1050℃の温度に加熱し、次いで800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
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