JP6384637B1 - コイルドチュービング用電縫鋼管およびその製造方法 - Google Patents

コイルドチュービング用電縫鋼管およびその製造方法 Download PDF

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Abstract

電縫溶接後の全管焼入れ処理および再加熱焼戻し処理は施さずに、降伏強度が896MPa以上の耐低サイクル疲労特性に優れたコイルドチュービング用電縫鋼管およびその製造方法を提供する。質量％で、C、Si、Mn、P、S、Al、Cr、Cu、Ni、Mo、Nb、V、Ti、Nを特定の含有量で有し、体積分率で、2〜10％の残留オーステナイト、20％以下のマルテンサイトと、残部ベイナイトとからなる組織を有し、降伏強度が896MPa以上であり、一様伸びが9.0％以上であるようにする。

Description

本発明は、耐疲労特性に優れたコイルドチュービング用電縫鋼管およびその製造方法に関する。
コイルドチュービングは、外径20〜100mm程度の小径長尺の鋼管をリールに巻き取ったものである。コイルドチュービングは種々の坑井内作業に広く用いられており、作業の際にリールから繰り出して坑井内に挿入され、作業後は坑井から引き揚げてリールに巻き戻される。特に近年では、シェールガス採掘においてシェール層の水圧破砕に用いられる。
従来の坑井内回収・掘削設備と比較すると、コイルドチュービングは装置が小型であるため敷地面積や作業人員を節約でき、パイプを接続する必要がなく連続揚降が可能であるため作業効率が高いといった利点がある。
コイルドチュービングは、素材となる熱延鋼板を長手方向にスリットして適切な幅を有する鋼帯となし、これを管形状にロール成形し電縫溶接して製造した鋼管である。その後、溶接部の品質向上や所望の機械特性を得るために、全管熱処理が施される。
坑井内での破断防止の観点から、コイルドチュービングは特に長手方向に高強度であることが要求される。近年ではより長く、より深い坑井に対応するためにコイルドチュービングの高強度化が進んでおり、特に降伏強度が130ksi（896MPa）以上のものが求められている。
一方で、コイルドチュービングは、操業時に自身の外径とリール径または周辺機器弧状ガイド部の曲率半径により決まる、最大2〜3％程度の塑性ひずみを複数回受けながら繰り返し使用されるため、耐低サイクル疲労特性が要求される。
特許文献１には、主体となる組織がフェライト、パーライト、ベイナイトのうちのいずれかであることを特徴とする、コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法が提案されている。この技術では、熱間圧延においてコイルドチュービング用鋼管の主体となるベイナイトなどの組織が形成される。すなわち、主体となる組織を熱間圧延後の熱処理で形成する必要がない。ただし、この技術はコイルドチュービング用熱延鋼板に関するものであり、造管後の降伏強度および耐低サイクル疲労特性に関する詳細な記述はない。
特許文献２には、鋼組織を焼戻しマルテンサイト主体として、体積分率2％以上の残留オーステナイトを含有させることで耐低サイクル疲労特性を向上させたコイルドチュービング用ステンレス鋼が提案されている。しかし、この技術は焼戻しマルテンサイトを主体とした組織を得るために、熱間圧延後に焼入れ処理と再加熱焼戻し処理を必要とし、生産性および製造コストに問題がある。また、降伏強度が高くても800MPa程度であり、特に降伏強度130ksi（896MPa）以上のコイルドチュービングの製造には不向きである。
特許文献３には、鋼組織を焼戻しマルテンサイト主体とした、降伏強度が140ksi（965MPa）以上の耐低サイクル疲労特性に優れたコイルドチュービング用電縫鋼管およびその製造方法が提案されている。しかし、この技術は特許文献２と同様に熱延鋼板を電縫溶接した後に全管焼入れ処理と再加熱焼戻し処理を必要とするため、生産性および製造コストに問題がある。
再公表2013−108861号公報 特開2001−303206号公報 特開2014−208888号公報
上記の特許文献２、３に記載の技術のように、コイルドチュービング用鋼管の組織を焼戻しマルテンサイト主体とする場合、電縫溶接後の熱処理により焼戻しマルテンサイトを形成する必要がある。これは以下の理由による。
（ｉ）熱間圧延ままの組織をマルテンサイト主体とすると、ロール成形に必要な加工性が不足する。
（ｉｉ）ロール成形前の熱処理により組織を焼戻しマルテンサイト主体とすると、ロール成形は可能であるが、電縫溶接部の品質向上のために再度全管熱処理が必要となる。
上記の理由から、組織を焼戻しマルテンサイト主体としたコイルドチュービング用鋼管は、特許文献３等で提案されているように、電縫溶接後の全管焼入れ処理に加えて再加熱焼戻し処理を施すことで製造されるため、生産性および製造コストに問題がある。
このように、生産性の向上および製造コストの抑制を考慮し、電縫溶接を施した後に全管焼入れ処理および再加熱焼戻し処理は施さずに、降伏強度が130ksi（896MPa）以上であり、耐低サイクル疲労特性に優れたコイルドチュービング用電縫鋼管を提供する技術はまだ確立されていなかった。
本発明は上記課題に鑑みてなされたものであって、電縫溶接後の全管焼入れ処理および再加熱焼戻し処理は施さずに、降伏強度が130ksi（896MPa）以上の耐低サイクル疲労特性に優れたコイルドチュービング用電縫鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
ここで、耐低サイクル疲労特性に優れるとは、ひずみ比0（片振り）、全ひずみ範囲2.5％にひずみ制御をした引張疲労試験における破断までの繰り返し数が250回以上であることを指す。なお、ここでは最大荷重の75％まで試験荷重が低下した時点を破断とする。
本発明者らは、上記目的を達成すべく、電縫溶接後に全管焼入れ処理および再加熱焼戻し処理は施さずに、鋼組織については熱間圧延において形成可能なベイナイトを主体とし、降伏強度を130ksi（896MPa）以上にして、優れた耐低サイクル疲労特性を得るための検討を行った。その結果、耐低サイクル疲労特性の改善には一様伸びの向上が重要であることを見出した。具体的には、9.0％以上の一様伸びが必要である。
低サイクル疲労では、き裂先端近傍におけるネッキングと、それによるき裂進展が繰り返されながら材料が破断に至る。そのため一様伸びの大きい材料の方が、加工硬化能が高くネッキング発生が遅くなりき裂進展が抑制されるので、耐低サイクル疲労特性に優れる。
そして、ベイナイトを主体組織としつつ、降伏強度を130ksi（896MPa）以上とし、且つ優れた耐低サイクル疲労特性を得るためには、鋼の成分組成を所定の範囲にすると共に、残留オーステナイト、マルテンサイトおよびベイナイトの体積分率を所定の範囲にすることが必要であることを知見した。
本発明は上記知見に基づいたものであり、以下の[１]〜[３]を提供する。
［１］質量％で、C：0.10％超0.16％以下、Si：0.1％以上0.5％以下、Mn：1.6％以上2.5％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上0.07％以下、Cr：0.5％超1.5％以下、Cu：0.1％以上0.5％以下、Ni：0.1％以上0.3％以下、Mo：0.1％以上0.3％以下、Nb：0.01％以上0.05％以下、V：0.01％以上0.10％以下、Ti：0.005％以上0.05％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
体積分率で、2％以上10％以下の残留オーステナイトと、20％以下のマルテンサイトと、残部としてベイナイトと、からなる組織を有し、
降伏強度が896MPa以上であり、一様伸びが9.0％以上である、コイルドチュービング用電縫鋼管。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Sn：0.001％以上0.005％以下、Ca：0.001％以上0.003％以下のうちから選ばれた1種または2種を含有する、前記［１］に記載のコイルドチュービング用電縫鋼管。
［３］前記［１］または［２］に記載のコイルドチュービング用電縫鋼管の製造方法であり、鋼帯を管形状にロール成形し電縫溶接して製造した鋼管を、650℃以上850℃以下の温度に加熱する工程を含む、コイルドチュービング用電縫鋼管の製造方法。
なお、本発明で必要としない電縫溶接後の全管焼入れ処理および再加熱焼戻し処理とは、夫々、鋼管を全周全長にわたってAc3点以上の温度に加熱しオーステナイト化した後に30℃/s以上の冷却速度で冷却すること、全管焼入れ処理後に鋼管を全周全長にわたって500℃以上800℃以下の温度に加熱し空冷することを指し、上記の本発明の電縫溶接後の650℃以上850℃以下の温度に加熱する処理とは異なる処理である。
本発明で、一様伸びは、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、降伏後の最大荷重における公称ひずみとして測定することができる。
また、本発明で、降伏強度は、クロスヘッド速度10mm/minで引張試験を行い、API-5ST規格に準拠した0.2％耐力として測定することができる。
本発明によれば、降伏強度が130ksi（896MPa）以上の耐低サイクル疲労特性に優れたコイルドチュービング用電縫鋼管を、生産性が高くかつ低コストで製造することが可能となる。
図１は、残留オーステナイトの体積分率と引張疲労試験における破断までの繰り返し数との関係を示したグラフである。
本発明のコイルドチュービング用電縫鋼管は、質量％で、C：0.10％超0.16％以下、Si：0.1％以上0.5％以下、Mn：1.6％以上2.5％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Al：0.01％以上0.07％以下、Cr：0.5％超1.5％以下、Cu：0.1％以上0.5％以下、Ni：0.1％以上0.3％以下、Mo：0.1％以上0.3％以下、Nb：0.01％以上0.05％以下、V：0.01％以上0.10％以下、Ti：0.005％以上0.05％以下、N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、体積分率で、2％以上10％以下の残留オーステナイトと、20％以下のマルテンサイトと、残部としてベイナイトと、からなる組織を有し、降伏強度が896MPa以上であり、一様伸びが9.0％以上である。
まず、本発明において、電縫鋼管の鋼素材の成分組成を限定した理由を以下に説明する。本明細書において、特に断りがない限り、鋼組成を示す「％」は「質量％」である。
C：0.10％超0.16％以下
Cは鋼の強度を上昇させる元素であり、またオーステナイトの安定化に寄与する元素であることから、所望の強度および残留オーステナイト分率を確保するために0.10％超えでCを含有することを必要とする。しかしながら、C含有量が0.16％を超えると溶接性が悪化する。このため、C含有量は0.10％超0.16％以下とする。好ましくは、C含有量は0.11％以上であり、好ましくは0.13％以下である。
Si：0.1％以上0.5％以下
Siは脱酸剤として作用するとともに、熱間圧延時のスケール形成を抑制し、スケールオフ量の低減に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.1％以上のSiの含有を必要とする。一方、Si含有量が0.5％を超えると溶接性が悪化する。このため、Si含有量は0.1％以上0.5％以下とする。好ましくは、Si含有量は0.2％以上であり、好ましくは0.4％以下である。
Mn：1.6％以上2.5％以下
Mnは鋼の強度を上昇させる元素であり、またオーステナイトの安定化に寄与する元素であり、また仕上圧延後の冷却においてフェライト変態を遅延させベイナイト主体組織の形成に寄与する元素である。所望の強度および組織を確保するために1.6％以上含有することを必要とする。しかしながら、Mn含有量が2.5％を超えると溶接性が悪化する上に、残留オーステナイト分率が高くなり所望の降伏強度が得られない。このため、Mn含有量は1.6％以上2.5％以下とする。好ましくは、Mn含有量は1.8％以上であり、好ましくは2.1％以下である。
P：0.02％以下
Pは、粒界に偏析し材料の不均質を招くため、不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、0.02％程度の含有量までは許容できる。このため、P含有量は0.02％以下の範囲内とする。好ましくは、P含有量は0.01％以下である。
S：0.005％以下
Sは、鋼中では通常、MnSとして存在するが、MnSは、熱間圧延工程で薄く延伸され、延性に悪影響を及ぼす。このため、本発明ではできるだけ低減することが好ましいが、0.005％程度のS含有量までは許容できる。このため、S含有量は0.005％以下とする。好ましくは、S含有量は0.003％以下である。
Al：0.01％以上0.07％以下
Alは、強力な脱酸剤として作用する元素で、このような効果を得るためには、0.01％以上Alを含有する必要がある。しかし、Al含有量が0.07％を超えるとアルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。このため、Al含有量は0.01％以上0.07％以下とする。好ましくは、Al含有量は0.02％以上であり、好ましくは0.05％以下である。
Cr：0.5％超1.5％以下
Crも、耐食性を付与するために添加される元素である。また、焼戻し軟化抵抗を高めるため、造管後の全管熱処理時の軟化を抑制する。このような効果を得るためには、Crを0.5％超えで含有する必要がある。しかしながら、Cr含有量が1.5％を超えると溶接性が悪化する。このため、Cr含有量は0.5％超1.5％以下とする。好ましくは、Cr含有量は0.5％超1.0％以下である。より好ましくは、Cr含有量は0.8％以下である。
Cu：0.1％以上0.5％以下
Cuも、Crと同様に耐食性を付与するために添加される元素である。このような効果を得るためには、Cuを0.1％以上含有する必要がある。しかしながら、Cu含有量が0.5％を超えると溶接性が悪化する。このため、Cu含有量は0.1％以上0.5％以下とする。好ましくは、Cu含有量は0.2％以上であり、好ましくは0.4％以下である。
Ni：0.1％以上0.3％以下
Niも、Cr、Cuと同様に耐食性を付与するために添加される元素である。このような効果を得るためには、Niを0.1％以上含有する必要がある。しかしながら、Ni含有量が0.3％を超えると溶接性が悪化する。このため、Ni含有量は0.1％以上0.3％以下とする。好ましくは、Ni含有量は0.1％以上0.2％以下である。
Mo：0.1％以上0.3％以下
Moは、オーステナイトの安定化に寄与する元素であることから、本発明では所望の強度および残留オーステナイト分率を確保するために0.1％以上含有することを必要とする。しかしながら、Mo含有量が0.3％を超えると溶接性が悪化する上に、マルテンサイト分率が高くなり所望の降伏強度が得られない。このため、Mo含有量は0.1％以上0.3％以下とする。好ましくは、Mo含有量は0.2％以上0.3％以下である。
Nb：0.01％以上0.05％以下
Nbは、熱間圧延において微細なNbCとして析出し高強度化に寄与する元素であることから、所望の強度を確保するために0.01％以上Nbを含有することを必要とする。しかし、Nb含有量が0.05％を超えると、熱間圧延加熱温度で固溶し難くなり、含有量に見合った高強度化がなされない。このため、Nb含有量は0.01％以上0.05％以下とする。好ましくは、Nb含有量は0.03％以上0.05％以下である。
V：0.01％以上0.10％以下
Vは、熱間圧延において微細な炭窒化物として析出し高強度化に寄与する元素であることから、所望の強度を確保するためにVを0.01％以上含有することを必要とする。しかし、V含有量が0.10％を超えると粗大な析出物が形成され、溶接性が低下する。このため、V含有量は0.01％以上0.10％以下とする。好ましくは、V含有量は0.04％以上であり、好ましくは0.08％以下である。
Ti：0.005％以上0.05％以下
TiはTiNとして析出し、NbとNの結合を抑制することで微細なNbCを析出させる。前述のように、Nbは鋼の高強度化の観点から重要な元素であるが、NbがNと結合するとNb（CN）を核としてNbCが析出し、高強度が得られにくくなる。このような効果を得るためには、Tiを0.005％以上含有する必要がある。一方、Ti含有量が0.05％を超えると、TiCの量が多くなり、微細なNbCが少なくなる。このため、Ti含有量は0.005％以上0.05％以下とする。好ましくは、Ti含有量は0.010％以上であり、好ましくは0.03％以下である。
N：0.005％以下
Nは、不可避的不純物であるが、Nb窒化物が形成されると微細なNbCが少なくなる。このため、Nの含有量は0.005％以下の範囲内とする。好ましくは0.003％以下である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Co：0.1％以下、B：0.0005％以下が許容できる。
上記の成分が本発明における電縫鋼管の鋼素材の基本の成分組成であるが、これらに加えてさらに、Sn：0.001％以上0.005％以下、Ca：0.001％以上0.003％以下のうちから選ばれた1種または2種を含有させてもよい。
Sn：0.001％以上0.005％以下
Snは、耐食性のため必要に応じて添加する。このような効果を得るためには、0.001％以上Snを含有する。しかし、Sn含有量が0.005％を超えると、偏析して強度ばらつきを引き起こす場合がある。このため、Snを含有する場合は、Sn含有量は0.001％以上0.005％以下とすることが好ましい。
Ca：0.001％以上0.003％以下
Caは、熱間圧延工程で薄く延伸されるMnS等の硫化物を球状化することで鋼の靱性向上に寄与する元素であり、必要に応じて添加する。このような効果を得るためには、0.001％以上Caを含有する。しかし、Ca含有量が0.003％を超えると、鋼中にCa酸化物クラスターが形成され靱性が悪化する場合がある。このため、Caを含有する場合は、Ca含有量は0.001％以上0.003％以下とする。
次に、本発明の電縫鋼管の組織を限定した理由を説明する。
本発明の電縫鋼管は、体積分率で、2％以上10％以下の残留オーステナイト、20％以下のマルテンサイト、残りはベイナイトからなる組織を有する。
組織をベイナイト主体（70％以上）としたのは、所望の降伏強度を得るためである。
マルテンサイトはベイナイトよりも硬質であり、生成時に周辺のベイナイトに可動転位を導入するため降伏強度を低下させ、一様伸びを向上させる。ただし、体積分率が20％を超えると所望の降伏強度が得られない。本発明では、マルテンサイトの体積分率は15％以下％であることが好ましい。なお、体積分率は3％以上であることが好ましく、体積分率は5％以上であることがより好ましい。
残留オーステナイトは、材料がネッキングするまでの間に、段階的に硬質なマルテンサイトに変態するため降伏強度を低下させ、一様伸びを向上させる。このような効果を得るためには、2％以上の体積分率が必要であり、さらに、平均結晶粒径1μm以下であることが好ましい。ただし、体積分率が10％を超えると所望の降伏強度が得られない。なお、体積分率は4％以上8％以下％が好ましい。
ここで、残留オーステナイトの体積分率は、X線回折により測定する。また、マルテンサイトおよびベイナイトの体積分率は、走査型電子顕微鏡（SEM、倍率：2000〜5000倍）を用い、得られたSEM像から測定する。なお、SEM像ではマルテンサイトと残留オーステナイトの識別が難しいため、得られたSEM像からマルテンサイトあるいは残留オーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、それをマルテンサイトあるいは残留オーステナイトの体積分率とし、それから残留オーステナイトの体積分率を差し引いた値をマルテンサイトの体積分率とする。また、ベイナイトの体積分率は、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の残部として算出する。
次に、本発明の電縫鋼管の製造方法を説明する。
本発明では、特に限定されないが、例えば、上記した化学成分を有するスラブ等の鋼素材を、1150℃以上1280℃以下の温度に加熱した後、仕上圧延終了温度を840℃以上920℃以下、巻取温度を500℃以上600℃以下の条件として熱間圧延を施す。
熱間圧延工程における加熱温度が1150℃未満である場合、粗大なNb、V炭窒化物の再溶解が不十分となり、強度低下の原因となる。一方、加熱温度が1280℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、熱間圧延における析出物形成サイトが減少するため、強度低下の原因となる。このため、熱間圧延工程における加熱温度は1150℃以上1280℃以下であることが好ましい。
仕上圧延終了温度が840℃未満である場合、軟質なフェライトが生成するため強度低下の原因となる。また、残留応力によるスリット後の形状悪化が顕著となる。一方、仕上圧延終了温度が920℃を超えると、オーステナイト未再結晶域での圧下量が不足し、微細なオーステナイト粒が得られず析出物形成サイトが減少するため、強度低下の原因となる。このため、仕上圧延終了温度は840℃以上920℃以下であることが好ましい。
巻取温度が500℃未満である場合、Nb、V析出物の生成が抑制され、強度低下の原因となる。一方、巻取温度が600℃を超えると、軟質なフェライトが生成する上に、粗大なNb、V析出物が生成するため強度低下の原因となる。このため、巻取温度は500℃以上600℃以下であることが好ましい。
上記した熱延鋼板は、表層の酸化スケール除去を目的として、酸洗またはショットブラスト処理をしてもよい。
続いて、上記した熱延鋼板（鋼帯）を管形状にロール成形、電縫溶接して鋼管とし、これを650℃以上850℃以下の温度に加熱する。以下では、この加熱処理を「焼鈍」と呼ぶ。この焼鈍により、電縫溶接部の品質を向上させるとともに、残留オーステナイトの体積分率を増加させ、体積分率で、2％以上10％以下の残留オーステナイトと、20％以下のマルテンサイトと、残部としてベイナイトと、からなる組織とすることができる。
焼鈍温度が650℃未満である場合、温度がAc1点以下であるため、所望する体積分率の残留オーステナイトが得られない。一方、焼鈍温度が850℃を超えるとオーステナイトが多量に生成し、オーステナイトへの十分なC濃縮がなされず冷却時にマルテンサイト変態してしまうため、所望する体積分率の残留オーステナイトおよびマルテンサイトが得られない。そのため、焼鈍温度は650℃以上850℃以下とする。好ましくは680℃以上であり、好ましくは750℃以下である。
焼鈍後の冷却については、パーライト生成を回避するため、冷却開始温度から400℃までの間の平均冷却速度を10℃/s以上とすることが好ましく、例えば水冷が望ましい。本発明では、熱延鋼板を電縫溶接して鋼管を製造する際には、全管焼入れ処理と再加熱焼戻し処理とは必要とせず、生産性の向上および製造コストの抑制を実現できる。
以下、実施例に基づき、さらに本発明について説明する。
表１に示す成分組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらを1200℃に加熱した後、表１に示す仕上圧延終了温度および巻取温度で熱間圧延し、仕上板厚3.3mmの熱延鋼板とした。得られた熱延鋼板からJIS5号引張試験片（ゲージ長さ50mm、平行部幅25mm）を圧延方向（以下、L方向）と引張方向が平行になるように切り出し、L方向造管ひずみに相当する6％引張ひずみを引張試験機により与えて、全管加熱を模擬した焼鈍を種々の温度で30秒間行い冷却した後、引張試験を実施した。また、上記条件で熱処理を施したサンプルの組織観察、残留オーステナイトの体積分率測定、低サイクル疲労特性評価を行った。
引張試験はクロスヘッド速度10mm/minで行い、API-5ST規格に準拠し0.2％耐力を降伏強度とした。引張強度は、降伏後の最大荷重における公称応力とした。一様伸びは、降伏後の最大荷重における公称ひずみとした。
マルテンサイトおよびベイナイトの体積分率は、走査型電子顕微鏡（SEM、倍率：2000〜5000倍）を用い、得られたSEM像から測定した。なお、SEM像ではマルテンサイトと残留オーステナイトの識別が難しいため、得られたSEM像からマルテンサイトあるいは残留オーステナイトとして観察された組織の面積率を測定し、それをマルテンサイトあるいは残留オーステナイトの体積分率とし、それから後述する残留オーステナイトの体積分率を差し引いた値をマルテンサイトの体積分率とした。また、ベイナイトの体積分率は、マルテンサイトおよび残留オーステナイト以外の残部として算出した。また、フェライトおよびパーライトの体積分率も、同様にSEM像から求めた。観察用試料は、観察面が熱間圧延時の圧延方向断面となるように採取し、研磨した後、ナイタール腐食して作製した。また、組織の面積率は、板厚1/2位置で5視野以上観察を行い、各視野で得られた値の平均値として算出した。
残留オーステナイトの体積分率測定は、X線回折により行った。測定用試料は、回折面が板厚1/2位置となるように研削した後、化学研磨をして表面加工層を除去して作製した。測定にはMoのKα線を使用し、fcc鉄の（200）、（220）、（311）面とbcc鉄の（200）、（211）面の積分強度から残留オーステナイトの体積分率を求めた。
なお、焼鈍前の熱延鋼板の組織についても、上記測定方法に基づいて測定した。
低サイクル疲労特性は、引張疲労試験における破断までの繰り返し数により評価した。試験片は上記熱延鋼板と同一の化学成分・熱延条件で溶製・圧延した仕上板厚15mmの熱延鋼板から作製し、平行部径4.5mm、平行部長さ12mmの丸棒とした。試験はひずみ制御で、ひずみ比0（片振り）、全ひずみ範囲2.5％で行った。
表２に、表１中の鋼No.1〜22の機械特性をそれぞれ示す。降伏強度YSについて、130ksi（896MPa）以上である場合を合格とし、引張疲労試験における破断までの繰り返し数について、250回以上である場合を合格とした。また、一様伸びについては、9.0％以上である場合を合格とした。
Figure 0006384637
Figure 0006384637
表１および表２中、No.1、4、5、9〜11、20は本発明例、No.2、3、6〜8、12〜19、21、22は比較例である。表１において、これらのうちNo.1〜3は、同一の熱延鋼板から採取したサンプルをそれぞれ異なる温度で焼鈍した例である。本発明例のうち、No. 4はCaを添加した例、No.5はSnおよびCaを添加した例である。これらの組織はいずれもベイナイトを主体とし、残留オーステナイト分率が2％以上10％以下、マルテンサイト分率が20％以下であり、一様伸びは9.0％以上であった。これら本発明例はいずれも降伏強度が130ksi（896MPa）以上、引張疲労試験における破断までの繰り返し数が250回以上であり、130ksi（896MPa）以上の降伏強度と、比較例よりも優れた耐低サイクル疲労特性を示した。また、本発明例では、全管焼入れ処理および再加熱焼戻し処理は施さずに、生産性の向上および製造コストの抑制も実現できた。
一方で、比較例のNo.2、3は焼鈍温度および焼鈍後組織が本発明の範囲外であり、いずれも一様伸びが9.0％未満で、本発明例と比較して耐低サイクル疲労特性が劣っていた。No. 6はNb、Vの含有量が本発明の範囲を下回っており、降伏強度が130ksiに達していなかった。No. 7はMn、Moの含有量が本発明の範囲を下回っており、焼鈍後の組織が本発明の範囲外であったため、降伏強度が130ksiに達していなかった。No. 8、19はCの含有量が本発明の範囲を下回っており、焼鈍後の組織が本発明の範囲外で、降伏強度が130ksiに達しておらず、一様伸びが9.0％未満で、本発明例と比較して耐低サイクル疲労特性が劣っていた。
No.12、13は焼鈍温度および焼鈍後組織が本発明の範囲外であり、いずれも降伏強度が130ksiに達していなかった。No.14はMnの含有量が本発明の範囲を下回っており、焼鈍後の組織が本発明の範囲外で、降伏強度が130ksiに達していなかった。No.15はMoの含有量が本発明の範囲を下回っており、焼鈍後の組織が本発明の範囲外で、一様伸びが9.0％未満で、本発明例と比較して耐低サイクル疲労特性が劣っていた。No.16はNbの含有量が、No. 17はVの含有量が、No.18はTiの含有量がそれぞれ本発明の範囲を下回っており、降伏強度が130ksiに達していなかった。No.21はCrの含有量が本発明の範囲を下回っており、降伏強度が130ksiに達していなかった。No.22はTiの含有量が本発明の範囲を上回っており、降伏強度が130ksiに達していなかった。
図１は、本発明例および比較例のうち、組織がベイナイト主体で、残りがマルテンサイトおよび残留オーステナイトからなる鋼について、引張疲労試験における破断までの繰り返し数を残留オーステナイト分率に対してプロットしたものである。
図１より、鋼組織をベイナイト主体として、残留オーステナイトの体積分率を本発明の範囲内にすることで、耐低サイクル疲労特性を大幅に向上できることがわかる。
以上から、鋼組織をベイナイト主体とすることで高生産性かつ低コストでコイルドチュービング用電縫鋼管を製造することが可能となり、さらにこの鋼の組成および組織を本発明の範囲内とすることで、130ksi（896MPa）以上の降伏強度と優れた耐低サイクル疲労特性を得ることができる。

Claims (3)

  1. 質量％で、C：0.10％超0.16％以下、
    Si：0.1％以上0.5％以下、
    Mn：1.6％以上2.5％以下、
    P：0.02％以下、
    S：0.005％以下、
    Al：0.01％以上0.07％以下、
    Cr：0.5％超1.5％以下、
    Cu：0.1％以上0.5％以下、
    Ni：0.1％以上0.3％以下、
    Mo：0.1％以上0.3％以下、
    Nb：0.01％以上0.05％以下、
    V：0.01％以上0.10％以下、
    Ti：0.005％以上0.05％以下、
    N：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    体積分率で、2％以上10％以下の残留オーステナイトと、20％以下のマルテンサイトと、残部としてベイナイトと、からなる組織を有し、
    降伏強度が896MPa以上であり、一様伸びが9.0％以上である、コイルドチュービング用電縫鋼管。
  2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、Sn：0.001％以上0.005％以下、
    Ca：0.001％以上0.003％以下のうちから選ばれた1種または2種を含有する、請求項１に記載のコイルドチュービング用電縫鋼管。
  3. 請求項１または２に記載のコイルドチュービング用電縫鋼管の製造方法であり、鋼帯を管形状にロール成形し電縫溶接して製造した鋼管を、650℃以上850℃以下の温度に加熱する工程を含む、コイルドチュービング用電縫鋼管の製造方法。
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