WO1996036742A1

WO1996036742A1 - Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres

Info

Publication number: WO1996036742A1
Application number: PCT/JP1996/001274
Authority: WO
Inventors: Kunio Kondo; Takahiro Kushida; Hajime Osako; Hideki Takabe
Original assignee: Sumitomo Metal Industries, Ltd.
Priority date: 1995-05-15
Filing date: 1996-05-15
Publication date: 1996-11-21
Also published as: NO975237D0; DE69617002T2; DE69617002T4; NO975237L; NO321325B1; DE69617002D1; EP0828007A1; EP0828007B1; DK0828007T3; EP0828007A4; MX9708775A; US5938865A

Description

明細書発明の名称耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法技術分野

本発明は、高強度で高耐食性、特に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。さらに詳しくは、特定の化学組成の素材（ビレット）と特定条件の加工熱処理とを組み合わせた継目無鋼管の製造方法であって、強度、靭性、耐食性、特に耐硫化物応力割れ性、に優れた継目無鋼管を製造する方法であって、製管から熱処理までを一連の製造ライン内で実施することが可能な方法に関する。背景技術

巨大装置を必要とする鉄鋼の製造では省プロセス、省エネルギ一の観点から、オンライン処理の適用によるプロセスの簡素化が検討されている。ここで「オンライン処理」というのは、圧延等の加工と熱処理とを一つの製造ライン内で行うことを意味する。そして、このオンライン処理において、熱間加工後の素材が保有する熱を利用して直ちに焼入れを行うことを「直接焼入れ」という。これに対して、熱間圧延後、一旦冷却された鋼材を、圧延ラインとは別のラインで熱処理することを「オフライン処理」と言い、このオフライン処理で行う焼入れを「再加熱焼入れ」という。

熱間圧延による鋼板の製造では、オフライン処理はかなり減少し、現在ではオンライン処理材がほとんどを占めるまでになつている。

しかしながら、継目無鋼管の製造においては、鋼管の品質を高めること、およびその品質への信頼性を高めることが重視されるため、未だに大部分の製品の熱処理（焼入れ一焼戻し）がオフラインで実施されている。この方法では、当然のことながら、製管ラインとは別のラインに焼入れ装置（加熱炉と冷却装置）および焼戻し炉を設置する必要がある。

上記の一般的な製造方法では、継目無鋼管は、ビレットをピアサで穿孔した後、プラグミルまたはマンドレルミルで展伸圧延し、その後サイザまたはレデューサ等で仕上げ圧延を施す一連の熱間加工によって製造される。穿孔にはプレスが用いられる場合もある。製造された鋼管は、別のラインで再加熱されて焼入れされ、さらに再加熱されて焼戻しされる。こうして、必要な強度、靭性および耐硫化物応力割れ性等の諸特性を付与された後、使用者に提供される。なお、硫化物応力割れ（S u l f i de S t res s Crack i ng) とは、硫化物、特に硫化水素（H ₂ S)を含む環境で高強度鋼に発生する割れである。以下、これを S S C と略記する。

上記の従来の製造方法における焼入れを「直接焼入れ」に置き換えることができれば、製造設備の簡素化と製造コストの低減が可能になる。前述のように「直接焼入れ」とは、熱間加工後の鋼材の保有熱を利用して焼入れすることを意味するが、特に、熱間加工のライン上で、鋼材を Ar ₃変態点以上のオーステナイト状態から焼入れることによってマルテンサイトやべイナィトからなる硬化組織を得る焼入れ方法をいう。

例えば、特開昭 58— 2241 16号公報、特開昭 60— 75523 号公報、特開平 6 — 172859号公報などに継目無鋼管の製造過程において熱間加工後直ちに強制冷却する直接焼入れプロセスを用いる鋼管の製造方法が提案されている。しかしながら、従来の圧延後にオフラインで再加熱して焼入れを行う「再加熱焼入れ」によって製造された製品と比較すると、直接焼入れプロセスにより製造された製品の結晶粒径は粗大であり、靭性および耐食性 (耐 S S C性）. が低下する。

上記のように、直接焼入れ法は従来の再加熱焼入れ法に比べて、製品の結晶粒を粗大にする場合が多い。粗大な結晶粒では、継目無鋼管で最も重要視される靭性および耐 S S C性が劣るので、直接焼入れ法は高強度高耐食性継目無鋼管の製造には採用することができないと考えられていた。

一般的に、結晶粒度を微細化する方法としては、冷却と再加熱を組み合わせて、オーステナイトからフヱライトへの変態と、フェライトからオーステナイトへの逆変態との合計 2回の変態を行わせることで細粒化を図る技術が提案されている。例えば、粗圧延と仕上げ圧延の中間に冷却と再加熱のプロセスを組み込んだ方法が特開昭 56 - 3626号公報に開示されている。また、最終仕上げ圧延後に冷却と再加熱を組み合わせて実施する方法が特開昭 58 - 91 123 号公報、特開昭 58— 1041 20号公報、特開昭 63 - 1 1 621 号公報および特開平 4 — 358023号公報にそれぞれ開示されている。さらに、特開昭 58— 1 1 7832号公報には圧延途中および圧延後の 2回、冷却一再加熱を行うことによって結晶粒を微細化する方法も開示されている。

上記の各公報に提案される方法によれば、確かに直接焼入れした鋼材の結晶粒を微細化することは可能である。しかし、いずれの方法にも次のような問題がある。

①高い耐食性を必要とする場合には、結晶粒の微細化が未だ不充分である。

②変態が開始もしくは完了する温度域まで強制冷却し、再び逆変態が完了する温度域まで再加熱するプロセスでは、エネルギ —消費が大きい。

③複雑で建設費の高い設備を必要とするので、オフラインの焼入れ設備と比較しても、それほど大きな設備コストや運転コス卜の節減にはならない。

結晶粒の微細化や焼入れ性向上を狙って、未再結晶域で加工を行い、さらに再結晶させることによって微細な結晶粒を得た後、直接焼入れし焼戻しする技術が特開昭 62 - 1 398 1 5号公報、特開昭 63 - 2231 25号公報およぴ特開昭 64— 55335 号公報に示されている。

上記特開昭 62 - 1398 15号公報の方法では、熱間圧延終了から焼入れに至るまでの間におけるボロン（B ) の挙動と鋼の焼入れ効果との関係に基づき、熱間圧延後に圧延仕上げ温度に近い温度で保持してオーステナイト粒を再結晶させると共に固溶 B を確保して強度と靭性を高めている。また、上記特開昭 63— 22 3125号公報の方法では、未再結晶温度域で充分な圧延加工を行つてから、均一な再結晶粒を得るために、圧延終了後 Ar ₃変態点以下に下げることなく急速加熱して短時間の均熱を行い、さらに、直接焼入れし、焼戻しして、 J I S 粒度番号で 8以上の均一な細粒組織となし、強度と靭性を高めている。

しかしながら、これらの技術はいずれも再結晶や結晶粒成長が比較的容易な低炭素鋼からなる鋼板の製造技術であって、これを油井用の高強度高耐食性鋼管のような中炭素鋼からなる継目無鋼管の製造に適用したとしても同じような効果は得難い。それは、未再結晶温度域すなわち比較的低温域での大圧下加工が、鋼板、とりわけ低炭素鋼の圧延の場合には容易であっても、複雑な圧延工程を経る鋼管、特に中炭素鋼鋼管の圧延の場合には極めて困難だからである。言い換えれば、鋼板の製造プロセスを鋼管の製造に応用することは簡単ではないからである。具体的には、継目無鋼管の一般的な圧延方式であるプラグミル法やマンドレルミル法による圧延工程において、未再結晶域温度である 1 000 °C以下で大きな加工度の圧延を行うと、ミルの圧延能力を超えるという問題やマンドレルバ一の引き抜きが困難になるという問題が生じる。従って、これらに対処する何らかの対策が必要になる。

特開昭 61— 2389 1 7号公報、特開平 5 - 255749号公報、特開平 5一 255750号公報および特開平 5 — 271 772号公報に、継目無鋼管の直接焼入れプロセスにおいて、圧延後あるいは圧延中の再結晶化を意図した発明が開示されている。

上記特開昭 61 - 2389 17号公報の発明は、特定の化学成分を有する継目無鋼管の圧延後の加熱条件を厳密に規定して再結晶を 90 %以上にするという。しかし、ここでは熱間加工の条件を変えて継目無鋼管の靭性改善を行うことは実用的でないとして継目無鋼管の加工条件については全く記載がされていない。継目無鋼管の一般的な圧延方式であるプラグミル法やマンドレルミル法などにおいて、単にこの公報に記載の熱処理方法を適用したとしても必ずしも整粒組織が得られるというものではない。かえって粒成長を促進して粗粒となる可能性が高い。

特開平 5 - 255749号公報および特開平 5 - 255750号公報には特定の化学成分からなる素管を圧延途中で 1 1 00〜900 まで強制冷却した後、目標の外径と肉厚を有する中空素管とするために、肉厚断面減少率で 1 5 %以上の圧延を行い、さらに、その中空素管を 900〜 1 000 °Cに再加熱して仕上げ圧延し直接焼入れする方法が提案されている。この方法では、圧延途中でたとえ超微細粒が得られても、再加熱によって結晶粒が成長するので、最終的に得られるオーステナイト粒度は、 ASTM N o .で高々 8. 9 である。さらに上記の方法では、仕上げ圧延の加工量（加工率 ) が小さいため、場合によっては結晶粒が異常成長し、必ずしも整細粒組織にはならない。このように圧延途中での再加熱を行うプロセスは、結晶粒の整細粒化という点からは必ずしも好ましいものではない。再加熱温度を結晶粒を粗大化させない温度域に設定することも可能であるが、再加熱後の圧延が未再結晶域での圧延となって、伸長粒組織や混粒組織となる。特に、伸長粒組織には、焼入れ性が大幅に低下すると共に異方性が大きくなるという問題がある。従って、この方法で製造される鋼管は、良好な耐食性が特に必要とされる継目無鋼管としては使用され難い。

特開平 5 - 271 772号公報には、特定の化学組成を有する鋼片を粗圧延した後 900〜 1 000 °Cに再加熱して仕上げ圧延し、直接焼入れして 90 %以上がマルテンサイトの組織を持つ鋼管とする方法が開示されている。しかし、鋼管の加工条件については全く記載がない。この方法は、前記の特開平 5 - 255749号公報おょぴ特開平 5 - 255750号公報の方法と同様に、圧延途中で再加熱する方法であるため、必ずしも整細粒組織が得られるとは限らない。また、最終的に得られるオーステナイト粒度も A STM No . で高々 7. 3 である。

素材鋼の化学組成と圧延機の配列に工夫を凝らし、鋼管組織を微細粒となしてから直接焼入れする技術が特開平 6 - 1 72854 号、特開平 6 - 1 72858号および特開平 6 - 1 847 1 1号の各公報に提案されている。上記の各公報に記載の方法は、剪断歪成分が極めて多い傾斜圧延を行う圧延機（傾斜圧延機）を 2台以上連続させて配置し、それを用いて中空素管を製品形状に成形するというものである。この場合、各々の傾斜圧延機での圧延温度を通常の場合より低温に設定したり、 1 段目の圧延温度を通常の場合より低温に設定して圧延し、加工発熱によって素管を昇温させ、最終段の傾斜圧延機による加工の後、整形のための最終仕上げ圧延を行う。この最終仕上げ圧延の前、すなわち最終段の傾斜圧延機による加工の後で中空素管が再加熱される場合もある。しかし、上記の公報に規定されているような圧延の温度域と圧下率では傾斜圧延機によるといえども過酷な圧延となつて、製管疵（表面疵）が多発する場合がある。さらに、この方法によっても仕上げ圧延における加工度は小さいため、得られるオーステナイト粒度は AS TM N o .で高々 1 0. 7でしかない。

ところで、近年、硫化物を含む腐食性の強い油井の開発が盛んになるにつれて、継目無鋼管、特に油井管用継目無鋼管の耐 S S C性の改善が重要な課題となっている。この耐 S S C性の改良技術としては、例えば、鋼を直接焼入れした後、さらに 1 回以上の再加熱一焼入れを行うことで結晶粒を微細化し、耐 S S C性を向上させる技術が、特開平 6 — 220536号、特開昭 60— 43424 号、特開昭 60 - 52520 号、特開昭 60— 4631 8 号、特開昭 60 - 86208 号、特開昭 60 - 4631 7 号および特開昭 60— 86209 号の各公報に提案されている。

特開平 6 - 220536号公報には、特定の化学組成を有する鋼管を直接焼入れした後、さらに再加熱焼入れする方法が開示されている。しかしながら、この公報には鋼管の加工条件、とりわけ直接焼入れ前の仕上げ圧延条件について全く記載されていない。継目無鋼管の一般的な圧延方式であるプラグミル法やマンドレルミル法によって仕上げ圧延して直接焼入れすれば、その後の再加熱焼入れ処理でかえって異常粒成長が生じる場合があり、必ずしも超微細な整粒組織とはならずに耐食性が劣ったものになつてしまうこともある。

特開昭 60 - 43424 号公報と特開昭 60 - 52520 号公報には、特定の化学組成を有する鋼材を直接焼入れする前の熱間加工において 1 1 00 °C以下での断面圧縮率を 20 %以上とし、直接焼入れした後にさらに再加熱焼入れする方法が開示されている。これらの方法は、 1 1 0(TC以下という低めの温度域での仕上げ圧延を特徵としているものの、その加工度（断面圧縮率）は実施例からも明らかなように高々 40 %程度が限界である。しかし、 40 %程度の加工率で圧延するだけでは再加熱焼入れの際に初期粒となる直接焼入れ後のオーステナイト粒が充分には微細にならず、従って、再加熱焼入れ処理を何度も繰り返さないと所望の超微細粒となり難い。

特開昭 60 - 4631 8 号公報と特開昭 60— 86208 号公報には、特定の化学組成を有する鋼材をオーステナィト域で第 1 次熱間加ェした後、変態を開始させることなくオーステナイト域で保定または再加熱して第 2次熱間加工を行い、直接焼入れした後に再加熱焼入れする方法が開示されている。しかし、この方法の場合、 1 次加工と 2次加工の間で変態させずに保定または再加熱を行うため、再加熱焼入れの際に初期粒となる直接焼入れ後のオーステナイト粒が充分には微細にならず、従って、再加熱焼入れ処理を何回も繰り返さないと所望の微細結晶粒にはなり難い。上記の両公報には、加工条件、とりわけ直接焼入れ前の 2次加工の条件については全く記載がされていない。従って、継目無鋼管の一般的な圧延方式によって 2次加工（仕上げ加工 ) して直接焼入れを行うものと推定せざるを得ないが、そうすれば、その後の繰り返しの再加熱焼入れ処理でかえって異常粒成長が生じる場合があって、必ずしも超微細粒整粒組織とはならず、耐食性が劣ったものになってしまうこともある。

特開昭 60 - 4631 7 号と特開昭 60 - 86209 号の各公報には、特定の化学組成を有する鋼材を、第 1 次熱間加工した後一旦変態を完了させてから、オーステナイト域に再加熱して第 2次熱間加工を行い、直接焼入れ後に再加熱焼入れを行う方法が開示されている。この方法の場合、 1 次加工と 2次加工の間で変態させるため、再加熱焼入れの際に初期粒となる直接焼入れ後のォ —ステナイト粒は微細になるが、フェライトへの変態が完了する温度域まで冷却し再びオーステナイトへの逆変態が完了する温度域まで再加熱することは、エネルギー消費の点で好ましくなく、また大がかりな設備が必要となって製造コストの高騰を招く。加えて、この方法の場合にも、加工条件、とりわけ、直接焼入れ前の 2次加工の条件について全く記載がない。継目無鋼管の一般的な圧延方式によって 2次加工（仕上げ加工）して直接焼入れすれば、その後の繰り返しの再加熱焼入れ処理でかえって異常粒成長が生じる場合があって、必ずしも超微細粒整粒組織とはならず、耐食性が劣つたものになってしまうこともある。

ところで、耐 S S C性を改良するために、鋼の金属組織と S S C との関係についても膨大な研究がなされてきた。耐 S S C 性を向上させる技術には、 ①鋼の化学組成を特定する方法、 ② 金属組織を特定する方法、 ③熱処理技術の改良による方法、および④前記の方法を組み合わせる方法がある。まず、鋼の成分を特定する方法としては、特開昭 62— 253720 号公報に Si、 Mn、 Pおよび Moの含有量と、降伏応力を規定する方法が、特開昭 63- 274717号公報に高 C鋼を選定する方法が、そして、特開昭 62 - 149813号公報と特開昭 63— 238242号公報に Zrを添加する方法がそれぞれ示されている。 Wは Mo と同族の元素であり、化学的性質が類似しているので、これまでにも M 0 と複合添加する合金元素として使用されてきた。例えば、直接焼入れ焼戻し鋼において不純物の粒界偏析を抑制して耐 S S C性を向上させるために、 Mo+ (1/2)¥で0.05〜0.80%を含有させる方法が特開昭 60— 52520 号公報に提案されている。しかし、これらの公報に記載される方法は、いずれも従来の直接焼入れ法を前提にしたものである。そして、上記のような鋼の化学組成上の工夫を行っても、従来の直接焼入れ法を適用するだけでは高強度鋼の S S Cを抑制することは困難である。

金属組織の改良に関しては、主として焼戻しマルテンサイトからなる組織が耐 S S C性に優れること、および細粒組織が望ましいことが周知である。それ以外に特開昭 63— 93822 号公報にべイナィト組織とする方法が、特開昭 62— 30849 号公報に伸展粒とする方法がそれぞれ示されている。更に、細粒組織とするための熱処理技術として、特開昭 54— 117311号公報や特開昭 61— 9519号公報に誘導加熱等による急速加熱を適用する方法が開示されている。

これらの方法は、耐 S S C性の向上に効果が認められるものの、従来の再加熱焼入れ—焼戻しのプロセスを用いる技術であり、直接焼入れの技術によって、高品質の継目無鋼管を高い生産性で、しかも安価な設備によって製造したいとする産業界の要請に応えるものではない。発明の開示

継目無管は、一般に、傾斜圧延機（ピアサ）によりビレツトを穿孔して中空素管（ホロ一シェル）とし、これをプラグミルまたはマンドレルミルで延伸圧延した後、サイザ一またはレデユーザ等で仕上げ加工を施して製造される。ここまでを製管ェ程という。製管後の鋼管はその後熱処理（高強度鋼管では、通常、焼入れ -焼戻しの調質処理）によって機械的性質および耐食性等の目標特性を付与されて出荷される。

上記の熱処理は、前述したようにプロセスおよび設備の合理化の観点から、製管工程を実施する同じライン上で実施しょうとする動きがあり、直接焼入れプロセスはその代表的なものである。しかし、これまでに提案された継目無鋼管の直接焼入れプロセスには、前記のような多くの問題があり、そのプロセスで従来の「オフライン再加熱焼入れ」で得られる製品と同等以上の特性を持つ鋼管を製造するのは困難であった。

本発明の基本的な目的は、「オフライン再加熱焼入れ」法で製造される製品に勝る優れた特性を有する継目無鋼管を、直接焼入れプロセスと同等の合理的なプロセス、即ち、製管ラインに直結する一連のライン内で熱処理を行うプロセスによって製造する方法を提供することにある。

本発明の具体的な目的は、 C 1 1 0 級以上の強度レベルで、しかも耐 S S C性にも優れた高強度継目無鋼管を安価に大量生産する方法を提供することにある。

上記の C 1 1 0 級とは、降伏強度が 1 1 0〜125ks i (77〜88kg f / mm ² )の高強度継目無鋼管である。これは AP I (米国石油協会）規格の C 90級以上の高強度耐食性継目無鋼管として、油井管メ —力一の間で使用されている標準である。更にその上の C 125 級（降伏強度： 125 〜140ksi、即ち、 88〜 98kgf /mm² ) および 140 級（降伏強度： 140 〜155ksi、即ち、 98〜109 kg f /mm²)も検討されている。本発明は、これらすベての高強度継目無鋼管の製造を対象とする。

なお、耐 S S C性の目標は、後述する NACE TM 0177浴中での割れ発生限界応力（(7 _{t h}) が上記各級の規格最小降伏強度の 80 以上であることである。

上記の目的を達成する本発明の方法は下記のとおりである。なお、以下において、合金成分の含有量に関する％はすべて質量％を意味する。

C ： 0.15〜0.50%、 Cr： 0.1 〜1.5 96、 Mo： 0.1 〜1.5 %、 A1 ： 0.005 〜0.50%、 Ti ： 0.005 〜0.50%、 Nb： 0.003 〜0.50 %を含有する低合金鋼のビレツトを素材とし、熱間穿孔および熱間圧延を含む工程で継目無鋼管を製造する方法であって、下記の（1) から（5) までを特徴とする耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度維目無鋼管の製造方法。

(1) 熱間圧延の加工度を断面圧縮率で 40%以上とすること、

(2) 熱間圧延の仕上がり温度を 800〜1100°Cとすること、

(3) 圧延終了後の鋼管を直ちに補熱装置に入れ、下記（a)式を満足する温度および時間で補熱すること、

(4) 補熱装置から取り出した鋼管を直ちに焼入れすること、

(5) 最終熱処理として Ac,変態点以下の温度で焼戻しすること ο

23500 ≤ (T + 273) x (21 + log t ) ≤ 26000 · · · (a) ここで、 Tは 850°C以上の温度（°C) 、 t は時間（hr) である 0

本発明方法は、素材鋼（ビレツト）の化学組成、圧延条件、および熱処理条件のそれぞれを最適な範囲に選定し、かっこれらの条件を組み合わせたところに特徴がある。この方法では、熱間圧延までの工程で製管された鋼管を、実質的に冷却することなく直ちに、製管ラインと同じラインに設置された補熱装置に装入して補熱する。そして、補熱装置から取り出した鋼管を、そのまま直ちに急冷して焼入れする。従って、従来の「オフライン再加熱焼入れ法」とは本質的に異なる。一方、製管工程と熱処理（焼入れ）工程との間に「補熱」の工程があることにおいて、本発明方法は、これまでに提案された一般的な「直接焼入れ法」とも異なる。これらの相違を明確にするために、本発明方法の熱処理を『ライン内熱処理（インライン熱処理、 In -line Heat Treatment) 』と呼び、そのインライン熱処理のなかの「焼入れ」の工程を『インライン焼入れ』と呼ぶことにする o

本発明方法の前記（4) の焼入れと（5) の焼戻しとの間では、焼入れ、または焼入れと焼戻しの組合せからなる「中間熱処理 J を少なくとも 1 回行うことができる。この時の焼入れのための再加熱は Ac₃変態点から「 Ac₃変態点 + 100 で」までの温度域で行う。

本発明方法で使用するビレツ卜の化学組成として望ましいものを例示すれば、下記のとおりである。

C ： 0.15〜0.50%、 Si ： 1.5%まで、

Mn： 1.5 %まで、 Cr ： 0.卜 1.5 %、

Mo： 0.1 〜1.5 %、 A1 ： 0.005〜0.50%、

Ti ： 0.005 〜0.50% Nb ： 0.003〜0.50%、

N ： 0.010 %まで、 0 (酸素）： 0.01%まで、

P ： 0.05%まで、 S ： 0.01%まで、 Ni ： 0.1 %まで、 V ： 0.5 %まで、

Zr： 0.5 %まで、 B ： 0.01%まで、

Ca： 0.01%まで、 W: 2.0 %まで、

Feおよび不可避的不純物：残部で、

かつ、 Ti、 Zrおよび Nの含有量が下記（b) 式を満たす組成。 Ti(%)- (48/14) X {N (¾)- (14/91)xZr(¾)} ≥ 0 · · ■ (b) 特に、 V含有量は 0·05〜0.5 %であることが望ましい。

耐 S S C性改善のためには、ビレット中の Si含有量またはおよび Mn含有量が 0.1%以下であることが望ましい。

P と Sは不純物である。これらは可及的に少ない方がよく、 Pは 0.005%以下、 Sは 0.0007%以下に抑えるのが望ましい。図面の簡単な説明

図 1 は、本発明の継目無鋼管の製造方法におけるビレットの加熱から「インライン焼入れ」に至るまでの製造工程を示す図面である。

図 2は、コーン型ロールを交叉配置した穿孔機を説明する一部断面の側面図である。

図 3 は、実施例で使用した素材鋼の化学組成を示すものである。

図 4 は、本発明方法を各種素材鋼に適用した場合の耐 S S C 性限界強度を対比したものである。

図 5および図 6 は、実施例の加工，熱処理の試験条件を示すものである。

図 7および図 8 は、図 5 および図 6 に示す条件で加工 · 熱処理した場合の試験結果を示すものである。発明を実施するための最良の形態

I.本発明方法で用いる素材（ビレツト）の化学組成についてビレットは、 C ： 0.15〜0.50%、 Cr： 0.1 〜1.5 %、 Mo： 0. 1 〜1.5 % A1 ： 0.005 〜0.50%、 Ti ： 0.005 〜0.50%および Nb ： 0.003 〜 0.50%を必須成分として含有する低合金鋼である。まず、これらの必須合金成分の作用と含有量を特定した理由を説明する。

C ：

Cは鋼の焼入れ性を高め、強度を向上させるために必要な元素である。その含有量が 0.15%未満では焼入れ性が不足して高強度が得られない。一方、 0.50%を超えると焼き割れ、遅れ破壊が起こり易く継目無鋼管の製造が困難になるので、 0.15〜0. 50%とした。好ましい C含有量は、 0.20〜0.50%であり、最も好ましいのは 0.20〜0.35%である。

Cr：

Crは鋼の焼入れ性を高めて、強度を向上させるとともに耐 S S C性を向上させる。 0.1 %未満ではその効果が得られず、 1. 5 %を超えると靭性、耐 S S C性がかえって低下するので、その含有量を 0.1〜1.5 %とした。なお、 Cr含有量は 0.3〜1.2 %とすることが好ましい。

Mo：

Moも鋼の焼入れ性を高めて強度を上げる。それとともに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高めて耐 S S C性を改善する元素である。

0.1 %未満では効果が十分でなく、 1.5 %を超えると効果が飽和するだけでなく、応力集中係数が大きいために S S Cの起点となる針状の Mo 炭化物が析出して、かえって耐 S S C性を劣化させる。従って、 Moの適正含有量は 0.1 〜1.5 %である。好ましくは 0.2〜1.0 %、さらに好ましいのは 0.3〜0.8 %であ

A1：

A1は鋼の脱酸に必要な元素である。 sol. A1としての含有量が 0.005 %未満ではその効果が得られず、 0.50%を超えると介在物が多くなつて靭性が低下するとともに、ネジ切り部に欠陥が発生し易くなるので、 0.005 〜 0.50%が適正含有量である。

Ti ：

Tiは鋼中の不純物である Nを TiNとして固定するのに必要な量以上含有させる。 Nが Tiによって TiNとして固定される結果、例えば B (ボロン）を添加した鋼では、 Bが B Nとならず、固溶したままで存在し鋼の焼入れ性の向上に寄与する。

Nを TiNとして固定する量を超える Ti、即ち、固溶状態にある Tiは、鋼の未再結晶温度域を高温まで拡げて、高温での加工歪の一部を蓄積する作用を持つ。後述する補熱温度を比較的低温に設定し、前記（a)式を満足する時間の保持を行うと、微細な再結晶粒を得ることができる。また固溶状態のは、インライン焼入れ後の焼戻し時に微細に析出して焼戻し軟化抵抗を向上させるので、 Mo (Wを添加する場合は Moと W) とともに、より高温での焼戻しを可能とする。 0.005 %未満の Ti含有量では、上記のような効果が小さい。一方、 0.50%を超えると鋼の靭性を低下させる。

Nb：

Nbの炭窒化物の析出速度は小さいので、穿孔の前にビレットを高温に加熱した時に固溶した Nb炭窒化物は、圧延、補熱およびインライン焼入れの際にはほとんど析出しない。しかしながら、量は多くないが、補熱の際に炭窒化物が微細に析出するため、析出個数が多く、これが結晶粒の粗大化およびインライン焼入れの際の異常粒成長を防止する。固溶 Nbの大部分は、焼戻しの際に微細に析出して焼戻し軟化抵抗を増大させて耐 S S C 性を改善する。

なお、固溶状態の Nbは、加工歪を蓄積する温度域（未再結晶温度域ですか）を高温まで拡げる作用を持つので、微細な再結晶粒を得るのに不可欠の元素である。その効果は Tiよりも強い o

Nbの含有量が 0.003%未満では上記のような様々な効果が得られず、 0.50%を超えると鋼の靭性が低下する。従って、 Nbの含有量は 0.003〜0.50%が適正範囲であり、更に望ましい範囲は 0.005〜 0.50%である。

Tiと Nbの複合添加について：

本発明方法の素材鋼（ビレツト）は、 Nbと Tiが複合添加された中炭素鋼であることが特徴の一つである。

Tiと Nbを含む素材鋼（ビレツト）を用いて、高加工度の圧延による製管後に前記（a) 式に示した条件で補熱を行えば、個数の多い Nbと Tiの微細炭窒化物が析出し、かつ、適正量の固溶した Nbと Tiなどを含む再結晶粒が得られる。

仕上げ圧延後の補熱で Nbと Tiの炭窒化物が凝集粗大化したり、固溶している Nbと Tiの大部分が炭化物や炭窒化物として析出してしまうと、補熱後に焼入れしても整粒の超微細粒とはならず、また、焼戻し軟化抵抗の増大効果も得難い。しかし、上記の適正量の固溶した Nbと Tiを含む再結晶粒を焼入れすれば、粒界の移動が阻止されて異常粒成長の防止がなされ整粒の超微細粒となる。固溶した Nbと Tiは焼戻し時に微細な炭窒化物として析出して焼戻し軟化抵抗を大幅に増大させる。この焼戻し軟化抵抗の増大により高温での焼戻しが可能となるので、同じ強度であっても内部歪が緩和され、さらに、炭化物が球状化するので、耐食性、特に耐 S S C性が一段と向上する。上述の結晶の整粒化および細粒化は、鋼が微量の Nbおよび Tiを含有する場合にのみ得られる。

素材鋼に Nbまたは Tiが含まれていても、焼入れ前の補熱がない場合には、焼入れによって未再結晶のまま変態することになる。未再結晶オーステナイトからの変態組織では優れた耐 S S C性は得られない。加工歪を蓄積した状態の鋼管を低温域で補熱し再結晶させることにより、はじめて微細なオーステナイト粒が得られ、これを焼入れした後に耐 S S C性に優れた微細変態組織が得られるのである。

次に、本発明方法の素材鋼（ビレツト）に加することができる合金成分および不純物について説明する。

Si ：

Siは、鋼に不可避的に含有される元素であり、鋼の脱酸に寄与する。また、鋼の焼戻し軟化抵抗を高め耐 S S C性を向上させる元素でもあるので、積極的に添加して 0.1%以上含有させてもよい。しかし、 Si含有量が 1.5%を超えると靭性および耐 S S C性がかえって低下するので、その含有量は 1.5%までにとどめるべきである。

なお、 Si含有量を 0.1%未満に抑えれば、鋼の粒界脆化が起こり難くなり、耐 S S C性が大きく向上するので、特に耐 S S C性を改善する場合には Siは添加せず、含有量を 0.1%未満、より好ましくは 0.05%以下に抑えるのがよい。 Mn：

Mnも鋼に不可避的に含まれ、鋼の脱酸および脱硫に寄与する。このような効果を得るために積極的に添加してもよい。その場合、 0.1 %以上を含有させるのが望ましい。ただし、 Mnの含有量が 1.5%を超えると鋼の靭性および耐 S S C性が低下するので、その含有量は 1.5%まで、好ましくは 1.0%までにとどめるべきである。

A1による脱酸および後述の Caによる脱硫が十分になされる場合には、 Mnは不純物として 0.1%未満で可及的少量とするのがよい。インライン焼入れにおいては、 Mnの含有量を 0.1%未満にすると、粒界脆化を起こさせて耐 S S C性が低下させる Mnの粒界偏析が少なくなるからである。一層望ましいのは、 0.05% 以下に抑えることである。

Mnおよび Siの低減について：

インライン熱処理を行う本発明のプロセスを用いた場合、鋼中に含まれる Mnと Siの含有量をそれぞれ 0.1%未満に制限すると、耐 S S C性が著しく向上する。この原因は完全には解明されていないが、次のように考えられる。

従来の再加熱焼入れプロセスでは、 Siおよび Mnを 0.1%未満まで低減しても、製管後の室温までの比較的遅い冷却の過程で結晶粒界に Mn、 Siの偏折が生じる。この偏折した Mn、 Siの拡散には長時間を要するので、焼入れ前に行う再加熱の通常の保持時間では拡散せず、粒界偏折が残ってしまう。しかし、インライン熱処理では、製管後は補熱され、その後直ちに焼入れが行われるので、 Mn、 Siの偏折が起きる温度域も急冷されて短時間で通過する。従って、 Mn、 Siの粒界析出がほとんど抑制される ο 前記の Siの低減と Mnの低減は、それぞれ耐 S S C性向上に顕著な効果がある。どちらか一方を 0.1%未満に抑えるだけでもよいが、両者とも 0.1%未満に抑えれば、その効果は一層大きくる。

P ：

Pは不純物として鋼中に不可避的に存在する。 0.05%を超えると、粒界に偏折して靱性、耐 S S C性を低下させるので 0.05 %以下、好ましくは 0.025%以下で抑えるべきである。特に耐 S S C性の向上を狙うならば、 0.002 %以下に抑えるのが望ましい。

S ：

S も P と同様に不純物として鋼に混入し、 0.01%を超えると粗大な介在物を生成して靭性、耐 S S C性を低下させるので、 0.01%以下に抑えるべきである。特に耐 S S Cを大きく改善するためには、 0.0007%以下にするのが望ましい。

Pおよび Sの低減について：

本発明方法ではインライン熱処理を行う。その場合、後の実施例にも示すように、不純物元素としての Pおよび/または S の含有量の上限を低く規制すれば特に大きな S S C抵抗性が得られる。すなわち、不純物元素としての Pの含有量を 0.005% 以下にすれば大きな耐 S S C性が得られる。 Pの含有量が 0.0 02%以下であれば一層効果が大きい。また、 Sを 0.0007%以下に抑えた場合にも大きな耐 S S C性が得られる。 Sの含有量が 0.0003%以下であれば一層効果が大きい。このように、インライン熱処理のプロセスによる場合に、 P と Sの含有量を抑えることによって耐 S S C性が著しく向上する理由は、先に述べた Mn、 Siの低減の場合と同じような原理によるものと考えられる即ち、圧延後に再加熱して焼入れする従来の再加熱焼入れプロセスにおいては、一旦、室温まで冷却される過程で Pの粒界偏析および Mn Sの析出がおきる。偏折した Pおよび析出した Mn Sは、焼入れ前の通常の再加熱では拡散または固溶しきれない。従って、 Pを 0. 005 %以下、 Sを 0. 0007重量％以下のように低減した場合でも、 Pの粒界偏析および Mn Sの介在物が残存する。一方、補熱後に直ちに焼入れするインライン熱処理の場合には、 Pの偏析、 Mn Sの析出が起きる温度域を急冷によって短時間に通過するので、これらの偏析、析出が起こりにくい。言い換えれば、 Pおよび Mn Sの固溶量が増大する。従って、 Pを 0. 005 重量％以下、 Sを 0. 0007重量％以下にすれば、 Pの粒界偏析および Mn Sの介在物が殆ど無くなる。

なお、極低 P化と極低 S化の効果は互いに独立して発揮されるので、いずれか一方の抑制でもよいが、両方とも上記の上限値以下に抑えることが望ましく、そうすることによって鋼の耐 S S C性は著しく改善される。

N i ：

N iは鋼の靭性を向上させる効果を有するが、耐 S S C性を害する元素でもある。従って、添加する場合でも、その含有量は 0. 1 %までにとどめるべきである。積極的添加は行わなくてもよい。

W ：

Wは、必ずしも添加しなくてもよい。しかし Wには鋼の焼入れ性を向上させて強度を高めるとともに、焼戻し軟化抵抗を高めて耐 S S C性を改善する作用がある。そこで、前記の Moの含有量を耐 S S C性を損なわない範囲にとどめ、焼戻し軟化抵抗の改善に Wを利用することができる。例えば、前記 C 125 級以上の高強度鋼管の耐 S S C性の向上には、 600 °C以上の高温焼戻しが不可欠である。しかし、高温焼戻しによる強度低下を Mo の増加のみで補おうとすると Mo含有量が増えすぎ、粗大な針状 Mo炭化物が析出するため、耐 S S C性が劣化する。 Wは Moと同様な効果をもち、しかも、 Moの約 2倍の原子量なので拡散速度が遅く、焼戻し時に粗大な炭化物を形成し難いという利点がある。従って、 Moの役割を分担させるベく Moと複合添加することにより、過剰な Moを添加せずとも高温焼戻しが可能な組成とすることができる。即ち、 Mo含有量を 1.5 %以下に抑制して Wを Moとともに複合添加して高温焼戻しを可能にすることにより高レベルの耐 S S C性を得ることができる。

この場合、 Wが 0.1%未満ではその効果が十分でなく、 2.0 %を超えると効果が飽和するだけでなく、偏析を起こしかえつて耐 S S C性を低下させるので、添加する場合は 0.1〜2.0 % 、好ましくは 1.0%以下とするのがよい。

なお、高温焼戻しが望ましいのは、次の理由による。即ち、異なる焼戻し温度で同一強度を得た場合、高い温度で焼戻しを行った方が、鋼管の内部歪が減少し、かつセメンタイト等の炭化物の球状化も進む。従って、鋼管の耐 S S C性は高くなるのである。

V ：

Vも必須ではないが、例えば、 C 140 級以上、即ち、降伏強度で 140ksi (約 98kgf/mm²)以上というような、特に強度の高い継目無鋼管を得たい場合に有効に利用できる元素である。 Vは、焼戻し時に微細な炭化物として析出し、鋼の焼戻し軟化抵抗を増大させる。 Nb添加鋼は、 Vを添加しなくても十分な焼戻し軟化抵抗を有するが、 Nbとともに Vを添加することで焼戻し軟化抵抗が著しく向上し、上記のような超高強度鋼管の耐 S S C 性改善のために望ましい 650°C以上での焼戻しが可能になる。かかる Vの効果を確かにするには、 0.1 %以上の含有量が望ましい。ただし、 0.5 %を超えると鋼の靱性が低下するので 0.5 %までとするのがよい。

Zr：

Zrには鋼の引張試験時の降伏点伸びを大きくする作用があり、結果として耐 S S C性を向上させる。 Zrは高価な元素であるから必ずしも添加しなくてもよいが、耐 S S C性の一層の改善のために必要に応じて添加すればよい。ただし、その含有量が 0.5%を超えると介在物が多くなつて靭性を低下させるので、 0.5 %までにとどめるべきである。

B ：

Bは微量の添加で鋼の焼入れ性を向上させ、特に厚肉材の耐 S S C性を改善する。 B も必須ではなく、必要に応じて使用すればよい。その場合、 0.0001 %未満では効果が顕著でないから、 0.0001 %以上の含有量とするのがよい。ただし、 0.01%を超えると、靭性および耐 S S C性が低下するので 0.01%までとする o

Ca：

Caは鋼中の S と結合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 S S C性を向上させる元素である。 Sの含有量によって、その効果の度合いが異なり、また脱酸が十分でないとかえつて耐食性が低下することもあるので、適宜添加するかしないかを選択すべき元素である。添加する場合はその含有量は 0.0001〜0.01%とすることが好ましい。 0.0001 %未満では効果が顕著でないからであり、また過剰の添加は靭性と耐食性を劣化させるだけでなく、鋼管表面疵のような欠陥をもたらすので含有量の上限は 0.01%以下とする。

N (窒素）：

Nは、不純物として鋼中に不可避的に存在し、靭性および耐 S S C性を低下させるので 0.01%以下に抑えるべきである。 N は、ゼロにすることはできないが、できるだけ少ないほうがよい。

なお、 Nは Tiとの親和力が極めて大きいので、固溶 Tiによる前述の作用効果を確保するために、 N含有量と Ti含有量は下記の式を満足するように配慮するべきである。

Ti(%) > (48/14) X N (%)

上記の式は、 Zrを含有する鋼では、下記（b) 式となる。

Ti(¾)- (48/14) X {N(%)- (14/91)xZr(¾)} > 0 · · · (b) 0 (酸素）：

0も不純物として鋼中に不可避的に存在し、靭性および耐 S S C性を低下させる。 Nと同じくその含有量は 0.01%以下に抑えるべきである。可及的に少ない方がよい。 I . 加工および熱処理について

以下、図 1を参照しながら、本発明方法の各工程について順次説明する。

(A) ビレットの加熱：

図 1 はビレツト加熱からインライン焼入れに至るまでの本発明の継目無鋼管の製造方法を示す図面である。加熱炉 1 によるビレツトの加熱温度は、次に配置された穿孔機 2によって熱間穿孔できる温度であればよい。最適温度は材質によって異なり、高温延性と高温強度を考慮して決める。通常は 1 100 °Cから 13 00 °Cの間に加熱する。加熱法はガス加熱、誘導加熱などいずれでもよい。高能率のビレット加熱を実現するためには、ビレット長さは穿孔機に供給するビレツト長さの整数倍の長尺とし、加熱炉 1 の後段（穿孔機 2の前段）に設置した切断機により所定長さに切断して穿孔することが好ましい。

なお、加熱炉に装入するビレットは分塊圧延したもの、丸型铸型の連続铸造機で铸造したもの等、その製造履歴を問わない。エネルギー節減のため、ビレットは分塊圧延や連続鐯造の後、完全に室温まで冷却する前に加熱炉に装入することが推奨される。

(B) 穿孔：

中実のビレットに熱間で貫通穴を開け中空素管（ホローシェル）を製造する工程である。穿孔方法としては傾斜圧延ゃプレス穿孔等、種々あるが、どのような方法でも採用できる。

図 2は、穿孔機として使用するのが望ましいコーン型ロールの交叉穿孔機を示す一部断面の側面図である。この穿孔機では、コーン型ロール 21がその軸線 Lが交叉するようにパスラインの上下に配置されている。ビレツト 22は矢印方向に進行しつつマンドレル 23で支持されたプラグ 24によって穿孔され、中空素管（ホロ一シェル） 25になる。なお、後述の交叉角とは、口一ルの軸線 L とバスラインの水平面とがなす角度（6> ) である。

図 2 に示す穿孔機を用いるのが望ましい理由は下記のとおりである。即ち、後述の延伸圧延および仕上げ圧延において、加ェ度を大きくするには穿孔工程において、拡管薄肉穿孔を行つておくのがよい。厚肉の中空素管を高い加工率で圧延するには大きなミルパワーを必要とし、通常の圧延機では負荷が過大になることがあるからである。図 2 に示すコーン型ロールの交叉穿孔機を用いれば、得られる中空素管の肉厚を通常のバレル型ロールの穿孔機を用いて圧延した場合よりも薄くして、次の延伸加工と仕上げ加工の両加工を合算した加工率で 40 %以上という強加工を容易にすることができる。この場合、交叉穿孔機の交叉角（図 2の 0 ) は 5〜35度とするのがよい。交叉角が 5 度未満では所望の薄肉のホロ一シェルが得難い。一方、交叉角が 35 度より大きいと、穿孔した中空素管のボトム端が穿孔機から抜けなくなる、いわゆる「尻詰まり」が発生しやすく穿孔作業が不安定になる。

なお、ビレットの温度が低下すると穿孔時に疵が発生し易くなるので、穿孔機 2の前段位置に例えば誘導加熱装置などの補助加熱装置を設置して、ビレツトを昇温させてから穿孔しても良い。

(C) 熱間圧延（延伸圧延と仕上げ圧延）：

熱間圧延は、前工程で穿孔された中空素管を延伸する「延伸圧延」と、さらに圧延して所望の形状，寸法の継目無鋼管とする「仕上げ圧延」とからなる。図 1 に例示したラインでは、延伸圧延機がマンドレルミル 3、仕上げ圧延機がサイザ一 4である。本発明における「熱間圧延の加工度」とは、「延伸圧延」と「仕上げ圧延」との合計加工度を意味する。

熱間圧延は、穿孔機での加工に比べると比較的低温域での加ェとなる。従って、加工熱処理の効果を左右する重要な工程である。

本発明においては、熱間圧延の加工度を断面圧縮率にして 4 0 %以上とし、かつ、仕上がり温度（仕上げ圧延終了直後の鋼管の温度）を 800〜1 1 00 °Cとする。なお、この仕上がり温度のより好ましい範囲は 800〜 1 050 °Cである。

熱間圧延の加工度が 40 %未満の場合には、後述の補熱によつても再結晶がスムーズに進行せず微細化効果が得られない。また、時として、結晶粒が異常成長することがある。

加工度の上限は、製管対象のビレツトの材質やミルの能力によって異なるため一概に特定できないが、加工度が大きすぎると管に疵が発生しやすくなるので、 80 %を上限とすることが好ましい。圧延の仕上がり温度が 1 1 00 °Cを超えると結晶粒が粗大化して所望の細粒組織が得られない。仕上がり温度が低温であるほど再結晶粒が微細になる傾向があるが、低過ぎると被圧延材（中空素管）の変形抵抗が大きくなつて加工度 40 %以上の強加工を施すことが困難となるし、また、この仕上げ圧延後に行う補熱のためのエネルギー消費が大きくなるので、圧延仕上がり温度の下限を 800 ^eCとした。

本発明方法では、圧延途中、即ち、延伸圧延と仕上げ圧延との間での被圧延材の再加熱は行わない。この再加熱は、工程の増加になるだけでなく、延伸加工で付与した加工歪を回復させてしまって、仕上げ圧延後の鋼管に大きな加工歪を付与しておくという本発明の目的に沿わない。延伸圧延で付与された歪が回復する前に仕上げ圧延を実施するのが望ましい。そのためには、従来独立させて（間隔を置いて）配置していた延伸圧延機と仕上げ圧延機を近接させた一体型の圧延機群を使用すればよい。即ち、図 1 に示すように、延伸圧延機（マンドレルミル 3 ) と仕上げ圧延機（サイザ一 4 ) とを、圧延された鋼管の後端が前者のロールスタンドを出ないうちに先端が後者のロールス夕ンドに嚙むような間隔で近接配置した圧延機群が望ましく、仕上げ圧延機としてエキストラクティングサイザ一を用いることが望ましい。

(D) 補熱工程：

仕上げ圧延後の鋼管を同じライン内で補熱する工程である。図 1 に示す補熱装置 5 を使用するが、これは温度管理が適切に行えるものであればその種類を問わない。通常の燃焼式加熱炉、電気炉等の外、誘導加熱装置も使用できる。ただし、単なる保温カバーのような昇温および温度コントロールが出来ないものは不適当である。

この補熱工程は本発明方法を最も特徴づけるものである。補熱は、焼入れ前の鋼管を再結晶させて結晶粒径を微細にすると共に、微細な析出物を多量に分散させて結晶粒界の移動を阻止することで異常粒成長を防止するために行う。このような再結晶組織を焼入れすれば、鋼管の組織は、従来のオフライン再加熱焼入れ法によった場合と同程度以上に微細な整粒となる。

なお、再加熱による再結晶化を熱間加工の途中（延伸圧延と仕上げ圧延の間）で行わせるプロセスでは、仕上げ圧延後にもう一度再結晶させる必要があって、この場合には比較的高温域での再加熱が必要となるので、再結晶粒の微細化効果は小さくなる。これに対して、本発明方法で行う焼入れ直前の補熱の場合には、再結晶による微細化効果が最も大きくなり、加えて、焼入れ時の焼入れ温度の確保も容易であるし、異方性の発生も防止できる。

この補熱と前記の高い加工度の圧延との組み合わせで再結晶が誘起され結晶粒の微細化が可能となる。従来の圧延途中での再加熱と異なって、本発明の方法では補熱後に加工をしない。従って、補熱の温度は再結晶が進行する最低の温度に設定することができる。このため、十分に均熱しても結晶粒が粗大化するおそれがなく、 1 回の補熱だけで微細再結晶粒が得られる。補熱温度 T CC) および補熱時間 t (hr) は前記の（a)式を満たす必要がある。即ち（T + 273)x (21 + log t ) が 23500 〜26000 となるようにする必要がある。この値が 23500未満の場合には、再結晶が完全に終了しない。一方、 26000 を超えると、 Nbと Tiの炭窒化物が凝集して粗大化したり、 Nbと Tiなどの大部分が炭窒化物として析出してしまうので、次の焼入れ（ィンライン焼入れ）の後の焼戻し時に焼戻し軟化抵抗を増大させる効果が得られなくなる。また、整粒の超微細粒とはならない。このため、耐食性（耐 S S C性）改善の効果が乏しくなる。

なお、補熱中、温度（T) と時間（ t ) は、それぞれ一定値である必要はない。（a)式を満たしさえすれば、 Tを段階的または連続的に変化させ、それに応じて tをコントロールしてもよい。正確に言うならば、

fn2 = (T + 273) x (21 + log t ) としたとき、

この fn2 の値が 23500〜 26000 となるように温度 T (°C) で時間 t (hr) の補熱を行えばよいのであるが、それは下記のような態様を意味する。

(1) 任意の温度 T (で）に時間 t (hr)で保持して fn2の値を 23500〜26000 となす。

(2) 任意の温度 Τ₂、 Τ₃ · · · Τ_η でそれぞれ時間、 t₂ 、 t₃ · · · t„ 保持したとすれば、温度 Τ₂、 Τ₃ · · · Τ_η での保持時間 t₂ 、 t₃ · · · t„ を温度 T,における保持時間 t ₂₁、 t ₃₁ ■ · · t_nlに換算し、温度で時間「 + t ₂₁+ t ₃】+ · · · t_{n l}」保持したとして、 fn2 の値を 23500〜26000 となす上記のとおり、捕熱の温度と時間は（a)式で一義的に決定されるが、温度（T ) は 850 °C以上とする必要がある。これより低温ではフェライトへの変態が始まるからである。また、補熱温度が 1 100°Cを超えると結晶粒が大きく成長して粗粒化するので、 1 100°Cまでとするのが望ましい。適当な補熱時間 t は、概ね 10秒〜 30分間である。

仕上げ圧延と焼入れ処理との間で、前記の補熱を行うことには次のような副次的な効果もある。その一つは、焼入れ温度を適正にコントロールできることである。もう一つは、焼入れ前の 1 本の鋼管内での長手方向（圧延方向）および円周方向の部位による温度差を無くすこと、ならびに同一ロットの複数の鋼管の間の温度差をなくすこと、である。この均熱によって、鋼管の部位による特性のバラツキ、および同一ロットの複数の鋼管の間での特性のバラツキが少なくなり、製品の信頼性が高まる ο

(E) インライン焼入れ：

前記の補熱とそれに続く焼入れを、製管ラインと同じライン内で行うことも本発明方法の大きな特徴である。この処理は、従来の、製管後に直ちに焼入れする「直接焼入れ」とは異なるので、ここでは「インライン焼入れ」と称することは先に述べたとおりである。

インライン焼入れは、オーステナイト状態から行う必要があるため、焼入れ温度は Ar ₃変態点以上とする必要がある。本発明の方法においては、前記の補熱工程で 850°C以上に保つ。前記の化学組成を持つ本発明方法の素材鋼の Ar ₃変態点は、 850 °Cより低いので、補熱装置から出した鋼管を直ちに焼入れすれば、 Ar ₃変態点以上の焼入れ温度は充分確保できる。焼入れは、図 1 に示すように、補熱装置の直後に配置した冷却装置 6 を用いて行う。

インライン焼入れ時の冷却速度は特に限定されるものではなく、素材鋼の化学組成に応じて、鋼管の肉厚全体にわたって所望の低温変態組織が得られるようなものとすればよい。ただし、冷却速度が大きいほど、製品鋼管の耐 S S C性が向上するので、水焼入れが望ましい。

(F) 最終焼戻し：

焼入れ処理によって得た整細粒の低温変態組織を Ac ,変態点以下の温度で焼戻し処理すると、継目無鋼管に所望の特性（強度、靭性、耐食性）を付与できる。すなわち、この焼戻し処理によって、はじめて、所望の耐 S S C性に優れた高強度継目無鋼管を得ることができる。本発明方法では、後述の中間熱処理の有無にかかわらず、最終処理は焼戻しとする。

焼戻しは製品の性能を決定する重要な処理ものであり、充分な均熱を必要とする。温度のバラツキを ± 1 0 °C、好ましくは土 5てとすれば、強度（引張強度、降伏強度）の変動を ± 5 kg f / mm ² 以下に抑えることができる。なお、焼戻し温度に格別な下限を設ける必要はないが、高温で焼戻しを実施すれば、焼入れによって得た低温変態生成物の内部歪や内部応力を緩和または除去し、かつ、炭化物を球状化して継目無鋼管の性能、特に耐 S S C性の向上をもたらす。従って、 550 で以上の温度、特に C 1 40 級においては 650 °C以上、で焼戻すことが望ましい。

(G) インライン焼入れと最終焼戻しの間で行う中間焼入れ：本発明の方法では、熱間加工による製管工程に続く補熱処理での再結晶により、前記のインライン焼入れ直前の組織を整細粒としているので、インライン焼入れの後に焼戻し（最終焼戻し）を施すだけで、実用上十分な特性を持つ継目無鋼管が得られる。即ち、インライン焼入れと一回の焼戻しを施した鋼管でも、高強度、高靱性で、かつ耐食性に優れるので、この状態のままでも過酷な環境での使用に充分耐えられる。

しかし、場合によっては、もう一段上位の靱性と耐食性を要求されることもあり、このときには、さらに超微細な整粒組織にする必要がある。この超微細な整粒組織は、インライン焼入れと最終焼戻しとの間で、複数回の「中間熱処理」を行うことによって達成できる。この中間熱処理は、焼入れ（中間焼入れ ) 、またはこの中間焼入れと焼戻し（中間焼戻し）の組合せである。従って、中間熱処理には多くの態様がある。インライン焼入れから、最終焼戻しまでの熱処理のプロセスを例示すれば、下記のとおりである。即ち、インライン焼入れを I Q、中間焼入れを MQ、最終焼戻しを F T、中間焼戻しを MTと表記すれば、本発明方法の代表的なプロセスとして次の 7つのプロセスがある。

① I Q→F T

② I Q→MQ→F T

③ I Q→MT→MQ— F T

④ I Q→MQ→MQ→F T

⑤ I Q→MQ→MT→MQ— F T

⑥ I Q→MT— MQ→MQ→F T

⑦ I Q→MT→MQ→MT→MQ→F T

前記の補熱工程で（a)式の条件を満たせば、繰り返し再加熱して焼入れしたり、焼戻し処理を行っても Nbと Tiの炭窒化物は粗大化せず、再加熱焼入れ時の結晶粒の粗大化と異常粒成長が防止でき、さらに、焼戻し軟化抵抗増大の効果が持続されるので、' 優れた靭性と耐食性が得られる。中間焼入れでは、インライン焼入れした鋼管を Ac ₃変態点から Γ Ac ₃変態点 + 100 て」までの温度域に再加熱した後に焼入れを行えばよい。

本発明法によってインライン焼入れした継目無鋼管には、多数の Nbと Tiの微細な炭窒化物が析出しており、かつ、適正量の Nbと Tiなどの固溶元素が含まれている。従って、これを再加熱して中間焼入れすると粒界移動の阻止がなされて異常粒成長が防止されるのみならず、整粒の超微細粒が得られる。この中間焼入れ処理を繰り返すことで結晶粒はさらに微紬になり、これによって、靱性と耐食性が一層向上するのである。

中間焼入れのための加熱温度が Ac ₃変態点より低いと完全ォーステナイト状態とならず焼入れの効果がない。一方、「 Ac ₃ 変態点 + 100 」を超える加熱温度では結晶粒が粗大化して継目無鋼管に所望の特性を付与できない。

この中間焼入れのときの再加熱の速度は大きい方が好ましい。従って、電磁誘導加熱などの急速加熱手段を用いても良い。焼入れ時の冷却速度は、インライン焼入れと同様に大きい方が望ましい。なお、中間焼入れを 2回以上行う場合、 2回目以降の再加熱温度を 1 回目に比べて低くすることが靭性と耐食性の向上により好ましい。

中間焼戻しは、主に置き割れなどと呼ばれる遅れ破壊を防ぐ目的で行う。この焼戻しで水素の放出を促し遅れ破壊を防止することができる。従って、各焼入れ終了後、次の焼入れ工程までの時間が 5時間を超えるような場合には、その間の遅れ破壊を防止するために中間焼戻し処理を実施するのが好ましい。

この中間焼戻し温度の上限は継目無鋼管の所望特性を付与するために変態点以下の温度とする必要がある。次の再加熱焼入れ処理で超微細な整粒組織を確実に得るためには、この中間焼戻し温度は、 700 以下が好ましい。また、この中間焼戻しはそれによつて遅れ破壊の防止が可能な温度、例えば 500 °C 以上の温度で行えば充分である。

次に、本発明の作用効果を実施例によってさらに具体的に説明する。実施例

図 3 に示す組成の鋼 a〜 s を 1 50kg真空誘導溶解炉を用いて溶製した。表 1 における鋼 aから鋼 0 までは本発明方法の素材鋼として適当なもの（以下「本発明鋼」という）、鋼 pから鐧 s までは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較鋼である。

これらの鐦から熱間加工により 12mm厚 X 80mm幅 x 600mm 長の板材を作製した。熱間加工は継目無鋼管の製造を模擬して行い、穿孔にあたる加工を鍛造によって行った。また、マンドレルミルによる延伸圧延およびサイザ一による仕上げ圧延をそれぞれ鋼板圧延機によってシミュレートした。

鋼管の加工度として普通用いられる断面圧縮率は鋼板の肉厚減少率で表す加工度とほぼ同じであり、本実施例で得られた鋼板の性能は実際の製造ラインで製造された鋼管とほぼ同等の性能になるものと見做し得る。

図 4 は、素材鋼の相違による耐 S S C性の相違を比較したものである。加工 ' 熱処理は「補熱」と「インライン焼入れ」を含む本発明方法を採用した。その条件は下記のとおりである。

1 .鍛造（穿孔をシミュレート）の前の加熱温度 ' · · 1200 °C

2.鍛造（穿孔をシミュレート）の加工度 40 % 3.熱間圧延（延伸圧延と仕上げ圧延をシミュレート）の加工度 80 %

4.仕上げ圧延の仕上がり温度， · · 860

5.補熱温度 900 。C

6.補熱時間 · · · 5 分

7.インライン焼入れ温度 870 °C

( 中間熱処理は無し）

耐 S S C性の評価は焼戻し温度を種々変化させて、強度グレ ― ドの異なる板材を作製し、 NACE TM0177 METHOD-Aの定荷重試験を行って評価した。負荷応力は実降伏強度の 80%とし、破断しない最大の降伏強度で評価した。

図 4から明らかなように、比較鋼を用いた比較例（試験番号 16〜19) では耐 S S C性限界強度が低いが、本発明鋼を用いた試験番号 1〜15ではいずれも比較例よりも限界強度が高い。即ち、耐 S S C性が向上している。その中でも Wまたは Vを添加した鋼（鋼 e、 n、 f 、 o ) は、これらを添加しない鋼 aに比べ耐 S S C性が向上しており、 Wまたは Vの添加効果が明らかである。また、 Si、 Mn、 P、 Sを低レベルに抑えた鋼 gから鐧 mまでを素材とした場合（試験番号 7〜13) も良好な耐 S S C 性を示し、中でも Si、 Mn、 P、 Sのすベての元素を極めて低レベルに抑えた鋼 mを用いた試験番号 13が最も優れた耐 S S C性を示している。これらの試験結果から、 Si、 Mn、 P、 Sを低レベルに抑えることによって耐 S S C性が大幅に向上することが明らかである。

図 7および図 8 は、加工，熱処理の条件を図 5 および図 6 に示すように様々に変えた場合の性能を示したものである。ここで、鋼 aおよび鋼 bを用いた試験番号 1〜 6、 25〜29、 35、 36 は C 125 グレードに調整し、他の鋼を用いた例では C 1 40 グレ一ドに調整した。 MACE TM0 177 METH0D-B (三点曲げ法）により S c値を調査し、また、 METHOD -A (定荷重試験）にて最小規格降伏強度の 80 %の応力を負荷して破断の有無を調査して耐 S S C性を評価した。

異常粒成長の判定は次のようにして行った。即ち、通常のリニァアナライザ一を用いて 1 000 z mの距離をスキヤンし、粒界との交点の個数から求めた平均結晶粒切断切片長さと、任意の位置の 200倍のミクロ組織写真（ 7 cm X 1 0 cm) の 5視野から求めた最大結晶粒切断切片長さとの比が 3倍未満のものを「異常粒成長無し」とし、この比が 3倍以上のものを「異常粒成長有り」とした。

まず、鋼 aおよび鋼 bを用いた C 125 グレードをみると、試験番号 35、 36のように、圧延後に再加熱焼入れを行う従来のプ口セスに相当する例では満足な耐 S S C性が得られていない。一方、試番 1〜 6の本発明の製造方法に相当するプロセスで作製した場合は、従来プロセスでは得られなかった高い耐 S S C 性と靭性が得られている。

試験番号 25〜29の比較例は、加工またはおよび熱処理の条件が本発明で定める条件を満たさない例である。いずれも十分な耐 S S C性が得られていないばかりか、条件によっては異常粒成長が見られ、靭性および S c値も低下している。さらに試験番号 29のように強度が低下したものもある。

次に C 1 40 グレードに調整した鋼 e、 n、 f 、 o、 H、 mを用いた例の性能を比較する。試験番号 37〜42は、圧延後に再加熱焼入れを行う従来のプロセスで製造した例である。これらは、 S c値と靭性においては良好な性能を示すが、 Me t hod- Bの定

一 ύ 6 一荷重試験ではすべて破断している。

試験番号 30〜 34の比較例は、本発明で定める加工またはぉよび熱処理の条件を満たさない例である。これらは、いずれも十分な耐 S S C性を持たないばかりか、条件によっては異常粒成長が見られ、靭性の低下と S c値の低下が著しい。また、試験番号 34のように、強度が低下したものもある。しかしながら試番 7〜24に示すように本発明による製造方法で作製すると、従来プロセスでは得られなかった高い耐 S S C性が得られる。

本発明の条件にてインライン焼入れした後、中間熱処理を施した例では、 C 125 級（試験番号 2, 3 および 5, 6)でも、また C 140 級（試験番号 8, 9、 11, 12、 14， 15、 17, 18 、 20, 21 および 23, 24) でも、 METH0D-Aの試験結果にはあまり変化がないが、結晶粒が微細化することによる S c値と靭性の向上が見られる。産業上の利用可能性

本発明の継目無鋼管の製造方法は、製管加工および熱処理を一つの製造ライン内で実施できる方法である。従って、従来のオフラインでの再加熱焼入れを含むプロセスに比し工程省略とエネルギー節約の効果が大きい。

しかも、本発明方法では、従来のオフライン再加熱焼戻しプ口セスで製造される継目無鋼管と同等以上の性能を持つ継目無鋼管が得られる。この点において、通常の直接焼入れプロセスに勝る。

本発明方法によれば、 C 110 級は勿論、 C 125 級以上の継目無鋼管、即ち、高強度で、かつ耐 S S C性に優れた継目無鋼管が低コストで製造できる。これによつて、油井の開発コストを引き下げ、さらに従来開発が困難であった深度の大きい油井の開発が可能になるなど、今後のエネルギーの安定供給に対する寄与は計り知れず、産業上の効果は極めて大きい。

Claims

請求の範囲

1 . 質量％で、 C ： 0.15〜0.50%、 Cr： 0.1 〜1.5 %、 Mo ： 0. 1 〜1.5 %、 A1 ： 0.005 〜0.50%、 Ti ： 0.005 〜0.50%、 Nb： 0.003 〜 0.50%を含有する低合金鋼のビレツトを素材とし、熱間穿孔および熱間圧延を含む工程で継目無鋼管を製造する方法であって、下記の（1) から（5) までを特徴とする耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。

(1) 熱間圧延の加工度を断面圧縮率で 40%以上とすること、

(2) 熱間圧延の仕上がり温度を 800〜1100°Cとすること、

(3) 圧延終了後の鋼管を直ちに補熱装置に入れ、下記（a)式を満足する温度および時間で捕熱すること、

(4) 補熱装置から取り出した鋼管を直ちに焼入れすること、

(5) 鋼管に Ac!変態点以下の温度で最終焼戻しを施すこと。

23500 ≤ (T + 273) x (21 + log t ) ≤ 26000 · · · (a) ここで、 Tは 850°C以上の温度（で）、 t は時間（hr) であ

2 . 前記（4)の焼入れと（5)の最終焼戻しとの間で、焼入れ、または焼入れと焼戻しの組合せからなる中間熱処理を少なくとも 1 回行うことを特徵とする請求の範囲 1 項に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。

3. ビレットが、質量％で、

C ： 0.15〜0.50%、 Si ： 1.5 %まで、 Μπ ： 1.5 %まで、 Cr ： 0.1 〜1.5 %、 Mo ： 0.1 〜1.5 A1 ： 0.005 〜0.50%、 Ti ： 0.005 〜0.50%、 Nb ： 0.003 〜0.50%、 N : 0.010 まで、 0 ： 0.01%まで、 P ： 0.05%まで、 S ： 0.01%まで、 Ni ： 0.1 %まで、 V ： 0.5 %まで、 Zr ： 0.5 %まで、 B ： 0.01%まで、 Ca： 0.01%まで、 W: 2.0 %まで、 Feおよび不可避的不純物：残部、の化学組成を有し、かつ、 Ti、 Zrおよび Nの含有量が下記（b) 式を満たすことを特徴とする請求の範囲 1 項または 2項に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。

Ti(%)- (48/14) X {N(¾)~ (14/91)x Zr(¾)} ≥ 0 · · ■ (b) 4. V含有量が 0.05〜0.5 質量％である請求の範囲 3項に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。 5. Si含有量もしくは Mn含有量が 0.1%以下であるか、または Si含有量と Mn含有量がともに 0.1%以下である請求の範囲 3項または 4項に記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。

6. 不純物である Pが 0.005%以下もしくは Sが 0.0007%以下、または Pが 0.005 %以下で、且つ Sが 0.0007%以下であることを特徴とする請求の範囲 3項から 5項までのいずれかに記載の耐硫化物応力割れ性に優れた高強度継目無鋼管の製造方法。