JPS6160894B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPS6160894B2 JPS6160894B2 JP56108981A JP10898181A JPS6160894B2 JP S6160894 B2 JPS6160894 B2 JP S6160894B2 JP 56108981 A JP56108981 A JP 56108981A JP 10898181 A JP10898181 A JP 10898181A JP S6160894 B2 JPS6160894 B2 JP S6160894B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- cross
- hot rolling
- steel
- shrinkage ratio
- corrosion cracking
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
この発明は油田や天然ガス田あるいはそれらの
化石資源を輸送するパイプライン等に好適に使用
される耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼管の製
造方法に関するものである。 周知のように油田や天然ガス田、あるいはそれ
ら化石資源の輸送において使用される鋼管、例え
ば油井管あるいは油送管等は酸性環境、特に硫化
物雰囲気に曝されて応力腐食割れの危険が高いか
ら、この種の用途に使用される鋼材としては耐硫
化物応力腐食割れ性に優れたものを用いる必要が
ある。 従来、鋼材に耐硫化物応力腐食割れ性を附与す
る手段としては、鋼中のＣ量を0.40％以上に高め
たり、合金元素特に多量のMo，Ｖなどを添加し
て、焼入後高温で長時間焼もどしした後、炭化物
を充分に球状化させ、鋼材のかたさをＨrc23以下
に調節する方法が知られている。しかしながらこ
の方法では、Ｃ量を多量にすれば熱処理中に焼割
れや焼ひずみが発生し易くなる問題が生じ、一方
Mo，Ｖ等の合金元素を多量に添加すればこれら
の合金元素が高価であるため製造コストを大幅に
上昇させる問題が生じる。そしてまた前記方法に
おける長時間焼もどしは通常１時間におよび、鋼
材の生産性を低下させる問題がある。さらに前記
方法においては、製造し得る耐硫化物腐食割れ鋼
の強度がかたさにしてせいぜいＨRc23以下、すな
わち引張強さに換算して80Kg／mm2程度以下である
という致命的な欠点があり、したがつてそれ以上
の強度が要求される場合には高価な高合金鋼、特
にステンレス鋼を使用せざるを得なかつたのが実
情である。 上述のような事情から、安価な通常の鋼材を素
材として、耐硫化物応力腐食割れ性に優れしかも
強度的にも優れた鋼管を製造する方法の開発が強
く要望されている。 ところで本発明者等は継目無鋼管の製造方法と
して、鋼ビレツトを一次熱間加工により穿孔圧延
し、続いて二次熱間加工により外径調節のための
仕上圧延を行つた後、冷却せずにただちに焼入れ
（直接焼入れ）する方法の開発研究を進めてい
る。このような直接焼入れを適用した継目無鋼管
の製造方法について第１図を参照してさらに詳細
に説明すると、先ず素材としての鋼ビレツト１を
ロータリーフアーネス等の加熱炉２において1200
℃程度以上に加熱し、これをピアサ、エロンゲー
タ、プラグミル、リーラミル等の一連の穿孔圧延
工程３において熱間加工して、最終製品の断面に
近い断面寸法まで加工し、続いてウオーキングビ
ームフアーネス等の再加熱炉４に装入して900℃
程度に再加熱し、その再加熱された鋼材（素管）
をサイザミルあるいはストレツチレデユーサ等の
仕上圧延工程５によつて所定の外径に仕上げ、そ
の後ただちに焼入装置６により焼入れする方法で
ある。このような方法では、鋼ビレツト１の加熱
から焼入れまでが一連続の工程で行なわれるが、
その連続工程の最終段階である焼入れ装置６が何
らかの原因で停止した場合、上流側から加工・処
理されて送られて来る鋼材を焼入れ装置６に近い
段階で系外へ排出して一旦ストツクしておく必要
がある。この場合、一般にはサイザミル等の仕上
圧延工程５が終了した段階、すなわち最終製品の
寸法・形状まで加工された段階で鋼材を系外へ排
出してストツクしておき、その後焼入れ装置の復
旧に伴つて前記ストツクされていた鋼材を再加熱
し、焼入れするのが通常と考えられる。しかしな
がらこの場合には熱間加工後にただちに焼入れす
る所謂直接焼入れではなく、通常の焼入れとなる
から、得られる製品の品質が直接焼入れの場合よ
りも劣り、例えば同一の焼もどし条件を採用した
場合に引張強度が格段に劣る。このような事情か
ら本発明者等は前述のように焼入れ装置６が停止
した場合にサイザミル等の仕上圧延を行う直前、
すなわち再加熱炉４から排出された鋼材をそのま
まクーリングベツド７側へ送り、そこでストツク
することを考えた。そして焼入装置の復旧に伴つ
て、前記ストツクされていた鋼材を再加熱炉４に
おいて再び加熱し、これにサイザミル等の仕上圧
延工程５でわずかに熱間圧延を加えて、ただちに
焼入れする実験を行つたところ、単に強度的に優
れるばかりでなく、耐硫化物応力腐食割れ性に優
れた鋼管が得られる可能性があることを見出し
た。そこでさらに実験を繰返したところ、焼入れ
直前の熱間圧延（仕上圧延）における加工比を調
節することによつて、通常成分の鋼材でも優れた
耐応力腐食割れ性を有するものが得られること、
すなわち前述の要望を満足し得ることを見出し、
この発明をなすに至つたのである。 すなわちこの発明の耐硫化物応力腐食割れ鋼管
の製造方法は、例えば前述のような一連の継目無
鋼管製造工程のサイザミル等の仕上圧延工程の直
前で系外へ排出、ストツクされてAr1変態点以下
に冷却された鋼素管の如く、最終製品の断面寸
法・形状に近い寸法・形状に既に加工されている
鋼管を加熱して特定の範囲の加工比で熱間圧延
し、ただちに直接焼入れするものである。 より具体的には、この発明の方法は、Ｃ 0.15
〜0.40％、Si 0.1〜1.0％、Mn 0.4〜2.0％、Al
0.01〜0.10％、残部実質的にFeおよび不可避的不
純物よりなり、かつ製品の断面寸法・形状に近い
断面寸法・形状に予め加工されておりしかもAr1
変態点以下の温度まで冷却されている鋼管を、
Ac3変態点以上、オーステナイト結晶粒粗大化開
始温度以下の温度に加熱して、断面収縮比Ｒが
0.015以上となるようにサイザもしくはストレツ
チレデユーサにより熱間圧延した後、ただちに焼
入し、その後Ac1変態点以下の温度で焼もどすこ
とを特徴とするものである。但し、ここで断面収
縮比Ｒは、熱間圧延前後における主圧延方向に対
し直角な断面の面積収縮率、すなわちより正確に
は、熱間圧延前における前記断面の面積をS1、熱
間圧延後の面積をS2とすれば、 Ｒ＝１−Ｓ２／Ｓ１ によつてあらわされるものである。 以下この発明の方法をさらに詳細に説明する。 この発明で対象とする鋼材の成分範囲は、前述
のようにＣ 0.15〜0.40％、Si 0.1〜1.0％、Mn
0.4〜2.0％、Al 0.01〜0.10℃、残部実質的にFe
および不可避的不純物であり、このような成分限
定理由は次の通りである。 Ｃは0.15％未満では強度が不足し、また耐硫化
物応力腐食割れ性を高めるために必要な90％以上
のマルテンサイト比を確保することが困難であ
り、一方0.40％を越えれば熱処理時に焼割れや焼
歪みが発生し易くなる。 Siは脱酸および強度増加の目的から添加される
が、そのためには0.1％以上が必要であり、一方
Siが1.0％を越えれば靭性が急激に低下する。 Mnは強度および靭性の向上の目的から0.4％以
上添加することが必要であるが、2.0％を越えれ
ば偏析や焼割れが発生し易くなる。 Alは脱酸の目的および鋼中のＮと結合して結
晶粒を微細化させるために添加されるが、そのた
めには0.010％以上が必要であり、一方0.10％を
越えればその効果が飽和する。 なおこのほか、耐硫化物応力腐食割れ性をさら
に向上させる目的から、Cu 0.05〜0.5％、Cr
0.05〜2.5％、Mo 0.05〜1.5％、Nb 0.01〜0.1
％、Ｖ 0.01〜0.2％、Ti 0.005〜0.1％、Ｂ
0.0005〜0.005％、Ca 0.002〜0.005％、REM
0.005〜0.05％のうちから選ばれた１種または２
種以上を用途等に応じて添加しても良い。 この発明の製造方法は上述のような成分範囲の
鋼を素材とするのであるが、ここでこの発明の製
造方法に供する素材は、予め製品断面に近い形
状・寸法に加工されておりしかもAr1変態点以下
の温度に冷却されている素管である。例えば前述
のように第１図に示す如き継目無鋼管の一連の製
造工程において、熱間仕上圧延工程５の直前で系
外へ排出されてAr1変態点以下に冷却された素
管、すなわち穿孔圧延工程３等の一次熱間加工が
既に施されている素管、あるいは第１図における
焼入れ装置６の直前で系外へ排出されてAr1変態
点以下に冷却された素管、すなわち穿孔圧延工程
３等の一次熱間加工および仕上圧延工程５等の二
次熱間圧延が既に施されて、当初予定していた製
品の断面形状・寸法（但し本発明ではさらに若干
の熱間圧延を施すから、本発明の製造方法におけ
る製品の断面形状・寸法とは異なる）に加工され
ている素管などが対象となる。ここで、Ar1変態
点以下に冷却されている素管を使用する理由は、
熱間圧延前に行なわれるオーステナイト化加熱に
際してフエライト→オーステナイト変態を起こす
ことにより結晶粒を微細にすることにある。後述
するように、結晶粒を微細化することは、耐応力
腐食割れ性を向上させるに有効である。このよう
な素管に対し、この発明の方法では先ずAc3変態
点以上、オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以
下の温度に加熱する。この加熱は均一にオーステ
ナイト化するとともに鋼中の合金元素を充分に固
溶させるためにAc3変態点以上が必要であるが、
熱間圧延後のオーステナイト結晶粒を微細化する
ため、オーステナイト温度域の可及的に低温度に
加熱することが望ましく、少くともオーステナイ
ト結晶粒粗大化温度以下の温度とする。このよう
に加熱した素材は、ただちに得ようとする製品の
形状、寸法に応じたサイザもしくはストレツチレ
デユーサにより断面収縮比、すなわち主圧延方向
に直角な断面における圧延前の面積S1と圧延後の
面積S2とによつて定まる（１−S2／S1）の値が
0.015以上となるように熱間圧延する。この断面
収縮比が適当であることは後述する実施例に示す
ように本発明者等が実験により見出したのであ
り、断面収縮比を0.015以上とすることによつて
はじめて焼入れ―焼もどし後の鋼材に優れた耐硫
化物応力腐食割れ性が与えられ、断面収縮比が
0.015未満では良好な耐硫化物腐食割れ性が得ら
れない。なおこの熱間圧延における断面収縮比の
上限は特に限定しないが、実施例で示すように耐
硫化物応力腐食割れ性の効果は断面収縮比が
0.025〜0.030程度で飽和し、それ以上断面収縮比
を大きくしても効果は上昇せず、またそもそもこ
の発明で対象とする素材は予め製品に近い断面形
状・寸法に加工されているものであるから、断面
収縮比は通常は0.10程度以下とする。なおまた、
この熱間圧延においては、圧縮荷重をできるだけ
一挙に加えて0.015以上の断面収縮比を得ること
が望ましく、その観点から、３パス程度以下（但
し圧下が加えられた１組のロールを通過する過程
を１パスとする）で断面収縮比0.015以上に圧延
することが望ましい。４パス以上で圧延した場
合、熱間圧延工程全体としての断面収縮比が
0.015以上であつても１パス当りの断面収縮比が
著しく小さくなり、充分な耐硫化物応力腐食割れ
性能が得られなくなるおそれがある。 上述のようにして熱間圧延した鋼管は、これを
ただちに水焼入れする。すなわち臨界温度まで冷
却される以前に焼入れする。この焼入れは、内外
両面に長手方向に沿つた水流、すなわち軸流を流
して冷却する方式を採用することが望ましいがこ
れに限られるものではない。なおこの焼入れは、
通常の治金熱処理でいうところと同様に、Ar1変
態点以下まで急冷することを意味することは勿論
である。焼入れした後にはAc1変態点以下に焼も
どしする。この焼もどしは、通常は620℃以上で
行うことが望ましく、また焼もどし後は常法にし
たがつて急冷する。このようにして熱間圧延後、
焼入れ焼もどしすることによりこの発明の方法に
おける最終製品である鋼管が得られる。 なお、この発明の製造方法における素材とし
て、第１図に示される継目無鋼管の製造ラインの
中途からライン外へ排出された素管を用いる場合
には、第１図におけるウオーキングビームフアー
ネス等の再加熱炉４をこの発明の製造方法におけ
る熱間圧延前の加熱に利用することが望ましい。
すなわち、例えば第２図の破線で示すように再加
熱炉４からクーリングベツド７の側への排出・ス
トツクされてAr1変態点以下に冷却された素管を
素材とする場合、第２図の実線で示すようにその
冷却された素管を再加熱炉４に再装入してAc3変
態点以上オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以
下に加熱し、これをサイザミル、ストレツチレデ
ユーサ等の仕上圧延工程５で断面収縮比0.015以
上に熱間圧延し、焼入れ焼もどしすれば良い。ま
た例えば第３図の破線で示すように、仕上圧延工
程５を経てからライン外のクーリングベツド７′
へ排出されて冷却された鋼管を素材とする場合
も、第３図の実線で示すようにその鋼管を再加熱
炉４に再装入し、再度仕上圧延工程５において断
面収縮比が0.015以上となるように熱間圧延し、
前記同様に焼入れ焼もどしすれば良い。 前述のようにして得られた鋼管は、その耐硫化
物応力腐食割れ性が著しく優れている。その理由
は次のように考えられる。すなわち、熱間圧延の
ための加熱をオーステナイト結晶粒粗大化開始温
度以下（但しAc3点以上）の低い温度とし、かつ
0.015以上の比較的大きい断面収縮比で熱間圧延
するため、熱間圧延後（焼入れ前）のオーステナ
イト結晶粒が著しく微細化されて、焼入れ焼もど
し後の結晶粒も微細化され、これによつてクラツ
クの伝播が阻止されることが第１の理由として挙
げられ、また硫化物応力腐食割れは、酸性腐食環
境下において鋼材に浸入する水素が特に硫化物系
非金属介在物に捕捉されてクラツクが発生し、割
れに至ると考えられているが、断面収縮比が
0.015以上の大きい加工率で熱間圧延することに
よつて、非金属介在物が展伸しさらには分断され
て、水素の捕捉されるサイトが分散することにな
り、その結果水素が分散されて吸着されるためク
ラツクが発生し難くなることが第２図の理由と考
えられる。 なお、結晶粒度の点だけから見れば、優れた耐
硫化物応力腐食割れ性を得るためには、熱間圧延
後のオーステナイト結晶粒度（JIS）が5.0以上あ
ることが望ましく、そのためには、例えば鋼材の
化学成分に結晶粒を微細化する添加元素の添加量
が少なければ熱間圧延における断面収縮比を大き
くし、反対にそれらの合金元素の添加量が多けれ
ば熱間圧延における断面収縮比を小さくして良い
と考えられる。しかしながら本発明者等の実験に
よれば、同じ結晶粒度でもそれが断面収縮比を大
にして得られた場合と合金元素の添加量を多くし
て得られた場合とを比較すれば前者の方が良好な
耐硫化物応力腐食割れ性が発揮されることが確認
されている。その理由は前述のように耐硫化物応
力腐食割れ性の向上が単に結晶粒度のみによるの
ではなく、熱間圧延による介在物の分断が大きく
影響しているためであると思われる。 以下にこの発明の実施例を記す。 実施例 第１表に示される３種の鋼材Ａ〜Ｃについて予
め熱間加工により直径50〜130mm、肉厚６〜15mm
の素管に加工しておき、これを素材としてウオー
キングビームフアーネスにより890〜925℃に充分
に均熱した後、孔型熱間圧延機により１〜３パス
にて各種の断面収縮比となるように熱間圧延し
た。続いてただちに内外両面軸流焼入れ装置によ
り水焼入れし、その後620℃〜680℃程度に焼もど
しして、各鋼材の降伏強さ（σｙ）を80Kgｆ／mm2
にそろえた。
化石資源を輸送するパイプライン等に好適に使用
される耐硫化物応力腐食割れ性の優れた鋼管の製
造方法に関するものである。 周知のように油田や天然ガス田、あるいはそれ
ら化石資源の輸送において使用される鋼管、例え
ば油井管あるいは油送管等は酸性環境、特に硫化
物雰囲気に曝されて応力腐食割れの危険が高いか
ら、この種の用途に使用される鋼材としては耐硫
化物応力腐食割れ性に優れたものを用いる必要が
ある。 従来、鋼材に耐硫化物応力腐食割れ性を附与す
る手段としては、鋼中のＣ量を0.40％以上に高め
たり、合金元素特に多量のMo，Ｖなどを添加し
て、焼入後高温で長時間焼もどしした後、炭化物
を充分に球状化させ、鋼材のかたさをＨrc23以下
に調節する方法が知られている。しかしながらこ
の方法では、Ｃ量を多量にすれば熱処理中に焼割
れや焼ひずみが発生し易くなる問題が生じ、一方
Mo，Ｖ等の合金元素を多量に添加すればこれら
の合金元素が高価であるため製造コストを大幅に
上昇させる問題が生じる。そしてまた前記方法に
おける長時間焼もどしは通常１時間におよび、鋼
材の生産性を低下させる問題がある。さらに前記
方法においては、製造し得る耐硫化物腐食割れ鋼
の強度がかたさにしてせいぜいＨRc23以下、すな
わち引張強さに換算して80Kg／mm2程度以下である
という致命的な欠点があり、したがつてそれ以上
の強度が要求される場合には高価な高合金鋼、特
にステンレス鋼を使用せざるを得なかつたのが実
情である。 上述のような事情から、安価な通常の鋼材を素
材として、耐硫化物応力腐食割れ性に優れしかも
強度的にも優れた鋼管を製造する方法の開発が強
く要望されている。 ところで本発明者等は継目無鋼管の製造方法と
して、鋼ビレツトを一次熱間加工により穿孔圧延
し、続いて二次熱間加工により外径調節のための
仕上圧延を行つた後、冷却せずにただちに焼入れ
（直接焼入れ）する方法の開発研究を進めてい
る。このような直接焼入れを適用した継目無鋼管
の製造方法について第１図を参照してさらに詳細
に説明すると、先ず素材としての鋼ビレツト１を
ロータリーフアーネス等の加熱炉２において1200
℃程度以上に加熱し、これをピアサ、エロンゲー
タ、プラグミル、リーラミル等の一連の穿孔圧延
工程３において熱間加工して、最終製品の断面に
近い断面寸法まで加工し、続いてウオーキングビ
ームフアーネス等の再加熱炉４に装入して900℃
程度に再加熱し、その再加熱された鋼材（素管）
をサイザミルあるいはストレツチレデユーサ等の
仕上圧延工程５によつて所定の外径に仕上げ、そ
の後ただちに焼入装置６により焼入れする方法で
ある。このような方法では、鋼ビレツト１の加熱
から焼入れまでが一連続の工程で行なわれるが、
その連続工程の最終段階である焼入れ装置６が何
らかの原因で停止した場合、上流側から加工・処
理されて送られて来る鋼材を焼入れ装置６に近い
段階で系外へ排出して一旦ストツクしておく必要
がある。この場合、一般にはサイザミル等の仕上
圧延工程５が終了した段階、すなわち最終製品の
寸法・形状まで加工された段階で鋼材を系外へ排
出してストツクしておき、その後焼入れ装置の復
旧に伴つて前記ストツクされていた鋼材を再加熱
し、焼入れするのが通常と考えられる。しかしな
がらこの場合には熱間加工後にただちに焼入れす
る所謂直接焼入れではなく、通常の焼入れとなる
から、得られる製品の品質が直接焼入れの場合よ
りも劣り、例えば同一の焼もどし条件を採用した
場合に引張強度が格段に劣る。このような事情か
ら本発明者等は前述のように焼入れ装置６が停止
した場合にサイザミル等の仕上圧延を行う直前、
すなわち再加熱炉４から排出された鋼材をそのま
まクーリングベツド７側へ送り、そこでストツク
することを考えた。そして焼入装置の復旧に伴つ
て、前記ストツクされていた鋼材を再加熱炉４に
おいて再び加熱し、これにサイザミル等の仕上圧
延工程５でわずかに熱間圧延を加えて、ただちに
焼入れする実験を行つたところ、単に強度的に優
れるばかりでなく、耐硫化物応力腐食割れ性に優
れた鋼管が得られる可能性があることを見出し
た。そこでさらに実験を繰返したところ、焼入れ
直前の熱間圧延（仕上圧延）における加工比を調
節することによつて、通常成分の鋼材でも優れた
耐応力腐食割れ性を有するものが得られること、
すなわち前述の要望を満足し得ることを見出し、
この発明をなすに至つたのである。 すなわちこの発明の耐硫化物応力腐食割れ鋼管
の製造方法は、例えば前述のような一連の継目無
鋼管製造工程のサイザミル等の仕上圧延工程の直
前で系外へ排出、ストツクされてAr1変態点以下
に冷却された鋼素管の如く、最終製品の断面寸
法・形状に近い寸法・形状に既に加工されている
鋼管を加熱して特定の範囲の加工比で熱間圧延
し、ただちに直接焼入れするものである。 より具体的には、この発明の方法は、Ｃ 0.15
〜0.40％、Si 0.1〜1.0％、Mn 0.4〜2.0％、Al
0.01〜0.10％、残部実質的にFeおよび不可避的不
純物よりなり、かつ製品の断面寸法・形状に近い
断面寸法・形状に予め加工されておりしかもAr1
変態点以下の温度まで冷却されている鋼管を、
Ac3変態点以上、オーステナイト結晶粒粗大化開
始温度以下の温度に加熱して、断面収縮比Ｒが
0.015以上となるようにサイザもしくはストレツ
チレデユーサにより熱間圧延した後、ただちに焼
入し、その後Ac1変態点以下の温度で焼もどすこ
とを特徴とするものである。但し、ここで断面収
縮比Ｒは、熱間圧延前後における主圧延方向に対
し直角な断面の面積収縮率、すなわちより正確に
は、熱間圧延前における前記断面の面積をS1、熱
間圧延後の面積をS2とすれば、 Ｒ＝１−Ｓ２／Ｓ１ によつてあらわされるものである。 以下この発明の方法をさらに詳細に説明する。 この発明で対象とする鋼材の成分範囲は、前述
のようにＣ 0.15〜0.40％、Si 0.1〜1.0％、Mn
0.4〜2.0％、Al 0.01〜0.10℃、残部実質的にFe
および不可避的不純物であり、このような成分限
定理由は次の通りである。 Ｃは0.15％未満では強度が不足し、また耐硫化
物応力腐食割れ性を高めるために必要な90％以上
のマルテンサイト比を確保することが困難であ
り、一方0.40％を越えれば熱処理時に焼割れや焼
歪みが発生し易くなる。 Siは脱酸および強度増加の目的から添加される
が、そのためには0.1％以上が必要であり、一方
Siが1.0％を越えれば靭性が急激に低下する。 Mnは強度および靭性の向上の目的から0.4％以
上添加することが必要であるが、2.0％を越えれ
ば偏析や焼割れが発生し易くなる。 Alは脱酸の目的および鋼中のＮと結合して結
晶粒を微細化させるために添加されるが、そのた
めには0.010％以上が必要であり、一方0.10％を
越えればその効果が飽和する。 なおこのほか、耐硫化物応力腐食割れ性をさら
に向上させる目的から、Cu 0.05〜0.5％、Cr
0.05〜2.5％、Mo 0.05〜1.5％、Nb 0.01〜0.1
％、Ｖ 0.01〜0.2％、Ti 0.005〜0.1％、Ｂ
0.0005〜0.005％、Ca 0.002〜0.005％、REM
0.005〜0.05％のうちから選ばれた１種または２
種以上を用途等に応じて添加しても良い。 この発明の製造方法は上述のような成分範囲の
鋼を素材とするのであるが、ここでこの発明の製
造方法に供する素材は、予め製品断面に近い形
状・寸法に加工されておりしかもAr1変態点以下
の温度に冷却されている素管である。例えば前述
のように第１図に示す如き継目無鋼管の一連の製
造工程において、熱間仕上圧延工程５の直前で系
外へ排出されてAr1変態点以下に冷却された素
管、すなわち穿孔圧延工程３等の一次熱間加工が
既に施されている素管、あるいは第１図における
焼入れ装置６の直前で系外へ排出されてAr1変態
点以下に冷却された素管、すなわち穿孔圧延工程
３等の一次熱間加工および仕上圧延工程５等の二
次熱間圧延が既に施されて、当初予定していた製
品の断面形状・寸法（但し本発明ではさらに若干
の熱間圧延を施すから、本発明の製造方法におけ
る製品の断面形状・寸法とは異なる）に加工され
ている素管などが対象となる。ここで、Ar1変態
点以下に冷却されている素管を使用する理由は、
熱間圧延前に行なわれるオーステナイト化加熱に
際してフエライト→オーステナイト変態を起こす
ことにより結晶粒を微細にすることにある。後述
するように、結晶粒を微細化することは、耐応力
腐食割れ性を向上させるに有効である。このよう
な素管に対し、この発明の方法では先ずAc3変態
点以上、オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以
下の温度に加熱する。この加熱は均一にオーステ
ナイト化するとともに鋼中の合金元素を充分に固
溶させるためにAc3変態点以上が必要であるが、
熱間圧延後のオーステナイト結晶粒を微細化する
ため、オーステナイト温度域の可及的に低温度に
加熱することが望ましく、少くともオーステナイ
ト結晶粒粗大化温度以下の温度とする。このよう
に加熱した素材は、ただちに得ようとする製品の
形状、寸法に応じたサイザもしくはストレツチレ
デユーサにより断面収縮比、すなわち主圧延方向
に直角な断面における圧延前の面積S1と圧延後の
面積S2とによつて定まる（１−S2／S1）の値が
0.015以上となるように熱間圧延する。この断面
収縮比が適当であることは後述する実施例に示す
ように本発明者等が実験により見出したのであ
り、断面収縮比を0.015以上とすることによつて
はじめて焼入れ―焼もどし後の鋼材に優れた耐硫
化物応力腐食割れ性が与えられ、断面収縮比が
0.015未満では良好な耐硫化物腐食割れ性が得ら
れない。なおこの熱間圧延における断面収縮比の
上限は特に限定しないが、実施例で示すように耐
硫化物応力腐食割れ性の効果は断面収縮比が
0.025〜0.030程度で飽和し、それ以上断面収縮比
を大きくしても効果は上昇せず、またそもそもこ
の発明で対象とする素材は予め製品に近い断面形
状・寸法に加工されているものであるから、断面
収縮比は通常は0.10程度以下とする。なおまた、
この熱間圧延においては、圧縮荷重をできるだけ
一挙に加えて0.015以上の断面収縮比を得ること
が望ましく、その観点から、３パス程度以下（但
し圧下が加えられた１組のロールを通過する過程
を１パスとする）で断面収縮比0.015以上に圧延
することが望ましい。４パス以上で圧延した場
合、熱間圧延工程全体としての断面収縮比が
0.015以上であつても１パス当りの断面収縮比が
著しく小さくなり、充分な耐硫化物応力腐食割れ
性能が得られなくなるおそれがある。 上述のようにして熱間圧延した鋼管は、これを
ただちに水焼入れする。すなわち臨界温度まで冷
却される以前に焼入れする。この焼入れは、内外
両面に長手方向に沿つた水流、すなわち軸流を流
して冷却する方式を採用することが望ましいがこ
れに限られるものではない。なおこの焼入れは、
通常の治金熱処理でいうところと同様に、Ar1変
態点以下まで急冷することを意味することは勿論
である。焼入れした後にはAc1変態点以下に焼も
どしする。この焼もどしは、通常は620℃以上で
行うことが望ましく、また焼もどし後は常法にし
たがつて急冷する。このようにして熱間圧延後、
焼入れ焼もどしすることによりこの発明の方法に
おける最終製品である鋼管が得られる。 なお、この発明の製造方法における素材とし
て、第１図に示される継目無鋼管の製造ラインの
中途からライン外へ排出された素管を用いる場合
には、第１図におけるウオーキングビームフアー
ネス等の再加熱炉４をこの発明の製造方法におけ
る熱間圧延前の加熱に利用することが望ましい。
すなわち、例えば第２図の破線で示すように再加
熱炉４からクーリングベツド７の側への排出・ス
トツクされてAr1変態点以下に冷却された素管を
素材とする場合、第２図の実線で示すようにその
冷却された素管を再加熱炉４に再装入してAc3変
態点以上オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以
下に加熱し、これをサイザミル、ストレツチレデ
ユーサ等の仕上圧延工程５で断面収縮比0.015以
上に熱間圧延し、焼入れ焼もどしすれば良い。ま
た例えば第３図の破線で示すように、仕上圧延工
程５を経てからライン外のクーリングベツド７′
へ排出されて冷却された鋼管を素材とする場合
も、第３図の実線で示すようにその鋼管を再加熱
炉４に再装入し、再度仕上圧延工程５において断
面収縮比が0.015以上となるように熱間圧延し、
前記同様に焼入れ焼もどしすれば良い。 前述のようにして得られた鋼管は、その耐硫化
物応力腐食割れ性が著しく優れている。その理由
は次のように考えられる。すなわち、熱間圧延の
ための加熱をオーステナイト結晶粒粗大化開始温
度以下（但しAc3点以上）の低い温度とし、かつ
0.015以上の比較的大きい断面収縮比で熱間圧延
するため、熱間圧延後（焼入れ前）のオーステナ
イト結晶粒が著しく微細化されて、焼入れ焼もど
し後の結晶粒も微細化され、これによつてクラツ
クの伝播が阻止されることが第１の理由として挙
げられ、また硫化物応力腐食割れは、酸性腐食環
境下において鋼材に浸入する水素が特に硫化物系
非金属介在物に捕捉されてクラツクが発生し、割
れに至ると考えられているが、断面収縮比が
0.015以上の大きい加工率で熱間圧延することに
よつて、非金属介在物が展伸しさらには分断され
て、水素の捕捉されるサイトが分散することにな
り、その結果水素が分散されて吸着されるためク
ラツクが発生し難くなることが第２図の理由と考
えられる。 なお、結晶粒度の点だけから見れば、優れた耐
硫化物応力腐食割れ性を得るためには、熱間圧延
後のオーステナイト結晶粒度（JIS）が5.0以上あ
ることが望ましく、そのためには、例えば鋼材の
化学成分に結晶粒を微細化する添加元素の添加量
が少なければ熱間圧延における断面収縮比を大き
くし、反対にそれらの合金元素の添加量が多けれ
ば熱間圧延における断面収縮比を小さくして良い
と考えられる。しかしながら本発明者等の実験に
よれば、同じ結晶粒度でもそれが断面収縮比を大
にして得られた場合と合金元素の添加量を多くし
て得られた場合とを比較すれば前者の方が良好な
耐硫化物応力腐食割れ性が発揮されることが確認
されている。その理由は前述のように耐硫化物応
力腐食割れ性の向上が単に結晶粒度のみによるの
ではなく、熱間圧延による介在物の分断が大きく
影響しているためであると思われる。 以下にこの発明の実施例を記す。 実施例 第１表に示される３種の鋼材Ａ〜Ｃについて予
め熱間加工により直径50〜130mm、肉厚６〜15mm
の素管に加工しておき、これを素材としてウオー
キングビームフアーネスにより890〜925℃に充分
に均熱した後、孔型熱間圧延機により１〜３パス
にて各種の断面収縮比となるように熱間圧延し
た。続いてただちに内外両面軸流焼入れ装置によ
り水焼入れし、その後620℃〜680℃程度に焼もど
しして、各鋼材の降伏強さ（σｙ）を80Kgｆ／mm2
にそろえた。
【表】
上述の実施例により得られた各鋼材に対し、
NACE法に準拠して硫化物応力腐食割れ試験を行
つた。すなわち、鋼材の中心部から採取した直径
2.54mmの丸棒平滑試験片を、945ｇの水に対し塩
化ナトリウム50ｇおよび氷酢酸５ｇを加えた硫化
水素飽和水溶液中に浸漬し、降伏強さσｙに対し
50〜100％の引張応力を負荷して常温常圧で30日
間経過した後、割れの有無を観察した。割れを発
生しない最高応力を臨界応力（σth）として、硫
化物応力腐食割れ抵抗性をσth／σｙで評価し
た。その値を各成分の鋼材の各断面収縮比Ｒに対
応して第４図に示す。この硫化物応力腐食割れ抵
抗性σth／σｙの値が0.75以上であれば耐硫化物
応力腐食割れ抵抗性が良好であると判断できる
が、第４図から明らかなように、断面収縮比Ｒが
0.010から0.020の範囲でσth／σｙの値が急上昇
し、断面収縮比Ｒが0.015以上であればいずれの
成分の鋼材においてもσth／σｙが0.75以上を確
保することができた。 さらに別の実施例として、前記の第１表に示す
成分の鋼Ａ，Ｂ，Ｃにつき、前記同様に予め素管
に加工しておきかつAr1変態点以下に冷却してお
いてものを素材とし、その素材鋼管を加熱後、サ
イザもしくはストレツチレデユーサにより熱間圧
延し、さらに焼入れや焼もどしを行なつたので、
その具体的条件を第２表に示す。また得られた鋼
管の降伏強さおよび硫化物応力腐食割れ抵抗性
（σth／σy）を前述と同様にして調べた結果を第
２表に併せて示す。また比較例として、熱間圧延
前の加熱温度が高過ぎる例（No.６）、最終の熱間
圧延における断面収縮比Ｒが0.015に満たない例
（No.７，，No.８，No.11）、ストレツチレデユーサも
しくはサイザによる熱間圧延前に一旦Ar1変態点
以下に冷却しなかつた例（No.９，No.10：但しNo.10
は最終熱間圧延における断面収縮比Ｒが0.015に
満たない例でもある）について、第２表に併せて
示す。 第２表から、この発明の方法による場合（No.１
〜No.５）はいずれも耐硫化物応力腐食割れ性が優
れていることが明らかである。
NACE法に準拠して硫化物応力腐食割れ試験を行
つた。すなわち、鋼材の中心部から採取した直径
2.54mmの丸棒平滑試験片を、945ｇの水に対し塩
化ナトリウム50ｇおよび氷酢酸５ｇを加えた硫化
水素飽和水溶液中に浸漬し、降伏強さσｙに対し
50〜100％の引張応力を負荷して常温常圧で30日
間経過した後、割れの有無を観察した。割れを発
生しない最高応力を臨界応力（σth）として、硫
化物応力腐食割れ抵抗性をσth／σｙで評価し
た。その値を各成分の鋼材の各断面収縮比Ｒに対
応して第４図に示す。この硫化物応力腐食割れ抵
抗性σth／σｙの値が0.75以上であれば耐硫化物
応力腐食割れ抵抗性が良好であると判断できる
が、第４図から明らかなように、断面収縮比Ｒが
0.010から0.020の範囲でσth／σｙの値が急上昇
し、断面収縮比Ｒが0.015以上であればいずれの
成分の鋼材においてもσth／σｙが0.75以上を確
保することができた。 さらに別の実施例として、前記の第１表に示す
成分の鋼Ａ，Ｂ，Ｃにつき、前記同様に予め素管
に加工しておきかつAr1変態点以下に冷却してお
いてものを素材とし、その素材鋼管を加熱後、サ
イザもしくはストレツチレデユーサにより熱間圧
延し、さらに焼入れや焼もどしを行なつたので、
その具体的条件を第２表に示す。また得られた鋼
管の降伏強さおよび硫化物応力腐食割れ抵抗性
（σth／σy）を前述と同様にして調べた結果を第
２表に併せて示す。また比較例として、熱間圧延
前の加熱温度が高過ぎる例（No.６）、最終の熱間
圧延における断面収縮比Ｒが0.015に満たない例
（No.７，，No.８，No.11）、ストレツチレデユーサも
しくはサイザによる熱間圧延前に一旦Ar1変態点
以下に冷却しなかつた例（No.９，No.10：但しNo.10
は最終熱間圧延における断面収縮比Ｒが0.015に
満たない例でもある）について、第２表に併せて
示す。 第２表から、この発明の方法による場合（No.１
〜No.５）はいずれも耐硫化物応力腐食割れ性が優
れていることが明らかである。
【表】
【表】
前述の説明で明らかなようにこの発明の製造方
法によれば、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性
に優れた鋼管を、安価な通常成分の鋼を素材とし
て、簡単かつ容易に製造することができ、したが
つて油井管や油送管等に適した耐硫化物応力腐食
割れ性鋼材を低コストで提供することができる。
法によれば、硫化物応力腐食割れに対する抵抗性
に優れた鋼管を、安価な通常成分の鋼を素材とし
て、簡単かつ容易に製造することができ、したが
つて油井管や油送管等に適した耐硫化物応力腐食
割れ性鋼材を低コストで提供することができる。
第１図はこの発明の背景としての継目無鋼管の
製造工程の一例を示すブロツク図、第２図および
第３図はそれぞれ継目無鋼管の製造工程にこの発
明の方法を適用した列を示すブロツク図、第４図
はこの発明の実施例における断面収縮比Ｒと硫化
物応力腐食割れ抵抗性（σth／σｙ）との関係を
示すグラフである。
製造工程の一例を示すブロツク図、第２図および
第３図はそれぞれ継目無鋼管の製造工程にこの発
明の方法を適用した列を示すブロツク図、第４図
はこの発明の実施例における断面収縮比Ｒと硫化
物応力腐食割れ抵抗性（σth／σｙ）との関係を
示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ C0.15〜0.40％（重量％、以下同じ）、Si0.1
〜1.0％、Mn0.4〜2.0％、Al0.01〜0.10％、残部
実質的にFeおよび不可避的不純物からなり、か
つ予め製品の断面形状・寸法に近い断面形状・寸
法に加工されかつAr1変態点以下の温度まで冷却
されている鋼管を素材とし、その素材をAc3変態
点以上、オーステナイト結晶粒粗大化開始温度以
下の温度に加熱して、下記(1)式で定まる断面収縮
比Ｒが0.015以上となるようにサイザもしくはス
トレツチレデユーサにより熱間圧延した後、ただ
ちに焼入れし、その後Ac1変態点以下の温度で焼
もどしすることを特徴とする耐硫化物応力腐食割
れ性に優れた鋼管の製造方法。 Ｒ＝１−Ｓ２／Ｓ１ …(1) 但し、S1は熱間圧延前における主圧延方向に対
し直角をなす断面の面積、S2は熱間圧延後におけ
る主圧延方向に対し直角をなす断面の面積をあら
わす。 ２ 前記熱間圧延において断面収縮比Ｒが0.015
以上0.10以下となるように圧延する特許請求の範
囲第１項記載の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10898181A JPS589918A (ja) | 1981-07-11 | 1981-07-11 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10898181A JPS589918A (ja) | 1981-07-11 | 1981-07-11 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS589918A JPS589918A (ja) | 1983-01-20 |
| JPS6160894B2 true JPS6160894B2 (ja) | 1986-12-23 |
Family
ID=14498548
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10898181A Granted JPS589918A (ja) | 1981-07-11 | 1981-07-11 | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS589918A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6067623A (ja) * | 1983-09-21 | 1985-04-18 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入法による低炭素高強度継目無鋼管の製造方法 |
| JPS6254021A (ja) * | 1985-05-23 | 1987-03-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れる高強度継目無鋼管の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52152814A (en) * | 1976-06-14 | 1977-12-19 | Nippon Steel Corp | Thermo-mechanical treatment of seamless steel pipe |
-
1981
- 1981-07-11 JP JP10898181A patent/JPS589918A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS589918A (ja) | 1983-01-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4632000B2 (ja) | 継目無鋼管の製造方法 | |
| EP3354756B1 (en) | Online-controlled seamless steel tube cooling process and seamless steel tube manufacturing method with effective grain refinement | |
| US9708681B2 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil well use having excellent resistance to sulfide stress cracking | |
| US6846371B2 (en) | Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe | |
| EP2824198B1 (en) | Method for producing seamless steel pipe having high-strength and excellent sulfide stress cracking resistance | |
| JP5146051B2 (ja) | 靭性および変形能に優れた板厚：２５ｍｍ以上の高強度鋼管用鋼材およびその製造方法 | |
| EP2548987A1 (en) | Seamless steel pipe for steam injection, and method of manufacturing same | |
| US10233520B2 (en) | Low-alloy steel pipe for an oil well | |
| JPH0741856A (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 | |
| JPH06220536A (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度鋼管の製造法 | |
| US10392675B2 (en) | Seamless steel pipe and method for producing the same | |
| CN115702254A (zh) | 由钢成分制造高强度钢管的方法及其部件 | |
| JP2018035381A (ja) | ステンレス鋼管の製造方法 | |
| JPH04231414A (ja) | 高耐食性油井管の製造法 | |
| JP6202010B2 (ja) | 高強度２相ステンレス継目無鋼管の製造方法 | |
| JPH0545651B2 (ja) | ||
| JP2687841B2 (ja) | 低降伏比高張力鋼管の製造方法 | |
| JP2003105441A (ja) | 高強度・高靭性１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼継目無管の製造方法 | |
| JPS6160894B2 (ja) | ||
| JP3118623B2 (ja) | 抗張力８００ＭＰａ以上を有する非熱処理型電縫油井管の製造方法 | |
| JP2002060909A (ja) | 強度−靱性バランスに優れた油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管およびその製造方法 | |
| JP2705284B2 (ja) | 高強度継目無鋼管の製造方法 | |
| JPH0250915A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH05117749A (ja) | 低温靱性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法 | |
| JPS5940890B2 (ja) | 低温靭性の優れた鋼材の製造方法 |