JP2000017389A - 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 - Google Patents
靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼Info
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【課題】旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５
５１に規定される粒度番号の７番以下の粗粒にもかかわ
らず、良好な靱性を有するＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無
鋼管とそのためのＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．０％を含み、主な組織が焼戻しマル
テンサイトで、その粒界にＭ23Ｃ6 タイプを除く炭化物
で、主としてＭＣ3 タイプの炭化物が析出しているＣｒ
−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管。合金成分のＣ、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏＬ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ
の重量％は特定されており、下記の式で求められる有
効Ｂの量［Ｂ］が０〜０．０００５％未満であり、かつ
ＣｒとＭｏの関係が下記式を満たす合金 ［Ｂ］＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ・
・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５５・・・
５１に規定される粒度番号の７番以下の粗粒にもかかわ
らず、良好な靱性を有するＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無
鋼管とそのためのＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼を提供する。 【解決手段】重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．０％を含み、主な組織が焼戻しマル
テンサイトで、その粒界にＭ23Ｃ6 タイプを除く炭化物
で、主としてＭＣ3 タイプの炭化物が析出しているＣｒ
−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管。合金成分のＣ、Ｓｉ、Ｍ
ｎ、Ｐ、Ｓ、ｓｏＬ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎ、Ｂ
の重量％は特定されており、下記の式で求められる有
効Ｂの量［Ｂ］が０〜０．０００５％未満であり、かつ
ＣｒとＭｏの関係が下記式を満たす合金 ［Ｂ］＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ・
・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５５・・・
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、靭性に優れたＣｒ
−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管とこの継目無鋼管用のＣｒ
−Ｍｏ系低合金鋼に関する。より詳しくは、熱間による
製管後、管をＡr3変態点以下の温度に冷却せず、熱間加
工時の保有熱を有効に利用して焼入れ処理し、次いで焼
戻し処理する、いわゆるインライン熱処理プロセスによ
って製造されるＣｒ−Ｍｏ系の低合金鋼からなる継目無
鋼管で、主な組織が焼戻しマルテンサイト、旧オーステ
ナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒
度番号の７番以下であるにもかかわらず、靱性が優れた
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管とそのためのＣｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼に関する。
−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管とこの継目無鋼管用のＣｒ
−Ｍｏ系低合金鋼に関する。より詳しくは、熱間による
製管後、管をＡr3変態点以下の温度に冷却せず、熱間加
工時の保有熱を有効に利用して焼入れ処理し、次いで焼
戻し処理する、いわゆるインライン熱処理プロセスによ
って製造されるＣｒ−Ｍｏ系の低合金鋼からなる継目無
鋼管で、主な組織が焼戻しマルテンサイト、旧オーステ
ナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒
度番号の７番以下であるにもかかわらず、靱性が優れた
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管とそのためのＣｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】継目無鋼管は、溶接管に比較して信頼性
が高いので、過酷な油井環境や高温環境で使用されるこ
とが多く、高強度化、靱性向上および耐サワー性の向上
が常に要求されている。これらの要求を満たすため、従
来は、１．５％までのＣｒと１．０％までのＭｏを含有
する例えば１Ｃｒ−０．５Ｍｏ鋼に代表される焼入れ性
の高いＣｒ−Ｍｏ鋼を用い、オフラインの調質処理によ
って結晶粒の大きさがＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定され
る粒度番号で８番以上の微細粒にして製造されてきた。
しかし、生産効率や省エネルギーの観点から考えると、
インラインの熱処理の方が有利である。
が高いので、過酷な油井環境や高温環境で使用されるこ
とが多く、高強度化、靱性向上および耐サワー性の向上
が常に要求されている。これらの要求を満たすため、従
来は、１．５％までのＣｒと１．０％までのＭｏを含有
する例えば１Ｃｒ−０．５Ｍｏ鋼に代表される焼入れ性
の高いＣｒ−Ｍｏ鋼を用い、オフラインの調質処理によ
って結晶粒の大きさがＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定され
る粒度番号で８番以上の微細粒にして製造されてきた。
しかし、生産効率や省エネルギーの観点から考えると、
インラインの熱処理の方が有利である。
【０００３】そこで、加工熱処理をうまく活用して結晶
粒の微細化を図ることによって靭性を確保し、オフライ
ンの熱処理を省略することが検討されてきた。例えば、
特開昭６１−２３８９１７号公報には、インラインで冷
却、加熱を組み合わせて組織の微細化を図った後、直接
焼入れすることによって靭性の良好な鋼材を得る方法が
示されている。
粒の微細化を図ることによって靭性を確保し、オフライ
ンの熱処理を省略することが検討されてきた。例えば、
特開昭６１−２３８９１７号公報には、インラインで冷
却、加熱を組み合わせて組織の微細化を図った後、直接
焼入れすることによって靭性の良好な鋼材を得る方法が
示されている。
【０００４】しかし、適切な温度での加工と冷却、再加
熱を必要とするため、省エネルギー量はそれほど大きく
ない。また、装置の制約から、すべての製造サイズに適
用することが困難であるといった問題点があった。した
がって、インラインの熱処理で得られる比較的粗粒の結
晶粒径であっても靭性が確保できる手段が必要とされて
た。
熱を必要とするため、省エネルギー量はそれほど大きく
ない。また、装置の制約から、すべての製造サイズに適
用することが困難であるといった問題点があった。した
がって、インラインの熱処理で得られる比較的粗粒の結
晶粒径であっても靭性が確保できる手段が必要とされて
た。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、比較
的粗粒の結晶粒径、具体的には旧オーステナイト結晶粒
度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒度番号の７番
以下の粗粒にもかかわらず、良好な靱性を有するＣｒ−
Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管とそのためのＣｒ−Ｍｏ系低
合金鋼を提供することにある。
的粗粒の結晶粒径、具体的には旧オーステナイト結晶粒
度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒度番号の７番
以下の粗粒にもかかわらず、良好な靱性を有するＣｒ−
Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管とそのためのＣｒ−Ｍｏ系低
合金鋼を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は、下記
（１）の靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管
と、下記（２）および（３）の継目無鋼管用のＣｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼にある。
（１）の靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管
と、下記（２）および（３）の継目無鋼管用のＣｒ−Ｍ
ｏ系低合金鋼にある。
【０００７】（１）重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％を含むＣｒ−Ｍｏ系低合
金鋼継目無鋼管であって、主な組織が焼戻しマルテンサ
イトで、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５
５１に規定される粒度番号の７番以下であり、旧オース
テナイト粒界にＭ23Ｃ6 を除くタイプで、主としてＭ3
Ｃ タイプの炭化物が析出しているＣｒ−Ｍｏ系低合金
鋼継目無鋼管。
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％を含むＣｒ−Ｍｏ系低合
金鋼継目無鋼管であって、主な組織が焼戻しマルテンサ
イトで、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５
５１に規定される粒度番号の７番以下であり、旧オース
テナイト粒界にＭ23Ｃ6 を除くタイプで、主としてＭ3
Ｃ タイプの炭化物が析出しているＣｒ−Ｍｏ系低合金
鋼継目無鋼管。
【０００８】（２）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５
％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５
％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜
１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．
０５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１５％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０
％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以
下、Ｂ：０〜０．００３０％、残部はＦｅおよび不可避
的不純物からなり、下記の式または式で求められる
有効Ｂの量〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満であり、か
つＣｒとＭｏの関係が下記の式を満たす化学組成を有
する継目無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼。
％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５
％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜
１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．
０５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１５％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０
％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以
下、Ｂ：０〜０．００３０％、残部はＦｅおよび不可避
的不純物からなり、下記の式または式で求められる
有効Ｂの量〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満であり、か
つＣｒとＭｏの関係が下記の式を満たす化学組成を有
する継目無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼。
【０００９】 Ｔｉ＜３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ ・・・ Ｔｉ≧３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ ・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５５ ・・・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、各式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の
含有量（重量％）である。
含有量（重量％）である。
【００１０】（３）重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５
％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５
％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜
１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．
０５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１５％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０
％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以
下、Ｂ：０〜０．００３０％、残部はＦｅおよび不可避
的不純物であり、下記の式または式で求められる有
効Ｂの量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％であ
り、かつＣｒとＭｏの関係が下記の式を満たす化学組
成を有する継目無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼。
％、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５
％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００４％以下、ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜
１．５％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．
０５％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１５％、
Ｃａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０
％、ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以
下、Ｂ：０〜０．００３０％、残部はＦｅおよび不可避
的不純物であり、下記の式または式で求められる有
効Ｂの量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％であ
り、かつＣｒとＭｏの関係が下記の式を満たす化学組
成を有する継目無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼。
【００１１】 Ｔｉ＜３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ ・・・ Ｔｉ≧３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ ・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６ ・・・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、元素記号は、鋼中のそれぞれの含有量（重量
％）である。
％）である。
【００１２】上記の（２）と（３）に記載の本発明合金
鋼は、Ｐの含有量が０．０１５％以下であることが好ま
しい。
鋼は、Ｐの含有量が０．０１５％以下であることが好ま
しい。
【００１３】上記の本発明は、下記の知見に基づいて完
成された。すなわち、本発明者らは、生産効率や省エネ
ルギーの観点からインライン熱処理プロセスによって製
造された結晶粒径が粗大なＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無
鋼管の靱性を向上させる方法について鋭意検討した結
果、次のことが判明した。
成された。すなわち、本発明者らは、生産効率や省エネ
ルギーの観点からインライン熱処理プロセスによって製
造された結晶粒径が粗大なＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無
鋼管の靱性を向上させる方法について鋭意検討した結
果、次のことが判明した。
【００１４】熱間での加工後、室温付近にまで一旦冷却
された鋼材をＡC3変態点以上に再加熱して焼入れ焼戻し
処理を行う、いわゆるオフライン熱処理プロセスで製造
される鋼材では、旧オーステナイト粒界に析出するＭ23
Ｃ6 タイプの炭化物が粗大になると靭性が低下する。そ
こで、焼入れ時に炭化物の粗大化を助長するＢ含有量を
適正化すれば、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物が微細となり、
十分な靭性の確保が可能なことが知られている（鉄と
鋼、ｖｏｌ．７２、No. ２、２３３頁（１９８６）参
照）。
された鋼材をＡC3変態点以上に再加熱して焼入れ焼戻し
処理を行う、いわゆるオフライン熱処理プロセスで製造
される鋼材では、旧オーステナイト粒界に析出するＭ23
Ｃ6 タイプの炭化物が粗大になると靭性が低下する。そ
こで、焼入れ時に炭化物の粗大化を助長するＢ含有量を
適正化すれば、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物が微細となり、
十分な靭性の確保が可能なことが知られている（鉄と
鋼、ｖｏｌ．７２、No. ２、２３３頁（１９８６）参
照）。
【００１５】オフライン熱処理プロセスで製造され、そ
の旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に
規定される粒度番号の８番以上である微細粒組織の鋼材
の場合には、確かに上記の方法で十分である。しかし、
インライン熱処理プロセスで製造され、その旧オーステ
ナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒
度番号の７番以下の粗粒組織の鋼材の場合、Ｂ含有量を
制御するだけでは、靱性は全く向上しない。
の旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に
規定される粒度番号の８番以上である微細粒組織の鋼材
の場合には、確かに上記の方法で十分である。しかし、
インライン熱処理プロセスで製造され、その旧オーステ
ナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒
度番号の７番以下の粗粒組織の鋼材の場合、Ｂ含有量を
制御するだけでは、靱性は全く向上しない。
【００１６】そこで、上記の課題を達成するために、旧
オーステナイト結晶粒度がＪＩＳＧ ０５５１に規定さ
れる粒度番号の７番以下の粗粒組織のＣｒ−Ｍｏ系低合
金鋼材の靭性を支配する因子を見いだす調査を行った。
その結果、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物をＭ
23Ｃ6 タイプからＭ3Ｃ タイプに変化させると、粗粒組
織であるにもかかわらず、靱性が飛躍的に向上する。ま
た、Ｍ3Ｃ タイプの炭化物は、Ｂ、ＣｒおよびＭｏの含
有量を次のように制御すれば、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物
に変わって確実に粒界に析出する。
オーステナイト結晶粒度がＪＩＳＧ ０５５１に規定さ
れる粒度番号の７番以下の粗粒組織のＣｒ−Ｍｏ系低合
金鋼材の靭性を支配する因子を見いだす調査を行った。
その結果、旧オーステナイト粒界に析出する炭化物をＭ
23Ｃ6 タイプからＭ3Ｃ タイプに変化させると、粗粒組
織であるにもかかわらず、靱性が飛躍的に向上する。ま
た、Ｍ3Ｃ タイプの炭化物は、Ｂ、ＣｒおよびＭｏの含
有量を次のように制御すれば、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物
に変わって確実に粒界に析出する。
【００１７】先ず第１に、鋼に含まれるＢの含有量を
０．００３０％以下に制限する。そのうえで、焼入れ前
においてＮと結合していないフリーなＢ（本明細書にお
いてはこれを有効Ｂという）であって、上記の式また
は式で求められる有効Ｂ量〔Ｂ〕を０〜０．０００５
％未満にするとともに、ＣｒとＭｏの含有量を前記の
式を満たす値にする。または、有効Ｂ量〔Ｂ〕を０．０
００５〜０．００１５％にするとともに、ＣｒとＭｏの
含有量を前記の式を満たす値にする。
０．００３０％以下に制限する。そのうえで、焼入れ前
においてＮと結合していないフリーなＢ（本明細書にお
いてはこれを有効Ｂという）であって、上記の式また
は式で求められる有効Ｂ量〔Ｂ〕を０〜０．０００５
％未満にするとともに、ＣｒとＭｏの含有量を前記の
式を満たす値にする。または、有効Ｂ量〔Ｂ〕を０．０
００５〜０．００１５％にするとともに、ＣｒとＭｏの
含有量を前記の式を満たす値にする。
【００１８】図１と図２は、ＣｒとＭｏの含有量および
上記の有効Ｂ量〔Ｂ〕がＭ3Ｃ タイプの炭化物析出に及
ぼす影響と、靱性との関係を示す図の一例で、図１は有
効Ｂ量〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満、図２は有効Ｂ
量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％で、いずれも
ＴｉとＮの含有量がそれぞれ０〜０．０３％、０．００
３０〜０．００７０％の場合である。
上記の有効Ｂ量〔Ｂ〕がＭ3Ｃ タイプの炭化物析出に及
ぼす影響と、靱性との関係を示す図の一例で、図１は有
効Ｂ量〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満、図２は有効Ｂ
量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％で、いずれも
ＴｉとＮの含有量がそれぞれ０〜０．０３％、０．００
３０〜０．００７０％の場合である。
【００１９】なお、図中の「○」印は、粒界にＭ23Ｃ6
タイプの炭化物が全く析出しておらず、Ｍ3Ｃ タイプの
炭化物のみで靱性が良好なことを示し、「●」印は、粒
界にＭ3Ｃ タイプの炭化物に加えてＭ23Ｃ6 タイプの炭
化物が析出していて靱性が良好でないことを示してい
る。
タイプの炭化物が全く析出しておらず、Ｍ3Ｃ タイプの
炭化物のみで靱性が良好なことを示し、「●」印は、粒
界にＭ3Ｃ タイプの炭化物に加えてＭ23Ｃ6 タイプの炭
化物が析出していて靱性が良好でないことを示してい
る。
【００２０】ここで、上記のＭ23Ｃ6 またはＭ3Ｃ にお
けるＭは、Ｃｒが主で、そのほかＦｅ、Ｍｏ、Ｍｎなど
である。
けるＭは、Ｃｒが主で、そのほかＦｅ、Ｍｏ、Ｍｎなど
である。
【００２１】上記の各条件のもとに、不純物中のＰの含
有量を０．０１５％以下にすると、靭性が一段と向上す
る。
有量を０．０１５％以下にすると、靭性が一段と向上す
る。
【００２２】
【発明の実施の形態】最初に、本発明の靭性に優れたＣ
ｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管を得るのに用いて最も好
適な本発明になるＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼について説明す
る。なお、以下において、「％」は「重量％」を意味す
る。
ｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管を得るのに用いて最も好
適な本発明になるＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼について説明す
る。なお、以下において、「％」は「重量％」を意味す
る。
【００２３】《鋼の化学組成について》 Ｃ：Ｃは、強度を確保する目的で添加する。しかし、そ
の含有量が０．１５％未満であると、焼入性が不足し、
焼戻温度を低下させても必要とする強度を確保すること
が難しい。一方、０．３５％を超えて含有させると、Ｃ
ｒとＭｏの含有量を後述するように抑制しても、Ｍ23Ｃ
6 タイプの炭化物が粒界に析出するのを抑制できず、靭
性が低下する。また、焼き割れが発生しやすくなり、大
量生産が困難になる。このため、Ｃ含有量は０．１５〜
０．３５％とした。好ましい範囲は０．２０〜０．２８
％、より好ましい範囲は０．２２〜０．２５％である。
の含有量が０．１５％未満であると、焼入性が不足し、
焼戻温度を低下させても必要とする強度を確保すること
が難しい。一方、０．３５％を超えて含有させると、Ｃ
ｒとＭｏの含有量を後述するように抑制しても、Ｍ23Ｃ
6 タイプの炭化物が粒界に析出するのを抑制できず、靭
性が低下する。また、焼き割れが発生しやすくなり、大
量生産が困難になる。このため、Ｃ含有量は０．１５〜
０．３５％とした。好ましい範囲は０．２０〜０．２８
％、より好ましい範囲は０．２２〜０．２５％である。
【００２４】Ｓｉ：Ｓｉは、通常、鋼の脱酸を目的に添
加され、焼戻し軟化抵抗を高めて強度上昇に寄与する元
素である。脱酸の効果は、０．１％以上の含有量で得ら
れる。しかし、１．５％を超えて含有させると、熱間加
工性が著しく乏しくなる。このため、Ｓｉ含有量は０．
１〜１．５％とした。好ましい範囲は０．３〜０．８％
である。
加され、焼戻し軟化抵抗を高めて強度上昇に寄与する元
素である。脱酸の効果は、０．１％以上の含有量で得ら
れる。しかし、１．５％を超えて含有させると、熱間加
工性が著しく乏しくなる。このため、Ｓｉ含有量は０．
１〜１．５％とした。好ましい範囲は０．３〜０．８％
である。
【００２５】Ｍｎ：Ｍｎは、鋼の焼入性を増し、継目無
鋼管の強度を確保するのに有効な元素である。しかし、
その含有量が０．１％未満では、焼入性が不足し、強度
および靱性がともに低下する。一方、２．５％を超えて
含有させると偏析を増し、かえって靱性を低下させる。
このため、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５％とした。
鋼管の強度を確保するのに有効な元素である。しかし、
その含有量が０．１％未満では、焼入性が不足し、強度
および靱性がともに低下する。一方、２．５％を超えて
含有させると偏析を増し、かえって靱性を低下させる。
このため、Ｍｎ含有量は０．１〜２．５％とした。
【００２６】なお、Ｍｎは、後述するＣｒ、Ｍｏに比べ
ると小さいものの、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物を析出させ
る作用を有している。したがって、その含有量は、高靭
性を確保する観点からはできるだけ少ない方が好まし
く、高くても０．８％程度まで、より好ましくは０．５
％までとするのが望ましい。
ると小さいものの、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物を析出させ
る作用を有している。したがって、その含有量は、高靭
性を確保する観点からはできるだけ少ない方が好まし
く、高くても０．８％程度まで、より好ましくは０．５
％までとするのが望ましい。
【００２７】Ｐ：Ｐは、不純物として鋼中に不可避的に
存在する。その含有量が０．０５％を超えると、粒界に
偏析して靱性を低下させるので０．０５％以下とした。
なお、より一層の靭性向上を図る観点からはその含有量
を低減するのが好ましく、０．０１５％以下にすると良
好な靭性が得られ、さらに０．００８％以下にすると靭
性がより一層良好になる。
存在する。その含有量が０．０５％を超えると、粒界に
偏析して靱性を低下させるので０．０５％以下とした。
なお、より一層の靭性向上を図る観点からはその含有量
を低減するのが好ましく、０．０１５％以下にすると良
好な靭性が得られ、さらに０．００８％以下にすると靭
性がより一層良好になる。
【００２８】Ｓ：Ｓは、上記のＰと同様に、不純物とし
て鋼中に不可避的に存在する。その含有量が０．００４
％を超えると、上記のＭｎまたは後述の添加する場合の
ＣａやＲＥＭと結合して介在物を形成し、靱性を低下さ
せるので、０．００４％以下とした。なお、より一層の
靭性向上を図る観点からはその含有量を低減するのが好
ましく、０．００１５％以下にすると良好な靭性が得ら
れ、さらに０．０００８％以下にすると靭性がより一層
良好になる。
て鋼中に不可避的に存在する。その含有量が０．００４
％を超えると、上記のＭｎまたは後述の添加する場合の
ＣａやＲＥＭと結合して介在物を形成し、靱性を低下さ
せるので、０．００４％以下とした。なお、より一層の
靭性向上を図る観点からはその含有量を低減するのが好
ましく、０．００１５％以下にすると良好な靭性が得ら
れ、さらに０．０００８％以下にすると靭性がより一層
良好になる。
【００２９】ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは、鋼の脱酸のために
必要な元素である。しかし、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ
で０．００１％未満であると脱酸不足によって鋼質が劣
化し、靱性が低下する。一方、ｓｏｌ．Ａｌで０．１％
を超えて含有させると、かえって靱性の低下を招くため
好ましくない。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０
０１％〜０．１％とした。好ましい範囲は０．０１〜
０．０４％である。
必要な元素である。しかし、その含有量がｓｏｌ．Ａｌ
で０．００１％未満であると脱酸不足によって鋼質が劣
化し、靱性が低下する。一方、ｓｏｌ．Ａｌで０．１％
を超えて含有させると、かえって靱性の低下を招くため
好ましくない。このため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０
０１％〜０．１％とした。好ましい範囲は０．０１〜
０．０４％である。
【００３０】Ｃｒ、Ｍｏ：Ｃｒは、焼入性を高めるのに
有用な元素である。しかし、その含有量が０．０５％未
満であると焼入性に劣るので、必要な強度が得られな
い。一方、１．５％を超えて含有させると、靱性の低下
が大きい。このため、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．５％
とした。
有用な元素である。しかし、その含有量が０．０５％未
満であると焼入性に劣るので、必要な強度が得られな
い。一方、１．５％を超えて含有させると、靱性の低下
が大きい。このため、Ｃｒ含有量は０．０５〜１．５％
とした。
【００３１】Ｍｏは、焼入性および焼戻軟化抵抗を高め
るために添加する。また、耐サワー性能を向上させる効
果もある。しかし、その含有量が０．０５％未満では上
記の効果が得られない。一方、１．０％を超えて含有さ
せると、靱性が悪化する。このため、Ｍｏ含有量は０．
０５〜１．０％とした。
るために添加する。また、耐サワー性能を向上させる効
果もある。しかし、その含有量が０．０５％未満では上
記の効果が得られない。一方、１．０％を超えて含有さ
せると、靱性が悪化する。このため、Ｍｏ含有量は０．
０５〜１．０％とした。
【００３２】ただし、ＣｒとＭｏの含有量は、両者のバ
ランスが重要で、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物が粒界に析出
するのを抑制し、Ｍ3Ｃ タイプの他に靱性に悪影響を及
ぼさないＭＣタイプやＭ6ＣタイプさらにはＭ7Ｃ3タイ
プなどの炭化物が若干含まれることもあるが、主として
Ｍ3Ｃ タイプの炭化物を粒界に析出させるためには、後
に詳述する有効Ｂ量〔Ｂ〕に応じて下記の式または
式を満たす量でなければならない。すなわち、有効Ｂ量
〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満の場合には式を満た
す量、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％
の場合には式を満たす量とする必要がある。
ランスが重要で、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化物が粒界に析出
するのを抑制し、Ｍ3Ｃ タイプの他に靱性に悪影響を及
ぼさないＭＣタイプやＭ6ＣタイプさらにはＭ7Ｃ3タイ
プなどの炭化物が若干含まれることもあるが、主として
Ｍ3Ｃ タイプの炭化物を粒界に析出させるためには、後
に詳述する有効Ｂ量〔Ｂ〕に応じて下記の式または
式を満たす量でなければならない。すなわち、有効Ｂ量
〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満の場合には式を満た
す量、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％
の場合には式を満たす量とする必要がある。
【００３３】Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５５ ・・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６ ・・・ ここで、元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の含有量
（重量％）である。
（重量％）である。
【００３４】Ｎｂ：Ｎｂは、インライン熱処理プロセス
で製造された継目無鋼管の強度バラツキを大きくする作
用を有するので、強度バラツキを抑制する観点からは添
加しない方がよい。しかし、Ｎｂは、二次析出によって
鋼を大幅に強化し、強度の向上に大きく寄与する元素で
ある。したがって、その効果を得たい場合には、Ｎｂを
添加することができる。しかし、０．００５％未満の含
有量では上記の効果が得られない。一方、０．０５％を
超えて含有させると、強度バラツキおよび靭性低下が大
きくなる。このため、添加する場合のＮｂ含有量は０．
００５〜０．０５％とするのが望ましく、より好ましく
は０．００５〜０．０２％とするのが望ましい。
で製造された継目無鋼管の強度バラツキを大きくする作
用を有するので、強度バラツキを抑制する観点からは添
加しない方がよい。しかし、Ｎｂは、二次析出によって
鋼を大幅に強化し、強度の向上に大きく寄与する元素で
ある。したがって、その効果を得たい場合には、Ｎｂを
添加することができる。しかし、０．００５％未満の含
有量では上記の効果が得られない。一方、０．０５％を
超えて含有させると、強度バラツキおよび靭性低下が大
きくなる。このため、添加する場合のＮｂ含有量は０．
００５〜０．０５％とするのが望ましく、より好ましく
は０．００５〜０．０２％とするのが望ましい。
【００３５】Ｔｉ：Ｔｉは、添加しなくてもよい。添加
すれば、Ｎとの結合力が強いので、高温から安定なＴｉ
Ｎを形成してＮを固定し、焼入れ時に鋼中のＢがＢＮに
なるのを阻止して焼入性に有効なフリーなＢにする作用
がある。また、二次析出効果によって鋼を強化し、強度
を向上させる作用もある。したがって、その効果を得た
い場合には、Ｔｉを添加することができる。しかし、
０．００５％未満の含有量では上記の効果が得られな
い。一方、０．０５％を超えて含有させると、ＴｉＮや
ＴｉＣが多量に析出して靭性が低下する。このため、添
加する場合のＴｉ含有量は０．００５〜０．０５％とす
るのが望ましく、より好ましくは０．００５〜０．０３
％とするのが望ましい。
すれば、Ｎとの結合力が強いので、高温から安定なＴｉ
Ｎを形成してＮを固定し、焼入れ時に鋼中のＢがＢＮに
なるのを阻止して焼入性に有効なフリーなＢにする作用
がある。また、二次析出効果によって鋼を強化し、強度
を向上させる作用もある。したがって、その効果を得た
い場合には、Ｔｉを添加することができる。しかし、
０．００５％未満の含有量では上記の効果が得られな
い。一方、０．０５％を超えて含有させると、ＴｉＮや
ＴｉＣが多量に析出して靭性が低下する。このため、添
加する場合のＴｉ含有量は０．００５〜０．０５％とす
るのが望ましく、より好ましくは０．００５〜０．０３
％とするのが望ましい。
【００３６】Ｖ：Ｖは、添加しなくてもよい。添加すれ
ば、上記のＮｂやＴｉと同様に、二次析出効果によって
鋼を強化し、強度を向上させる作用がある。また、Ｖ
は、熱間加工時のＶＣの溶解度が大きいため、インライ
ンでの焼入時に全て固溶しており、強度バラツキの原因
にはならない。したがって、その効果を得たい場合に
は、Ｖを添加することができる。しかし、０．０１％未
満の含有量では上記の効果が得られない。一方、０．３
０％を超えて含有させると靱性が大きく劣化する。この
ため、添加する場合のＶ含有量は０．０１〜０．３０％
とするのが望ましく、より好ましくは０．０５〜０．２
５％とするのが望ましい。
ば、上記のＮｂやＴｉと同様に、二次析出効果によって
鋼を強化し、強度を向上させる作用がある。また、Ｖ
は、熱間加工時のＶＣの溶解度が大きいため、インライ
ンでの焼入時に全て固溶しており、強度バラツキの原因
にはならない。したがって、その効果を得たい場合に
は、Ｖを添加することができる。しかし、０．０１％未
満の含有量では上記の効果が得られない。一方、０．３
０％を超えて含有させると靱性が大きく劣化する。この
ため、添加する場合のＶ含有量は０．０１〜０．３０％
とするのが望ましく、より好ましくは０．０５〜０．２
５％とするのが望ましい。
【００３７】Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ これらの元素は、添加しなくてもよい。添加すれば、こ
れらの元素は鋼中のＳと反応して溶鋼中で硫酸化物を生
成する。この硫酸化物は、圧延加工後も球状であり、圧
延方向に伸びることがない。このため、圧延直角方向の
衝撃性質を向上させ、さらには水素誘起割れを抑制する
作用もある。したがって、その効果を得たい場合には、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｙなど）のうち
から選ばれた１種または２種以上を添加することができ
る。
れらの元素は鋼中のＳと反応して溶鋼中で硫酸化物を生
成する。この硫酸化物は、圧延加工後も球状であり、圧
延方向に伸びることがない。このため、圧延直角方向の
衝撃性質を向上させ、さらには水素誘起割れを抑制する
作用もある。したがって、その効果を得たい場合には、
Ｃａ、ＭｇおよびＲＥＭ（Ｃｅ、Ｌａ、Ｙなど）のうち
から選ばれた１種または２種以上を添加することができ
る。
【００３８】しかし、いずれの元素も、その含有量が
０．０００５％未満では、上記の効果が得られない。一
方、いずれの元素も、０．００５０％を超えて含有させ
ると鋼中の介在物量が増え、清浄度が低下し、種々の性
能が低下する。このため、添加する場合のこれらの元素
の含有量は、いずれの元素も、０．０００５〜０．００
５０％とするのが望ましく、より好ましくは０．０００
０５〜０．００２５％とするのが望ましい。
０．０００５％未満では、上記の効果が得られない。一
方、いずれの元素も、０．００５０％を超えて含有させ
ると鋼中の介在物量が増え、清浄度が低下し、種々の性
能が低下する。このため、添加する場合のこれらの元素
の含有量は、いずれの元素も、０．０００５〜０．００
５０％とするのが望ましく、より好ましくは０．０００
０５〜０．００２５％とするのが望ましい。
【００３９】Ｎ：Ｎは、上記のＳ、Ｐと同様に、不純物
として鋼中に不可避的に存在し、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂ
と結合して窒化物を形成する。特に、その含有量が０．
０１％を超えると、ＡｌＮやＴｉＮが多量に析出し、靱
性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性に悪影響を及ぼす。こ
のため、Ｎ含有量は０．０１％以下とした。好ましい上
限は、０．００７％である。
として鋼中に不可避的に存在し、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂ
と結合して窒化物を形成する。特に、その含有量が０．
０１％を超えると、ＡｌＮやＴｉＮが多量に析出し、靱
性、耐ＳＳＣ性および耐ＨＩＣ性に悪影響を及ぼす。こ
のため、Ｎ含有量は０．０１％以下とした。好ましい上
限は、０．００７％である。
【００４０】Ｂ：Ｂは添加しなくてもよい。添加すれば
焼入れ性が向上し、特に厚肉の鋼管を製造する場合に有
効である。したがって、この効果を得たい場合には、Ｂ
を添加することができる。ただし、焼入れ性の向上に寄
与するＢは、Ｎと結合していないフリーなＢ（有効Ｂ）
である。しかし、その有効Ｂ量〔Ｂ〕は、Ｎと添加する
場合のＴｉの影響を大きく受け、両者の関係が「Ｔｉ＜
３．４１９×Ｎ」の場合には下記の式、「Ｔｉ≧３．
４１９×Ｎ」の場合には下記の式で求められる値にな
る。
焼入れ性が向上し、特に厚肉の鋼管を製造する場合に有
効である。したがって、この効果を得たい場合には、Ｂ
を添加することができる。ただし、焼入れ性の向上に寄
与するＢは、Ｎと結合していないフリーなＢ（有効Ｂ）
である。しかし、その有効Ｂ量〔Ｂ〕は、Ｎと添加する
場合のＴｉの影響を大きく受け、両者の関係が「Ｔｉ＜
３．４１９×Ｎ」の場合には下記の式、「Ｔｉ≧３．
４１９×Ｎ」の場合には下記の式で求められる値にな
る。
【００４１】 〔Ｂ〕＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ ・・・ 〔Ｂ〕＝Ｂ ・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・ すなわち、Ｎと添加する場合のＴｉの関係が「Ｔｉ＜
３．４１９×Ｎ」の場合には、添加したＴｉによってす
べてのＮがＴｉＮとして固定されず、過剰のＮがＢと結
合してＢＮを生成する。このため、有効Ｂ量〔Ｂ〕は添
加Ｂ量よりも減少し、上記の式で求められる値にな
る。なお、式で求められる値が「負」になる場合に
は、添加Ｂ量のすべてがＮと結合し、ＢＮとして固定さ
れることを意味するので、有効Ｂ量〔Ｂ〕は０となる。
３．４１９×Ｎ」の場合には、添加したＴｉによってす
べてのＮがＴｉＮとして固定されず、過剰のＮがＢと結
合してＢＮを生成する。このため、有効Ｂ量〔Ｂ〕は添
加Ｂ量よりも減少し、上記の式で求められる値にな
る。なお、式で求められる値が「負」になる場合に
は、添加Ｂ量のすべてがＮと結合し、ＢＮとして固定さ
れることを意味するので、有効Ｂ量〔Ｂ〕は０となる。
【００４２】これに対し、Ｎと添加する場合のＴｉの関
係が「Ｔｉ≧３．４１９×Ｎ」の場合には、添加したＴ
ｉによってすべてのＮがＴｉＮとして固定され、ＢＮは
生成しない。このため、この場合の有効Ｂ量〔Ｂ〕は添
加Ｂ量と等しので、式で表される値になる。
係が「Ｔｉ≧３．４１９×Ｎ」の場合には、添加したＴ
ｉによってすべてのＮがＴｉＮとして固定され、ＢＮは
生成しない。このため、この場合の有効Ｂ量〔Ｂ〕は添
加Ｂ量と等しので、式で表される値になる。
【００４３】焼入れ性向上効果は、有効Ｂ量〔Ｂ〕が
０．０００１％以上で得られる。しかし、過剰な有効Ｂ
は、靱性を低下させるＭ23Ｃ6 タイプの炭化物の粒界析
出を助長し、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ
０５５１に規定される粒度番号の７番以下の粗粒組織の
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼材の靱性を低下させる。
０．０００１％以上で得られる。しかし、過剰な有効Ｂ
は、靱性を低下させるＭ23Ｃ6 タイプの炭化物の粒界析
出を助長し、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ
０５５１に規定される粒度番号の７番以下の粗粒組織の
Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼材の靱性を低下させる。
【００４４】ところが、上記の有効Ｂを全く存在させな
いか、存在させてもその有効Ｂ量〔Ｂ〕を０．０００５
％未満にするとともに、ＣｒとＭｏの含有量を前述した
式を満たすように調整すれば、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化
物に代わって主としてＭ3Ｃタイプの炭化物が粒界に析
出し、靱性が飛躍的に向上する。
いか、存在させてもその有効Ｂ量〔Ｂ〕を０．０００５
％未満にするとともに、ＣｒとＭｏの含有量を前述した
式を満たすように調整すれば、Ｍ23Ｃ6 タイプの炭化
物に代わって主としてＭ3Ｃタイプの炭化物が粒界に析
出し、靱性が飛躍的に向上する。
【００４５】また、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５％以
上の領域では、その上限を０．００１５％に制限したう
えで、ＣｒとＭｏの含有量を前述したの関係を満たす
ように調整すれば、上記の場合と同様に、Ｍ23Ｃ6 タイ
プの炭化物に代わって主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物が
粒界に析出し、靱性が飛躍的に向上する。
上の領域では、その上限を０．００１５％に制限したう
えで、ＣｒとＭｏの含有量を前述したの関係を満たす
ように調整すれば、上記の場合と同様に、Ｍ23Ｃ6 タイ
プの炭化物に代わって主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物が
粒界に析出し、靱性が飛躍的に向上する。
【００４６】すなわち、ＣｒとＭｏの関係が前述した
式を満たす鋼では、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５％以
上であると、粒界にＭ23Ｃ6 タイプの炭化物が析出し、
靱性が著しく低下する。また、ＣｒとＭｏの関係が前述
した式を満たす鋼では、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．００１
５％を超えると、粒界にＭ23Ｃ6 タイプの炭化物が析出
し、靱性が著しく低下する。
式を満たす鋼では、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５％以
上であると、粒界にＭ23Ｃ6 タイプの炭化物が析出し、
靱性が著しく低下する。また、ＣｒとＭｏの関係が前述
した式を満たす鋼では、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．００１
５％を超えると、粒界にＭ23Ｃ6 タイプの炭化物が析出
し、靱性が著しく低下する。
【００４７】このため、本発明においては、前述した
式または式で求められる有効Ｂ量〔Ｂ〕を、ＣｒとＭ
ｏの関係が前述した式を満たす鋼については０〜０．
０００５％未満、式を満たす鋼については０．０００
５〜０．００１５％と定めた。
式または式で求められる有効Ｂ量〔Ｂ〕を、ＣｒとＭ
ｏの関係が前述した式を満たす鋼については０〜０．
０００５％未満、式を満たす鋼については０．０００
５〜０．００１５％と定めた。
【００４８】なお、鋼中のＢ含有量が０．００３０％を
超えると、炭硼化物の析出が多くなって耐硫化物応力割
れ性が低下する。また、冷却速度によってはかえって焼
入れ性が低下することもある。このため、Ｂ含有量の上
限は０．００３０％とした。
超えると、炭硼化物の析出が多くなって耐硫化物応力割
れ性が低下する。また、冷却速度によってはかえって焼
入れ性が低下することもある。このため、Ｂ含有量の上
限は０．００３０％とした。
【００４９】《本発明のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼
管について》本発明のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管
は、重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．
０５〜１．０％を含むＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管
であって、主な組織が焼戻しマルテンサイトで、旧オー
ステナイト結晶粒度がＪＩＳＧ ０５５１に規定される
粒度番号の７番以下であり、旧オーステナイト粒界にＭ
23Ｃ6 を除くタイプで、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物
が析出している継目無鋼管である。この継目無鋼管は、
上記の化学組成を有するＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のビレッ
トを素材とし、常法、例えばマンネスマン−マンドレル
ミル製管法によって熱間仕上げ成形された鋼管を、Ａr3
変態点以上の温度に維持した状態で、仕上げ圧延機の後
段に設けられた熱処理設備に供給して焼入れ処理し、そ
の後例えば６００〜７５０℃で焼戻し処理することによ
って製造される。
管について》本発明のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管
は、重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍｏ：０．
０５〜１．０％を含むＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管
であって、主な組織が焼戻しマルテンサイトで、旧オー
ステナイト結晶粒度がＪＩＳＧ ０５５１に規定される
粒度番号の７番以下であり、旧オーステナイト粒界にＭ
23Ｃ6 を除くタイプで、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物
が析出している継目無鋼管である。この継目無鋼管は、
上記の化学組成を有するＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼のビレッ
トを素材とし、常法、例えばマンネスマン−マンドレル
ミル製管法によって熱間仕上げ成形された鋼管を、Ａr3
変態点以上の温度に維持した状態で、仕上げ圧延機の後
段に設けられた熱処理設備に供給して焼入れ処理し、そ
の後例えば６００〜７５０℃で焼戻し処理することによ
って製造される。
【００５０】
【実施例】表１と表２に示す化学組成を有する２６種類
の鋼を準備した。なお、表中のNo. １〜２０は本発明
鋼、No. ２１〜２５は比較例鋼である。
の鋼を準備した。なお、表中のNo. １〜２０は本発明
鋼、No. ２１〜２５は比較例鋼である。
【００５１】
【表１】
【００５２】
【表２】
【００５３】上記の各鋼からなる外径２７６ｍｍのビレ
ットを作製し、１２５０℃に加熱した後、マンネスマン
−マンドレルミル製管法に供して外径２４４．５ｍｍ、
肉厚１３．８ｍｍの継目無鋼管に成形した。成形後の継
目無鋼管は、その温度がＡr3変態点以上である間に、仕
上げ圧延機の後段に設けられた熱処理設備を構成する炉
内温度が９５０℃の補加熱炉に装入して５分間在炉させ
て均一に補加熱した後に水焼入れした。次いで、水焼入
れ後の継目無鋼管は、上記の熱処理設備を構成する焼戻
し炉に装入し、表３に示す各条件で焼戻し処理するイン
ライン熱処理プロセスで製品管に仕上げた。
ットを作製し、１２５０℃に加熱した後、マンネスマン
−マンドレルミル製管法に供して外径２４４．５ｍｍ、
肉厚１３．８ｍｍの継目無鋼管に成形した。成形後の継
目無鋼管は、その温度がＡr3変態点以上である間に、仕
上げ圧延機の後段に設けられた熱処理設備を構成する炉
内温度が９５０℃の補加熱炉に装入して５分間在炉させ
て均一に補加熱した後に水焼入れした。次いで、水焼入
れ後の継目無鋼管は、上記の熱処理設備を構成する焼戻
し炉に装入し、表３に示す各条件で焼戻し処理するイン
ライン熱処理プロセスで製品管に仕上げた。
【００５４】得られた各製品管の長手方向から、ＡＰＩ
（アメリカ石油協会）規格の５ＣＴに規定される弧状引
張り試験片とＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるフルサ
イズの４号試験片とを採取して引張試験とシャルピー衝
撃試に供し、降伏強度（ＭＰａ）と破面遷移温度（℃）
を調べた。また、同様に、粒度測定試験片とミクロ観察
試験片を採取し、旧オーステナイトの結晶粒度の大きさ
（ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒度番号）と旧オ
ーステナイト粒界に析出した炭化物のタイプを抽出レプ
リカ法を用いて調べた。これらの調査結果を、表３に併
せて示した。
（アメリカ石油協会）規格の５ＣＴに規定される弧状引
張り試験片とＪＩＳ Ｚ ２２０２に規定されるフルサ
イズの４号試験片とを採取して引張試験とシャルピー衝
撃試に供し、降伏強度（ＭＰａ）と破面遷移温度（℃）
を調べた。また、同様に、粒度測定試験片とミクロ観察
試験片を採取し、旧オーステナイトの結晶粒度の大きさ
（ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定される粒度番号）と旧オ
ーステナイト粒界に析出した炭化物のタイプを抽出レプ
リカ法を用いて調べた。これらの調査結果を、表３に併
せて示した。
【００５５】
【表３】
【００５６】表３に示す結果から明らかなように、本発
明鋼のうち、有効Ｂ量〔Ｂ〕（表１と表２中の「※２」
欄に示す）が０〜０．０００５％未満で、かつ式「Ｍｏ
×Ｃｒ≦０．５５」を満たすNo. １〜１０の本発明鋼で
製造された継目無鋼管（No.１〜１０）は、すべて結晶
粒度番号が７番以下で、その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの
炭化物は析出しておらず、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化
物が析出していた。そのため、降伏強度が８２１ＭＰａ
以上と高強度にもかかわらず、破面遷移温度が−２１℃
以下で良好な靭性を有していた。なかでも、Ｐの含有量
を低減したNo.６〜１０の本発明鋼で製造された継目無
鋼管（No. ６〜１０）の靱性は、破面遷移温度が−４４
℃以下で一段と良好であった。
明鋼のうち、有効Ｂ量〔Ｂ〕（表１と表２中の「※２」
欄に示す）が０〜０．０００５％未満で、かつ式「Ｍｏ
×Ｃｒ≦０．５５」を満たすNo. １〜１０の本発明鋼で
製造された継目無鋼管（No.１〜１０）は、すべて結晶
粒度番号が７番以下で、その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの
炭化物は析出しておらず、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化
物が析出していた。そのため、降伏強度が８２１ＭＰａ
以上と高強度にもかかわらず、破面遷移温度が−２１℃
以下で良好な靭性を有していた。なかでも、Ｐの含有量
を低減したNo.６〜１０の本発明鋼で製造された継目無
鋼管（No. ６〜１０）の靱性は、破面遷移温度が−４４
℃以下で一段と良好であった。
【００５７】また、Ｂの含有量が０．０００５〜０．０
０３０％で、かつ式「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６」を満たす
No. １１〜２０の本発明鋼で製造された継目無鋼管（N
o. １１〜２０）も、すべて結晶粒度番号が７番以下
で、その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの炭化物は析出してお
らず、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物が析出していた。
そのため、降伏強度が８２３ＭＰａ以上と高強度にもか
かわらず、破面遷移温度が−２０℃以下で良好な靭性を
有していた。なかでも、Ｐの含有量を低減したNo.１６
〜２０の本発明鋼で製造された継目無鋼管（No. １６〜
２０）の靱性は、破面遷移温度が−４５℃以下で一段と
良好であった。
０３０％で、かつ式「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６」を満たす
No. １１〜２０の本発明鋼で製造された継目無鋼管（N
o. １１〜２０）も、すべて結晶粒度番号が７番以下
で、その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの炭化物は析出してお
らず、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物が析出していた。
そのため、降伏強度が８２３ＭＰａ以上と高強度にもか
かわらず、破面遷移温度が−２０℃以下で良好な靭性を
有していた。なかでも、Ｐの含有量を低減したNo.１６
〜２０の本発明鋼で製造された継目無鋼管（No. １６〜
２０）の靱性は、破面遷移温度が−４５℃以下で一段と
良好であった。
【００５８】これに対し、比較鋼のうち、各元素の含有
量は本発明で規定する範囲内ではあるが、ＣｒとＭｏの
関係が本発明で規定する上記の式「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５
５」または「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６」を満たさないNo.
２１〜２４の比較鋼で製造された継目無鋼管（No. ２１
〜２４）は、すべて結晶粒度番号が７番以下で、しかも
その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの炭化物のみが析出してい
た。そのため、降伏強度は８２８ＭＰａ以上と高強度で
はあるが、破面遷移温度が２０℃以上で靭性が劣ってい
た。
量は本発明で規定する範囲内ではあるが、ＣｒとＭｏの
関係が本発明で規定する上記の式「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５
５」または「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６」を満たさないNo.
２１〜２４の比較鋼で製造された継目無鋼管（No. ２１
〜２４）は、すべて結晶粒度番号が７番以下で、しかも
その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの炭化物のみが析出してい
た。そのため、降伏強度は８２８ＭＰａ以上と高強度で
はあるが、破面遷移温度が２０℃以上で靭性が劣ってい
た。
【００５９】また、各元素の含有量は本発明で規定する
範囲内で、かつＣｒとＭｏの関係も本発明で規定する上
記の式「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６」を満たすものの、有効
Ｂ量〔Ｂ〕が本発明で規定する値を満たさないNo. ２５
の比較鋼で製造された継目無鋼管（No. ２５）は、結晶
粒度番号が５．５番で、しかもその粒界にはＭ23Ｃ6タ
イプの炭化物のみが析出していた。そのため、降伏強度
は８２８ＭＰａと高強度ではあるが、破面遷移温度が４
１℃で靭性が著しく劣っていた。
範囲内で、かつＣｒとＭｏの関係も本発明で規定する上
記の式「Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６」を満たすものの、有効
Ｂ量〔Ｂ〕が本発明で規定する値を満たさないNo. ２５
の比較鋼で製造された継目無鋼管（No. ２５）は、結晶
粒度番号が５．５番で、しかもその粒界にはＭ23Ｃ6タ
イプの炭化物のみが析出していた。そのため、降伏強度
は８２８ＭＰａと高強度ではあるが、破面遷移温度が４
１℃で靭性が著しく劣っていた。
【００６０】さらに、ＣｒとＭｏの関係、Ｎ、ＴｉとＢ
の関係は本発明で規定する条件を満たすものの、Ｐの含
有量が０．０６１％と高いNo. ２６の比較鋼で製造され
た継目無鋼管（No. ２６）は、結晶粒度番号が７番以下
で、その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの炭化物は析出してお
らず、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物が析出していた。
しかし、Ｐの含有量が高すぎるために、降伏強度は８３
１ＭＰａと高強度ではあるが、破面遷移温度が１９℃で
靭性が劣っていた。
の関係は本発明で規定する条件を満たすものの、Ｐの含
有量が０．０６１％と高いNo. ２６の比較鋼で製造され
た継目無鋼管（No. ２６）は、結晶粒度番号が７番以下
で、その粒界にはＭ23Ｃ6 タイプの炭化物は析出してお
らず、主としてＭ3Ｃ タイプの炭化物が析出していた。
しかし、Ｐの含有量が高すぎるために、降伏強度は８３
１ＭＰａと高強度ではあるが、破面遷移温度が１９℃で
靭性が劣っていた。
【００６１】
【発明の効果】本発明のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼
管は、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５
１に規定される粒度番号で７番以下の粗粒であるにもか
かわらず、破面遷移温度が−２０℃以下という優れた靱
性を有している。このため、過酷な油井環境や高温環境
で使用する場合の信頼性が高い。
管は、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５
１に規定される粒度番号で７番以下の粗粒であるにもか
かわらず、破面遷移温度が−２０℃以下という優れた靱
性を有している。このため、過酷な油井環境や高温環境
で使用する場合の信頼性が高い。
【００６２】また、本発明の継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系
低合金鋼は、熱間加工時の保有熱を有効に利用して焼入
れ処理した後焼戻し処理する、いわゆるインライン熱処
理プロセスによって製造すると、結晶粒度が７番以下の
粒界にＭ23Ｃ6 タイプを除く炭化物で、主としてＭ3Ｃ
タイプの炭化物が析出する。このため、上記本発明の靱
性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管を安価に製
造することができる。
低合金鋼は、熱間加工時の保有熱を有効に利用して焼入
れ処理した後焼戻し処理する、いわゆるインライン熱処
理プロセスによって製造すると、結晶粒度が７番以下の
粒界にＭ23Ｃ6 タイプを除く炭化物で、主としてＭ3Ｃ
タイプの炭化物が析出する。このため、上記本発明の靱
性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管を安価に製
造することができる。
【図１】ＣｒおよびＭｏの含有量と有効Ｂ量〔Ｂ〕がＭ
3Ｃ タイプの炭化物析出に及ぼす影響と、靱性との関係
を示す図の一例で、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０〜０．０００５
％未満の場合の図である。
3Ｃ タイプの炭化物析出に及ぼす影響と、靱性との関係
を示す図の一例で、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０〜０．０００５
％未満の場合の図である。
【図２】ＣｒおよびＭｏの含有量と有効Ｂ量〔Ｂ〕がＭ
3Ｃ タイプの炭化物析出に及ぼす影響と、靱性との関係
を示す図の一例で、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５〜
０．００１５％の場合の図である。
3Ｃ タイプの炭化物析出に及ぼす影響と、靱性との関係
を示す図の一例で、有効Ｂ量〔Ｂ〕が０．０００５〜
０．００１５％の場合の図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 櫛田 隆弘 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内 (72)発明者 一ノ瀬 威 大阪府大阪市中央区北浜４丁目５番33号住 友金属工業株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】重量％で、Ｃｒ：０．０５〜１．５％、Ｍ
ｏ：０．０５〜１．０％を含むＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継
目無鋼管であって、主な組織が焼戻しマルテンサイト
で、旧オーステナイト結晶粒度がＪＩＳ Ｇ ０５５１
に規定される粒度番号の７番以下であり、旧オーステナ
イト粒界にＭ23Ｃ6 を除くタイプで、主としてＭ3Ｃ タ
イプの炭化物が析出していることを特徴とする靭性に優
れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管。 - 【請求項２】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．５
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．０５
％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１５％、Ｃ
ａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以下、
Ｂ：０〜０．００３０％、残部はＦｅおよび不可避的不
純物からなり、下記の式または式で求められる有効
Ｂの量〔Ｂ〕が０〜０．０００５％未満であり、かつＣ
ｒとＭｏの関係が下記の式を満たす化学組成を有する
ことを特徴とする継目無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低合金
鋼。 Ｔｉ＜３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ ・・・ Ｔｉ≧３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ ・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．５５ ・・・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、各式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の
含有量（重量％）である。 - 【請求項３】重量％で、Ｃ：０．１５〜０．３５％、Ｓ
ｉ：０．１〜１．５％、Ｍｎ：０．１〜２．５％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｓ：０．００４％以下、ｓｏｌ．Ａ
ｌ：０．００１〜０．１％、Ｃｒ：０．０５〜１．５
％、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ｎｂ：０〜０．０５
％、Ｔｉ：０〜０．０５％、Ｖ：０〜０．１５％、Ｃ
ａ：０〜０．００５０％、Ｍｇ：０〜０．００５０％、
ＲＥＭ：０〜０．００５０％、Ｎ：０．０１％以下、
Ｂ：０〜０．００３０％、残部はＦｅおよび不可避的不
純物からなり、下記の式または式で求められる有効
Ｂの量〔Ｂ〕が０．０００５〜０．００１５％であり、
かつＣｒとＭｏの関係が下記の式を満たす化学組成を
有することを特徴とする継目無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低
合金鋼。 Ｔｉ＜３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ＋０．２２５９×Ｔｉ−０．７７２３×Ｎ ・・・ Ｔｉ≧３．４１９×Ｎの場合 〔Ｂ〕＝Ｂ ・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・ Ｍｏ×Ｃｒ≦０．１６ ・・・・・・・・・・・・・・・・・ ここで、各式中の元素記号は、鋼中のそれぞれの元素の
含有量（重量％）である。 - 【請求項４】Ｐの含有量が０．０１５重量％以下である
ことを特徴とする請求項２または請求項３に記載の継目
無鋼管用のＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10182172A JP2000017389A (ja) | 1998-06-29 | 1998-06-29 | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10182172A JP2000017389A (ja) | 1998-06-29 | 1998-06-29 | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000017389A true JP2000017389A (ja) | 2000-01-18 |
Family
ID=16113613
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10182172A Pending JP2000017389A (ja) | 1998-06-29 | 1998-06-29 | 靭性に優れたＣｒ−Ｍｏ系低合金鋼継目無鋼管およびその継目無鋼管用Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2000017389A (ja) |
Cited By (15)
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|---|---|---|---|---|
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-
1998
- 1998-06-29 JP JP10182172A patent/JP2000017389A/ja active Pending
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