WO2005080621A1 - バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管およびその製造方法 - Google Patents

バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管およびその製造方法 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a steel plate or a steel pipe exhibiting a small Pasinger effect and a method for producing the same, and in particular, a steel pipe for oil wells having a small decrease in circumferential compressive strength when expanded by 5% or more, that is, a small Bausinger effect.
  • the present invention relates to a steel pipe used for in-pipe and the like and a method of manufacturing the same.
  • compression resistance the resistance to compressive stress in the circumferential direction due to external pressure
  • crushing pressure the pressure at which the steel pipe collapses under external pressure
  • the UOE steel pipe used as a line pipe has a problem that the crushing pressure is reduced due to the expansion of the pipe in the final step to increase roundness and the introduction of tensile plastic strain in the circumferential direction.
  • the Paschinger effect may be a problem, for example, the compressive yield stress is reduced when tensile strain is applied.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-35545 discloses a method of recovering, by heat treatment, the compression resistance reduced by the Pasinger effect caused by the cold working strain introduced in the manufacturing process of UOE steel pipe.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-1 4 9 0 2 5 No. 5,009,045 discloses a method of recovering, by heat treatment, the compression resistance reduced by the Pasinger effect caused by the cold working strain introduced in the manufacturing process of UOE steel pipe.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-35545 discloses a method in which a steel sheet is processed into a tube by a U press and an O press, welded, expanded, and heated to less than 700 ° C.
  • Japanese Patent Publication No. 25 discloses a method of expanding a pipe by further performing plastic working by warm working.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-359925 discloses a heating temperature of 550.
  • a method for producing a steel pipe capable of recovering a reduced compressive strength due to the Pasinger effect even at temperatures as low as 250 ° C. or lower, particularly 250 ° C. or lower is disclosed.
  • the strain introduced during pipe forming disclosed in these inventions is in the range of about 1 to 3%, or at most 4% or less, and the bow of steel sheets and steel pipes to which strain of 5% or more is introduced.
  • the singer effect is unknown.
  • Expand ab 1 eTubular is a technology that reduces drilling costs by expanding steel pipes for oil wells, which were conventionally used as inserted into wells, in oil and gas wells.
  • the steel pipe applicable to this Expandable Tubu 1 ar is disclosed in, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-266655, Japanese Patent Application Laid-Open No. It is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-3449177.
  • they are not suitable for pipe expandability, crushing strength after pipe expansion, or It is a steel pipe with excellent corrosion resistance, and no disclosure has been made of a decrease in crushing strength due to the Bauschinger effect due to the introduction of strain assuming expansion in an oil well.
  • the present invention relates to a steel plate and a steel pipe in which a tensile strain of 5% or more is introduced and a reduction in proof stress in the compression direction is small, and in particular, a bow suitable for an application to receive an external pressure after being expanded by 10% or more in an oil well or a gas well.
  • An object of the present invention is to provide steel pipes exhibiting a small singer effect and to provide a method for producing these steel pipes.
  • the present inventors have studied in detail the effects of metal structures and chemical components on the expression of the Bauschinger effect.As a result, when introducing a strain of 5% or more, to reduce the expression of the Paschinger effect, It has been found that it is best to make the steel structure substantially composed of a ferrite structure and fine martensite, and to have a structure in which fine martensite is dispersed in the ferrite structure.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a steel sheet exhibiting a small Pasinger effect characterized in that fine martensite is dispersed in a ferrite structure and has a two-phase structure substantially consisting of a fine structure and fine martensite.
  • the long diameter of crystal grains of the fine martensite is 10 ⁇ m or less, and the area ratio of the fine martensite is 10 to 30%.
  • the manifestation of the Bauschinger effect is characterized in that the base metal has fine martensite dispersed in the ferrite structure and has a two-phase structure substantially consisting of the ferrite structure and the fine martensite. Small steel pipe.
  • the long diameter of crystal grains of the fine martensite is 10 ⁇ or less, and the area ratio of the fine martensite is 10 to 30%.
  • C a 0.04% or less of one or more kinds of steel pipes, wherein the Bauschinger effect according to (10) is small.
  • Weight 0/0, C contains 0.0 3 to 0.1 0%, and in one 2 0 ° circumferential direction of the V Roh Tutsi Charpy value at C is 4 0 J or more, deformation A steel pipe exhibiting a small Bauschinger effect according to (10) or (11), wherein a ratio of a proportional limit in a compressive stress-strain curve before and after application is 0.7 or more.
  • Base metal component is mass%, C: 0.03 to 0.30%, Si: 0.01 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.5% , P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, VIII: 0.001 to 0.1%, N: 0.01% or less, and optionally, Nb: 0.1% or less, V: 0.3% or less, Mo: 0.5% or less, Ti: 0.1% or less, Cr: 1.0% or less, Ni: 1.0 % Or less, Cu: 1.0% or less, B: 0.03% or less, Ca: 0.04% or less, with the balance being iron and unavoidable impurities (11)
  • C 0.03 to 0.30%, S i: 0.01 to 0.8%, Mn: 0.3 to 2.5%, P: 0.03% or less, S : 0.01% or less, A1: 0.01 to 0.1%, N: ⁇ Includes 0.1% or less, and optionally, Nb: 0.1% or less , V: 0.3% or less, Mo: 0.5% or less, Ti: 0.1% or less, Cr: 1.0% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: l. 0% or less, B: 0.003% or less, Ca: 0.004% or less, and the slab containing iron and unavoidable impurities is used as hot-rolled steel sheet.
  • FIG. 1 is a diagram showing a stress-strain curve of a steel sheet (steel pipe) according to the present invention (Example 1).
  • FIG. 2 is a diagram showing a stress-strain curve of a conventional hot-rolled steel plate (steel pipe) of Example (Example 2).
  • Fig. 3 is a diagram showing stress-strain curves of a conventional (Example 3) Cr-Mo steel sheet (steel pipe).
  • FIG. 4A is a photograph of the optical structure of the steel sheet (steel pipe) of the present invention (Example 1)
  • FIG. 4B is a scanning electron micrograph of the steel sheet (steel pipe) of the present invention (Example 1).
  • Figure 5 is a photograph of the optical structure of a conventional (Example 2) hot-rolled steel plate (steel pipe).
  • Figure 6 is an optical micrograph of a conventional (Example 3) Cr-Mo steel (tempered martensite) steel plate (steel tube).
  • Example 3 Cr-Mo steel (tempered martensite) steel plate (steel tube).
  • the present inventors have examined in detail the effects of the manufacturing method, metal structure, and chemical composition of a steel sheet and a steel pipe on the development of the Bauschinger effect.
  • the basic study is to perform a compression test using a compression test specimen taken from the raw material and a tensile test specimen taken from the raw material and subjected to a tensile strain of 8% and further machined. Both stress-strain curves, proportional limit , 0.1% offset tolerance, and 0.2% offset tolerance.
  • the ratio between the proportional limit (PL-b) of the material itself and the proportional limit after tensile deformation (PL-a), and (PL-a) / (PL-b), is called the Vasinger effect ratio.
  • the proportional limits (PL-b) and (PL-a) were used as apparent proportional limits of 0.05% offset resistance.
  • the observation of the metal structure was performed using an optical microscope and a scanning electron microscope.
  • the specimen used for the observation of the metallographic structure is such that, in the case of a steel plate, the cross section in the direction perpendicular to the rolling direction is the observation surface, and in the case of a steel pipe, the cross section in the circumferential direction is the observation surface, and the thickness of the steel plate or the steel tube is used. Samples were taken from the central part of the thickness, the observation surface of the sample was mirror-polished, and a nital etch was performed.
  • the low-alloy steels shown in Table 1 were produced by the methods shown in Table 2, and were named Examples 1 to 3, respectively.
  • a compression test piece (diameter 8 mm, height 18 mm) and a tensile test piece (diameter 10 mm, parallel bar length 30 mm) were prepared from each.
  • Example 1 Examples of the stress-strain curves of Examples 1 to 3 are shown in FIGS.
  • Example 2 As shown in FIG. 1, the shape of the stress-strain curve before and after the tensile deformation does not change at all until around 450 MPa.
  • Examples 2 and 3 as shown in FIGS. 2 and 3, the compressive stress-strain curve after tensile deformation has a significantly reduced proportional limit, and Example 3 is particularly remarkable.
  • Figures 4 to 6 show the photographs of the structures of Examples 1 to 3, respectively.
  • Example 1 The metal structure is a two-phase structure in which fine martensite of several ⁇ is dispersed in the ferrite structure as shown in the optical micrograph of Fig. 4 (a) and the scanning electron micrograph in Fig. 4 (b). It is. Since fine carbides are not observed in the scanning electron micrograph of Example 1 shown in FIG. 4 (b) at a magnification of 2000 times, the metal structure of Example 1 is pearlite, cementite, Two phases consisting of only two phases of ferrite structure and fine martensite, without containing any mixture of martensite and austenite (Martensite Austenite constituent; MA). Obviously an organization.
  • Example 2 is a ferrite-perlite structure as shown in FIG.
  • Example 3 has a tempered martensite structure as shown in Fig. 5.
  • Table 2 the ratio of Bauschinger effect is high for ferrite + martensite twin phase steel (Invention A), which has a dual phase structure consisting essentially of ferrite structure and fine martensite, followed by ferrite and pearlite.
  • Ferrite-pearlite steel (Comparative Example A) which is a dual-phase structure
  • the tempered martensite (Comparative Example B) has the lowest Bauschinger effect ratio.
  • the steel with a dual phase structure has a large Bauschinger effect ratio, especially when the second phase is martensite.
  • the Bauschinger effect of steel having a ferrite + martensite dual-phase structure is the smallest.
  • the steel structure is composed of a ferrite structure in which fine martensite is dispersed and substantially consists of a ferrite structure and a fine martensite. It is necessary to have a phase organization.
  • the fact that the fine martensite is dispersed and present in the ferrite structure means that the fine martensite is dispersed in the ferrite structure as shown in the optical microscope structure photograph illustrated in FIG. 4 (a) and the scanning electron microscope structure photograph illustrated in FIG. This means that the fine martensite in the ferrite weave is not unevenly distributed, and it is preferable that the intervals between the martensites are substantially uniform.
  • having a two-phase structure substantially consisting of a ferrite structure and a fine martensite is achieved by observing the structure magnified 2000 times with a scanning electron microscope and examining the structure in about 5 visual fields. This means that the structure containing carbide is not observed in the photograph, and carbide may be observed when observed with a transmission electron microscope.
  • the present invention What is the state where fine martensite is dispersed in the ferrite structure
  • the major axis of the crystal grains of the fine martensite is 10 ⁇ m or less.
  • the effect of suppressing the Bauschinger effect is particularly remarkable when the major axis of the fine martensite crystal grains is 1 ⁇ m or more.
  • the major axis of the crystal grain of the martensite means the largest one of the distances between the adjacent or opposing apex of the crystal grain, and can be obtained from the scanning electron microscope micrograph illustrated in FIG. 4 (b). .
  • the area ratio of the fine martensite is less than 10%, the strength is slightly lowered, and if it exceeds 30%, the effect of suppressing the Bauschinger effect and the toughness are slightly lowered. It is preferable that there is.
  • the crystal grain size of the ferrite structure is preferably 10 to 20 / xm. This may impair productivity because hot rolling must be performed at a low temperature to reduce the grain size of the ferrite structure to less than 10 ⁇ m. If it exceeds 20 ⁇ m, the toughness may be impaired.
  • the crystal grain size of the ferrite structure can be determined by a cutting method in accordance with JIS G0552.
  • the effect of the present invention on the Bauschinger effect is the same for steel plates and steel pipes. Further, the same effects as those of the present invention can be naturally exerted on other shapes such as shaped steel.
  • a steel sheet or a steel sheet with a small expression of the Vasinger effect aimed at by the present invention In order to obtain a steel pipe, it is preferable that the chemical composition is in the range described below.
  • the C is an element essential for enhancing hardenability and improving the strength of steel.
  • the lower limit required for obtaining the target strength and ferrite 'martensite texture is 0.03%.
  • the upper limit is set to 0.30%.
  • the upper limit of the C content is preferably set to 0.10%.
  • S i is an element added for deoxidation and strength improvement. However, if added too much, the low-temperature toughness is significantly deteriorated, so the upper limit was set to 0.8%. Deoxidation of steel is possible with both A 1 and Ti, and Si need not always be added. Therefore, it is not necessary to specify the lower limit, but it is usually 0.01% because it is included as impurities in an amount of 0.01% or more.
  • Mn is an indispensable element for enhancing hardenability and ensuring high strength.
  • the lower limit is 0.3%.
  • the upper limit is set to 2.5%.
  • a 1 is an element usually contained in steel as a deoxidizing material, and is also effective in refining the structure. However, if the amount exceeds 0.1%, the non-metallic inclusions of Series 81 increase and impair the cleanliness of the steel, so the upper limit was set to 0.1%. However, deoxidation is also possible with Ti or Si, and A1 need not necessarily be added. Therefore, the lower limit does not need to be limited, but is usually contained as an impurity of 0. 0 1% or more.
  • N forms TiN and suppresses coarsening of austenite grains during slab reheating to improve the low-temperature toughness of the base metal.
  • JP2005 / 002678 preferably adds N at 0.001 o / o or more.
  • the N content is too large, TiN becomes coarse and adverse effects such as surface flaws and toughness deterioration occur. Therefore, the upper limit must be suppressed to 0.01%.
  • the amounts of P and S which are impurity elements, are set to 0.03% and 0.01% or less, respectively.
  • the main reason for this is to further improve the low-temperature toughness of the base metal and improve the toughness of the weld. Reducing the amount of P reduces the segregation of the center of the continuous structure slab, prevents grain boundary fracture, and improves low-temperature toughness. Also, the reduction of the amount of S has the effect of reducing the MnS elongated by hot rolling and improving the toughness. Both P and S are desirably as small as possible, but must be determined based on the balance between characteristics and cost.
  • the main purpose of adding these elements is to increase the strength without deteriorating the excellent characteristics of the steel of the present invention.
  • the lower limit is not specified, because the toughness is further improved and the size (thickness) of the steel material that can be manufactured is increased.
  • the addition effect becomes remarkable when the addition amount is about one tenth of the upper limit value.
  • Nb not only suppresses austenite recrystallization during rolling and refines the structure, but also contributes to an increase in hardenability and strengthens the steel. Furthermore, it contributes to the recovery of the Bauschinger effect due to aging.
  • the addition amount of Nb is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.1% or more.
  • the upper limit is preferably set to 0.1%.
  • Ti forms fine TiN, suppresses coarsening of austenite grains during slab reheating, refines the microstructure, and improves low-temperature toughness.
  • a 1 is as low as 0.05% or less, for example, Ti forms an oxide and also has a deoxidizing effect. To get these effects Is preferably 0.1% or more, but if the amount of Ti is too large, coarsening of TiN and precipitation hardening due to TiC occur, deteriorating low-temperature toughness. % Is preferable.
  • Ni is to suppress deterioration of low-temperature toughness.
  • the addition of Ni is less likely to form a hardened structure harmful to low-temperature toughness in the rolled structure, particularly in the central segregation zone of a continuously formed steel slab, as compared with the addition of Mn, Cr, and Mo.
  • addition of 0.1% or more is preferable, but if the addition amount is too large, the structure of the steel before heat treatment becomes a martensite-veinite system.
  • it is 0%.
  • Mo is added to improve the hardenability of steel and obtain high strength. Further, it also has a function of promoting recovery of the Pasinger effect due to low-temperature aging at about 100 ° C. In order to obtain these impeachments, the addition of 0.05% or more is preferable, but the excessive addition of Mo limits the upper limit because the steel structure before heat treatment becomes a martensite-bainite system. It is preferably 0.5%.
  • the purpose of adding Cu is to suppress deterioration of low-temperature toughness.
  • the addition of Cu is less likely to form a hardened structure that is detrimental to low-temperature toughness in the rolled structure, particularly in the central segregation zone of a continuously formed steel slab, as compared with the addition of Mn, Cr, and Mo.
  • the addition of 0.1% or more is preferable, but if the addition amount is too large, the structure of the steel before heat treatment becomes a martensite-bainite system, so the upper limit is 1.0. % Is preferable.
  • Cr increases the strength of the base metal and weld, but to achieve this effect, 0.1 ° /.
  • the above addition is preferable, but if the Cr content is too large, the structure of the steel before heat treatment becomes a martensite-benite system, so the upper limit is preferably set to 1.0%. 2678
  • V has almost the same effect as N b. In order to obtain this effect, it is preferable to add 0.01% or more. However, if the addition amount is too large, the low-temperature toughness is deteriorated, so the upper limit is preferably set to 0.3%.
  • B has the effect of enhancing hardenability. In order to obtain this effect, 0.0003% or more is preferable. However, if the addition amount is too large, not only the hardenability effect is reduced, but also the low-temperature toughness is reduced, and The upper limit is preferably set to 0.003%, since cracks may occur and the person may become chewy.
  • Ca has the effect of preventing the oxide from becoming coarse and improving the tube expansion characteristics. To obtain this effect, 0.0004% or more is preferable, and a significant effect is exhibited by adding 0.0001% or more. On the other hand, if the added amount of Ca is too large, coarse Ca oxides may be generated and the pipe expansion characteristics may be deteriorated. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.004% or less.
  • the ferrite + martensite phase steel of the present invention can be obtained by heating the steel to the austenitic / ferrite phase range, followed by quenching. If the heating temperature is too low, martensite is not formed, and if it is too high, the transformation rate to austenite becomes too large and the amount of C in the austenite becomes low, so that transformation to martensite during quenching becomes impossible. Therefore, the heating temperature
  • the quenching after heating to the two-phase region is preferably performed by water cooling.
  • a ferrite-martensite duplex stainless steel is likely to be formed if the structure before heating is a ferrite-perlite or ferrite-bainite structure.
  • the winding temperature after hot rolling is set to 700 to 500. ° C.
  • the cooling start temperature after hot rolling should be set to 750 ° C or less, and the winding temperature should be set to 500 ° C or less.
  • the steel pipe that can be used in the present invention is a seamless steel pipe, a UOE steel pipe in which a steel sheet is formed into a cylindrical shape and the ends are arc-welded, and the like, and an electric pipe is preferable.
  • the reason for this is that since the ERW pipe is manufactured using a hot-rolled steel sheet as a raw material, the ERW pipe has a uniform wall thickness and is superior in expandability and crushing strength as compared with a seamless steel pipe. If the thickness of the steel pipe is uniform, the expandability of the pipe is improved, and the crushing strength after expansion is improved. On the other hand, if the thickness is not uniform, the pipe is easily bent when expanded.
  • the ERW weld has a fine and uniform structure because the heated part is compressed and quenched, and compared to the base metal mainly composed of fly pearlite and the heat affected zone by welding, it is 760-
  • the structure after heating to 830 ° C is unlikely to become a ferrite + martensite two-phase structure.
  • Heating the seam, that is, the vicinity of the ERW weld, to more than 3 points Ac makes it close to the ferrite-pearlite structure, so the pipe was heated and quenched to the austenite + fritoni phase region.
  • the structure of the later ERW weld is close to the structure of the base metal and the heat affected zone.
  • the steel pipe obtained by the present invention is used as Expandab1eTubu1ar, it is necessary to expand the pipe to a high pipe expansion ratio.
  • the steel pipe of the present invention having a two-phase structure in which fine martensite is dispersed in the ferrite structure has excellent deformation characteristics, has a high work hardening rate, and hardly causes local deformation. Can be expanded up to the rate.
  • a V-notch test piece was searched from the steel pipe before expansion with the circumferential direction as the longitudinal direction in accordance with JISZ2022.
  • Table 4 shows the measured absorption energy as a circumferential Charpy value in accordance with 2 242. These steel pipes were expanded by 20%. A compression test specimen (diameter 8 mm, height 18 mm) with the circumferential direction as the longitudinal direction was taken from the steel pipe before and after the expansion, and a compression test in which the circumferential direction was the compression direction was performed. The mosquito was measured to calculate the Pasinger's effect ratio. Table 4 shows the test results. It was confirmed that the steel pipe of the present invention could be expanded to a pipe expansion ratio of 45%.
  • the steel pipe of the comparative example is a quenched and tempered steel exhibiting a tempered martensite structure, and is currently used as Expandab1eTubu1ar.
  • the present invention makes it possible to provide a steel plate and a steel pipe in which the Bauschinger effect that occurs when the pipe is expanded is small in the production of a line pipe for transporting natural gas and crude oil, or an ERW steel pipe such as an oil well pipe. is there

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Abstract

本発明は、バウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管とその製造方法、特に拡管した際にバウシンガー効果により生じる周方向圧縮強度低下が小さい油井用鋼管やラインパイプ等に使用される鋼管とその製造方法を提供するもので、実質的にフェライト組織と微細マルテンサイトからなり、フェライト組織中に微細マルテンサイトが分散して存在する二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管。また、この鋼板または鋼管は質量％で、Ｃ：０．０３～０．３０％、Ｓｉ：０．０１～０．８％、Ｍｎ：０．３～２．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１～０．０１％、Ｎ：０．０１％以下、を含み残部鉄および不可避的な不純物からなる。

Description

パゥシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管およびその製造方 法 技術分野
本発明は、 パゥシンガー効果の発現が小さい鋼板または鋼管とそ の製造方法、 特に 5 %以上拡管した際の周方向の圧縮強度の低下が 小さい、 すなわちバウシンガー効果の発現が小さい油井用鋼管ゃラ インパイプ等に使用される鋼管とその製造方法に関するものである
背景技術
鋼管に、 拡管によって周方向に引張塑性歪が導入されると、 外圧 による周方向への圧縮応力に対する耐カ （以下、 圧縮耐カ） が低下 し、 鋼管が外圧で潰れる圧力 （以下、 圧潰圧力） が低下する。 これ は、 バウシンガー効果と してよく知られているよ うに、 塑性変形後 、 塑性歪を加えた方向とは反対方向に応力を加えると、 元の降伏強 度よ り も低い応力で変形が生じる現象である。
ラインパイプと して使用される U O E鋼管では、 最終工程で真円 度を高めるために拡管を行い、 周方向に引張塑性歪が導入されるた めに、 圧潰圧力が低下するという問題がある。 また、 鋼板を冷間加 ェして使用する場合にも、 例えば引張加工歪を加えた際に圧縮降伏 応力が低下するなど、 パゥシンガー効果が問題となることがある。 例えば、 U O E鋼管の製造工程で導入される冷間加工歪に起因す るパゥシンガー効果によ り低下した圧縮耐カを熱処理によつて回復 させる方法が、 特開平 9— 3 5 4 5号公報、 特開平 9 一 4 9 0 2 5 号公報に開示されている。 特開平 9— 3 5 4 5号公報は鋼板を Uプ レスおよび Oプレスで管状に加工し溶接した後、 拡管し、 7 0 0 °C 未満に加熱する方法を、 特開平 9一 4 9 0 2 5号公報は、 更に温間 加工による塑性加工を行って拡管を施す方法を開示するものである また、 特開 2 0 0 4— 3 5 9 2 5号公報には加熱温度を 5 5 0 °C 以下、 特に 2 5 0 °C以下と低く しても、 パゥシンガー効果によ り低 下した圧縮耐力の回復が可能な鋼管の製造方法が開示されている。 更に、 造管時に導入される歪に起因するバウシンガー効果の発現そ のものが小さい鋼管とその製造方法が特開平 9一 4 9 0 5 0号公報 、 特開平 1 0— 1 7 6 2 3 9号公報、 特開 2 0 0 2— 2 1 2 6 8 0 号公報に開示されている。
しかし、 これらの発明に開示されている造管時に導入される歪は 、 約 1〜 3 %の範囲か、 高く とも 4 %以下であり、 5 %以上の歪が 導入される鋼板および鋼管のバウシンガー効果については不明であ る。
このよ うな状況において、 近年、 例えば、 油井内やガス井内で 1 0〜 3 0 %拡管して使用する技術 （E x p a n d a b 1 e T u b u 1 a r ) が開発されるなど、 高い歪が導入される鋼板および鋼管 のパゥシンガー効果が問題になっている。 E x p a n d a b 1 e T u b u l a rは、 従来、 井戸内に挿入してそのまま使用されてい た油井用鋼管を油井 · ガス井内で拡管することによ り、 掘削費用を 削減する技術である。
この E x p a n d a b l e T u b u 1 a r に適用し得る鋼管が 、 例えば、 特開 2 0 0 2— 2 6 6 0 5 5号公報、 特開 2 0 0 2— 1 2 9 2 8 3号公報、 特開 2 0 0 2— 3 4 9 1 7 7号公報に開示され れている。 しかし、 これらは、 拡管加工性、 拡管後の圧潰強度又は 耐食性に優れた鋼管であり、 油井内での拡管を想定した歪の導入に 起因するバウシンガー効果による圧潰強度の低下については何ら開 示されていない。
すなわち、 冷間加工で 5 %以上の歪が導入される鋼板や、 油井管 を油井内で拡管する際に 1 0〜 3 0 %の歪が導入される鋼管のパゥ シンガー効果の発現を抑制するために最適な鋼のミクロ組織に関す る知見は皆無であった。 発明の開示
本発明は、 5 %以上の引張歪を導入され、 圧縮方向の耐力の低下 が少ない鋼板および鋼管、 特に、 油井内又はガス井内で 1 0 %以上 拡管された後外圧を受ける用途に適したバウシンガー効果の発現が 小さい鋼管を提供し、 更に、 これらの製造方法を提供するものであ る。
本発明者らは、 バウシンガー効果の発現におよぼす金属組織、 化 学成分の影響について詳細に検討した結果、 5 %以上の歪を導入し た際に、 パゥシンガー効果の発現を小さくするためには、 鋼の組織 を実質的にフェライ ト組織と微細なマルテンサイ トからなるものと し、 かつフェライ ト組織中に微細なマルテンサイ トが分散した状態 の組織とするのが最も良いこ とを知見した。
本発明は上記知見に基づいてなされたもので、 その要旨は次のと おりである。
( 1 ) フェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散して存在し 、 実質的にフヱライ ト組織と微細マルテンサイ トからなる二相組織 を有することを特徴とするパゥシンガー効果の発現が小さい鋼板。
( 2 ) 微細マルテンサイ トの結晶粒の長径が 1 0 μ m以下であり 、 該微細マルテンサイ トの面積率が 1 0〜 3 0 %であることを特徴 とする （ 1 ) 記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
( 3 ) 変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0 . 7以上であることを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) 記載のバウシ ンガー効果の発現が小さい鋼板。
( 4 ) 質量％で、 C : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i : 0. 0 1〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0 . 0 1 %以下、 八 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N : 0. 0 1 %以下 を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする （
1 ) 〜 （ 3 ) のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小 さい鋼板。
( 5 ) 質量0 /0で、 さらに、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 %以 下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1. 0 %以 下、 N i ： 1. 0 %以下、 C u ： 1. 0 %以下、 B ： 0. 0 0 3 % 以下、 C a ： 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする （ 4) 記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板
( 6 ) 質量0 /oで、 C : 0. 0 3〜 0. 1 0 %を含有し、 — 2 0 °C における幅方向の Vノ ツチシャルピー値が 4 0 J以上であり、 変形 付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0. 7以上であ ることを特徴とする （ 4) または （ 5 ) 記載のバウシンガー効果の 発現が小さい鋼板。
( 7 ) 母材が、 フェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散し て存在し、 実質的にフェライ ト組織と微細マルテンサイ トからなる 二相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さ い鋼管。
( 8 ) 微細マルテンサイ 卜の結晶粒の長径が 1 0 μ πι以下であり 、 該微細マルテンサイ トの面積率が 1 0 ~ 3 0 %であることを特徴 とする （ 7 ) 記載のパゥシンガー効果の発現の小さい鋼板。
( 9 ) 鋼管の拡管前後の周方向圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0. 7以上であることを特徴とする （ 7 ) または （ 8 ) 記載のバウ シンガー効果の発現が小さい鋼管。
( 1 0 ) 質量0/。で、 C : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i : 0. 0 1 〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N : 0. 0 1 %以 下を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする
( 7 ) 〜 （ 9 ) のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が 小さい鋼管。
( 1 1 ) 質量0 /0で、 さらに、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 % 以下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1 . 0 % 以下、 N i ： 1 . 0 %以下、 C u : 1 . 0 %以下、 B : 0. 0 0 3
%以下、 C a ： 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有する ことを特徴とする （ 1 0 ) 記載のバウシンガー効果の発現が小さい 鋼管。
( 1 2 ) 質量0 /0で、 C : 0. 0 3〜 0. 1 0 %を含有し、 一 2 0 °Cにおける周方向の Vノ ツチシャルピー値が 4 0 J以上であり、 変 形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0. 7以上で あることを特徴とする （ 1 0 ) または （ 1 1 ) 記載のバウシンガー 効果の発現が小さい鋼管。
( 1 3 ) 質量0 /。で、 C : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i : 0. 0 1 〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N : 0. 0 1 %以 下を含み、 さ らに、 選択的に、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 % 以下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1 . 0 % 以下、 N i ： 1 . ◦ %以下、 C u : 1 . 0 %以下、 B : 0. 0 0 3 %以下、 C a ： 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有し、 残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼板を 7 6 0〜 8 3 0 °Cに 加熱し、 その後焼入れすることを特徴とする （ 5 ) 記載のバウシン ガー効果の発現が小さい鋼板の製造方法。
( 1 4 ) 母材の成分が、 質量％で、 C : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0. 8 %、 Mn : 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 1 %以下、 八 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N ： 0. 0 1 %以下を含み、 さらに、 選択的に、 N b ： 0. 1 %以下 、 V ： 0. 3 %以下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1. 0 %以下、 N i ： 1 . 0 %以下、 C u ： 1. 0 %以下、 B ： 0. 0 0 3 %以下、 C a : 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種 以上を含有し、 残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼管を 7 6 0〜 8 3 0 °Cに加熱し、 その後焼入れすることを特徴とする （ 1 1 ) 記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
( 1 5 ) 質量0/。で、 C ： 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1 〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 A 1 ： 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N ： ◦ . 0 1 %以 下を含み、 さ らに、 選択的に、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 % 以下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1 . 0 % 以下、 N i : 1. 0 %以下、 C u : l . 0 %以下、 B : 0. 0 0 3 %以下、 C a : 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有し、 残部鉄および不可避的な不純物からなるスラブを熱延鋼板とし、 こ れをロール成形によ り筒状にした後、 電鏠溶接を行って電鏠管と し 、 次ぃで 7 6 0〜 8 3 0 °〇に加熱後、 水冷することを特徴とする （ 1 1 ) 記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
( 1 6 ) 電縫溶接後、 シーム溶接部を A c 3点以上に加熱するシ ーム熱処理を施し、 7 6 0〜 8 3 0 °Cに加熱し、 水冷することを特 徵とする （ 1 5 ) 記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製 a力法。
( 1 7 ) 熱延鋼板がフェライ ト ·パーラィ ト耝織またはフェライ 卜 - ベイナイ ト組織を有することを特徴とする （ 1 5 ) または （ 1 6 ) 記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は、 本発明 （例 1 ) による鋼板 （鋼管） の応力 · 歪み曲線を 示す図である。
図 2は、 従来 （例 2 ) の熱延まま鋼板 （鋼管） の応力 · 歪み曲線 を示す図である。
図 3は、 従来 （例 3 ) の C r 一 M o鋼による鋼板 （鋼管） の応力 • 歪み曲線を示す図である。
図 4は、 （ a ) は本発明 （例 1 ) の鋼板 （鋼管） の光学組織写真 、 ( b ) は本発明 （例 1 ) の鋼板 （鋼管） の走査電子顕微鏡写真で ある。
図 5は、 従来 （例 2 ) の熱延まま鋼板 （鋼管） の光学組織写真で ある。
図 6は、 従来 （例 3 ) の C r 一 M o鋼 （焼戻しマルテンサイ ト組 織） の鋼板 （鋼管） の光学組織写真である。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 バウシンガー効果の発現におよぼす鋼板および鋼 管の製造方法、 金属組織、 化学成分の影響について詳細に検討した 。 基本的な検討は、 素材そのままから採取した圧縮試験片と、 素材 から引張試験片を採取して 8 %の引張歪を付与して更に機械加工し た圧縮試験片を用いて圧縮試験を行い、 両者の応力歪曲線、 比例限 、 0. 1 %オフセッ ト耐カ、 0. 2 %オフセッ ト耐カを比較するこ とによって行った。
特に、 素材そのものの比例限 （P L— b ) と引張変形後の比例限 (P L— a ) の比、 （P L— a ) / (P L— b ) をバゥシンガー効 果比と呼ぶ。 この値が高い方がバゥシンガー効果の発現が小さいこ とを示している。 なお、 本発明において、 比例限 （P L— b ) およ び （ P L— a ) は、 0. 0 5 %オフセッ ト耐カを見かけの比例限と して、 これを使用した。
金属組織の観察は光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡を用いて行 つた。 なお、 金属組織の観察に用いた試料は、 鋼板の場合は圧延方 向に垂直な方向の断面を観察面と し、 鋼管の場合は周方向の断面を 観察面と して鋼板または鋼管の肉厚中央部から採取し、 試料の観察 面を鏡面研磨した後、 ナイタールエッチを行った。
表 1 に示す低合金鋼を表 2に示す方法で製造し、 それぞれ、 例 1 〜例 3 と した。 各々から圧縮試験片 （径 8 mm、 高さ 1 8 mm) と 引張試験片 （径 1 0 mm、 平行部長さ 3 0 mmの丸棒） を作製した
表 1
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表 2
鋼製造方法 組織 PL-b PL- a PL-a/PL - b ハ"ゥシン力" 効果比 発明例 A熱延後 （フェライ フ： Xライト .マ 400MPa 360MPa 0.9 例 1 ト ·パーライト組 ルテンサイト
織） 、 780°Cに加熱
し水冷
比較例 A熱延まま フェライ卜 ·ノ 400MPa 270MPa 0.68 例 2 一ライト
B 930°Cから焼入れ、 焼戻しマノレテン 630MPa 200MPa 0.22 例 3 700°Cで焼戻し サイト 引張試験片の平行部に伸び計を取り付け、 引張試験機によって 8 %歪を加えた後、 平行部の径を 8 mmに機械加工し、 圧縮試験片を 作製した。 引張歪を導入した圧縮試験片および加工ままの圧縮試験 片を用いて圧縮試験を行い、 庄縮の応力 · 歪曲線を測定し、 見かけ の比例限 （ 0. 0 5 %オフセッ ト耐カ） を測定した。 圧縮試験での 歪の測定は、 円柱側面 1 2 0度毎に歪ゲージを貼付して行い、 その 平均値を使用した。
例 1〜例 3のそれぞれの応力 · 歪曲線の例を図 1〜 3に示した。 例 1では、 図 1に示すように引張変形の前後で応力 · 歪曲線の形は 4 5 0 M P a近傍まで何ら変化がない。 例 2、 例 3では、 図 2、 図 3に示すように、 引張変形後の圧縮応力 · 歪曲線は比例限が大幅に 低下しており、 特に例 3が著しい。
例 1〜 3の、 それぞれの組織写真を図 4〜 6に示す。 例 1め金属 組織は図 4 ( a ) 光学顕微鏡写真、 図 4 ( b ) 走査型電子顕微鏡写 真に示すようにフェライ ト組織中に、 数 μ πιの微細なマルテンサイ トが分散した二相組織である。 図 4 ( b ) に示した例 1の 2 0 0 0 倍に拡大した走査型電子顕微鏡写真には微細な炭化物が観察されな いことから、 例 1の金属組織はパーライ ト、 セメ ンタイ ト、 べィナ ィ トゃ、 マルテンサイ ト とオーステナイ トの混成物 （M a r t e n s i t e A u s t e n i t e c o n s t i t u e n t； 、 MAと いう。 ） 等を含まず、 実質的にフェライ ト組織と微細マルテンサイ トの二相のみからなる二相組織であることが明らかである。 一方、 例 2の金属組織は図 5·に示すよ うにフェライ ト ' パーライ ト耝織で ある。 例 3は図 5に示すよ うに焼戻しマルテンサイ ト組織である。 表 2に示すよ うに実質的にフェライ ト組織と微細マルテンサイ ト からなる二相組織を有するフェライ ト +マルテンサイ トニ相鋼 （発 明例 A) のバウシンガー効果比は高く、 次がフェライ ト とパーライ トの二相組織であるフェライ ト · パーライ ト鋼 （比較例 A ) であり 、 焼戻しマルテンサイ ト （比較例 B ) のバウシンガー効果比が最も 低い。 このよ うに、 二相組織を有する鋼はバウシンガー効果比が大 きく、 特に第二相がマルテンサイ トの場合にバウシンガー効果比が 最も大きくなる。 すなわちフェライ ト +マルテンサイ トの二相組織 を有する鋼のバウシンガー効果の発現が最も小さい。
なお、 フェライ ト +マルテンサイ トの二相組織を有する鋼に粗大 なマルテンサイ ト相が少量形成されるとパゥシンガー効果の発現が 抑制されにくいばかりでなく、 低温靭性も低下するので、 マルテン サイ トはフェライ ト組織中に微細に分散して形成される必要がある 。 これによ り、 フェライ ト組織に分散した微細マルテンサイ トがフ ェライ ト粒の変形を拘束し、 バウシンガー効果の発現が抑制される と考えられる。
以下、 本発明について詳細に説明する。 本発明において、 パゥシ ンガー効果の発現を最小にするためには、 鋼の組織を、 フェライ ト 組織中に微細マルテンサイ トが分散して存在し、 実質的にフェライ ト組織と微細マルテンサイ トからなる二相組織とすることが必要で ある。 ここで、 フェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散して 存在するとは、 図 4 ( a ) に例示した光学顕微鏡組織写真および図 4 ( b ) に例示した走査型電子顕微鏡組織写真のよ うに、 フェライ ト耝織中の微細マルテンサイ トが偏在していないことを意味してお り、 マルテンサイ ト同士の間隔はほぼ均一であることが好ましい。 なお、 本発明において、 実質的にフェライ ト組織と微細マルテン サイ トからなる二相組織を有することは、 走査型電子顕微鏡で 2 0 0 0倍に拡大した組織を観察し、 5視野程度の組織写真に炭化物を 含む組織が観察されないことを意味し、 透過型電子顕微鏡で観察し た場合には炭化物が観察されることも有り得る。 また、 本発明にお いて、 フェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散した状態とは
、 光学顕微鏡で 5 0 0倍に拡大した組織を観察し、 撮影した 5視野 程度の組織写真において、 図 4 ( a ) に示した組織写真と同様にマ ルテンサイ ト組織が偏在していないこと と定義する。
次に、 長径が 1 Ο μ πιを超えるマルテンサイ トの結晶粒が存在す ると、 バウシンガー効果の発現を抑制する効果および靭性がやや低 下する。 したがって、 微細マルテンサイ トの結晶粒の長径は 1 0 μ m以下であることが好ましい。 一方、 バウシンガー効果の発現を抑 制する効果は、 微細マルテンサイ トの結晶粒の長径が 1 μ m以上の 場合に、 特に顕著である。 ここで、 マルテンサイ トの結晶粒の長径 とは、 結晶粒の隣接または対向する頂部の距離のうち最大のものを いい、 図 4 ( b ) に例示した走査型電子顕微鏡組織写真から求める ことができる。
また、 微細マルテンサイ ト の面積率は 1 0 %未満では強度がやや 低下し、 3 0 %を超えるとバウシンガー効果の発現を抑制する効果 および靭性がやや低下するため、 1 0〜 3 0 %であることが好まし い。
更に、 フェライ ト組織の結晶粒径は、 1 0〜 2 0 /x mであること が好ましい。 これはフ ライ ト組織の結晶粒径を 1 0 μ m未満にす るには熱間圧延を低温で行う必要があるなど、 製造性を損なう こ と があり、 フェライ ト組織の結晶粒径が 2 0 μ m超になる と靭性を損 なう ことがあるためである。 フェライ ト組織の結晶粒径は J I S G 0 5 5 2に準拠して切断法によ り求めることができる。
バウシンガー効果に対する本発明の効果は鋼板、 鋼管で変わりが ない。 また、 形鋼等他の形状においても本発明と同様な効果は当然 発揮される。
本発明が目的とするバゥシンガー効果の発現が小さい鋼板または 鋼管を得るには、 化学成分組成を、 特に以下に説明する範囲とする ことが好ましい。
Cは焼入れ性を高め、 鋼の強度向上に必須の元素であり、 目標と する強度およびフェライ ト ' マルテンサイ ト耝織を得るために必要 な下限は、 0. 0 3 %である。 しかし、 C量が多過ぎると、 本発明 でのプロセスでは高強度になり過ぎ、 さらに低温靱性が著しい劣化 を招くので、 その上限を 0. 3 0 %と した。 特に、 高い低温靭性を 必要とする場合は、 C量の上限を 0. 1 0 %とすることが好ましい
S i は脱酸や強度向上のために添加する元素であるが、 多く添加 すると低温靭性を著しく劣化させるので、 上限を 0. 8 %と した。 鋼の脱酸は A 1 でも T i でも十分可能であり、 S i は必ずしも添加 する必要はない。 従って、 下限は規定する必要はないが、 通常、 不 純物と して 0. 0 1 %以上含まれるので、 0. 0 1 %とする。
M nは焼入れ性を高め高強度を確保する上で不可欠な元素である 。 その下限は 0. 3 %である。 しかし、 Mnが多過ぎると、 偏析を 助長して微細マルテンサイ トが層状に分散するようになり、 均一分 散を妨げられるため、 上限を 2. 5 %と した。
A 1 は通常脱酸材として鋼に含まれる元素であり、 組織の微細化 にも効果を有する。 しかし、 1量が 0. 1 %を越ぇると八 1 系非 金属介在物が増加して鋼の清浄度を害するので、 上限を 0. 1 %と した。 しかし、 脱酸は T i あるいは S i でも可能であり、 A 1 は必 ずしも添加する必要はない。 従って、 下限は限定する必要はないが 、 通常、 不純物と して 0 · 0 0 1 %以上含まれるので、 0 · 0 0 1
%以上とする。
Nは T i Nを形成し、 スラブ再加熱時のオーステナイ ト粒の粗大 化を抑制して母材の低温靱性を向上させる。 この効果を得るために JP2005/002678 は Nを 0 . 0 0 1 o/o以上添加することが好ましい。 しかし、 N量が 多過ぎると T i Nが粗大化して、 表面疵、 靱性劣化等の弊害が生じ るので、 その上限は 0 . 0 1 %に抑える必要がある。
さらに、 本発明では、 不純物元素である P、 S量をそれぞれ 0 . 0 3 %、 0 . 0 1 %以下とする。 この主たる理由は母材の低温靱性 をよ り一層向上させ、 溶接部の靭性を改善するためである。 P量の 低減は連続鍀造スラブの中心偏析を軽減すると ともに、 粒界破壊を 防止して低温靱性を向上させる。 また、 S量の低減は熱間圧延で延 伸化する M n Sを低減して延靱性を向上させる効果がある。 P、 S は、 両者共、 少ない程望ましいが、 特性とコス トのパランスで決定 する必要がある。
次に、 選択元素である N b、 T i 、 N i 、 M o、 C r 、 C u、 V 、 B、 C a を添加する目的について説明する。 これらの元素を添加 する主たる 目的は、 本発明鋼の優れた特徴を損なう ことなく、 強度
'靱性の一層の向上や製造可能な鋼材サイズ （厚み） の拡大を図る ためであるので、 特に下限は規定しないが、 上限値の十分の一程度 の添加量で添加効果が顕著になる。
N bは圧延時にオーステナイ トの再結晶を抑制して組織を微細化 するだけでなく、 焼入れ性増大にも寄与し、 鋼を強靱化する。 さ ら に、 時効によるバウシンガー効果の回復に寄与する。 N b添加量は 、 この効果を得るためには 0 . 0 1 %以上の添加が好ましく、 0 .
1 %よ り も多過ぎると、 低温靭性に悪影響をもたらすので、 その上 限を 0 . 1 %とすることが好ましい。
T i添加は微細な T i Nを形成し、 スラブ再加熱時のオーステナ ィ ト粒の粗大化を抑制してミク口組織を微細化し、 低温靱性を改善 する。 また、 A 1 量が例えば 0 . 0 0 5 %以下と低い場合には、 T i は酸化物を形成し脱酸効果も有する。 これらの効果を得るために は 0. 0 1 %以上の添加が好ましいが、 T i量が多過ぎると、 T i Nの粗大化や T i Cによる析出硬化が生じ、 低温靱性を劣化させる ので、 その上限を 0. 1 %にすることが好ましい。
N i を添加する 目的は低温靱性の劣化を抑制することである。 N i 添加は Mnや C r、 M o添加に比較して圧延組織中、 特に連続铸 造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成すること が少ない。 これらの効果を得るためには 0. 1 %以上の添加が好ま しいが、 添加量が多過ぎると、 熱処理前の鋼の組織がマルテンサイ ト . べィナイ ト系になるため、 その上限を 1. 0 %とすることが好 ましい。
M oは鋼の焼入れ性を向上させ、 高強度を得るために添加する。 さらに、 1 0 0 °C程度での低温時効によるパゥシンガー効果の回復 を促進する働きもある。 これらの劾果を得るためには 0. 0 5 %以 上の添加が好ましいが、 過剰な M o添加は熱処理前の鋼の組織がマ ルテンサイ ト · べィナイ ト系になるため、 その上限を 0. 5 %とす ることが好ましい。
C uを添加する 目的は低温靱性の劣化を抑制することである。 C u添加は Mnや C r、 M o添加に比較して圧延組織中、 特に連続铸 造鋼片の中心偏析帯中に低温靱性に有害な硬化組織を形成すること が少ない。 これらの効果を得るためには 0. 1 %以上の添加が好ま しいが、 添加量が多過ぎると、 熱処理前の鋼の組織がマルテンサイ ト . ベイナイ ト系になるため、 その上限を 1 . 0 %とすることが好 ましい。
C r は母材、 溶接部の強度を増加させるが、 この効果を得るため には 0. 1 °/。以上の添加が好ましいが、 C r量が多過ぎると熱処理 前の鋼の組織がマルテンサイ ト · べィナイ ト系になるため、 上限は 1 . 0 %とすることが好ましい。 2678
Vは N b とほぼ同様の効果を有する。 この効果を得るためには 0 . 0 1 %以上の添加が好ましいが、 添加量が多過ぎると低温靭性を 劣化させるので上限を 0 . 3 %とすることが好ましい。
Bは焼入れ性を高める効果を有する。 この効果を得るためには 0 . 0 0 0 3 %以上の添加が好ましいが、 添加量が多すぎると、 焼入 れ性効果が却って低下するばかりでなく、 低温靭性が低下したり、 スラブに割れが生じたり しゃすくなるため、 上限を 0 . 0 0 3 %と することが好ましい。
C aは酸化物の粗大化を防止し、 拡管特性を向上する効果を有す る。 この効果を得るためには 0 . 0 0 0 4 %以上の添加が好ましく 、 0 . 0 0 1 %以上の添加により顕著な効果を発現する。 一方、 C aの添加量が多すぎると粗大な C a酸化物が生成して拡管特性が低 下することがあるため、 上限を 0 . 0 0 4 %以下とすることが好ま しい。
次に本発明のフェライ ト +マルテンサイ トの二相組織を有する鋼 の製造方法について説明する。 本発明のフェライ ト +マルテンサイ トニ相鋼は、 鋼をオーステナイ ト、 フェライ トニ相域に加熱し、 そ の後焼入れすることで得ることが可能である。 加熱温度は低すぎる とマルテンサイ トが形成されず、 高すぎる とオーステナイ トへの変 態率が大きくなり過ぎてオーステナイ ト中の C量が低くなるため焼 入れ時にマルテンサイ トに変態できなく なる。 従って、 加熱温度は
7 6 0〜 8 3 0 °Cが最適である。 なお、 二相域に加熱した後の焼入 れは、 水冷によって行う ことが好ましい。
更に、 フェライ ト +マルテンサイ ト二相鋼は、 加熱前の組織がフ エライ ト . パーラィ トまたはフェライ ト . べィナイ ト組織であれば 生成しやすい。 加熱前の鋼板である熱延鋼板の組織をフ ライ ト · パーライ ト組織とするには、 熱延後の卷取り温度を 7 0 0〜 5 0 0 °cにすれば良く、 フェライ ト · ベイナィ ト組織とするには、 熱延後 の冷却開始温度を 7 5 0 °C以下として卷取り温度を 5 0 0 °C以下に すれば良い。
本発明に使用できる鋼管は、 継目無し鋼管、 鋼板を円筒状に成形 して端部同士をアーク溶接した U O E鋼管等であるが、 電鏠管が好 ましい。 この理由は、 電縫管は熱延鋼板を素材と して製造するため 、 肉厚が均一であって、 継目無し鋼管と比較して拡管性や圧潰強度 に優れるという特徴があるためである。 鋼管の肉厚が均一であれば 拡管性ゃ拡管後の圧潰強度は向上し、 一方、 肉厚が均一でないと、 拡管した時に曲がり易く なる。
電縫溶接部は加熱された部分が圧縮され急冷されているため微細 な均一組織になっており、 フヱライ ト ' パーライ トを主体と した母 材および溶接熱影響部と比べて、 7 6 0〜 8 3 0 °Cに加熱した後の 組織がフェライ ト +マルテンサイ ト二相組織になりにく い。 シーム 部、 すなわち電縫溶接部の近傍をー且 A c 3点以上に加熱する とフ ェライ ト ' パーライ ト組織に近くなるため、 管体をオーステナイ ト +フ ライ トニ相域に加熱、 焼入れした後の電縫溶接部の組織が母 材および溶接熱影響部の組織と近く なる。
本発明によ り得られた鋼管を E x p a n d a b 1 e T u b u 1 a r として使用する場合は、 高い拡管率まで拡管できる必要がある 。 本発明のフェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散した二相 組織を有する鋼管は変形特性が優れており、 また高い加工硬化率を 有しており局部変形が生じにくいので、 4 5 %の拡管率まで拡管で きる。 実施例
表 3に示した化学成分を有する熱延鋼板を使用し、 直径 1 9 4 m m、 肉厚 9 . 6 m mの電鏠管を製造した。 熱延加熱温度は 1 2 0 0 °C、 圧延温度終了温度は 8 5 0 °Cとし、 ランァゥ トテーブルの水冷 後、 6 0 0 °Cで卷き取った。 熱延鋼板の組織は、 冷却条件等を変え ることで変化させた。 ―
また、 表 4に示したように、 一部の電縫管にはシーム部の熱処理 を実施した。 これらの鋼管を表 4に示した条件で加熱しその後速や かに水冷した。 これらの鋼管の母材から周方向の断面を観察面と し て試料を採取し、 肉厚中心部近傍の光学顕微鏡組織写真および走査 型電子顕微鏡組織写真を撮影した。
Figure imgf000020_0001
表 4
Figure imgf000021_0001
*表中の面積率は微細アルテンサイトの面積率である。
*表中の空欄は未実施を意味する。
拡管前の鋼管から周方向を長手として J I S Z 2 2 0 2に準 拠して Vノ ツチシャルピー試験片を探取し、 一 2 0 °Cで J I S Z
2 2 4 2に準拠してシャルピー試験を行い、 測定した吸収エネル ギーを、 周方向シャルピー値と して表 4に示した。 これらの鋼管を 2 0 %拡管した。 拡管前後の鋼管から周方向を長手と した圧縮試験 片 （径 8 mm、 高さ 1 8 mm) を採取し、 周方向が圧縮方向になる 圧縮試験を実施し、 0. 0 5 %オフセッ ト耐カを測定してパゥシン ガー効果比を算出した。 これらの試験結果を表 4に示す。 なお、 本 発明の鋼管は 4 5 %の拡管率まで拡管できることを確認した。
また、 一部の 2 0 %拡管後の鋼管を圧潰試験に供し、 圧潰圧力を 測定した。 圧潰試験は A P I規格 5 C 3に準拠し、 直径と試験体長 さの比を 8 として行った。 表 4の発明鋼 （試験 N o . 1 ) と比較鋼 (試験 N o . 9 ) の圧潰試験の結果を表 5に示す。 本発明鋼の圧潰 強度は比較鋼に比べて向上しているが、 これはバウシンガー効果が 抑制されたことによって強度が向上したためである と考えられる。
比較例の鋼管は焼戻しマルテンサイ ト組織を呈する焼入れ · 焼戻 し鋼であり、 現状 E x p a n d a b 1 e T u b u 1 a r と して使 用されているものである。
表 5
Figure imgf000022_0001
産業上の利用可能性
本発明は、 天然ガス、 原油輸送用のライ ンパイプ、 或いは油井管 等の電縫鋼管の製造において、 拡管した際に発生するバウシンガー 効果の発現が小さい鋼板および鋼管の提供を可能にするものである

Claims

1. フェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散して存在し、 実質的にフェライ ト組織と微細マルテンサイ トからなる二相組織を 有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい鋼板。
2. 微細マルテンサイ トの結晶粒の長径が 1 0 μ m以下であり、
ミー卩
該微細マルテンサイ トの面積率が 1 0〜 3 0 %であるこ とを特徴と する請求項 1記载のパゥシンガー効果の発現の小さい鋼板。
の
3. 変形付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0. 7以上であるこ とを特徴とする請求項 1または 2記載のバウシンガ 一効果の発現が小さい鋼板。 囲
4. 質量0 /。で、 C : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0 . 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 1 %以下、 A 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N ： 0. 0 1 %以下を 含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする請求 項 1〜 3のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さい 鋼板。
5. 質量％で、 さ らに、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 %以下 、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1 . 0 %以下 、 N i ： 1 . 0 %以下、 C u ： 1. 0 %以下、 B ： 0. 0 0 3 %以 下、 C a ： 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有すること を特徴とする請求項 4記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼板
6. 質量0 /0で、 C : 0. 0 3〜 0. 1 0 %を含有し、 — 2 0でに おける幅方向の Vノ ツチシャルピー値が 4 0 J以上であり、 変形付 与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0. 7以上である ことを特徴とする請求項 4または 5記載のパゥシンガー効果の発現 が小さい鋼板。
7. 母材が、 フェライ ト組織中に微細マルテンサイ トが分散して 存在し、 実質的にフェライ ト組織と微細マルテンサイ トからなる二 相組織を有することを特徴とするバウシンガー効果の発現が小さい pg管。
8. 微細マルテンサイ トの結晶粒の長径が 1 0 μ πι以下であり、 該微細マルテンサイ トの面積率が 1 0〜 3 0 %であることを特徴と する請求項 7記載のバウシンガー効果の発現の小さい鋼板。
9. 鋼管の拡管前後の周方向圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0 . 7以上であるこ とを特徴とする請求項 7または 8記載のバウシン ガー効果の発現が小さい鋼管。
1 0. 質量0 /。で、 C : 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0 . 0 1 %以下、 八 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N : 0. 0 1 %以下 を含み残部鉄および不可避的な不純物からなることを特徴とする請 求項 7〜 9のいずれかの項に記載のバウシンガー効果の発現が小さ い鋼管。
1 1. 質量％で、 さらに、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 %以 下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1. 0 %以 下、 N i ： 1 . 0 %以下、 C u ： 1 . 0 %以下、 B ： 0. 0 0 3 % 以下、 C a ： 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有するこ とを特徴とする請求項 1 0記载のパゥシンガー効果の発現が小さい 鋼管。
1 2. 質量0 /0で、 C ： 0. 0 3〜 0. 1 0 %を含有し、 一 2 0 °C における周方向の Vノ ツチシャルピー値が 4 0 J以上であり、 変形 付与前後における圧縮応力歪曲線での比例限の比が 0. 7以上であ ることを特徴とする請求項 1 0または 1 1記載のバウシンガー効果 の発現が小さい鋼管。
1 3. 質量％で、 C ： 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0 . 0 1 %以下、 A 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N ： 0. 0 1 %以下 を含み、 さ らに、 選択的に、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 %以 下、 M o ： 0. 5 %以下、 T i ： 0. 1 %以下、 C r ： 1. 0 %以 下、 N i ： 1. 0 %以下、 C u ： 1. 0 %以下、 B ： 0. 0 0 3 % 以下、 C a ： 0. 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有し、 残 部鉄および不可避的な不純物からなる鋼板を 7 6 0〜 8 3 0 °Cに加 熱し、 その後焼入れすることを特徴とする請求項 5記載のバウシン ガー効果の発現が小さい鋼板の製造方法。
1 4. 母材の成分が、 質量％で、 C ： 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1〜 0. 8 %、 M n ： 0. 3〜 2. 5 % P ： 0. 0 3
%以下、 S ： 0. 0 1 %以下 、 A 1 ： 0. 0 0 1〜 〇 . 1 %、 N ：
0. 0 1 %以下を含み、 さらに 、 選択的に 、 N b ： 〇 . 1 %以下、
V ： 0. 3 %以下、 M 0 ： 0 • 5 %以下、 T i ： 0 • 1 %以下、 C r ： 1. 0 %以下、 N i ： 1 • 0 %以下、 C u ： 1 • 0 %以下、 B
： 0. 0 0 3 %以下 N C a ： 0 . 0 0 4 %以下の 1種または 2種以 上を含有し、 残部鉄および不可避的な不純物からなる鋼管を 7 6 0
〜 8 3 0 °Cに加熱し 、 その後焼入れすることを特徴とする請求項 1
1記載のパゥシンガ一効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
1 5. 質量％で、 C ： 0. 0 3〜 0. 3 0 %、 S i ： 0. 0 1〜
0. 8 %、 M n ： 0 . 3〜 2 • 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0
. 0 1 %以下、 A 1 : 0. 0 0 1〜 0. 1 %、 N ： 0 . 0 1 %以下 を含み、 さ らに、 選択的に、 N b ： 0. 1 %以下、 V ： 0. 3 %以 下、 M o ： 0. 5 %以下、 τ 1 : 0. 1 %以下、 c r ： 1. 0 %以 下、 N i ： 1. 0 %以下、 c u ： 1. 0 %以下、 B 0. 003 % 以下、 C a ： 0 . 0 0 4 %以下の 1種または 2種以上を含有し、 残 部鉄および不可避的な不純物からなるス ラブを熱延鋼板とし、 これ をロール成形によ り筒状にした後、 電鏠溶接を行って電縫管と し、 次いで 7 6 0〜 8 3 0 °Cに加熱後、 水冷することを特徴とする請求 項 1 1記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
1 6 . 電縫溶接後、 シーム溶接部を A c 3点以上に加熱するシー ム熱処理を施し、 7 6 0〜 8 3 0 °Cに加熱し、 水冷することを特徴 とする請求項 1 5記載のバウシンガー効果の発現が小さい鋼管の製 造方法。
1 7 . 熱延鋼板がフェライ ト · パーラィ ト組織またはフェライ ト • ペイナイ ト組織を有することを特徴とする請求項 1 5または 1 6 記載のバゥシンガー効果の発現が小さい鋼管の製造方法。
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