特許 6475758 拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材と拡管された鋼管並びにこれらの製造方法

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B2)

(11)【特許番号】6475758

(24)【登録日】2019年2月8日

(45)【発行日】2019年2月27日

(54)【発明の名称】拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材と拡管された鋼管並びにこれらの製造方法

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20190218BHJP

   C22C 38/04 20060101ALI20190218BHJP

   C22C 38/38 20060101ALI20190218BHJP

   C21D 8/00 20060101ALI20190218BHJP

【ＦＩ】

   C22C38/00 302A

   C22C38/04

   C22C38/38

   C21D8/00 D

【請求項の数】5

【全頁数】10

(21)【出願番号】特願2016-573751(P2016-573751)

(86)(22)【出願日】2014年11月28日

(65)【公表番号】特表2017-525841(P2017-525841A)

(43)【公表日】2017年9月7日

(86)【国際出願番号】KR2014011531

(87)【国際公開番号】WO2015194717

(87)【国際公開日】20151223

【審査請求日】2017年2月8日

(31)【優先権主張番号】10-2014-0073369

(32)【優先日】2014年6月17日

(33)【優先権主張国】KR

【前置審査】

(73)【特許権者】

【識別番号】592000691

【氏名又は名称】ポスコ

【氏名又は名称原語表記】ＰＯＳＣＯ

(74)【代理人】

【識別番号】110000051

【氏名又は名称】特許業務法人共生国際特許事務所

(72)【発明者】

【氏名】イ ハク チョル

(72)【発明者】

【氏名】ソ イン シク

(72)【発明者】

【氏名】イ スン ギ

(72)【発明者】

【氏名】イ ホン ジュ

【審査官】 守安 太郎

(56)【参考文献】

【文献】 特表２０１３−５１５８６４（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平０９−２４９９４０（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開平１０−１２１２０２（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２００９−５０６２０６（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特開２０１２−０３６４３９（ＪＰ，Ａ）

【文献】 特表２００８−５２８８０９（ＪＰ，Ａ）

(58)【調査した分野】（Int.Cl.，ＤＢ名）

Ｃ２２Ｃ ３８／００−３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／００

Ｃ２１Ｄ ８／１０

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

質量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
前記Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たしており、
微細組織がオーステナイト単相組織からなることを特徴とする拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材。

【請求項2】

質量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、
前記Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たしており、
微細組織が、５〜５０面積％のマルテンサイトと５０〜９５面積％のオーステナイトからなることを特徴とする拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管された鋼管。

【請求項3】

質量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たす鋼スラブを再加熱した後、仕上げ圧延温度が８５０〜１０５０℃になるように熱間圧延して熱延鋼材を得る段階と、
前記熱延鋼材を５℃／ｓ以上の速度で６００℃以下まで冷却する段階と、を含むことを特徴とする拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材の製造方法。

【請求項4】

質量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部がＦｅ及びその他の不可避不純物からなり、前記Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たしており、
微細組織がオーステナイト単相組織からなる熱延鋼材を造管して鋼管を得る段階と、
前記鋼管を拡管する段階と、を含むことを特徴とする拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管された鋼管の製造方法。

【請求項5】

前記鋼管を得る段階後に、前記鋼管の横断面の形状が円形を有するように前記鋼管の形状を調整する加工を行う段階を更に含むことを特徴とする請求項４に記載の拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管された鋼管の製造方法。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材と拡管された鋼管並びにこれらの製造方法に係り、より詳しくは、微細組織がオーステナイト単相組織からなる鋼材および微細組織がマルテンサイトとオーステナイトからなる鋼管を含む拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材と拡管された鋼管並びにこれらの製造方法に関する。

【背景技術】

【0002】

一般に、地表から地下の油田まで鋼管を敷設するためには、まず地表から所定の深さまで掘削し、ケーシングと呼ばれる鋼管を埋設することで、壁の崩壊を防止する。その後、ケーシングの先端から更に地下を掘削して、より深い井戸を掘り、先に埋設したケーシングの内部を介して新しいケーシングを埋設する。この作業を繰り返すことで、最終的に油田に達する油井管（チュービング）を敷設する。非常に深い井戸を掘削する場合は、直径が異なる多くの種類のケーシングを必要とする。これは、原油やガスを介する油井管の直径は決まっているためである。これにより、直径方向における掘削面積を広くする必要がある。したがって、ケーシングとして用いられるための鋼管には、優れた拡管性が求められる。

【0003】

一方、このような鋼管は、内部から外部方向に引張応力が与えられて拡管されるが、鋼管に外圧による応力が外部から内部方向に与えられた場合、すなわち、圧縮応力がかかった場合は、この圧縮応力に対する耐力が急激に低下するという問題がある。これは、バウシンガー効果（Ｂａｕｓｃｈｉｎｇｅｒ’ｓ ｅｆｆｅｃｔ）として知られているが、塑性変形後に、塑性のための方向の応力とは反対の応力を加える場合、元から有していた圧縮降伏強度より低い応力でも変形が生じるという現象が原因である。したがって、拡管用鋼管には、優れた拡管性だけでなく、優れた圧壊（ｃｏｌｌａｐｓｅ）抵抗性を発揮することができる高いレベルの圧縮降伏強度も求められる。

【0004】

従来は、拡管用鋼管の製造のためには、延伸率に優れた低強度のフェライト−パーライト組織を有する炭素鋼を用いた。このような代表的な技術として特許文献１が挙げられる。炭素鋼の場合は、拡管性が２０％未満の低い水準であるため、拡管用鋼材として用いるのに限界があり、拡管後の強度の確保も容易ではないだけでなく、バウシンガー効果が原因で圧壊抵抗性が低いという問題点があった。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0005】

【特許文献1】特許第４８３３８３５号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0006】

本発明の課題は、優れた拡管性及び圧壊抵抗性を有する高強度拡管用鋼材と拡管された鋼管並びにこれらの製造方法を提供することにある。

【課題を解決するための手段】

【0007】

本発明の一実施形態は、重量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たしており、微細組織がオーステナイト単相組織からなる拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材を提供する。

【0008】

本発明の他の実施形態は、重量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たしており、微細組織が、５〜５０面積％のマルテンサイトと５０〜９５面積％のオーステナイトからなる拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管された鋼管を提供する。

【0009】

本発明の更に他の実施形態は、重量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たす鋼スラブを再加熱した後、仕上げ圧延温度が８５０〜１０５０℃になるように熱間圧延して熱延鋼材を得る段階と、熱延鋼材を５℃／ｓ以上の速度で６００℃以下まで冷却する段階と、を含む拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管用鋼材の製造方法を提供する。

【0010】

本発明の更に他の実施形態は、重量％で、Ｍｎ：１２〜１８％、Ｃ：０．３〜０．６％、残部Ｆｅ及びその他の不可避不純物を含み、Ｃ及びＭｎは、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８の条件を満たしており、微細組織が、オーステナイト単相組織からなる熱延鋼材を造管して鋼管を得る段階と、鋼管を拡管する段階と、を含む拡管性及び圧壊抵抗性に優れた高強度拡管された鋼管の製造方法を提供する。

【発明の効果】

【0011】

本発明によると、均一延伸率に優れ、高い拡管性を有するだけでなく、造管後の鋼材の形状が円形になるようにするための加工時にマルテンサイトが形成されるようにすることによって、優れた圧縮降伏強度を有する拡管用鋼材及び拡管された鋼管、並びにこれらの製造方法を提供することができる。

【図面の簡単な説明】

【0012】

【図1】本発明の一実施形態による実施例３の微細組織写真である。

【図2】本発明の範囲を外れる比較例５の微細組織写真である。

【発明を実施するための形態】

【0013】

本発明者らは、従来の拡管用鋼材が有していた問題を解決するための研究を行っていたところ、高マンガン鋼は、オーステナイト系鋼材特有の優れた均一延伸率を有するため優れた拡管性を確保することができ、且つ正偏析帯と負偏析帯の合金組成の違いにより、負偏析帯のオーステナイト安定度が低くなることを見出した。これにより、拡管による変形を行うことによって負偏析帯のオーステナイトがマルテンサイトに変態するようにして、組織の内部に多量の転位マルテンサイトを生成させることにより、バウシンガー効果を低下させることができるという知見を得て、本発明を完成させた。

【0014】

以下、本発明について説明する。

【0015】

マンガン（Ｍｎ）：１２〜１８重量％
Ｍｎは、代表的なオーステナイト安定化元素であって、均一延伸率を向上させて拡管性を改善させることができる。また、Ｍｎは、鋳造時に鋼材の内部に偏析するという現象を起こす。本発明では、この現象を利用し、拡管時に、Ｍｎの偏析が活発に行われる正偏析帯ではオーステナイトが安定して存在するように、一方正偏析帯に比べてＭｎの含有量が少ない負偏析帯ではオーステナイトがマルテンサイトに変態するようにして、最終的には鋼材の厚さ方向にオーステナイトとマルテンサイトとが反復的な層状構造を有するようにして圧壊抵抗性を向上させた。
但し、Ｍｎが１２重量％未満の場合は、オーステナイトの安定化度が低下して、マルテンサイト組織が形成される可能性がある。その結果、オーステナイト単相組織を確保することが困難になるために拡管性が低下する可能性がある。また、１８重量％を超えた場合は、負偏析帯におけるオーステナイト安定化度が過度に高くなり、拡管による変形を加えてもマルテンサイトに変態しないことがあるという問題が発生する。
よって、Ｍｎの含有量は、１２〜１８重量％の範囲を有することが好ましい。また、Ｍｎの下限は、より好ましくは１３重量％、更に好ましくは１４重量％である。更に、Ｍｎの含有率の上限は、より好ましくは１７重量％、更に好ましくは１６重量％である。

【0016】

炭素（Ｃ）：０．３〜０．６重量％
Ｃは、オーステナイト安定化元素であって、均一延伸率を向上させる役割を果たすだけでなく、強度を向上させ、加工硬化率を高めるのに有利な元素である。また、Ｃも、Ｍｎが偏析する領域に偏析しやすいため、拡管後の微細組織がオーステナイトとマルテンサイトとの反復的な層状構造を有するようにすることによって圧壊抵抗性を向上させる役割を果たす。
但し、Ｃの含有量が０．３重量％未満の場合は、強度及び加工硬化率の向上効果が低下する可能性があるだけでなく、Ｍｎと同様に、オーステナイト安定化度が低下してマルテンサイト組織が形成されることがある。その結果、オーステナイト単相組織を確保することが困難になるため拡管性が低下するおそれがある。また、０．６重量％を超えた場合には、カーバイドが多く析出して均一延伸率を低下させ、優れた拡管性を確保することが困難となり得る。また、負偏析帯におけるオーステナイト安定化度が過度に高くなり、拡管による変形が加わってもマルテンサイトに変態しないという問題が発生する可能性がある。
よって、Ｃの含有量は、０．３〜０．６重量％の範囲を有することが好ましい。また、Ｃの下限は、より好ましくは０．３５重量％、更に好ましくは０．４重量％である。なお、Ｃの上限は、より好ましくは０．５５重量％、更に好ましくは０．５重量％である。

【0017】

本発明が提案する鋼材は、Ｍｎ及びＣが上記の組成範囲を満たすとともに、２３≦３５．５Ｃ＋Ｍｎ≦３８で表される成分関係式を満たすことが好ましい。
式３５．５Ｃ＋Ｍｎの値が２３未満の場合には、オーステナイト安定化度が減少して、オーステナイト単相組織を得ることが困難になために拡管性が低下する可能性がある。また、式３５．５Ｃ＋Ｍｎの値が３８を超える場合には、オーステナイト安定化度が過度に増加して拡管後も負偏析帯においてオーステナイトがマルテンサイトに変態しないという問題が発生して、圧壊抵抗性が低下するおそれがある。

【0018】

本発明が提案する鋼材は、上述した合金組成及び成分関係式を満たす場合には、追加の合金元素を添加しなくても、優れた拡管性及び圧壊抵抗性を確保することができる。但し、後述するような理由により、Ｃｒ５重量％以下、又はＣｕ２重量％以下のうちの１種または２種を更に含むことができる。

【0019】

クロム（Ｃｒ）：５重量％以下
Ｃｒは、強度を向上させるのに有利な元素である。但し、Ｃｒが５重量％を超えた場合は、カーバイドが多量に析出して延伸率が低下する可能性がある。

【0020】

銅（Ｃｕ）：２重量％以下
Ｃｕは、延伸率を向上させるのに有利であるだけでなく、耐腐食性を向上させる元素である。但し、Ｃｕが２重量％を超えた場合は、オーステナイトが安定化しすぎるために、オーステナイトがマルテンサイトに変態することが困難になり得る。

【0021】

一方、本発明の鋼材は、アルミニウム（Ａｌ）を微量含んでもよい。しかし、Ａｌは、オーステナイトを安定化させる元素であり、負偏析帯においてオーステナイトがマルテンサイトに変態するのを妨害し、拡管を行ってもオーステナイト単相組織が形成されることがあるため、本発明ではＡｌを含まないことが好ましい。

【0022】

本発明が提案する鋼材は、オーステナイト単相組織を有することが好ましく、これにより、優れた均一延伸率及び加工硬化率を確保することができる。但し、本発明の鋼材の微細組織は、製造工程上必然的に形成されるカーバイド析出物を含むことがある。カーバイド析出物の上限は１面積％以下に制限することが好ましい。カーバイド析出物の上限が１面積％を超えた場合には、延伸率が低下して優れた拡管性を確保することが困難となり得る。

【0023】

また、本発明の鋼材は、拡管工程を行うことにより負偏析帯においてオーステナイトがマルテンサイトに変態するようにして、組織の内部に多量の転位マルテンサイトを生成させ、マルテンサイトと正偏析帯のオーステナイトとが鋼材の厚さ方向に交互に存在する層状構造の微細組織を有するようにすることにより、バウシンガー効果を低減させることができる。

【0024】

マルテンサイト及びオーステナイトは、それぞれ５〜５０面積％及び５０〜９５面積％の分率を有することが好ましい。ここで、マルテンサイトが５０面積％を超えるか、またはオーステナイトが５０％未満の場合には、多量に形成されるマルテンサイト内にクラックが発生し、更にオーステナイトの分率も不足して、延伸率が低下する可能性がある。また、マルテンサイトが５面積％未満であるか、もしくはオーステナイトが９５面積％を超えた場合は、バウシンガー効果の低減が容易ではないため圧縮降伏強度が低くなるおそれがある。

【0025】

上述のように、本発明は、上記の合金組成を有し、微細組織が、５〜５０面積％のマルテンサイトと５０〜９５面積％のオーステナイトからなる鋼管を提供することができる。これにより、両端が固定された拡管試験時に、３０％以上の拡管率を確保することができ、オーステナイトとマルテンサイトが径方向に交互に存在する層状構造を有するようにすることにより、拡管後に５００ＭＰａ以上の優れた圧縮降伏強度を確保し、高い圧壊抵抗性を有することができる。

【0026】

以下、本発明の鋼材及び鋼管の製造方法について説明する。

【0027】

まず、上述の合金組成を有する鋼スラブを再加熱した後、熱間圧延して熱延鋼材を得る。このとき、上記熱間圧延は、仕上げ圧延温度が８５０〜１０５０℃になるようにして行うことが好ましい。上記仕上げ圧延温度が８５０℃未満の場合は、カーバイドが析出して均一延伸率が低下する可能性があり、微細組織がパンケーキ化して、組織異方性に起因する不均一延伸が発生するおそれがある。また、上記仕上げ圧延温度が１０５０℃を超えた場合には、結晶粒が粗大化し、強度が低下するという問題が発生する可能性がある。よって、上記仕上げ圧延温度は、８５０〜１０５０℃の範囲を有することが好ましい。一方、上記再加熱は、当該技術分野で通常的に用いられる温度範囲内で行われればよいため、本発明では上記再加熱温度の範囲について特に限定しない。

【0028】

熱間圧延を通じて得られる熱延鋼材を５℃／ｓ以上の速度で６００℃以下まで冷却することが好ましい。これにより、結晶粒界において炭化物が析出するのを抑制し、拡管性の低下を防止することができる。冷却速度が５℃／ｓ未満であるか、または冷却停止温度が６００℃を超えた場合には、カーバイドが析出し、延伸率が低下するという問題が発生する可能性がある。よって、冷却は、５℃／ｓ以上の速度で６００℃以下まで行われることが好ましい。冷却速度は、１０℃／ｓ以上の速度を有することがより好ましく、１５℃／ｓ以上の速度を有することが更に好ましい。但し、工程条件上限界があるため、５００℃／ｓを超えることは困難である。冷却停止温度も６００℃以下の条件を満たしていれば、本発明の効果を得ることができるため、その下限については特に限定しない。冷却停止温度は５００℃以下であることがより好ましい。

【0029】

その後、鋼管を製造するために、上記のように冷却された熱延鋼材を造管して鋼管を得る。但し、このようにして得られる鋼管は、その形状が円形を有していないことから、製品として用いることが困難であるため、上記鋼管の形状を調整する加工を行い、上記鋼管の形状が円形を有するようにすることが好ましい。このとき、加工は、上記鋼管を１〜１０％の変形率で縮管または拡管する工程であってもよい。ここで、上記拡管は、鋼管製造後にケーシングなどの製品に適用されて拡管する場合とは区別されることに留意する必要がある。

【実施例】

【0030】

以下、実施例を通じて本発明を詳細に説明する。但し、下記実施例は、本発明をより詳細に説明するための例示であるだけで、本発明の権利範囲を限定するものではない。

【0031】

（実施例）
下記表１のような合金組成を有する鋼スラブを、表２に記載された条件を用いて熱延鋼材を得た。この熱延鋼材を造管して鋼管を得た後、鋼管の形状が円形になるように５％の変形率で加工を行った。このようにして得られた鋼管に対して、微細組織の分率及び拡管率を測定し、その結果を下記表３に示した。また、鋼管に対して３０％の拡管率で拡管を行った後、微細組織の分率及び圧縮降伏強度を測定し、その結果を下記表３に示した。

【0032】

【表1】

【0033】

【表2】

【0034】

【表3】

【0035】

上記表１〜３から分かるように、本発明が提案する合金組成と製造条件とを満たしている実施例１〜６の場合は、拡管前にはオーステナイト単相組織を有するが、拡管後は５〜５０面積％のマルテンサイトと５０〜９５面積％のオーステナイトとからなる微細組織を確保することで、優れた拡管率及び圧縮降伏強度を有することが分かる。

【0036】

これに対し、比較例１〜３の場合は、本発明が提案する合金組成を有するとはいえ、製造条件を満たしていないため、それぞれ圧延中（比較例１）、冷却中（比較例２）、冷却完了後（比較例３）に炭化物が析出し、均一延伸率が低下するため、拡管率が著しく低くなることが分かる。更に、拡管時に破断が発生するため、圧縮降伏強度を測定することが不可能であった。

【0037】

比較例４の場合は、本発明が提案する成分関係式の値が２３以上であるという条件を満たしていないため、負偏析帯に先にマルテンサイトが生成し、拡管後もマルテンサイトが過剰に生成するため、拡管率が低い水準であったことが分かる。

【0038】

比較例５の場合は、本発明が提案する成分関係式の値が３８以下であるという条件を満たしていないため、オーステナイトが過度に安定化して拡管後のマルテンサイトへの変態が少なくなり、その結果、バウシンガー効果が大きくなり、圧縮降伏強度が低い水準であることが分かる。

【0039】

比較例６の場合は、Ｃの含有量が非常に低く、マルテンサイトに変態しても、組織の内部にＣの量が少ないため、圧縮降伏強度が低い水準であることが分かる。

【0040】

図１は実施例３の微細組織写真であり、図２は比較例５の微細組織写真である。図１に示すように、本発明の条件を満たしている場合は、拡管後に適正分率のマルテンサイトが形成されることが分かる。一方、本発明の合金組成を満たしていない場合は、図２に示すように、マルテンサイトが少ししか形成されないためにバウシンガー効果が大きくなってしまったことが分かる。

【図1】

【図2】