CN102365376B - 无缝钢管的制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种无缝钢管的制造方法。该无缝钢管的制造方法对钢坯进行热穿孔及热轧，再进行热处理，该钢坯由下述成分组成构成：按质量％计，C：0.15％～0.35％、Si：0.05％～0.5％、Mn：0.1％～1.5％、Cr：0.2％～1.5％、Mo：0.1％～1.5％、Ti：0.005％～0.50％、Al：0.001％～0.50％，其余部分由Fe和杂质构成，杂质中的Ni为0.1％以下，P为0.04％以下，S为0.01％以下，N为0.01％以下，O为0.01％以下；其特征在于，自热轧后的钢管的温度为Ar3相变点以上的温度起进行直接淬火，之后，在与进行上述直接淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中以450℃～Ac1相变点的温度实施加热处理，还将实施了上述加热处理的钢管再加热，自Ac3相变点以上的温度起进行淬火，以Ac1相变点以下的温度进行回火。不会对制品性能产生不良影响，能够抑制产生冲击裂纹、自发开裂等延迟破坏。
Description
技术领域
本发明涉及一种低合金钢无缝钢管的制造方法，特别涉及一种在直接淬火或在线热处理中制造韧性优良的低合金钢无缝钢管的方法，在该制造过程中能够防止发生延迟破坏的制造方法。另外，“在线热处理”的意思是指不将热轧后的钢管冷却而进行将其在炉等中以Ar3点以上的温度均热的后淬火的方法。以下，将在热轧后在炉等中加热钢管来进行后淬火的工序称作“在线热处理工序”，而且，将该方法称作“在线热处理法”。
背景技术
无缝钢管鉴于其可靠性，以对于耐腐蚀性、韧性要求高度性能的OCTG(Oil Country Tubular Goods)、管线管(line pipe)等的用途领域为中心被广泛应用，将各种低合金钢作为原料的无缝钢管也在这些用途领域中使用。在无缝钢管的制造过程中，出于确保强度特性、韧性的目的，大多情况下在热制管之后进行淬火、回火的热处理。作为淬火、回火的热处理的方法，以往，通常在热制管完成之后在离线的热处理炉中将暂时冷却了的钢管再加热到Ac3相变点以上，进行淬火，再以Ac1相变点以下的温度进行回火(再加热淬火法)。但是，从节省工艺、节能的方面考虑，同时也研究了利用热制管后的钢管所具有的潜伏热将刚刚热制管后的钢管从Ar3相变点以上进行直接淬火、之后进行回火的工艺(直接淬火法)，而且施加了改良。
在专利文献1中公开了一种耐硫化物应力腐蚀裂纹性优良的高强度钢管的制造方法，该制造方法包括这些工序：以Ac3相变点以上的温度将特定组成的低合金钢的连续铸造钢坯加工 成无缝钢管，进行直接淬火之后，将上述钢管再加热到Ac3相变温度～Ac3相变温度+100℃的温度范围，从该温度起再次淬火；之后，以Ac1相变点以下的温度进行回火。其在单纯的直接淬火法的回火之前引入再加热淬火，与单纯的直接淬火法相比，利用细粒化大幅度改善了耐硫化物应力腐蚀裂纹性。
另外，在专利文献2中公开了一种与专利文献1相同的在直接淬火之后具有进行再加热淬火的工序的高强度钢管的制造方法，其中，在直接淬火之后，在特定条件下进行回火，对析出碳化物进行控制。
在专利文献3中公开了一种耐硫化物应力裂纹性(以下称作“耐SSC性”)优良的高强度无缝钢管的制造方法，该制造方法包括：在将特定组成的低合金钢的钢坯热穿孔、轧制来制造无缝钢管时，接着穿孔，以精轧温度800℃～1050℃进行截面压缩率为40％以上的精轧，之后，在850℃～1100℃的温度区域的特定条件下进行“再加热”，之后立即进行“直接淬火”，接着以Ac1相变点以下的温度进行回火。另外，也记载有在“直接淬火”之后进行1次～2次再加热淬火的方法。
在此，专利文献3的权利要求1中所说的“再加热”并不是从常温起的再加热，而是在精轧与直接淬火的工序之间进行的“再加热”，相当于本说明书中所说的“补热”。该“再加热”作为再结晶处理而有助于晶粒的微细化。另外，在专利文献3中虽然使用了“直接淬火”这样的语言，但专利文献3的直到“直接淬火”为止的工序相当于本说明书中所说的在线热处理。即，专利文献3涉及在线热处理法的改良技术，或者涉及将再加热淬火与线热处理工序组合而成的技术。
并且，在专利文献4中公开有一种无缝钢管的制造方法，该制造方法按顺序连续地实施这样的工序：在以特定应变速度 穿孔轧制之后，利用连续延伸轧机与精轧机相接近地配置的轧机组，以特定的平均应变速度及40％以上的加工度，使精轧温度为800℃～1050℃地进行轧制，之后以80℃/分钟以上的冷却速度淬火到Ar3相变点以下的温度，再将冷却的钢管再加热到850℃～1000℃，之后进行淬火，接着进行回火。
该无缝钢管的制造方法的特征在于，在一连串的连续生产线中进行该工序，在热精轧完成之后，暂且冷却到Ar3相变点以下(其中，冷却在中途停止)，之后再加热，从而引起从体心立方构造(BCC)的铁素体相向面心立方构造(FCC)的奥氏体相的逆相变。
专利文献1：日本特开平6-220536号公报
专利文献2：日本特开2000-297344号公报
专利文献3：日本特开平8-311551号公报
专利文献4：日本特开平9-287028号公报
发明内容
发明要解决的问题
这样，公开了许多组合有向直接淬火法、在线热处理法中组合再加热淬火(或者还有之后的回火)而成的热处理的直接淬火、在线热处理(以下有时合称为“直接淬火等”)的改良技术。
而且，像专利文献4所公开的那样，在一连串的连续生产线中制造无缝钢管很有效率。但是，若欲使专利文献4的发明实际化，则在需要巨额的设备投资的同时，由于是连续生产线，因此存在各工序单位的处理时间等产生制约的问题。
另一方面，专利文献1～3中公开的方法并不是必须在连续生产线中进行的制造方法，因此，只要在热制管的精轧机出侧 有用于淬火的骤冷设备或者在精轧机出侧有用于在第1次淬火之前进行加热的设备、在该设备的出侧有骤冷设备，就能够通过并用离线的淬火用加热炉、淬火用的骤冷设备、回火炉来实施。即，专利文献1～3中公开的方法与专利文献4中公开的方法相比，能够通过将现存的设备的一部分改造、挪用而容易地实施。
但是，在离线地进行用于第2次淬火(再加热淬火)的再加热之后的工序的情况下，在第1次淬火(直接淬火等)结束之后，需要将钢管输送到离线淬火炉的入侧，或者需要根据情况将钢管保管到进行再加热淬火为止。在这种情况下，产生钢管输送时的冲击裂纹、保管时的自发开裂(season cracking)的问题。这些冲击裂纹、自发开裂被认为是延迟破坏的一种，在淬火状态的钢管中易于产生。
即，通过将直接淬火或者在线热处理和离线的再加热淬火、回火组合起来，能抑制旧奥氏体粒径的粗大化，提高韧性。但是，在低合金钢的情况下，为了利用直接淬火得到淬火的效果，需要骤冷、通常为水冷，这种状态的低合金钢的钢管易于产生冲击裂纹等延迟破坏，因此，在向生产线外的淬火设备的输送过程中易于产生缺陷。
本发明的目的在于提供一种无缝钢管的制造方法，在将利用直接淬火等进行淬火后的钢管离线地利用再加热淬火、回火来实施热处理的低合金钢无缝钢管的制造过程中，不会对制品性能产生不良影响，能够抑制产生冲击裂纹、自发开裂等延迟破坏。
用于解决问题的方案
本发明人等对于抑制冲击裂纹的手段反复进行了深入研究和实验，结果得出如下的(a)～(f)所示的见解。
(a)也考虑到工厂中的操作经验，若再加热淬火之前的阶段中的钢的硬度为HRC42以下、优选为HRC41以下，就基本上不会对输送阶段中的通常的冲击产生问题。特别优选为HRC40以下。
(b)为了使再加热淬火之前的阶段中的钢的硬度为HRC42以下、优选为HRC41以下、特别优选为HRC40以下，在热制管完成之后，直接淬火结束、自实施该工序的生产线输送之前，使无缝钢管的硬度为HRC42以下、优选为HRC41以下、特别优选为HRC40以下即可。
(c)通常，淬火状态的钢的硬度较高，利用回火使硬度降低的做法广为周知。因而，若在直接淬火之后输送到生产线外之前编入回火工序，能在输送之前使钢的硬度降低，因此，能够抑制输送时的冲击裂纹等延迟破坏。
(d)但是，在直接淬火之后进行通常的回火的情况下，离线地进行再加热淬火回火时，根据情况，能看出旧奥氏体粒径粗大化的倾向，在直接淬火中组合离线淬火回火的意义受损。另外，这里所说的“旧奥氏体粒度”是指在工序中存在多个淬火工序的情况下在最终的淬火阶段结束之后的阶段中观察到的粒度。
(e)而且，通过在直接淬火之后在特定的条件范围内进行加热处理，能使作为原本目的的旧奥氏体粒的微细化和耐冲击裂纹性的改善同时成立。
另外，该加热处理依赖于加热处理的温度。而且，作为Larson-Miller型的参数，优选使用下述(1)式将PL值调整到规定的范围。由此，能够调整到能够满足钢的硬度的范围。
PL＝[T+273]×[19.78+log(t)](1)式
其中，T是加热处理温度(℃)，t是加热处理时间(hr)， log是常用对数。
（f）另外，以上对于在热精轧之后进行直接淬火的情况进行了说明，但在热精轧之后在炉中加热而进行淬火的情况（在线热处理法的情况）下，效果也完全相同。
本发明即是以上述见解为基础而完成的，其主旨在于下述（1）～（5）所示的无缝钢管的制造方法。以下，有时分别简称作“本发明（1）”～“本发明（5）”。另外，有时将本发明（1）～本发明（5）总称为“本发明”。
（1）一种无缝钢管的制造方法，该制造方法对钢坯进行热穿孔及热轧，再进行热处理，该钢坯由下述成分组成构成：按质量%计，C：0.15%～0.30%、Si：0.05%～0.5%、Mn：0.1%～1.5%、Cr：0.2%～1.5%、Mo：0.1%～1.5%、Ti：0.005%～0.50%、Nb：0.005%～0.4%、Al：0.001%～0.50%、B：0.0001%～0.01%，其余部分由Fe和杂质构成，杂质中的Ni为0.1%以下，P为0.04%以下，S为0.01%以下，N为0.01%以下，O为0.01%以下；其特征在于，自热轧后的钢管的温度为Ar3相变点以上的温度起进行直接淬火，之后，在与进行上述直接淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中，以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（2）式的加热处理温度T以及加热处理时间t进行加热处理，使钢管的硬度为HRC42以下，之后再将实施了上述加热处理的钢管再加热，自Ac3相变点以上的温度起进行淬火，以Ac1相变点以下的温度进行回火，
PL=[T+273]×[19.78+log(t)]···（1）式
450℃≤T≤Ac1相变点···（2）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr。
（2）根据上述（1）的无缝钢管的制造方法，其特征在于，与进行直接淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中的加热处理以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（3）式的加热处理温度T以及加热处理时间t进行，
PL=[T+273]×[19.78+log(t)]···（1）式
500℃＜T≤Ac1相变点···（3）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr。
（3）一种无缝钢管的制造方法，该制造方法对钢坯进行热穿孔及热轧，再进行热处理；该钢坯由下述成分组成构成：按质量%计，C：0.15%～0.30%、Si：0.05%～0.5%、Mn：0.1%～1.5%、Cr：0.2%～1.5%、Mo：0.1%～1.5%、Ti：0.005%～0.50%、Nb：0.005%～0.4%、Al：0.001%～0.50%、B：0.0001%～0.01%，其余部分由Fe和杂质构成，杂质中的Ni为0.1%以下，P为0.04%以下，S为0.01%以下，N为0.01%以下，O为0.01%以下；其特征在于，将热轧后的钢管在线地补热到Ar3相变点以上～1000℃的温度，自Ar3相变点以上的温度起进行在线淬火，之后，在与进行上述在线淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中，以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（2）的加热处理温度T以及加热处理时间t进行加热处理，使钢管的硬度为HRC42以下，之后还将实施了上述加热处理的钢管再加热，自Ac3相变点以上的温度起进行淬火，以Ac1相变点以下的温度进行回火，
PL=[T+273]×[19.78+log(t)]···（1）式
450℃≤T≤Ac1相变点···（2）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间， 单位为hr。
（4）根据上述（3）的无缝钢管的制造方法，其特征在于，与进行在线淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备的加热处理以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（3）式的加热处理温度T以及加热处理时间t进行，
PL=[T+273]×[19.78+log(t)]···（1）式
500℃＜T≤Ac1相变点（3）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr。
（5）根据上述（1）～（4）中任一项的无缝钢管的制造方法，其特征在于，钢坯的成分组成替代Fe的一部分而含有从下述（Ⅰ）～（Ⅱ）的元素组中的至少一组中选择的至少一种成分。
（Ⅰ）V：0.5%以下。
（Ⅱ）Ca：0.005%以下、Mg：0.005%以下、REM：0.005%以下。
发明的效果
本发明在将直接淬火后的钢管或者利用在线热处理法淬火后的钢管离线地利用再加热淬火、回火进行热处理来制造低合金钢无缝钢管时，不会对制品性能产生不良影响，能够抑制产生冲击裂纹、自发开裂等延迟破坏。
附图说明
图1是整理了PL值和加热处理后的硬度的关系的图。
图2是整理了PL值和再加热淬火后的奥氏体（γ）粒度的关系的图。
具体实施方式
下面，对本发明的低合金无缝钢管的制造方法进行详细地说明。
A.低合金钢的化学组成
本申请发明的无缝钢管的制造方法经过对由特定的低合金钢组成构成的钢坯进行热穿孔及热轧、再进行热处理的工序。首先，对在本发明的低合金无缝钢管的制造方法中特定的低合金钢的化学组成进行说明。以下，“%”是指“质量%”的意思。
C：0.15%～0.35%
C是为了提高钢的淬火性来提高强度所需的元素，在其含量为0.15%以下时，淬火效果不足，无法得到充分的强度。另一方面，在其含量大于0.35%时，耐冲击裂纹性显著降低，存在无法充分体现本发明的效果的情况，而且，仅是淬火操作就有可能在钢管中产生淬裂。因而，使C的含量为0.15%～0.35%。优选为0.20%～0.30%。
Si：0.05%～0.5%
Si是钢的脱氧所需的、有助于通过提高抗回火软化性（temper softening resistance）来提高耐SSC性的元素，但在过量含有时，具有使钢脆化的作用。出于脱氧和提高耐SSC性的目的，需要含有0.05%以上的Si，但在含量大于0.5%时，对韧性和耐SSC性产生不良影响，因此，使其含量为0.05%～0.5%。优选为0.10%～0.35%。
Mn：0.1%～1.5%
Mn是为了钢的脱氧和脱硫而含有的。但是，在其含量小于0.1%时，该效果不足，而在其含量大于1.5%时，钢的韧性和耐SSC性降低。因而，使Mn的含量为0.1%～1.5%。优选为0.20%～0.70%。
Cr：0.2%～1.5%
Cr是确保钢的淬火性、提高强度并提高耐SSC性的元素。但是，在其含量小于0.2%时，无法得到充分的效果，在其含量大于1.5%时，韧性和耐SSC性反而会降低。因而，使其含量为0.2%～1.5%。另外，Cr的优选含量为0.3%～1.0%。
Mo：0.1%～1.5%
Mo通过提高钢的淬火性来确保高强度，并通过提高抗回火软化性而能够高温回火，且有助于提高耐SSC性。但是，在其含量小于0.1%时，这些效果不足，而在其含量大于1.5%时，不仅这些效果饱和，也会由偏析反而导致耐SSC性变差。因而，使其含量为0.1%～1.5%。另外，Mo的优选含量为0.3%～0.8%。
Ti：0.005%～0.50%
Ti具有在用于离线淬火的再加热的升温过程中作为微细的碳氮化物析出、防止晶粒的粗大化及再加热淬火时的异常粒生长的效果。另外，由于Ti具有将作为钢中杂质的N固定的作用，因此，在向钢中添加B的情况下，具有在淬火时使B以固溶状态存在于钢中来提高钢的淬火性的作用。但是，在其含量小于0.005%时，这些效果较小，而在其含量大于0.50%时，会导致钢的韧性变差。因而，使Ti的含量为0.005%～0.50%。另外，Ti的优选含量为0.01%～0.10%。
Al：0.001%～0.50%
Al是有助于钢的脱氧的元素。但是，在其含量小于0.001%时，无法得到期望的效果，在其含量大于0.50%时，夹杂物变多而钢的韧性变差，由夹杂物的粗大化导致耐SSC性变差。因而，使其含量为0.001%～0.50%。
本发明的无缝钢管的化学组成除了上述成分之外，其余部分由Fe和杂质构成。在此，杂质的意思是指，在工业上制造无 缝钢管时，以矿石、废料等这样的原料为代表地因制造工序的各种原因而混入的成分，在不对本发明产生不良影响的范围内被容许。
本发明需要如下所述地抑制该杂质中的Ni、P、S、N和O（氧）的含量。
Ni：0.1%以下
Ni使钢的耐SSC性变差，在其含量大于0.1%时，耐SSC性显著变差。因而，使作为杂质元素的Ni的含量为0.1%以下。
P：0.04%以下
P在晶界中偏析而使钢的韧性和耐SSC性变差，在其含量大于0.04%时，韧性和耐SSC性显著变差。因而，使作为杂质元素的P的含量的上限为0.04%。优选为0.025%以下。
S：0.01%以下
S生成粗大的夹杂物而使钢的韧性和耐SSC性变差。在其含量大于0.01%时，韧性和耐SSC性显著变差。因而，使作为杂质元素的S的含量的上限为0.01%。优选为0.005%以下。
N：0.01%以下
N过量地存在时，存在与Al、Ti、Nb等一起生成粗大的夹杂物而使钢的韧性和耐SSC性变差的倾向，在其含量大于0.01%时，韧性和耐SSC性显著变差，因此，使作为杂质元素的N的含量的上限为0.01%。另外，N过量地存在时，妨碍B的淬火性提高效果，因此，在向钢中添加B的情况下，为了不妨碍B的添加效果，期望利用Ti来固定N。
O：0.01%以下
O与Al、Si等一起生成夹杂物，因其粗大化而使钢的韧性和耐SSC性变差。在其含量大于0.01%时，韧性和耐SSC性显著变差。因而，使作为杂质元素的O的含量的上限为0.01%。
另外，作为本发明的无缝钢管的化学组成，除了上述成分之外，根据需要能够替代Fe的一部分而作为任意成分还含有从B、V、Nb、Ca、Mg和REM（稀土类元素）中选择的一种以上。
B：0.01%以下
B能够根据需要而含有。B是以微量的含量提高钢的淬火性来改善耐SSC性的元素。但是，在B的含量大于0.01%时，钢的韧性和耐SSC性变差。因而，使B的含量为0.01%以下。另外，虽然B的含量为0.0001%以上就能得到B的效果，但为了稳定地得到B的效果，优选B的含量为0.0005%以上。另外，在Ti的含量较少、Ti对N的固定不充分的情况下，固溶N与B结合而形成BN，因此，有效的B浓度减少。B的添加量需要考虑Ti和N的含量。
V：0.5%以下
V能够根据需要而含有。只要含有，就会在回火时作为微细的碳化物（VC）析出，具有提高抗回火软化性、能够进行高温回火、结果提高耐SSC性的效果。特别是，具有利用与Nb的复合添加而对钢付与更大的抗硫化物应力裂纹性的作用，因此，能够根据需要而含有。但是，在其含量大于0.5%时，钢的韧性变差。因而，使V的含量为0.5%以下。优选V的含量为0.2%以下。另外，为了稳定地得到V的含有效果，优选使V的含量为0.05%以上。
Nb：0.4%以下
能够根据需要含有Nb。在含有Nb的情况下，在精轧之后进行处理，Nb会作为微细的碳氮化物析出，而防止晶粒的粗大化及再加热淬火时的异常粒生长。此外，固溶Nb在直接淬火后的回火时作为碳氮化物微细地析出，使旧奥氏体粒径微细化， 具有提高耐SSC性的效果，因此，能够根据需要而含有。但是，在Nb的含量大于0.4%时，钢的韧性变差，因此，使Nb的含量为0.4%以下。优选为0.1%以下。另外，为了稳定地得到Nb的含有效果，优选使Nb含量为0.005%以上。更优选使Nb含量为0.01%以上。
Ca：0.005%以下、Mg：0.005%以下、REM：0.005%以下
这些元素能够根据需要而含有。在含有这些元素的情况下，这样元素均会与作为杂质存在于钢中的S反应而形成硫化物，改善夹杂物的形状，且具有提高耐SSC性的作用，因此，能够根据需要含有这些元素中的至少一种。但是，在任一种元素的含量大于0.005%时，不仅韧性和耐SSC性降低，而且易于在钢表面产生缺陷。因此，这些元素的含量均为0.005%以下。优选均为0.003%以下。含有两种以上这些元素的情况下的合计量的上限为0.005%以下，优选为0.003%以下。另外，为了稳定地得到这些元素的含有效果，优选均含有0.0001%以上。
在此，REM是在镧系的15元素中组合Y和Sc而成的17元素的总称，能够含有这些元素中的一种或两种以上。另外，REM的含量是这些元素的合计含量的意思。
B.关于热穿孔和热轧以及热处理
在本发明中，上述由低合金钢构成的钢坯被加热到能够穿孔的温度范围，供于热穿孔。钢坯具有上述化学组成即可，可以是钢锭材料、大钢坯连铸材料、圆坯CC（Round Billet Continuous Casting：圆坯连铸）材料等，来历没有特别限制。穿孔前的钢坯加热温度通常为1100℃～1300℃的范围。热穿孔的手段并不一定有所限定，例如能够利用曼内斯曼穿孔等得到空心管坯。
对得到的空心管坯实施延伸加工和精加工。延伸加工是对由穿孔机穿孔后的空心管坯进行延伸并调整尺寸来制造目标形状、尺寸的无缝钢管的工序，例如，能够利用芯棒式无缝管轧机、芯棒轧管机等来进行。另外，精轧能够利用定径机等来进行。延伸加工及精加工的整体加工度并不一定有所限定。另外，轧制精加工温度期望为1100℃以下的范围。但是，在轧制的精加工温度大于1050℃时，产生晶粒的粗大化倾向，因此，更优选的轧制精加工温度为1050℃以下。另外，若轧制温度为900℃以下，则存在由于变形阻力的增大而导致加工有些困难的情况。
在本发明（1）和（2）中，在热加工完成之后迅速地进行淬火。淬火温度需要为至少Ar3相变点以上。这是由于：若小于Ar3相变点的温度，则不能将直接淬火后的组织做成马氏体主体的组织，在再次淬火之后无法得到规定的强度。作为淬火法，通常的水淬火非常经济，但只要是产生马氏体相变的淬火法即可，例如也可以是喷雾淬火。
在本发明（3）和（4）中，在热加工完成之后，钢管在炉中被加热到Ar3相变点～1000℃的范围。在进行大于1000℃的加热时，奥氏体的粗粒化显著，即使进行后工序的再加热淬火，也难以使旧奥氏体粒径微细化。在本发明（3）和（4）的方法中，由于在即将进行在线淬火之前加热到上述范围，因此，只要在利用炉进行加热处理之后立即淬火，就能够充分地确保Ar3相变点以上的淬火温度。淬火方法与本发明（1）和（2）的情况相同。
在本发明中，在上述直接淬火或者利用在线热处理法进行的淬火之后，在与进行上述直接淬火等的淬火装置相连接地设置的热处理设备中，以450℃～Ac1相变点的温度进行加热处理。
本发明的制造方法的特征在于，在上述直接淬火等之后，在与进行上述直接淬火等的淬火装置相连接地设置的热处理设备中，以Ac1相变点以下的温度进行加热处理。利用该加热处理工序能够使钢的硬度降低，从而防止在进行后续的离线热处理（离线淬火）之前的输送阶段、保管状态下产生延迟破坏。因而，为了该目的，需要不仅以上述Ac1相变点以下的温度进行加热处理，而且在与进行直接淬火等的淬火装置相连接地设置的热处理设备中进行该加热处理。因而，为了进行上述加热处理，离线地进行上述Ac1相变点以下的温度的加热处理的方式需要输送淬火后的钢管，在该输送阶段中会产生冲击裂纹的问题，因此完全没有意义。
上述Ac1相变点以下的温度的加热处理的目的在于将钢的硬度调整到HRC42以下。优选调整到HRC41以下，更优选调整到HRC40以下。由此，能够抑制钢管产生冲击裂纹、自发开裂等延迟破坏。该机构并不一定必须明确，但由于利用该热处理也大幅度提高了钢管的韧性，因此，韧性的提高也有可能有助于抑制冲击裂纹。
若上述加热处理的热处理温度小于450℃，难以在通常的热处理时间内将钢的硬度调整到HRC42以下，改善耐冲击裂纹性需要极长时间的热处理时间。因而，若进行小于450℃的加热处理，则在通常的热处理时间内无法得到使钢充分软化的效果。另一方面，若大于Ac1相变点，则会成为铁素体和奥氏体的两相区域，因此，在下一工序中无法完全进行从体心立方构造（BCC）的铁素体相向面心立方构造（FCC）的奥氏体相的逆相变，为了完全地进行该逆相变，插入离线淬火是没有意义的。优选上述加热处理的热处理温度大于500℃。下面，在本说明书中，为了与在再加热淬火之后进行的回火相区分，有时 将在直接淬火之后或者在线淬火之后且再加热淬火之前以钢管的软化为目的进行的热处理称作“软化处理”。
上述加热处理（软化处理）的合适时间是在与直接淬火等工序的淬火装置相连接的加热装置中与前工序连续地进行的时间，因此，在其特性方面，上述加热处理（软化处理）优选是短时间的热处理。从防止延迟破坏的方面考虑，并不排除长时间的软化处理，但若是短时间的软化处理，则其所用的设备规模为小规模即可。作为软化处理时间，优选为1min～300min，更优选为2min～60min。
软化处理依赖于软化处理的温度。在本发明中，作为Larson－Miller型的参数，能够使用以下的（1）式。
PL=[T+273]×[19.78+log(t)]…（1）式
其中，T是加热处理（软化处理）温度（℃），t是加热处理（软化处理）时间（hr），log是常用对数。
在这种情况下，优选使PL值满足14000～18600的范围地进行软化处理。在PL值为14000以上时，能够将钢的硬度调整到HRC42以下，从而能够进一步改善耐冲击裂纹性。而且，在PL值为18600以下时，能够将再加热淬火后的γ粒度No.做成8.5（依据ASTM E－112－96。下同。）以上的细粒，因此，改善耐SSC性的倾向更加显著。
更优选使PL值满足14000～18300的范围地进行软化处理，在这种情况下，能够将再加热淬火后的γ粒度No.做成8.7以上的细粒。
进一步优选使PL值满足17000～18000的范围地进行软化处理，在这种情况下，能够将再加热淬火后的γ粒度No.做成8.8以上的细粒，而且能够将钢的硬度调整到HRC40以下。
这样，在进行Ac1相变点以下的温度的软化处理时，与不 进行该软化处理的情况相比，看出再加热淬火后的旧奥氏体粒径变大的倾向。详细的机理并不一定必须明确，但假定随着上述软化处理的热处理温度的上升、热处理时间的长时间化，Ti、Nb的碳氮化物微细地析出。由于该碳氮化物在再加热淬火的过程中局部凝聚、粗大化，因此，在再加热淬火的Ac3相变点以上的均热阶段中钉扎效应（pinning effect）不完全，与直接淬火之后没有软化处理的情况相比，一般认为最后淬火后的旧奥氏体粒径稍稍变大。在仅直接淬火而没有软化处理的情况下，一般认为在基本上没有碳氮化物的状态下进行用于淬火的均热，因此，在该阶段中碳氮化物微细析出，充分地显现钉扎效应。因而，上述软化处理期望在使钢的硬度为HRC42以下、优选为HRC41以下、特别优选为HRC40以下所需限度的加热条件下进行。
软化处理后的冷却最好为气冷。
在软化处理之后，被冷却的钢管离线地被再加热而淬火，之后进行回火。用于进行离线淬火的再加热需要Ac3相变点以上的温度。由于淬火处理需要自奥氏体状态进行，因此，淬火温度确保Ar3相变点以上。在再加热的温度大于Ac3相变点＋100℃时，奥氏体粒粗大化，因此最好为Ac3相变点＋100℃以下的加热温度。作为淬火法，通常是水淬火，但只要是产生马氏体相变的淬火法，例如也可以是喷雾淬火。
为了不使奥氏体析出，最终的回火温度的上限为Ac1温度，但回火温度的下限根据目标的钢管强度而变化即可。在降低强度的情况下提高该温度，在提高强度的情况下以较低的温度进行回火。
进行了最终回火之后的冷却最好为气冷。
实施例1
利用连铸机浇铸表1所示的化学组成的钢种A～C，制作直径310mm的钢坯。在将该钢坯加热至1250℃之后，利用曼内斯曼穿孔机进行穿孔。之后，通过由芯棒式无缝管轧机进行延伸轧制及由缩径轧机进行缩径轧制，精加工成外径273.05mm×壁厚19.05mm×长度12m的制管尺寸。热加工的精轧温度为950℃。
完成了热轧后的钢管进行如下处理中的任一种：（a）保持原样地由水淬火进行直接淬火；（b）在热轧结束之后立即进行950℃×10min的补热，进行由水冷进行淬火的在线热处理。软化处理的条件如表2所示。另外，在表2中，DQ表示进行上述（a）的直接淬火，ILQ表示进行上述（b）的在线热处理。
为了模拟直接淬火之后或者利用在线热处理进行的淬火之后的软化处理的效果，将水冷淬火后的钢管分割，在实验炉中 在各种条件下进行热处理。然后，再在实验炉中进行模拟离线淬火回火的淬火、回火。用于进行淬火的加热条件为在920℃下均热时间20min，淬火为水淬火。最终的回火为在680℃～Ac1点的温度下均热时间30min～60min，调整为钢A、B的YS为90ksi级，钢C的YS为110ksi级。
作为调查项目，在直接淬火等之后经过了软化处理的阶段（对于作为比较材料的直接淬火之后未实施软化处理的材料来说是直接淬火的阶段）中，进行硬度的测定、夏比冲击试验。即，自仅进行直接淬火等的钢管截取一部分作为试验片以及自直接淬火等之后经过了软化处理的钢管截取一部分作为试验片。
硬度的测定是使用洛氏硬度计，对内表面附近、壁厚中央、外表面附近在各3点测定C标尺硬度（HRC），计算出9点的平均值。
夏比冲击试验是在L方向（长度方向与轧制方向平行的方向）上切断，准备了依据ASTM E－23的10mm宽的V切口试验片。
试验在室温下进行，评价了塑性断口率（the percent ductile fracture）、吸收能量。
截取了上述调查用试验片后的其余部分的钢管还实施了上述再加热淬火、回火，对于该最终状态的钢管调查了旧奥氏体粒径和耐SSC性。
旧奥氏体粒度是将与轧制方向正交的截面的试样埋入到树脂中，在苦味酸饱和水溶液中通过腐蚀（Bechet－Beaujard法）使晶界呈现，依据ASTM E－112－96进行了调查。
表2也表示这些结果。另外，在表2中，No.12作为以往例，对于钢种A在直接淬火等之后不进行软化处理而利用再加热进 行淬火和回火（在表2中表示为以往法Ⅱ）。另外，No.13是为了表示直接淬火状态下的旧奥氏体粒度而提出的，表示在直接淬火之后仅进行回火的工序中得到的旧奥氏体粒度（在表2中表示为参考例）。另外，No.11同样地是在将钢种A进行热制管之后暂且放冷至室温，之后再以920℃均热20min而进行水淬火，以695℃回火60min的情况（即，采用以往技术的“再加热淬火、回火”的情况，在表2中表示为以往法Ⅰ），旧奥氏体粒度是淬火加热之后的粒度。
另外，No.20（钢种A）和No.27（钢种C）作为比较例，在线热处理之后不进行软化处理而利用再加热进行淬火和回火（在表2中表示为以往法Ⅱ）。并且，No.21（钢种A）和No.29（钢种C）是为了表示在线热处理后的淬火的状态下的旧奥氏体粒度而提出的（在表2中表示为参考例），表示在刚刚进行了在线热处理之后淬火、之后仅进行回火的工序中得到的旧奥氏体粒度。
另外，No.19（钢种A）和No.28（钢种C）是在热制管之后暂且放冷至室温之后，再在工业设备的离线热处理炉中以900℃均热69min而进行水淬火，以695℃回火60min的情况（即，采用以往技术的“再加热淬火、回火”的情况，在表2中表示为以往法Ⅰ），旧奥氏体粒度是再加热淬火之后的粒度。
由表2可知，例如No.12的直接淬火状态下的HRC48左右的硬度如No.7所示那样通过进行作为直接淬火等之后的软化处理的500℃×5min的热处理，降低至HRC40左右，因此，若以500℃或大于500℃的温度进行长时间的加热，能使例如No.12的直接淬火状态下的HRC48左右的硬度变为HRC41以下。
图1是针对表2的结果整理了PL值和硬度的关系的图。一般 认为，若PL值为14000以上，则能够确保HRC42以下的硬度。
关于再加热淬火后的奥氏体粒度，在直接淬火之后不进行软化处理而利用再加热进行淬火回火的情况下，例如在No.12中，旧奥氏体粒度No.为9.3，与在热轧之后不进行直接淬火而进行冷却、再加热淬火回火的情况下（No.11，以往法）的粒度No.为8.4相比，奥氏体粒度微细化。但是，随着直接淬火后的软化处理温度的上升或者热处理时间的长时间化，能看出经过了最终淬火后的旧奥氏体粒度No.变小的倾向。
在线热处理之后进行淬火的情况下也能看出同样的倾向。图2是针对表2的结果整理了PL值和再加热淬火之后（最终回火之前）的奥氏体（γ）粒度的关系的图。在PL值大于19000时，可明确粒度No.显著降低。
因而，为了确保相对于No.11、No.19、No.28等以往法Ⅰ（再加热淬火法）在性能上的优越性，使粒度No.为8.5以上、优选为8.7以上较佳，为此，使PL值为18600以下、优选为18300以下即可。
另外，为了确认耐SSC性，对于表2中的No.1、No.7和No.15，由完成了最终回火的钢材，利用长度方向为轧制方向（L方向）、平行部的尺寸为长度6.35m、外径25.4mm的NACE TMO177Method A所规定的圆棒拉伸试验片及试验条件进行了定载荷试验。试验溶液采用0.5%醋酸＋5%食盐（NaCl）水溶液，向该溶液中通入0.1MPa的硫化氢气体，并负荷公称最小耐力的90%的应力（在本次试验中调整为试作钢管的公称耐力为95ksi，因此是85.5ksi的应力）地进行。表3表示结果。
表3
○:浸渍720hr，无断裂
均能够确认到，在720hr的定载荷试验中未发生断裂，耐SSC性也没有问题。
实施例2
利用连铸机浇铸表4所示的化学组成的钢种D～H，制作直径310mm的钢坯。在将该钢坯加热至1250℃之后，利用曼内斯曼穿孔机进行穿孔，使精轧温度为950℃地完成热加工，精加工成外径273.05mm×壁厚19.05mm×长度12m的制管尺寸。对于钢D，在精轧结束之后利用水冷进行直接淬火。对于钢E～H，在上述精轧结束之后，经过950℃×10min的补热，进行利用水冷淬火的在线热处理，再在与在线热处理工序的淬火装置相连接地设置的加热处理装置中进行软化处理。另外，关于一部分的钢（钢F），为了进行比较而在上述精轧结束之后放冷。
之后，关于所有的试验材料，在离线热处理炉中进行再加热而进行淬火（水冷），再进行回火。回火在680℃～Ac1相变点的温度范围内以将钢D～G的YS调整为95ksi级、钢H的YS调整为110ksi级的值的方式进行。另外，对于所有的试验材料，在上述回火前的阶段中，利用与实施例1相同的方法测定钢的奥氏体粒度。
从由以上的工序制造成的钢管沿轧制方向采集平行部径6.36mm、标线间距离25.4mm的圆棒拉伸试验片，在常温下进行拉伸试验，并且，利用DCB（双悬臂梁：Double Cantilever Beam）试验评价耐SSC性。从各试验用材料采集厚10mm、宽25mm、长100mm的DCB试验片，依据NACE（National Association of Corrosion Engineers）TM0177－2005method D进行DCB试验。作为试验浴，采用使1atm的硫化氢气体饱和的、常温（24℃）的5wt%食盐＋0.5wt%醋酸水溶液，在该试验浴中浸渍336h，利用上述method D所规定的方法求得应力扩大系数KISSC值（ksi·in0.5）。表5表示热处理条件和其结果。
No.52－53及No.56－61是本发明例的、在线热处理之后在与该淬火装置相连接地设置的热处理设备中进行软化处理的方式。发明例的再加热淬火后的γ粒度No.为8.7以上，KISSC在 YS小于110ksi的试验材料中为30.7ksi·in1／2以上，在110ksi以上的试验材料中为24.8ksi·in1／2以上。通常可确认，耐SSC性在YS95ksi级中KISSC要求30以上，在YS110ksi级中要求24以上，采用本发明，能确保必要的耐SSC性。
另外，No.51作为比较材料在直接淬火之后离线地进行淬火、回火，若不存在延迟破坏的问题，则耐SSC性优良。可明确，No.54－55在作为以往技术之一的热轧结束之后自as－rolled（轧制的状态）进行再加热淬火，但本发明例的耐SSC性比它们优良。
产业上的可利用性
采用本发明，能够提供这样的低合金钢无缝钢管的制造方法，即，将直接淬火后的钢管或者利用在线热处理淬火后的钢管离线地通过再加热淬火、回火进行热处理来制造低合金钢无缝钢管时，不会对制品性能产生不良影响，能够抑制产生冲击裂纹、自发开裂等延迟破坏。
Claims (5)
1.一种无缝钢管的制造方法，该制造方法对钢坯进行热穿孔及热轧，再进行热处理，该钢坯由下述的成分组成构成：按质量%计，C：0.15%～0.30%、Si：0.05%～0.5%、Mn：0.1%～1.5%、Cr：0.2%～1.5%、Mo：0.1%～1.5%、Ti：0.005%～0.50%、Nb：0.005%～0.4%、Al：0.001%～0.50%、B：0.0001%～0.01%，其余部分由Fe和杂质构成，杂质中的Ni为0.1%以下，P为0.04%以下，S为0.01%以下，N为0.01%以下，O为0.01%以下；该无缝钢管的制造方法的特征在于，
自热轧后的钢管的温度为Ar3相变点以上的温度起进行直接淬火，之后，在与进行上述直接淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中，以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（2）式的加热处理温度T以及加热处理时间t进行加热处理，使钢管的硬度为HRC42以下，之后还将实施了上述加热处理的钢管再加热，自Ac3相变点以上的温度起进行淬火，以Ac1相变点以下的温度进行回火，
PL＝(T+273)×[19.78+log(t)]...（1）式
450℃≤T≤Ac1相变点···（2）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr，log是常用对数。
2.根据权利要求1所述的无缝钢管的制造方法，其特征在于，
与进行直接淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中的加热处理以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（3）式的加热处理温度T以及加热处理时间t进行，
PL＝(T+273)×[19.78+log(t)]...（1）式
500℃＜T≤Ac1相变点···（3）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr，log是常用对数。
3.一种无缝钢管的制造方法，该制造方法对钢坯进行热穿孔及热轧，再进行热处理，该钢坯由下述的成分组成构成：按质量%计，C：0.15%～0.30%、Si：0.05%～0.5%、Mn：0.1%～1.5%、Cr：0.2%～1.5%、Mo：0.1%～1.5%、Ti：0.005%～0.50%、Nb：0.005%～0.4%、Al：0.001%～0.50%、B：0.0001%～0.01%，其余部分由Fe和杂质构成，杂质中的Ni为0.1%以下，P为0.04%以下，S为0.01%以下，N为0.01%以下，O为0.01%以下；该无缝钢管的制造方法的特征在于，
将热轧后的钢管在线地补热到Ar3相变点以上～1000℃的温度，自Ar3相变点以上的温度起进行在线淬火，之后，在与进行上述在线淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中，以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（2）式的加热处理温度T以及加热处理时间t进行加热处理，使钢管的硬度为HRC42以下，之后还将实施了上述加热处理的钢管再加热，自Ac3相变点以上的温度起进行淬火，以Ac1相变点以下的温度进行回火，
PL＝(T+273)×[19.78+log(t)]...（1）式
450℃≤T≤Ac1相变点···（2）式，
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr，log是常用对数。
4.根据权利要求3所述的无缝钢管的制造方法，其特征在于，
与进行在线淬火的淬火装置相连接地设置的热处理设备中的加热处理以利用下述（1）式定义的PL值满足14000～18600的范围且满足下述（3）式的加热处理温度T以及加热处理时间 t进行，
PL=(T+273)×[19.78+log(t)]...（1）式
500℃＜T≤Ac1相变点···（3）式
其中，T是加热处理温度，单位为℃，t是加热处理时间，单位为hr，log是常用对数。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的无缝钢管的制造方法，其特征在于，
钢坯的成分组成替代Fe的一部分而含有从下述（Ⅰ）～（Ⅱ）的元素组中的至少一组中选择的至少一种成分，
（Ⅰ）V：0.5%以下，
（Ⅱ）Ca：0.005%以下、Mg：0.005%以下、REM：0.005%以下。
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