CN103974787B - 穿孔轧制用工具 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种耐久性优异的穿孔轧制用工具及其制造方法。在基材的表面层形成氧化皮层，所述基材具有如下组成，即，以质量％计，含有C：0.05～0.5％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.6～3.5％、W：0.5～3.5％、Nb：0.1～1.0％，以满足1.0＜Ni+Co＜4.0的方式进一步含有Co：0.5～3.5％、Ni：0.5～4.0％。然后，使在其氧化皮层中形成于基材侧的氧化皮层为在深度方向具有10～200μm的厚度的与基体铁复杂络合而成的网状氧化皮层，使在深度方向距离该网状氧化皮层与基材的界面至少300μm的范围的基材侧组织为如下组织，即，以面积率计含有50％以上的铁素体相，且该铁素体相为以400个/mm2以上含有最大长度为1～60μm的铁素体颗粒的相。这样的组织能够通过如下方式来实现，即，实施形成氧化皮的热处理，在加热后，实施将至少冷却至700℃的冷却设为前段骤冷、后段缓冷的热处理。由此，氧化皮层的密合性提高，穿孔轧制用工具的寿命实现长寿命化。

Description

穿孔轧制用工具
技术领域
本发明涉及无缝钢管(seamless pipe)的制造，尤其涉及用于穿孔轧制(piercing mill)的芯棒(plug)等穿孔轧制用工具(tool for piercingmill)的耐久性(wear resistance)提高。
背景技术
以往以来，作为无缝钢管的制造方法，广为人知的是曼内斯曼式制管法(Mannesmann piercing method)。该方法是如下方法，即，首先，将被加热至规定温度的轧制原材料(圆钢材，round billet)经由利用穿孔轧制机的穿孔轧制工序而制成中空原材料(hollow shell)。其后，利用延伸轧机(elongator)、芯棒轧管机(plug mill)、或者连轧机(mandrelmill)等延伸轧制机(elongating mill)来减少壁厚。进而，根据需要再加热后，利用拉力减径机(stretch reducing mill)或其它成型机(sizingmill)，主要减少外径而得到规定尺寸的无缝钢管。
作为穿孔轧制机，已知组合了2根倾斜辊(a pair of inclined rolls)和穿孔用芯棒以及2个导板(guide shoe)的曼氏穿孔机(Mannesmannpiercer)、组合了3根倾斜辊以及穿孔用芯棒的3辊穿孔机(three rollspiercer)、或者组合了2根带槽轧辊(grooved roll)和穿孔用芯棒的压辊穿孔机(press roll piercer)。在利用这样的穿孔轧制机的穿孔轧制工序中，穿孔轧制用工具(芯棒，plug)被长时间暴露在高温、高负荷的环境下，容易产生磨损(wear)、熔损(deformation at elevatedtemperature and erosion)等。因此，如例如专利文献1、专利文献2、专利文献3、专利文献4、专利文献5所示，以往以来，实施高温下的氧化皮处理(oxide scale-forming heat treatment)，在工具表面形成数十～数百μm厚的氧化皮，从而防止穿孔轧制用工具的损耗。
但是，最近，对于热变形阻抗(hot deformation resistance)高且难以在表面形成氧化皮(oxide scale)的13Cr钢、不锈钢等高合金钢制无缝钢管的需求在增加。在专利文献1、专利文献2、专利文献3、专利文献4、专利文献5中记载的各技术中，对这样的高合金钢进行穿孔轧制时，存在工具早期发生损耗这种问题。
针对这样的问题，本发明的发明人等在专利文献6中提出了耐久性优异的穿孔轧制用工具。在专利文献6所记载的技术中，具有如下组成，即，以质量％计，含有C：0.05～0.5％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～0.5％、Cr：0.1～1.0％、Mo：0.5～3.0％、W：0.5～3.0％、Nb：0.1～1.5％，进而，在(Ni+Co)小于4％且大于1％的条件下进一步含有Co：0.1～3.0％、Ni：0.5～2.5％。在表层具有氧化皮层，在氧化皮层中，在基材(substrate steel)侧具有与基体铁(metal)复杂络合而成的网状氧化皮层。进而，距离氧化皮层的界面，在基材侧形成了以面积率计含有50％以上的铁素体相的组织。认为由此，能够使工具的寿命实现长寿命化，提高高合金钢制无缝钢管的穿孔轧制的生产率。
专利文献
专利文献1：日本特开昭59-9154号公报
专利文献2：日本特开昭63-69948号公报
专利文献3：日本特开平08-193241号公报
专利文献4：日本特开平10-5821号公报
专利文献5：日本特开平11-179407号公报
专利文献6：日本特开2003-129184号公报
发明内容
最近，无缝钢管的使用环境变得越发严苛。为了耐受这样严苛化的使用环境，对所使用的无缝钢管也要求高品质化，高合金化成为趋势。因此，轧制用材料的热变形阻抗变高，有对穿孔轧制用工具的轧制负荷逐渐增大的趋势。另外，另一方面，制造成本降低的要求强烈，迫切期望穿孔轧制用工具的寿命进一步延长。因此，即使利用专利文献6记载的技术，也无法充分满足最近对穿孔轧制用工具的要求，对穿孔轧制用工具的进一步长寿命化的迫切期望进一步增高。尤其是，为了穿孔轧制用工具的长寿命化而过度实施形成氧化皮的情况增多，因此氧化皮的部分剥离(partial peeling of an oxide scale)、脱落(drop off)等频繁发生。因此，存在以下问题，即，引起芯棒表面的表面粗糙、工具直径的减少，导致管内面产生缺陷、管尺寸精度降低等，作为结果，工具寿命降低等，从而对工具寿命的进一步延长等的耐久性提高有强烈的迫切期望。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题而提供耐久性优异的穿孔轧制用工具。
本发明的发明人等为了实现上述目的，对于各种重要因素对工具寿命的影响进行了深入研究。其结果，发现鲜有存在工具寿命显著变长的穿孔轧制用工具。对成为这样的长寿命的工具的微观组织进行详细调查时，认识到形成在基材的表面层的基体铁(metal)和氧化皮复杂络合而成的网状氧化皮层(net structure scale layer)与基材(substrate steel)的界面正下方的基材侧组织成为由含有大量微细的铁素体颗粒的铁素体相构成的组织(ferrite dominant layer)。
而且，在具有这样的微观组织的穿孔轧制用工具中，网状氧化皮会微细化。本发明的发明人等认为，该网状氧化皮的微细化使氧化皮层的耐剥离性提高，从而带来工具寿命的显著延长。
本发明是基于上述见解并进一步加以研究而完成的。即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种耐久性优异的穿孔轧制用工具，其特征在于，在基材的表面层具有氧化皮层，上述基材具有如下组成：
以质量％计含有C：0.05～0.5％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.6～3.5％、W：0.5～3.5％、Nb：0.1～1.0％，以满足下述式(1)的方式进一步含有Co：0.5～3.5％、Ni：0.5～4.0％，
1.0＜Ni+Co＜4.0   ‥‥(1)
(此处，Ni、Co：各元素的含量(质量％))
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。使在上述氧化皮层中形成在基材侧的氧化皮层为在深度方向具有10～200μm的厚度的与基体铁复杂络合而成的网状氧化皮层。使在深度方向距离该网状氧化皮层与基材的界面至少300μm的范围的基材侧组织为如下组织：以面积率计含有50％以上的铁素体相，并且该铁素体相为以400个/mm2以上含有最大长度为1～60μm的铁素体颗粒的相。
(2)根据(1)的穿孔轧制用工具，其特征在于，在上述组成的基础上，进一步含有Al：0.05％以下。
根据本发明，能够实现穿孔轧制用工具的显著长寿命化，并能够降低工具成本。另外，能够提高高合金钢制无缝钢管制造的生产率，并且能够降低高合金钢制无缝钢管的制造成本，在产业上起到显著的效果。
附图说明
图1是示意地表示氧化皮层与基体铁的界面附近的截面组织的说明图。
图2是示意地表示本发明中适用的热处理模式的说明图。
图3是示意地表示实施例中使用的热处理模式的说明图。
具体实施方式
本发明的穿孔轧制用工具在具有特定组成的基材的表面层具有氧化皮层的穿孔轧制用工具。首先，对基材组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，将质量％简记为％。
C：0.05～0.5％
C是发生固溶而使基材强度增加、进而形成碳化物来抑制基材的高温强度的降低的元素。为了得到这样的效果，必须含有0.05％以上。另一方面，含有量超过0.5％时，难以使基材组织形成铁素体相析出的组织，进而熔点降低，高温强度降低，从而使芯棒寿命降低。因此，将C限定在0.05～0.5％的范围。应予说明，优选为0.1～0.4％。
Si：0.1～1.5％
Si具有如下作用：通过固溶强化而使基材强度增加，并且使基材的碳活量增加，从而易于形成脱碳层，使基材组织易于形成铁素体相析出的组织。为了得到这样的效果，必须含有0.1％以上。另一方面，含有量超过1.5％时，在基材表面形成致密的氧化物而阻碍网状氧化皮层的形成。因此，将Si限定在0.1～1.5％的范围。应予说明，优选为0.2～1.0％。
Mn：0.1～1.5％
Mn发生固溶而使基材强度增加，并且与作为杂质混入而对材质带来负面影响的S结合来形成MnS，会抑制S的负面影响。为了得到这样的效果，必须含有0.1％以上。另一方面，含有量超过1.5％时，会阻碍网状氧化皮的生长。因此，将Mn限定在0.1～1.5％的范围。应予说明，优选为0.2～1.0％。
Cr：0.1～1.5％
Cr具有如下作用：发生固溶而使基材强度增加，并且形成碳化物而使高温强度增加，提高芯棒的耐热性。另外，Cr是比Fe更易于氧化的元素，有助于选择性氧化(selective oxidaization)。为了得到这样的效果，必须含有0.1％以上。另一方面，含有量超过1.5％时，会形成致密的Cr氧化物，阻碍网状氧化皮层的生长，并且使基材的碳活量(carbonactivity)降低，阻碍脱碳层(decarburized layer)的生长，抑制铁素体相析出的基体组织的形成。因此，将Cr限定在0.1～1.5％的范围。应予说明，优选为0.2～1.0％。
Mo：0.6～3.5％
Mo是在铁素体相中微观偏析而引起选择性氧化来促进网状氧化皮层形成的重要元素。另外，Mo系氧化物在650℃以上的温度时开始升华，形成氧化反应所涉及的H2、H2O、CO、CO2的路径，促进选择性氧化和脱碳层的形成。这样的效果在含有0.6％以上时能观察到。另一方面，含有量超过3.5％时，微观偏析变得粗糙，抑制网状氧化皮层的生长，使氧化皮层的密合性降低，并且熔点降低而助长芯棒的熔损，使耐热性降低。因此，将Mo限定在0.6～3.5％的范围。应予说明，优选为0.8～2.0％。
W：0.5～3.5％
W与Mo同样地，在铁素体相中微观偏析而助长选择性氧化，并且易于形成Ni、Co的负偏析部，从而助长网状氧化皮层的生长。另外，W通过固溶强化增加基材的强度而形成碳化物来增加芯棒的高温强度。这样的效果在含有0.5％以上时能观察到。但是，含有量超过3.5％时，微观偏析会变得粗糙，阻碍网状氧化皮层的生长，并且氧化皮熔点降低而助长芯棒的熔损。因此，将W限定在0.5～3.5％的范围。应予说明，优选为1.0～3.0％。
Nb：0.1～1.0％
Nb是形成碳化物的元素，与C结合而形成碳化物，减少基材中的游离C，助长铁素体相的生成，有助于以铁素体相为主体的基体组织的形成。另外，Nb碳化物易于在晶粒边界生成，并且同时非常容易氧化，因此成为氧的侵入路径，具有助长氧化皮层生长的作用。另外，Nb与Mo的亲和力大，因此还具有促进Mo的微观偏析这种效果。为了得到这样的效果，Nb必须含有0.1％以上。另一方面，含有量超过1.0％时，碳化物会粗大化而容易割损芯棒。因此，将Nb限定在0.1～1.0％的范围。应予说明，优选为0.1～0.8％。
Co：0.5～3.5％
Co发生固溶而提高基材的高温强度，并且比Fe、Mo难以氧化，因此促进Fe、Mo的选择性氧化而助长网状氧化皮的形成。而且，Co在网状氧化皮的生长过程中被浓缩在选择性氧化部附近的基体铁中。浓缩有Co的基体铁区域由于氧化被抑制，因此易于形成基体铁与氧化皮复杂络合而成的形态。另外，浓缩有Co的基体铁区域由于富于延展性，因此基体铁与网状氧化皮的紧密度提高，能够防止氧化皮的剥离。为了得到这样的效果，必须含有0.5％以上的Co。另一方面，若含有量超过3.5％，则Co在基材与氧化皮层的界面呈线性地浓缩，因此抑制Mo、Fe的选择性氧化，网状氧化皮层的生长变得困难。因此，将Co限定在0.5～3.5％的范围。应予说明，优选为0.5～3.0％。
Ni：0.5～4.0％
Ni发生固溶而使基材的强度、韧性提高，并且比Fe、Mo更难氧化，因此促进Fe、Mo的选择性氧化而助长网状氧化皮的形成。而且，Ni在网状氧化皮的生长过程中被浓缩在选择性氧化部附近的基体铁中。浓缩有Ni的基体铁区域由于氧化受到抑制，因此容易形成基体铁与氧化皮复杂络合而成的形态。另外，浓缩有Ni的基体铁区域富于延展性，因此基体铁与网状氧化皮的紧密度提高，能够防止氧化皮的剥离。为了得到这样的效果，必须含有0.5％以上。另一方面，若含有量超过4.0％，则Ni在基材与氧化皮层的界面呈线性地浓缩，因此抑制Mo、Fe的选择性氧化，网状氧化皮层的生长变得困难。因此，将Ni限定在0.5～4.0％的范围。应予说明，优选为1.0～3.0％。
应予说明，Ni、Co以在上述含有范围内且满足下式(1)的方式进行调整。
1.0＜Ni+Co＜4.0  ‥‥(1)
(此处，Ni、Co：各元素的含量(质量％))
若Ni与Co的含量的总计即(Ni+Co)为1.0以下，则网状氧化皮层的形成不充分。另一方面，若为4.0以上，则Ni、Co在基材与氧化皮层的界面过度浓缩，抑制Fe、Mo的选择性氧化，难以生成网状氧化皮层。因此，将(Ni+Co)限定为超过1.0且小于4.0。
上述成分为基本成分，除基本组成以外，可以根据需要进一步含有Al：0.05％以下作为选择元素。
Al：0.05％以下
Al是脱氧剂，可以根据需要含有。这样的效果在含有0.005％以上时变得显著。另一方面，含有量超过0.05％时，铸造性会降低，容易产生针孔、缩孔等缺陷。另一方面，若超过0.05％而过量含有，则热处理时在表面形成致密的Al2O3膜，阻碍网状氧化皮层的形成。因此，含有Al时，优选将其限定在0.05％以下。
应予说明，作为脱氧剂，代替Al，可以含有REM：0.05％以下、Ca：0.01％以下。
上述成分以外的剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。作为不可避免的杂质，可允许P：0.05％以下、S：0.03％以下、除此以外，可允许N：0.06％以下、Ti：0.015％以下、Zr：0.03％以下、V：0.6％以下、Pb：0.05％以下、Sn：0.05％以下、Zn：0.05％以下、Cu：0.2％以下。
接着，对本发明的穿孔轧制用工具的组织进行说明。
如图1所示，本发明的穿孔轧制用工具在上述组成的基材的表面层具有氧化皮层。而且，氧化皮层中形成在基材侧的氧化皮层是与基体铁复杂络合而成的网状氧化皮层。
网状氧化皮层是与基材的基体铁复杂络合而成的氧化皮层。由于基体铁与氧化皮层形成复杂混合的状态，因此氧化皮层的磨损被氧化皮层单体显著抑制。另外，若存在这样的网状氧化皮层，则通过氧化皮层的润滑作用(lubrication ability)，能够防止被轧制材向芯棒进行烧接。
本发明穿孔轧制用工具中，这样的网状氧化皮层在深度方向具有10～200μm的厚度。若网状氧化皮层的厚度小于10μm，则因与被轧制材的摩擦而在早期发生磨损，网状氧化皮层消失。因此，芯棒受到损伤，芯棒寿命降低。另一方面，若超过200μm而变厚，则密合性降低而促进剥离，因此芯棒受到损伤，芯棒寿命降低。并且，若形成过厚的氧化皮层，则诱发表面粗糙、氧化皮脱落引起的芯棒直径的显著减少，导致钢管内面的缺陷产生，发生钢管尺寸精度劣化。因此，网状氧化皮层的厚度在深度方向限定在10～200μm的范围。
并且，如图1所示，在本发明穿孔轧制用工具中，使在深度方向距离该网状氧化皮层与基材的界面至少300μm的范围的基材侧组织成为以面积率计含有50％以上的铁素体相且该铁素体相为以400个/mm2以上含有最大长度为1～60μm的铁素体颗粒的相的组织。
通过使在深度方向距离网状氧化皮层与基材的界面至少300μm的范围的基材侧组织形成以面积率计为50％以上的铁素体相，从而使Mo的微观偏析变得易于发生，其区域被选择性氧化，使网状氧化皮层的形成变得容易。若铁素体相以面积率计小于50％，则网状氧化皮层的形成变得困难。
另外，通过使在深度方向距离界面至少300μm的范围的基材侧组织形成以铁素体相为主体的组织，从而利用其后的氧化热处理，Ni、Co等被进一步浓缩在被选择性氧化的区域附近的基体铁上，进一步提高网状氧化皮层的密合性。另外，通过在深度方向距离与网状氧化皮层的界面至少300μm的基材侧的范围形成以面积率计含有50％以上的铁素体相的以铁素体相为主体的组织，从而提高氧化皮的耐剥离性、耐磨损性。若以铁素体相为主体的组织在深度方向距离与网状氧化皮层的界面为小于300μm，则无法确保所希望的氧化皮的耐剥离性、耐磨损性。
此外，本发明中，使在深度方向距离与网状氧化皮层的界面至少300μm的范围的基材侧的基体铁如上述那样形成以铁素体相为主体的组织。进而，使该铁素体相形成以400个/mm2以上含有最大长度为1～60μm的微细铁素体颗粒的相。由此，网状氧化皮层微细化，芯棒寿命显著提高。若为铁素体颗粒的最大长度超过60μm的粗大铁素体颗粒，则网状氧化皮层的微细化程度少，看不到芯棒寿命的显著提高。另一方面，若小于1μm，则即使增加铁素体颗粒，芯棒寿命的提高效果也小。
另外，若微细铁素体颗粒的个数小于400个/mm2，则网状氧化皮层的微细化不充分，芯棒寿命得不到显著提高。因此，使在深度方向距离网状氧化皮层与基体铁的界面至少300μm的基材侧组织形成以铁素体相为主体的组织。进而，将该铁素体相限定如下组织：为以400个/mm2以上含有最大长度为1μm以上且小于60μm的微细铁素体颗粒的相。
这里，铁素体颗粒的“最大长度”是指，在与网状氧化皮层的平均界面垂直的截面观察，测定各铁素体颗粒的长度，将其中的最大值设为其颗粒的最大长度。
接着，对本发明穿孔轧制用工具的优选的制造方法进行说明。
优选将上述组成的钢水用电炉、高频炉等通常的方法熔炼，用减压铸造法、绿色砂型铸造法，壳型铸造法等通常公知的方法进行铸造，制得铸片，然后通过切削加工等而得到规定形状的基材(工具)。应予说明，可以从钢片中用切削加工等形成规定形状的基材(工具)。
接着，对得到的基材(工具)实施热处理(形成氧化皮的热处理)，在基材表面层形成氧化皮层。热处理使用通常的燃气炉、电炉等进行即可，并且热处理的气氛可以是大气气氛，无需特别进行气氛调整。
作为热处理，使用第一段和第二段的2个阶段的热处理。
第一段热处理优选为如下处理：在加热·保持在900～1000℃的范围的温度后，将至少850～650℃的温度区域以平均40℃/h以下冷却(缓冷)。将第一段的热循环模式示意地示于图2(a)。
由此，在表层形成氧化皮层，在基材组织形成铁素体析出的组织。进而，固溶在基体中的Mo、W等合金元素根据温度和冷却速度而扩散，作为碳化物析出，或者在晶粒边界附近浓缩，在基体中发生合金元素的微观偏析。由于该微观偏析的存在，在其后的热处理中，发生Fe、Mo等的不均匀氧化(选择性氧化)，具有与基体铁复杂络合而成的界面的网状氧化皮层发达。
若加热温度小于900℃，则不促进合金元素的固溶，无法实现所希望的合金元素的微观偏析分布。另一方面，若进行超过1000℃的加热，则外层的氧化皮层的形成变得显著，阻碍密合性优异的氧化皮层的形成。应予说明，在加热温度下的保持时间优选为2～8h。若保持时间小于2h，则合金元素的固溶变得不充分。另一方面，若超过8h，则保持时间过长，生产率降低，并且形成的氧化皮量增厚，芯棒尺寸精度降低。另外，若至少850～650℃的温度区域的平均冷却速度超过40℃/h，则冷却变得过快，会抑制网状氧化皮层的生长所必需的合金偏析。
第二段热处理优选为如下热处理：在加热·保持在900～1000℃的范围的温度后，暂时，以30℃/h以上的平均冷却速度冷却至600～700℃的范围的温度，在此之后再加热至750℃～800℃的温度，进而以3～20℃/h的范围的冷却速度冷却(缓冷)至700℃以下的温度，其后进行放冷。将第二段的热循环模式示意地示于图2(b)。
若第二段热处理中的加热温度小于900℃，则不促进合金元素的扩散和凝聚，无法实现所希望的网状氧化皮层的形成、所希望的基体铁组织(微细铁素体相)的形成。另一方面，若进行超过1000℃的加热，则外层的氧化皮层的形成变得显著，阻碍密合性优异的氧化皮层的形成。应予说明，加热温度下的保持时间优选为1～8h。若保持时间小于1h，则抑制氧化皮的生长，并且合金元素的固溶变得不充分。另一方面，若超过8h，则保持时间过长，生产率降低，并且形成的氧化皮量过多，芯棒尺寸精度降低。
加热保持后，若冷却至600～700℃的范围的温度的冷却速度小于30℃/h，则促进铁素体的生成·生长，网状氧化皮层正下方的基材侧组织无法形成以铁素体相为主体且微细铁素体相析出的组织。
将上述冷却在600～700℃的范围的温度下停止，再加热至750℃～800℃的温度。再加热后，以3～20℃/h的范围的平均冷却速度缓冷至700℃以下的温度。由此，能够将网状氧化皮层正下方的基材侧组织形成以铁素体相为主体且微细铁素体相析出的组织。如上所述，将第二段热处理设为暂时骤冷至规定的温度范围后，使之再加热，然后进行缓冷的循环的热处理，从而能够使在网状氧化皮层与基材侧的界面下的基体铁组织成为微细铁素体颗粒大量析出的组织。
应予说明，代替上述第二段热处理，可以将第二段热处理设为构成如下的热处理：加热·保持在900～1000℃的范围的温度后，实施由前段冷却和后段冷却构成的一次冷却，所述前段冷却为以20～200℃/h的冷却速度冷却至850～800℃的温度域，所述后段冷却为在该前段冷却后，以与前段冷却的冷却速度之差成为10℃/h以上的方式以3～20℃/h的范围的冷却速度冷却至700℃，接着，实施以100℃/h以上的冷却速度冷却至400℃以下的二次冷却。将该第二段的热循环模式示意地示于图2(c)。
该第二段热处理具有如下特征，即，是组合了骤冷的前段冷却和缓冷的后段冷却作为一次冷却的热处理。若将在高温区域下的冷却(前段冷却)设为小于20℃/h的缓冷，则在基材侧铁素体的析出变得显著，在冷却中生长而成为粗大颗粒，无法确保所希望的基材侧组织。将高温区域下的冷却(前段冷却)设为骤冷，进而将低温区域的冷却(后段冷却)设为20℃/h以下的缓冷，才使得铁素体颗粒微细地析出，能够确保所希望的基材侧组织。
通过实施这样的热处理，形成在与基材的边界的氧化皮层成为深度方向的厚度：10～200μm的网状氧化皮层，并且进而在深度方向距离网状氧化皮层与基材的界面至少300μm的基材侧组织为以铁素体相为主体的组织，并且使铁素体相为以400个/mm2以上存在最大颗粒长度：1～60μm的微细铁素体颗粒的相。应予说明，使前段冷却和后段冷却为具有10℃/h以上的冷却速度差的冷却时，使微细铁素体颗粒大量析出，因此变得有利。
实施了这样的热处理的穿孔轧制用工具被供于多次的穿孔轧制，有助于无缝钢管的制造。若将穿孔轧制用工具供于穿孔轧制，则形成在表面的氧化皮层磨损，通过在熔损、烧接、凹陷发生前，实施氧化皮再附加，可以再使用。应予说明，再形成氧化皮的热处理是与上述第2阶段的热处理相同的处理，但有利地有助于穿孔轧制用工具的寿命延长。
应予说明，在任一热处理中，从防止氧化皮层的与赤铁矿化伴随的润滑作用的劣化的观点考虑，优选500℃以下的温度尽可能骤冷，如果有可能，优选进行炉外空冷或炉外的鼓风空冷。
实施例
将表1所示的组成的钢水用大气气氛的高频炉熔炼，用V工艺法(vacuum sealed molding process)进行铸造，制得最大外径：174mmφ的穿孔机芯棒。将得到的穿孔机芯棒作为基材，对该基材实施如图3所示的热处理(A)、(B)、(C)中的任一种，制得具有如表2所示的氧化皮层与界面下的基材侧组织的穿孔轧制用工具，供于穿孔轧制。
热处理(A)设为如下处理，即，实施第一段热处理和第二段热处理，所述第一段热处理为在加热温度：920℃下保持4h后，以40℃/h冷却至700℃，所述第二段热处理为在加热温度：920℃下保持4h后，打开炉盖，将炉内中心部温度(气氛温度)骤冷(30℃/h)至680℃。接着，盖上炉盖，以炉内中心部温度(气氛温度)再加热至790℃，接着以平均14℃/h的冷却速度缓冷至650℃。
另外，热处理(B)设为如下处理，即，实施第一段热处理和一次冷却，所述第一段热处理为在加热温度：920℃下保持4h后，以40℃/h冷却至700℃，所述一次冷却由以加热温度：920℃保持4h后，以平均30℃/h的冷却速度使炉内中心部温度(气氛温度)冷却至840℃的前段冷却和以平均10℃/h的冷却速度冷却至650℃的后段冷却构成。接着，实施第二段热处理，所述第二段处理为以100℃/h的平均冷却速度冷却至400℃以下的二次冷却。
另外，热处理(C)是以往的热处理，设为如下处理，即，实施在加热温度：970℃下保持4h后，以平均40℃/h的冷却速度冷却至700℃的第一段热处理和在加热温度：970℃下保持4h后，以40℃/h的平均冷却速度冷却至500℃的第二段热处理。
热处理后，对芯棒的截面组织进行硝酸乙醇溶液腐蚀后用光学显微镜(倍率：200倍)观察截面组织，测定网状氧化皮层的深度方向的厚度。网状氧化皮层形成氧化皮中的基体铁的含量以面积率计为10～80％的范围的氧化皮层。
另外，同样地观察网状氧化皮层与基材的界面下的基材侧组织，测定铁素体相的面积率，测定以铁素体相为主体的组织的厚度，所述铁素体相以面积率计存在50％以上的铁素体相。应予说明，就以铁素体相为主体的组织的厚度而言，由于铁素体相界面呈现凹凸，因此，对max和min各测定10点，以50μm单位计汇总标记其平均值。另外，观察铁素体相中的铁素体颗粒，测定其最大长度，测定最大长度为10μm～60μm的铁素体颗粒的粒数。测定范围为界面下300μm见方的范围。
通过上述热处理，在基材表面层形成厚度：约700～800μm的氧化皮层。接着，将在表面层赋予氧化皮层的穿孔机芯棒首先供于13Cr钢坯(外径207mm×长度1800mm：钢坯温度1050～1150℃)的穿孔轧制。对每2根钢坯进行轧制，目视观察芯棒表面。在轧制计4根的时刻，芯棒没有发生熔损、烧接、凹陷等情况时，为了进一步再使用芯棒，实施图3(A)～(C)所示的热处理，反复使用。将直至在芯棒表面发生熔损、烧接、凹陷等为止所轧制的累积轧制根数作为其芯棒的寿命。准备各3根相同条件的芯棒，将它们的累积轧制根数的平均值作为其芯棒的寿命。应予说明，平均值是将小数点以下四舍五入而设为整数值的。
将得到的结果示于表2。
表1
[表1]
下划线部分：表示本发明的范围外
表2
[表2]
下划线部分：表示本发明的范围外。*铁素体相占50％以上的区域的厚度
                               **最大粒长为1～6Oμm的铁素体颗粒的个数
本发明例均为在形成于表面的氧化皮层的基材侧形成所希望厚度的网状氧化皮层，并且在与网状氧化皮层的界面正下方的基材侧形成含有大量微细铁素体颗粒的铁素体层，与以往的例子相比较，芯棒寿命格外地长寿命化。与此相对，在脱离本发明的组成范围的比较例中，即使形成氧化皮的处理是本发明范围，网状氧化皮层的厚度也减少，或者微细铁素体颗粒也减少，从而无法实现芯棒寿命的长寿命化。

Claims (2)

1.一种穿孔轧制用工具，其特征在于，在基材的表面层具有氧化皮层，所述基材具有如下组成：
以质量％计含有C：0.05～0.5％、Si：0.1～1.5％、Mn：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.6～3.5％、W：0.5～3.5％、Nb：0.1～1.0％，
以满足下述式(1)的方式进一步含有Co：0.5～3.5％、Ni：0.5～4.0％，
1.0＜Ni+Co＜4.0             ‥‥(1)
此处，Ni、Co：各元素的含量，单位为质量％，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
在所述氧化皮层中，形成在基材侧的氧化皮层为在深度方向具有10～200μm的厚度的网状氧化皮层，该网状氧化皮层是由基体铁与氧化皮复杂络合而成的，该网状氧化皮层与基材的界面正下方的在深度方向至少300μm的范围的基材侧组织成为如下组织：以面积率计含有50％以上的铁素体相，且该铁素体相为以400个/mm2以上含有最大长度为1～60μm的铁素体颗粒的相。
2.根据权利要求1所述的穿孔轧制用工具，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Al：0.05％以下。
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