CN105324495A

CN105324495A - 高Cr钢管的制造方法

Info

Publication number: CN105324495A
Application number: CN201480029799.5A
Authority: CN
Inventors: 中岛崇; 内田阳介
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2013-07-09
Filing date: 2014-06-26
Publication date: 2016-02-10
Also published as: KR20150123947A; WO2015005119A1; JPWO2015005119A1

Abstract

提供能够制造低硬度的高Cr钢管的制造方法，从而后工序中实施的扩管或伸管之类的加工变得容易。本发明提供的高Cr钢管的制造方法，其具备下述工序：准备将钢坯热加工后冷却而得到的管坯的工序，所述钢坯按质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.02～0.70％、Mn：0.10～1.0％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Cr：8.0～10％、Mo：0.15～1.25％、V：0.08～0.35％、Nb：0.02～0.12％、Al：0.05％以下、N：0.01～0.10％、W：0～2.50％、B：0～0.01％、Ti：0～0.1％、Ni：0～0.8％、Ca和/或Mg的总计：0～0.01％，剩余部分由Fe和杂质组成；在高于A_C1点且950℃以下的第一温度保持管坯温度的第一热处理工序；和第一热处理工序之后，不将管坯温度降低到Ms点以下的温度，而接着在A_C1点以下的第二温度保持管坯温度的第二热处理工序。

Description

高Cr钢管的制造方法

技术领域

本发明涉及钢管的制造方法，更具体而言，涉及石油厂、火力发电厂等中使用的高Cr钢管的制造方法。

背景技术

石油厂和火力发电厂中，利用各种耐热钢管。构成上述工厂的设备中，高温高压下使用的配管、反应管和热交换器中使用的钢管，使用含有8.0～10质量％的Cr的高Cr钢管。这种高Cr钢管的代表例例如为具有ASTMP91及P92中规定的化学组成的钢管。

作为高Cr钢管，有通过锻造而制造的锻造钢管、通过焊接而制造的焊接钢管、和通过曼内斯曼法穿轧而制造的无缝钢管。

例如火力发电厂的将涡轮机与锅炉连接的连接管，其外径大、为450～900mm。作为这种大直径的高Cr钢管，也可以利用锻造钢管、焊接钢管。但是对于锻造钢管而言，生产率低、难以制造薄壁的钢管。另外，对于焊接钢管而言，焊接部的机械特性有可能低。

若利用无缝钢管、通过扩管来制造大直径的高Cr钢管，则可以抑制生产率降低，也可以制造薄壁钢管。另外，也不存在如焊接钢管那样的在轴向延伸的焊接部。因此，为了制造高Cr钢管，优选利用无缝钢管。

使用了无缝钢管的高Cr钢管产品的制造方法的一例如下所述。通过穿轧，制造高Cr钢管中间品(无缝钢管)。对于所制造的高Cr钢管进行冷加工或温热加工(伸管或扩管)，形成规定尺寸。对于所加工的高Cr钢管，实施热处理(正火及回火、所谓正火回火处理)，制造高Cr钢管产品。

高Cr钢管由于Cr含量高、为8.0～10％，穿轧后的高Cr钢管(管坯)的硬度高。因此，对于管坯实施冷加工或温热加工的情况下，对于加工前的管坯进行软化处理。

ASTMP91标准的高Cr钢管产品的一般的热处理方法如上所述为正火回火处理。因此，作为高Cr钢管(管坯)的软化处理方法，可以利用该正火回火处理。但是，若对于管坯实施与作为最终产品的高Cr钢管产品相同的正火回火处理，则正火温度高，因此制造成本升高。进而，形成于正火回火处理后的管坯的表面的氧化皮量增多。因此，在将管坯扩管或伸管之前，有时必须实施除氧化皮处理(喷丸处理等)。

日本特开平10-30121号公报中公开了一种CrMo钢的软化热处理方法，其中，将含有C：0.20％、Cr：8～10％，还含有Mo：1.5％以下、W：2.0％以下中的一种或两种的钢，在A_c1相变点～A_c3相变点的温度范围内保持5分钟以上后，冷却至660～800℃的恒温保持温度，进行规定的保持时间的高温保持。但是，该方法被指出不能适用于含有V、Nb等形成碳氮化物的合金元素的钢。日本特开2004-285432号公报提出了高Cr钢管(管坯)的软化处理方法。日本特开2004-285432号公报中，通过热轧而制造高Cr钢管之后，在(A_c1相变温度+A_c3相变温度)/2以上且(A_c3相变温度+50℃)以下的温度下加热高Cr钢管之后，在700～800℃的温度下保持30分钟以上，进行冷却。日本特开2004-285432号公报中，通过第一阶段的热处理，将母相奥氏体化，在钢中尽可能析出粗大的碳化物、碳氮化物。接着通过第二阶段的热处理，使得固溶于奥氏体中的C和N充分粗大析出。也就是说，日本特开2004-285432号公报的目的在于，第一阶段的热处理和第二阶段的热处理都使得碳化物和碳氮化物粗大析出。

发明内容

根据日本特开2004-285432号公报，在第二阶段的热处理中，使得固溶于奥氏体中的C和N充分粗大析出(参照日本特开2004-285432号公报的段落[0024])。因此，对于日本特开2004-285432号公报的钢管而言，在第二阶段的热处理时，在钢中应该存在残余奥氏体。残余奥氏体由于存在于经过淬火的钢，因此认为日本特开2004-285432号公报中，第一阶段的热处理后的钢的组织包含马氏体和残余奥氏体。这种组织的情况下，即使实施第二阶段的热处理之后，钢管也有可能没有充分软化。

本发明的目的在于，提供能够制造低硬度的高Cr钢管的制造方法，从而后工序中实施的扩管或伸管之类的加工变得容易。

本发明提供的高Cr钢管的制造方法，其具备下述工序：准备将钢坯(billet)热加工后冷却而得到的管坯的工序，所述钢坯按质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.02～0.70％、Mn：0.10～1.0％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Cr：8.0～10％、Mo：0.15～1.25％、V：0.08～0.35％、Nb：0.02～0.12％、Al：0.05％以下、N：0.01～0.10％、W：0～2.50％、B：0～0.01％、Ti：0～0.1％、Ni：0～0.8％、Ca和/或Mg的总计：0～0.01％，剩余部分由Fe和杂质组成；在高于A_C1点且950℃以下的第一温度保持管坯温度的第一热处理工序；和第一热处理工序之后，不将管坯温度降低到Ms点以下的温度，而接着在A_C1点以下的第二温度保持的第二热处理工序。

利用本发明提供的高Cr钢管的制造方法时，可以制造低硬度的高Cr钢管。

附图说明

图1为表示本发明的实施方式提供的高Cr钢管的制造方法中的第一及第二热处理工序的加热曲线(热过程)的图。

图2为表示实施例(比较例)中使用的加热曲线的一例的图。

图3为实施例(比较例)中使用的加热曲线的一例，为表示与图2不同的其它的加热曲线的一例的图。

图4为表示实施例(发明例)中使用的本发明的加热曲线的一例的图。

图5为实施例(比较例)中使用的加热曲线的一例，为表示与图2及图3不同的加热曲线的一例的图。

图6为实施例(发明例)中使用的本发明的加热曲线的一例，为表示与图4不同的实施方式的图。

图7为与图2～图6不同的其它的实施例(比较例)中使用的加热曲线的一例，为表示与图2、图3和图5不同的加热曲线的一例的图。

图8为表示实施了图2～图7的各加热曲线的热处理时的高Cr钢管的维氏硬度的图。

图9为表示对于钢种类与图8不同的高Cr钢管实施了图2～图7的各加热曲线的热处理时的高Cr钢管的维氏硬度的图。

具体实施方式

以下参照附图对本发明的实施方式进行详细说明。对于图中相同或相当部分附加相同符号，不重复其说明。以后的说明中的“％”在没有特别规定的情况下指的是质量％。

本发明人等对于降低后工序中实施扩管、伸管之类的加工的高Cr钢管的硬度的方法进行了研究。其结果得到下述发现。

若可以抑制马氏体的生成则高Cr钢管的硬度降低，容易进行加工。含有8～10％的Cr的高Cr钢，其自硬性高。因此，若将包含高Cr钢的原材料穿轧而制造管坯(无缝钢管)则在管坯的冷却时生成马氏体。

因此，为了消灭或减少所生成的马氏体，作为第一热处理工序，将管坯温度加热到高于A_C1点且950℃以下的第一温度，并保持于该温度。此时，马氏体的一部分或全部相变为奥氏体，因此可以消灭或减少钢中的马氏体。

但是，如上所述，高Cr钢由于自硬性高，因此在第一热处理工序后的冷却时有可能再次生成马氏体。此时，作为第二热处理工序，若在A_C1点以下的温度将管坯回火则高Cr钢管以某种程度软化。

但是，若在第二热处理工序前的管坯残留马氏体，则在第二热处理工序中，即使实施回火处理，也会在钢中残留回火马氏体，硬度难以充分降低。

因此，本发明中，如图1所示，第一热处理工序后的管坯温度不降低到Ms点以下，而接着作为第二热处理工序，开始回火处理。此时，第一热处理工序后的管坯中，可以抑制由于冷却而生成马氏体。因此，在第二热处理工序后的高Cr钢管内不易生成回火马氏体。因此，可以降低高Cr钢管的硬度，在后工序中容易进行扩管、伸管之类的加工。

优选在完成第一热处理工序之后、直至开始第二热处理工序为止期间的管坯温度的冷却速度设为90℃/分钟以下。此时，可以进一步降低高Cr钢管的硬度。

基于以上发现完成的本发明的主旨如下所述。

本发明提供的高Cr钢管的制造方法，其具备下述工序：准备管坯的工序，所述管坯按质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.02～0.70％、Mn：0.10～1.0％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Cr：8.0～10％、Mo：0.15～1.25％、V：0.08～0.35％、Nb：0.02～0.12％、Al：0.05％以下、N：0.01～0.10％、W：0～2.50％、B：0～0.01％、Ti：0～0.1％、Ni：0～0.8％、Ca和/或Mg的总计：0～0.01％，剩余部分由Fe和杂质组成；在高于A_C1点且950℃以下的第一温度保持管坯温度的第一热处理工序；第一热处理工序之后，不将管坯温度降低到Ms点以下的温度，而接着在A_C1点以下的第二温度保持管坯温度的第二热处理工序。

上述第二温度优选为700℃以上。

此时，所制造的高Cr钢管容易软化。

上述化学组成中，N含量优选不足0.05％。

此时，高Cr钢管的原材料中的气孔的产生得到抑制。因此，在高Cr钢管的表面不易形成缺陷。另外，由于N含量低，氮化物的形成、氮的固溶的比率少，钢容易软化。

上述制造方法中，在第一热处理工序之后直至开始第二热处理工序为止的管坯的冷却速度优选为90℃/分钟以下。

此时，高Cr钢管的硬度进一步降低。

上述制造方法中，优选第一热处理工序在第一热处理炉实施、第二热处理工序在与第一热处理炉不同的第二热处理炉实施，制造方法还具备将管坯自第一热处理炉抽出的工序、和将所抽出的管坯装入到第二热处理炉的工序。

此时，与在单一的热处理炉实施热处理的情况相比，可以提高生产率。以下对其理由进行说明。

以往认为，在规定的保持温度将钢管等温相变的情况下，对于由奥氏体状态直至保持温度为止期间的温度过程也需要进行细致管理。但是，根据本发明人等的调查可知，若管坯温度不降低到Ms点以下的温度则令人意外的是，第一热处理与第二热处理期间的温度过程的影响小。

在单一的热处理炉实施上述热处理的情况下，需要将该热处理炉的温度由第一温度降温至第二温度。另一方面，如上所述，石油厂、火力发电厂使用外径为450～900mm的大直径的高Cr钢管。即使将无缝钢管扩管而制造高Cr钢管的情况下，作为无缝钢管(管坯)，也需要外径为185～450mm的大直径壁厚的无缝钢管。为了将这种大直径壁厚且热容大的管坯由第一温度降温至第二温度，需要长时间。或者需要用于强制冷却的特别的设备。

与此相对，使用第一热处理炉和第二热处理炉的情况下，将管坯在第一热处理炉保持于第一温度后，暂时抽出到炉外，由此可以快速降低管坯的温度。另外，各热处理炉的温度恒定，无需进行降温、再加热，因此可以连续实施热处理。因此与在单一的热处理炉实施热处理的情况相比，可以提高生产率。

上述制造方法中，进行抽出的工序优选将管坯温度降低至高于Ms点且低于第二温度的温度。此时，温度管理变得更容易。

以下对于具备上述主旨的本发明进行详细说明。

[制造方法]

本实施方式提供的高Cr钢管的制造方法具备准备管坯的工序、和对于管坯实施热处理的第一及第二热处理工序。以下对各工序进行详细说明。

[准备工序]

准备工序中，准备管坯。管坯由高Cr钢形成，高Cr钢的化学组成如下所述。

C：0.05～0.15％

碳(C)在将本实施方式中制造的高Cr钢管进行加工(扩管或伸管)后的热处理工序(正火回火处理)中，形成碳化物、碳氮化物而提高钢的高温强度。若C含量过低则得不到上述效果。另一方面，若C含量过高则钢的焊接性降低。因此，C含量为0.05～0.15％。C含量的优选下限为0.07％，进一步优选为0.08％。C含量的优选上限为0.13％，进一步优选为0.12％。

Si：0.02～0.70％

硅(Si)将钢脱氧。Si进而提高钢的耐氧化性。若Si含量过低则得不到上述效果。另一方面，若Si含量过高则钢的韧性降低。因此Si含量为0.02～0.70％。Si含量的优选下限为0.05％，进一步优选为0.20％。Si含量的优选上限为0.55％，进一步优选为0.50％。

Mn：0.10～1.0％

锰(Mn)将钢脱硫。Mn进而提高钢的强度。若Mn含量过低则得不到上述效果。另一方面，若Mn含量过高则钢的韧性降低。因此，Mn含量为0.10～1.0％。Mn含量的优选下限为0.25％，进一步优选为0.28％，特别优选为0.30％。Mn含量的优选上限为0.70％，进一步优选为0.60％，特别优选为0.45％。

P：0.025％以下

磷(P)为杂质。P在晶界偏析而使得钢脆化。因此，钢的蠕变强度降低。因此，P含量优选尽可能低。P含量为0.025％以下。优选的P含量为0.018％以下，进一步优选为0.012％以下。

S：0.010％以下

硫(S)为杂质。S在晶界偏析而引起晶界脆化。因此S含量优选尽可能少。S含量为0.010％以下。优选的S含量为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。

Cr：8.0～10％

铬提高钢的耐水蒸气氧化性和耐高温腐蚀性。Cr进而形成微细的M₂₃C₆、M₆C等碳化物，提高钢的高温强度。Cr进而提高油井环境下的钢的耐蚀性。另一方面，若Cr含量过高则钢的焊接性、韧性和热加工性降低。因此，Cr含量为8.0～10％。Cr含量的优选下限为8.2％，进一步优选为8.5％。Cr含量的优选上限为9.5％。

Mo：0.15～1.25％

钼(Mo)作为固溶强化元素以及碳化物形成元素提高钢的高温强度。若Mo含量过低则得不到上述效果。另一方面，若Mo含量过高则钢的焊接性和韧性降低。因此，Mo含量为0.15～1.25％。Mo含量的优选下限为0.70％，进一步优选为0.85％。Mo含量的优选上限为1.15％，进一步优选为1.05％。

V：0.08～0.35％

钒(V)形成碳氮化物而提高钢的高温强度和蠕变断裂强度。若V含量过低则得不到上述效果。另一方面若V含量过高则生成粗大的碳化物，钢的蠕变断裂强度降低。因此，V含量为0.08～0.35％。V含量的优选下限为0.15％，进一步优选为0.18％。V含量的优选上限为0.30％，进一步优选为0.25％。

Nb：0.02～0.12％

铌(Nb)与V同样地形成碳氮化物而提高钢的高温强度和蠕变断裂强度。若Nb含量过低则得不到上述效果。另一方面，若Nb含量过高则碳氮化物聚集而粗化，钢的强度降低。因此，Nb含量为0.02～0.12％。Nb含量的优选下限为0.04％，进一步优选为0.06％。Nb含量的优选上限为0.10％，进一步优选为0.09％。

Al：0.05％以下

铝(Al)将钢脱氧。若Al即使少也含有(也就是说，若含量多于0％)则可得到上述效果。另一方面，若Al含量过高则钢的高温强度降低。因此，Al含量为0.05％以下。Al含量的优选的下限为0.001％，进一步优选为0.003％。Al含量的优选上限为0.03％。本说明书中的Al含量指的是Total.Al(全部Al)的含量。

N：0.01～0.10％

氮(N)与V或Nb形成碳氮化物，提高钢的蠕变断裂强度。若N含量过低则得不到上述效果。另一方面，若N含量过高则容易产生气孔。气孔为产生产品的表面缺陷的主要原因。另外，若N含量过量则由于氮化物的形成、固溶N的増加而钢容易硬化。因此，N含量为0.01～0.10％。N含量的优选下限为0.025％，进一步优选为0.038％。N含量的优选上限为0.060％，进一步优选为0.048％。

本发明的高Cr钢可以还含有W、B、Ti、Ni。这些元素为选择元素，在提高高温强度方面都是共通的。

W：0～2.50％

钨(W)为选择元素。W与Mo同样地作为固溶强化元素和碳化物形成元素提高钢的高温强度。若W即使少也含有则可得到上述效果。若按重量比计含有Mo的2倍的W则对于高温范围中的蠕变强度提高而言是有效的。另一方面若W含量过高则母材强度过高，因此相对于母材的焊接接头部的强度相对降低。因此，W含量为0～2.50％。

如上所述，W具有与Mo大致同等的效果。含有W的情况下，优选Mo+W/2为1.0～1.6％。

W含量的优选下限为1.5％，W含量的优选上限为2.0％。

B：0～0.01％

硼(B)为选择元素。B将钢中的碳化物分散、稳定化。若B即使少也含有则可得到上述效果。另一方面，若B含量过高则钢的焊接性和加工性降低。因此B含量为0～0.01％。B含量的优选下限为0.0003％，进一步优选为0.001％。B含量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.005％。

Ti：0～0.1％

钛(Ti)为选择元素。Ti与Cr相比直至高温范围为止形成稳定的碳化物，提高钢的蠕变强度。另一方面，若Ti含量过高则析出大量的粗大的碳化物，而钢的韧性降低。因此，Ti含量为0～0.1％。Ti含量的优选下限为0.003％，进一步优选为0.007％。Ti含量的优选上限为0.03％，进一步优选为0.022％。

Ni：0～0.8％

镍(Ni)为选择元素。Ni为奥氏体稳定化元素，抑制delta(δ)铁素体的生成。作为铁素体形成元素的W含量多的情况下，特别优选含有Ni。另一方面，若Ni含量过高则钢的蠕变断裂强度降低。因此，Ni含量为0～0.8％。Ni含量的优选下限为0.2％。需要说明的是，W含量少时等可以不抑制δ铁素体时，优选的Ni含量不足0.2％。

本发明的高Cr钢可以还含有Ca和Mg中的至少一种以上。这些元素都为选择元素，在提高钢的热加工性方面是共通的。

Ca和Mg中的至少一种以上的总计：0～0.01％

钙(Ca)和镁(Mg)都为选择元素。这些元素提高钢的热加工性。另一方面，若这些元素含量总计过高则钢的清净性降低。因此，Ca和Mg中的至少一种以上的总含量(以下称为Ca和/或Mg总量)为0～0.01％。Ca和/或Mg总量的优选下限为0.0005％，进一步优选为0.001％，特别优选为0.0015％。Ca和/或Mg总量的优选上限为0.008％，进一步优选为0.006％。

本发明提供的高Cr钢的剩余部分为Fe和杂质。杂质指的是由作为钢的原料利用的矿石、废料、或制造过程的环境等混入的，在不会对本发明的高Cr钢造成不良影响的范围内容许的元素。

具有上述化学组成的高Cr钢管坯例如通过以下的方法制造。

将具有上述化学组成的钢熔炼，用周知的方法精炼。接着，通过连续铸造法将钢液形成连续铸造材。连续铸造材例如为板坯、大方坯、圆坯。另外，也可以通过铸锭法将钢液形成钢锭。

将板坯、大方坯、钢锭进行热加工形成钢坯(制管用钢坯)。也可以通过热轧来形成钢坯，也可以通过热锻来形成钢坯。

将通过连续铸造或热加工得到的钢坯进行热加工来制造管坯。例如作为热加工，实施曼内斯曼穿轧，制造作为管坯的无缝钢管。对于穿轧后的管坯，可以使用芯棒式无缝管轧机实施拉伸轧制，也可以在拉伸轧制后，使用定径机或拉伸缩径轧机实施定径轧制。将通过以上的热加工制造的管坯冷却。管坯可以冷却至室温。优选的冷却方法为空气冷却或自然冷却。

[热处理工序]

对于所准备的管坯，实施第一热处理，接着实施第二热处理。如上所述，本热处理工序中，尽可能抑制热处理后的高Cr钢管中的马氏体量。

[关于第一热处理工序]

具有上述化学组成的管坯的自硬性高。因此，用上述制造方法进行热加工后，即使进行空气冷却或自然冷却的情况下，也会生成马氏体。因此对于所准备的管坯，实施以软化为目的的热处理。

首先，将所准备的管坯加热到高于A_C1点且950℃以下的第一温度。接着，在第一温度保持管坯。例如向具有第一温度的炉温的热处理炉插入管坯，接着管坯温度形成第一温度后，将管坯在热处理炉内保持规定时间。通过第一热处理，管坯内的马氏体相变为奥氏体，组织中的马氏体减少。

若第一温度为A_C1点以下则组织中的马氏体不会相变为奥氏体。另一方面，若第一温度超过950℃则管坯的外表面中的氧化皮生成量过多。若在管坯外表面生成大量的氧化皮则对于热处理工序后的高Cr钢管，必须实施除氧化皮处理(将氧化皮自外表面脱离的处理)。因此，第一温度为高于A_C1点且950℃以下。

第一温度的优选下限为840℃以上，进一步优选为860℃以上，特别优选为A_C3点以上。此时，残留于第一热处理工序后的管坯的马氏体量減少或消灭。

将管坯加热到第一热处理温度后，在第一热处理温度将管坯保持优选5分钟以上。此时，管坯的组织中的马氏体減少。保持时间的更优选下限为8分钟。若保持时间过长则管坯表面中的氧化皮生成量増加，因此，保持时间的优选上限为40分钟，更优选为30分钟。

[关于第一热处理工序后～第二热处理工序]

第一热处理工序之后，实施第二热处理工序。此时如图1所示，不将第一热处理工序后的管坯温度降低到Ms点以下，而接着开始第二热处理工序。因此，在高于Ms点的温度维持第一热处理工序后的管坯温度的同时，接着开始第二热处理工序。

第二热处理工序中，对于管坯在A_C1点以下的第二温度实施热处理。具体而言，将管坯加热到第二温度之后，在第二温度保持管坯。第二温度的优选下限为700℃，优选上限为800℃。

此时，优选在第一热处理炉实施第一热处理工序，在与第一热处理炉不同的第二热处理炉实施第二热处理工序。此时，自第一热处理炉将管坯抽出到炉外，将管坯装入到第二热处理炉。通过管坯自第一热处理炉抽出，可以快速地降低管坯的温度。即将装入到第二热处理炉之前的管坯温度，可以通过自第一热处理炉抽出直至装入到第二热处理炉为止期间的时间来调整。

即将装入到第二热处理炉之前的管坯温度优选为低于第二温度的温度。即，抽出的工序优选将管坯温度降低到高于Ms点且低于第二温度的温度。该管坯温度更优选为高于Ms点且Ms点+200℃以下的温度，进一步优选为高于Ms点且Ms点+100℃以下的温度。即将装入到第二热处理炉之前的管坯温度低时，操作上容易进行温度管理。例如薄壁的钢管的情况下，为了使得即将装入到第二热处理炉之前的管坯温度为第二温度以上，需要用于保温的特殊处理、向炉的搬送速度的管理等更严格的对策。

另一方面，在自第一热处理炉抽出之后直至装入到第二热处理炉为止期间，若管坯温度冷却至Ms点以下则在管坯的微细组织内形成马氏体。第二热处理工序中，马氏体不会相变为奥氏体，因此在第二热处理工序后的高Cr钢管内残留马氏体。此时，高Cr钢管的硬度和强度提高，难以进行扩管、伸管之类的加工。

本发明提供的高Cr钢管的制造方法中，如上所述，将第一热处理工序与第二热处理工序期间的管坯温度维持得比Ms点高。因此，可以抑制在高Cr钢管内生成马氏体，可以降低高Cr钢管的硬度。

完成第一热处理工序之后、直至开始第二热处理工序为止期间的管坯温度的冷却速度优选设为140℃/分钟以下，更优选设为90℃/分钟以下，进一步优选设为70℃/分钟以下。冷却速度越低则铁素体析出量越增加，因此可以进一步降低硬度。

对上述冷却速度的下限値没有特别限制。冷却速度的优选下限为3℃/分钟。

实施例

在各种制造条件下制造高Cr钢管，测定高Cr钢管的维氏硬度。

[高Cr钢管的制造方法]

将表1所示的钢A及B熔炼。

参照表1，钢A为相当于ASTMP91的化学组成，钢B具有相当于ASTMP92的化学组成。

通过曼内斯曼穿孔，制造各种钢的管坯。具体而言，通过连续铸造法制造各种钢的多种圆坯。使用穿孔机对圆坯实施穿轧，进而通过芯棒式无缝管轧机、定径机或拉伸缩径轧机，实施定径轧制，制造管坯。钢A的各管坯的外径为406.4mm、壁厚为37.0mm。钢B的各管坯的外径为219.1mm、壁厚为23.0mm。

使用所制造的管坯，在表2所示的制造条件下实施热处理。

[表2]

表2

图2～图7为表示各制造条件的加热曲线的图。对于各制造条件而言，第一热处理工序和第二热处理工序使用相同的加热炉或彼此不同的加热炉实施。

具体而言，对于制造条件1而言，如表2和图2所示，作为第一热处理工序，将原材料装入到加热炉，加热到1060℃。然后，将管坯在1060℃保持10分钟。接着，将管坯自第一加热炉抽出，在炉外冷却至室温(25℃)。此时的冷却速度如表2中所记载。然后，向与第一热处理工序中使用的加热炉不同的其它的加热炉装入管坯，将管坯加热至780℃，将管坯在780℃保持60分钟。通过以上的工序，制造高Cr钢管。

对于制造条件2而言，如表2和图3所示，作为第一热处理条件，使用加热炉将管坯在780℃保持60分钟。然后，将管坯自加热炉抽出，以表2所示的冷却速度冷却至室温(25℃)。也就是说，对于制造条件2而言，热处理工序仅实施一次。

对于制造条件3-1而言，如表2和图4所示，在处于本发明的范围内的制造条件下实施。具体而言，作为第一热处理工序，将管坯装入到加热炉，加热到920℃。然后，将管坯在920℃保持10分钟。接着，将管坯自第一加热炉抽出，在炉外将管坯温度维持于高于Ms点的温度(435℃以上)。此时的冷却速度为120℃/分钟。不将第一热处理工序后的管坯温度降低到Ms点以下，而将管坯装入到第二加热炉。在第二加热炉中，将管坯加热至780℃，将管坯在780℃保持60分钟。通过以上的工序，制造高Cr钢管。

对于制造条件3-2而言，与制造条件3-1相比，仅冷却速度不同。具体而言，制造条件3-2时的冷却速度为20℃/分钟。其它的条件与制造条件3-1相同。对于制造条件3-3而言，与制造条件3-1、3-2相比，仅冷却速度不同。具体而言，制造条件3-3时的冷却速度为90℃/分钟。其它的条件与制造条件3-1、3-2相同。

对于制造条件4而言，如表2和图5所示，与制造条件3-1相比，仅冷却条件不同。具体而言，对于制造条件4而言，在第一热处理工序结束之后，将管坯冷却至150℃以下。冷却条件以外的条件(第一及第二热处理条件)与制造条件3-1相同。

对于制造条件5而言，如表2和图6所示，与制造条件3-1相比，第一热处理工序中的热处理温度低、为850℃，第一热处理工序结束后的管坯冷却速度为140℃/分钟。其它的条件与制造条件3-1相同。

对于制造条件6而言，如表2和图7所示，与制造条件5相比，仅冷却条件不同。具体而言，对于制造条件6而言，在第一热处理工序结束之后，将管坯冷却至150℃以下。冷却条件以外的条件(第一及第二热处理工序)与制造条件5相同。

对于试验编号1～13的管坯，在表2所示的制造条件下实施热处理，制造高Cr钢管。

[维氏试验]

在各试验编号的高Cr钢管的横断面中，选择壁厚中心的任意点。对于各测定点，实施基于JISZ2244(2009)的维氏硬度试验。此时，试验力为10kgf。三个测定点得到的值的平均定义为该试验编号的高Cr钢管的硬度(HV)。

[试验结果]

表3示出各试验编号的高Cr钢管的硬度(HV)。图8图示出表3中的试验编号1～7(利用钢A的试验编号)的结果，图9图示出表3中的试验编号8～13(利用钢B的试验编号)的结果。

[表3]

表3

参照表3、图8和图9可知，试验编号1～3、8及9的钢的化学组成处于本发明的范围内。进而利用制造条件3-1、3-2、3-3及5制造，因此第一温度和第二温度都处于本发明的范围内。进而，管坯由第一热处理工序过渡到第二热处理工序期间中的管坯温度(冷却停止温度)高于Ms点。因此，在任意一种试验编号中，维氏硬度低、为190HV以下。另外，在任意一种试验编号中，第一温度不会过高，因此形成于第二热处理工序后的高Cr钢管的表面的氧化皮量少。

进而，试验编号2的高Cr钢管在制造条件3-2下制造，因此第一热处理工序后的管坯的冷却速度为90℃/分钟以下。因此，与使用了相同的钢A的其它的本发明例(试验编号1及3)相比，维氏硬度HV进一步低。同样地，试验编号8的高Cr钢管在制造条件3-3下制造，因此第一热处理工序后的管坯的冷却速度为90℃/分钟以下。因此，与使用了相同的钢B的其它的本发明例(试验编号9)相比，维氏硬度HV进一步低。

另一方面，试验编号4及5的高Cr钢管在制造条件4及6下分别制造。因此，虽然第一热处理温度及第二热处理温度处于本发明的范围内，但是冷却停止温度为Ms点以下(150℃以下)。因此，维氏硬度高、超过190HV。管坯温度过低，因此认为在第一热处理工序之后，在管坯形成了马氏体。

试验编号6的高Cr钢管在制造条件1下制造。冷却停止温度为Ms点以下(25℃)，因此维氏硬度高于190HV。进而，第一温度过高、为1060℃，因此与本发明例(试验编号1～3)相比，形成于高Cr钢管的表面的氧化皮量多。

试验编号7的高Cr钢管在制造条件2下制造。仅实施单纯退火处理(A_C1点以下时的热处理)，因此维氏硬度超过190HV。

参照表3和图9可知，试验编号10的高Cr钢管使用钢B在制造条件4下制造，试验编号11在制造条件6下制造。因此，这些试验编号的维氏硬度高、超过190HV。

试验编号12的高Cr钢管在制造条件1下制造，因此维氏硬度超过190HV，氧化皮量也多。

试验编号13的高Cr钢管在制造条件2下制造，因此维氏硬度超过190HV。

以上对本发明的实施方式进行了说明，但是上述实施方式不过是用于实施本发明的例示。由此，本发明不被上述实施方式所限定，在不脱离其宗旨的范围内能够将上述实施方式适当变形来实施。

Claims

1.一种高Cr钢管的制造方法，其具备下述工序：准备将钢坯热加工后冷却而得到的管坯的工序，所述钢坯按质量％计，含有C：0.05～0.15％、Si：0.02～0.70％、Mn：0.10～1.0％、P：0.025％以下、S：0.010％以下、Cr：8.0～10％、Mo：0.15～1.25％、V：0.08～0.35％、Nb：0.02～0.12％、Al：0.05％以下、N：0.01～0.10％、W：0～2.50％、B：0～0.01％、Ti：0～0.1％、Ni：0～0.8％、Ca和/或Mg的总计：0～0.01％，剩余部分由Fe和杂质组成；

在高于A_C1点且950℃以下的第一温度保持所述管坯温度的第一热处理工序；和

所述第一热处理工序之后，不将所述管坯温度降低到Ms点以下的温度，而接着在A_C1点以下的第二温度保持所述管坯温度的第二热处理工序。

2.根据权利要求1所述的制造方法，其中，所述第二温度为700℃以上。

3.根据权利要求1或2所述的制造方法，其中，所述化学组成中，N：不足0.05％。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的制造方法，其中，所述第一热处理工序之后、直至开始所述第二热处理工序为止的所述管坯的冷却速度为90℃/分钟以下。

5.根据权利要求1～4中任一项所述的制造方法，其中，所述第一热处理工序在第一热处理炉实施、

所述第二热处理工序在与所述第一热处理炉不同的第二热处理炉实施，

所述制造方法还具备将所述管坯自所述第一热处理炉抽出的工序、和

将所述抽出的管坯装入到所述第二热处理炉的工序。

6.根据权利要求5所述的制造方法，其中，所述抽出的工序中，将所述管坯温度降低至高于Ms点且低于所述第二温度的温度。