CN1646710A - 马氏体系不锈钢的制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种弹性极限应力起伏小的马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％，Ti：0.300％以下以及Zr：0.580％以下，余量实质上由Fe构成的、作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N、Ti及Zr的含量(质量％)分别为[C]、[N]、[Ti]以及[Zr]时，满足([Ti]+0.52×[Zr]－3.4×[N])/[C]>4.5的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏在ΔLMP1为0.5以下的条件下进行回火，其中LMP1＝T×(20+1.7×log(t))×10－3，其中，T：回火温度(K)，t：回火时间(小时)。另外上述钢材，也可以进一步包含0.2～3.0质量％的Mo。

Description

马氏体系不锈钢的制造方法
技术领域
本发明涉及马氏体系不锈钢的制造方法，更详细地说，涉及可以将作为机械强度的弹性极限应力的起伏抑制得很小的马氏体系不锈钢的制造方法。
背景技术
马氏体系不锈钢，除弹性极限应力，抗拉强度以及韧性等机械强度优异之外，耐腐蚀性及耐热性也很优异。在马氏体系不锈钢中，以AISI(全美钢铁协会)420钢为代表的Cr含量约为13％的马氏体系不锈钢，所谓的13％Cr钢，即使暴露在二氧化碳等环境下，也具有优异的耐腐蚀性。但是，13％Cr钢具有能够使用的临界温度低、在超过其临界温度的温度区域内，耐腐蚀性降低，其使用环境受到限制的缺点。
因此，开发了在13％Cr钢中添加Ni进行改进的马氏体系不锈钢。这种马氏体系不锈钢，一般称之为超级13Cr，与13％Cr钢相比，不仅弹性极限应力等机械强度及耐腐蚀性高，而且由于它具有耐硫化氢的性能良好的特性，所以，特别适合于在含有硫化氢的环境下、例如，作为油井管用的材料使用。
关于它的制造，可以采用将具有任意组成的钢材加热到AC3点以上之后，通过淬火引发马氏体相变，通过回火进行调质处理的方法。由于机械强度越大，硫化物应力裂缝敏感性越高，所以，超过所需的更高的机械强度并不好。回火是为了将通过淬火使强度变得过分高的马氏体组织，调整成具有所需的机械强度而进行的。
目前，为了进行机械强度的调整的回火方法加以改进的马氏体系不锈钢的制造方法，公开了下述几种方法。
在特开2000-160300号公报及特开2000-178692号公报中，公开了一种改进了耐腐蚀性或弹性极限应力腐蚀裂纹特性的、具有655N/mm2(655MPa)级的弹性极限应力的低C高Cr合金油井管的制造方法。该方法是一种施行将具有任意组成的钢奥氏体化冷却后，在AC1点以上、AC3点以下的温度，进行第一次回火，冷却后，进一步在550℃以上、AC1点以下的温度下，进行第二次回火的热处理的方法。
此外，在特开平8-260050号公报中，公开了一种将具有任意组成的钢加热到AC1点以上、AC3点以下、回火后，冷却并通过冷加工，调节到所需的屈服应力的马氏体系不锈钢无缝钢管的制造方法。
对于作为油井管用的钢材，为了使之符合API规格，要求根据各个级别，将弹性极限应力的下限值设定成552～759MPa(80～110ksi)的范围内的某一个值，并且，为了从该下限值算起弹性极限应力不会高出103MPa，通过回火进行调质处理。下面，将其称之为“API强度规范”。但是，在钢材含有Ni的情况下，由于AC1点比13％Cr钢低，所以，不能充分回火，不得不在AC1点附近或者AC1点以上进行回火。从而，回火之后的组织，由回火马氏体和残留奥氏体构成，由于残留的奥氏体的量的变化，活化后的弹性极限应力产生起伏。
此外，但钢材的C含量的起伏大时，回火时生成的碳化物的量，特别是，VC的量产生起伏，因此，弹性极限应力发生起伏。各钢材之间的C含量的起伏，优选地在0.005％以内，但抑制这种起伏在工业是很困难的。
这里，所谓起伏，是指比较多种钢材或作为最终制品的马氏体系不锈钢时，弹性极限应力等机械强度的特性起伏，成分的含量等化学组成的起伏等。即使由相同组成的钢在相同制造条件下进行马氏体系不锈钢的制造时，由于回火时的组织的变化，也会不可避免地产生弹性极限应力的起伏。为了对用户提供可靠性高的制品，制品的弹性极限应力的起伏越小越好。
在前述公开公报中，尽管描述了获得具有所需的机械强度的钢管的制造方法，但是，在任何一个公报中，均未谈及弹性极限应力的起伏。在这些公报中公开的任何一种制造方法中，由于通过复杂的制造工艺制造钢管，所以，很难控制制造条件将弹性极限应力纳入到某个范围之内，预计这种起伏会很大。
发明内容
本发明的目的，在于解决上述问题，具体地说，本发明的目的是，提供一种通过控制钢材的化学组成，淬火条件及回火条件，制造弹性极限应力的起伏小的马氏体系不锈钢的制造方法。
本发明人首先研究了马氏体系不锈钢的弹性极限应力与回火温度的关系。马氏体系不锈钢的弹性极限应力与回火温度，具有一定的关系。这种关系用回火软化曲线表示。回火软化曲线，是一种表示在任意温度回火时获得的弹性极限应力的曲线，可以以它为基础决定回火温度，但在本发明中处理含有Ni的马氏体系不锈钢的情况下，回火软化曲线变得很陡峭。
图1是示意地表示回火软化曲线的一个例子的图示。如该图所示，含有Ni的马氏体系不锈钢的回火软化曲线，与不含Ni的马氏体系不锈钢的回火曲线相比，在AC1点附近急剧变化。因此，相对于任意的所需弹性极限应力，在以将弹性极限应力集中在前述强度规范中允许的弹性极限应力的偏移幅度以内的方式制造马氏体系不锈钢的情况下，在含有Ni的马氏体系不锈钢中，与不含Ni的马氏体系不锈钢相比，可以选择的回火温度的范围变窄。
如果回火温度范围变窄的话，例如，不能适应于回火时的炉温的变化等，很难制造满足强度规范的马氏体系不锈钢。即，马氏体系不锈钢的弹性极限应力的起伏增大。从而，如果能够抑制回火软化曲线的急剧变化的话，可以抑制弹性极限应力的起伏。
此外，在含有Ni的马氏体系不锈钢的情况下，如前面所述，不得不将钢材在AC1点附近或者AC1点以上进行回火。因此，不仅由于回火引起马氏体软化，而且由于奥氏体相变也会引起软化。在引起奥氏体相变的情况下，由于受到保持时间的影响很大，所以，有必要进行回火时的保持时间的控制。
在实际操作时，由于回火时的炉温的变化，以及回火工序及其之后的工序的进行的时间的不同，很容易产生在炉内的时间的长时间化等回火条件的变化。如果能够抑制这种变化的话，可以抑制弹性极限应力的起伏。
本发明如上所述，是一种通过进行回火软化曲线的斜率的改进和回火条件的严格管理，缩小马氏体系不锈钢的弹性极限应力的起伏的方法的发明。本发明的主旨是下述(1)～(3)的马氏体系不锈钢的制造方法。
(1)一种马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％以及Ti：0.300％以下，余量实质上由Fe构成的、作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N以及Ti的含量(质量％)分别为[C]、[N]及[Ti]时，满足
([Ti]-3.4×[N])/[C]＞4.5的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏在ΔLMP1为0.5以下的条件下进行回火。
(2)一种马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％以及Zr：0.580％以下，余量实质上由Fe构成的、作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N及Zr的含量(质量％)分别为[C]、[N]及[Zr]时，满足
([Zr]-6.5×[N])/[C]＞9.0
的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏在ΔLMP1为0.5以下的条件下进行回火。
(3)一种马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％，Ti：0.300％以下以及Zr：0.580％以下，余量实质上由Fe构成的、作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N、Ti及Zr的含量(质量％)分别为[C]、[N]、[Ti]以及[Zr]时，满足
([Ti]+0.52×[Zr]-3.4×[N])/[C]＞4.5
的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏在ΔLMP1为0.5以下的条件下进行回火。
其中，在上述(1)～(3)中，软化特性值，及LMP1，由下式定义。
LMP1＝T×(20+1.7×log(t))×10-3
其中，T：回火温度(K)，t：回火时间(小时)。
优选地，成为上述(1)～(3)的制造方法的对象的钢材，进一步含有0.2～3.0质量％的Mo。
附图说明
图1是示意地表示回火软化曲线的一个例子的图示。
图2是用于说明回火温度范围ΔT、示意地表示的回火软化曲线。
图3是表示「([Ti]-3.4×[N])/[C]」与ΔT的关系的图示。
图4是表示「([Zr]-6.5×[N])/[C]」与ΔT的关系的图示。
图5是表示「([Ti]+0.52×[Zr]-3.4×[N])/[C]」与ΔT的关系的图示。
图6是表示软化特性值LMP1与弹性极限应力YS的关系的图示。
图7是表示ΔLMP1与弹性极限应力YS的标准偏差值的关系的图示。
具体实施方式
作为本发明的方法的对象的马氏体系不锈钢，可以是板状，管状，棒状任何一种形状。下面，有关本发明的马氏体系不锈钢的制造方法，分别对于(1)钢材的化学组成，(2)淬火，以及(3)回火进行详细说明。此外，在下面的详细描述中，关于成分含量的％，是质量％。
(1)钢材的化学组成
钢材的化学组成，会对回火软化曲线的斜率以及其它特性产生影响。特别是，C、V、Ti及Zr，对回火软化曲线的斜率影响比较大。因此，对钢材的化学组成作如下的规定。
C：0.003～0.050％
C由于回火与其它元素生成碳化物。特别是，当形成VC时，钢本身的弹性极限应力上升，超过必要的值，硫化物应力裂纹敏感性增高。因此，C含量越低越好，但由于在制钢工艺中，精练所需时间很长，所以，C含量的过分降低，会导致制钢成本的上升。从而，优选地，C含量在0.003％以上。
另一方面，即使在钢材中含有C的情况下，如果进一步含有Ti或/和Zr的话，它们优先与C结合，形成不会导致弹性极限应力上升的TiC及ZrC，所以，可以抑制VC的生成。为了用Ti或Zr抑制VC的生成，C含量必须在0.050％以下。
Si：0.05～1.00％
Si在制钢阶段作为脱氧剂是必须的元素。由于当S的含量多时，韧性及延展性恶化，所以，Si的含量越低越好。但是，当Si的含量极端降低时，会导致制钢成本的上升。从而，Si的含量优选地在0.05％以上。另一方面，为了防止韧性及延展性的恶化，Si的含量有必要在1.00％以下。
Mn：0.10～1.50％
Mn和Si一样，也是作为脱氧剂必须的元素。此外，Mn是奥氏体的稳定化元素，在热加工时，通过抑制铁素体的析出，具有改进热加工性能的效果。为了改进热加工性，Mn的含量有必要在0.10％以上。但是，当Mn含量过多时，由于韧性恶化，所以，Mn含量有必要在1.5％以下。此外，为了提高耐点蚀性能及韧性，优选地，Mn含量不足1.00％。
Cr：10.5～14.0％
Cr是提高钢的耐腐蚀性的元素，特别是改进耐CO2的腐蚀性的元素。为了防止点腐蚀和裂隙腐蚀，Cr含量必须在10.5％以上。另一方面，Cr是铁素体形成元素，当Cr含量超过14.0％时，在高温加热时，生成δ铁素体，降低热加工性。此外，铁素体的量增多，即使为了不损及耐应力腐蚀裂纹性进行回火，也不能获得规定的弹性极限应力。从而，Cr的含量必须在14.0％以下。
Ni：1.5～7.0％
Ni是使奥氏体稳定化的元素，在像本发明钢的这种C含量低的马氏体系不锈钢中，通过使之含有Ni，显著改进热加工性。此外，Ni是使之生成马氏体组织、确保必要的弹性极限应力和耐腐蚀性所必须的元素。因此，Ni含量有必要在1.5以上。另一方面，当添加量过剩时，即使从高温冷却、使之变化成马氏体组织，也残留奥氏体组织，引起弹性极限应力的不稳定和耐腐蚀性的降低。因此，Ni的含量有必要在7.0％以下。
V：0.020～0.20％
V在回火时与C结合，形成VC。由于VC令回火软化曲线变得陡峭，所以最好尽可能将其减少。但是，由于V含量的极度降低会导致制钢成本的上升，所以，优选地，V含量在0.02％以上。另一方面，当V的含量超过0.20％时，在C含量多的情况下，即使添加后面所述的Ti或/和Zr，C也不会被消耗，形成VC，回火后的硬度显著增高，所以，V含量有必要在0.20％以下。
N：0.003～0.070％
N具有提高钢弹性极限应力的效果。另一方面，当N多时，硫化物应力裂纹敏感性增高，容易发生裂纹。此外，由于N先于C和Ti及Zr结合，所以，会对弹性极限应力的稳定化造成妨碍。因此，N含量有必要在0.070％以下。在考虑到耐腐蚀性及弹性极限应力的稳定性的情况下，优选地，N的含量在0.010％以下。另一方面，为了降低N含量，在制钢工艺中精练所必须的时间加长，所以，N含量过分降低会导致制钢成本的上升。从而，优选地，N含量在0.003％以上。
Ti：0.300％以下，并且，([Ti]-3.4×[N])/[C]＞4.5
Ti在回火时，与固溶的C优先结合生成TiC，具有抑制伴随着VC的生成弹性极限应力增大的效果。此外，由于C含量的起伏会引起由回火形成的VC量的起伏，所以，C含量的起伏优选地在0.005％以下，但在C含量低的范围内，令C的含量的起伏在0.005％以下在工业上是很困难的。Ti还具有降低由C含量的起伏引起的弹性极限应力的起伏的效果。
图2是为了说明回火温度范围ΔT、示意地表示的回火软化曲线。这里所说的ΔT，是满足“API规格强度下限值+103MPa(15ksi)以下”的前述“API强度规范”的回火温度范围。如该图所示，在回火软化曲线的梯度陡峭的位置处，从API规格强度的下限弹性极限应力起，直到在其强度上加上103MPa的弹性极限应力的温度范围，成为回火温度范围ΔT。
在制造马氏体系不锈钢的情况下，当考虑到进行回火的炉温的变化等因素时，为了抑制弹性极限应力的起伏，优选地，缩小回火软化曲线的梯度，扩大可以选择的回火温度范围。即，优选地，加大前述ΔT。实际上，在进行回火时，更具体地说，在用步进式炉等进行回火时的炉温的变化在±10℃左右。因此，ΔT如果为30℃(在炉温变化幅度20℃上加上10℃)的话，在制造多个马氏体系不锈钢时，可以使弹性极限应力的变化集中在“API强度规范”之内。
图3是表示「([Ti]-3.4×[N])/[C]」与ΔT的关系的图示。由于Ti也和N结合形成氮化物，所以，该「([Ti]-3.4×[N])/[C]」，是扣除作为氮化物消耗的Ti，对于作为消耗的Ti的汇总。根据图3，ΔT成为30℃以上的条件为([Ti]-3.4×[N])/[C]＞4.5，如果满足这一条件的话，就可以解决由钢材的成分组成引起的起伏问题。另一方面，由于过多的添加Ti，成本会增高，所以，Ti的含量优选地在0.300％以下。
Zr：0.580％以下，并且，([Zr]-6.5×[N])/[C]＞9.0。
Zr和Ti具有同样的效果。图4是表示「([Zr]-6.5×[N])/[C]」与ΔT的关系的图示。在图4中，与图3一样，ΔT成为30℃以上的条件为([Zr]-6.5×[N])/[C]＞9.0。另一方面，由于Zr的过量添加和Ti的过量添加一样，提高成本，所以，优选地，Zr的含量在0.580％以下。
图5是表示「([Ti]+0.52×[Zr]-3.4×[N])/[C]」与ΔT的关系的图示。如图所示，在钢材中同时含有Ti和Zr的情况下，优选地，([Ti]+0.52×[Zr]-3.4×[N])/[C]＞4.5。此外，由于前述理由，优选地，Ti的含量在0.300％以下，Zr的含量在0.580％以下。
Mo：0.2～3.0％以下
不特别含有Mo也可以，但在含有Mo的情况下，具有和Cr同样的提高耐腐蚀性的效果。进而，具有显著降低硫化物应力裂纹敏感性的效果。使之含有Mo，为了获得这些效果，优选地，Mo的含量在0.2％以上。另一方面，当Mo的含量增多时，热加工性降低，所以，Mo的含量有必要在3.0％以下。
作为钢的杂质，有P及S。由于下面所述的理由，其含量被限制在一定的量以下。
P：0.035％以下
P是含在钢中的杂质元素。当在钢含量大时，钢裂纹的发生变得显著，韧性显著降低，所以，优选地，P含量在0.035％以下。
S：0.010％以下
S也和P一样，是钢中含有的杂质元素。当在钢中含有大量的S时，热加工性及韧性显著恶化，所以，优选地，S的含量在0.010％以下。
此外，作为杂质，可以允许含有0.0100％(100ppm)的Ca。
(2)淬火
在本发明中，将具有上述(1)的化学组成的钢材加热到850～950℃，进行淬火。
当淬火前的温度超过950℃时，在韧性恶化的同时，钢中的碳化物的固溶量增加，自由的C量增加，所以，Ti或/和Zr不能有效地起作用，在回火时生成VC，弹性极限应力上升。其结果是，回火软化曲线的梯度变陡，弹性极限应力的起伏变大。另一方面，当淬火前的温度低于850℃时，碳化物的固溶变得不足，发生弹性极限应力起伏，进而，由于组织的均匀化变得不足，所以，耐腐蚀性恶化。
从而，令淬火前的温度为850～950℃，在该温度范围内保持一定的时间，在钢材均热化之后，进行淬火。淬火方法没有特定的限制。
(3)回火
上述(1)和(2)，是为了缩小回火软化曲线的斜率，缩小机械强度的起伏。但是，只通过缩小回火软化曲线的斜率，并不能缩小强度的起伏。
在具有上述(1)中所述的化学组成的钢材中，由于含有Ni，所以，AC1点比13Cr％钢低。从而，为了通过回火达到所需的弹性极限应力，令回火温度在AC1点附近或者AC1点以上进行回火。
当对具有上述(1)中所述的化学组成的钢材在这种回火温度下进行回火时，不仅是马氏体的软化，而且还通过马氏体组织相变到奥氏体(AC1相变)产生软化。在这种情况下，如前面所述，即使调整包含在钢材中的Ti或/Zr的含量，缩小因钢材的化学组成引起的起伏，由于随着回火时间的经过会引起急剧的软化，所以，回火后的马氏体系不锈钢的弹性极限应力的起伏也会增大。因此，对于弹性极限应力与回火温度、回火时间的关系进行了研究。
图6是表示软化特性值LMP1与弹性极限应力YS的关系的图示。这里，令T为回火温度(K)，t为回火时间(小时)LMP1由下式表示
LMP1＝T×(20+1.7×log(t))×10-3
如可以从该图看出的，在LMP1与YS之间有一定的关系。
但是，在实际操作当中，如前面所述，容易引起由回火时的炉温的变化、回火工艺及其后的工艺的进行时间的不同而产生的在炉内的时间的长时间化等回火条件的变化。这会使LMP1的设计值与实际值产生偏移。即，即使用相同的设计值对多个钢材进行回火，LMP1的实际值也会在各个钢材之间产生起伏，作为其结果，马氏体系不锈钢的弹性极限应力产生起伏。
图7是表示ΔLMP1与弹性极限应力(YS)的标准偏差值的关系的图示。这里，ΔLMP1表示将多个钢材回火时测定LMP1的实际值时的LMP1的起伏，是由LMP1的最大值与最小值之差计算出来的值。如从该图可以看出的， ΔLMP1越小，弹性极限应力的标准偏差越小，起伏越小。
在本发明中，将ΔLMP1规定在0.5以下。这时，弹性极限应力起伏的标准偏差σ约为12，3σ约为36，所以，所制造的马氏体系不锈钢的弹性极限应力的起伏，可以集中在前述“API强度规范”的103MPa的说1/3左右以内。
此外，回火温度规定为“AC1点±35℃”。当回火温度超过“AC1点+35℃”时，由于奥氏体的相变引起的软化的倾向强，软化的进行变快，难以将马氏体系不锈钢保持在所需的弹性极限应力。此外，当回火温度低于“AC1点-35℃”时，不能使马氏体系不锈钢软化。
在回火时，如上所述，可以控制回火温度和回火时间，具体地说，如果严格控制在步进式炉等中的均热带的温度设定和钢材的输送间距的话，可以获得弹性极限应力起伏小的马氏体系不锈钢。
实施例
为了确认本发明的效果，每一种条件制作10个试样，测定弹性极限应力，通过计算其标准偏差，研究起伏。作为试样，使用外径88.9mm，壁厚6.45mm，长度9600mm的钢管。
表1、表2、表3系表4，表示作为试样制作的钢管的化学组成及该组成的AC1点。表1所示的材质A组，是本发明中规定的组成的范围之外的材质。此外，表2所示的材质B组包含在本发明中规定的组成的范围之内，实质上不含有Zr。进而，表3所示的材质C组包含在本发明规定的组成的范围之内，实质上不含有Ti。同时，表4所示的材质D组，包含在本发明规定的组成的范围之内，同时含有Ti及Zr。
表1
  材质A组   成分组成(质量％)    余量为Fe及杂质     AC1点(℃)
  C％   Si％   Mn％   Cr％   Ni％   V％   N％ Mo％ Ti％     Zr％ P％ S％ [Ti-3.4×N]/C
  A01   0.008   0.26   0.78   12.7   5.9   0.04   0.006   2.0 0.032     0 0.014 0.001     1.45     617
  A02   0.009   0.23   0.76   12.4   6.1   0.04   0.007   2.0 0.044     0 0.012 0.002     2.24     611
  A03   0.008   0.27   0.75   12.3   5.9   0.05   0.006   1.9 0.045     0 0.015 0.001     3.08     616
  A04   0.007   0.24   0.08   12.5   6.2   0.04   0.008   2.0 0.051     0 0.017 0.001     3.40     625
  A05   0.009   0.30   0.81   12.6   5.8   0.05   0.007   1.9 0.061     0 0.014 0.002     4.13     618
  A06   0.010   0.26   0.79   12.3   6.0   0.04   0.009   1.9 0.074     0 0.015 0.001     4.34     611
  A07   0.014   0.28   0.81   12.4   5.7   0.04   0.007   2.0 0.083     0 0.014 0.001     4.23     623
  A08   0.021   0.29   0.74   12.7   6.2   0.05   0.009   1.9 0.121     0 0.015 0.002     4.30     608
  A09   0.026   0.23   0.89   12.9   6.1   0.04   0.011   2.1 0.143     0 0.015 0.001     4.06     610
  A10   0.032   0.27   0.82   12.5   6.0   0.04   0.006   2.0 0.159     0 0.016 0.001     4.33     613
  A11   0.041   0.24   0.77   12.8   5.9   0.05   0.007   1.9 0.185     0 0.015 0.002     3.93     615
  A12   0.044   0.26   0.72   12.3   6.0   0.04   0.008   1.9 0.210     0 0.017 0.001     4.15     613
  A13   0.049   0.28   0.82   12.4   5.6   0.05   0.006   2.0 0.234     0 0.015 0.002     4.36     626
  A14   0.009   0.28   0.76   12.2   5.8   0.06   0.016   1.9 0.092     0 0.016 0.001     4.18     620
  A15   0.008   0.27   0.78   12.4   5.6   0.04   0.023   1.9 0.113     0 0.015 0.002     4.35     624
  A16   0.007   0.28   0.81   12.9   5.9   0.05   0.037   2.0 0.156     0 0.014 0.002     4.31     617
  A17   0.008   0.25   0.08   12.6   5.7   0.07   0.045   2.1 0.186     0 0.016 0.001     4.13     620
  A18   0.010   0.26   0.82   12.4   5.8   0.06   0.052   2.0 0.218     0 0.013 0.002     4.12     620
  A19   0.011   0.23   0.79   12.3   6.0   0.05   0.063   1.9 0.261     0 0.014 0.001     4.25     611
  A20   0.009   0.26   0.77   12.5   6.1   0.07   0.068   2.0 0.268     0 0.016 0.002     4.09     613
表2
  材质B组     成分组成(质量％)  余量为Fe及杂质   AC1点(℃)
  C％   Si％   Mn％   Cr％   Ni％   V％   N％ Mo％ Ti％     Zr％ P％ S％ [Ti-3.4×N]/C
  B01   0.007   0.25   0.82   12.4   5.8   0.06 0.006 2.0 0.058     0 0.014 0.001     5.37     620
  B02   0.006   0.27   0.80   12.7   6.1   0.05 0.006 1.9 0.062     0 0.012 0.002     6.93     609
  B03   0.008   0.24   0.77   12.6   5.9   0.06 0.005 2.0 0.083     0 0.015 0.001     8.25     618
  B04   0.007   0.24   0.81   12.6   5.9   0.07 0.014 1.9 0.080     0 0.012 0.001     4.63     615
  B05   0.009   0.25   0.79   12.9   5.8   0.06 0.034 2.0 0.158     0 0.012 0.001     4.71     621
  B06   0.008   0.27   0.80   12.8   5.7   0.05 0.053 2.0 0.219     0 0.016 0.002     4.85     623
  B07   0.009   0.25   0.77   12.3   5.8   0.06 0.068 1.9 0.276     0 0.017 0.001     4.98     619
  B08   0.012   0.23   0.78   12.6   6.0   0.05 0.007 2.0 0.085     0 0.016 0.002     5.10     614
  B09   0.016   0.24   0.79   12.9   5.7   0.07 0.008 1.9 0.110     0 0.015 0.001     5.18     621
  B10   0.019   0.22   0.83   12.8   6.1   0.06 0.007 2.0 0.113     0 0.013 0.002     4.69     610
  B11   0.022   0.24   0.75   12.4   5.7   0.07 0.005 1.8 0.121     0 0.012 0.002     4.73     620
  B12   0.027   0.28   0.80   12.5   5.9   0.04 0.006 1.9 0.152     0 0.017 0.001     4.87     615
  B13   0.033   0.25   0.82   12.3   6.2   0.04 0.005 2.0 0.169     0 0.018 0.001     4.61     607
  B14   0.039   0.26   0.79   12.2   5.9   0.06 0.007 2.0 0.203     0 0.012 0.002     4.59     618
  B15   0.043   0.24   0.78   12.7   5.8   0.07 0.008 1.9 0.231     0 0.013 0.001     4.74     619
  B16   0.048   0.28   0.82   12.5   6.1   0.05 0.007 2.0 0.254     0 0.016 0.002     4.80     611
表3
材质C组     成分组成(质量％)  余量为Fe及杂质    AC1点(℃)
  C％   Si％   Mn％   Cr％   Ni％   V％   N％ Mo％   Ti％   Zr％   P％   S％ [Zr-6.5×N]/C
  C01   0.006   0.24   0.41   12.3   6.1   0.05   0.007   0.0   0.001   0.121   0.012   0.002     12.58     570
  C02   0.006   0.26   0.48   12.2   6.0   0.06   0.007   1.9   0.001   0.128   0.012   0.002     13.75     620
  C03   0.007   0.25   0.47   12.7   5.8   0.06   0.006   1.9   0.001   0.154   0.014   0.002     16.43     626
  C04   0.008   0.24   0.45   12.5   5.7   0.05   0.012   2.0   0.001   0.170   0.012   0.001     11.50     631
  C05   0.006   0.27   0.47   12.7   5.9   0.07   0.029   1.9   0.001   0.309   0.011   0.003     20.08     624
  C06   0.007   0.22   0.48   12.9   6.0   0.05   0.048   1.9   0.001   0.421   0.018   0.001     15.57     619
  C07   0.007   0.23   0.46   12.3   6.2   0.04   0.067   2.0   0.001   0.564   0.012   0.002     18.36     615
  C08   0.011   0.27   0.42   12.7   5.5   0.06   0.008   1.9   0.001   0.186   0.018   0.001     12.18     637
  C09   0.014   0.20   0.43   12.8   5.9   0.08   0.007   1.9   0.001   0.202   0.012   0.002     11.18     624
  C10   0.018   0.21   0.41   12.4   6.2   0.07   0.007   2.1   0.001   0.213   0.016   0.001     9.31     620
  C11   0.021   0.23   0.39   12.7   6.1   0.06   0.007   1.9   0.001   0.256   0.017   0.003     10.02     619
  C12   0.027   0.26   0.43   12.8   5.8   0.04   0.005   1.9   0.001   0.312   0.016   0.001     10.35     626
  C13   0.032   0.21   0.40   12.6   5.7   0.05   0.006   1.8   0.001   0.344   0.016   0.002     9.53     627
  C14   0.038   0.20   0.47   12.7   5.8   0.07   0.006   2.0   0.001   0.412   0.015   0.002     9.82     628
  C15   0.043   0.23   0.49   12.5   5.8   0.05   0.007   2.1   0.001   0.480   0.017   0.001     10.10     630
  C16   0.047   0.26   0.43   12.4   5.7   0.04   0.008   0.0   0.001   0.520   0.012   0.001     9.96     582
表4
  材质D组     成分组成(质量％)  余量为Fe及杂质   AC1点(℃)
  C％   Si％   Mn％   Cr％   Ni％   V％   N％ Mo％  Ti％   Zr％ P％  S％ [Ti+0.52×Zr-3.4×N]/C
  D01   0.008   0.24   0.45   12.5   5.7   0.04   0.008   1.9  0.032   0.121  0.014  0.001     8.47     628
  D02   0.007   0.26   0.43   12.7   5.6   0.05   0.007   2.0  0.034   0.092  0.013  0.002     8.29     635
  D03   0.008   0.23   0.46   12.6   5.9   0.04   0.006   1.9  0.054   0.048  0.015  0.001     7.32     622
  D04   0.006   0.26   0.42   12.4   6.0   0.04   0.008   2.0  0.054   0.102  0.011  0.002     13.31     623
  D05   0.007   0.24   0.43   12.6   6.1   0.05   0.007   1.9  0.056   0.115  0.013  0.001     13.14     617
  D06   0.034   0.23   0.52   12.7   5.8   0.06   0.007   2.0  0.145   0.132  0.012  0.001     5.58     629
  D07   0.047   0.25   0.44   12.5   5.7   0.07   0.008   0.0  0.185   0.176  0.015  0.003     5.30     583
对于具有表1至表4所示的组成的试样，在900℃保持20分钟，用水淬火后，施行回火处理。在回火处理中，用步进式炉加热到AC1点附近，保持任意时间，均热化后，从炉中取出冷却。在步进式炉中加热时，为了使每一种条件的10个钢管的淬火处理条件不同，调整加热时间，适当地给予LMP1以起伏。
表5表示关于回火条件T01～T20时的情况，表示对于本发明规定的组成范围之外的组成(材质A组)的试样实行的回火温度及ΔLMP1。
表6表示关于回火条件T21～T36时的情况，表示对于具有本发明规定的组成范围内的组成(材质B组)的试样施行回火的温度及ΔLMP1。该表的ΔLMP1是本发明的规定范围外的值。
表7表示关于回火条件T37～T52时的情况，表示对于具有本发明规定的组成范围内的组成(材质B组)的试样施行回火的温度及ΔLMP1。这里，回火条件T37～T52满足本发明规定回火条件。
温度及ΔLMP1。该表的ΔLMP1是本发明的规定范围外的值。
表8表示关于回火条件T53～T68时的情况，表示对于具有本发明规定的组成范围内的组成(材质C组)的试样施行回火的温度及ΔLMP1。这里，回火条件T53～T68满足本发明规定回火条件。
表9表示关于回火条件T69～T75时的情况，表示对于具有本发明规定的组成范围内的组成(材质D组)的试样施行回火的温度及ΔLMP1。这里，回火条件T69～T75满足本发明规定回火条件。
将回火后的试样淬火，通过在实验炉中以各种温度进行回火处理，获得回火软化曲线，在确认ΔT的同时，通过进行弧状拉伸试验，测定全部试样的由0.5％伸长率判定的弹性极限应力(YS)，计算每种回火条件的YS标准偏差。
表10表示关于回火条件T01～T20的ΔT与YS标准偏差。由于试样是本发明的规定的组成范围外的成分组成(材质A组)，所以，全部ΔT都不超过30，从而，YS的标准偏差也成为超过12的大数值。
表11表示关于回火条件T21～T36的ΔT与YS标准偏差。由于将本发明规定的组成范围内的组成的材质(材质B组)作为试样，所以，全部ΔT都在30以上，但由于ΔLMP1是本发明的规定的范围外的值，所以，YS的标准偏差成为超过12的大的值。
表12表示关于回火条件T37～T52的ΔT与YS标准偏差。这里，由于以本发明的规定的组成范围内的组成材质(材质B组)作为试样，并且，ΔLMP1也在本发明的规定的范围内，所以，全部ΔT都在30以上，并且YS的标准偏差也表现出在12以下的值。
表13表示关于回火条件T53～T68的ΔT与YS标准偏差。这里，由于利用本发明的规定的组成范围内的组成材质(材质C组)作为试样，并且，ΔLMP1也在本发明的规定的范围内，所以，全部ΔT都在30以上，并且YS的标准偏差也表现出在12以下的值。
表14表示关于回火条件T69～T75的ΔT与YS标准偏差。这里，由于以本发明的规定的组成范围内的组成材质(材质D组)作为试样，并且，ΔLMP1也在本发明的规定的范围内，所以，全部ΔT都在30以上，并且YS的标准偏差也在12以下。表5                                                                            表6
回火条件   材质     T(℃)   ΔLMP1
  T01   A01   610   0.42
  T02   A02   620   0.36
  T03   A03   630   0.42
  T04   A04   620   0.38
  T05   A05   630   0.41
  T06   A06   630   0.37
  T07   A07   630   0.38
  T08   A08   620   0.42
  T09   A09   630   0.44
  T10   A10   630   0.47
  T11   A11   630   0.38
  T12   A12   630   0.39
  T13   A13   630   0.36
  T14   A14   630   0.32
  T15   A15   630   0.33
  T16   A16   630   0.38
  T17   A17   630   0.39
  T18   A18   630   0.42
  T19   A19   630   0.43
  T20   A20   630   0.42
回火条件   材质   T(℃)   ΔLMP1
  T21   B01   610   0.57
  T22   B02   620   0.62
  T23   B03   630   0.63
  T24   B04   630   0.62
  T25   B05   630   0.55
  T26   B06   630   0.56
  T27   B07   630   0.61
  T28   B08   630   0.58
  T29   B09   630   0.59
  T30   B10   620   0.61
  T31   B11   630   0.63
  T32   B12   630   0.56
  T33   B13   620   0.55
  T34   B14   630   0.53
  T35   B15   610   0.62
  T36   B16   630   0.60
表7                                                                           表8
回火条件   材质   T(℃)   ΔLMP1
  T37   B01   610   0.45
  T38   B02   620   0.47
  T39   B03   630   0.42
  T40   B04   630   0.42
  T41   B05   630   0.41
  T42   B06   630   0.47
  T43   B07   630   0.44
  T44   B08   630   0.45
  T45   B09   630   0.48
  T46   B10   620   0.43
  T47   B11   630   0.42
  T48   B12   630   0.43
  T49   B13   620   0.48
  T50   B14   630   0.46
  T51   B15   630   0.43
  T52   B16   605   0.46
回火条件   材质     T(℃)   ΔLMP1
  T53   C01   605   0.45
  T54   C02   630   0.47
  T55   C03   630   0.42
  T56   C04   630   0.42
  T57   C05   630   0.41
  T58   C06   620   0.47
  T59   C07   620   0.44
  T60   C08   630   0.45
  T61   C09   630   0.48
  T62   C10   630   0.43
  T63   C11   620   0.42
  T64   C12   630   0.43
  T65   C13   630   0.48
  T66   C14   630   0.46
  T67   C15   630   0.43
  T68   C16   610   0.46
表9                                                                          表10
回火条件 材质     T(℃)   ΔLMP1
  T69   D01   630   0.43
  T70   D02   630   0.47
  T71   D03   630   0.44
  T72   D04   630   0.43
  T73   D05   620   0.41
  T74   D06   630   0.48
  T75   D16   610   0.43
回火条件     ΔT(℃)    YS标准偏差(N/mm2)
  T01     10     37.2
  T02     16     24.1
  T03     19     17.6
  T04     21     15.9
  T05     24     13.1
  T06     26     12.4
  T07     25     12.8
  T08     24     12.5
  T09     24     13.3
  T10     25     12.5
  T11     24     13.7
  T12     23     13.0
  T13     25     12.4
  T14     24     12.9
  T15     26     12.4
  T16     25     12.5
  T17     24     13.1
  T18     23     13.1
  T19     26     12.7
  T20     24     13.2
表11                                                                 表12
回火条件     ΔT(℃)     YS标准偏差(N/mm2)
    T21     34     13.3
    T22     39     12.2
    T23     47     12.3
    T24     31     14.1
    T25     33     13.7
    T26     34     13.4
    T27     35     13.3
    T28     36     12.9
    T29     35     12.8
    T30     32     13.9
    T31     33     13.9
    T32     34     13.3
    T33     32     13.9
    T34     32     13.9
    T35     33     13.9
    T36     34     13.7
回火条件     ΔT(℃)   YS标准偏差(N/mm2)
    T37     30     10.1
    T38     39     7.8
    T39     43     6.5
    T40     31     11.7
    T41     33     11.5
    T42     34     11.1
    T43     35     10.8
    T44     36     10.6
    T45     35     10.4
    T46     32     11.5
    T47     33     11.4
    T48     34     11.1
    T49     32     11.7
    T50     32     11.8
    T51     33     11.4
    T52     32     11.3
表13                                                             表14
回火条件     ΔT(℃)   YS标准偏差(N/mm2)
    T53     36     8.6
    T54     38     7.9
    T55     42     6.6
    T56     31     9.4
    T57     48     5.4
    T58     43     6.9
    T59     46     5.9
    T60     37     8.9
    T61     34     9.7
    T62     36     11.6
    T63     32     10.8
    T64     35     10.4
    T65     33     11.3
    T66     34     11.0
    T67     31     10.7
    T68     32     10.8
回火条件   ΔT(℃) YS标准偏差(N/mm2)
    T69     34     6.4
    T70     32     6.5
    T71     32     7.4
    T72     47     4.1
    T73     51     4.1
    T74     33     9.7
    T75     31     10.2
如从上面可以看出的，如果采用根据本发明的马氏体系不锈钢的制造方法，可以缩小马氏体系不锈钢的机械强度的起伏。
工业上的利用可能性
在本发明的方法中，由于在调整钢材的化学组成的同时，以恰当的温度进行淬火，防止回火软化曲线的斜率变陡峭，进而严格控制回火条件，制造马氏体系不锈钢，所以，可以将马氏体系不锈钢的弹性极限应力的起伏抑制得比较小。用本发明的方法制造的钢材，例如作为油井管极为有用。

Claims (4)

1、一种马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％以及Ti：0.300％以下，余量实质上由Fe构成，作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N及Ti的含量(质量％)分别为[C]、[N]及[Ti]时，满足
([Ti]-3.4×[N])/[C]＞4.5的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏ΔLMP1在0.5以下的条件下进行回火，其中，
LMP1＝T×(20+1.7×log(t))×10-3
其中，T：回火温度(K)，t：回火时间(小时)。
2、一种马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％以及Zr：0.580％以下，余量实质上由Fe构成，作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N及Zr的含量(质量％)分别为[C]、[N]及[Zr]时，满足
([Zr]-6.5×[N])/[C]＞9.0的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏ΔLMP1在0.5以下的条件下进行回火，其中，
LMP1＝T×(20+1.7×log(t))×10-3
其中，T：回火温度(K)，t：回火时间(小时)。
3、一种马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，将以质量％计，C：0.003～0.050％，Si：0.05～1.00％，Mn：0.10～1.50％，Cr：10.5～14.0％，Ni：1.5～7.0％，V：0.02～0.20％，N：0.003～0.070％，Ti：0.300％以下以及Zr：0.580％以下，余量实质上由Fe构成，作为杂质的P在0.035％以下，S在0.010％以下，令上述C、N、Ti及Zr的含量(质量％)分别为[C]、[N]、[Ti]以及[Zr]时，满足
([Ti]+0.52×[Zr]-3.4×[N])/[C]＞4.5的钢材加热到850～950℃，淬火之后，在回火温度T为前述钢材的AC1点±35℃的范围内的温度，并且使下述的软化特性值LMP1的起伏ΔLMP1在0.5以下的条件下进行回火，其中，
LMP1＝T×(20+1.7×log(t))×10-3
其中，T：回火温度(K)，t：回火时间(小时)。
4、如权利要求1～3中任一项所述的马氏体系不锈钢的制造方法，其特征在于，钢材进一步包含0.2～3.0质量％的Mo。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105617778A (zh) * 2015-12-31 2016-06-01 安徽省元琛环保科技有限公司 一种半自动式不锈钢钢圈滤袋及其生产方法

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4400423B2 (ja) * 2004-01-30 2010-01-20 Ｊｆｅスチール株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼管
BRPI0719904B1 (pt) * 2006-08-22 2018-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp aço inoxidável martensítico
JP5045178B2 (ja) * 2007-03-26 2012-10-10 住友金属工業株式会社 ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管
RU2468112C1 (ru) * 2008-09-04 2012-11-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Нефтегазопромысловая бесшовная труба из мартенситной нержавеющей стали и способ ее изготовления
BR112017022106A2 (pt) * 2015-08-28 2018-07-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation tubo de aço inoxidável e seu método de fabricação

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3658514A (en) 1968-10-08 1972-04-25 Allegheny Ludlum Steel Martensitic steel
SU1046323A1 (ru) 1979-06-04 1983-10-07 Предприятие П/Я Р-6209 Высокопрочна нержавеюща сталь мартенситного класса
JPS6230816A (ja) 1985-07-31 1987-02-09 Japan Steel Works Ltd:The 耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
JP3106674B2 (ja) * 1992-04-09 2000-11-06 住友金属工業株式会社 油井用マルテンサイト系ステンレス鋼
JP3201081B2 (ja) * 1993-07-26 2001-08-20 住友金属工業株式会社 油井用ステンレス鋼およびその製造方法
US5496421A (en) 1993-10-22 1996-03-05 Nkk Corporation High-strength martensitic stainless steel and method for making the same
CN1041642C (zh) * 1994-06-17 1999-01-13 株式会社日立制作所 高韧性13Cr5Ni系不锈钢及其用途
EP0732418B1 (en) * 1994-09-30 2001-03-28 Nippon Steel Corporation Highly corrosion-resistant martensitic stainless steel with excellent weldability and process for producing the same
JPH08260050A (ja) 1995-03-17 1996-10-08 Nippon Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造方法
RU2136774C1 (ru) 1998-05-27 1999-09-10 Институт металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова РАН Композиционный материал на основе алюминиевого сплава и способ его получения
JP3536687B2 (ja) * 1998-11-04 2004-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高耐食性および高強度を有する低Ｃ高Ｃｒ合金鋼及びその製造方法
JP2000160300A (ja) 1998-11-27 2000-06-13 Nkk Corp 高耐食性を有する６５５Ｎｍｍ−２級低Ｃ高Ｃｒ合金油井管およびその製造方法
JP3539250B2 (ja) 1998-12-09 2004-07-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高耐応力腐食割れ性を有する６５５Ｎｍｍ−２級低Ｃ高Ｃｒ合金油井管およびその製造方法
CN1087783C (zh) * 1999-07-05 2002-07-17 上海交通大学 马氏体不锈钢钢片综的热处理
JP3852248B2 (ja) * 1999-07-15 2006-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
JP2002030392A (ja) * 2000-07-13 2002-01-31 Nippon Steel Corp 耐食性に優れた高Ｃｒマルテンサイトステンレス鋼及びその製造方法
RU2176674C1 (ru) 2001-03-01 2001-12-10 Федеральное государственное унитарное предприятие Центральный научно-исследовательский институт конструкционных материалов "Прометей" Способ термической обработки высокопрочных коррозионно-стойких хромоникелевых сталей мартенситного класса

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105617778A (zh) * 2015-12-31 2016-06-01 安徽省元琛环保科技有限公司 一种半自动式不锈钢钢圈滤袋及其生产方法
CN105617778B (zh) * 2015-12-31 2018-02-09 安徽省元琛环保科技有限公司 一种半自动式不锈钢钢圈滤袋及其生产方法

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