JP2004285432A - 高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法 - Google Patents
高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2004285432A JP2004285432A JP2003080332A JP2003080332A JP2004285432A JP 2004285432 A JP2004285432 A JP 2004285432A JP 2003080332 A JP2003080332 A JP 2003080332A JP 2003080332 A JP2003080332 A JP 2003080332A JP 2004285432 A JP2004285432 A JP 2004285432A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heat treatment
- temperature
- steel
- strength
- treatment method
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
【課題】高強度９Ｃｒ鋼を短時間で十分に軟化させることが可能な軟化熱処理方法を提供する。
【解決手段】重量％にてＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：８〜１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０５〜０．１０％を含有する鋼に対して、熱間圧延後、（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上で（Ａｃ３変態温度＋５０℃）以下の温度で加熱し、７００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上保持した後、冷却することを特徴とする高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法。
【選択図】 なし
【解決手段】重量％にてＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：８〜１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０５〜０．１０％を含有する鋼に対して、熱間圧延後、（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上で（Ａｃ３変態温度＋５０℃）以下の温度で加熱し、７００℃以上８００℃以下の温度で３０分以上保持した後、冷却することを特徴とする高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法。
【選択図】 なし
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、石油プラント、火力発電プラント等に用いられる、高強度９Ｃｒ鋼の軟化熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油プラントや火力発電プラントにおいては、種々のＣｒＭｏ鋼管が広く用いられており、その中でも特に高温・高圧下で使用される配管や反応管、熱交換器用鋼管には高強度の９Ｃｒ鋼管が用いられている。高強度９Ｃｒ鋼管は、一般にマンネスマン穿孔マンドレルミル圧延により継目無管に製管後、さらに冷間もしくは温間で小径のサイズヘ伸管・圧延され最終の熱処理を施された後、使用される。その伸管・圧延の際には、良好な冷間加工性が要求される。
【０００３】
しかし製管したままの鋼管は非常に硬いため、軟化熱処理が必要となる。特に高強度の９Ｃｒ鋼では他の９Ｃｒ鋼や、５Ｃｒ鋼等と異なり軟化が難しく、所定のサイズヘ伸管するためには軟化熱処理＋伸管を複数回繰り返さねばならなかった。
【０００４】
軟化するための熱処理方法として、特開昭５７−１１０６１７号公報には、Ｃｒ：０．７４〜１０．１０％、Ｍｏ：０．４０〜１．１５％を含有し、かつＣ：０．１７％以下としたＣｒＭｏ鋼を、熱間圧延後にＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度範囲に加熱して、その温度域から１０℃／分以下の冷却速度で徐冷する方法が開示されている。
【０００５】
また、特開平０８−１９０８３７には、Ｃ：０．２０％以下、Ｃｒ：８〜１０％を含有し、さらにＭｏ：１．５％以下、Ｗ：２．０％以下の１種または２種を含有するＣｒＭｏ鋼を、熱間圧延後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度範囲に所定の時間加熱し、冷却途中で所定の温度・時間で等温保持する軟化熱処理方法が開示されている。
【０００６】
しかしながら、特開昭５７−１１０６１７号公報で開示されている技術を、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼に適用した場合、このような高強度の９Ｃｒ鋼は通常の９Ｃｒ鋼や５Ｃｒ鋼よりも著しく軟化しにくいため、冷間伸管に十分耐え得る程度にまで軟化するためには、非常に長時間の熱処理が必要であり、生産性およびコスト面で問題がある。
【０００７】
また、特開平０８−１９０８３７号公報で開示されている技術も、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼においては、必ずしも十分に軟化した鋼管が得られなかった。
【０００８】
通常の９Ｃｒ鋼や５Ｃｒ鋼では、主にＭ２３Ｃ６型炭化物の微細析出により強度が上昇する。前記の２件の技術はいずれも、析出するＭ２３Ｃ６型炭化物を粗大化させることを主眼においた熱処理方法である。それに対して、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼は、強化の主要因がＭ２３Ｃ６型炭化物よりも粗大化しにくいＭ（Ｃ，Ｎ）型の炭窒化物となる。従って十分に軟化させるためには、析出するＭ２３Ｃ６型炭化物を粗大化させる熱処理だけでは不十分で、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物を粗大化させることをも目的とした熱処理が必要となる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、高強度９Ｃｒ鋼を短時間で十分に軟化させることが可能な軟化熱処理方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼管を軟化するための熱処理方法を種々検討した結果、この鋼に対して以下のような適切な条件下で熱処理を施す事により、冷間・温間で伸管もしくは圧延するために十分に軟質な素管を短時間で得られることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明は、重量％にてＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：８〜１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０５〜０．１０％を含有する鋼に対して、熱間圧延後、（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上で（Ａｃ３変態温度＋５０℃）以下の温度で加熱した後、７００℃〜８００℃の温度で３０分以上保持し、冷却することを特徴とする高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明における鋼の各成分の限定理由について述べる。
【００１３】
Ｃ：Ｃは焼戻し時に炭化物、炭窒化物として析出し、高温強度を確保する上で重要な元素である。０．０５％未満では十分な高温強度が得られない。一方、０．１５％を超える添加は溶接性を低下させる。従ってＣ量は０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。
【００１４】
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０５％未満では脱酸が十分ではなく、靭性を低下させる。また、Ｓｉは耐酸化性の観点からも有効であるが、０．７％を超えると炭化物の凝集、粗大化や脆化相の析出を促進し、クリープ破断強度を低下させ、焼戻し後の靭性も低下させる。従って、Ｓｉ量は０．０５〜０．７％の範囲に限定した。
【００１５】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫剤として添加されるが、０．１％未満ではその効果は不十分で、１．０％を超えるとＳｉと同様に靭性を低下させる。従ってＭｎ量は０．１〜１．０％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｃｒ：Ｃｒは優れた耐酸化特性を得るためには必須の元素であると同時に炭化物を形成して高温強度を向上させる元素でもある。十分な耐酸化性を確保するためには少なくとも８％は必要である。一方、１０％を超える添加は、高温でのδフェライトの生成を促し、熱間加工性を劣化させる。従ってＣｒ量は８〜１０％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｍｏ：Ｍｏは固溶強化元素、炭化物形成元素として高温強度に有効な元素であるが、高価な元素であるため過剰な添加は経済性を損なう。また、Ｍｏは凝固時に偏析しやすい元素であるため、過剰な添加は材質の不均質さを生じ靭性等を低下させる。従ってＭｏ量は０．５〜１．５％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｖ：Ｖは炭窒化物を形成し、高温強度、特に高温側のクリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では析出量が少ないため十分なクリープ破断強度が得られない。一方０．５％を超えると熱処理時に粗大な炭化物がとなりクリープ破断強度の低下を招く。従ってＶ量は０．１〜０．５％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の向上に有効な元素である。添加量が少ないとその効果が不十分で、過剰添加は靭性を低下させるため、Ｎｂ量を０．０２〜０．１０％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｎ：ＮはＶおよびＮｂと炭窒化物を形成し、クリープ破断強度を向上させる。添加量が少ないとその効果が不十分で、過剰添加は靭性を低下させるため、Ｎ量を０．０５〜０．１０％の範囲に限定した。
【００２１】
次に、本発明における熱処理の限定理由について述べる。
【００２２】
Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼で、冷間・温間での伸管もしくは圧延が十分に可能なＨＶ２００以下の硬さにまで軟化させるためには、できる限り炭化物および炭窒化物を粗大化させること、および母相の組織をマルテンサイトやベイナイトのような硬質なものにしないことが重要である。
【００２３】
そのためには、熱間圧延後の１段目の加熱（温度Ｔ１）で母相をオーステナイト化し、粗大な炭化物、炭窒化物としてできる限り析出させる。その際、変態させるオーステナイトの量が５０％以上となるように、すなわち（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上の温度にすれば、粗大な炭化物、炭窒化物となる。しかしＴ１の温度を高くし過ぎると炭化物、炭窒化物は逆に徐々に固溶し、特に（Ａｃ３変態温度＋５０℃）を超える加熱では、引き続き行なう２段目の熱処理を施しても十分に軟質化することはできなくなる。なお１段目の加熱時間は、たとえば１０〜３０分である。
【００２４】
この１段目の熱処理の後、オーステナイト中に固溶したＣ、Ｎを炭化物、炭窒化物として十分に粗大析出させるための２段目の熱処理（温度Ｔ２）を施す。２段目の熱処理は、主にオーステナイト中に固溶したＣ、Ｎを十分に粗大析出させる目的であり、７００℃未満でも８００℃を超えても、オーステナイト中に固溶したＣ、Ｎが炭化物もしくは炭窒化物として粗大に析出するのに長時間を要する。２段目の熱処理温度が７００〜８００℃であっても、その保持時間が３０分未満では炭化物、炭窒化物の粗大析出が不十分となり、軟化しない。なお２段目の保持時間の上限は、たとえば
１２０分である。
【００２５】
以上のことから、１段目の熱処理温度Ｔ１を（Ａｃ１温度＋Ａｃ３温度）／２以上で（Ａｃ３温度＋５０℃）以下、２段目の熱処理温度Ｔ２を７００〜８００℃、２段目の保持時間を３０分以上とした。このような熱処理条件によって、高強度の９Ｃｒ鋼管を短時間で十分に軟化することができる。
【００２６】
【実施例】
（実施例１〜５）
下表１に示す本発明の組成を有する鋼Ａを５０ｋｇ真空溶解炉で溶製、造塊し、１２５０℃に加熱し、厚さ６０ｍｍまで分塊圧延後、再度１２５０℃に加熱、圧延して厚さ１２ｍｍの板とした。この板から小片を切り出し、下表２に示す種々の熱処理を施した後、硬度を測定した。硬度の測定結果も表２に示す。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
鋼ＡのＡｃ１温度は８２０℃、Ａｃ３温度は８８０℃であった。従って表２に示すように、鋼Ａの場合、本発明のＴ１の温度範囲は８５０〜９３０℃となる。また、熱処理前の鋼Ａの硬さはＨＶ４７５であった。
【００３０】
表２から明らかなように、全ての実施例１〜５において、鋼Ａの硬さはＨＶ２００以下となり、冷間・温間で伸管や圧延するのに十分な硬さにまで短時間で軟化していることが分かる。こうして実施例において本発明の効果が確認された。
【００３１】
（比較例６〜１１）
実施例と同様に上表１に示す組成の鋼Ａの小片を用いて、上表２に示す種々の熱処理を施し、その後、硬度を測定した。測定結果を表２に示す。
【００３２】
比較例６では、１段目だけの熱処理を行ない、その熱処理温度も本発明の温度範囲よりも高かった。比較例７では、１段目の熱処理温度が本発明の温度範囲よりも高く、２段目の熱処理温度および保持時間がそれぞれ本発明の規定範囲を下回っていた。比較例９では、２段目の熱処理温度および保持時間がそれぞれ本発明の規定範囲を下回っていた。その結果、これらの比較例では、オーステナイト中のＣおよびＮが十分に析出しないまま冷却されたため、マルテンサイトやベイナイト組織になり、硬度がＨＶ２００を超えていた。
【００３３】
比較例８では、１段目の熱処理温度が本発明の温度範囲よりも低く、２段目の保持時間が本発明の範囲を下回っていた。その結果、炭化物、炭窒化物の析出しているが十分に粗大化していないため、硬度がＨＶ２００を超え、軟化は不十分であった。
【００３４】
比較例１０では、１段目の温度が本発明の温度範囲よりも低かった。その結果、炭化物、炭窒化物の粗大化が不十分となり、硬度がＨＶ２００を超えていた。
【００３５】
比較例１１では、２段目の熱処理温度が本発明の温度範囲よりも高く、保持時間が本発明の範囲を下回っていた。その結果、オーステナイトが残ったまま冷却されてマルテンサイトもしくはベイナイト組織となったため、硬度がＨＶ２００を超え、十分に軟化されなかった。
【００３６】
以上のように比較例６〜１１ではすべて、熱処理後の硬度がＨＶ２００を超えており、軟化が不十分であった。
【００３７】
【発明の効果】
本発明により、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度９Ｃｒ鋼管の素管に対して、冷間・温間で伸管もしくは圧延するために十分な硬さにまで軟化させることが可能となった。従来、中間熱処理＋冷間・温間での伸管もしくは圧延を繰り返し行ない、所定の寸法にしていたが、その繰り返しの工程を省略できるため、製造時間の短縮および製造コストの削減に対して大きな効果がある。
【発明の属する技術分野】
本発明は、石油プラント、火力発電プラント等に用いられる、高強度９Ｃｒ鋼の軟化熱処理方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油プラントや火力発電プラントにおいては、種々のＣｒＭｏ鋼管が広く用いられており、その中でも特に高温・高圧下で使用される配管や反応管、熱交換器用鋼管には高強度の９Ｃｒ鋼管が用いられている。高強度９Ｃｒ鋼管は、一般にマンネスマン穿孔マンドレルミル圧延により継目無管に製管後、さらに冷間もしくは温間で小径のサイズヘ伸管・圧延され最終の熱処理を施された後、使用される。その伸管・圧延の際には、良好な冷間加工性が要求される。
【０００３】
しかし製管したままの鋼管は非常に硬いため、軟化熱処理が必要となる。特に高強度の９Ｃｒ鋼では他の９Ｃｒ鋼や、５Ｃｒ鋼等と異なり軟化が難しく、所定のサイズヘ伸管するためには軟化熱処理＋伸管を複数回繰り返さねばならなかった。
【０００４】
軟化するための熱処理方法として、特開昭５７−１１０６１７号公報には、Ｃｒ：０．７４〜１０．１０％、Ｍｏ：０．４０〜１．１５％を含有し、かつＣ：０．１７％以下としたＣｒＭｏ鋼を、熱間圧延後にＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度範囲に加熱して、その温度域から１０℃／分以下の冷却速度で徐冷する方法が開示されている。
【０００５】
また、特開平０８−１９０８３７には、Ｃ：０．２０％以下、Ｃｒ：８〜１０％を含有し、さらにＭｏ：１．５％以下、Ｗ：２．０％以下の１種または２種を含有するＣｒＭｏ鋼を、熱間圧延後、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度範囲に所定の時間加熱し、冷却途中で所定の温度・時間で等温保持する軟化熱処理方法が開示されている。
【０００６】
しかしながら、特開昭５７−１１０６１７号公報で開示されている技術を、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼に適用した場合、このような高強度の９Ｃｒ鋼は通常の９Ｃｒ鋼や５Ｃｒ鋼よりも著しく軟化しにくいため、冷間伸管に十分耐え得る程度にまで軟化するためには、非常に長時間の熱処理が必要であり、生産性およびコスト面で問題がある。
【０００７】
また、特開平０８−１９０８３７号公報で開示されている技術も、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼においては、必ずしも十分に軟化した鋼管が得られなかった。
【０００８】
通常の９Ｃｒ鋼や５Ｃｒ鋼では、主にＭ２３Ｃ６型炭化物の微細析出により強度が上昇する。前記の２件の技術はいずれも、析出するＭ２３Ｃ６型炭化物を粗大化させることを主眼においた熱処理方法である。それに対して、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼は、強化の主要因がＭ２３Ｃ６型炭化物よりも粗大化しにくいＭ（Ｃ，Ｎ）型の炭窒化物となる。従って十分に軟化させるためには、析出するＭ２３Ｃ６型炭化物を粗大化させる熱処理だけでは不十分で、Ｍ（Ｃ，Ｎ）型炭窒化物を粗大化させることをも目的とした熱処理が必要となる。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、高強度９Ｃｒ鋼を短時間で十分に軟化させることが可能な軟化熱処理方法を提供することである。
【００１０】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼管を軟化するための熱処理方法を種々検討した結果、この鋼に対して以下のような適切な条件下で熱処理を施す事により、冷間・温間で伸管もしくは圧延するために十分に軟質な素管を短時間で得られることを見出した。
【００１１】
すなわち、本発明は、重量％にてＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：８〜１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０５〜０．１０％を含有する鋼に対して、熱間圧延後、（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上で（Ａｃ３変態温度＋５０℃）以下の温度で加熱した後、７００℃〜８００℃の温度で３０分以上保持し、冷却することを特徴とする高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法である。
【００１２】
【発明の実施の形態】
以下、本発明における鋼の各成分の限定理由について述べる。
【００１３】
Ｃ：Ｃは焼戻し時に炭化物、炭窒化物として析出し、高温強度を確保する上で重要な元素である。０．０５％未満では十分な高温強度が得られない。一方、０．１５％を超える添加は溶接性を低下させる。従ってＣ量は０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。
【００１４】
Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０５％未満では脱酸が十分ではなく、靭性を低下させる。また、Ｓｉは耐酸化性の観点からも有効であるが、０．７％を超えると炭化物の凝集、粗大化や脆化相の析出を促進し、クリープ破断強度を低下させ、焼戻し後の靭性も低下させる。従って、Ｓｉ量は０．０５〜０．７％の範囲に限定した。
【００１５】
Ｍｎ：Ｍｎは脱酸、脱硫剤として添加されるが、０．１％未満ではその効果は不十分で、１．０％を超えるとＳｉと同様に靭性を低下させる。従ってＭｎ量は０．１〜１．０％の範囲に限定した。
【００１６】
Ｃｒ：Ｃｒは優れた耐酸化特性を得るためには必須の元素であると同時に炭化物を形成して高温強度を向上させる元素でもある。十分な耐酸化性を確保するためには少なくとも８％は必要である。一方、１０％を超える添加は、高温でのδフェライトの生成を促し、熱間加工性を劣化させる。従ってＣｒ量は８〜１０％の範囲に限定した。
【００１７】
Ｍｏ：Ｍｏは固溶強化元素、炭化物形成元素として高温強度に有効な元素であるが、高価な元素であるため過剰な添加は経済性を損なう。また、Ｍｏは凝固時に偏析しやすい元素であるため、過剰な添加は材質の不均質さを生じ靭性等を低下させる。従ってＭｏ量は０．５〜１．５％の範囲に限定した。
【００１８】
Ｖ：Ｖは炭窒化物を形成し、高温強度、特に高温側のクリープ破断強度を向上させるのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．１％未満では析出量が少ないため十分なクリープ破断強度が得られない。一方０．５％を超えると熱処理時に粗大な炭化物がとなりクリープ破断強度の低下を招く。従ってＶ量は０．１〜０．５％の範囲に限定した。
【００１９】
Ｎｂ：ＮｂもＶと同様に炭窒化物を形成し、クリープ破断強度の向上に有効な元素である。添加量が少ないとその効果が不十分で、過剰添加は靭性を低下させるため、Ｎｂ量を０．０２〜０．１０％の範囲に限定した。
【００２０】
Ｎ：ＮはＶおよびＮｂと炭窒化物を形成し、クリープ破断強度を向上させる。添加量が少ないとその効果が不十分で、過剰添加は靭性を低下させるため、Ｎ量を０．０５〜０．１０％の範囲に限定した。
【００２１】
次に、本発明における熱処理の限定理由について述べる。
【００２２】
Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度の９Ｃｒ鋼で、冷間・温間での伸管もしくは圧延が十分に可能なＨＶ２００以下の硬さにまで軟化させるためには、できる限り炭化物および炭窒化物を粗大化させること、および母相の組織をマルテンサイトやベイナイトのような硬質なものにしないことが重要である。
【００２３】
そのためには、熱間圧延後の１段目の加熱（温度Ｔ１）で母相をオーステナイト化し、粗大な炭化物、炭窒化物としてできる限り析出させる。その際、変態させるオーステナイトの量が５０％以上となるように、すなわち（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上の温度にすれば、粗大な炭化物、炭窒化物となる。しかしＴ１の温度を高くし過ぎると炭化物、炭窒化物は逆に徐々に固溶し、特に（Ａｃ３変態温度＋５０℃）を超える加熱では、引き続き行なう２段目の熱処理を施しても十分に軟質化することはできなくなる。なお１段目の加熱時間は、たとえば１０〜３０分である。
【００２４】
この１段目の熱処理の後、オーステナイト中に固溶したＣ、Ｎを炭化物、炭窒化物として十分に粗大析出させるための２段目の熱処理（温度Ｔ２）を施す。２段目の熱処理は、主にオーステナイト中に固溶したＣ、Ｎを十分に粗大析出させる目的であり、７００℃未満でも８００℃を超えても、オーステナイト中に固溶したＣ、Ｎが炭化物もしくは炭窒化物として粗大に析出するのに長時間を要する。２段目の熱処理温度が７００〜８００℃であっても、その保持時間が３０分未満では炭化物、炭窒化物の粗大析出が不十分となり、軟化しない。なお２段目の保持時間の上限は、たとえば
１２０分である。
【００２５】
以上のことから、１段目の熱処理温度Ｔ１を（Ａｃ１温度＋Ａｃ３温度）／２以上で（Ａｃ３温度＋５０℃）以下、２段目の熱処理温度Ｔ２を７００〜８００℃、２段目の保持時間を３０分以上とした。このような熱処理条件によって、高強度の９Ｃｒ鋼管を短時間で十分に軟化することができる。
【００２６】
【実施例】
（実施例１〜５）
下表１に示す本発明の組成を有する鋼Ａを５０ｋｇ真空溶解炉で溶製、造塊し、１２５０℃に加熱し、厚さ６０ｍｍまで分塊圧延後、再度１２５０℃に加熱、圧延して厚さ１２ｍｍの板とした。この板から小片を切り出し、下表２に示す種々の熱処理を施した後、硬度を測定した。硬度の測定結果も表２に示す。
【００２７】
【表１】
【表２】
鋼ＡのＡｃ１温度は８２０℃、Ａｃ３温度は８８０℃であった。従って表２に示すように、鋼Ａの場合、本発明のＴ１の温度範囲は８５０〜９３０℃となる。また、熱処理前の鋼Ａの硬さはＨＶ４７５であった。
【００３０】
表２から明らかなように、全ての実施例１〜５において、鋼Ａの硬さはＨＶ２００以下となり、冷間・温間で伸管や圧延するのに十分な硬さにまで短時間で軟化していることが分かる。こうして実施例において本発明の効果が確認された。
【００３１】
（比較例６〜１１）
実施例と同様に上表１に示す組成の鋼Ａの小片を用いて、上表２に示す種々の熱処理を施し、その後、硬度を測定した。測定結果を表２に示す。
【００３２】
比較例６では、１段目だけの熱処理を行ない、その熱処理温度も本発明の温度範囲よりも高かった。比較例７では、１段目の熱処理温度が本発明の温度範囲よりも高く、２段目の熱処理温度および保持時間がそれぞれ本発明の規定範囲を下回っていた。比較例９では、２段目の熱処理温度および保持時間がそれぞれ本発明の規定範囲を下回っていた。その結果、これらの比較例では、オーステナイト中のＣおよびＮが十分に析出しないまま冷却されたため、マルテンサイトやベイナイト組織になり、硬度がＨＶ２００を超えていた。
【００３３】
比較例８では、１段目の熱処理温度が本発明の温度範囲よりも低く、２段目の保持時間が本発明の範囲を下回っていた。その結果、炭化物、炭窒化物の析出しているが十分に粗大化していないため、硬度がＨＶ２００を超え、軟化は不十分であった。
【００３４】
比較例１０では、１段目の温度が本発明の温度範囲よりも低かった。その結果、炭化物、炭窒化物の粗大化が不十分となり、硬度がＨＶ２００を超えていた。
【００３５】
比較例１１では、２段目の熱処理温度が本発明の温度範囲よりも高く、保持時間が本発明の範囲を下回っていた。その結果、オーステナイトが残ったまま冷却されてマルテンサイトもしくはベイナイト組織となったため、硬度がＨＶ２００を超え、十分に軟化されなかった。
【００３６】
以上のように比較例６〜１１ではすべて、熱処理後の硬度がＨＶ２００を超えており、軟化が不十分であった。
【００３７】
【発明の効果】
本発明により、Ｖ、ＮｂおよびＮを多量に含有する高強度９Ｃｒ鋼管の素管に対して、冷間・温間で伸管もしくは圧延するために十分な硬さにまで軟化させることが可能となった。従来、中間熱処理＋冷間・温間での伸管もしくは圧延を繰り返し行ない、所定の寸法にしていたが、その繰り返しの工程を省略できるため、製造時間の短縮および製造コストの削減に対して大きな効果がある。
Claims (1)
- 重量％にてＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０．０５〜０．７％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：８〜１０％、Ｍｏ：０．５〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、Ｎ：０．０５〜０．１０％を含有する鋼に対して、熱間圧延後、（Ａｃ１変態温度＋Ａｃ３変態温度）／２以上で（Ａｃ３変態温度＋５０℃）以下の温度で加熱した後、７００℃〜８００℃の温度で３０分以上保持し、冷却することを特徴とする高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003080332A JP3895291B2 (ja) | 2003-03-24 | 2003-03-24 | 高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003080332A JP3895291B2 (ja) | 2003-03-24 | 2003-03-24 | 高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004285432A true JP2004285432A (ja) | 2004-10-14 |
| JP3895291B2 JP3895291B2 (ja) | 2007-03-22 |
Family
ID=33294216
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003080332A Expired - Fee Related JP3895291B2 (ja) | 2003-03-24 | 2003-03-24 | 高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3895291B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1867737A1 (en) * | 2005-03-30 | 2007-12-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for producing martensitic stainless steel |
| WO2015005119A1 (ja) * | 2013-07-09 | 2015-01-15 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒ鋼管の製造方法 |
-
2003
- 2003-03-24 JP JP2003080332A patent/JP3895291B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1867737A1 (en) * | 2005-03-30 | 2007-12-19 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method for producing martensitic stainless steel |
| EP1867737A4 (en) * | 2005-03-30 | 2009-04-29 | Sumitomo Metal Ind | PROCESS FOR MANUFACTURING MARTENSITIC STAINLESS STEEL |
| US7905967B2 (en) | 2005-03-30 | 2011-03-15 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of manufacturing martensitic stainless steel |
| WO2015005119A1 (ja) * | 2013-07-09 | 2015-01-15 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒ鋼管の製造方法 |
| CN105324495A (zh) * | 2013-07-09 | 2016-02-10 | 新日铁住金株式会社 | 高Cr钢管的制造方法 |
| JPWO2015005119A1 (ja) * | 2013-07-09 | 2017-03-02 | 新日鐵住金株式会社 | 高Ｃｒ鋼管の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3895291B2 (ja) | 2007-03-22 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA2599868C (en) | Steel for oil well pipe having excellent sulfide stress cracking resistance and method for manufacturing seamless steel pipe for oil well | |
| JP3116156B2 (ja) | 耐食性および溶接性に優れた鋼管の製造方法 | |
| EP2371982A1 (en) | Seamless steel pipe and method for manufacturing same | |
| JP5303856B2 (ja) | 低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材の製造方法 | |
| EP3276024A1 (en) | Thick steel plate for structural pipe, method for producing thick steel plate for structural pipe, and structural pipe. | |
| JP2006291349A (ja) | 高変形性能を有するラインパイプ用鋼板およびその製造方法。 | |
| JP5630322B2 (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP2007270194A (ja) | 耐ｓｒ特性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| EP3276025A1 (en) | Steel plate for structural pipe, method for producing steel plate for structural pipe, and structural pipe | |
| JP2007009325A (ja) | 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JPH0598350A (ja) | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 | |
| JP6880194B2 (ja) | 高温焼戻し熱処理及び溶接後熱処理抵抗性に優れた圧力容器用鋼材及びその製造方法 | |
| JP5516831B1 (ja) | 継目無鋼管及びその製造方法 | |
| JP2013104065A (ja) | 溶接部の低温靭性に優れる厚肉高張力鋼板およびその製造方法 | |
| JP2012172242A (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
| JP2005256037A (ja) | 高強度高靭性厚鋼板の製造方法 | |
| JP2005281842A (ja) | 溶接部靭性に優れた低温用低降伏比鋼材の製造方法 | |
| JP4385622B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3895291B2 (ja) | 高強度９Ｃｒ鋼管の軟化熱処理方法 | |
| JP3491148B2 (ja) | ラインパイプ用高強度高靱性継目無鋼管 | |
| JPH11310822A (ja) | 低温靭性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造法 | |
| JP3921809B2 (ja) | 低温靭性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 | |
| JP3687249B2 (ja) | ２．２５Ｃｒ鋼の軟化熱処理方法 | |
| JP2001073083A (ja) | 耐摩耗性に優れたアズロール電縫鋼管 | |
| JP3804087B2 (ja) | 熱間曲げ鋼管の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20040812 |
|
| A711 | Notification of change in applicant |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A711 Effective date: 20040812 |
|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20051227 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20060830 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20060905 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20061102 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20061128 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061213 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20091222 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101222 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111222 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121222 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131222 Year of fee payment: 7 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |