JP2006152332A - マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2006152332A JP2006152332A JP2004341553A JP2004341553A JP2006152332A JP 2006152332 A JP2006152332 A JP 2006152332A JP 2004341553 A JP2004341553 A JP 2004341553A JP 2004341553 A JP2004341553 A JP 2004341553A JP 2006152332 A JP2006152332 A JP 2006152332A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- steel pipe
- toughness
- stainless steel
- 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
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Abstract
【課題】高い強度及び良好な靱性が確保でき、且つ、熱間加工性にも優れた、安価な成分系からなる耐炭酸ガス腐食性用の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の提供。
【解決手段】C：0.18〜0.22％、Si：0.1〜0.5％、Mn：0.40〜1.00％、P：0.011〜0.018％、S≦0.003％、Cr：11.50〜13.50％、Ni≦0.5％、Al：0.0005〜0.003％、N：0.012〜0.040％、Cu：≦0.25％、Ti：≦0.05％、V：0.02〜0.18、Mo：0〜0.05％、Nb：0〜0.009％、B≦0.0010％及びCa≦0.0010％を含み、残部はFeと不純物からなり、650MPa以上の降伏強度及びVノッチ試験片を用いた0℃でのシャルピー衝撃値で70J／cm2を超える靱性を有する高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管。
【選択図】なし
【解決手段】C：0.18〜0.22％、Si：0.1〜0.5％、Mn：0.40〜1.00％、P：0.011〜0.018％、S≦0.003％、Cr：11.50〜13.50％、Ni≦0.5％、Al：0.0005〜0.003％、N：0.012〜0.040％、Cu：≦0.25％、Ti：≦0.05％、V：0.02〜0.18、Mo：0〜0.05％、Nb：0〜0.009％、B≦0.0010％及びCa≦0.0010％を含み、残部はFeと不純物からなり、650MPa以上の降伏強度及びVノッチ試験片を用いた0℃でのシャルピー衝撃値で70J／cm2を超える靱性を有する高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管。
【選択図】なし
Description
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法に関し、詳しくは、靱性及び熱間加工性に優れた１３Ｃｒ系の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法に関する。
炭酸ガスを含む油井、ガス井環境では１３Ｃｒ系のマルテンサイト系ステンレス鋼管が使用され、ＡＰＩ（米国石油協会）にも規格化されている。しかしながら、ＡＰＩ規格に基づく１３Ｃｒ系の油井管（以下、「ＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管」という。）は靱性が低い。特に、通常のＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管の場合は、その強度が高くなると靱性の低下が著しくなるので、これまでＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管が、降伏強度（以下、「ＹＳ」ともいう。）が９５〜１２０ｋｓｉ（６５６〜８２７ＭＰａ）である９５ｋｓｉグレードの油井管やそれ以上の強度グレードの高強度油井管として大量に使用された事例はほとんどなく、大抵は８５ｋｓｉグレード（ＹＳ：８５〜１００ｋｓｉ（５５２〜６８９ＭＰａ））以下の油井管として使用されている。
このため、現状では、炭酸ガスを含む油井、ガス井環境において９５ｋｓｉグレード以上の高強度１３Ｃｒ油井管が要求される場合には、Ｎｉ、Ｍｏ等の元素を添加した、いわゆる「スーパー１３Ｃｒ」を素材とする高価な油井管を使用して、靱性を確保することが行われている。
しかしながら、上記の「スーパー１３Ｃｒ」を素材とする油井管は、良好な靱性を有するほか、炭酸ガス及び微量の硫化水素を含む環境での耐食性に優れるものである。このため、耐炭酸ガス腐食性と高い強度及び良好な靱性さえ確保できればよい場合には、つまり、耐硫化物割れ性が必要ない場合には、油井管の素材として「スーパー１３Ｃｒ」よりも廉価なものを使用したいという要望が大きい。
また、海上の油井やガス井では、生産・輸送コストの観点から、できるだけ質量を少なくするために、全体の強度は同じにしたままで、薄肉化によって軽量化が可能な高強度鋼管が必要とされる傾向にあり、更に、経済的な面からも、「スーパー１３Ｃｒ」を素材とする油井管に代わる低コストの高強度１３Ｃｒ油井管が望まれている。
しかし、通常のＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管は素材コストが低いものの、上述のように靱性面で劣るため、高強度油井管としてはほとんど実用化されていないのが実状である。
このため、ＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管において、Ｐの含有量を０．０１０質量％未満まで低くすることによって靱性を高める技術が、特許文献１及び特許文献２に提案されている。
本発明の目的は、「スーパー１３Ｃｒ」のように高価なＮｉやＭｏを多く添加しなくても、高い強度及び良好な靱性が確保でき、且つ、熱間加工性にも優れた、安価な成分系からなる耐炭酸ガス腐食性用の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管を提供することにある。
本発明のもう１つの目的は、ストレートナーによる矯正処理の影響を低減し、靱性に優れるとともに熱間加工性にも優れた安価な成分系の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管を安定且つ確実に製造する方法を提供することにある。
前述の特許文献１及び特許文献２で提案された技術は、Ｐの含有量をそれぞれ、０．００８質量％未満や０．００８質量％以下に低下させる必要があるが、現状の精錬技術では１３Ｃｒ系のマルテンサイト系ステンレス鋼におけるＰの含有量を、工業的な量産規模で安定、且つ確実に０．００８質量％以下まで下げるためには脱Ｐの回数を増加するしか方法がなく、大幅なコストアップとなる。しかも、脱Ｐ回数を増やしたとしても、Ｐの含有量を確実に０．００８質量％以下に制御することは困難である。したがって、コスト高となる低Ｐ化が必要なく、しかも、高価なＮｉやＭｏを多く添加しなくてもよい安価なマルテンサイト系ステンレス鋼管の開発が望まれている。
本発明者らは、こうした要望に応えるために、マルテンサイト系ステンレス鋼管、なかでも１３Ｃｒ系のマルテンサイト系ステンレス鋼管の化学成分が熱間加工性、靱性、焼戻し温度、ストレートナーでの矯正処理に及ぼす影響について種々検討を行った。その結果、下記（ａ）〜（ｃ）の知見を得た。
（ａ）化学成分のうち、特に、Ｃ、Ｍｎ、Ｎ及びＡｌの含有量を制御することによって、マルテンサイト系ステンレス鋼管の熱間加工性及び靱性を高めることができる。
（ｂ）上記元素のうちでも、特に、Ａｌの含有量を特定の領域にまで低減すれば、結晶粒界に析出する炭化物、なかでもＭ23Ｃ6型炭化物の量が極めて少なくなって、靱性が大きく向上する。
（ｃ）Ｎｂ、Ｍｏ及びＶは微量の添加で焼戻し温度を高めるので、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーによる加工の影響を抑えることができる。
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
本発明の要旨は下記（１）及び（２）に示すマルテンサイト系ステンレス鋼管並びに（３）及び（４）に示すマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法にある。
（１）質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜１．００％、Ｐ：０．０１１〜０．０１８％、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０１２〜０．０４０％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０２〜０．１８、Ｍｏ：０〜０．０５、Ｎｂ：０〜０．００９％、Ｂ：０．００１０％以下及びＣａ：０．００１０％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、６５０ＭＰａ以上の降伏強度及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で７０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性を有することを特徴とする靱性及び熱間加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管。
（２）質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２１％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０％、Ｐ：０．０１１〜０．０１８％、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０１２〜０．０３２％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０４〜０．１８％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０．００２〜０．００９％、Ｂ：０．００１０％以下及びＣａ：０．００１０％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、且つ、下記(A)式で表されるｆｎの値が０〜８０を満たし、７５０ＭＰａ以上の降伏強度及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性を有することを特徴とする靱性及び熱間加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管。
ｆｎ＝５０Ｍｏ＋５００（Ｖ−０．０４）＋５０００Ｎｂ・・・(A)。
但し、(A)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
ｆｎ＝５０Ｍｏ＋５００（Ｖ−０．０４）＋５０００Ｎｂ・・・(A)。
但し、(A)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。
（３）上記（１）に記載の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管を９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱した後、温度Ｔ1から６００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ2までを１〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、温度Ｔ2から３００〜１５０℃の温度域の温度Ｔ3まで及び温度Ｔ3未満の温度域を常温まで、それぞれ、１℃／秒未満及び５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、更に、６１０〜７５０℃での焼戻しに続けて、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うことを特徴とする上記（１）に記載の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
（４）上記（２）に記載の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管を９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱した後、温度Ｔ1から６００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ2までを１〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、温度Ｔ2から３００〜１５０℃の温度域の温度Ｔ3まで及び温度Ｔ3未満の温度域を常温まで、それぞれ、１℃／秒未満及び５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、更に、６１０〜７５０℃での焼戻しに続けて、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うことを特徴とする上記（２）に記載の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
以下、上記（１）及び（２）に記載の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管に係る発明並びに（３）及び（４）の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法に係る発明をそれぞれ、「（１）の発明」〜「（４）の発明」という。また、総称して「本発明」ということがある。
本発明の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管は、ＹＳが６５０ＭＰａ以上の高強度でも良好な靱性を有し、熱間加工性にも優れているので、硫化水素を含まず、炭酸ガスを含む油井、ガス井環境で使用することができる。更に、Ｎｉ、Ｍｏなど高価な元素を多く添加する必要がなく、また、Ｐの含有量を０．０１０質量％未満のような低い値に制御する必要もないので、そのコストは低い。この高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管は、本発明の方法によって、容易に製造することができる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
（Ａ）化学成分
Ｃ：
Ｃは、熱処理後に所望の強度、つまり、ＹＳで６５０ＭＰａ以上の強度を確保するのに必要な元素であるが、製管ままの状態で固溶強化をもたらすため、製管ままでの衝撃割れを防止するために、その含有量は０．２２％以下とする必要がある。一方、Ｃはオーステナイト安定化元素であり、低減しすぎるとδ−フェライトが生成して製管後に内面欠陥を生じ、特にＣの含有量が０．１８％を下回るとδ−フェライトによる内面欠陥の発生が著しくなる。
Ｃ：
Ｃは、熱処理後に所望の強度、つまり、ＹＳで６５０ＭＰａ以上の強度を確保するのに必要な元素であるが、製管ままの状態で固溶強化をもたらすため、製管ままでの衝撃割れを防止するために、その含有量は０．２２％以下とする必要がある。一方、Ｃはオーステナイト安定化元素であり、低減しすぎるとδ−フェライトが生成して製管後に内面欠陥を生じ、特にＣの含有量が０．１８％を下回るとδ−フェライトによる内面欠陥の発生が著しくなる。
したがって、（１）の発明においては、Ｃの含有量を０．１８〜０．２２％とした。なお、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度の場合には、Ｃ含有量が多いと靱性が低下し、特に、Ｃの含有量が０．２１％を超えると靱性が大きく低下することがあるので、（２）の発明においては、Ｃの含有量を０．１８〜０．２１％とした。
Ｓｉ：
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として利用される。Ｓｉの含有量が０．１％未満では前記効果が得られず、一方、０．５％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜０．５％とした。
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として利用される。Ｓｉの含有量が０．１％未満では前記効果が得られず、一方、０．５％を超えると靱性が劣化する。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜０．５％とした。
Ｍｎ：
Ｍｎは、強度向上に効果的な元素である。また、Ｓｉと同様、脱酸作用を有し、更に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間加工性を改善する作用も有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．４０％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｍｎは熱処理後に粗大な炭化物を形成して靱性を低下させる。特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると靱性が大きく低下する。
Ｍｎは、強度向上に効果的な元素である。また、Ｓｉと同様、脱酸作用を有し、更に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定して熱間加工性を改善する作用も有する。しかし、Ｍｎの含有量が０．４０％未満ではこれらの効果が得られない。一方、Ｍｎは熱処理後に粗大な炭化物を形成して靱性を低下させる。特に、Ｍｎの含有量が１．００％を超えると靱性が大きく低下する。
このため、（１）の発明においては、Ｍｎの含有量を０．４０〜１．００％とした。なお、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度の場合、Ｍｎの含有量が０．７０％を超えると靱性の低下が著しくなることがあるので、（２）の発明においては、Ｍｎの含有量を０．４０〜０．７０％とした。
Ｐ：
Ｐは鋼の不純物の一つであり、その含有量が高いと熱処理後の鋼管（つまり、製品）の靱性が低下するため、含有量の上限は０．０１８％とする必要がある。なお、Ｐの含有量は低ければ低い程良いが、過剰な低Ｐ化処理は製造コストのを増大を招くこととなる。本発明においては、前述のＣ及びＭｎ、並びに後述のＡｌやＮ等の他の元素の含有量を適正化することによって、通常の脱Ｐ処理で容易に達成できる０．０１１％の場合にも高い靱性の確保が実現できる。このため、Ｐの含有量を０．０１１〜０．０１８％とした。
Ｐは鋼の不純物の一つであり、その含有量が高いと熱処理後の鋼管（つまり、製品）の靱性が低下するため、含有量の上限は０．０１８％とする必要がある。なお、Ｐの含有量は低ければ低い程良いが、過剰な低Ｐ化処理は製造コストのを増大を招くこととなる。本発明においては、前述のＣ及びＭｎ、並びに後述のＡｌやＮ等の他の元素の含有量を適正化することによって、通常の脱Ｐ処理で容易に達成できる０．０１１％の場合にも高い靱性の確保が実現できる。このため、Ｐの含有量を０．０１１〜０．０１８％とした。
Ｓ：
Ｓは熱間加工性を低減させる不純物であり、しかも、過剰に含有すると靱性の低下をも招く。特に、その含有量が０．００３％を超えると、熱間加工性及び靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００３％以下とした。なお、Ｓの含有量は低ければ低い程良いが、製造コスト面から、その下限は０．０００５％程度とすることが好ましい。
Ｓは熱間加工性を低減させる不純物であり、しかも、過剰に含有すると靱性の低下をも招く。特に、その含有量が０．００３％を超えると、熱間加工性及び靱性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．００３％以下とした。なお、Ｓの含有量は低ければ低い程良いが、製造コスト面から、その下限は０．０００５％程度とすることが好ましい。
Ｃｒ：
Ｃｒは、鋼の耐食性を向上させる基本成分である。特に、その含有量が１１．５０％以上でＣＯ2環境下での耐食性を著しく高める作用を有する。一方、Ｃｒはフェライト形成元素であり、その含有量が１３．５０％を超えると高温での加工の際にδ−フェライトが生成し易くなって、熱間加工性が損なわれるし、原料コストも嵩む。したがって、Ｃｒの含有量を１１．５０〜１３．５０％とした。
Ｃｒは、鋼の耐食性を向上させる基本成分である。特に、その含有量が１１．５０％以上でＣＯ2環境下での耐食性を著しく高める作用を有する。一方、Ｃｒはフェライト形成元素であり、その含有量が１３．５０％を超えると高温での加工の際にδ−フェライトが生成し易くなって、熱間加工性が損なわれるし、原料コストも嵩む。したがって、Ｃｒの含有量を１１．５０〜１３．５０％とした。
Ｎｉ：
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素で鋼の熱間加工性を改善するが、高価な元素であり、原料コストの上昇をきたすので、その含有量を０．５％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の下限は０．０３％程度であっても構わない。
Ｎｉは、オーステナイト安定化元素で鋼の熱間加工性を改善するが、高価な元素であり、原料コストの上昇をきたすので、その含有量を０．５％以下とした。なお、Ｎｉ含有量の下限は０．０３％程度であっても構わない。
Ａｌ：
本発明者らの検討によって、Ａｌの含有量を極めて微量の０．００３％以下の領域まで低減させると、靱性を著しく改善できることが初めて明らかになった。この詳細な理由は不明であるものの、Ａｌの含有量が０．００３％を超える場合には粒界にＭ23Ｃ6型の粗大な炭化物が広範囲に生成しているのに対して、その含有量が０．００３％以下の場合には粒界にＭ23Ｃ6型の粗大な炭化物が殆ど認められないことから、Ａｌの含有量を極めて微量に抑えることで、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）又は、ＡｌＮとして存在する量が低減し、そのことが炭化物の生成抑制に効果を及ぼしていると考えられる。
本発明者らの検討によって、Ａｌの含有量を極めて微量の０．００３％以下の領域まで低減させると、靱性を著しく改善できることが初めて明らかになった。この詳細な理由は不明であるものの、Ａｌの含有量が０．００３％を超える場合には粒界にＭ23Ｃ6型の粗大な炭化物が広範囲に生成しているのに対して、その含有量が０．００３％以下の場合には粒界にＭ23Ｃ6型の粗大な炭化物が殆ど認められないことから、Ａｌの含有量を極めて微量に抑えることで、ｓｏｌ．Ａｌ（酸可溶Ａｌ）又は、ＡｌＮとして存在する量が低減し、そのことが炭化物の生成抑制に効果を及ぼしていると考えられる。
なお、Ａｌは鋼の脱酸剤としての作用を有するが、その含有量が多い場合には鋼の清浄度が低下し、また、連続鋳造時に浸漬ノズル詰まりが発生する。したがって、Ｓｉ及びＭｎで十分な脱酸作用を確保できる本発明においては、Ａｌの含有量を低くすることが望ましく、靱性改善のためにもその含有量を０．００３％以下とする必要がある。一方、Ａｌを完全に無くするためには、製鋼処理時に酸化物浮上等による完全な除去が必要で、歩留悪化等のコストアップ要因となり、特に、Ａｌの含有量を０．０００５％未満に制御する場合のコスト上昇は著しい。したがって、Ａｌの含有量を０．０００５〜０．００３％とした。
Ｎ：
Ｎは、オーステナイト安定化元素で鋼の熱間加工性を改善する作用を有する。しかし、その含有量が０．０１２％未満では前記効果が得難い。一方、０．０４０％を超えて多量に含有させると、製管ままの状態で靱性低下や加工硬化を引き起こし、熱処理後の鋼管の靱性の低下をも招く。
Ｎは、オーステナイト安定化元素で鋼の熱間加工性を改善する作用を有する。しかし、その含有量が０．０１２％未満では前記効果が得難い。一方、０．０４０％を超えて多量に含有させると、製管ままの状態で靱性低下や加工硬化を引き起こし、熱処理後の鋼管の靱性の低下をも招く。
したがって、（１）の発明においては、Ｎの含有量を０．０１２〜０．０４０％とした。なお、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度の場合には、Ｎ含有量が多いと靱性が大きく低下し、特に、Ｎの含有量が０．０３２％を超えると靱性の低下が極めて大きくなることがあるので、（２）の発明においては、Ｎの含有量を０．０１２〜０．０３２％とした。
Ｃｕ：
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、熱間加工性を改善する。この効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕは低融点材料であるため、過剰に含有させると却って熱間加工性の低下をきたす。特に、その含有量が０．２５％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕの含有量を０．２５％以下とした。
Ｃｕはオーステナイト安定化元素であり、熱間加工性を改善する。この効果を確実に得るには、Ｃｕの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃｕは低融点材料であるため、過剰に含有させると却って熱間加工性の低下をきたす。特に、その含有量が０．２５％を超えると、熱間加工性の低下が著しくなる。したがって、Ｃｕの含有量を０．２５％以下とした。
Ｔｉ：
Ｔｉは、Ｎとともに窒化物を形成して固溶Ｎ量を減少させ、製管ままの状態での靱性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｔｉを多量に含有させると熱処理後に炭化物及び／又は窒化物を形成して硬度上昇をきたし、これによって、靱性の低下を招く。特に、その含有量が０．０５％を超えると、熱処理後の鋼管の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．０５％以下とした。
Ｔｉは、Ｎとともに窒化物を形成して固溶Ｎ量を減少させ、製管ままの状態での靱性を高める作用を有する。この効果を確実に得るには、Ｔｉの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｔｉを多量に含有させると熱処理後に炭化物及び／又は窒化物を形成して硬度上昇をきたし、これによって、靱性の低下を招く。特に、その含有量が０．０５％を超えると、熱処理後の鋼管の靱性低下が著しくなる。したがって、Ｔｉの含有量を０．０５％以下とした。
Ｖ：
Ｖは、Ｎとともに窒化物を形成して固溶Ｎ量を減少させ、製管ままの状態での靱性を高める作用を有する。また、熱処理後に微細な炭化物を形成して「ＹＳ／硬度」比を上昇させるため、同じ強度グレードの鋼管でも硬度を低く抑えることができ、靱性の向上にも有効な元素である。更に、微量の添加で焼戻し温度を高め、６１０℃以上の高温での焼戻しを可能として、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。こうした効果を得るには、Ｖの含有量は０．０２％以上とする必要がある。一方、Ｖの多量添加は、熱処理後に炭化物及び／又は窒化物を形成して硬度上昇をきたし、これによって、靱性の低下を招く。特に、その含有量が０．１８％を超えると、熱処理後の鋼管の靱性低下が著しくなるし、原料コストの上昇を招くことにもなる。
Ｖは、Ｎとともに窒化物を形成して固溶Ｎ量を減少させ、製管ままの状態での靱性を高める作用を有する。また、熱処理後に微細な炭化物を形成して「ＹＳ／硬度」比を上昇させるため、同じ強度グレードの鋼管でも硬度を低く抑えることができ、靱性の向上にも有効な元素である。更に、微量の添加で焼戻し温度を高め、６１０℃以上の高温での焼戻しを可能として、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。こうした効果を得るには、Ｖの含有量は０．０２％以上とする必要がある。一方、Ｖの多量添加は、熱処理後に炭化物及び／又は窒化物を形成して硬度上昇をきたし、これによって、靱性の低下を招く。特に、その含有量が０．１８％を超えると、熱処理後の鋼管の靱性低下が著しくなるし、原料コストの上昇を招くことにもなる。
したがって、（１）の発明においては、Ｖの含有量を０．０２〜０．１８％とした。なお、高温での焼戻しによって、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度を安定、且つ確実に確保するためには、Ｖの含有量を０．０４％以上とすることが好ましい。したがって、（２）の発明においては、Ｖの含有量を０．０４〜０．１８％とした。なお、（２）の発明において、Ｖの含有量は前記(A)式で表されるｆｎの値が０〜８０を満たすものでなければならない。このことについては後述する。
Ｍｏ：
Ｍｏの添加は任意である。添加すれば、Ｃとともに炭化物を形成し、鋼の強度を高める作用を有し、また、Ｐの粒界偏析を抑制して靱性を改善する作用もある。更に、微量の添加で焼戻し温度を高め、６１０℃以上の高温での焼戻しを可能とするので、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。こうした効果を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏを０．０５％を超えて含有すると、所定の強度を得るための焼戻し温度が高くなりすぎて燃料コストが嵩むことに加えて、Ｍｏ自体が高価な元素であるため原料コストの増加を招く。したがって、Ｍｏの含有量を０〜０．０５％とした。なお、（２）の発明において、Ｍｏの含有量は前記(A)式で表されるｆｎの値が０〜８０を満たすものでなければならない。このことについては後述する。
Ｍｏの添加は任意である。添加すれば、Ｃとともに炭化物を形成し、鋼の強度を高める作用を有し、また、Ｐの粒界偏析を抑制して靱性を改善する作用もある。更に、微量の添加で焼戻し温度を高め、６１０℃以上の高温での焼戻しを可能とするので、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。こうした効果を確実に得るには、Ｍｏの含有量は０．０１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｍｏを０．０５％を超えて含有すると、所定の強度を得るための焼戻し温度が高くなりすぎて燃料コストが嵩むことに加えて、Ｍｏ自体が高価な元素であるため原料コストの増加を招く。したがって、Ｍｏの含有量を０〜０．０５％とした。なお、（２）の発明において、Ｍｏの含有量は前記(A)式で表されるｆｎの値が０〜８０を満たすものでなければならない。このことについては後述する。
Ｎｂ：
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、ＣとともにＮｂＣを形成し、鋼の強度を高めるとともに結晶粒を微細化して靱性を高める作用を有する。更に、微量の添加で焼戻し温度を高め、６１０℃以上の高温での焼戻しを可能とするので、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。こうした効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを多量に添加して、特に、その含有量が０．００９％を超えると、硬度上昇により靱性が低下することに加えて所定の強度を得るための焼戻し温度が高温になりすぎて燃料コストが嵩む上、オーステナイトが形成され強度低下を招く恐れがある。
Ｎｂの添加は任意である。添加すれば、ＣとともにＮｂＣを形成し、鋼の強度を高めるとともに結晶粒を微細化して靱性を高める作用を有する。更に、微量の添加で焼戻し温度を高め、６１０℃以上の高温での焼戻しを可能とするので、焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。こうした効果を確実に得るには、Ｎｂの含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｎｂを多量に添加して、特に、その含有量が０．００９％を超えると、硬度上昇により靱性が低下することに加えて所定の強度を得るための焼戻し温度が高温になりすぎて燃料コストが嵩む上、オーステナイトが形成され強度低下を招く恐れがある。
したがって、（１）の発明においては、Ｎｂの含有量を０〜０．００９％とした。なお、高温での焼戻しによって、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度を安定、且つ確実に確保するためには、Ｎｂの含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。したがって、（２）の発明においては、Ｎｂの含有量を０．００２〜０．００９％とした。なお、（２）の発明において、Ｎｂの含有量は前記(A)式で表されるｆｎの値が０〜８０を満たすものでなければならない。このことについては後述する。
なお、前述のＶ及びＭｏでもＮｂとほぼ同様の焼き戻し温度を高温化する効果が得られるが、Ｖ及びＭｏも高価な元素であり、コスト高となるため、経済性の面からはＮｂによる焼き戻し温度の高温化が望ましい。
Ｂ：
Ｂは、結晶粒の微細化及びＰの粒界偏析を抑えることによる熱間加工性の改善と靱性改善の作用を有する。こうした効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｂを過剰に添加すると却って靱性が低下し、特に、Ｂの含有量が０．００１０％を超えると靱性の低下が大きくなる。したがって、Ｂの含有量を０．００１０％以下とした。
Ｂは、結晶粒の微細化及びＰの粒界偏析を抑えることによる熱間加工性の改善と靱性改善の作用を有する。こうした効果を確実に得るには、Ｂの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。しかし、Ｂを過剰に添加すると却って靱性が低下し、特に、Ｂの含有量が０．００１０％を超えると靱性の低下が大きくなる。したがって、Ｂの含有量を０．００１０％以下とした。
Ｃａ：
Ｃａは、Ｓと結合してＳの粒界偏析による熱間加工性の低下を防止する作用を有する。こうした効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａを過剰に添加すると地疵が発生し、特に、Ｃａの含有量が０．００１０％を超えると地疵の発生が顕著になる。したがって、Ｃａの含有量を０．００１０％以下とした。
Ｃａは、Ｓと結合してＳの粒界偏析による熱間加工性の低下を防止する作用を有する。こうした効果を確実に得るには、Ｃａの含有量は０．０００２％以上とすることが好ましい。しかし、Ｃａを過剰に添加すると地疵が発生し、特に、Ｃａの含有量が０．００１０％を超えると地疵の発生が顕著になる。したがって、Ｃａの含有量を０．００１０％以下とした。
(A)式で表されるｆｎの値：
本発明の化学組成を有する鋼管の焼戻し温度は、特に、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの添加によって大幅に変化する。鋼管の焼戻しを６１０℃以上の高温で行うことができれば、その焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。そして、６１０℃以上の高温焼戻しによって、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度を安定、且つ確実に確保するためには、前記(A)式で表されるｆｎの値を０〜８０の範囲に制御する必要がある。
本発明の化学組成を有する鋼管の焼戻し温度は、特に、Ｎｂ、Ｖ及びＭｏの添加によって大幅に変化する。鋼管の焼戻しを６１０℃以上の高温で行うことができれば、その焼戻しに引き続いてストレートナーによる矯正処理を行う場合であっても、５１０℃を超えるような高い温度の確保が可能となり、ストレートナーでの矯正処理で生じる加工の影響を抑えることができる。そして、６１０℃以上の高温焼戻しによって、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度を安定、且つ確実に確保するためには、前記(A)式で表されるｆｎの値を０〜８０の範囲に制御する必要がある。
すなわち、ｆｎの値が０未満の場合には、たとえ前述した量のＶ、Ｍｏ及びＮｂを含んでいても、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高強度を安定、且つ確実に確保することができない。一方、ｆｎの値が８０を超える場合には、所定の強度を得るための焼戻し温度が高温になりすぎて燃料コストが嵩むばかりか、オーステナイトが形成されるために却って強度低下をきたすことがある。
したがって、（２）の発明においては、(A)式で表されるｆｎの値を０〜８０と規定した。
（Ｂ）機械的性質
既に述べたように、強度グレードが高い場合、通常のＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管の靱性は低い。そこで、（１）の発明は、ＹＳで６５０ＭＰａ以上の高い強度とＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で７０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性とを兼備するマルテンサイト系ステンレス鋼管と規定した。また、（２）の発明は、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高い強度とＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性を有する兼備する高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管と規定した。
既に述べたように、強度グレードが高い場合、通常のＡＰＩ−１３Ｃｒ油井管の靱性は低い。そこで、（１）の発明は、ＹＳで６５０ＭＰａ以上の高い強度とＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で７０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性とを兼備するマルテンサイト系ステンレス鋼管と規定した。また、（２）の発明は、ＹＳで７５０ＭＰａ以上の高い強度とＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性を有する兼備する高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管と規定した。
なお、一般に強度が高くなるほど靱性が低下する。したがって、（１）の発明において０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で７０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性が確保できるＹＳの上限は７５８ＭＰａ程度となる。また、（２）の発明において０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性が確保できるＹＳの上限は８２７ＭＰａ程度となる。
（Ｃ）製造条件
（Ｃ−１）造管後常温まで放冷又は空冷した鋼管の加熱
前記（１）の発明又は（２）の発明の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管は、９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱処理してから焼入れし、その組織をマルテンサイトとすることが好ましい。
（Ｃ−１）造管後常温まで放冷又は空冷した鋼管の加熱
前記（１）の発明又は（２）の発明の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管は、９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱処理してから焼入れし、その組織をマルテンサイトとすることが好ましい。
温度Ｔ1が９３０℃を下回る場合には、オーステナイト化が不完全な場合があり、一方、９８０℃を超える場合には、表面のスケール性状が悪く、また、結晶粒が粗大化して焼入れままの鋼管及び焼戻し後に矯正処理したした鋼管（つまり、製品）の靱性が低下する場合がある。
なお、温度Ｔ1が９３０〜９８０℃の温度域にある場合でも、温度Ｔ1での加熱時間が５分未満の場合、炭化物の固溶が不十分で強度バラツキの原因となることがあり、一方、３０分を超えると結晶粒が粗大化し靱性が低下することがある。
したがって、（３）の発明及び（４）の発明においては、それぞれ、（１）の発明及び（２）の発明の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管を、先ず、９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱することと規定した。
（Ｃ−２）温度Ｔ1で加熱処理した後の冷却
前記（Ｃ−１）項で述べた条件でオーステナイト化した鋼管を焼入れしてマルテンサイト組織とする場合、粗大な炭化物析出による靱性低下を抑えるためには急冷することが好ましいが、マルテンサイト系ステンレス鋼管は焼割れを生じやすい。
前記（Ｃ−１）項で述べた条件でオーステナイト化した鋼管を焼入れしてマルテンサイト組織とする場合、粗大な炭化物析出による靱性低下を抑えるためには急冷することが好ましいが、マルテンサイト系ステンレス鋼管は焼割れを生じやすい。
このため、粗大な炭化物の析出の防止に加えて焼割れも防止するために、温度Ｔ1から６００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ2までを１〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、温度Ｔ2から３００〜１５０℃の温度域の温度Ｔ3まで及び温度Ｔ3未満の温度域を常温まで、それぞれ、１℃／秒未満及び５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却するのがよい。
温度Ｔ2が６００℃を超えると、次の温度Ｔ2から温度Ｔ3までの１℃／秒未満での冷却における冷却時間が長くなって生産性が低下するし、温度Ｔ2が３５０℃を下回る場合には、いわゆる「焼割れ危険領域」における冷却速度が１〜４０℃／秒と速すぎて焼割れが発生する恐れがある。
温度Ｔ3が３００℃を超えるとＭｓ点以上であるため、次の温度Ｔ3未満までの温度域を常温まで５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却する場合に焼割れが発生することがあり、また、温度Ｔ3が１５０℃を下回る場合には、温度Ｔ2から温度Ｔ3までの１℃／秒未満での冷却における冷却時間が長くなって生産性が低下する。
したがって、（３）の発明及び（４）の発明においては、いずれも、温度Ｔ1から６００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ2までを１〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、温度Ｔ2から３００〜１５０℃の温度域の温度Ｔ3まで及び温度Ｔ3未満の温度域を常温まで、それぞれ、１℃／秒未満及び５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却することと規定した。
なお、温度Ｔ1から温度Ｔ2までの１〜４０℃／秒の冷却速度での冷却条件は、例えば、シャワー水冷等により達成することができる。また、温度Ｔ2から温度Ｔ3までの１℃／秒未満の冷却速度での冷却条件は、例えば、前述のシャワー水冷等を停止して放冷や空冷とすることによって達成することができる。更に、温度Ｔ3未満の常温までの５〜４０℃／秒の冷却速度での冷却条件は、例えば、シャワー水冷又は水中に鋼管を浸漬することによって達成することができる。
（Ｃ−３）焼戻し
前記（Ｃ−２）項で述べた冷却を施した鋼管は、６１０〜７５０℃で焼戻しを行うのがよい。
前記（Ｃ−２）項で述べた冷却を施した鋼管は、６１０〜７５０℃で焼戻しを行うのがよい。
これは、焼戻し温度が７５０℃を超える場合には、ＹＳで６５０ＭＰａ以上という所望の強度が得られないことがあり、一方、焼戻し温度が６１０℃を下回る場合には、焼戻しに引き続いてストレートナーによって矯正処理を行うと、鋼管が小径薄肉サイズのものであれば、ストレートナーの出側温度が５１０℃を下回って、ストレートナーによる加工の影響を抑えることができない場合があるためである。
したがって、（３）の発明及び（４）の発明においては、いずれも、冷却後に、６１０〜７５０℃で焼戻しを行うこととした。
（Ｃ−３）ストレートナーによる矯正処理
焼戻し後、鋼管に対して、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うのがよい。
焼戻し後、鋼管に対して、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うのがよい。
これは、ストレートナーの出側温度が５１０℃を下回る場合には、ストレートナーによる加工の影響を抑えることができないことがあるからである。
したがって、（３）の発明及び（４）の発明においては、いずれも、焼戻しを行った後、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うこととした
なお、ストレートナーによる加工の影響を抑えるためには、ストレートナーの出側温度は７５０℃未満であれば高い方がよい。
なお、ストレートナーによる加工の影響を抑えるためには、ストレートナーの出側温度は７５０℃未満であれば高い方がよい。
また、焼戻しに引き続いてストレートナーによって矯正処理を行えば鋼管の再加熱のための熱処理が省略できるため、焼戻しに引き続いてストレートナーによって矯正処理を行うことが極めて好ましい。なお、焼戻しに引き続いてストレートナーによって矯正処理を行うためには焼戻し温度を高めにして、高いストレートナーの出側温度を確保することが好ましい。なお、焼戻しに引き続いてストレートナーによって矯正処理を行う場合、ストレートナーの出側温度を保つために、焼戻し炉とストレートナーと間に保温装置を設けてもよい。
以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。
表１に示す化学組成を有する各２本のビレットから通常の方法によって、外径が１１４．３ｍｍで肉厚が８．５６ｍｍの鋼管を各２本ずつ作製した。なお、造管後は常温まで放冷した。
表１における鋼１〜４は、化学組成が本発明で規定する範囲から外れた鋼である。一方、鋼５〜１７は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。
上記の造管後に放冷した各鋼管に、表２に示す条件で、加熱、冷却及び焼戻しの処理を行い、更に、焼戻しに引き続いてストレートナーでの矯正処理を施した。
このようにして得た各鋼管の長手方向中央部をバンドソー切断した後、標点距離が５０．８ｍｍで幅が２５．４ｍｍの弧状引張試験片及び２ｍｍＶノッチのサブサイズシャルピー衝撃試験片（７．５ｍｍ×１０ｍｍ×５５ｍｍ）を採取し、常温での引張試験と０℃でのシャルピー衝撃試験を行った。
表３に、引張特性及びシャルピー衝撃特性を示す。
表３から、試験番号５〜１７及び試験番号２２〜３４の本発明の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管は、ＹＳが６５０ＭＰａ以上の高強度でも良好な靱性を有し、熱間加工性にも優れていることが明らかである。
また、表２及び表３から、本発明の方法によって、ＹＳが６５０ＭＰａ以上の高強度でも良好な靱性を有する高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管が製造できることが明らかである。
本発明によれば、ＹＳが６５０ＭＰａ以上の高強度でも良好な靱性を有し、熱間加工性にも優れる高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法を低コストで提供することができる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２２％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜１．００％、Ｐ：０．０１１〜０．０１８％、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０１２〜０．０４０％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０２〜０．１８、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０〜０．００９％、Ｂ：０．００１０％以下及びＣａ：０．００１０％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、６５０ＭＰａ以上の降伏強度及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で７０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性を有することを特徴とする靱性及び熱間加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管。
- 質量％で、Ｃ：０．１８〜０．２１％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．４０〜０．７０％、Ｐ：０．０１１〜０．０１８％、Ｓ：０．００３％以下、Ｃｒ：１１．５０〜１３．５０％、Ｎｉ：０．５％以下、Ａｌ：０．０００５〜０．００３％、Ｎ：０．０１２〜０．０３２％、Ｃｕ：０．２５％以下、Ｔｉ：０．０５％以下、Ｖ：０．０４〜０．１８％、Ｍｏ：０〜０．０５％、Ｎｂ：０．００２〜０．００９％、Ｂ：０．００１０％以下及びＣａ：０．００１０％以下を含み、残部はＦｅ及び不純物からなり、且つ、下記(A)式で表されるｆｎの値が０〜８０を満たし、７５０ＭＰａ以上の降伏強度及びＶノッチ試験片を用いた０℃でのシャルピー衝撃試験における衝撃値で５０Ｊ／ｃｍ2を超える靱性を有することを特徴とする靱性及び熱間加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管。
ｆｎ＝５０Ｍｏ＋５００（Ｖ−０．０４）＋５０００Ｎｂ・・・(A)
但し、(A)式中の元素記号は、その元素の質量％での鋼中含有量を表す。 - 請求項１に記載の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管を９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱した後、温度Ｔ1から６００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ2までを１〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、温度Ｔ2から３００〜１５０℃の温度域の温度Ｔ3まで及び温度Ｔ3未満の温度域を常温まで、それぞれ、１℃／秒未満及び５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、更に、６１０〜７５０℃での焼戻しに続けて、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うことを特徴とする請求項１に記載の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
- 請求項２に記載の化学組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼を素材として造管し、常温まで放冷又は空冷した鋼管を９３０〜９８０℃の温度域の温度Ｔ1で５〜３０分加熱した後、温度Ｔ1から６００〜３５０℃の温度域の温度Ｔ2までを１〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、次いで、温度Ｔ2から３００〜１５０℃の温度域の温度Ｔ3まで及び温度Ｔ3未満の温度域を常温まで、それぞれ、１℃／秒未満及び５〜４０℃／秒の冷却速度で冷却し、更に、６１０〜７５０℃での焼戻しに続けて、ストレートナー出側温度を５１０℃以上として曲がり矯正処理を行うことを特徴とする請求項２に記載の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004341553A JP4273338B2 (ja) | 2004-11-26 | 2004-11-26 | マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法 |
| US11/284,919 US7476282B2 (en) | 2004-11-26 | 2005-11-23 | Martensitic stainless steel pipe |
| CNB2005101271995A CN100439549C (zh) | 2004-11-26 | 2005-11-28 | 马氏体系不锈钢管及其制造方法 |
| US12/314,727 US8021502B2 (en) | 2004-11-26 | 2008-12-16 | Method for producing martensitic stainless steel pipe |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004341553A JP4273338B2 (ja) | 2004-11-26 | 2004-11-26 | マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006152332A true JP2006152332A (ja) | 2006-06-15 |
| JP4273338B2 JP4273338B2 (ja) | 2009-06-03 |
Family
ID=36566287
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004341553A Active JP4273338B2 (ja) | 2004-11-26 | 2004-11-26 | マルテンサイト系ステンレス鋼管及びその製造方法 |
Country Status (3)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US7476282B2 (ja) |
| JP (1) | JP4273338B2 (ja) |
| CN (1) | CN100439549C (ja) |
Families Citing this family (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7926180B2 (en) * | 2001-06-29 | 2011-04-19 | Mccrink Edward J | Method for manufacturing gas and liquid storage tanks |
| US7618503B2 (en) * | 2001-06-29 | 2009-11-17 | Mccrink Edward J | Method for improving the performance of seam-welded joints using post-weld heat treatment |
| US7540402B2 (en) * | 2001-06-29 | 2009-06-02 | Kva, Inc. | Method for controlling weld metal microstructure using localized controlled cooling of seam-welded joints |
| US7475478B2 (en) * | 2001-06-29 | 2009-01-13 | Kva, Inc. | Method for manufacturing automotive structural members |
| JP2008173643A (ja) * | 2007-01-16 | 2008-07-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 二相ステンレス鋼管の製造方法、矯正方法および強度調整方法、ならびに、二相ステンレス鋼管の矯正機の操業方法 |
| JP5041282B2 (ja) * | 2007-03-30 | 2012-10-03 | 住友金属工業株式会社 | マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 |
| CN101981208B (zh) * | 2008-03-27 | 2012-09-05 | 住友金属工业株式会社 | 马氏体类不锈钢管的热处理工序用气冷设备 |
| CN102345075A (zh) * | 2011-06-27 | 2012-02-08 | 苏州方暨圆节能科技有限公司 | 散热器翅片的不锈钢材料 |
| UA111115C2 (uk) | 2012-04-02 | 2016-03-25 | Ейкей Стіл Пропертіс, Інк. | Рентабельна феритна нержавіюча сталь |
| CN109082591B (zh) * | 2018-08-22 | 2020-12-25 | 东北大学 | 125ksi抗硫化氢应力腐蚀高强油套管用钢及其制备工艺 |
| CN109487157A (zh) * | 2018-11-20 | 2019-03-19 | 兴化市银龙不锈钢有限公司 | 一种井下液压机支撑架用耐腐蚀高强度钢材 |
| CN117025901B (zh) * | 2023-10-10 | 2024-02-02 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | 提升13Cr马氏体不锈钢的低温冲击韧性的热处理方法 |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3921808B2 (ja) | 1998-04-30 | 2007-05-30 | 住友金属工業株式会社 | 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およびその製造法 |
| AU739624B2 (en) | 1999-05-18 | 2001-10-18 | Nippon Steel Corporation | Martensitic stainless steel for seamless steel pipe |
| JP2001323339A (ja) | 2000-05-12 | 2001-11-22 | Nippon Steel Corp | 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及びその製造方法 |
| JP3491149B2 (ja) * | 2000-08-10 | 2004-01-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度−靱性バランスに優れた油井用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| JP2003105441A (ja) * | 2001-09-28 | 2003-04-09 | Kawasaki Steel Corp | 高強度・高靭性１３Ｃｒマルテンサイト系ステンレス鋼継目無管の製造方法 |
| JP2003129190A (ja) * | 2001-10-19 | 2003-05-08 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
| JP4126979B2 (ja) * | 2002-07-15 | 2008-07-30 | 住友金属工業株式会社 | マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管とその製造方法 |
| WO2005035815A1 (ja) * | 2003-10-10 | 2005-04-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | マルテンサイト系ステンレス鋼管およびその製造方法 |
-
2004
- 2004-11-26 JP JP2004341553A patent/JP4273338B2/ja active Active
-
2005
- 2005-11-23 US US11/284,919 patent/US7476282B2/en active Active
- 2005-11-28 CN CNB2005101271995A patent/CN100439549C/zh not_active Expired - Fee Related
-
2008
- 2008-12-16 US US12/314,727 patent/US8021502B2/en not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20060113011A1 (en) | 2006-06-01 |
| JP4273338B2 (ja) | 2009-06-03 |
| CN100439549C (zh) | 2008-12-03 |
| US8021502B2 (en) | 2011-09-20 |
| US7476282B2 (en) | 2009-01-13 |
| US20090101247A1 (en) | 2009-04-23 |
| CN1782115A (zh) | 2006-06-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN101437973B (zh) | 油井管用马氏体类无缝不锈钢管及其制造方法 | |
| JP5487689B2 (ja) | 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管の製造方法 | |
| JP4609138B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井管用鋼および油井用継目無鋼管の製造方法 | |
| US8021502B2 (en) | Method for producing martensitic stainless steel pipe | |
| JP6229640B2 (ja) | 継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP4978073B2 (ja) | 耐食性に優れる油井用高靭性超高強度ステンレス鋼管およびその製造方法 | |
| WO2016079908A1 (ja) | 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP2006037147A (ja) | 油井管用鋼材 | |
| EA025503B1 (ru) | Способ изготовления высокопрочных стальных изделий с улучшенной стойкостью к сульфидному растрескиванию под напряжением | |
| WO2016103538A1 (ja) | 油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP6048436B2 (ja) | 調質高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP3700582B2 (ja) | 継目無鋼管用マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP6045256B2 (ja) | 高強度高靭性高耐食マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP2016186099A (ja) | 酸洗性、および焼入れ焼戻し後の耐遅れ破壊性に優れたボルト用線材、並びにボルト | |
| JP5499575B2 (ja) | 油井管用マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管およびその製造方法 | |
| WO2017149571A1 (ja) | 油井用低合金高強度継目無鋼管 | |
| KR20180111913A (ko) | 내수소 유기 균열성이 우수한 고강도 평강선 | |
| JP6394809B2 (ja) | ラインパイプ用鋼管及びその製造方法 | |
| JP2010024504A (ja) | ラインパイプ用継目無鋼管およびその製造方法 | |
| JP4645307B2 (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 | |
| JP3812360B2 (ja) | 強度安定性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP2002212684A (ja) | 高温強度の高いマルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP5793556B2 (ja) | 高耐食性を有する８６２ＭＰａ級低Ｃ高Ｃｒ鋼管及びその製造方法 | |
| JP3750596B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP4645306B2 (ja) | 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070122 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20090120 |
|
| 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: 20090204 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20090217 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4273338 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120313 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130313 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130313 Year of fee payment: 4 |
|
| S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313111 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130313 Year of fee payment: 4 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140313 Year of fee payment: 5 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |