JP2014114500A - 継目無鋼管の熱処理設備列および高強度ステンレス鋼管の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】焼入れ焼戻し処理される高Ｃｒ系継目無鋼管に安定した製品品質を付与するための高強度ステンレス鋼管の製造方法および高強度ステンレス鋼管の熱処理設備列を提供する。
【解決手段】継目無鋼管のオンライン熱処理設備において、焼入れ設備２と焼戻し加熱炉５の間に介設された熱処理搬送ライン３の一端または一部に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備４を配置し、Ｃｒを１４％以上含有する鋼管の熱処理で、５０℃以下までの焼入れ冷却に続いて、２０℃以下まで冷却した後、焼戻し処理を施し、安定した品質の高強度ステンレス鋼管を製造する。
【選択図】図１
【解決手段】継目無鋼管のオンライン熱処理設備において、焼入れ設備２と焼戻し加熱炉５の間に介設された熱処理搬送ライン３の一端または一部に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備４を配置し、Ｃｒを１４％以上含有する鋼管の熱処理で、５０℃以下までの焼入れ冷却に続いて、２０℃以下まで冷却した後、焼戻し処理を施し、安定した品質の高強度ステンレス鋼管を製造する。
【選択図】図１
Description
本発明は、焼入れ焼戻し処理される高Ｃｒ系継目無鋼管に安定した製品品質を付与するための高強度ステンレス鋼管の製造方法および高強度ステンレス鋼管の熱処理設備列に関する。
従来から、鋼管の熱処理としては焼入れ、焼戻し、焼きなまし、溶体化処理等の熱処理があり、需要家からの要求性能、製品品質の均一化などの目的に応じて選択的に実施されている。
継目無鋼管の熱処理は、生産性の観点からオンラインで行われるのが一般的で、例えば、特許文献１には、効率化とコンパクト化を目的として焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を効果的に配置した熱処理設備列が提案されている。
継目無鋼管の熱処理は、生産性の観点からオンラインで行われるのが一般的で、例えば、特許文献１には、効率化とコンパクト化を目的として焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を効果的に配置した熱処理設備列が提案されている。
一方、近年は、原油あるいは天然ガスの油井、ガス井に使用される油井用継目無鋼管に対し、その使用環境が従来に比べより一層厳しくなりつつあるため、高強度で、しかも耐食性に富む高い性能が要求されてきている。このような状況から、例えば、特許文献２に示されているような１５．５％（質量％、以下単に％と記述）以上のＣｒを含み、降伏強さが６５４ＭＰａ（９５ｋｓｉ）を超える強度で、かつ優れた耐ＣＯ２腐食性と、高靭性とを有する油井用高強度ステンレス鋼管が開発され、使用されている。
然しながら、前述のようなＣｒを多量に含み、かつＮｉ、Ｍｏ等の合金元素を含有する高強度ステンレス鋼管では、マルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）が室温近傍ないしは室温以下となり、従来の熱処理設備で焼入れ、焼戻し処理を行った場合、室温の変化や連続操業の工程上の制約から焼入れ後の冷却停止温度が一定とならず、焼戻し前の残留オーステナイト分率が変動するため、熱処理後の強度、靭性という機械的性質が不安定となり製品毎にばらつくという課題があった。
本発明は、前記課題を解決し、熱処理後の製品品質が安定して得られる継目無鋼管の熱処理設備列および高強度ステンレス鋼管の製造方法を提供するものであって、その要旨は以下の通りである。
（１）圧延ラインの下工程に焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を配置する継目無鋼管のオンライン熱処理設備列において、前記焼入れ設備と前記焼戻し加熱炉の間に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備を配置し、焼戻し処理前に被熱処理鋼管を２０℃以下に冷却することを特徴とする高強度ステンレス鋼管の製造方法。
（１）圧延ラインの下工程に焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を配置する継目無鋼管のオンライン熱処理設備列において、前記焼入れ設備と前記焼戻し加熱炉の間に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備を配置し、焼戻し処理前に被熱処理鋼管を２０℃以下に冷却することを特徴とする高強度ステンレス鋼管の製造方法。
（２）前記高強度ステンレス鋼管が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４〜２０％、Ｎｉ：１．５〜１０％、Ｍｏ：１〜５％、Ｎ：０．１５％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、該高強度ステンレス鋼管に、前記焼入れ加熱炉で８５０〜１１００℃に再加熱した後空冷以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却し、続いて、前記低温冷却設備で２０℃以下まで冷却した後、前記焼戻し加熱炉で４５０〜７００℃の温度に加熱する焼戻し処理を施すことを特徴とする（１）に記載の高強度ステンレス鋼管の製造方法。
（３）前記組成に加えて、質量％で、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：３．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｗ：３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする（２）に記載の高強度ステンレス鋼管の製造方法。
（４）圧延ラインの下工程に焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を配置する継目無鋼管のオンライン熱処理設備列であって、前記焼入れ設備と前記焼戻し加熱炉の間に介設された熱処理搬送ラインの一端または一部に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備を配置したことを特徴とする前記高強度ステンレス鋼管を製造するための熱処理設備列。
（５）前記低温冷却設備が１０℃以下の温度まで冷却可能な設備であり、焼戻し処理前に被熱処理鋼管を１０℃以下の温度まで冷却することを特徴とする（１）〜（３）に記載の高強度ステンレス鋼管の製造方法。
（６）前記低温冷却設備が１０℃以下の温度まで冷却可能な設備であることを特徴とする（４）に記載の前記高強度ステンレス鋼管を製造するための熱処理設備列。
（６）前記低温冷却設備が１０℃以下の温度まで冷却可能な設備であることを特徴とする（４）に記載の前記高強度ステンレス鋼管を製造するための熱処理設備列。
本発明によれば、継目無鋼管の焼きいれ焼戻し処理において、焼入れ冷却停止温度が２０℃以下、好ましくは１０℃以下で一定となるため、Ｃｒを１４％以上含み、かつＮｉ、Ｍｏ等の合金元素を含有する高強度ステンレス鋼管の場合にも焼戻し処理前の残留オーステナイト分率が一定となり、安定した製品品質が得られる。
従来の熱処理設備列では、焼入れ加熱炉で鋼管を所定の温度に加熱、保持した後、水焼入れ、衝風冷却、または空冷等で室温まで冷却し、次いで所定の温度に加熱、保持する焼戻し処理が実施される。ここで、焼き入れ後の冷却停止温度は、例えば特許文献２に記載されているように、１００℃以下または室温等と規定されているが、Ｃｒ、Ｎｉ等の合金元素を多量に含有する高合金鋼ではマルテンサイト変態終了温度（Ｍｆ点）が２０℃以下となる場合があり、冷却停止温度によって残留オーステナイト分率が変動し、焼戻し後の製品品質がばらつく原因となっていた。
そこで、本発明者らはこの冷却停止温度を室温以下で常に一定にする設備の検討を行った。その結果、図１に示すように、焼入れ設備と焼戻し加熱炉の間に水を冷媒とし、常に一定温度（２０℃以下、好ましくは１０℃以下）に冷却することが可能な冷却設備を配置する熱処理設備列を発明した。
ここで、冷媒として用いた水は、その温度を連続的に測定しながら、低温冷却設備と冷媒冷却装置の間を循環し、冷媒冷却装置にて冷却されることにより、常に一定の温度に保持することが可能となる。
ここで、冷媒として用いた水は、その温度を連続的に測定しながら、低温冷却設備と冷媒冷却装置の間を循環し、冷媒冷却装置にて冷却されることにより、常に一定の温度に保持することが可能となる。
次に、高強度ステンレス鋼管の成分限定理由に付いて説明する。
Ｃ：０．００５〜０．０５％
Ｃは、耐食性、強度に関係する重要な元素であり、本発明では０．００５％以上の含有を必要とするが、０．０５％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過大となり、耐食性に有効に作用する固溶Ｃｒ量が減少する。これを防止する目的から、本発明ではＣは０．００５〜０．０５％の範囲に限定することが好ましい。また、耐食性の観点からはＣはできるだけ少ないほうが好ましいが、強度を確保する観点からはＣが多いほうが好ましい。これらのバランスを考えて、より好ましくは０．００５〜０．０３％である。
Ｃ：０．００５〜０．０５％
Ｃは、耐食性、強度に関係する重要な元素であり、本発明では０．００５％以上の含有を必要とするが、０．０５％を超えて含有すると、Ｃｒ炭化物が過大となり、耐食性に有効に作用する固溶Ｃｒ量が減少する。これを防止する目的から、本発明ではＣは０．００５〜０．０５％の範囲に限定することが好ましい。また、耐食性の観点からはＣはできるだけ少ないほうが好ましいが、強度を確保する観点からはＣが多いほうが好ましい。これらのバランスを考えて、より好ましくは０．００５〜０．０３％である。
Ｓｉ：０．０５〜１．０％
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では０．０５％以上含有させることが好ましいが、１．０％を超える含有は、耐ＣＯ２腐食性を低下させ、さらには熱間加工性をも低下させる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．３％である。
Ｓｉは、脱酸剤として作用する元素であり、本発明では０．０５％以上含有させることが好ましいが、１．０％を超える含有は、耐ＣＯ２腐食性を低下させ、さらには熱間加工性をも低下させる。このため、Ｓｉは０．０５〜１．０％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．１〜０．３％である。
Ｍｎ：０．２〜１．８％
Ｍｎは、強度を増加させる元素であり、本発明における所望の強度を確保するために０．２％以上含有することが好ましいが、１．８％を超えて含有すると靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎは０．２〜１．８％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２〜０．８％である。
Ｍｎは、強度を増加させる元素であり、本発明における所望の強度を確保するために０．２％以上含有することが好ましいが、１．８％を超えて含有すると靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ｍｎは０．２〜１．８％に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．２〜０．８％である。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性をともに劣化させる元素であり、本発明では可及的に低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。工業的に比較的安価に実施可能でかつ耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性をともに劣化させない範囲として、Ｐは０．０３％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２％以下である。
Ｐは、耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性をともに劣化させる元素であり、本発明では可及的に低減することが好ましいが、極端な低減は製造コストの上昇を招く。工業的に比較的安価に実施可能でかつ耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性をともに劣化させない範囲として、Ｐは０．０３％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０２％以下である。
Ｓ：０．００５％以下
Ｓは、鋼管製造工程において熱間加工性を著しく劣化させる元素であり、可及的に少ないことが好ましいが、０．００５％以下に低減すれば通常工程による鋼管製造が可能となることから、Ｓは０．００５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００２％以下である。
Ｓは、鋼管製造工程において熱間加工性を著しく劣化させる元素であり、可及的に少ないことが好ましいが、０．００５％以下に低減すれば通常工程による鋼管製造が可能となることから、Ｓは０．００５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．００２％以下である。
Ｃｒ：１４〜２０％
Ｃｒは、保護被膜を形成して耐食性を向上させる元素であり、とくに耐ＣＯ２腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。耐食性の観点からは、１４％以上含有することが好ましいが、２０％を超えて含有すると、オーステナイトやフェライトが過大となり、所望の高強度が保てないうえ、靭性、熱間加工性も劣化する。なお、より好ましくは１５〜１８％である。
Ｃｒは、保護被膜を形成して耐食性を向上させる元素であり、とくに耐ＣＯ２腐食性、耐硫化物応力腐食割れ性の向上に寄与する元素である。耐食性の観点からは、１４％以上含有することが好ましいが、２０％を超えて含有すると、オーステナイトやフェライトが過大となり、所望の高強度が保てないうえ、靭性、熱間加工性も劣化する。なお、より好ましくは１５〜１８％である。
Ｎｉ：１．５〜１０％
Ｎｉは、保護被膜を強固にして、耐ＣＯ２腐食性、耐孔食性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める作用を有し、さらに、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。このような効果は１．５％以上の含有で認められるが、１０％を超えて含有すると所望の高強度が得られなくなり、熱間加工性も劣化する。なお、より好ましくは３〜８％である。
Ｎｉは、保護被膜を強固にして、耐ＣＯ２腐食性、耐孔食性および耐硫化物応力腐食割れ性を高める作用を有し、さらに、固溶強化により鋼の強度を増加させる元素である。このような効果は１．５％以上の含有で認められるが、１０％を超えて含有すると所望の高強度が得られなくなり、熱間加工性も劣化する。なお、より好ましくは３〜８％である。
Ｍｏ：１〜５％
Ｍｏは、Ｃｌ−による孔食に対する抵抗性を増加させる元素であり、本発明では１％以上の含有を好ましいとする。５％を超えて含有するとオーステナイトやフェライトが過大となり、所望の高強度が保てないうえ、靭性、熱間加工性も劣化する。また、金属間化合物が析出し、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性が劣化する。なお、より好ましくは２〜４％である。
Ｍｏは、Ｃｌ−による孔食に対する抵抗性を増加させる元素であり、本発明では１％以上の含有を好ましいとする。５％を超えて含有するとオーステナイトやフェライトが過大となり、所望の高強度が保てないうえ、靭性、熱間加工性も劣化する。また、金属間化合物が析出し、靭性、耐硫化物応力腐食割れ性が劣化する。なお、より好ましくは２〜４％である。
Ｎ：０．１５％以下
Ｎは、耐孔食性を著しく向上させる元素であるが、０．１５％を超える含有は、種々の窒化物を形成して靭性を劣化させる場合がある。このため、Ｎは０．１５％以下が好ましいとした。より好ましくは０．１％以下である。
Ｏ：０．００６％以下
Ｏは、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼすため、特性向上のためにはできるだけ低減することが好ましい。特に、Ｏ含有量が０．００６％を超えて多くなると、熱間加工性、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性および靭性を著しく低下させる。このため、本発明ではＯは０．００６％以下に限定することが好ましいとした。
Ｎは、耐孔食性を著しく向上させる元素であるが、０．１５％を超える含有は、種々の窒化物を形成して靭性を劣化させる場合がある。このため、Ｎは０．１５％以下が好ましいとした。より好ましくは０．１％以下である。
Ｏ：０．００６％以下
Ｏは、鋼中では酸化物として存在し、各種特性に悪影響を及ぼすため、特性向上のためにはできるだけ低減することが好ましい。特に、Ｏ含有量が０．００６％を超えて多くなると、熱間加工性、耐食性、耐硫化物応力腐食割れ性および靭性を著しく低下させる。このため、本発明ではＯは０．００６％以下に限定することが好ましいとした。
上記した基本組成に加えて、本発明では、さらにＡｌ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：３．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｗ：３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうちから選ばれた１種以上を含有することができる。
Ａｌは、強力な脱酸作用を有する元素であり、このような効果を得るためには０．００２％以上含有させることが望ましいが、０．０５％を超える含有は、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌは含有する場合は０．００２〜０．０５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０３％以下である。なお、Ａｌ無添加の場合には、不可避的不純物として０．００２％未満程度が許容される。Ａｌを０．００２％未満程度に限定すれば低温靭性が顕著に向上するという利点がある。
Ａｌは、強力な脱酸作用を有する元素であり、このような効果を得るためには０．００２％以上含有させることが望ましいが、０．０５％を超える含有は、靭性に悪影響を及ぼす。このため、Ａｌは含有する場合は０．００２〜０．０５％の範囲に限定することが好ましい。なお、より好ましくは０．０３％以下である。なお、Ａｌ無添加の場合には、不可避的不純物として０．００２％未満程度が許容される。Ａｌを０．００２％未満程度に限定すれば低温靭性が顕著に向上するという利点がある。
Ｃｕは、保護被膜を強固にして、鋼中への水素の侵入を抑制し、耐硫化物応力腐食割れ性を高める元素であり、０．５％以上の含有でその効果が顕著となるが、３．５％を超える含有は、ＣｕＳの粒界析出を招き、熱間加工性が低下する。このため、Ｃｕは３．５％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは１．０〜３．０％である。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｂはいずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。なお、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｂは、耐応力腐食割れ性を改善する元素でもある。このような効果はＮｂ：０．０３％以上、Ｖ：０．０２％以上、Ｔｉ：０．０３％以上、Ｚｒ：０．０３％以上、Ｗ：０．２％以上、Ｂ：０．０００５％以上の含有で顕著となる。一方、Ｎｂ：０．５％、Ｖ：０．５％、Ｔｉ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｗ：３％、Ｂ：０．０１％をそれぞれ超えて含有すると靭性や熱間加工性が劣化する。このため、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｗ：３％以下、Ｂ：０．０１％以下に限定することが好ましい。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｂはいずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して含有できる。なお、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｗ、Ｂは、耐応力腐食割れ性を改善する元素でもある。このような効果はＮｂ：０．０３％以上、Ｖ：０．０２％以上、Ｔｉ：０．０３％以上、Ｚｒ：０．０３％以上、Ｗ：０．２％以上、Ｂ：０．０００５％以上の含有で顕著となる。一方、Ｎｂ：０．５％、Ｖ：０．５％、Ｔｉ：０．３％、Ｚｒ：０．２％、Ｗ：３％、Ｂ：０．０１％をそれぞれ超えて含有すると靭性や熱間加工性が劣化する。このため、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｗ：３％以下、Ｂ：０．０１％以下に限定することが好ましい。
Ｃａは、ＳをＣａＳとして固定し硫化物系介在物を球状化する作用を有し、これにより介在物周囲のマトリックスの格子歪を小さくして、介在物の水素トラップ能を低下させる効果を有する。このような効果は、０．０００５％以上の含有で顕著となるが、０．０１％を超える含有は、ＣａＯの増加を招き、耐食性が低下する。このため、Ｃａは０．０１％以下の範囲に限定することが好ましい。
ＲＥＭは、高温塩化物水溶液環境中での耐ＳＣＣ性を向上する。このような効果は、０．００１％以上の含有で顕著となる。一方、過剰にＲＥＭを含有しても、その効果は飽和する。そのため、ＲＥＭ含有量の上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましいＲＥＭ含有量は０．００１〜０．０１％である。なお、本発明でいうＲＥＭとは、原子番号３９番のイットリウム（Ｙ）及び、原子番号５７番のランタン（Ｌａ）から７１番のルテチウム（Ｌｕ）までのランタノイドである。本発明によるステンレス鋼は、上述のＲＥＭのうち１種又は２種以上を含有する。したがって、ＲＥＭ含有量は、上述の複数のＲＥＭから選択された１種又は２種以上の総含有量である。
上記した成分以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
次に、本発明鋼管の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等通常公知の方法でビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼管素材を加熱し、通常のマンネスマン−プラグミル方式、あるいはマンネスマン−マンドレルミル方式の製造工程を用いて熱間加工し造管して、所望寸法の継目無鋼管とする。造管後継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。なお、プレス方式による熱間押出しで継目無鋼管を製造しても良い。
次に、本発明鋼管の製造方法について説明する。
まず、上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法、造塊−分塊圧延法等通常公知の方法でビレット等の鋼管素材とすることが好ましい。ついで、これら鋼管素材を加熱し、通常のマンネスマン−プラグミル方式、あるいはマンネスマン−マンドレルミル方式の製造工程を用いて熱間加工し造管して、所望寸法の継目無鋼管とする。造管後継目無鋼管は、空冷以上の冷却速度で室温まで冷却することが好ましい。なお、プレス方式による熱間押出しで継目無鋼管を製造しても良い。
続いて、前記継目無鋼管を８５０〜１１００℃に再加熱した後空冷以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却し、さらに続いて、２０℃以下まで冷却する焼入れ処理を施すことが好ましい。これにより、微細で高靭性のマルテンサイト組織とすることができる。また、適正量のフェライト相を含むこともできる。
焼入れ加熱温度が、８５０℃未満では、マルテンサイト部分に十分な焼が入らず、強度が低下する傾向となる。また、焼入れ加熱温度が１１００℃を超えると、組織が粗大化し、靭性が低下する。このため、焼入れ処理の加熱温度は８５０〜１１００℃とすることが好ましい。さらに、焼き入れ後の冷却停止温度が室温では、室温の変化で残留オーステナイト分率が変動する場合があり、機械的性質のばらつきの原因となるため、２０℃以下の一定温度まで冷却することが好ましい。より好ましくは１０℃以下の一定温度まで冷却する。
焼入れ加熱温度が、８５０℃未満では、マルテンサイト部分に十分な焼が入らず、強度が低下する傾向となる。また、焼入れ加熱温度が１１００℃を超えると、組織が粗大化し、靭性が低下する。このため、焼入れ処理の加熱温度は８５０〜１１００℃とすることが好ましい。さらに、焼き入れ後の冷却停止温度が室温では、室温の変化で残留オーステナイト分率が変動する場合があり、機械的性質のばらつきの原因となるため、２０℃以下の一定温度まで冷却することが好ましい。より好ましくは１０℃以下の一定温度まで冷却する。
焼入れ処理を施された継目無鋼管は、ついで、４５０〜７００℃の温度に加熱され、空冷以上の冷却速度で冷却される焼戻し処理を施されることが好ましい。７００℃以下好ましくは４５０℃以上の温度に加熱し、焼戻しすることにより、組織は焼戻しマルテンサイト相、あるいは更に少量のフェライト相およびオーステナイト相とからなる組織となり、所望の高強度と更には所望の高靭性、所望の優れた耐食性を有する継目無鋼管となる。
表１に示す組成を有する鋼管素材を熱間加工により造管し、造管後空冷して、外径８３．８ｍｍ×肉厚１２．７ｍｍの継目無鋼管とした。得られた継目無鋼管をそれぞれ表２に示した温度に加熱後室温まで空冷または水冷する焼入れ処理（従来例、比較例）と、前記焼入れ処理後本発明の低温冷却設備を用いて１０℃まで冷却する処理（本発明例）と、を実施した後、それぞれ表２に示した温度で焼戻し処理を行った各鋼管から試験片を採取し、残留オーステナイト分率と引張特性を調査した。その結果を表２に示す。ここで、残留オーステナイト分率は、Ｘ線回折法を用いて測定した回折Ｘ線積分強度から換算した。
本発明例は、比較例に対し、降伏強さのばらつきが小さく、顕著に改善されていることが明らかである。なお、Ｃｒ含有量が１３％と低い従来例であるＡ鋼の場合はＭｆ点が室温より大幅に高く、従来の熱処理方法でも引張特性のばらつきは僅かであった。
１ 焼入れ加熱炉
２ 焼入れ設備
３ 熱処理搬送ライン（兼冷却床）
４ 低温冷却設備
５ 焼戻し加熱炉
２ 焼入れ設備
３ 熱処理搬送ライン（兼冷却床）
４ 低温冷却設備
５ 焼戻し加熱炉
Claims (6)
- 圧延ラインの下工程に焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を配置する継目無鋼管のオンライン熱処理設備列において、前記焼入れ設備と前記焼戻し加熱炉の間に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備を配置し、焼戻し処理前に被熱処理鋼管を２０℃以下に冷却することを特徴とする高強度ステンレス鋼管の製造方法。
- 前記高強度ステンレス鋼管が、質量％で、Ｃ：０．００５〜０．０５％、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．２〜１．８％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１４〜２０％、Ｎｉ：１．５〜１０％、Ｍｏ：１〜５％、Ｎ：０．１５％以下、Ｏ：０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる組成を有し、該高強度ステンレス鋼管に、前記焼入れ加熱炉で８５０〜１０００℃に再加熱した後空冷以上の冷却速度で５０℃以下まで冷却し、続いて、前記低温冷却設備で２０℃以下まで冷却した後、前記焼戻し加熱炉で４５０〜７００℃の温度に加熱する焼戻し処理を施すことを特徴とする請求項１に記載の高強度ステンレス鋼管の製造方法。
- 前記組成に加えて、質量％で、Ａｌ：０．００２〜０．０５％、Ｃｕ：３．５％以下、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｒ：０．２％以下、Ｗ：３％以下、Ｂ：０．０１％以下、Ｃａ：０．０１％以下、ＲＥＭ：０．１％以下のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする請求項２に記載の高強度ステンレス鋼管の製造方法。
- 圧延ラインの下工程に焼入れ加熱炉、焼入れ設備、および焼戻し加熱炉を配置する継目無鋼管のオンライン熱処理設備列であって、前記焼入れ設備と前記焼戻し加熱炉の間に介設された熱処理搬送ラインの一端または一部に２０℃以下に冷却可能な低温冷却設備を配置したことを特徴とする前記高強度ステンレス鋼管を製造するための熱処理設備列。
- 前記低温冷却設備が１０℃以下の温度まで冷却可能な設備であり、焼戻し処理前に被熱処理鋼管を１０℃以下の温度まで冷却することを特徴とする請求項１〜３に記載の高強度ステンレス鋼管の製造方法。
- 前記低温冷却設備が１０℃以下の温度まで冷却可能な設備であることを特徴とする請求項４に記載の前記高強度ステンレス鋼管を製造するための熱処理設備列。
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