JP5589965B2 - Austenitic stainless steel pipe manufacturing method and austenitic stainless steel pipe - Google Patents

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本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法及びオーステナイト系ステンレス鋼管に関する。   The present invention relates to a method for producing an austenitic stainless steel pipe and an austenitic stainless steel pipe.

火力発電プラントや化学工業プラントでは、高効率に発電できる設備が要求される。高効率な発電を得るためには、蒸気を高温高圧化することが有効である。しかしながら、蒸気の高温高圧化により、プラント内のボイラの熱交換機等の温度は上昇する。したがって、これらのプラントに利用される鋼管は、高温強度、特に、高温クリープ強度を求められる。   Thermal power plants and chemical industrial plants require equipment that can generate power with high efficiency. In order to obtain highly efficient power generation, it is effective to increase the temperature and pressure of the steam. However, due to the high temperature and high pressure of steam, the temperature of the boiler heat exchanger and the like in the plant rises. Therefore, steel pipes used in these plants are required to have high temperature strength, particularly high temperature creep strength.

これらの鋼管はさらに、耐水蒸気酸化性を求められる。耐水蒸気酸化性が低い鋼管が高温高圧の水蒸気に曝された場合、その表面に水蒸気酸化スケールが形成される。鋼管表面から剥離した水蒸気酸化スケールは、たとえば、ボイラ内のタービンブレードを傷つけたり、熱交換機の管内に蓄積したりする。したがって、これらのプラントに利用される鋼管は、優れた高温クリープ強度を要求されるだけでなく、優れた耐水蒸気酸化性も要求される。   These steel pipes are further required to have steam oxidation resistance. When a steel pipe having low resistance to steam oxidation is exposed to steam at high temperature and pressure, a steam oxidation scale is formed on the surface. The steam oxidation scale peeled off from the surface of the steel pipe, for example, damages the turbine blade in the boiler or accumulates in the pipe of the heat exchanger. Therefore, steel pipes used in these plants are required not only to have excellent high temperature creep strength but also to have excellent steam oxidation resistance.

オーステナイト系ステンレス鋼は、フェライト系ステンレス鋼よりも優れた高温クリープ強度及び高温耐食性を有する。しかしながら、従来のオーステナイト系ステンレス鋼管には、耐水蒸気酸化性のさらなる改善が要求されている。   Austenitic stainless steel has high temperature creep strength and high temperature corrosion resistance superior to ferritic stainless steel. However, the conventional austenitic stainless steel pipe is required to further improve the steam oxidation resistance.

そこで、高温クリープ強度及び耐水蒸気酸化性を高めるオーステナイト系ステンレス鋼管が特公平5−69885号公報(特許文献1)及び特開2003−268503号公報(特許文献2)に提案されている。   Therefore, austenitic stainless steel pipes that improve high-temperature creep strength and steam oxidation resistance are proposed in Japanese Patent Publication No. 5-69885 (Patent Document 1) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-268503 (Patent Document 2).

特許文献1では、オーステナイト系ステンレス鋼にTi及びNbを含有する。そして、オーステナイト系ステンレス鋼に対して、1200〜1350℃で軟化処理を実施する。軟化処理後、オーステナイト系ステンレス鋼を500℃/hr以上の冷却速度で冷却する。冷却後、20〜90%の冷間加工を実施する。冷間加工後、軟化処理よりも30℃以上低い温度でオーステナイト系ステンレス鋼を加熱する。以上の工程により製造されたオーステナイト系ステンレス鋼は、細粒組織を有する。そのため、耐水蒸気酸化性に優れると特許文献1には記載されている。また、Ti及びNbの炭化物が微細析出することにより、細粒組織であっても優れたクリープ強度が得られると記載されている。   In Patent Document 1, austenitic stainless steel contains Ti and Nb. And a softening process is implemented with respect to austenitic stainless steel at 1200-1350 degreeC. After the softening treatment, the austenitic stainless steel is cooled at a cooling rate of 500 ° C./hr or more. After cooling, 20-90% cold working is performed. After the cold working, the austenitic stainless steel is heated at a temperature lower by 30 ° C. or more than the softening treatment. The austenitic stainless steel manufactured by the above process has a fine grain structure. Therefore, it is described in patent document 1 that it is excellent in steam oxidation resistance. Moreover, it is described that excellent creep strength can be obtained even when the fine grain structure is obtained by fine precipitation of carbides of Ti and Nb.

特許文献2では、オーステナイト系ステンレス鋼管内に、Tiを均一に分散析出させ、粒度番号が7以上の細粒組織を得る。熱処理時、オーステナイト系ステンレス鋼管内では、Tiを核としてその周りにNb炭窒化物が析出した複合析出物が均一に分散生成する。これにより、オーステナイト系ステンレス鋼管のクリープ強度及び耐水蒸気酸化性を高めることができると特許文献2には記載されている。 In Patent Document 2, Ti 2 O 3 is uniformly dispersed and precipitated in an austenitic stainless steel pipe to obtain a fine grain structure having a particle size number of 7 or more. In the austenitic stainless steel pipe during the heat treatment, composite precipitates in which Nb carbonitride is precipitated around Ti 2 O 3 as a nucleus are uniformly dispersed and formed. It is described in Patent Document 2 that the creep strength and steam oxidation resistance of the austenitic stainless steel pipe can thereby be increased.

特公平5−69885号公報Japanese Patent Publication No. 5-69885 特開2003−268503号公報JP 2003-268503 A

特許文献1及び特許文献2に開示されたオーステナイト系ステンレス鋼は、いずれも細粒組織とすることにより耐水蒸気酸化性を高める。   The austenitic stainless steels disclosed in Patent Literature 1 and Patent Literature 2 are both made to have a fine grain structure, thereby improving the steam oxidation resistance.

ところで、米国機械学会(ASME)は、SA213−TP347HやSA213M−TP347Hとして、圧力容器用又はボイラ用のオーステナイト系ステンレス鋼を規格する。これらの規格は、固溶強化による高温クリープ強度を担保する条件として、オーステナイト結晶粒度を粒度番号で7以下とすることを規定する。   Incidentally, the American Society of Mechanical Engineers (ASME) standardizes austenitic stainless steel for pressure vessels or boilers as SA213-TP347H and SA213M-TP347H. These standards stipulate that the austenite grain size is 7 or less in terms of grain size number as a condition for ensuring high temperature creep strength by solid solution strengthening.

特許文献1及び2のオーステナイト系ステンレス鋼管は、上述のとおり、細粒組織を有する。つまり、特許文献1及び2は、上述の規格と異なる方法で高温クリープ強度を得ることを提案している。しかしながら、ASMEの規格に適合し、かつ、耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管を提供できる方が好ましい。   The austenitic stainless steel pipes of Patent Documents 1 and 2 have a fine grain structure as described above. That is, Patent Documents 1 and 2 propose obtaining high temperature creep strength by a method different from the above-mentioned standard. However, it is preferable to be able to provide an austenitic stainless steel pipe that conforms to the ASME standard and is excellent in steam oxidation resistance.

本発明の目的は、高温クリープ強度及び耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法を提供することである。   An object of the present invention is to provide a method for producing an austenitic stainless steel pipe excellent in high-temperature creep strength and steam oxidation resistance.

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法は、質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.10〜2.20%、Cr:15.00〜22.00%、Ni:8.00〜14.00%、Nb:8×[C(%)]+0.03〜0.85%、B:0.0005〜0.0050%、及び、N:0.0400〜0.1000%を含有し、残部はFe及び不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼素材を準備する工程と、素材を1190℃以上に加熱する工程と、加熱された素材に対して熱間加工を実施して素管を製造する工程と、素管に対して、式(1)で定義される断面減少率が20%以上となる冷間加工を実施する工程と、冷間加工された素管を、1230〜1260℃に加熱し、かつ、700〜1230℃までを1000秒以内で昇温する工程と、素管を1230℃〜1260℃で2分以上均熱してオーステナイト系ステンレス鋼管とする工程とを備える。
断面減少率=100−(冷間加工後の素管の断面積/冷間加工前の素管の断面積)×100(%) (1)
ここで、[C(%)]には、C含有量(質量%)が代入される。
The manufacturing method of the austenitic stainless steel pipe by this invention is the mass%, C: 0.04-0.08%, Si: 0.10-0.90%, Mn: 1.10-2.20%, Cr : 15.00 to 22.00%, Ni: 8.00 to 14.00%, Nb: 8 x [C (%)] + 0.03 to 0.85%, B: 0.0005 to 0.0050% , And N: containing 0.0400 to 0.1000%, the balance being a step of preparing an austenitic stainless steel material made of Fe and impurities, a step of heating the material to 1190 ° C. or higher, and a heated material A step of manufacturing a raw pipe by performing hot working on the base, a step of performing cold working on the raw pipe with a cross-section reduction rate defined by the formula (1) of 20% or more, The cold-worked tube is heated to 1230 to 1260 ° C. and 70 And a step of raising the temperature up to ~1230 ° C. within 1000 seconds, more than two minutes the mother tube at 1230 ℃ ~1260 ℃ soaked with a step of the austenitic stainless steel tube.
Cross-sectional reduction rate = 100− (cross-sectional area of the tube after cold working / cross-sectional area of the tube before cold working) × 100 (%) (1)
Here, C content (mass%) is substituted for [C (%)].

本発明による製造方法は、高温クリープ強度及び耐水蒸気酸化性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼管を製造することができる。   The production method according to the present invention can produce an austenitic stainless steel pipe excellent in high-temperature creep strength and steam oxidation resistance.

上記素材はさらに、Feの一部に代えて、Cu:0.80%以下、及び、Mo:0.80%以下の1種以上を含有してもよい。   The material may further contain one or more of Cu: 0.80% or less and Mo: 0.80% or less, instead of part of Fe.

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管は、質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.10〜2.20%、Ni:8.00〜14.00%、Cr:15.00〜22.00%、Nb:8×[C]+0.03〜0.85%、B:0.0005〜0.0050%、及び、N:0.0400〜0.1000%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、JIS G0551に規定される方法で測定されるオーステナイト結晶粒の粒度番号において、最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒の面積率が20%未満であり、少なくとも最大頻度の粒度番号が4.0以上7.0未満である。   The austenitic stainless steel pipe by this invention is the mass%, C: 0.04-0.08%, Si: 0.10-0.90%, Mn: 1.10-2.20%, Ni: 8. 00-14.00%, Cr: 15.00-22.00%, Nb: 8 × [C] + 0.03-0.85%, B: 0.0005-0.0050%, and N: 0 0.0400 to 0.1000%, the balance is Fe and impurities, and the austenite grain size number measured by the method defined in JIS G0551 is 3 or more from the grain number having the highest frequency. The area ratio of crystal grains having different particle size numbers is less than 20%, and at least the maximum frequency particle size number is 4.0 or more and less than 7.0.

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管は、優れた耐水蒸気酸化性及び高温クリープ強度を有する。   The austenitic stainless steel pipe according to the present invention has excellent steam oxidation resistance and high temperature creep strength.

図1は、本発明による製造方法での各製造工程における鋼組織の模式図である。FIG. 1 is a schematic view of a steel structure in each manufacturing process in the manufacturing method according to the present invention. 図2は、図1と異なる製造方法での各製造工程における鋼組織の模式図である。FIG. 2 is a schematic view of a steel structure in each manufacturing process using a manufacturing method different from that in FIG. 図3は、図1及び図2と異なる製造方法での各製造工程における鋼組織の模式図である。FIG. 3 is a schematic view of a steel structure in each manufacturing process by a manufacturing method different from those in FIGS. 1 and 2. 図4は、図1〜図3と異なる製造方法での各製造工程における鋼組織の模式図である。FIG. 4 is a schematic view of a steel structure in each manufacturing process using a manufacturing method different from that shown in FIGS.

以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。なお、元素の含有量の「%」は、質量%を意味する。   Hereinafter, embodiments of the present invention will be described in detail with reference to the drawings. In addition, “%” of the element content means mass%.

本発明者は、オーステナイト系ステンレス鋼管の耐水蒸気酸化性及び高温クリープ強度について調査及び検討した。その結果、本発明者は以下の知見を得た。   The inventor investigated and examined the steam oxidation resistance and the high temperature creep strength of the austenitic stainless steel pipe. As a result, the present inventor obtained the following knowledge.

(A)鋼組織が混粒であれば、耐水蒸気酸化性が低下しやすい。混粒とは、JIS G0551に規定される方法で測定されるオーステナイト結晶粒度番号において、最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒の面積率が20%以上の鋼組織を意味する。一方、整粒とは、最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒の面積率が、20%未満の鋼組織を意味する。以降、鋼組織のうち、最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒からなる領域を、「サブ領域」という。また、鋼組織のうち、サブ領域以外の領域を「メイン領域」という。混粒の場合、サブ領域の面積率が20%以上になる。   (A) If the steel structure is a mixed grain, the steam oxidation resistance tends to decrease. Mixed grain is a steel having an area ratio of 20% or more of grains having a grain number different from the grain having the largest frequency by 3 or more in the austenite grain size number measured by the method defined in JIS G0551. Means an organization. On the other hand, the term “sized” means a steel structure in which the area ratio of crystal grains having a grain number different by 3 or more from crystal grains having the largest frequency is less than 20%. Hereinafter, in the steel structure, a region composed of crystal grains having a particle size number that differs by 3 or more from the crystal particles having the maximum frequency is referred to as “sub-region”. Further, a region other than the sub region in the steel structure is referred to as a “main region”. In the case of mixed grains, the area ratio of the sub-region is 20% or more.

(B)整粒の場合、少なくともメイン領域のオーステナイト結晶粒度番号が7.0未満であれば、高温クリープ強度に優れる。一方、メイン領域のオーステナイト結晶粒度が4.0未満であれば、耐水蒸気酸化性が低い。したがって、優れた高温クリープ強度及び耐水蒸気酸化性を得るために、少なくともメイン領域のオーステナイト結晶粒度番号を4.0以上7.0未満にするのが好ましい。換言すれば、少なくとも最大頻度の粒度番号が4.0以上7.0未満である。   (B) In the case of sized particles, if at least the austenite grain size number in the main region is less than 7.0, the high temperature creep strength is excellent. On the other hand, if the austenite grain size in the main region is less than 4.0, the steam oxidation resistance is low. Therefore, in order to obtain excellent high temperature creep strength and steam oxidation resistance, it is preferable to set the austenite grain size number of at least the main region to 4.0 or more and less than 7.0. In other words, the granularity number of at least the maximum frequency is 4.0 or more and less than 7.0.

混粒では、メイン領域及びサブ領域の一方が、粒度番号の大きい小粒部となり、他方が、粒度番号の小さい大粒部となる。鋼組織が混粒である場合、大粒部において局所的に粗大な水蒸気酸化スケールが生成されやすく、耐水蒸気酸化性が低下する。粗大な水蒸気酸化スケールは剥離しやすい。特に、粒度番号が4.0未満の大粒部が面積率で20%以上であれば、粗大な水蒸気酸化スケールが生成されやすく、耐水蒸気酸化性が低下する。   In the mixed grain, one of the main region and the sub region is a small particle portion having a large particle size number, and the other is a large particle portion having a small particle number number. When the steel structure is a mixed grain, a locally coarse steam oxidation scale is likely to be generated in the large grain part, and the steam oxidation resistance is lowered. Coarse steam oxidation scale is easy to peel off. In particular, if the large particle portion having a particle size number of less than 4.0 is 20% or more in terms of area ratio, a coarse steam oxidation scale is easily generated, and the steam oxidation resistance is lowered.

(C)以上より、鋼組織が整粒であり、少なくともメイン領域の粒度番号が4.0以上7.0未満であれば、オーステナイト系ステンレス鋼管は優れた耐水蒸気酸化性及び高温クリープ強度を有する。   (C) From the above, if the steel structure is sized and at least the particle size number of the main region is 4.0 or more and less than 7.0, the austenitic stainless steel pipe has excellent steam oxidation resistance and high temperature creep strength. .

(D)本発明のオーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法は次のとおりである。上述の化学組成の素材(スラブ、ビレット又はインゴット)を用いて、熱間加工工程、冷間加工工程及び、熱処理工程の順に実施する。熱間加工工程では、素材を加熱し、加熱された素材に対して熱間加工を実施して素管を製造する。冷間加工工程では、素管を冷間加工して、再結晶の駆動源となる歪みを鋼中に導入する。熱処理工程では、導入された歪みにより再結晶を起こす。各製造工程について次の製造条件を満たせば、上記(C)に示す鋼組織のオーステナイト系ステンレス鋼管が得られる。   (D) The manufacturing method of the austenitic stainless steel pipe of the present invention is as follows. Using the material (slab, billet, or ingot) having the above-described chemical composition, the hot working process, the cold working process, and the heat treatment process are performed in this order. In the hot working process, the raw material is heated, and hot processing is performed on the heated raw material to manufacture a raw tube. In the cold working process, the raw tube is cold worked to introduce strain into the steel, which is a driving source for recrystallization. In the heat treatment step, recrystallization occurs due to the introduced strain. If the following production conditions are satisfied for each production process, an austenitic stainless steel pipe having a steel structure shown in (C) above is obtained.

(E)熱間加工工程では、素材(鋼片又は鋼塊)を1190℃以上に加熱する。素材内にはNb炭化物、Nb窒化物、及び、Nb炭窒化物の1種以上(以下、Nb炭化物等という)が含まれる。加熱温度が1190℃未満である場合、これらのNb炭化物等が固溶しきれず、鋼中に残存する。残存したNb炭化物等は粗大であるため、熱処理工程においてピンニング粒子として作用しにくい。そのため、熱処理により生成された再結晶粒が過度に成長し、鋼組織の結晶粒度番号が4.0未満になったり、鋼組織が混粒になる。   (E) In the hot working step, the material (steel piece or ingot) is heated to 1190 ° C. or higher. The material includes one or more of Nb carbide, Nb nitride, and Nb carbonitride (hereinafter referred to as Nb carbide or the like). When the heating temperature is less than 1190 ° C., these Nb carbides and the like cannot be completely dissolved and remain in the steel. Since the remaining Nb carbide and the like are coarse, they hardly act as pinning particles in the heat treatment step. Therefore, recrystallized grains generated by heat treatment grow excessively, and the grain size number of the steel structure becomes less than 4.0, or the steel structure becomes mixed.

(F)冷間加工工程では、冷間加工時の断面減少率を20%以上にする。断面減少率は式(1)で定義される。
断面減少率=100−(冷間加工後の素管の断面積/冷間加工前の素管の断面積)×100(%) (1)
ここで、冷間加工前後の断面積の単位はmmである。
(F) In the cold working step, the cross-sectional reduction rate during cold working is set to 20% or more. The cross-sectional reduction rate is defined by equation (1).
Cross-sectional reduction rate = 100− (cross-sectional area of the tube after cold working / cross-sectional area of the tube before cold working) × 100 (%) (1)
Here, the unit of cross-sectional area before and after the cold working is mm 2.

冷間加工時の断面減少率が20%未満であれば、鋼中に導入される歪み量が少なすぎる。そのため、熱処理工程において再結晶が十分に起こらない。その結果、鋼組織の結晶粒度番号が4.0未満になったり、鋼組織が混粒になったりする。   If the cross-sectional reduction rate during cold working is less than 20%, the amount of strain introduced into the steel is too small. Therefore, sufficient recrystallization does not occur in the heat treatment process. As a result, the grain size number of the steel structure becomes less than 4.0, or the steel structure becomes mixed.

(G)熱処理工程では、素管を熱処理温度まで加熱し、熱処理温度で均熱する。熱処理温度は1230〜1260℃とする。さらに、素管を加熱するとき、700〜1230℃までの昇温時間を1000秒以内にする。昇温過程において、素管温度が700℃以上になると、鋼中にNb炭化物等が析出する。700〜1230℃までの昇温時間が長すぎれば、析出したNb炭化物等の一部が凝集して粗大化する。そのため、鋼中に粗大なNb炭化物等と微細なNb炭化物等とが混在する。微細なNb炭化物等はピンニング粒子として作用する。そのため、鋼組織のうち微細なNb炭化物等を含む領域では、再結晶が起こったときに結晶粒の成長が抑制され、鋼組織が微細化される。一方、粗大なNb炭化物等はピンニング粒子として作用しにくい。そのため、粗大Nb炭化物等を含む領域の結晶粒は粗大化する。以上の結果、鋼組織が混粒になりやすくなる。   (G) In the heat treatment step, the raw tube is heated to the heat treatment temperature and soaked at the heat treatment temperature. The heat treatment temperature is set to 1230 to 1260 ° C. Furthermore, when heating the raw tube, the temperature raising time up to 700 to 1230 ° C. is set within 1000 seconds. In the temperature raising process, when the tube temperature becomes 700 ° C. or higher, Nb carbide and the like are precipitated in the steel. If the temperature rising time up to 700 to 1230 ° C. is too long, a part of the precipitated Nb carbide or the like aggregates and becomes coarse. Therefore, coarse Nb carbides and fine Nb carbides are mixed in the steel. Fine Nb carbides and the like act as pinning particles. Therefore, in a region containing fine Nb carbide or the like in the steel structure, the growth of crystal grains is suppressed when recrystallization occurs, and the steel structure is refined. On the other hand, coarse Nb carbide or the like hardly acts as pinning particles. Therefore, the crystal grains in the region containing coarse Nb carbide and the like are coarsened. As a result, the steel structure tends to be mixed.

700〜1230℃までの昇温時間が1000秒以内であれば、Nb炭化物等の凝集及び粗大化を抑制できる。さらに、均熱時間を2分以上にする。これにより、再結晶の発生と、微細なNb炭化物等のピンニング効果とにより、適切なサイズのオーステナイト結晶粒(粒度番号4.0以上7.0未満)を生成することができ、かつ、鋼組織が整粒になる。   If the temperature rising time from 700 to 1230 ° C. is within 1000 seconds, aggregation and coarsening of Nb carbide and the like can be suppressed. Further, the soaking time is set to 2 minutes or more. Thereby, austenite crystal grains having an appropriate size (grain size number 4.0 or more and less than 7.0) can be generated by the occurrence of recrystallization and the pinning effect of fine Nb carbide and the like, and the steel structure Becomes sized.

以上の知見に基づいて、本発明者らは本発明を完成した。以下、本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管について説明する。   Based on the above findings, the present inventors have completed the present invention. Hereinafter, the austenitic stainless steel pipe according to the present invention will be described.

[化学組成]
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管は、以下の化学組成を有する。
[Chemical composition]
The austenitic stainless steel pipe according to the present invention has the following chemical composition.

C:0.04〜0.08%
炭素(C)は、オーステナイト系ステンレス鋼の高温引張強度及び高温クリープ強度を高める。Cはさらに、Nbと結合してNb炭化物及び/又はNb炭窒化物を生成し、結晶粒の過度の粗大化を抑制する。一方、Cが過剰に含有されれば、Nb炭化物及び/又はNb炭窒化物が過剰に生成されたり、粗大化する。そのため、結晶粒が過度に微細化したり、鋼組織が混粒になる。その結果、鋼の耐水蒸気酸化性が低下したり、高温クリープ強度が低下する。したがって、C含有量は、0.04〜0.08%である。好ましいC含有量の下限は、0.04%よりも高く、さらに好ましくは、0.05%以上であり、さらに好ましくは、0.06%以上である。好ましいC含有量の上限は、0.08%未満である。
C: 0.04 to 0.08%
Carbon (C) increases the high temperature tensile strength and high temperature creep strength of austenitic stainless steel. Further, C combines with Nb to generate Nb carbide and / or Nb carbonitride, and suppresses excessive coarsening of crystal grains. On the other hand, if C is excessively contained, Nb carbide and / or Nb carbonitride is excessively generated or coarsened. For this reason, crystal grains become excessively fine or the steel structure becomes mixed grains. As a result, the steam oxidation resistance of the steel decreases and the high temperature creep strength decreases. Therefore, the C content is 0.04 to 0.08%. The minimum of preferable C content is higher than 0.04%, More preferably, it is 0.05% or more, More preferably, it is 0.06% or more. The upper limit of preferable C content is less than 0.08%.

Si:0.10〜0.90%
シリコン(Si)は、鋼を脱酸する。一方、Siが過剰に含有されれば、鋼の加工性が低下する。したがって、Si含有量は、0.10〜0.90%である。好ましいSi含有量の下限は、0.10%よりも高く、さらに好ましくは、0.15%以上であり、さらに好ましくは、0.20%である。好ましいSi含有量の上限は、0.90%未満であり、さらに好ましくは、0.80%以下であり、さらに好ましくは0.75%以下である。
Si: 0.10-0.90%
Silicon (Si) deoxidizes steel. On the other hand, if Si is contained excessively, the workability of steel is lowered. Therefore, the Si content is 0.10 to 0.90%. The minimum of preferable Si content is higher than 0.10%, More preferably, it is 0.15% or more, More preferably, it is 0.20%. The upper limit of the Si content is preferably less than 0.90%, more preferably 0.80% or less, and still more preferably 0.75% or less.

Mn:1.10〜2.20%
マンガン(Mn)は、鋼中の不純物である硫黄(S)と結合してMnSを形成し、鋼の熱間加工性を高める。一方、Mnが過剰に含有されれば、鋼の靭性が低下する。したがって、Mn含有量は、1.10〜2.20%である。好ましいMn含有量の下限は、1.10%よりも高く、さらに好ましくは、1.10%以上であり、さらに好ましくは、1.20%以上である。好ましいMn含有量の上限は、2.20%未満であり、さらに好ましくは、2.00%以下であり、さらに好ましくは、1.70%以下である。
Mn: 1.10 to 2.20%
Manganese (Mn) combines with sulfur (S), which is an impurity in steel, to form MnS, thereby improving the hot workability of steel. On the other hand, if Mn is contained excessively, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 1.10 to 2.20%. The minimum of preferable Mn content is higher than 1.10%, More preferably, it is 1.10% or more, More preferably, it is 1.20% or more. The upper limit of the preferable Mn content is less than 2.20%, more preferably 2.00% or less, and further preferably 1.70% or less.

Cr:15.00〜22.00%
クロム(Cr)は、オーステナイト系ステンレス鋼の耐酸化性、耐水蒸気酸化性及び耐食性を高める。一方、Crはフェライトを安定化する元素である。そのため、Crが過剰に含有されれば、オーステナイト組織の安定性が低下する。Crが過剰に含有されれば、オーステナイト組織を安定化するために、高価なNiを多く含有しなければならない。したがって、Cr含有量は、15.00〜22.00%である。好ましいCr含有量は、15.00%よりも高く、さらに好ましくは、16.00%以上であり、さらに好ましくは、17.00%以上である。好ましいCr含有量の上限は、22.00%未満であり、さらに好ましくは、21.00%以下であり、さらに好ましくは、19.00%以下である。
Cr: 15.00-22.00%
Chromium (Cr) improves the oxidation resistance, steam oxidation resistance and corrosion resistance of austenitic stainless steel. On the other hand, Cr is an element that stabilizes ferrite. Therefore, if Cr is excessively contained, the stability of the austenite structure is lowered. If Cr is excessively contained, a large amount of expensive Ni must be contained in order to stabilize the austenite structure. Therefore, the Cr content is 15.00 to 22.00%. The preferred Cr content is higher than 15.00%, more preferably 16.00% or more, and even more preferably 17.00% or more. The upper limit of the preferable Cr content is less than 22.00%, more preferably 21.00% or less, and still more preferably 19.00% or less.

Ni:8.00〜14.00%
ニッケル(Ni)は、オーステナイト組織を安定化する。Niはさらに、鋼の耐食性を高める。しかしながら、Niが過剰に含有されれば、鋼の高温クリープ強度が低下する。したがって、Ni含有量は、8.00〜14.00%である。好ましいNi含有量の下限は、8.00%よりも高く、さらに好ましくは、8.25%以上であり、さらに好ましくは、8.50%以上である。好ましいNi含有量の上限は、14.00%未満であり、さらに好ましくは、13.50%以下であり、さらに好ましくは、13.00%以下である。
Ni: 8.00 to 14.00%
Nickel (Ni) stabilizes the austenite structure. Ni further enhances the corrosion resistance of the steel. However, if Ni is contained excessively, the high temperature creep strength of the steel is lowered. Therefore, the Ni content is 8.00 to 14.00%. The lower limit of the Ni content is preferably higher than 8.00%, more preferably 8.25% or more, and still more preferably 8.50% or more. The upper limit of the preferable Ni content is less than 14.00%, more preferably 13.50% or less, and still more preferably 13.00% or less.

Nb:8×[C(%)]+0.03〜0.85%
ニオブ(Nb)は、C及び/又はNと結合して、Nb炭化物、Nb窒化物、Nb炭窒化物の1種以上(Nb炭化物等)を形成する。Nb炭化物等は、結晶粒の過度の粗大化を抑制し、鋼の耐水蒸気酸化性を高める。Nbはさらに、固溶強化により鋼の高温クリープ強度を高める。一方、Nbが過剰に含有されれば、微細なNb炭化物等が過剰に生成され、固溶したNbが少なくなる。そのため、高温クリープ強度が低下する。この場合、鋼組織が過度に微細化され、粒度番号が7.0以上になる。Nbが過剰に含有されれば、微細なNb炭化物等とともに、粗大なNb炭化物等が生成される場合もある。この場合、鋼組織が混粒になり、耐水蒸気酸化性が低下する場合がある。したがって、Nb含有量は、8×[C(%)]+0.03〜0.85%である。ここで、[C(%)]にはC含有量(質量%)が代入される。好ましいNb含有量の下限は、8×[C(%)]+0.05%以上である。好ましいNb含有量の上限は、0.85%未満であり、さらに好ましくは、0.80%以下であり、さらに好ましくは、0.60%以下である。
Nb: 8 × [C (%)] + 0.03-0.85%
Niobium (Nb) combines with C and / or N to form one or more of Nb carbide, Nb nitride, Nb carbonitride (Nb carbide, etc.). Nb carbide or the like suppresses excessive coarsening of crystal grains and improves the steam oxidation resistance of steel. Nb further increases the high temperature creep strength of the steel by solid solution strengthening. On the other hand, if Nb is excessively contained, fine Nb carbides and the like are excessively generated, and the dissolved Nb is reduced. Therefore, the high temperature creep strength decreases. In this case, the steel structure is excessively refined, and the particle size number is 7.0 or more. If Nb is contained excessively, coarse Nb carbide and the like may be generated along with fine Nb carbide and the like. In this case, the steel structure may be mixed and the steam oxidation resistance may be reduced. Therefore, the Nb content is 8 × [C (%)] + 0.03 to 0.85%. Here, C content (mass%) is substituted for [C (%)]. The lower limit of the preferable Nb content is 8 × [C (%)] + 0.05% or more. The upper limit of the Nb content is preferably less than 0.85%, more preferably 0.80% or less, and still more preferably 0.60% or less.

B:0.0005〜0.0050%
ボロン(B)は、鋼中の炭窒化物中のCと置換して炭窒化物中に含有されたり、B単体で粒界に配置される。このようなBは、粒界クリープを抑制する。したがって、Bは鋼の高温クリープ強度を高める。一方、Bが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、B含有量は、0.0005〜0.0050%である。好ましいB含有量の下限は、0.0005%よりも高く、さらに好ましくは、0.0007%以上であり、さらに好ましくは、0.0010%以上である。好ましいB含有量の上限は、0.0050%未満であり、さらに好ましくは、0.0040%以下であり、さらに好ましくは、0.0030%以下である。
B: 0.0005 to 0.0050%
Boron (B) is contained in carbonitride by replacing C in carbonitride in steel, or B alone is arranged at the grain boundary. Such B suppresses grain boundary creep. Therefore, B increases the high temperature creep strength of the steel. On the other hand, if B is contained excessively, the weldability of the steel is lowered. Therefore, the B content is 0.0005 to 0.0050%. The minimum of preferable B content is higher than 0.0005%, More preferably, it is 0.0007% or more, More preferably, it is 0.0010% or more. The upper limit of the preferable B content is less than 0.0050%, more preferably 0.0040% or less, and still more preferably 0.0030% or less.

N:0.0400〜0.1000%
窒素(N)は、固溶強化により鋼の強度を高める。Nはさらに、Nbと結合して微細なNb炭窒化物及び/又はNb窒化物を形成し、鋼組織の過度の粗粒化を抑制する。さらに、Nb炭窒化物及び/又はNb窒化物は、鋼を析出強化する。一方、Nが過剰に含有されれば、粗大なNb炭窒化物及び/又はNb窒化物が形成され、鋼組織が粗粒化しやすくなる。鋼組織が過度に粗粒化されれば、鋼の耐水蒸気酸化性が低下する。したがって、N含有量は、0.0400〜0.1000%である。好ましいN含有量の下限は、0.0400%よりも高く、さらに好ましくは、0.0450%以上であり、さらに好ましくは、0.0500%以上である。好ましいN含有量の上限は、0.1000%未満であり、さらに好ましくは、0.0900%以下であり、さらに好ましくは、0.0800%以下である。
N: 0.0400 to 0.1000%
Nitrogen (N) increases the strength of the steel by solid solution strengthening. N further binds to Nb to form fine Nb carbonitride and / or Nb nitride, and suppresses excessive coarsening of the steel structure. Furthermore, Nb carbonitride and / or Nb nitride precipitates and strengthens the steel. On the other hand, if N is contained excessively, coarse Nb carbonitride and / or Nb nitride is formed, and the steel structure is easily coarsened. If the steel structure is excessively coarsened, the steam oxidation resistance of the steel decreases. Therefore, the N content is 0.0400 to 0.1000%. The minimum of preferable N content is higher than 0.0400%, More preferably, it is 0.0450% or more, More preferably, it is 0.0500% or more. The upper limit of preferable N content is less than 0.1000%, More preferably, it is 0.0900% or less, More preferably, it is 0.0800% or less.

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管の残部は、Fe及び不純物である。不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。   The balance of the austenitic stainless steel pipe according to the present invention is Fe and impurities. Impurities are elements mixed from ore and scrap used as a raw material for steel, or the environment of the manufacturing process, etc., and are allowed within a range that does not adversely affect the present invention.

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管はさらに、Feの一部に代えて、Cu:0.80%以下及びMo:0.80%以下からなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の高温クリープ強度を高める。   The austenitic stainless steel pipe according to the present invention may further contain one or more selected from the group consisting of Cu: 0.80% or less and Mo: 0.80% or less, instead of part of Fe. All of these elements increase the high temperature creep strength of the steel.

Cu:0.80%以下
銅(Cu)は選択元素である。Cuは鋼に固溶して、鋼の高温クリープ強度を高める。一方、Cuが過剰に含有されれば、鋼の靭性、延性及び加工性が低下する。したがって、Cu含有量は、0.80%以下である。Cuが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。好ましいCu含有量の下限は、0.03%以上であり、さらに好ましくは、0.05%以上である。好ましいCu含有量の上限は、0.80%未満であり、さらに好ましくは、0.70%以下であり、さらに好ましくは、0.50%以下である。
Cu: 0.80% or less Copper (Cu) is a selective element. Cu dissolves in the steel and increases the high temperature creep strength of the steel. On the other hand, if Cu is contained excessively, the toughness, ductility and workability of the steel are lowered. Therefore, the Cu content is 0.80% or less. If Cu is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. The minimum of preferable Cu content is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more. The upper limit of the preferable Cu content is less than 0.80%, more preferably 0.70% or less, and still more preferably 0.50% or less.

Mo:0.80%以下
モリブデン(Mo)は選択元素である。Moは鋼に固溶して、鋼の高温クリープ強度を高める。一方、Moが過剰に含有されれば、シグマ相等の金属間化合物が生成され、鋼の強度及び靭性が低下する。したがって、Mo含有量は、0.80%以下である。Moが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。好ましいMo含有量の下限は、0.03%以上であり、さらに好ましくは、0.05%以上である。好ましいMo含有量の上限は、0.80%未満であり、さらに好ましくは、0.70%以下であり、さらに好ましくは、0.50%以下である。
Mo: 0.80% or less Molybdenum (Mo) is a selective element. Mo dissolves in steel and increases the high temperature creep strength of the steel. On the other hand, if Mo is excessively contained, an intermetallic compound such as a sigma phase is generated, and the strength and toughness of the steel are lowered. Therefore, the Mo content is 0.80% or less. If Mo is contained even a little, the above effect can be obtained to some extent. The minimum of preferable Mo content is 0.03% or more, More preferably, it is 0.05% or more. The upper limit of the preferable Mo content is less than 0.80%, more preferably 0.70% or less, and still more preferably 0.50% or less.

[鋼組織]
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管は、上述の化学組成とともに、次の鋼組織を有する。
[Steel structure]
The austenitic stainless steel pipe by this invention has the following steel structures with the above-mentioned chemical composition.

鋼組織は整粒である。整粒又は混粒の判断は、以下の方法に基づく。オーステナイト系ステンレス鋼管から顕微鏡観察用の試験片を採取する。採取された試験片を用いて、JIS G0551(2005)に規定される結晶粒度の顕微鏡試験方法を実施し、オーステナイト結晶粒度番号を評価する。具体的には、試験片の表面を、周知の腐食液(グリセレジア、カーリング試薬、マーブル試薬等)を用いて腐食し、表面の結晶粒界を現出させる。腐食された表面上の10視野において、各視野の結晶粒度番号を求める。各視野の面積は、1.53mmである。JIS G0551(2005)の7.1.2に規定された結晶粒度標準図との比較により、各視野における結晶粒度番号を評価する。 The steel structure is sized. The determination of sizing or mixing is based on the following method. A specimen for microscopic observation is taken from an austenitic stainless steel tube. Using the collected test piece, a microscopic test method for crystal grain size defined in JIS G0551 (2005) is performed, and the austenite grain size number is evaluated. Specifically, the surface of the test piece is corroded using a well-known corrosive liquid (glyceridia, curling reagent, marble reagent, etc.), and surface grain boundaries appear. For 10 fields on the corroded surface, determine the grain size number for each field. The area of each visual field is 1.53 mm 2 . The grain size number in each field of view is evaluated by comparison with the grain size standard diagram defined in 7.1.2 of JIS G0551 (2005).

全10視野の総面積のうち、全10視野中の最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒の面積率が5%未満である場合、つまり、全10視野の総面積に対するサブ領域の総面積(以下、単にサブ領域の面積率という)が5%未満である場合、サブ領域が発生していないと判断する。この場合、各視野において1つの粒度番号を評価する。具体的には、各視野において最大頻度を持つ粒度番号を、その視野の粒度番号と評価する。そして、10視野で評価した粒度番号の平均を、オーステナイト結晶粒度と定義する。   Of the total area of all 10 fields of view, when the area ratio of the grains having a grain number different from the grain number having the maximum frequency in all 10 fields of view is less than 5%, that is, When the total area of the sub-region with respect to the total area (hereinafter simply referred to as the area ratio of the sub-region) is less than 5%, it is determined that no sub-region has occurred. In this case, one granularity number is evaluated in each field of view. Specifically, the granularity number having the maximum frequency in each visual field is evaluated as the granularity number of the visual field. And the average of the particle size number evaluated by 10 visual fields is defined as an austenite crystal grain size.

全10視野中の最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒の面積率が、全10視野の総面積の5%以上である場合、つまり、サブ領域の面積率が5%以上である場合、その鋼組織は、メイン領域とサブ領域とを含むと判断する。この場合、各視野において、メイン領域の粒度番号と、サブ領域の粒度番号とをそれぞれ評価する。このとき、視野によっては、サブ領域が存在しない場合もある。その場合、その視野の粒度番号は、メイン領域の粒度番号と定義する。10視野のうち、メイン領域の粒度番号の平均を、メイン領域の粒度番号と定義する。そして、10視野中測定されたサブ領域の粒度番号の平均を、サブ領域の粒度番号と定義する。   When the area ratio of crystal grains having a grain size number different by 3 or more from the crystal grains having the largest frequency in all 10 fields of view is 5% or more of the total area of all 10 fields of view, that is, the area ratio of the sub-region Is 5% or more, it is determined that the steel structure includes a main region and a sub region. In this case, the granularity number of the main area and the granularity number of the sub area are evaluated in each field of view. At this time, depending on the field of view, there may be no sub-region. In that case, the granularity number of the visual field is defined as the granularity number of the main area. Of the 10 fields of view, the average grain size number of the main area is defined as the grain number of the main area. And the average of the particle size number of the sub-region measured in 10 visual fields is defined as the particle size number of the sub-region.

本発明のオーステナイト系ステンレス鋼管では、鋼組織が整粒である。つまり、サブ領域の面積率が20%未満である。さらに、少なくともメイン領域の粒度番号は4.0以上7.0未満である。少なくともメイン領域の粒度番号が7.0未満であれば、鋼組織中の80%よりも大きい領域の粒度番号が7.0未満になる。したがって、高温クリープ強度は十分に得られる。また、メイン領域の粒度番号が4.0以上であるため、優れた耐水蒸気酸化性が得られる。   In the austenitic stainless steel pipe of the present invention, the steel structure is sized. That is, the area ratio of the sub-region is less than 20%. Further, at least the grain size number of the main region is 4.0 or more and less than 7.0. If the particle size number of the main region is at least less than 7.0, the particle size number of the region larger than 80% in the steel structure is less than 7.0. Therefore, sufficient high temperature creep strength can be obtained. Moreover, since the particle size number of the main region is 4.0 or more, excellent steam oxidation resistance can be obtained.

鋼組織が整粒である場合、サブ領域の粒度番号が4.0未満であっても、メイン領域の粒度番号が4.0以上7.0未満であれば、優れた耐水蒸気酸化性が得られる。サブ結晶粒領域の好ましい面積率は、10%以下であり、さらに好ましくは、5%以下である。この場合、耐水蒸気酸化性がさらに優れる。   When the steel structure is sized, even if the particle size number of the sub region is less than 4.0, if the particle size number of the main region is 4.0 or more and less than 7.0, excellent steam oxidation resistance is obtained. It is done. A preferable area ratio of the sub-crystal grain region is 10% or less, and more preferably 5% or less. In this case, the steam oxidation resistance is further improved.

鋼組織が整粒であっても、メイン領域の結晶粒度が7.0以上である場合、高温クリープ強度が低くなる。さらに、メイン領域の結晶粒度が4.0未満である場合、耐水蒸気酸化性が低くなる。   Even if the steel structure is sized, if the crystal grain size in the main region is 7.0 or more, the high temperature creep strength is low. Furthermore, when the crystal grain size of the main region is less than 4.0, the steam oxidation resistance is lowered.

さらに、鋼組織が混粒である場合、つまり、サブ領域の面積率が20%以上である場合、メイン領域の結晶粒度番号が4.0以上7.0未満の範囲内であっても、耐水蒸気酸化性又は高温クリープ強度が低くなる。具体的には、サブ領域の結晶粒度番号が4.0未満である場合、耐水蒸気酸化性が低下する。また、サブ領域の粒度番号が7.0以上の場合、高温クリープ強度が低下する。   Further, when the steel structure is a mixed grain, that is, when the area ratio of the sub-region is 20% or more, even if the grain size number of the main region is in the range of 4.0 or more and less than 7.0, Steam oxidation property or high temperature creep strength is lowered. Specifically, when the grain size number of the sub-region is less than 4.0, the steam oxidation resistance is lowered. Further, when the particle size number of the sub-region is 7.0 or more, the high temperature creep strength is lowered.

本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管は、上述の鋼組織を得るために、次に示す製造方法により製造される。   The austenitic stainless steel pipe according to the present invention is manufactured by the following manufacturing method in order to obtain the above steel structure.

[製造方法]
本発明によるオーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法では、初めに、素材を準備する(準備工程)。次に、素材に対して熱間加工を実施して素管を製造する(熱間加工工程)。次に、熱間加工後の素管に対して冷間加工を実施する(冷間加工工程)。次に、冷間加工後の素管に対して熱処理を実施する(熱処理工程)。以上の工程により、オーステナイト系ステンレス鋼管を製造する。以下、各製造工程の詳細を説明する。
[Production method]
In the method for manufacturing an austenitic stainless steel pipe according to the present invention, first, a material is prepared (preparation step). Next, the raw material is subjected to hot working to produce a raw pipe (hot working process). Next, cold working is performed on the raw tube after hot working (cold working step). Next, heat treatment is performed on the raw tube after the cold working (heat treatment step). An austenitic stainless steel pipe is manufactured by the above process. Details of each manufacturing process will be described below.

[準備工程]
上述の化学組成を有する溶鋼を製造する。溶鋼をアルゴン脱炭法(AOD)、真空酸素脱炭法(VOD)、又は他の精錬法により精錬してもよい。溶鋼から素材を製造する。素材は鋼塊又は鋼片である。鋼片はたとえば、スラブ、ブルーム、ビレット等である。たとえば、連続鋳造法により溶鋼を鋼片にする。又は、造塊法により溶鋼を鋼塊にする。スラブ、ブルーム又は鋼塊を熱間加工して、ビレットを製造してもよい。
[Preparation process]
A molten steel having the above chemical composition is produced. The molten steel may be refined by an argon decarburization method (AOD), a vacuum oxygen decarburization method (VOD), or other refining methods. Manufacture materials from molten steel. The material is a steel ingot or a steel piece. The slab is, for example, a slab, bloom, billet or the like. For example, the molten steel is made into a steel piece by a continuous casting method. Alternatively, the molten steel is made into a steel ingot by the ingot-making method. Slabs, blooms or steel ingots may be hot worked to produce billets.

[熱間加工工程]
準備された素材に対して熱間加工を実施し、素管を製造する。熱間加工工程では初めに、素材を加熱する。このとき、加熱温度は1190℃以上である。準備工程で製造された素材は、内部に粗大なNb炭化物等を含有する。素材を1190℃以上に加熱することにより、Nb炭化物等を固溶する。熱間加工工程での加熱により、Nb炭化物等が固溶されれば、熱処理工程の昇温過程において微細なNb炭化物等が適切量析出する。そのため、鋼組織が整粒になり、かつ、少なくともメイン領域の結晶粒度が4.0以上7.0未満になる。
[Hot working process]
The raw material is hot-worked on the prepared material to produce a raw tube. In the hot working process, the material is first heated. At this time, heating temperature is 1190 degreeC or more. The raw material manufactured in the preparation process contains coarse Nb carbide and the like inside. By heating the material to 1190 ° C. or higher, Nb carbide or the like is dissolved. If Nb carbide or the like is dissolved by heating in the hot working process, an appropriate amount of fine Nb carbide or the like is precipitated in the temperature rising process of the heat treatment process. Therefore, the steel structure is sized, and at least the crystal grain size of the main region is 4.0 or more and less than 7.0.

加熱温度が低すぎれば、素材中のNb炭化物等の一部が固溶せずに残存する。この場合、熱処理工程でNb炭窒化物等が十分に析出しない。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼管の結晶流度が4.0未満となる場合が生じる。   If the heating temperature is too low, a part of the Nb carbide or the like in the material remains without being dissolved. In this case, Nb carbonitride or the like is not sufficiently precipitated in the heat treatment step. Therefore, the crystal flow rate of the austenitic stainless steel pipe may be less than 4.0.

好ましい加熱温度の下限は、1190℃よりも高く、さらに好ましくは、1200℃以上である。加熱温度が高すぎると、横切疵が発生しやすくなる。したがって、好ましい加熱温度の上限は、1300℃以下であり、さらに好ましくは、1280℃以下である。   The minimum of the preferable heating temperature is higher than 1190 degreeC, More preferably, it is 1200 degreeC or more. If the heating temperature is too high, crosscutting will easily occur. Therefore, the upper limit of the preferable heating temperature is 1300 ° C. or less, and more preferably 1280 ° C. or less.

上述の加熱温度で素材を十分に加熱した後、素材に対して熱間加工を実施して素管を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。熱間押出でもよい。熱間穿孔して素管を製造してもよい。好ましくは、熱間加工は、熱間押出である。好ましくは、熱間加工後の素管を空冷よりも速い温度で冷却する。好ましくは、熱間加工された素管を水冷する。   After the material is sufficiently heated at the above-described heating temperature, hot processing is performed on the material to manufacture a raw tube. The hot working may be hot rolling or hot forging. Hot extrusion may be used. The base tube may be manufactured by hot drilling. Preferably, the hot working is hot extrusion. Preferably, the raw tube after hot working is cooled at a temperature faster than air cooling. Preferably, the hot-worked element tube is water-cooled.

[冷間加工工程]
熱間加工して製造された素管に対して、冷間加工を実施する。冷間加工はたとえば、冷間圧延や冷間引抜である。
[Cold working process]
Cold working is performed on the base tube manufactured by hot working. Cold working is, for example, cold rolling or cold drawing.

冷間加工では、式(1)で定義される断面減少率を、20%以上にする。
断面減少率=100−(加工後の素管の断面積/加工前の素管の断面積)×100(%) (1)
In cold working, the cross-sectional reduction rate defined by the formula (1) is set to 20% or more.
Cross-sectional reduction rate = 100− (cross-sectional area of unprocessed pipe / cross-sectional area of unprocessed pipe) × 100 (%) (1)

冷間加工の断面減少率を20%以上にすれば、素管に多くの歪みを導入することができる。導入された歪み(転位)は再結晶の核になる。そのため、熱処理工程において均一な再結晶が起こりやすく、整粒が得られやすい。   If the cross-sectional reduction rate of cold working is set to 20% or more, many strains can be introduced into the raw tube. The introduced strain (dislocation) becomes the nucleus of recrystallization. Therefore, uniform recrystallization is likely to occur in the heat treatment step, and sized particles are easily obtained.

一方、断面減少率が20%未満であれば、素管に導入される歪みが少なすぎる。そのため、不均一な再結晶が起こり、混粒になりやすい。   On the other hand, if the cross-sectional reduction rate is less than 20%, the strain introduced into the blank tube is too small. Therefore, non-uniform recrystallization occurs and tends to be mixed grains.

好ましい断面減少率は、20%よりも高く、さらに好ましくは22%以上であり、さらに好ましくは、25%以上である。一方、断面減少率が高すぎれば、冷間加工設備への負担が大きくなる。したがって、好ましい断面減少率の上限は、80%以下である。   A preferable cross-sectional reduction rate is higher than 20%, more preferably 22% or more, and further preferably 25% or more. On the other hand, if the cross-section reduction rate is too high, the burden on the cold working equipment increases. Therefore, the upper limit of the preferable cross-section reduction rate is 80% or less.

[熱処理工程]
冷間加工後の素管に対して、熱処理を実施する。熱処理では、初めに素管を熱処理温度まで加熱する(昇温工程)。次に、素管を熱処理温度で均熱する(均熱工程)。均熱後、素管を空冷よりも速い冷却速度で冷却して、オーステナイト系ステンレス鋼管とする。好ましくは、均熱後の素管を水冷する。以下、昇温工程及び均熱工程について詳述する。
[Heat treatment process]
Heat treatment is performed on the raw tube after cold working. In the heat treatment, the raw tube is first heated to a heat treatment temperature (temperature raising step). Next, the base tube is soaked at a heat treatment temperature (soaking step). After soaking, the base tube is cooled at a cooling rate faster than air cooling to obtain an austenitic stainless steel tube. Preferably, the soaking tube is water-cooled. Hereinafter, the temperature raising step and the soaking step will be described in detail.

[昇温工程]
昇温工程では初めに、素管を熱処理炉に装入する。次に、熱処理炉内で素管を熱処理温度まで加熱する。本発明における熱処理温度は1230〜1260℃である。熱処理温度が1230℃未満であれば、再結晶粒が成長しにくい。そのため、少なくともメイン領域の結晶粒度が7.0以上になる。一方、熱処理温度が1260℃を超えれば、再結晶粒が過度に成長して、少なくともメイン領域の結晶粒度が4.0未満になる。
[Temperature raising process]
In the temperature raising step, first, the raw tube is charged into a heat treatment furnace. Next, the raw tube is heated to a heat treatment temperature in a heat treatment furnace. The heat treatment temperature in the present invention is 1230 to 1260 ° C. If the heat treatment temperature is less than 1230 ° C., recrystallized grains are difficult to grow. Therefore, the crystal grain size of at least the main region is 7.0 or more. On the other hand, if the heat treatment temperature exceeds 1260 ° C., the recrystallized grains grow excessively and at least the crystal grain size in the main region becomes less than 4.0.

さらに、昇温過程において、700〜1230℃までの昇温時間を1000秒以内とする。昇温過程において、素管温度が700℃以上になると、鋼中にNb炭化物等が析出する。700〜1230℃までの昇温時間が長すぎれば、析出したNb炭化物等の一部が凝集して粗大化する。そのため、鋼中に粗大なNb炭化物等と微細なNb炭化物等とが混在する。微細なNb炭化物等を含む領域の結晶粒は微細化され、粗大なNb炭化物等を含む領域の結晶粒は粗大化する。そのため、鋼組織が混粒になりやすい。また、サブ領域の結晶粒度が4.0未満になりやすい。その結果、耐水蒸気酸化性が低下する。   Furthermore, in the temperature raising process, the temperature raising time up to 700 to 1230 ° C. is set within 1000 seconds. In the temperature raising process, when the tube temperature becomes 700 ° C. or higher, Nb carbide and the like are precipitated in the steel. If the temperature rising time up to 700 to 1230 ° C. is too long, a part of the precipitated Nb carbide or the like aggregates and becomes coarse. Therefore, coarse Nb carbides and fine Nb carbides are mixed in the steel. The crystal grains in the region containing fine Nb carbide or the like are refined, and the crystal grains in the region containing coarse Nb carbide or the like are coarsened. Therefore, the steel structure tends to be mixed. In addition, the grain size of the sub-region tends to be less than 4.0. As a result, the steam oxidation resistance decreases.

700〜1230℃までの昇温時間が1000秒以内であれば、Nb炭化物等の凝集及び粗大化を抑制できる。そのため、鋼組織が整粒され、少なくともメイン領域の粒度番号が4.0以上7.0未満になる。後述する均熱時間が10分未満である場合、好ましい昇温時間は750秒以下である。この場合、鋼組織内のサブ領域の面積率が5%以下になる。   If the temperature rising time from 700 to 1230 ° C. is within 1000 seconds, aggregation and coarsening of Nb carbide and the like can be suppressed. Therefore, the steel structure is sized, and at least the main region has a particle size number of 4.0 or more and less than 7.0. When the soaking time described later is less than 10 minutes, the preferred temperature raising time is 750 seconds or less. In this case, the area ratio of the sub-region in the steel structure is 5% or less.

[均熱工程]
昇温工程により熱処理温度(1230〜1260℃)に加熱された素管を、熱処理温度で2分以上均熱する。これにより、再結晶粒を適切なサイズに成長させることができ、結晶粒が過度に微細になるのを抑制できる。均熱時間が2分未満であれば、再結晶粒が大きく成長しにくい。そのため、メイン領域又は全領域の結晶粒度が7.0以上になる。
[Soaking process]
The base tube heated to the heat treatment temperature (1230 to 1260 ° C.) by the temperature raising step is soaked at the heat treatment temperature for 2 minutes or more. Thereby, the recrystallized grains can be grown to an appropriate size, and the crystal grains can be prevented from becoming excessively fine. If the soaking time is less than 2 minutes, the recrystallized grains are large and difficult to grow. Therefore, the crystal grain size of the main region or the entire region becomes 7.0 or more.

好ましい均熱時間の下限は、2分以上である。好ましい均熱時間の下限は、10分以上である。好ましい均熱時間の上限は、35分以内であり、さらに好ましくは、30分以内である。   The lower limit of the preferable soaking time is 2 minutes or more. A preferable lower limit of the soaking time is 10 minutes or more. The upper limit of the preferable soaking time is 35 minutes or less, and more preferably 30 minutes or less.

[製造工程中の鋼組織]
図1は、上述の製造工程中の鋼組織の模式図である。図1中のS1の鋼組織は、熱間加工工程での鋼組織を示す。S2は冷間加工工程での鋼組織を示す。S3は熱処理工程での鋼組織を示す。S4は製造されたオーステナイト系ステンレス鋼管の鋼組織を示す。
[Steel structure during manufacturing process]
FIG. 1 is a schematic view of a steel structure during the manufacturing process described above. The steel structure of S1 in FIG. 1 indicates the steel structure in the hot working process. S2 shows the steel structure in the cold working process. S3 indicates the steel structure in the heat treatment step. S4 shows the steel structure of the manufactured austenitic stainless steel pipe.

図1を参照して、熱間加工工程S1において、加熱温度を1190℃以上にする。このとき、素材中の鋼組織では、Nb炭化物等10のほとんどが固溶し、一部がわずかに残存する。つまり、鋼組織は、複数の結晶粒1と、わずかに残存するNb炭化物等10とを含む。   Referring to FIG. 1, in the hot working step S1, the heating temperature is set to 1190 ° C. or higher. At this time, in the steel structure in the raw material, most of the Nb carbide 10 and the like are solid-dissolved, and a part remains slightly. That is, the steel structure includes a plurality of crystal grains 1 and slightly remaining Nb carbide 10 or the like.

続いて、冷間加工工程S2において、20%以上の断面減少率で素管に対して冷間加工を実施する。このとき、結晶粒1内に多くの歪み(転位)11が導入される。続いて、熱間加工工程S3において、素管を1230〜1260℃に加熱し、かつ、700〜1230℃までの昇温時間を1000秒以内とする。そして、均熱時間を2分以上とする。この場合、図1のS3に示すとおり、加熱により適切な量のNb炭化物等10が析出し、ピンニング粒子として作用する。さらに、冷間加工工程で導入された歪みを核として再結晶が起こり、再結晶粒12が形成される。Nb炭化物等及び上述の熱処理温度で2分以上均熱することにより、S4に示すとおり、結晶粒20を含む鋼組織が整粒になり、かつ、少なくともメイン結晶粒領域又は全領域の結晶粒度番号が4.0以上7.0未満になる。   Subsequently, in the cold working step S2, cold working is performed on the raw tube with a cross-sectional reduction rate of 20% or more. At this time, many strains (dislocations) 11 are introduced into the crystal grains 1. Subsequently, in the hot working step S3, the raw tube is heated to 1230 to 1260 ° C., and the temperature rising time from 700 to 1230 ° C. is set to 1000 seconds or less. And soaking time shall be 2 minutes or more. In this case, as shown in S3 of FIG. 1, an appropriate amount of Nb carbide 10 or the like is precipitated by heating and acts as pinning particles. Further, recrystallization occurs with the strain introduced in the cold working step as a nucleus, and recrystallized grains 12 are formed. By soaking at Nb carbide or the like and the above heat treatment temperature for 2 minutes or more, as shown in S4, the steel structure including the crystal grains 20 is sized, and at least the main crystal grain region or the crystal grain size number of the entire region Becomes 4.0 or more and less than 7.0.

[熱間加工工程の加熱温度が低い場合]
熱間加工工程S1の加熱温度が1190℃未満である場合、図2に示すとおり、熱間加工工程S1での素管中には、多くのNb炭化物等10が残存する。この場合、熱処理工程S3の昇温過程において、微細なNb炭化物10等が十分に析出しない。熱間加工工程S1から残存する粗大なNb炭化物等10の一部は、昇温過程において固溶するが、そのほとんどは残存する。粗大なNb炭化物等10はピンニング粒子として作用しない。そのため、熱処理工程S3で生成された再結晶粒12は過度に粗大化する。そのため、S4に示すとおり、オーステナイト系ステンレス鋼管の鋼組織は、4.0未満の結晶粒度を含む混粒になりやすい。そのため、鋼の耐水蒸気酸化性は低い。
[When the heating temperature in the hot working process is low]
When the heating temperature in the hot working step S1 is less than 1190 ° C., as shown in FIG. 2, a large amount of Nb carbide 10 or the like remains in the raw tube in the hot working step S1. In this case, fine Nb carbide 10 or the like is not sufficiently precipitated in the temperature raising process of the heat treatment step S3. A part of the coarse Nb carbide 10 remaining from the hot working step S1 is dissolved in the temperature rising process, but most of it remains. Coarse Nb carbide or the like 10 does not act as pinning particles. Therefore, the recrystallized grains 12 generated in the heat treatment step S3 are excessively coarsened. Therefore, as shown in S4, the steel structure of the austenitic stainless steel pipe tends to be a mixed grain containing a crystal grain size of less than 4.0. Therefore, the steam oxidation resistance of steel is low.

[冷間加工工程での断面減少率が低い場合]
図3を参照して、冷間加工工程S2での断面減少率が20%未満である場合、冷間加工工程S2で導入される歪み11の量が少なすぎる。そのため、熱処理工程S3で十分な量の再結晶粒12が生成しにくい。この場合、既存の結晶粒1が再結晶粒12と結合してさらに粗大化し、S4に示すように、鋼組織が混粒になりやすく、かつ、一部の結晶粒度が4.0未満になりやすい。そのため、鋼の耐水蒸気酸化性は低い。
[When the cross-section reduction rate in the cold working process is low]
Referring to FIG. 3, when the cross-sectional reduction rate in cold working step S2 is less than 20%, the amount of strain 11 introduced in cold working step S2 is too small. Therefore, it is difficult to generate a sufficient amount of recrystallized grains 12 in the heat treatment step S3. In this case, the existing crystal grains 1 are combined with the recrystallized grains 12 to be further coarsened, and as shown in S4, the steel structure is likely to be mixed, and some of the crystal grain sizes become less than 4.0. Cheap. Therefore, the steam oxidation resistance of steel is low.

[熱処理工程での昇温時間が長い場合]
図4を参照して、熱処理工程S3での昇温時間が1000秒を超える場合、加熱中に析出したNb炭化物等10の一部が凝集して粗大化する。そのため、鋼中に粗大なNb炭化物等10と微細なNb炭化物等10とが混在する。さらに、再結晶が進み、多くの再結晶粒12が生成、成長する。そのため、S4に示すとおり、鋼組織が混粒になりやすく、かつ、その一部の結晶粒度が4.0未満になりやすい。そのため、鋼の耐水蒸気酸化性は低い。
[When temperature rise time in heat treatment process is long]
Referring to FIG. 4, when the temperature rising time in heat treatment step S <b> 3 exceeds 1000 seconds, a part of Nb carbide 10 and the like precipitated during heating is aggregated and coarsened. Therefore, coarse Nb carbides 10 and fine Nb carbides 10 are mixed in the steel. Furthermore, recrystallization progresses, and many recrystallized grains 12 are generated and grown. Therefore, as shown in S4, the steel structure tends to be mixed, and the crystal grain size of a part thereof tends to be less than 4.0. Therefore, the steam oxidation resistance of steel is low.

種々の化学組成を有する素材を用いて、種々の製造条件で複数のオーステナイト系ステンレス鋼管を製造した。そして、製造された各鋼管のオーステナイト結晶粒度番号と、耐水蒸気酸化性とを評価した。   A plurality of austenitic stainless steel pipes were manufactured under various manufacturing conditions using materials having various chemical compositions. And the austenite grain size number of each manufactured steel pipe and steam oxidation resistance were evaluated.

[調査方法]
表1に示す化学組成を有する番号1〜18の鋼を電気炉により溶解した。溶鋼をアルゴン脱炭法(AOD)及び真空酸素脱炭法(VOD)により精錬した。精錬された溶鋼をインゴットに製造した。インゴットを熱間鍛造して、直径175mmの丸ビレットを製造した。
[Investigation method]
Steel Nos. 1 to 18 having chemical compositions shown in Table 1 were melted by an electric furnace. The molten steel was refined by an argon decarburization method (AOD) and a vacuum oxygen decarburization method (VOD). Refined molten steel was produced in ingots. The ingot was hot forged to produce a round billet having a diameter of 175 mm.

表1中の各元素記号欄(C、Si、Mn、Cr、Ni、Nb、B、N、Cu及びMo)には、各番号の鋼中の対応する元素の含有量(質量%)が記入されている。各番号の化学組成の表1に記載された元素以外の残部は、Fe及び不純物である。表中の「−」は、対応する元素含有量が含有されなかった(不純物レベルであった)ことを示す。   In each element symbol column (C, Si, Mn, Cr, Ni, Nb, B, N, Cu and Mo) in Table 1, the content (mass%) of the corresponding element in the steel of each number is entered. Has been. The balance other than the elements described in Table 1 of the chemical composition of each number is Fe and impurities. “-” In the table indicates that the corresponding element content was not contained (impurity level).

表1を参照して、番号1〜8及び13〜18の化学組成は、いずれも本発明の化学組成の範囲内であった。一方、番号9〜12の化学組成は、本発明の化学組成の範囲外であった。   Referring to Table 1, the chemical compositions of numbers 1 to 8 and 13 to 18 were all within the range of the chemical composition of the present invention. On the other hand, the chemical compositions of numbers 9 to 12 were outside the range of the chemical composition of the present invention.

番号1〜18の丸ビレットを表1に示す加熱温度(表1中の「熱間加工、加熱温度」欄を参照)で加熱した。加熱された丸ビレットに対して熱間押出を実施して素管を製造した。製造された素管に対して、冷間加工(冷間圧延又は冷間引抜)を実施した。冷間加工時の断面減少率を式(1)を用いて求めた。求めた断面減少率(%)を表1中の「冷間加工、断面減少率」欄に示す。冷間加工後、素管に対して熱処理を実施した。熱処理における700〜1230℃までの昇温時間(秒)、均熱時間(分)及び熱処理温度(℃)は、表1に記載のとおりであった。ただし、番号17の均熱温度は、1220℃であったため、番号17の昇温時間は、700〜1220℃までの昇温時間とした。   The round billets of numbers 1 to 18 were heated at the heating temperature shown in Table 1 (see the column “Hot Processing, Heating Temperature” in Table 1). The raw round billet was hot-extruded to produce a blank tube. Cold processing (cold rolling or cold drawing) was performed on the manufactured raw tube. The cross-sectional reduction rate during cold working was determined using equation (1). The obtained cross-sectional reduction rate (%) is shown in the column “Cold working, cross-sectional reduction rate” in Table 1. After the cold working, the base tube was heat treated. Table 1 shows the temperature raising time (seconds), the soaking time (minutes), and the heat treatment temperature (° C.) from 700 to 1230 ° C. in the heat treatment. However, since the soaking temperature of No. 17 was 1220 ° C, the heating time of No. 17 was set to 700 to 1220 ° C.

以上の製造工程により、表1の「管寸法」欄に記載の外径(mm)及び肉厚(mm)のオーステナイト系ステンレス鋼管を製造した。   By the above manufacturing process, an austenitic stainless steel pipe having an outer diameter (mm) and a wall thickness (mm) described in the “Pipe Dimensions” column of Table 1 was manufactured.

製造された番号1〜18のオーステナイト系ステンレス鋼管に対して、以下の試験を実施した。   The following tests were implemented with respect to the manufactured austenitic stainless steel pipes of Nos. 1-18.

[結晶粒度の顕微鏡試験]
各番号のオーステナイト系ステンレス鋼管から顕微鏡観察用の試験片を採取した。採取された試験片を用いてJIS G0551(2005)に規定される結晶粒度の顕微鏡試験方法に基づいて、各試験番号の結晶粒度を求めた。具体的には、試験片の表面を、周知の腐食液を用いて腐食し、結晶粒界を現出させた。上述に記載のとおり、腐食された表面上の10視野において、JIS G0551の7.1.2に規定された結晶粒度標準図との比較による評価方法に基づいて、オーステナイト結晶粒度番号を評価した。鋼組織がメイン領域とサブ領域とを含む場合、上述の方法により、メイン領域の粒度番号と、サブ領域の粒度番号とをそれぞれ評価した。さらに、メイン領域の面積率(%)と、サブ領域の面積率(%)とを求めた。
[Microscopic examination of grain size]
Test specimens for microscopic observation were collected from each number of austenitic stainless steel tubes. Based on the microscopic test method for crystal grain size defined in JIS G0551 (2005), the crystal grain size of each test number was determined using the collected test pieces. Specifically, the surface of the test piece was corroded using a well-known corrosive solution, and crystal grain boundaries were revealed. As described above, the austenite grain size number was evaluated in 10 fields of view on the corroded surface based on the evaluation method by comparison with the grain size standard diagram defined in 7.1.2 of JIS G0551. When the steel structure includes a main region and a sub region, the particle size number of the main region and the particle number of the sub region were evaluated by the above-described method. Further, the area ratio (%) of the main region and the area ratio (%) of the sub region were obtained.

[耐水蒸気酸化性試験]
各番号のオーステナイト系ステンレス鋼管を、650℃の水蒸気酸化雰囲気中に500時間曝した。水蒸気酸化雰囲気の溶存酸素濃度は100ppbであった。試験後の鋼管内面の腐食減量(mg/cm)を求めた。
[Steam oxidation resistance test]
Each number of austenitic stainless steel pipes was exposed to a steam oxidation atmosphere at 650 ° C. for 500 hours. The dissolved oxygen concentration in the steam oxidation atmosphere was 100 ppb. The corrosion weight loss (mg / cm 2 ) of the inner surface of the steel pipe after the test was determined.

[試験結果]
試験結果を表2に示す。
[Test results]
The test results are shown in Table 2.

表2中の「粒度番号」欄には、各番号の鋼組織の結晶粒度番号が記載される。対応する番号の粒度番号欄に上下に2つの結晶粒度が記載される場合、鋼組織がメイン領域とサブ領域とを有することを意味する。この場合、粒度番号欄の上段にメイン領域の粒度番号が記載され、下段にサブ領域の粒度番号が記載される。「面積率」欄には、鋼組織がメイン領域とサブ領域とを含む場合の各領域の面積率(%)が記載される。上段にはメイン領域の面積率が記載され、下段にはサブ領域の面積率が記載される。鋼組織がサブ領域を含まない場合、「面積率」欄には、「−」が記載される。「腐食減量」欄には、耐水蒸気酸化性試験により得られた腐食減量(mg/cm)が記載される。 In the “grain number” column in Table 2, the grain size number of the steel structure of each number is described. When two crystal grain sizes are described in the upper and lower sides in the corresponding grain number column, it means that the steel structure has a main region and a sub region. In this case, the granularity number of the main area is described in the upper part of the granularity number column, and the granularity number of the sub area is described in the lower part. In the “area ratio” column, the area ratio (%) of each region when the steel structure includes a main region and a sub region is described. The upper area describes the area ratio of the main region, and the lower section describes the area ratio of the sub-region. When the steel structure does not include a sub-region, “−” is described in the “area ratio” column. In the “Corrosion weight loss” column, the corrosion weight loss (mg / cm 2 ) obtained by the steam oxidation resistance test is described.

表2を参照して、番号1〜8の化学組成はいずれも本発明の範囲内であった。さらに、番号1〜8の熱間加工工程での加熱温度、冷間加工工程での断面減少率、熱処理工程での昇温時間、熱処理温度及び均熱時間はいずれも、本発明の範囲内であった。そのため、番号1〜8のオーステナイト系ステンレス鋼管の鋼組織は整粒であった。番号2、3、5、6及び8の鋼組織はサブ領域を有さず、粒度番号は高温クリープ強度を担保する4.0以上7.0未満であった。さらに、これらの番号の腐食減量は20mg/cm以下であり、優れた耐水蒸気酸化性を示した。 Referring to Table 2, the chemical compositions of numbers 1 to 8 were all within the scope of the present invention. Furthermore, the heating temperature in the hot working steps of Nos. 1 to 8, the cross-section reduction rate in the cold working step, the temperature rising time in the heat treatment step, the heat treatment temperature and the soaking time are all within the scope of the present invention. there were. Therefore, the steel structure of the austenitic stainless steel pipes numbered 1 to 8 was sized. The steel structures of Nos. 2, 3, 5, 6, and 8 did not have subregions, and the grain size numbers were 4.0 or more and less than 7.0 that ensure high temperature creep strength. Furthermore, the corrosion weight loss of these numbers was 20 mg / cm 2 or less, indicating excellent steam oxidation resistance.

番号1、4及び7の鋼組織はメイン領域とサブ領域とを有したものの、メイン領域の粒度番号は、高温クリープ強度が担保される4.0以上7.0未満の範囲内であった。また、腐食減量は20mg/cm以下であり、優れた耐水蒸気酸化性を示した。なお、番号4では均熱時間が10分未満であり、かつ、昇温時間が本発明の上限(1000秒)であったため、サブ領域の面積率が5%を超えた。一方、番号1〜3は、均熱時間が10分未満であったものの、昇温時間が750秒以下であったため、サブ領域の面積率が5%以下(0%を含む)であった。 Although the steel structures of Nos. 1, 4 and 7 had a main region and a sub region, the particle size number of the main region was in the range of 4.0 or more and less than 7.0 where high temperature creep strength was ensured. Moreover, the corrosion weight loss was 20 mg / cm 2 or less, and showed excellent steam oxidation resistance. In No. 4, since the soaking time was less than 10 minutes and the temperature rising time was the upper limit (1000 seconds) of the present invention, the area ratio of the sub-region exceeded 5%. On the other hand, in Nos. 1 to 3, although the soaking time was less than 10 minutes, the temperature rising time was 750 seconds or less, so the area ratio of the sub-region was 5% or less (including 0%).

一方、番号9のC含有量は、本発明のC含有量の上限を超えた。そのため、鋼組織はメイン領域とサブ領域とを含み、メイン領域の粒度番号が7.0以上であった。Nb炭化物等が過剰に析出し、再結晶時に再結晶粒の成長が抑制されたためと考えられる。試験番号10のNb含有量は、本発明のNb含有量の下限未満であった。そのため、粒度番号は4.0未満であった。そのため、腐食減量が20mg/cmを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。熱処理工程において、ピンンング粒子となるNb炭化物等の析出が不足し、結晶粒が過度に粗大化したためと考えられる。 On the other hand, the C content of No. 9 exceeded the upper limit of the C content of the present invention. Therefore, the steel structure includes a main region and a sub region, and the grain size number of the main region is 7.0 or more. This is probably because Nb carbide or the like precipitated excessively and the growth of recrystallized grains was suppressed during recrystallization. The Nb content of Test No. 10 was less than the lower limit of the Nb content of the present invention. Therefore, the particle size number was less than 4.0. Therefore, the corrosion weight loss exceeded 20 mg / cm 2 and the steam oxidation resistance was low. In the heat treatment step, it is considered that precipitation of Nb carbide or the like that becomes pinning particles is insufficient and crystal grains are excessively coarsened.

試験番号11のNb含有量は、本発明のNb含有量の上限を超えた。そのため、粒度番号は7.0以上であった。熱処理工程において、Nb炭化物等が過剰に析出し、結晶粒が微細化されたためと考えられる。試験番号12のN含有量は、本発明のN含有量の上限を超えた。そのため、鋼組織はメイン領域とサブ領域とを含有し、メイン領域の粒度番号は7.0以上であった。Nが過剰に含有されたため、熱処理工程においてNb炭化物等が過剰に析出し、その結果、メイン領域の結晶粒が微細化されたためと考えられる。   The Nb content of test number 11 exceeded the upper limit of the Nb content of the present invention. Therefore, the particle size number was 7.0 or more. This is probably because Nb carbides and the like precipitated excessively in the heat treatment step, and the crystal grains were refined. The N content of test number 12 exceeded the upper limit of the N content of the present invention. Therefore, the steel structure contains a main region and a sub region, and the particle size number of the main region was 7.0 or more. Since N is contained excessively, it is considered that Nb carbides and the like are excessively precipitated in the heat treatment process, and as a result, the crystal grains in the main region are refined.

試験番号13の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、熱間加工工程での加熱温度が、本発明の下限未満であった。そのため、試験番号13の鋼組織は混粒であった。つまり、サブ領域の面積率が20%以上になった。さらに、サブ領域の粒度番号が4.0未満となった。そのため、腐食減量が20mg/cmを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。図2に示すとおり、熱間加工工程での加熱により素材中のNb炭化物等が固溶しきらず残存し、再結晶時に結晶粒が過度の粗大化したためと考えられる。 The chemical composition of test number 13 was within the scope of the present invention. However, the heating temperature in the hot working process was less than the lower limit of the present invention. Therefore, the steel structure of test number 13 was a mixed grain. That is, the area ratio of the sub-region became 20% or more. Furthermore, the granularity number of the sub-region was less than 4.0. Therefore, the corrosion weight loss exceeded 20 mg / cm 2 and the steam oxidation resistance was low. As shown in FIG. 2, it is considered that Nb carbide or the like in the raw material was not completely dissolved by heating in the hot working process, and crystal grains were excessively coarsened during recrystallization.

試験番号14の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、冷間加工工程での断面減少率が、本発明の下限未満であった。そのため、試験番号14の鋼組織は混粒であった。さらに、サブ領域の粒度番号は4.0未満であった。そのため、腐食減量が20mg/cmを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。図3に示すとおり、冷間加工工程で導入される歪み11の量が少なすぎたため、結晶粒が過度に粗大化したと考えられる。 The chemical composition of test number 14 was within the scope of the present invention. However, the cross-sectional reduction rate in the cold working process was less than the lower limit of the present invention. Therefore, the steel structure of test number 14 was a mixed grain. Furthermore, the particle size number of the sub-region was less than 4.0. Therefore, the corrosion weight loss exceeded 20 mg / cm 2 and the steam oxidation resistance was low. As shown in FIG. 3, the amount of strain 11 introduced in the cold working process was too small, and it is considered that the crystal grains were excessively coarsened.

試験番号15の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、熱処理工程での700〜1230℃までの昇温時間が本発明の上限を超えた。そのため、試験番号15の鋼組織は混粒であった。さらに、サブ領域の粒度番号は4.0未満であった。そのため、腐食減量が20mg/cmを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。図4に示すとおり、熱処理工程における昇温過程において、粗大なNb炭化物等と微細なNb炭化物等が混在し、かつ、昇温過程中においても再結晶が起こり、一部の結晶粒が過度に粗大化したためと考えられる。 The chemical composition of test number 15 was within the scope of the present invention. However, the heating time up to 700-1230 ° C. in the heat treatment process exceeded the upper limit of the present invention. Therefore, the steel structure of test number 15 was a mixed grain. Furthermore, the particle size number of the sub-region was less than 4.0. Therefore, the corrosion weight loss exceeded 20 mg / cm 2 and the steam oxidation resistance was low. As shown in FIG. 4, coarse Nb carbides and fine Nb carbides are mixed in the heating process in the heat treatment process, and recrystallization occurs even during the heating process, and some crystal grains are excessively formed. It is thought that it became coarse.

試験番号16の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、熱処理工程での均熱時間が本発明の下限未満であった。そのため、試験番号16の鋼組織は混粒であった。さらに、メイン領域の粒度番号は7.0以上であった。均熱時間が短すぎ、再結晶による結晶成長が不十分だったためと考えられる。   The chemical composition of test number 16 was within the scope of the present invention. However, the soaking time in the heat treatment step was less than the lower limit of the present invention. Therefore, the steel structure of test number 16 was a mixed grain. Furthermore, the particle size number of the main region was 7.0 or more. This is probably because the soaking time was too short and crystal growth by recrystallization was insufficient.

試験番号17の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、熱処理工程での熱処理温度が本発明の下限未満であった。そのため、試験番号17の粒度番号は7.0以上であった。熱処理温度が低すぎ、再結晶による結晶成長が不十分だったためと考えられる。   The chemical composition of test number 17 was within the scope of the present invention. However, the heat treatment temperature in the heat treatment step was less than the lower limit of the present invention. Therefore, the particle size number of the test number 17 was 7.0 or more. This is probably because the heat treatment temperature was too low and crystal growth by recrystallization was insufficient.

試験番号18の化学組成は本発明の範囲内であった。しかしながら、熱処理工程での熱処理温度が本発明の上限を超えた。そのため、試験番号18の粒度番号は4.0未満であった。そのため、腐食減量が20mg/cmを超え、耐水蒸気酸化性が低かった。熱処理温度が高すぎたため、再結晶時に結晶粒が過度に粗大化したためと考えられる。 The chemical composition of test number 18 was within the scope of the present invention. However, the heat treatment temperature in the heat treatment step exceeded the upper limit of the present invention. Therefore, the particle size number of test number 18 was less than 4.0. Therefore, the corrosion weight loss exceeded 20 mg / cm 2 and the steam oxidation resistance was low. This is probably because the heat treatment temperature was too high, and the crystal grains were excessively coarsened during recrystallization.

以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。   While the embodiments of the present invention have been described above, the above-described embodiments are merely examples for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately modifying the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.

本発明は、高温クリープ強度及び耐水蒸気酸化性を要求される鋼管の製造方法として広く適用され、特に、発電プラントや化学プラントに利用される圧力容器やボイラ用鋼管の製造方法として、好適である。   INDUSTRIAL APPLICABILITY The present invention is widely applied as a method for manufacturing steel pipes that require high temperature creep strength and steam oxidation resistance, and is particularly suitable as a method for manufacturing pressure vessels and boiler steel pipes used in power plants and chemical plants. .

1,20 結晶粒
10 Nb炭化物等
11 歪み
12 再結晶粒
S1 熱間加工工程
S2 冷間加工工程
S3 熱処理工程
S4 オーステナイト系ステンレス鋼管
1,20 crystal grain 10 Nb carbide etc. 11 strain 12 recrystallized grain S1 hot working process S2 cold working process S3 heat treating process S4 austenitic stainless steel pipe

Claims (5)

質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.10〜2.20%、Cr:15.00〜22.00%、Ni:8.00〜14.00%、Nb:8×[C(%)]+0.03〜0.85%、B:0.0005〜0.0050%、及び、N:0.0400〜0.1000%を含有し、残部はFe及び不純物からなる素材を準備する工程と、
前記素材を1190℃以上に加熱する工程と、
加熱された前記素材に対して熱間加工を実施して素管を製造する工程と、
前記素管に対して、式(1)で定義される断面減少率が20%以上となる冷間加工を実施する工程と、
冷間加工された前記素管を、1230〜1260℃まで加熱し、かつ、700〜1230℃までを1000秒以内で昇温する工程と、
前記素管を1230℃〜1260℃で2分以上均熱してオーステナイト系ステンレス鋼管とする工程とを備える、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法。
断面減少率=100−(冷間加工後の素管の断面積/冷間加工前の素管の断面積)×100(%) (1)
ここで、前記[C(%)]には、炭素含有量(質量%)が代入される。
In mass%, C: 0.04 to 0.08%, Si: 0.10 to 0.90%, Mn: 1.10 to 2.20%, Cr: 15.00 to 22.00%, Ni: 8.00 to 14.00%, Nb: 8 × [C (%)] + 0.03 to 0.85%, B: 0.0005 to 0.0050%, and N: 0.0400 to 0.1000 A step of preparing a material composed of Fe and impurities,
Heating the material to 1190 ° C. or higher;
A process of manufacturing a raw pipe by performing hot working on the heated material,
A step of performing cold working on the raw pipe so that the cross-sectional reduction rate defined by the formula (1) is 20% or more;
Heating the cold-worked raw tube to 1230 to 1260 ° C. and raising the temperature to 700 to 1230 ° C. within 1000 seconds;
And a step of soaking the raw pipe at 1230 ° C. to 1260 ° C. for 2 minutes or more to form an austenitic stainless steel pipe.
Cross-sectional reduction rate = 100− (cross-sectional area of the tube after cold working / cross-sectional area of the tube before cold working) × 100 (%) (1)
Here, the carbon content (mass%) is substituted for the [C (%)].
請求項1に記載のオーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法であって、
前記素材はさらに、前記Feの一部に代えて、Cu:0.80%以下、及び、Mo:0.80%以下の1種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法。
It is a manufacturing method of the austenitic stainless steel pipe according to claim 1,
The said raw material is replaced with a part of said Fe, The manufacturing method of the austenitic stainless steel pipe containing 1 or more types of Cu: 0.80% or less and Mo: 0.80% or less further.
請求項1又は2に記載のオーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法であって、
前記熱間加工を実施する工程では、前記素材を熱間押出して前記素管を製造し、
前記冷間加工を実施する工程では、前記素管を冷間圧延又は冷間抽伸する、オーステナイト系ステンレス鋼管の製造方法。
A method for producing an austenitic stainless steel pipe according to claim 1 or 2,
In the step of performing the hot working, the raw material is manufactured by extruding the raw material hot,
In the step of performing the cold working, the method for producing an austenitic stainless steel pipe, wherein the raw pipe is cold-rolled or cold-drawn.
質量%で、C:0.04〜0.08%、Si:0.10〜0.90%、Mn:1.10〜2.20%、Ni:8.00〜14.00%、Cr:15.00〜22.00%、Nb:8×[C(%)]+0.03〜0.85%、B:0.0005〜0.0050%、及び、N:0.0400〜0.1000%を含有し、残部はFe及び不純物からなり、
JIS G0551に規定される方法で測定されるオーステナイト結晶粒の粒度番号のうち、最大頻度を持つ粒度番号の結晶粒から3以上異なった粒度番号の結晶粒の面積率が20%以下であり、前記最大頻度の粒度番号が4.0以上7.0未満である、オーステナイト系ステンレス鋼管。
In mass%, C: 0.04 to 0.08%, Si: 0.10 to 0.90%, Mn: 1.10 to 2.20%, Ni: 8.00 to 14.00%, Cr: 15.00 to 22.00%, Nb: 8 × [C (%)] + 0.03 to 0.85%, B: 0.0005 to 0.0050%, and N: 0.0400 to 0.1000 %, The balance consists of Fe and impurities,
Of the austenite grain size numbers measured by the method specified in JIS G0551, the area ratio of the crystal grains having a grain size number 3 or more different from the grain number having the largest frequency is 20% or less, An austenitic stainless steel pipe having a maximum frequency particle size number of 4.0 or more and less than 7.0.
請求項4に記載のオーステナイト系ステンレス鋼管であって、
前記Feの一部に代えて、Cu:0.80%以下、及び、Mo:0.80%以下の1種以上を含有する、オーステナイト系ステンレス鋼管。
The austenitic stainless steel pipe according to claim 4,
An austenitic stainless steel pipe containing at least one of Cu: 0.80% or less and Mo: 0.80% or less instead of part of the Fe.
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