WO2006106650A1 - マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents

マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 Download PDF

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Nobuyuki Mori
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Sumitomo Metal Industries, Ltd.
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for preventing delayed fracture in martensitic stainless steel that undergoes martensitic transformation even when allowed to cool in the atmosphere, and the production of martensitic stainless steel having such delayed fracture preventing characteristics. Regarding the method.
  • a common delay prevention measure is to limit the time from the end of pipe making to the start of heat treatment for quenching. To do so, heat treatment for imparting the necessary strength to the steel material by quenching must be performed immediately after pipe production. However, limiting the time until heat treatment for pipe making power also requires operation while frequently changing the heat treatment temperature, which reduces production efficiency.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-43935 discloses a martensitic stainless steel seamless steel, which is based on limiting effective solid solution C and the amount of soot described below to 0.45 or less, and is suppressed in delay; Tubes are listed.
  • the effective solute C and the amount of soot are determined by the steel composition. If an appropriate steel composition is selected in consideration of other properties such as strength and toughness, the amount of effective solute C and N may exceed 0.45. It cannot be said that it is perfect.
  • An object of the present invention is to provide a method for preventing delayed fracture in a martensitic stainless steel that undergoes martensitic transformation during standing cooling in the air without limiting the time until the quenching heat treatment and the time until quenching heat treatment. Is to provide.
  • Another object of the present invention is to provide a method for preventing delayed fracture effective in martensitic stainless steel having an effective solid solution C and a soot content exceeding 0.45.
  • Still another object is to provide a method for producing martensitic stainless steel having excellent resistance to slowing down and cracking.
  • the present invention is a method for preventing delayed fracture of a martensitic stainless steel that undergoes martensitic transformation during standing cooling in the atmosphere, and after hot heating the steel, Prior to heat treatment in which quenching is performed from a temperature of at least one Ac point of the steel, the softness parameter P defined below is 15,400 or more and the softening temperature T is less than the Ac point of the steel.
  • the method is characterized in that pre-softening heat treatment is performed.
  • the present invention the mass 0/0, C: 0.15 ⁇ 0.22% , Si: 0.05 ⁇ 1.0%, Mn: 0. 10 ⁇ 1.0%, Cr: 10.5 ⁇ 14.0%, P: 0.020% S: 0.010% or less, Al: 0.10% or less, Mo: 0 to 2.0%, V: 0.50% or less, Nb: 0 to 0.020%, Ca: 0 to 0.0050%, N: 0.1000% or less Martensitic stainless steel with the balance essentially Fe and impurity power
  • delayed softening resistance is characterized in that pre-softening heat treatment is performed under the condition that the softening parameter P is 15,400 or more and the softening temperature T is lower than the Ac point of the steel.
  • the present invention when a martensitic stainless steel pipe used as an oil well pipe or the like is manufactured, the occurrence of delayed fracture is effectively prevented by performing a pre-softening heat treatment immediately after the pipe manufacturing. Therefore, after that, heat treatment such as quenching can be performed at an arbitrary time to obtain a final product. This eliminates the need for quenching within a certain time after pipe making, and can prevent delayed fracture of the martensitic stainless steel pipe without impeding the operation.
  • FIG. 1 is a graph collectively showing the results of Examples.
  • the steel types targeted by the present invention include martensitic stainless steels that are misaligned as long as they undergo martensite transformation by standing cooling in the atmosphere.
  • C carbon
  • the lower limit of the C content is preferably 0.16%, more preferably 0.18%.
  • Si is added as a steel deoxidizer. In order to obtain the effect, 0.05% or more of Si is added. To prevent toughness deterioration, the upper limit of Si content is 1.0%.
  • the lower limit of the Si amount is preferably 0.16%, more preferably 0.20%.
  • the upper limit is preferably 0.35%.
  • Mn manganese
  • the amount of Mn is preferably 0.30% or more, and is preferably 0.60% or less in order to ensure toughness after quenching.
  • Cr chromium
  • Cr is a basic component for obtaining the necessary corrosion resistance in martensitic stainless steel. Improves corrosion resistance against pitting corrosion and temporal corrosion, and CO
  • Cr is a ferrite-forming element
  • ⁇ -ferrite tends to be formed during high-temperature processing, and hot workability is impaired.
  • the strength decreases.
  • a preferable Cr content is 12.0% or more and 13.1% or less.
  • the upper limit is set to 0.020%.
  • the upper limit is set to 0.010%.
  • A1 0.10% or less
  • A1 (aluminum) is a force present in steel as an impurity. If its content exceeds 0.10%, the toughness deteriorates. Preferably it is 0.05% or less.
  • Mo molybdenum
  • Mo molybdenum
  • V 0.50% or less
  • V vanadium
  • Yield ratio yield strength Z tensile strength
  • Nb 0 to 0.020%
  • Nb niobium
  • Nb is an optional additive element. If Nb is added, there is an effect of increasing the strength. However, if the Nb content exceeds 0.020%, the toughness decreases, so the upper limit is made 0.020%. Since Nb is an expensive alloy element, it becomes economically inefficient when added in a large amount. Therefore, it is desirable that Nb be as little as possible.
  • Ca is an optional additive element. Ca combines with S in the steel and has the effect of preventing deterioration of hot workability due to S grain boundary bias. However, if Ca exceeds 0.0050%, inclusions in the steel increase and the toughness decreases, so even when it is added, it should be 0.0050% or less.
  • N nitrogen
  • N is an austenite stabilizing element, and is an important element along with C in martensitic stainless steel, especially in improving hot workability. If the amount of N exceeds .1000%, the toughness will decrease and the amount of solute N will increase significantly and delayed fracture will occur more easily, so the upper limit of N will be 0.100%. . This upper limit is preferably 0.0500%. On the other hand, if the amount of N is too small, the efficiency of the de-N process in steelmaking deteriorates and the productivity is hindered, so the preferable lower limit of the amount of N is 0.0100%.
  • the balance of the steel yarn other than the above elements is Fe and impurities (eg, Ti ⁇ titanium>, B ⁇ boron
  • the susceptibility to delayed fracture in martensitic stainless steel is affected by the amount of solid solution of C and N in the steel. If the sum of 10 times the amount of solute N (C * + 10N *) exceeds 0.45, it will be slow; In other words, in the steel grade of (C * + 10N *) ⁇ 0.45, the occurrence of slow;
  • N * (effective amount of N) N— [14 ⁇ (V / 51) + (Nb / 93) ⁇ / 10]-[ ⁇ (Ti / 48) + (B / 11) + (A1 / 27) ⁇ /
  • each element symbol means the content in mass% of the element.
  • a preliminary soft heat treatment is performed on the martensitic stainless steel having the above composition in order to prevent subsequent delayed fracture after hot working such as pipe making. I do.
  • the cause of delayed fracture in martensitic stainless steel is nitrogen and hydrogen trapped in the strain introduced during the hot working stage, so it is possible to prevent delayed fracture by releasing these occluded gases.
  • the pre-softening heat treatment is performed under the condition that the softness parameter P calculated by the following equation is 15,400 or more and the softening temperature T is less than the Ac point of the steel.
  • the hardness of the material is reduced by softening heat treatment. If the softening parameter after the softening heat treatment is less than 15,400, the softness is insufficient, and there is a risk of delaying after the softening heat treatment. Even when heat treatment is performed so that the softening parameter is 15,400 or higher, the structure becomes weak again when the softening temperature, which is the temperature of the softening heat treatment, exceeds the Ac point of the steel.
  • This pre-softening heat treatment is performed at the time of quenching from a temperature higher than the Ac point after hot working. Performed before final heat treatment. If delayed fracture has not occurred, pre-softening heat treatment can be performed at any point during this period, but it has passed 168 hours since the end of the final hot working (eg, rolling) (excluding neglected cooling time). Therefore, it is preferable to carry out preliminary soft heat treatment within 168 hours from the final hot working.
  • the pre-softening heat treatment can be performed immediately after the end of the final hot working. For example, immediately after the end of the hot working, the steel is cooled to the M point or less immediately after the standing cooling is completed or during the standing cooling.
  • pre-softening heat treatment After the martensitic transformation is completed after the lowering, pre-softening heat treatment can be performed.
  • the pre-softening heat treatment is performed by heating to a softening temperature T of less than 1 Ac of the steel and holding at that temperature for a certain time. Since the holding time is the soft time t, it may be selected according to the soft temperature T so that the soft parameter P calculated by the above formula is 15,400 or more.
  • the cooling after the softening heat treatment is preferably left cooling in the atmosphere.
  • Hot working and final heat treatment (quenching) of martensitic stainless steel may be performed under normal conditions.
  • hot working can be carried out by pipe making under the general production conditions of seamless steel pipe.
  • the final heat treatment is generally performed by quenching at a temperature of 920 to 980 ° C, followed by tempering at 650 to 750 ° C.
  • a martensitic stainless steel billet having the yarn composition shown in Table 1 (the balance being Fe and impurities) was hot-worked with Mannesmann tube to produce a seam with an outer diameter of 60.33 mm and a wall thickness of 4.83 mm. A steel-free tube was produced.
  • a drop weight test piece having a length of 250 mm was collected from the obtained steel pipe, and the curvature of the tip of the test piece was measured.
  • a 90 mm weight with a weight of 150 kg was dropped from a height of 0.2 m and an impact load (294 J) was applied.
  • preliminary soft heat treatment was performed under two conditions (1) and (2) regarding the temperature of the heat treatment furnace (softening temperature) and the in-furnace time (softening treatment time). Table 2 also shows the softening parameter values under these conditions. The reason why the impact load is applied before the pre-softening heat treatment is to simulate the impact at the time of handling during steel pipe conveyance in the actual manufacturing process.
  • the effective solute C and N content (Q) of each material is also calculated by the following formula force.
  • N * N- [14 ⁇ (V / 51) + (Nb / 93) ⁇ / 10] [ ⁇ (Ti / 48) + (B / ll) + (Al / 27) ⁇ / 10] From Fig. 1, When Q ⁇ 0.45, delayed fracture does not occur even if the softening parameter by softening heat treatment is lower than 15,400, but when Q> 0.45, it can be understood that delayed fracture can be prevented when the softness parameter is 15,400. In other words, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-43935, it is slow;

Abstract

　マルテンサイト系ステンレス鋼の熱間加工後に見られる遅れ破壊が、熱間加工後、その鋼のＡｃ1点以上の温度からの焼入れを行う熱処理に先立って、下記で定義される軟化パラメータＰが15,400以上、且つ軟化温度Ｔが鋼のＡｃ1点未満という条件で予備軟化熱処理を実施することにより防止される： 　Ｐ（軟化パラメータ）＝Ｔ（20＋log ｔ） 　　　Ｔ：軟化温度［K］ 　　　ｔ：軟化時間［Hr］ 本発明は、次式で算出される有効固溶Ｃ，Ｎ量（Ｃ*＋１０Ｎ*）が0.45を超える鋼組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼に特に有効である： 　Ｃ*＝Ｃ－[12{(Cr/52)×(6/23)}/10］ 　Ｎ*＝Ｎ－[14{(Ｖ/51)＋(Nb/93)}/10]－[{(Ti/48)＋(Ｂ/11)＋(Al/27)}/10]

Description

明 細 書
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、大気中での放置冷却においてもマルテンサイト変態を起こすマルテン サイト系ステンレス鋼における遅れ破壊の防止方法と、そのような遅れ破壊防止特性 を備えたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
背景技術
[0002] API— 13Cr鋼で代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼からなる鋼管は、 CO 2含 有環境での耐食性に優れるため、油井掘削に使用されるチュービングゃケーシング といった油井管に主に使用されている。マルテンサイト系ステンレス鋼は、オーステナ イト領域の温度 (Ac 1点以上の温度)からの焼入れによりマルテンサイト組織となって 硬化する。従って、通常は熱間加工後に焼入れのための最終熱処理が行われる。
[0003] しかし、マルテンサイト系ステンレス鋼のこの高 、焼入れ性のために、製管などの熱 間加工後に大気雰囲気中で放置冷却する間にマルテンサイト変態を起こし、場合に よっては、特に取扱中に衝撃を受けた箇所に、亀裂が発生することがある。遅; ίτ¾壊 と呼ばれるこの現象は、熱間加工力 ある程度の期間がすぎて力 突然起こる。従つ て、マルテンサイト系ステンレス鋼の熱間加工では、熱間加工から焼入れ等の熱処 理までの間に遅れ破壊の発生を防止することが必要である。
[0004] マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造では、一般的な遅 壊防止策は、製管終 了後から焼入れのための熱処理開始までの時間を制限することである。そうするには 、製管後速やかに、鋼材に焼入れにより必要な強度を付与するための熱処理を行わ なければならない。しかし、製管力も熱処理までの時間を制限することは、場合によつ て熱処理温度を頻繁に変更しながら操業しなければならなくなり、生産能率が低下 する。
[0005] 日本特開 2004— 43935号公報には、後述する有効固溶 C, Ν量を 0.45以下に制限 することを基本にした、遅; ίτ¾壊の抑制されたマルテンサイト系ステンレス継目無鋼 管が記載されている。しかし、有効固溶 C, Ν量は鋼組成によって決まるものであり、 強度、靱性などの他の特性を考慮して適切な鋼組成を選択すると、有効固溶 C, N 量が 0.45を超えてしまうことがあるので、上記公報の対策は遅; |τ¾壊の防止に万全 であるとは言えない。
発明の開示
[0006] 本発明の目的は、大気中での放置冷却中にマルテンサイト変態を起こすマルテン サイト系ステンレス鋼において、熱間加工終了力も焼入れ熱処理までの時間を制限 することなぐ遅れ破壊を防止する方法を提供することである。
[0007] 本発明の別の目的は、有効固溶 C, Ν量が 0.45を超えるマルテンサイト系ステンレ ス鋼に有効な遅れ破壊を防止する方法を提供することである。
さらに別の目的は、耐遅; ίτ¾壊性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方 法を提供することである。
[0008] 本発明者らは、マルテンサイト系ステンレス鋼の遅れ破壊の原因が C、 N固溶による 材料の硬度の上昇と吸蔵水素量の増加にあることに着目して検討した結果、熱間加 ェ後に予備軟ィ匕熱処理を行うことによって、遅; ίτ¾壊の発生が阻止されることを見出 した。もちろん、そのあと、必要により任意の好都合な時期に焼入れのための熱処理 を行うことができる。
[0009] 1側面において、本発明は、大気中での放置冷却中にマルテンサイト変態を起こす マルテンサイト系ステンレス鋼の遅れ破壊を防止する方法であって、該鋼に熱間加 ェ後、その鋼の Ac 1点以上の温度からの焼入れを行う熱処理に先立って、下記で定 義される軟ィ匕パラメータ Pが 15,400以上、且つ軟化温度 Tが鋼の Ac点未満という条
1
件で予備軟化熱処理を実施することを特徴とする方法である。
[0010] P (軟化パラメータ） =T(20+log t)
T:軟化温度 [K]
t:軟ィ匕時間 [Hr]
別の側面からは、本発明は、質量0 /0で、 C : 0.15〜0.22%、 Si: 0.05〜1.0%、 Mn: 0. 10〜1.0%、 Cr: 10.5〜14.0%、 P : 0.020%以下、 S : 0.010%以下、 Al: 0.10%以下、 Mo : 0〜2.0%、 V: 0.50%以下、 Nb : 0〜0.020%、 Ca: 0〜0.0050%、 N: 0.1000%以 下を含有し、残部が Feおよび不純物力も本質的に成るマルテンサイト系ステンレス鋼 に対し、熱間加工後に、上記軟化パラメータ Pが 15,400以上、且つ軟化温度 Tが鋼の Ac点未満という条件で予備軟化熱処理を実施することを特徴とする、耐遅れ破壊性
1
に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。
[0011] 本発明によれば、油井管などとして使用されるマルテンサイト系ステンレス鋼管を製 造する場合に、製管後すぐに予備軟化熱処理を行うことによって、遅れ破壊の発生 が効果的に防止されるので、その後は任意の時間に焼入れ等の熱処理を行って最 終製品とすることができる。それにより、製管後の一定時間内に焼入れを行う必要が なくなり、それによる操業への阻害を伴わずに、マルテンサイト系ステンレス鋼管の遅 れ破壊を防止することができる。
図面の簡単な説明
[0012] [図 1]実施例の結果をまとめて示すグラフである。
発明を実施するための最良の形態
[0013] 以下に本発明を特定の態様について説明する。ただし、以下に説明する態様は例 示にすぎず、本発明を制限する意図はない。
本発明が対象とする鋼種は、一般的には、大気中での放置冷却によりマルテンサ イト変態を起こすものであれば、 、ずれのマルテンサイト系ステンレス鋼も包含される
[0014] しかし、その主な用途が油井管であることを考えると、次のような鋼組成が好ましい。
なお、本明細書において鋼組成を示す「％」表示は、特にことわりがない限り「質量％ 」である。
[0015] C : 0.15〜0.22%
C (炭素）は、マルテンサイト系ステンレス鋼において最も重要な元素の 1つであり、 十分な強度を確保するのに必要である。適切な強度 ·降伏比 '硬度のバランスを得る ために C量を 0.15〜0.22%とする。 C量が 0.15%未満では所定の強度が出ない。一 方、 C量が 0.22%超になると、強度が高くなりすぎて、降伏比'硬度の調整が困難とな る。また、後述の有効固溶 C量が著しく増大して、本発明に従って予備軟化熱処理を 実施しても遅れ破壊の発生を防止できないことがある。 C含有量の下限は、好ましく は 0.16%、より好ましくは 0.18%である。 [0016] Si: 0.05〜1.0%
Si (ケィ素）は、鋼の脱酸剤として添加される。その効果を得るために 0.05%以上の Siを添加する。靱性の劣化を防ぐため、 Si量の上限は 1.0%とする。 Si量の下限は好 ましくは 0.16%、より好ましくは 0.20%である。その上限は好ましくは 0.35%である。
[0017] Mn: 0.10〜1.0%
Mn (マンガン)も Siと同様、脱酸作用がある。し力 添加しすぎると靱性を劣化させ ることから、その含有量を 0.10〜1.0%とする。 Mn量は、好ましくは 0.30%以上であり 、焼入れ後の靱性を確保するためには 0.60%以下とすることが望ま 、。
[0018] Cr: 10.5〜14.0%
Cr (クロム）は、マルテンサイト系ステンレス鋼において必要な耐食性を得るための 基本成分である。孔食、時間性腐食に対する耐食性を改善するとともに、 CO
2環境 下での耐食性の著しい向上を得るために、 10.5%以上の Crを添加する。一方、 Crは フェライト形成元素であるから、その含有量が 14.0%を越えると、高温での加工の際 に δフェライトが生成し易くなつて、熱間加工性が損なわれ、また、熱処理後の強度 が低下する。好ましい Cr含有量は 12.0%以上、 13.1%以下である。
[0019] P : 0.020%以下
不純物としての P (リン）が多いと靱性が劣化するので、その上限を 0.020%とする。
S : 0.010%以下
不純物としての S (ィォゥ）が多いと靱性が劣化することと、偏析を発生させて鋼管の 内面品質を悪ィ匕させることから、その上限を 0.010%とする。
[0020] A1: 0.10%以下
A1 (アルミニウム）は不純物として鋼中に存在する力 その含有量が 0.10%を超える と靱性を悪ィ匕させるので、 0.10%以下とする。好ましくは 0.05%以下である。
[0021] Mo : 0〜2.0%
Mo (モリブデン）は任意添加元素である。 Moを添加すれば、強度上昇効果、耐食 性向上効果がある。しかし、 Mo量が 2.0%を超えると、マルテンサイト変態が困難とな ることから、上限を 2.0%とする。 Moは高価な合金元素であり、多量の添加は経済的 に非効率となるので、添加する場合でもできるだけ少な 、方が望まし 、。 [0022] V: 0.50%以下
V (バナジウム)を添加すれば、高 YR (降伏比 =降伏強さ Z引張り強さ）の効果が 得られる。しかし、 V量が 0.50%を超えると靱性を低下させることから、上限を 0.50%と する。 Vは高価な合金元素であり、多量の添カ卩は経済的に非効率となるので、上限を 0.30%とすることが望ましい。
[0023] Nb : 0〜0.020%
Nb (ニオブ）は任意添加元素である。 Nbを添加すれば、強度上昇の効果がある。 しかし、 Nb量が 0.020%を超えると、靱性を低下させることから、上限を 0.020%とする 。 Nbは高価な合金元素であるため、多量に添加すると経済的に非効率となるので、 添加する場合でもできるだけ少な 、方が望ま 、。
[0024] Ca: 0〜0.0050%
Ca (カルシウム）は任意添加元素である。 Caは鋼中の Sと結合して Sの粒界偏祈に よる熱間加工性の低下を防止する効果がある。しかし、 Caは 0.0050%を超えると鋼中 の介在物が増大し、靱性が低下するため、添加する場合でも 0.0050%以下とする。
[0025] N: 0.1000%以下
N (窒素）は、オーステナイト安定化元素であり、特に熱間加工性を改善する上で、 マルテンサイト系ステンレス鋼においては Cと並んで重要な元素である。し力し、 N量 力 .1000%を超えると、靱性が低下することと、固溶 N量が著しく増大して遅れ破壊 の発生が著しく起こり易くなるため、 N量の上限を 0.100%とする。この上限は好ましく は 0.0500%である。一方、 N量が小さすぎると、製鋼での脱 N工程の能率が悪化し、 生産性が阻害されることから、 N量の好ましい下限は 0.0100%である。
[0026] 上記元素以外の鋼糸且成の残部は Feおよび不純物（例、 Ti<チタン >、 B<ホウ素
>、0<酸素>等)でぁる。
前述した日本特開 2004— 43935号公報に記載されているように、マルテンサイト系 ステンレス鋼における遅れ破壊の感受性は鋼中の C、 Nの固溶量に影響され、有効 固溶 C量と有効固溶 N量の 10倍の和（C*+ 10N*)が 0.45を超えると、遅; tl ^壊が発 生し易くなる。換言すると、 (C*+ 10N*)≤ 0.45の鋼種では、遅; |τ¾壊の発生は起こ りにくい。 [0027] 従って、本発明の方法は、（C*+ ION*) > 0.45である鋼種に適用した場合に、特 にその効果を発揮する。つまり、本発明では、上記公報に記載の発明とは異なり、 (C *+ 10N*)≤0.45となるように特に鋼中の N量を低く抑えることが必要ないので、 Nに よる熱間加工性の改善効果を十分に利用することが可能となり、マルテンサイト系ス テンレス鋼の熱間加工がより容易となり、製品品質にも好影響を与える。
[0028] なお、有効固溶 C、 N量 (Q)は以下の式で計算される。
Q (有効固溶 C, N量） =C*+ 10N*
C* (効固溶 C量) =C— [12{(Cr/52) X (6/23)}/10]
N* (効固溶 N量) = N— [14{(V/51) + (Nb/93)}/10] - [{(Ti/48) + (B/11) + (A1/27)}/
10]
上記式中、各元素記号は、その元素の質量％での含有量を意味する。
[0029] 本発明によれば、上記組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼に対して、製管 のような熱間加工後に、その後の遅れ破壊の発生を防止するために予備軟ィ匕熱処 理を行う。マルテンサイト系ステンレス鋼の遅れ破壊の原因は、熱間加工の段階で導 入された歪みに捕捉された窒素および水素であるから、これらの吸蔵ガスを解放す れば遅れ破壊を防ぐことができる。そのために、予備軟化熱処理は、次式で算出され る軟ィヒパラメータ Pが 15,400以上、且つ軟化温度 Tが鋼の Ac点未満の条件で行う。
1
[0030] P (軟化パラメータ） =T(20+log t)
T:軟化温度 [K] (Tく Ac点）
1
t:軟ィ匕時間 [Hr]
遅れ破壊を防止するには、鋼中の水素および窒素の吸蔵量を低下させる必要があ り、そのために軟化熱処理により材料の硬度を低下させる。軟化熱処理後の軟化パ ラメータが 15,400未満では軟ィ匕が不十分であり、軟ィ匕熱処理の実施後も遅; |τ¾壊が 発生する危険性がある。軟化パラメータが 15,400以上となるように熱処理した場合で も、軟化熱処理の温度である軟化温度が鋼の Ac点以上となると、組織が再びォー
1
ステナイト相となり、その後の冷却過程で軟ィ匕熱処理されて ヽな 、マルテンサイト組 織が発生し、遅れ破壊を発生させる。
[0031] この予備軟化熱処理は、熱間加工後で、 Ac点以上の温度からの焼入れを行う最 終熱処理より前に行う。遅れ破壊が発生していなければ、予備軟化熱処理はこの期 間の任意の時点で行うことができるが、最終熱間加工 (例、圧延)の終了（放置冷却 時間を含まず)から 168時間過ぎると遅れ破壊発生の危険性が高まるので、最終熱 間加工から 168時間以内に予備軟ィ匕熱処理を実施することが好ましい。予備軟化熱 処理は、最終熱間加工の終了直後に行うこともできる。例えば、最終熱間加工の終 了後に放置冷却が済んだ直後、或いは放置冷却中に鋼材の温度が M点以下まで f
下がってマルテンサイト変態が完了した後に、予備軟ィ匕熱処理を行うことができる。
[0032] 予備軟化熱処理は、鋼の Ac 1点未満の軟化温度 Tまで加熱し、その温度に一定時 間保持することにより行われる。保持時間は、上記軟ィ匕時間 tであるので、上記の式 で算出される軟ィ匕パラメータ Pが 15,400以上となるように軟ィ匕温度 Tに応じて選択す ればよい。軟化熱処理後の冷却は、大気中での放置冷却とすることが好ましい。
[0033] 本発明に従って熱間加工後のマルテンサイト系ステンレス鋼に予備軟ィ匕熱処理を 施すことにより、その後は遅れ破壊が確実に防止されるので、焼入れのための最終 熱処理を都合のよい任意の時点で行うことができる。それにより、同じ温度で焼入れ できる鋼種を続けて最終熱処理することが可能となって、熱処理炉の温度変化を少 なくして操業することができるので、製造効率が向上し、操業コストが低下する。
[0034] 上述したように、遅; ίτ¾壊の発生のし易さは C, Νの固溶量に影響される力 本発 明によれば、 C, Νの固溶量に関係なく（つまり、 C, Ν固溶量がかなり多い場合でも） .予備軟化熱処理を実施することにより、遅れ破壊を防止できる。
[0035] マルテンサイト系ステンレス鋼の熱間加工および最終熱処理 (焼入れ）は、通常の 条件で実施すればよい。例えば、熱間加工は一般的な継目無鋼管の製造条件での 製管により実施することができる。最終熱処理は、一般には 920〜980°Cの温度力もの 焼入れとその後の 650〜750°Cでの焼き戻により行われる。
実施例
[0036] 表 1に示す糸且成 (残部は Feおよび不純物)を有するマルテンサイト系ステンレス鋼の ビレットに、マンネスマン製管による熱間加工を施して、外径 60.33mm X肉厚 4.83mm の継目無鋼管を作製した。
[0037] 得られた鋼管から長さ 250mmの落重試験片を採取し、この試験片に先端の曲率が 90mmで、重量が 150kgの錘を高さ 0.2mから落下させて、衝撃荷重（294 J)変形を加え た。その後、表 2に示すように、熱処理炉の温度 (軟化温度)および在炉時間（軟化処 理時間）に関して 2種類の条件 (1)および (2)で予備軟ィ匕熱処理を実施した。表 2には 、これらの条件での軟化パラメータの値も併記する。予備軟化熱処理前に衝撃荷重 を加えるのは、実際の製造工程における鋼管搬送中の取扱時の衝撃を模擬するた めである。
[0038] 軟化熱処理した後の各試験片を大気中に 720時間放置して、割れの発生の有無を 調査した。割れの確認は、目視および超音波検査にて行った。結果は表 2および図 1に示す。
それぞれの材料の有効固溶 C、 N量 (Q)を次式力も算出し、表 1に Ac点の温度と
1 共に併記する。
[0039] Q= (C*+ 10N*)
C*=C- [12{(Cr/52) X (6/23)}/ 10]
N*=N-[14{(V/51) + (Nb/93)}/ 10] [{(Ti/48) + (B/ll) + (Al/27)}/ 10] 図 1より、 Q≤0.45の場合は、軟化熱処理による軟化パラメータが 15,400より低くても 遅れ破壊は発生しないが、 Q >0.45の場合は、軟ィ匕パラメータが 15,400であると遅れ 破壊を防止できることがわかる。つまり、日本特開 2004— 43935号公報では、遅; |τ¾ 壊を防止するために Q≤ 0.45にしなければならな力つた力 本発明では Q< 0.45とな る鋼種でも遅; «壊を防止することが可能となる。
[0040] [表 1]
z
Figure imgf000011_0001
Figure imgf000012_0001
置 SU041

Claims

請求の範囲
[1] マルテンサイト系ステンレス鋼を熱間加工後、その鋼の Ac点以上の温度からの焼
1
入れを行う熱処理に先立って、下記で定義される軟化パラメータ Pが 15,400以上、且 つ軟化温度 Tが鋼の Ac点未満と ヽぅ条件で予備軟化熱処理を実施することを特徴
1
とする、マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
P (軟ィ匕パラメータ） =T(20+log t)
T:軟化温度 [K]
t:軟ィ匕時間 [Hr]
[2] 質量％で、 C : 0.15〜0.22%、 Si: 0.05〜1.0%、 Mn: 0.10〜1.0%、 Cr: 10.5〜14.0
%、 P : 0.020%以下、 S : 0.010%以下、 Al: 0.10%以下、 Mo : 0〜2.0%、 V: 0.50%以 下、 Nb : 0〜0.020%、 Ca: 0〜0.0050%、 N: 0.1000%以下を含有し、残部が Feおよ び不純物から本質的に成る鋼組成のマルテンサイト系ステンレス鋼に対し、熱間加 ェ後に、下記で定義される軟化パラメータ Pが 15,400以上、且つ軟化温度 Tが鋼の A c点未満という条件で予備軟化熱処理を実施することを特徴とする、マルテンサイト
1
系ステンレス鋼の製造方法。
P (軟ィ匕パラメータ） =T(20+log t)
T:軟化温度 [K]
t:軟ィ匕時間 [Hr]
[3] 鋼組成が、次式で算出される有効固溶 C, N量 (C*+ ION*)が 0.45を超えるような ものである、請求項 2に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
有効固溶 C, N量 =C*+ 10N*
C*=C- [12{(Cr/52) X (6/23)}/ 10]
N*=N-[14{(V/51) + (Nb/93)}/ 10] [{(Ti/48) + (B/ll) + (Al/27)}/ 10]
[4] 予備軟化熱処理を、最終熱間加工の終了から 168時間以内に行う、請求項 1〜3 のいずれかに記載のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
[5] 熱間加工が熱間製管である、請求項 1〜5のいずれかに記載のマルテンサイト系ス テンレス鋼の製造方法。
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