WO2015005119A1 - 高Ｃｒ鋼管の製造方法 - Google Patents

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WO2015005119A1
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steel pipe
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崇 中島
陽介 内田
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a steel pipe, and more particularly to a method for manufacturing a high Cr steel pipe used in an oil plant, a thermal power plant, or the like.
  • high Cr steel pipes containing 8.0 to 10% by mass of Cr are used for pipes used under high temperature and high pressure, reaction pipes, and steel pipes used for heat exchangers.
  • a typical example of such a high Cr steel pipe is a steel pipe having a chemical composition defined in ASTM P91 and P92.
  • High Cr steel pipes include forged steel pipes manufactured by forging, welded steel pipes manufactured by welding, and seamless steel pipes manufactured by piercing and rolling by the Mannesmann method.
  • connection pipe that connects the turbine and boiler of a thermal power plant has a large outer diameter of 450 to 900 mm.
  • a large-diameter high Cr steel pipe a forged steel pipe or a welded steel pipe can also be used.
  • the forged steel pipe has low productivity and it is difficult to produce a thin steel pipe.
  • welded steel pipes may have low mechanical properties at the welds.
  • a large-diameter high Cr steel pipe is produced by expanding the pipe using a seamless steel pipe, the productivity can be suppressed from being lowered, and a thin steel pipe can also be produced. Further, there is no welded portion extending in the axial direction such as a welded steel pipe. Therefore, it is preferable to use a seamless steel pipe to manufacture a high Cr steel pipe.
  • An example of a method for producing a high Cr steel pipe product using a seamless steel pipe is as follows.
  • a high Cr steel pipe intermediate product (seamless steel pipe) is manufactured by piercing and rolling.
  • the manufactured high Cr steel pipe is cold or warm processed (expanded or expanded) to a predetermined size.
  • Heat treatment normalizing and tempering, so-called norten treatment is performed on the processed high Cr steel pipe to produce a high Cr steel pipe product.
  • the high Cr steel pipe has a high Cr content of 8.0 to 10%, so the hardness of the high Cr steel pipe (base pipe) after piercing and rolling is high. Therefore, when cold or warm processing is performed on the raw tube, softening treatment is performed on the raw tube before processing.
  • the general heat treatment method for ASTM P91 standard high Cr steel pipe products is the norten treatment. Therefore, this norten treatment can be used as a softening treatment method for high Cr steel pipe (element tube).
  • the normalizing temperature is high and the manufacturing cost is increased.
  • the amount of scale formed on the surface of the base tube after norten treatment increases. For this reason, there is a case where descaling (such as shot blasting) must be performed before expanding or expanding the pipe.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-30121 contains C: 0.20%, Cr: 8-10%, Mo: 1.5% or less, and W: 2.0% or less.
  • CrMo steel that is held at a temperature range of A c1 transformation point to A c3 transformation point for 5 minutes or more, then cooled to a constant temperature holding temperature of 660 to 800 ° C., and held at a high temperature for a predetermined holding time.
  • a softening heat treatment method is disclosed. However, it is said that this method cannot be applied to steels containing alloy elements that form carbonitrides such as V and Nb.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-285432 proposes a method for softening a high Cr steel pipe (element pipe).
  • JP-A-2004-285432 discloses, after manufacturing the high-Cr steel by hot rolling, a high Cr steel (A C1 transformation temperature + A C3 transformation temperature) / 2 or more, (A C3 transformation temperature + 50 ° C.) below the temperature After heating, heat at 700 to 800 ° C. for 30 minutes or more and cool.
  • the parent phase is austenitized by heat treatment in the first stage, and coarse carbides and carbonitrides are precipitated in the steel as much as possible. Then, C and N dissolved in austenite are sufficiently coarsely precipitated by the second stage heat treatment. That is, in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2004-285432, both the first-stage heat treatment and the second-stage heat treatment aim to coarsely precipitate carbides and carbonitrides.
  • An object of the present invention is to provide a production method capable of producing a low-hardness high Cr steel pipe in order to facilitate processing such as pipe expansion or drawing performed in a subsequent process.
  • the manufacturing method of the high Cr steel pipe according to the present invention is, in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.70%, Mn: 0.10 to 1.0%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Cr: 8.0 to 10%, Mo: 0.15 to 1.25%, V: 0.08 to 0.35%, Nb: 0.02 To 0.12%, Al: 0.05% or less, N: 0.01 to 0.10%, W: 0 to 2.50%, B: 0 to 0.01%, Ti: 0 to 0.1 , Ni: 0 to 0.8%, Ca and / or Mg total: 0 to 0.01%, the balance being obtained by cooling a billet composed of Fe and impurities after hot working preparing a lower base tube temperature and a first heat treatment step of holding at a first temperature of 950 ° C. or less higher than the C1 point a, after the first heat treatment step, the raw tube temperature to a temperature below Ms point Without the gel continued and a second heat treatment step of
  • a low hardness high Cr steel pipe can be produced.
  • FIG. 1 is a diagram showing a heat pattern (heat history) of first and second heat treatment steps in a method for producing a high Cr steel pipe according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating an example of a heat pattern used in the example (comparative example).
  • FIG. 3 is an example of a heat pattern used in the example (comparative example), and is a diagram illustrating an example of another heat pattern different from FIG.
  • FIG. 4 is a diagram showing an example of a heat pattern according to the present invention used in an example (invention example).
  • FIG. 5 is an example of a heat pattern used in the example (comparative example), and is a diagram illustrating an example of a heat pattern different from those in FIGS. 2 and 3.
  • FIG. 1 is a diagram showing a heat pattern (heat history) of first and second heat treatment steps in a method for producing a high Cr steel pipe according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram illustrating an example of a
  • FIG. 6 is an example of a heat pattern according to the present invention used in an example (invention example), and is a diagram showing an embodiment different from FIG.
  • FIG. 7 is an example of a heat pattern used in another example (comparative example) different from those shown in FIGS. 2 to 6, and shows an example of a heat pattern different from those shown in FIGS.
  • FIG. 8 is a diagram showing the Vickers hardness of the high Cr steel pipe when the heat treatment of each heat pattern of FIGS. 2 to 7 is performed.
  • FIG. 9 is a diagram showing the Vickers hardness of a high Cr steel pipe when heat treatment of each heat pattern of FIGS. 2 to 7 is performed on a high Cr steel pipe of a steel type different from FIG.
  • the present inventors examined a method for reducing the hardness of a high Cr steel pipe which is subjected to processing such as pipe expansion or drawing in a subsequent process. As a result, the following knowledge was obtained.
  • High Cr steels containing 8-10% Cr are highly self-hardening. Therefore, if a raw pipe (seamless steel pipe) is manufactured by piercing and rolling a material made of high Cr steel, martensite is generated when the raw pipe is cooled.
  • the blank tube temperature was heated to a first temperature of 950 ° C. or less higher than the C1 point A, holds. In this case, part or all of martensite is transformed into austenite, so that martensite in the steel can be eliminated or reduced.
  • high Cr steel has high self-hardness, so that martensite may be generated again during cooling after the first heat treatment step.
  • the second heat treatment step if tempering the blank tube at a temperature of C1 points A, high Cr steel is to some extent soften.
  • the tempering process is continuously started as the second heat treatment step without lowering the tube temperature after the first heat treatment step below the Ms point.
  • the cooling rate of the raw tube temperature is 90 ° C./min or less after the first heat treatment step is completed and before the second heat treatment step is started.
  • the hardness of the high Cr steel pipe can be further reduced.
  • the gist of the present invention completed based on the above knowledge is as follows.
  • the manufacturing method of the high Cr steel pipe according to the present invention is, in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.02 to 0.70%, Mn: 0.10 to 1.0%, P: 0.025% or less, S: 0.010% or less, Cr: 8.0 to 10%, Mo: 0.15 to 1.25%, V: 0.08 to 0.35%, Nb: 0.02 To 0.12%, Al: 0.05% or less, N: 0.01 to 0.10%, W: 0 to 2.50%, B: 0 to 0.01%, Ti: 0 to 0.1 %, Ni: 0 to 0.8%, Ca and / or Mg in total: 0 to 0.01%, and the balance is prepared by preparing a base tube made of Fe and impurities, and adjusting the base tube temperature to AC 1 a first heat treatment step of holding at a first temperature of 950 ° C. or less higher than the point, after the first heat treatment step, without lowering the raw tube temperature to a temperature below Ms point, continued a following point C1 And
  • the second temperature is preferably 700 ° C. or higher.
  • the manufactured high Cr steel pipe tends to soften.
  • the N content is preferably less than 0.05%.
  • the cooling rate of the raw tube after the first heat treatment step until the start of the second heat treatment step is 90 ° C./min or less.
  • the first heat treatment step is performed in the first heat treatment furnace
  • the second heat treatment step is performed in a second heat treatment furnace different from the first heat treatment furnace
  • the manufacturing method includes: It is preferable that the method further comprises a step of extracting from the above and a step of charging the extracted raw tube into the second heat treatment furnace.
  • productivity can be improved as compared with the case where heat treatment is performed in a single heat treatment furnace. The reason will be described below.
  • the temperature of the raw pipe is quickly increased by extracting the raw pipe outside the furnace after holding the raw pipe at the first temperature in the first heat treatment furnace. Can be lowered. Moreover, since the temperature of each heat treatment furnace is constant and there is no need to lower the temperature or reheat, the heat treatment can be performed continuously. Therefore, productivity can be improved compared with the case where heat treatment is performed in a single heat treatment furnace.
  • the extracting step lowers the raw tube temperature to a temperature higher than the Ms point and lower than the second temperature. In this case, temperature management becomes easier.
  • the manufacturing method of the high Cr steel pipe by this embodiment is provided with the process of preparing a raw pipe, and the 1st and 2nd heat treatment process of implementing heat processing with respect to a raw pipe.
  • each process is explained in full detail.
  • a raw tube is prepared.
  • the raw tube is made of high Cr steel, and the chemical composition of the high Cr steel is as follows.
  • Carbon (C) increases the high-temperature strength of the steel by forming carbides and carbonitrides in the heat treatment step (norten treatment) after processing (expanding or drawing) the high Cr steel pipe produced in this embodiment. . If the C content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if C content is too high, the weldability of steel will fall. Therefore, the C content is 0.05 to 0.15%.
  • the minimum with preferable C content is 0.07%, More preferably, it is 0.08%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.13%, More preferably, it is 0.12%.
  • Si 0.02 to 0.70%
  • Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further increases the oxidation resistance of the steel. If the Si content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Si content is too high, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Si content is 0.02 to 0.70%.
  • the minimum with preferable Si content is 0.05%, More preferably, it is 0.20%.
  • the upper limit with preferable Si content is 0.55%, More preferably, it is 0.50%.
  • Mn 0.10 to 1.0%
  • Manganese (Mn) desulfurizes steel. Mn further increases the strength of the steel. If the Mn content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mn content is too high, the toughness of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 0.10 to 1.0%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.25%, More preferably, it is 0.28%, More preferably, it is 0.30%.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.70%, More preferably, it is 0.60%, More preferably, it is 0.45%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at the grain boundaries and embrittles the steel. As a result, the creep strength of the steel decreases. Therefore, the P content is preferably as low as possible.
  • the P content is 0.025% or less.
  • P content is preferably 0.018% or less, more preferably 0.012% or less.
  • S 0.010% or less Sulfur (S) is an impurity. S segregates at the grain boundary and causes grain boundary embrittlement. Therefore, it is preferable that the S content is as small as possible. S content is 0.010% or less. A preferable S content is 0.008% or less, and more preferably 0.005% or less.
  • Chromium enhances the steam oxidation resistance and hot corrosion resistance of steel. Further, Cr forms fine carbides such as M 23 C 6 and M 6 C to increase the high temperature strength of the steel. Cr further enhances the corrosion resistance of steel in oil well environments. On the other hand, if the Cr content is too high, the weldability, toughness and hot workability of the steel are reduced. Therefore, the Cr content is 8.0 to 10%. The minimum with preferable Cr content is 8.2%, More preferably, it is 8.5%. The upper limit with preferable Cr content is 9.5%.
  • Mo 0.15-1.25% Molybdenum (Mo) increases the high temperature strength of steel as a solid solution strengthening element and a carbide forming element. If the Mo content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the weldability and toughness of the steel decrease. Therefore, the Mo content is 0.15 to 1.25%.
  • the minimum with preferable Mo content is 0.70%, More preferably, it is 0.85%.
  • the upper limit with preferable Mo content is 1.15%, More preferably, it is 1.05%.
  • V 0.08 to 0.35%
  • Vanadium (V) forms carbonitrides and increases the high temperature strength and creep rupture strength of the steel. If the V content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the V content is too high, coarse carbides are generated and the creep rupture strength of the steel is reduced. Therefore, the V content is 0.08 to 0.35%.
  • the minimum with preferable V content is 0.15%, More preferably, it is 0.18%.
  • the upper limit with preferable V content is 0.30%, More preferably, it is 0.25%.
  • Niobium like V, forms carbonitrides and increases the high temperature strength and creep rupture strength of the steel. If the Nb content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Nb content is too high, carbonitrides aggregate and coarsen, and the strength of the steel decreases. Therefore, the Nb content is 0.02 to 0.12%.
  • the minimum with preferable Nb content is 0.04%, More preferably, it is 0.06%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.10%, More preferably, it is 0.09%.
  • Al 0.05% or less Aluminum (Al) deoxidizes steel. If Al is contained even a little (that is, if more than 0% is contained), the above effect can be obtained. On the other hand, if the Al content is too high, the high temperature strength of the steel decreases. Therefore, the Al content is 0.05% or less.
  • the minimum with preferable Al content is 0.001%, More preferably, it is 0.003%.
  • a preferable upper limit of the Al content is 0.03%.
  • Al content in this specification is Total. It means the content of Al (total Al).
  • N 0.01 to 0.10% Nitrogen (N) forms carbonitrides with V or Nb and increases the creep rupture strength of the steel. If the N content is too low, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the N content is too high, blow holes are likely to occur. Blow holes become a cause of product surface flaws. Further, when the N content is excessive, the steel is easily hardened due to the formation of nitrides and an increase in solute N. Therefore, the N content is 0.01 to 0.10%. The minimum with preferable N content is 0.025%, More preferably, it is 0.038%. The upper limit with preferable N content is 0.060%, More preferably, it is 0.048%.
  • the high Cr steel of the present invention may further contain W, B, Ti, Ni. These elements are selective elements, and all are common in increasing the high temperature strength.
  • W 0-2.50%
  • Tungsten (W) is a selective element.
  • W like Mo, enhances the high-temperature strength of steel as a solid solution strengthening element and a carbide-type element. If W is contained even a little, the above effect can be obtained. If W is twice the weight ratio of Mo, it is effective in improving the creep strength at high temperatures. On the other hand, if the W content is too high, the strength of the base metal becomes too high, so that the strength of the welded joint portion relative to the base material is relatively lowered. Accordingly, the W content is 0 to 2.50%.
  • W has almost the same effect as Mo.
  • Mo + W / 2 is preferably 1.0 to 1.6%.
  • the preferable lower limit of the W content is 1.5%, and the preferable upper limit of the W content is 2.0%.
  • B 0 to 0.01%
  • Boron (B) is a selective element. B disperses and stabilizes carbides in the steel. If B is contained even a little, the above effect can be obtained. On the other hand, if the B content is too high, the weldability and workability of the steel deteriorate. Therefore, the B content is 0 to 0.01%.
  • the minimum with preferable B content is 0.0003%, More preferably, it is 0.001%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.008%, More preferably, it is 0.005%.
  • Titanium (Ti) is a selective element. Ti forms a carbide that is more stable up to a higher temperature than Cr and increases the creep strength of the steel. On the other hand, if the Ti content is too high, a large amount of coarse carbide precipitates and the toughness of the steel decreases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.1%.
  • the minimum with preferable Ti content is 0.003%, More preferably, it is 0.007%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.03%, More preferably, it is 0.022%.
  • Nickel (Ni) is a selective element. Ni is an austenite stabilizing element and suppresses the formation of delta ( ⁇ ) ferrite. In particular, when the content of W, which is a ferrite-forming element, is large, Ni is preferably contained. On the other hand, if the Ni content is too high, the creep rupture strength of the steel decreases. Therefore, the Ni content is 0 to 0.8%. A preferable lower limit of the Ni content is 0.2%. In addition, when there is no need to suppress ⁇ ferrite, such as when the W content is low, the preferred Ni content is less than 0.2%.
  • the high Cr steel of the present invention may further contain at least one of Ca and Mg. All of these elements are selective elements and are common in that they increase the hot workability of steel.
  • Total of at least one of Ca and Mg 0 to 0.01%
  • Calcium (Ca) and magnesium (Mg) are both selective elements. These elements increase the hot workability of the steel. On the other hand, if the total content of these elements is too high, the cleanliness of the steel decreases. Accordingly, the total content of at least one or more of Ca and Mg (hereinafter referred to as Ca and / or Mg total amount) is 0 to 0.01%.
  • the minimum with preferable Ca and / or Mg total amount is 0.0005%, More preferably, it is 0.001%, More preferably, it is 0.0015%.
  • the upper limit with preferable Ca and / or Mg total amount is 0.008%, More preferably, it is 0.006%.
  • the balance of the high Cr steel according to the present invention is Fe and impurities.
  • An impurity means an element mixed from ore and scrap used as a raw material of steel, or an environment in the manufacturing process, etc., and is allowed as long as it does not adversely affect the high Cr steel of the present invention.
  • a high Cr steel element pipe having the above chemical composition is produced by, for example, the following method.
  • ⁇ Steel with the above chemical composition is melted and refined by a well-known method. Subsequently, the molten steel is made into a continuous cast material by a continuous casting method.
  • the continuous cast material is, for example, a slab, bloom, or round billet. Moreover, you may make molten steel into an ingot by an ingot-making method.
  • the billet may be formed by hot rolling or may be formed by hot forging.
  • the billet obtained by continuous casting or hot working is hot-worked to manufacture a raw pipe.
  • Mannesmann piercing and rolling is performed as hot working to produce a seamless steel pipe that is a raw pipe.
  • the base tube after piercing and rolling may be stretch-rolled using a mandrel mill, or may be subjected to constant-diameter rolling using a sizer or a stretch reducer after stretching and rolling.
  • the raw tube manufactured by the above hot working is cooled.
  • the raw tube may be cooled to room temperature.
  • a preferred cooling method is air cooling or standing cooling.
  • Heat treatment process A first heat treatment is performed on the prepared tube, and then a second heat treatment is performed. As described above, in this heat treatment step, the amount of martensite in the high Cr steel pipe after the heat treatment is suppressed as much as possible.
  • the elementary tube having the above chemical composition has high self-hardness. Therefore, martensite is generated even when it is air-cooled or allowed to cool after being hot worked by the manufacturing method described above. Therefore, heat treatment for the purpose of softening is performed on the prepared raw tube.
  • the raw tube is held at the first temperature.
  • the raw tube is inserted into a heat treatment furnace having a furnace temperature of the first temperature, and after the raw tube temperature reaches the first temperature, the raw tube is held in the heat treatment furnace for a predetermined time.
  • martensite in the raw tube is transformed into austenite, and martensite in the structure is reduced.
  • the first temperature is not more than the AC1 point, the martensite in the structure is not transformed into austenite.
  • the first temperature exceeds 950 ° C.
  • the amount of scale generation on the outer surface of the blank tube becomes excessive. If a large amount of scale is generated on the outer surface of the raw pipe, a descaling process (a process for removing the scale from the outer surface) must be performed on the high Cr steel pipe after the heat treatment process. Therefore, the first temperature is higher than the AC1 point and not higher than 950 ° C.
  • a preferable lower limit of the first temperature is 840 ° C. or higher, more preferably 860 ° C. or higher, and further preferably AC 3 points or higher. In this case, the amount of martensite remaining in the blank after the first heat treatment step is reduced or eliminated.
  • the raw tube After heating the raw tube to the first heat treatment temperature, the raw tube is preferably held for 5 minutes or more at the first heat treatment temperature. In this case, martensite in the raw tube structure is reduced. A more preferable lower limit of the holding time is 8 minutes. If the holding time is too long, the amount of scale generated on the surface of the raw tube increases. Therefore, the upper limit with preferable holding time is 40 minutes, More preferably, it is 30 minutes.
  • a second heat treatment step is performed.
  • the second heat treatment step is continuously started without lowering the tube temperature after the first heat treatment step below the Ms point. Therefore, the second heat treatment step is continuously started while the tube temperature after the first heat treatment step is maintained at a temperature higher than the Ms point.
  • the second heat treatment step with respect to base tube, out the heat treatment at a second temperature below point C1 A. Specifically, after heating the raw tube to the second temperature, the raw tube is held at the second temperature.
  • a preferable lower limit of the second temperature is 700 ° C, and a preferable upper limit is 800 ° C.
  • the first heat treatment step is performed in the first heat treatment furnace and the second heat treatment step is performed in a second heat treatment furnace different from the first heat treatment furnace.
  • the raw tube is extracted out of the first heat treatment furnace, and the raw tube is charged into the second heat treatment furnace.
  • the raw tube temperature immediately before being charged into the second heat treatment furnace can be adjusted by the time from the extraction from the first heat treatment furnace to the charging into the second heat treatment furnace.
  • the raw tube temperature immediately before being charged into the second heat treatment furnace is preferably a temperature lower than the second temperature. That is, in the extracting step, it is preferable to lower the raw tube temperature to a temperature higher than the Ms point and lower than the second temperature.
  • the raw tube temperature is more preferably higher than the Ms point and Ms point + 200 ° C. or less, and more preferably higher than the Ms point and Ms point + 100 ° C. or less. The one where the raw tube temperature just before being charged into the second heat treatment furnace is lower becomes easier to manage the temperature in operation.
  • the raw pipe temperature between the first heat treatment step and the second heat treatment step is maintained higher than the Ms point. Therefore, it can suppress that a martensite is produced
  • the cooling rate of the raw tube temperature is preferably 140 ° C./min or less, more preferably 90 ° C./min or less, further preferably 70 ° C./min. Less than minutes. Since the ferrite precipitation amount increases as the cooling rate decreases, the hardness can be further reduced.
  • the lower limit of the cooling rate is not particularly limited.
  • a preferable lower limit of the cooling rate is 3 ° C./min.
  • High Cr steel pipes were manufactured under various manufacturing conditions, and the Vickers hardness of the high Cr steel pipes was measured.
  • Steel A had a chemical composition corresponding to ASTM P91
  • Steel B had a chemical composition corresponding to ASTM P92.
  • the raw tube of each steel type was manufactured by Mannesmann drilling. Specifically, a plurality of round billets of each steel type were manufactured by a continuous casting method. A round billet was pierced and rolled using a piercer, and further, constant diameter rolling was performed using a mandrel mill, a sizer, or a stretch reducer to produce a blank tube.
  • the outer diameter of each element tube of steel A was 406.4 mm, and the wall thickness was 37.0 mm.
  • the outer diameter of each elementary tube of steel B was 219.1 mm, and the wall thickness was 23.0 mm.
  • the heat treatment was performed under the production conditions shown in Table 2 using the produced elementary tube.
  • FIG. 2 to FIG. 7 are diagrams showing heat patterns for each manufacturing condition.
  • the first heat treatment step and the second heat treatment step were performed using the same heating furnace or different heating furnaces.
  • the raw material was charged into a heating furnace and heated to 1060 ° C. Thereafter, the raw tube was held at 1060 ° C. for 10 minutes. Subsequently, the raw tube was extracted from the first heating furnace and cooled to room temperature (25 ° C.) outside the furnace. The cooling rate at this time was as shown in Table 2. Thereafter, the raw tube was charged into another heating furnace different from the heating furnace used in the first heat treatment step, the raw tube was heated to 780 ° C., and the raw tube was held at 780 ° C. for 60 minutes.
  • the high Cr steel pipe was manufactured by the above process.
  • the raw tube was held at 780 ° C. for 60 minutes using a heating furnace. Thereafter, the tube was extracted from the heating furnace and cooled to room temperature (25 ° C.) at the cooling rate shown in Table 2. That is, in the manufacturing condition 2, the heat treatment process was performed only once.
  • the production conditions 3-1 were within the scope of the present invention.
  • the raw tube was charged into a heating furnace and heated to 920 ° C. Thereafter, the raw tube was held at 920 ° C. for 10 minutes. Subsequently, the raw tube was extracted from the first heating furnace, and the raw tube temperature was maintained at a temperature higher than the Ms point (435 ° C. or higher) outside the furnace. The cooling rate at this time was 120 ° C./min.
  • the raw tube was charged into the second heating furnace without lowering the raw tube temperature after the first heat treatment step below the Ms point.
  • the raw tube was heated to 780 ° C. in the second heating furnace, and the raw tube was held at 780 ° C. for 60 minutes.
  • the high Cr steel pipe was manufactured by the above process.
  • the cooling rate under production condition 3-2 was 20 ° C./min.
  • the other conditions were the same as manufacturing conditions 3-1.
  • the cooling rate under production condition 3-3 was 90 ° C./min.
  • the other conditions were the same as the manufacturing conditions 3-1, 3-2.
  • manufacturing condition 4 as shown in Table 2 and FIG. 5, only the cooling condition was different from manufacturing condition 3-1. Specifically, in the manufacturing condition 4, after completion of the first heat treatment step, the raw tube was cooled to 150 ° C. or lower. Conditions other than the cooling conditions (first and second heat treatment conditions) were the same as the manufacturing conditions 3-1.
  • the heat treatment temperature in the first heat treatment step is lower than that in production condition 3-1, which is 850 ° C., and the tube cooling after the completion of the first heat treatment step is performed.
  • the rate was 140 ° C./min.
  • the other conditions were the same as the manufacturing conditions 3-1.
  • manufacturing condition 6 as shown in Table 2 and FIG. 7, compared with manufacturing condition 5, only the cooling condition was different. Specifically, in manufacturing condition 6, after completion of the first heat treatment step, the raw tube was cooled to 150 ° C. or lower. Conditions (first and second heat treatment steps) other than the cooling conditions were the same as the manufacturing conditions 5.
  • a high Cr steel pipe was manufactured by subjecting the test pipes 1 to 13 to heat treatment under the manufacturing conditions shown in Table 2.
  • Table 3 shows the hardness (HV) of the high Cr steel pipe of each test number.
  • FIG. 8 shows the results of test numbers 1 to 7 (test numbers using steel A) in Table 3.
  • FIG. 9 shows test numbers 8 to 13 (using steel B in Table 3). The result of (test number) is illustrated.
  • the cooling rate of the raw pipe after the first heat treatment step was 90 ° C./min or less. Therefore, the Vickers hardness HV was further lower as compared with other examples of the present invention (test numbers 1 and 3) using the same steel A.
  • the high Cr steel pipe of test number 8 was manufactured under the manufacturing condition 3-3, the cooling rate of the master after the first heat treatment step was 90 ° C./min or less. Therefore, the Vickers hardness HV was further lower than that of another example of the present invention (test number 9) using the same steel B.
  • the high Cr steel pipe of test number 6 was manufactured under manufacturing condition 1. Since the cooling stop temperature was below the Ms point (25 ° C.), the Vickers hardness was higher than 190 HV. Further, since the first temperature was excessively high at 1060 ° C., the amount of scale formed on the surface of the high Cr steel pipe was larger than that of the inventive examples (test numbers 1 to 3).
  • the high Cr steel pipe of test number 7 was manufactured under manufacturing condition 2. Since only simple annealing treatment (heat treatment at AC 1 point or less) was performed, the Vickers hardness exceeded 190 HV.
  • the high Cr steel pipe of test number 10 was manufactured under manufacturing condition 4 using steel B, and test number 11 was manufactured under manufacturing condition 6. Therefore, the Vickers hardness of these test numbers was higher than 190 HV.

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Abstract

　後工程で実施される拡管又は伸管といった加工を容易にするために低硬度の高Ｃｒ鋼管を製造可能な製造方法を提供する。本発明による高Ｃｒ鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．７０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０～１０％、Ｍｏ：０．１５～１．２５％、Ｖ：０．０８～０．３５％、Ｎｂ：０．０２～０．１２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０～２．５０％、Ｂ：０～０．０１％、Ｔｉ：０～０．１％、Ｎｉ：０～０．８％、Ｃａ及び／又はＭｇの合計：０～０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるビレットを熱間加工後に冷却して得られた素管を準備する工程と、素管温度をＡＣ１点よりも高く９５０℃以下の第１温度で保持する第１熱処理工程と、第１熱処理工程後、素管温度をＭｓ点以下の温度に下げることなく、引き続きＡＣ１点以下の第２温度で素管温度を保持する第２熱処理工程とを備える。

Description

高Ｃｒ鋼管の製造方法
　本発明は、鋼管の製造方法に関し、さらに詳しくは、石油プラントや火力発電プラント等に用いられる高Ｃｒ鋼管の製造方法に関する。
　石油プラント及び火力発電プラントでは、種々の耐熱鋼管が利用されている。上記プラントを構成する設備のうち、高温高圧下で使用される配管、反応管及び熱交換器に用いられる鋼管には、８．０～１０質量％のＣｒを含有する高Ｃｒ鋼管が用いられる。このような高Ｃｒ鋼管の代表例はたとえば、ＡＳＴＭ　Ｐ９１及びＰ９２に規定された化学組成を有する鋼管である。
　高Ｃｒ鋼管としては、鍛造により製造される鍛造鋼管、溶接により製造される溶接鋼管、及び、マンネスマン法により穿孔圧延して製造される継目無鋼管がある。
　たとえば、火力発電プラントのタービンとボイラとを繋ぐコネクションパイプは、外径が４５０～９００ｍｍと大きい。このような大径の高Ｃｒ鋼管として、鍛造鋼管や溶接鋼管を利用することもできる。しかしながら、鍛造鋼管は生産性が低く、薄肉の鋼管を製造することが困難である。また、溶接鋼管は溶接部の機械的特性が低い場合がある。
　継目無鋼管を利用して、拡管により大径の高Ｃｒ鋼管を製造すれば、生産性が低くなるのを抑えることができ、薄肉鋼管も製造できる。また、溶接鋼管のような軸方向に延びる溶接部も存在しない。そのため、高Ｃｒ鋼管を製造するのに、継目無鋼管が利用されるのが好ましい。
　継目無鋼管を用いた高Ｃｒ鋼管製品の製造方法の一例は次のとおりである。穿孔圧延により高Ｃｒ鋼管中間品（継目無鋼管）を製造する。製造された高Ｃｒ鋼管に対して冷間又は温間で加工（伸管又は拡管）を行い、所定のサイズにする。加工された高Ｃｒ鋼管に対して熱処理（焼きならし及び焼戻し、いわゆるノルテン処理）を実施して、高Ｃｒ鋼管製品を製造する。
　高Ｃｒ鋼管は、Ｃｒ含有量が８．０～１０％と高いため、穿孔圧延後の高Ｃｒ鋼管（素管）の硬度が高い。そのため、素管に対して冷間又は温間加工を実施する場合、加工前の素管に対して軟化処理を行う。
　ＡＳＴＭ　Ｐ９１規格の高Ｃｒ鋼管製品の一般的な熱処理方法は、上述のとおり、ノルテン処理である。そこで、高Ｃｒ鋼管（素管）の軟化処理方法として、このノルテン処理を利用することができる。しかしながら、素管に対して、最終製品である高Ｃｒ鋼管製品と同様のノルテン処理を実施すれば、焼きならし温度が高いために製造コストが高くなる。さらに、ノルテン処理後の素管の表面に形成されるスケール量が多くなる。そのため、素管を拡管又は伸管する前に、脱スケール処理（ショットブラスト処理等）を実施しなければならない場合がある。
　特開平１０－３０１２１号公報には、Ｃ：０．２０％、Ｃｒ：８～１０％を含有し、さらに、Ｍｏ：１．５％以下、Ｗ：２．０％以下の１種又は２種を含有する鋼を、Ａｃ１変態点～Ａｃ３変態点の温度範囲で５分以上保持した後、６６０～８００℃の恒温保持温度まで冷却し、所定の保持時間の高温保持を行うＣｒＭｏ鋼の軟化熱処理方法が開示されている。ただし、この方法は、Ｖ、Ｎｂ等、炭窒化物を形成する合金元素を含有する鋼には適用できないと言われている。特開２００４－２８５４３２号公報は、高Ｃｒ鋼管（素管）の軟化処理方法について提案する。特開２００４－２８５４３２号公報では、熱間圧延により高Ｃｒ鋼管を製造した後、高Ｃｒ鋼管を（ＡＣ１変態温度＋ＡＣ３変態温度）／２以上、（ＡＣ３変態温度＋５０℃）以下の温度で加熱した後、７００～８００℃の温度で３０分以上保持し、冷却する。特開２００４－２８５４３２号公報では、１段目の熱処理により、母相をオーステナイト化して、鋼中に粗大な炭化物、炭窒化物をできるだけ析出させる。そして、２段目の熱処理より、オーステナイト中に固溶したＣ及びＮを十分に粗大析出させる。つまり、特開２００４－２８５４３２号公報では、第１段目の熱処理及び第２段目の熱処理は共に、炭化物及び炭窒化物を粗大析出させることを目的とする。
　特開２００４－２８５４３２号公報によれば、第２段目の熱処理においてオーステナイト中に固溶したＣ及びＮを十分に粗大析出させる（特開２００４－２８５４３２号公報の段落［００２４］参照）。したがって、特開２００４－２８５４３２号公報の鋼管では、第２段目の熱処理時に鋼中に残留オーステナイトが存在するはずである。残留オーステナイトは焼入れした鋼に存在するため、特開２００４－２８５４３２号公報において、第１段目の熱処理後の鋼の組織は、マルテンサイト及び残留オーステナイトからなると考えられる。このような組織の場合、第２段目の熱処理を実施した後であっても、鋼管が十分に軟化していない場合がある。
　本発明の目的は、後工程で実施される拡管又は伸管といった加工を容易にするために低硬度の高Ｃｒ鋼管を製造可能な製造方法を提供することである。
　本発明による高Ｃｒ鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．７０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０～１０％、Ｍｏ：０．１５～１．２５％、Ｖ：０．０８～０．３５％、Ｎｂ：０．０２～０．１２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０～２．５０％、Ｂ：０～０．０１％、Ｔｉ：０～０．１％、Ｎｉ：０～０．８％、Ｃａ及び／又はＭｇの合計：０～０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるビレットを熱間加工後に冷却して得られた素管を準備する工程と、素管温度をＡＣ１点よりも高く９５０℃以下の第１温度で保持する第１熱処理工程と、第１熱処理工程後、素管温度をＭｓ点以下の温度に下げることなく、引き続きＡＣ１点以下の第２温度で保持する第２熱処理工程とを備える。
　本発明による高Ｃｒ鋼管の製造方法では、低硬度の高Ｃｒ鋼管を製造できる。
図１は、本発明の実施の形態による高Ｃｒ鋼管の製造方法における第１及び第２熱処理工程のヒートパターン（熱履歴）を示す図である。 図２は、実施例（比較例）で用いたヒートパターンの一例を示す図である。 図３は、実施例（比較例）で用いたヒートパターンの一例であり、図２と異なる他のヒートパターンの一例を示す図である。 図４は、実施例（発明例）で用いた本発明に係るヒートパターンの一例を示す図である。 図５は、実施例（比較例）で用いたヒートパターンの一例であり、図２及び図３と異なるヒートパターンの一例を示す図である。 図６は、実施例（発明例）で用いた本発明に係るヒートパターンの一例であり、図４と異なる実施形態を示す図である。 図７は、図２～図６と異なる他の実施例（比較例）で用いたヒートパターンの一例であり、図２、図３、及び図５と異なるヒートパターンの一例を示す図である。 図８は、図２～図７の各ヒートパターンの熱処理を実施した場合の高Ｃｒ鋼管のビッカース硬さを示す図である。 図９は、図８と異なる鋼種の高Ｃｒ鋼管に対して、図２～図７の各ヒートパターンの熱処理を実施した場合の高Ｃｒ鋼管のビッカース硬さを示す図である。
　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。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以降の説明における「％」は、別段の定めがない場合、質量％を意味する。
　本発明者らは、後工程で拡管や伸管といった加工を実施される高Ｃｒ鋼管の硬度を低下する方法を検討した。その結果、次の知見を得た。
　マルテンサイトの生成を抑制できれば、高Ｃｒ鋼管の硬度が低くなり、加工しやすくなる。８～１０％のＣｒを含有する高Ｃｒ鋼は自硬性が高い。そのため、高Ｃｒ鋼からなる素材を穿孔圧延して素管（継目無鋼管）を製造すれば、素管の冷却時にマルテンサイトが生成される。
　そこで、生成されたマルテンサイトを消滅又は減少させるために、第１熱処理工程として、素管温度をＡＣ１点よりも高く９５０℃以下の第１温度に加熱し、保持する。この場合、マルテンサイトの一部又は全部がオーステナイトに変態するため、鋼中のマルテンサイトを消滅又は減少させることができる。
　しかしながら、上述のとおり、高Ｃｒ鋼は自硬性が高いため、第１熱処理工程後の冷却時にマルテンサイトが再び生成される可能性がある。この場合、第２熱処理工程として、ＡＣ１点以下の温度で素管を焼き戻しすれば、高Ｃｒ鋼管はある程度軟化する。
　しかしながら、第２熱処理工程前の素管にマルテンサイトが残存すれば、第２熱処理工程で焼戻し処理を実施しても、鋼中に焼戻しマルテンサイトが残存してしまい、硬度が十分に低くなりにくい。
　そこで、本発明では、図１に示すとおり、第１熱処理工程後の素管温度をＭｓ点以下に下げることなく、引き続き第２熱処理工程として焼き戻し処理を開始する。この場合、第１熱処理工程後の素管において、冷却によりマルテンサイトが生成されるのを抑制することができる。そのため、第２熱処理工程度の高Ｃｒ鋼管内に焼戻しマルテンサイトが生成されにくい。そのため、高Ｃｒ鋼管の硬度を低くすることができ、後工程で拡管や伸管といった加工がしやすくなる。
　好ましくは、第１熱処理工程を完了した後、第２熱処理工程を開始するまでの間の素管温度の冷却速度を９０℃／分以下にする。この場合、高Ｃｒ鋼管の硬度をさらに低くすることができる。
　以上の知見に基づいて完成された本発明の要旨は次のとおりである。
　本発明による高Ｃｒ鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．７０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０～１０％、Ｍｏ：０．１５～１．２５％、Ｖ：０．０８～０．３５％、Ｎｂ：０．０２～０．１２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０～２．５０％、Ｂ：０～０．０１％、Ｔｉ：０～０．１％、Ｎｉ：０～０．８％、Ｃａ及び／又はＭｇの合計：０～０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる素管を準備する工程と、素管温度をＡＣ１点よりも高く９５０℃以下の第１温度で保持する第１熱処理工程と、第１熱処理工程後、素管温度をＭｓ点以下の温度に下げることなく、引き続きＡＣ１点以下の第２温度で素管温度を保持する第２熱処理工程とを備える。
　上記第２温度は７００℃以上であることが好ましい。
　この場合、製造された高Ｃｒ鋼管が軟化しやすい。
　上記化学組成において、Ｎ含有量は０．０５％未満であることが好ましい。
　この場合、高Ｃｒ鋼管の素材でのブローホールの発生が抑制される。そのため、高Ｃｒ鋼管の表面に疵が形成されにくい。また、Ｎ含有量が低いため、窒化物の形成や窒素の固溶の割合が少なく、鋼が軟化しやすい。
　上記製造方法では、第１熱処理工程後、第２熱処理工程を開始するまでの素管の冷却速度が９０℃／分以下であることが好ましい。
　この場合、高Ｃｒ鋼管の硬度がさらに低くなる。
　上記製造方法では、第１熱処理工程は、第１熱処理炉で実施され、第２熱処理工程は、第１熱処理炉と異なる第２熱処理炉で実施され、製造方法は、素管を第１熱処理炉から抽出する工程と、抽出した素管を第２熱処理炉に装入する工程とをさらに備えることが好ましい。
　この場合、単一の熱処理炉で熱処理を実施する場合と比較して、生産性を高めることができる。以下、その理由を説明する。
　従来、鋼管を所定の保持温度で等温変態させる場合、オーステナイト状態から保持温度までの間の温度履歴も厳密に管理する必要があると考えられていた。しかし、本発明者らの調査によれば、素管温度がＭｓ点以下の温度にさえならなければ、第１熱処理と第２熱処理との間の温度履歴の影響は意外にも小さいことが分かった。
　単一の熱処理炉で上記熱処理を実施する場合、当該熱処理炉の温度を第１温度から第２温度まで降温させる必要がある。一方、上述のように、石油プラントや火力発電プラントには、外径が４５０～９００ｍｍの大径の高Ｃｒ鋼管が使用される。継目無鋼管を拡管して高Ｃｒ鋼管を製造する場合であっても、継目無鋼管（素管）として外径が１８５～４５０ｍｍの大径肉厚のものが必要である。このような大径肉厚で熱容量が大きい素管を第１温度から第２温度まで降温させるためには、長時間を要する。あるいは、強制的に冷却させるための特別な設備が必要になる。
　これに対し、第１熱処理炉と第２熱処理炉とを用いる場合、素管を第１熱処理炉で第１温度に保持した後、一旦炉外に抽出することによって、速やかに素管の温度を下げることができる。また、それぞれの熱処理炉の温度は一定であり、降温や再加熱の必要がないため、連続して熱処理を実施することができる。したがって、単一の熱処理炉で熱処理を実施する場合と比較して、生産性を高めることができる。
　上記製造方法では、抽出する工程は、素管温度をＭｓ点よりも高く第２温度未満の温度まで下げることが好ましい。この場合、温度管理がより容易になる。
　上述の要旨を備える本発明について、以下に詳述する。
　［製造方法］
　本実施形態による高Ｃｒ鋼管の製造方法は、素管を準備する工程と、素管に対して熱処理を実施する第１及び第２熱処理工程とを備える。以下、各工程について詳述する。
　［準備工程］
　準備工程では、素管を準備する。素管は高Ｃｒ鋼からなり、高Ｃｒ鋼の化学組成は次のとおりである。
　Ｃ：０．０５～０．１５％
　炭素（Ｃ）は、本実施形態において製造された高Ｃｒ鋼管を加工（拡管又は伸管）した後の熱処理工程（ノルテン処理）において、炭化物、炭窒化物を形成して鋼の高温強度を高める。Ｃ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｃ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０５～０．１５％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．１３％であり、さらに好ましくは０．１２％である。
　Ｓｉ：０．０２～０．７０％
　珪素（Ｓｉ）は鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐酸化性を高める。Ｓｉ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．０２～０．７０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％である。
　Ｍｎ：０．１０～１．０％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱硫する。Ｍｎはさらに、鋼の強度を高める。Ｍｎ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．１０～１．０％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２５％であり、さらに好ましくは０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は、０．７０％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．４５％である。
　Ｐ：０．０２５％以下
　燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して鋼を脆化する。そのため、鋼のクリープ強度が低下する。したがって、Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましい。Ｐ含有量は０．０２５％以下である。好ましいＰ含有量は０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１２％以下である。
　Ｓ：０．０１０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは粒界に偏析して粒界脆化を引き起こす。したがって、Ｓ含有量はなるべく少ない方が好ましい。Ｓ含有量は０．０１０％以下である。好ましいＳ含有量は０．００８％以下であり、さらに好ましくは０．００５％以下である。
　Ｃｒ：８．０～１０％
　クロムは鋼の耐水蒸気酸化性及び耐高温腐食性を高める。Ｃｒはさらに、微細なＭ２３Ｃ６やＭ６Ｃ等の炭化物を形成し、鋼の高温強度を高める。Ｃｒはさらに、油井環境における鋼の耐食性を高める。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性、靱性及び熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は８．０～１０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は８．２％であり、さらに好ましくは８．５％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は９．５％である。
　Ｍｏ：０．１５～１．２５％
　モリブデン（Ｍｏ）は固溶強化元素及び炭化物形成元素として鋼の高温強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び靱性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０．１５～１．２５％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．７０％であり、さらに好ましくは０．８５％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は１．１５％であり、さらに好ましくは１．０５％である。
　Ｖ：０．０８～０．３５％
　バナジウム（Ｖ）は炭窒化物を形成して鋼の高温強度及びクリープ破断強度を高める。Ｖ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｖ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物が生成し、鋼のクリープ破断強度が低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０８～０．３５％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．１５％であり、さらに好ましくは０．１８％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３０％であり、さらに好ましくは０．２５％である。
　Ｎｂ：０．０２～０．１２％
　ニオブ（Ｎｂ）は、Ｖと同様に炭窒化物を形成して鋼の高温強度及びクリープ破断強度を高める。Ｎｂ含有量が低すぎれば、上記効果が得られない。一方、Ｎｂ含有量が高すぎれば、炭窒化物が凝集して粗大化し、鋼の強度が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０２～０．１２％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０４％であり、さらに好ましくは０．０６％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．１０％であり、さらに好ましくは０．０９％である。
　Ａｌ：０．０５％以下
　アルミニウム（Ａｌ）は、鋼を脱酸する。Ａｌが少しでも含有されれば（つまり、０％よりも多く含有されれば）、上記効果が得られる。一方、Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼の高温強度が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０５％以下である。Ａｌ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０３％である。本明細書におけるＡｌ含有量は、Ｔｏｔａｌ．Ａｌ（全Ａｌ）の含有量を意味する。
　Ｎ：０．０１～０．１０％
　窒素（Ｎ）は、Ｖ又はＮｂと炭窒化物を形成し、鋼のクリープ破断強度を高める。Ｎ含有量が低すぎれば、上記効果は得られない。一方、Ｎ含有量が高すぎれば、ブローホールが発生しやすくなる。ブローホールは、製品の表面疵の発生要因となる。また、Ｎ含有量が過剰になると窒化物の形成や固溶Ｎの増加により鋼が硬化しやすくなる。したがって、Ｎ含有量は０．０１～０．１０％である。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０２５％であり、さらに好ましくは０．０３８％である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．０６０％であり、さらに好ましくは０．０４８％である。
　本発明の高Ｃｒ鋼はさらに、Ｗ、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｉを含有してもよい。これらの元素は選択元素であり、いずれも高温強度を高める点で共通する。
　Ｗ：０～２．５０％
　タングステン（Ｗ）は選択元素である。Ｗは、Ｍｏと同様に、固溶強化元素及び炭化物形元素として鋼の高温強度を高める。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。重量比でＭｏの２倍のＷを含有すれば、高温域でのクリープ強度の向上に有効である。一方、Ｗ含有量が高すぎれば、母材強度が高くなり過ぎるため、母材に対する溶接継手部の強度が相対的に低下する。したがって、Ｗ含有量は０～２．５０％である。
　上述のとおり、ＷはＭｏとほぼ同等の効果を有する。Ｗを含有する場合、好ましくはＭｏ＋Ｗ／２が１．０～１．６％である。
　Ｗ含有量の好ましい下限は１．５％であり、Ｗ含有量の好ましい上限は２．０％である。
　Ｂ：０～０．０１％
　ボロン（Ｂ）は選択元素である。Ｂは、鋼中の炭化物を分散し、安定化する。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｂ含有量が高すぎれば、鋼の溶接性及び加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．０１％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００３％であり、さらに好ましくは０．００１％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　Ｔｉ：０～０．１％
　チタン（Ｔｉ）は選択元素である。ＴｉはＣｒよりも高温域まで安定な炭化物を形成し、鋼のクリープ強度を高める。一方、Ｔｉ含有量が高すぎれば、粗大な炭化物が多量に析出して鋼の靱性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．１％である。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．００３％であり、さらに好ましくは０．００７％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０３％であり、さらに好ましくは０．０２２％である。
　Ｎｉ：０～０．８％
　ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉはオーステナイト安定化元素であり、デルタ（δ）フェライトの生成を抑制する。フェライト形成元素であるＷ含有量が多い場合は特に、Ｎｉが含有されるのが好ましい。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、鋼のクリープ破断強度が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．８％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．２％である。なお、Ｗ含有量が少ない場合等、δフェライトを抑制しなくてもよい場合、好ましいＮｉ含有量は０．２％未満である。
　本発明の高Ｃｒ鋼はさらに、Ｃａ及びＭｇの少なくとも１種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも選択元素であり、鋼の熱間加工性を高める点で共通する。
　Ｃａ及びＭｇの少なくとも１種以上の合計：０～０．０１％
　カルシウム（Ｃａ）及びマグネシウム（Ｍｇ）はいずれも選択元素である。これらの元素は鋼の熱間加工性を高める。一方、これらの元素の含有量の合計が高すぎれば、鋼の清浄性が低下する。したがって、Ｃａ及びＭｇの少なくとも１種以上の合計の含有量（以下、Ｃａ及び／又はＭｇ総量という）は０～０．０１％である。Ｃａ及び／又はＭｇ総量の好ましい下限は０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００１５％である。Ｃａ及び／又はＭｇ総量の好ましい上限は０．００８％であり、さらに好ましくは０．００６％である。
　本発明による高Ｃｒ鋼の残部は、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、又は製造過程の環境等から混入される元素であって、本発明の高Ｃｒ鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　上記化学組成を有する高Ｃｒ鋼素管を、たとえば次の方法により製造する。
　上記化学組成を有する鋼を溶製し、周知の方法で精錬する。続いて、溶鋼を連続鋳造法により連続鋳造材にする。連続鋳造材はたとえば、スラブやブルームやラウンドビレットである。また、溶鋼を造塊法によりインゴットにしてもよい。
　スラブやブルーム、インゴットを熱間加工してビレット（製管用ビレット）にする。熱間圧延によりビレットにしてもよいし、熱間鍛造によりビレットにしてもよい。
　連続鋳造又は熱間加工により得られたビレットを熱間加工して素管を製造する。たとえば、熱間加工としてマンネスマン穿孔圧延を実施して、素管である継目無鋼管を製造する。穿孔圧延後の素管に対して、マンドレルミルを用いて延伸圧延を実施してもよいし、延伸圧延後、サイザ又はストレッチレデューサを用いて定径圧延を実施してもよい。以上の熱間加工により製造された素管を冷却する。素管は、室温まで冷却しても良い。好ましい冷却方法は、空冷又は放冷である。
　［熱処理工程］
　準備された素管に対して、第１熱処理を実施して、引き続き第２熱処理を実施する。上述のとおり、本熱処理工程では、熱処理後の高Ｃｒ鋼管中のマルテンサイト量をなるべく抑制する。
　［第１熱処理工程について］
　上記化学組成を有する素管は自硬性が高い。そのため、上述の製造方法で熱間加工された後、空冷又は放冷された場合であっても、マルテンサイトが生成される。そこで、準備された素管に対して、軟化を目的とした熱処理を実施する。
　初めに、準備された素管をＡＣ１点よりも高く９５０℃以下の第１温度に加熱する。そして、第１温度で素管を保持する。たとえば、第１温度の炉温を有する熱処理炉に素管を挿入し、そして、素管温度が第１温度となった後、素管を熱処理炉内で所定時間保持する。第１熱処理により、素管内のマルテンサイトがオーステナイトに変態し、組織中のマルテンサイトが減少する。
　第１温度がＡＣ１点以下であれば、組織中のマルテンサイトがオーステナイトに変態しない。一方、第１温度が９５０℃を超えると、素管の外面におけるスケール生成量が過剰に多くなる。素管外面に多量のスケールが生成されれば、熱処理工程後の高Ｃｒ鋼管に対してデスケール処理（スケールを外面から脱離する処理）を実施しなければならない。したがって、第１温度はＡＣ１点よりも高く９５０℃以下である。
　第１温度の好ましい下限は８４０℃以上であり、さらに好ましくは８６０℃以上であり、さらに好ましくはＡＣ３点以上である。この場合、第１熱処理工程後の素管に残存するマルテンサイト量が減少又は消滅する。
　第１熱処理温度に素管を加熱した後、第１熱処理温度で素管を好ましくは、５分以上保持する。この場合、素管の組織中のマルテンサイトが減少する。保持時間のより好ましい下限は８分である。保持時間が長すぎれば、素管表面でのスケール生成量が増加する。したがって、保持時間の好ましい上限は４０分であり、より好ましくは３０分である。
　［第１熱処理工程後～２熱処理工程について］
　第１熱処理工程の後、第２熱処理工程を実施する。このとき、図１に示すとおり、第１熱処理工程後の素管温度をＭｓ点以下に下げることなく、引き続き第２熱処理工程を開始する。したがって、第１熱処理工程後の素管温度は、Ｍｓ点よりも高い温度で維持されながら、引き続き第２熱処理工程が開始される。
　第２熱処理工程では、素管に対して、ＡＣ１点以下の第２温度で熱処理を実施する。具体的には、素管を第２温度に加熱した後、第２温度で素管を保持する。第２温度の好ましい下限は７００℃であり、好ましい上限は８００℃である。
　このとき、第１熱処理工程を第１熱処理炉で実施し、第２熱処理工程を第１熱処理炉と異なる第２熱処理炉で実施することが好ましい。この場合、第１熱処理炉から素管を炉外に抽出し、素管を第２熱処理炉に装入する。素管が第１熱処理炉から抽出されることによって、速やかに素管の温度を下げることができる。第２熱処理炉に装入される直前の素管温度は、第１熱処理炉から抽出されて第２熱処理炉に装入されるまでの間の時間によって調整することができる。
　第２熱処理炉に装入される直前の素管温度は、第２温度未満の温度であることが好ましい。すなわち、抽出する工程は、素管温度をＭｓ点よりも高く第２温度未満の温度に下げることが好ましい。この素管温度は、より好ましくはＭｓ点よりも高くＭｓ点＋２００℃以下の温度であり、さらに好ましくはＭｓ点よりも高くＭｓ点＋１００℃以下の温度である。第２熱処理炉に装入される直前の素管温度が低い方が、操業上、温度管理をしやすくなる。例えば薄肉の鋼管の場合、第２熱処理炉に装入される直前の素管温度を第２温度以上にするためには、保温するための特殊な処理や炉への搬送速度の管理など、よりシビアな対応が必要となる。
　一方、第１熱処理炉から抽出後、第２熱処理炉へ装入されるまでの間に、素管温度がＭｓ点以下まで冷却されれば、素管の微細組織内にマルテンサイトが形成される。第２熱処理工程では、マルテンサイトはオーステナイトに変態しないため、第２熱処理工程度の高Ｃｒ鋼管内に、マルテンサイトが残存する。この場合、高Ｃｒ鋼管の硬度及び強度は高くなり、拡管や伸管といった加工が困難になってしまう。
　本発明による高Ｃｒ鋼管の製造方法では、上述のとおり、第１熱処理工程と第２熱処理工程との間の素管温度をＭｓ点より高く維持する。そのため、高Ｃｒ鋼管内にマルテンサイトが生成されるのを抑制することができ、高Ｃｒ鋼管の硬度を低くすることができる。
　第１熱処理工程を完了した後、第２熱処理工程を開始するまでの間の素管温度の冷却速度を好ましくは１４０℃／分以下、より好ましくは９０℃／分以下、さらに好ましくは７０℃／分以下にする。冷却速度が低いほどフェライト析出量が増えるため、より硬度を低くすることができる。
　上記冷却速度の下限値は特に制限されない。冷却速度の好ましい下限は３℃／分である。
　種々の製造条件で高Ｃｒ鋼管を製造し、高Ｃｒ鋼管のビッカース硬度を測定した。
　［高Ｃｒ鋼管の製造方法］
　表１に示す鋼Ａ及びＢを溶製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１を参照して、鋼ＡはＡＳＴＭ　Ｐ９１に相当する化学組成であり、鋼ＢはＡＳＴＭ　Ｐ９２に相当する化学組成を有した。
　マンネスマン穿孔により各鋼種の素管を製造した。具体的には、連続鋳造法により各鋼種の複数の丸ビレットを製造した。ピアサを用いて丸ビレットに対して穿孔圧延を実施し、さらにマンドレルミル、サイザ又はストレッチレデューサにより定径圧延を実施し、素管を製造した。鋼Ａの各素管の外径は４０６．４ｍｍであり、肉厚は３７．０ｍｍであった。鋼Ｂの各素管の外径は２１９．１ｍｍであり、肉厚は２３．０ｍｍであった。
　製造された素管を用いて、表２に示す製造条件で熱処理を実施した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　図２～図７は、各製造条件のヒートパターンを示す図である。各製造条件において、第１熱処理工程及び第２熱処理工程は、同じ加熱炉又は互いに異なる加熱炉を用いて実施した。
　具体的には、製造条件１では、表２及び図２に示すとおり、第１熱処理工程として、素材を加熱炉に装入し、１０６０℃に加熱した。その後、素管を１０６０℃で１０分間保持した。続いて、素管を第１加熱炉から抽出し、炉外で室温（２５℃）まで冷却した。このときの冷却速度は表２に記載のとおりであった。その後、第１熱処理工程で用いた加熱炉と異なる他の加熱炉に素管を装入し、素管を７８０℃まで加熱し、素管を７８０℃で６０分間保持した。以上の工程により、高Ｃｒ鋼管を製造した。
　製造条件２では、表２及び図３に示すとおり、第１熱処理条件として、加熱炉を用いて素管を７８０℃で６０分保持した。その後、素管を加熱炉から抽出し、室温（２５℃）まで表２に示す冷却速度で冷却した。つまり、製造条件２では、熱処理工程を１回のみ実施した。
　製造条件３－１では、表２及び図４に示すとおり、本発明の範囲内となる製造条件で実施した。具体的には、第１熱処理工程として、素管を加熱炉に装入し、９２０℃に加熱した。その後、素管を９２０℃で１０分間保持した。続いて、素管を第１加熱炉から抽出し、炉外で素管温度をＭｓ点よりも高い温度（４３５℃以上）に維持した。このときの冷却速度は１２０℃／分であった。第１熱処理工程後の素管温度をＭｓ点以下に下げることなく、素管を第２加熱炉に装入した。第２加熱炉において素管を７８０℃まで加熱し、素管を７８０℃で６０分間保持した。以上の工程により、高Ｃｒ鋼管を製造した。
　製造条件３－２では、製造条件３－１と比較して、冷却速度のみ異なっていた。具体的には、製造条件３－２での冷却速度は２０℃／分であった。その他の条件は、製造条件３－１と同じであった。製造条件３－３では、製造条件３－１、３－２と比較して、冷却速度のみ異なっていた。具体的には、製造条件３－３での冷却速度は９０℃／分であった。その他の条件は、製造条件３－１、３－２と同じであった。
　製造条件４では、表２及び図５に示すとおり、製造条件３－１と比較して、冷却条件のみが異なっていた。具体的には、製造条件４では、第１熱処理工程終了後、素管を１５０℃以下まで冷却した。冷却条件以外の条件（第１及び第２熱処理条件）は、製造条件３－１と同じであった。
　製造条件５では、表２及び図６に示すとおり、製造条件３－１と比較して、第１熱処理工程での熱処理温度が低く、８５０℃であり、第１熱処理工程終了後の素管冷却速度は１４０℃／分であった。その他の条件は製造条件３－１と同じであった。
　製造条件６では、表２及び図７に示すとおり、製造条件５と比較して、冷却条件のみが異なっていた。具体的には、製造条件６では、第１熱処理工程終了後、素管を１５０℃以下まで冷却した。冷却条件以外の条件（第１及び第２熱処理工程）は、製造条件５と同じであった。
　試験番号１～１３の素管に対して、表２に示す製造条件で熱処理を実施して、高Ｃｒ鋼管を製造した。
　［ビッカース試験］
　各試験番号の高Ｃｒ鋼管の横断面のうち、肉厚中心の任意の点を選択した。各測定点において、ＪＩＳ　Ｚ２２４４（２００９）に準拠したビッカース硬さ試験を実施した。このとき、試験力は１０ｋｇｆであった。３つの測定点で得られた値の平均を、その試験番号の高Ｃｒ鋼管の硬さ（ＨＶ）と定義した。
　［試験結果］
　表３は、各試験番号の高Ｃｒ鋼管の硬さ（ＨＶ）を示す。図８は、表３中の試験番号１～７（鋼Ａを利用した試験番号）の結果を図示したものであり、図９は、表３中の試験番号８～１３（鋼Ｂを利用した試験番号）の結果を図示したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３、図８及び図９を参照して、試験番号１～３、８及び９の鋼の化学組成は本発明の範囲内であった。さらに、製造条件３－１、３－２、３－３及び５を用いて製造されたため、第１温度及び第２温度ともに、本発明の範囲内であった。さらに、第１熱処理工程から第２熱処理工程へ素管が移行するまでの間における素管温度（冷却停止温度）はＭｓ点よりも高かった。そのため、いずれの試験番号においても、ビッカース硬さが１９０ＨＶ以下と低かった。また、いずれの試験番号においても第１温度が過剰に高くなかったため、第２熱処理工程後の高Ｃｒ鋼管の表面に形成されたスケール量は少なかった。
　さらに、試験番号２の高Ｃｒ鋼管は製造条件３－２で製造されたため、第１熱処理工程後の素管の冷却速度が９０℃／分以下であった。そのため、同じ鋼Ａを用いた他の本発明例（試験番号１及び３）と比較して、ビッカース硬さＨＶがさらに低かった。同様に、試験番号８の高Ｃｒ鋼管は製造条件３－３で製造されたため、第１熱処理工程後の素官の冷却速度が９０℃／分以下であった。そのため、同じ鋼Ｂを用いた他の本発明例（試験番号９）と比較して、ビッカース硬さＨＶがさらに低かった。
　一方、試験番号４及び５の高Ｃｒ鋼管は、製造条件４及び６でそれぞれ製造された。そのため、第１熱処理温度及び第２熱処理温度は本発明の範囲内であったものの、冷却停止温度がＭｓ点以下（１５０℃以下）であった。そのため、ビッカース硬さが１９０ＨＶを超えて高かった。素管温度が低くなり過ぎたため、第１熱処理工程後に素管にマルテンサイトが形成されたと考えられる。
　試験番号６の高Ｃｒ鋼管は製造条件１で製造された。冷却停止温度がＭｓ点以下（２５℃）であったため、ビッカース硬さが１９０ＨＶよりも高かった。さらに、第１温度が１０６０℃と過剰に高かったため、本発明例（試験番号１～３）と比較して、高Ｃｒ鋼管の表面に形成されるスケール量が多かった。
　試験番号７の高Ｃｒ鋼管は製造条件２で製造された。単純焼きなまし処理（ＡＣ１点以下での熱処理）のみを実施したため、ビッカース硬さが１９０ＨＶを超えた。
　表３及び図９を参照して、試験番号１０の高Ｃｒ鋼管は鋼Ｂを用いて製造条件４で製造され、試験番号１１は製造条件６で製造された。そのため、これらの試験番号のビッカース硬さは１９０ＨＶを超えて高かった。
　試験番号１２の高Ｃｒ鋼管は製造条件１で製造されたため、ビッカース硬さが１９０ＨＶを超え、スケール量も多かった。
　試験番号１３の高Ｃｒ鋼管は製造条件２で製造されたため、ビッカース硬さが１９０ＨＶを超えた。
　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。

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０２～０．７０％、Ｍｎ：０．１０～１．０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：８．０～１０％、Ｍｏ：０．１５～１．２５％、Ｖ：０．０８～０．３５％、Ｎｂ：０．０２～０．１２％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．０１～０．１０％、Ｗ：０～２．５０％、Ｂ：０～０．０１％、Ｔｉ：０～０．１％、Ｎｉ：０～０．８％、Ｃａ及び／又はＭｇの合計：０～０．０１％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるビレットを熱間加工後に冷却して得られた素管を準備する工程と、
    　前記素管温度をＡＣ１点よりも高く９５０℃以下の第１温度で保持する第１熱処理工程と、
    　前記第１熱処理工程後、前記素管温度をＭｓ点以下の温度に下げることなく、引き続きＡＣ１点以下の第２温度で前記素管温度を保持する第２熱処理工程とを備える、高Ｃｒ鋼管の製造方法。
  2. 　請求項１に記載の製造方法であって、
    　前記第２温度は７００℃以上である、製造方法。
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の製造方法であって、
    　前記化学組成において、Ｎ：０．０５％未満である、製造方法。
  4. 　請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の製造方法であって、
    　前記第１熱処理工程後、前記第２熱処理工程を開始するまでの前記素管の冷却速度が９０℃／分以下である、製造方法。
  5. 　請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の製造方法であって、
    　前記第１熱処理工程は、第１熱処理炉で実施され、
    　前記第２熱処理工程は、前記第１熱処理炉と異なる第２熱処理炉で実施され、
    　前記製造方法は、
    　前記素管を前記第１熱処理炉から抽出する工程と、
    　前記抽出した素管を前記第２熱処理炉に装入する工程とをさらに備える、製造方法。
  6. 　請求項５に記載の製造方法であって、
    　前記抽出する工程は、前記素管温度をＭｓ点よりも高く前記第２温度未満の温度まで下げる、製造方法。
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