JP2017013075A - Production method for martensitic stainless steel tube - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法に関する。さらに詳しくは、管端部をアップセット加工するマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法に関する。 The present invention relates to a method for producing a martensitic stainless steel pipe. More specifically, the present invention relates to a method for manufacturing a martensitic stainless steel pipe in which the pipe end is upset.
油井管に代表される鋼管同士を接続する場合、たとえば、管端部にねじ部が形成される。この場合、ねじ部を有する継手を介して鋼管同士が接続されたり、鋼管の管端同士がねじ部により接続されたりする。鋼管の管端部にねじ部を形成する場合、ねじ部の強度を高めるために、管端部の肉厚を、他の鋼管部分の肉厚よりも厚くする。 When connecting steel pipes represented by oil well pipes, for example, a threaded portion is formed at the pipe end. In this case, steel pipes are connected to each other through a joint having a threaded portion, or pipe ends of the steel pipe are connected to each other by a threaded portion. When forming a thread part in the pipe end part of a steel pipe, in order to raise the intensity of a thread part, the thickness of a pipe end part is made thicker than the thickness of other steel pipe parts.
アップセット加工は、鋼管の管端部を増肉する。アップセット加工では、加熱された管端部を有する鋼管をダイスに挿入した後、マンドレルバーを用いて管端部を据込鍛造する。 In the upset process, the pipe end of the steel pipe is increased. In the upset process, a steel pipe having a heated pipe end is inserted into a die, and then the pipe end is upset and forged using a mandrel bar.
アップセット加工では、管端部が変形しながら増肉する。このとき、管端部が均一に変形せずに、管端部の内面に凹みが発生する場合がある。このような凹みをアンダーフィルという。鋼管の変形抵抗が高い場合（たとえば、鋼管が高合金である場合又はアップセット加工時の鋼管の加熱温度に制約がある場合等）は特に、アンダーフィルが発生しやすい。 In the upset process, the pipe end is deformed to increase the thickness. At this time, the tube end portion may not be uniformly deformed, and a dent may occur on the inner surface of the tube end portion. Such a dent is called underfill. When the deformation resistance of the steel pipe is high (for example, when the steel pipe is made of a high alloy or when the heating temperature of the steel pipe during upset processing is limited), underfill is likely to occur.
アップセット加工におけるアンダーフィルの発生を抑制する方法が特開平８−１０８８９号公報（特許文献１）に開示されている。特許文献１に開示された製造方法では、管端部における中央部を最高温度とし、中央部から両側に向かうに従って低温となるような温度分布で管端部を加熱した後、アップセット加工する。この場合、管端では変形抵抗が大きく、中央部では変形抵抗が小さい。そのため、増肉が軸方向に均一に起こる、と特許文献１には記載されている。 A method for suppressing the occurrence of underfill in upset processing is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 8-10889 (Patent Document 1). In the manufacturing method disclosed in Patent Document 1, the tube end is heated at a temperature distribution such that the center of the tube end is at the maximum temperature, and the temperature decreases toward the both sides from the center, and then upset processing is performed. In this case, the deformation resistance is large at the tube end, and the deformation resistance is small at the center. Therefore, Patent Document 1 describes that the thickening occurs uniformly in the axial direction.
しかしながら、変形抵抗の高い鋼管に対してアップセット加工を実施する場合、特許文献１の方法を適用しても、依然としてアンダーフィルが発生する場合がある。変形抵抗の高い鋼管はたとえば、Ｃｒを１０．０〜１４．０質量％含有するマルテンサイト系ステンレス鋼（以下、１３Ｃｒ鋼ともいう）である。 However, when upset processing is performed on a steel pipe having high deformation resistance, underfill may still occur even when the method of Patent Document 1 is applied. The steel pipe having high deformation resistance is, for example, martensitic stainless steel (hereinafter also referred to as 13Cr steel) containing 10.0 to 14.0% by mass of Cr.
１３Ｃｒ鋼からなる鋼管（以下、１３Ｃｒ鋼管ともいう）の管端部のアップセット加工において、変形抵抗を小さくするには、アップセット加工前の加熱温度を高くする方法がある。しかしながら、１３Ｃｒ鋼は、１２００℃以上に加熱すると急激にδフェライトが生成される。δフェライトが発生すると、靱性等の鋼の機械的特性が低下する。 In order to reduce deformation resistance in the upset processing of a pipe end portion of a steel pipe made of 13Cr steel (hereinafter also referred to as 13Cr steel pipe), there is a method of increasing the heating temperature before the upset processing. However, when 13Cr steel is heated to 1200 ° C. or higher, δ ferrite is rapidly generated. When δ ferrite is generated, mechanical properties of the steel such as toughness deteriorate.
本発明の目的は、１３Ｃｒ鋼管のアンダーフィルを抑制し、かつ、製造された１３Ｃｒ鋼管のδフェライトを低減できるマルテンサ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。 The objective of this invention is providing the manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe which can suppress the underfill of a 13Cr steel pipe, and can reduce (delta) ferrite of the manufactured 13Cr steel pipe.
本発明の実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法は、加熱する工程と、アップセット加工する工程と、焼入れ及び焼戻しを実施する工程とを備える。加熱する工程では、Ｃｒを１０．０〜１４．０質量％含有するマルテンサイト系ステンレス鋼管の管端部を１２００〜１３００℃未満の温度に加熱する。アップセット加工する工程では、加熱された管端部をアップセット加工する。焼入れ及び焼戻しを実施する工程では、アップセット加工された管端部に対して焼入れ及び焼戻しを実施する。 The manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe by embodiment of this invention is equipped with the process of heating, the process of upset processing, and the process of implementing hardening and tempering. In the heating step, the tube end portion of the martensitic stainless steel tube containing 10.0 to 14.0% by mass of Cr is heated to a temperature of 1200 to less than 1300 ° C. In the upsetting process, the heated pipe end is upset. In the step of performing quenching and tempering, quenching and tempering are performed on the end portion of the pipe that has been upset.
本発明によるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法は、１３Ｃｒ鋼管のアンダーフィルを抑制し、かつ、製造された１３Ｃｒ鋼管のδフェライトを低減できる。 The manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe by this invention can suppress the underfill of 13Cr steel pipe, and can reduce (delta) ferrite of the manufactured 13Cr steel pipe.
以下、図面を参照して、本実施形態の１３Ｃｒ鋼管の製造方法について詳述する。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。 Hereinafter, with reference to drawings, the manufacturing method of the 13Cr steel pipe of this embodiment is explained in full detail. In the drawings, the same or corresponding parts are denoted by the same reference numerals and description thereof will not be repeated.
本発明者らは、１３Ｃｒ鋼管の管端部をアップセット加工しても、アンダーフィルの発生を抑制できる製造方法について検討した。その結果、次の知見を得た。 The present inventors have studied a manufacturing method that can suppress the occurrence of underfill even when the pipe end of a 13Cr steel pipe is upset. As a result, the following knowledge was obtained.
［１３Ｃｒ鋼及び炭素鋼の加熱温度と変形抵抗との関係］
図１は、１３Ｃｒ鋼及び炭素鋼の加熱温度と変形抵抗との関係を示す図である。図１は次の方法により得られた。表１に示す化学組成を有する１３Ｃｒ鋼材と、ＪＩＳＧ４０５１（２００９）に規定されたＳ４５Ｃに相当する化学組成を有する炭素鋼材とを準備した。
[Relationship between heating temperature and deformation resistance of 13Cr steel and carbon steel]
FIG. 1 is a diagram showing the relationship between the heating temperature and deformation resistance of 13Cr steel and carbon steel. FIG. 1 was obtained by the following method. A 13Cr steel material having a chemical composition shown in Table 1 and a carbon steel material having a chemical composition corresponding to S45C defined in JISG4051 (2009) were prepared.
１３Ｃｒ鋼材及び炭素鋼材から引張試験片を採取した。採取された引張試験片を種々の温度に加熱した。加熱された引張試験片に対して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に準拠した引張試験を大気中で実施し、変形抵抗（降伏応力、単位はｋｇｆ／ｍｍ2）を求めた。得られた変形抵抗値をプロットして図１を得た。 Tensile specimens were taken from 13Cr steel and carbon steel. The collected tensile specimens were heated to various temperatures. A tensile test based on JIS Z 2241 (2011) was performed on the heated tensile test piece in the air to determine deformation resistance (yield stress, unit: kgf / mm 2 ). The obtained deformation resistance values were plotted to obtain FIG.
図１中の「○」印は１３Ｃｒ鋼材の変形抵抗を示し、「◇」印は炭素鋼材の変形抵抗を示す。図１を参照して、１３Ｃｒ鋼材の変形抵抗は、いずれの加熱温度においても、炭素鋼材よりも高い。しかしながら、１３Ｃｒ鋼材及び炭素鋼材ともに、加熱温度が高まるにしたがい変形抵抗が低下する。そして、１３Ｃｒ鋼材は、炭素鋼材と比較して、加熱温度の上昇に伴う変形抵抗の低下代が大きい。そのため、加熱温度が上昇して１２００℃となったとき、１３Ｃｒ鋼材の変形抵抗は、炭素鋼材の変形抵抗とほぼ同等レベルまで下がる。 In FIG. 1, “◯” indicates the deformation resistance of the 13Cr steel material, and “◇” indicates the deformation resistance of the carbon steel material. Referring to FIG. 1, the deformation resistance of 13Cr steel material is higher than that of carbon steel material at any heating temperature. However, the deformation resistance of both the 13Cr steel material and the carbon steel material decreases as the heating temperature increases. And 13Cr steel materials have a large reduction margin of deformation resistance accompanying the rise in heating temperature compared with carbon steel materials. Therefore, when the heating temperature rises to 1200 ° C., the deformation resistance of the 13Cr steel material decreases to a level substantially equal to the deformation resistance of the carbon steel material.
以上の結果から、１３Ｃｒ鋼管をアップセット加工する場合、１２００℃以上の加熱温度で加熱すれば、炭素鋼材と同等の変形抵抗となり、アンダーフィルの発生が抑制されると考えられる。 From the above results, when upsetting the 13Cr steel pipe, it is considered that if it is heated at a heating temperature of 1200 ° C. or higher, the deformation resistance is equivalent to that of the carbon steel material, and the occurrence of underfill is suppressed.
しかしながら、１３Ｃｒ鋼を１２００℃以上の温度に加熱すれば、上述のとおり、金属組織にδフェライトが生成しやすい。δフェライトは一度生成されると、その除去は困難であると考えられていたため、従前の１３Ｃｒ鋼材の熱間加工では、加熱温度が１２００℃未満に抑えられている。 However, if 13Cr steel is heated to a temperature of 1200 ° C. or higher, δ ferrite is easily generated in the metal structure as described above. Since δ ferrite was once considered to be difficult to remove, the conventional hot working of 13Cr steel has a heating temperature of less than 1200 ° C.
［δフェライト低減方法］
本発明者らは、１３Ｃｒ鋼を１２００℃以上でアップセット加工した場合であってもδフェライトの生成が低減される方法について検討した。その結果、次の知見を得た。
[Δ ferrite reduction method]
The present inventors examined a method for reducing the formation of δ ferrite even when the 13Cr steel was upset at 1200 ° C. or higher. As a result, the following knowledge was obtained.
１２００℃以上の加熱温度で加熱された１３Ｃｒ鋼管をアップセット加工した後、焼入れ及び焼戻しを実施すれば、δフェライトが低減される。 If a 13Cr steel pipe heated at a heating temperature of 1200 ° C. or higher is upset, and then quenched and tempered, δ ferrite is reduced.
図２及び図３は、１２００℃以上でアップセット加工された後、放冷された１３Ｃｒ鋼管のミクロ組織写真画像である。図４は、１２００℃以上でアップセット加工された後、焼入れ及び焼戻しされた１３Ｃｒ鋼管のミクロ組織写真画像である。図２〜図４は次の方法により得られた。 2 and 3 are microstructural photographic images of 13Cr steel pipe that has been upset at 1200 ° C. or higher and then allowed to cool. FIG. 4 is a microstructure photo image of a 13Cr steel pipe that has been upset at 1200 ° C. or higher and then quenched and tempered. 2 to 4 were obtained by the following method.
図２では、表１に示す化学組成の１３Ｃｒ鋼管の管端部を１２３０℃に加熱して、アップセット加工を実施した。アップセット加工後、１３Ｃｒ鋼管を放冷した。冷却後の１３Ｃｒ鋼管の管端部を切断して、ミクロ組織観察を実施した。具体的には、鋼管の肉厚中央部からサンプルを採取した。サンプルの表面のうち、鋼管の軸方向と垂直な表面を機械研磨した後、周知の腐食液でエッチングした。エッチング後の表面に対して顕微鏡を用いてミクロ組織観察を行い、図２のミクロ組織写真画像を得た。 In FIG. 2, the pipe end part of the 13Cr steel pipe of the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1230 degreeC, and the upset process was implemented. After the upset processing, the 13Cr steel pipe was allowed to cool. The end of the 13Cr steel pipe after cooling was cut, and the microstructure was observed. Specifically, a sample was taken from the thickness center of the steel pipe. Of the surface of the sample, the surface perpendicular to the axial direction of the steel pipe was mechanically polished and then etched with a known corrosive solution. Microstructure observation was performed on the surface after etching using a microscope, and the microstructural photograph image of FIG. 2 was obtained.
図３では、表１に示す化学組成の１３Ｃｒ鋼管の管端部を１２００℃に加熱した。その他の条件（アップセット加工）は図２を得た場合と同じとした。図２と同じ方法でミクロ組織観察を行い、図３のミクロ組織写真画像を得た。 In FIG. 3, the tube end of a 13Cr steel pipe having the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1200 ° C. Other conditions (upset processing) were the same as those obtained in FIG. Microstructure observation was performed by the same method as FIG. 2, and the microstructural photograph image of FIG. 3 was obtained.
図４では、表１に示す化学組成の１３Ｃｒ鋼管の管端部を１２１０℃に加熱して、図２及び図３と同じ条件でアップセット加工を実施した。さらに、アップセット加工後の１３Ｃｒ鋼管に対して、焼入れを実施した。焼入れ後、１３Ｃｒ鋼管に対して、焼戻しを実施した。焼入れ温度は９１０℃、保持時間は１５分であり、水冷による焼入れを実施した。焼戻し温度は６０５℃、保持時間は３０分であり、保持時間経過後、放冷した。焼戻し後の１３Ｃｒ鋼管を用いて、図２と同じ方法でミクロ組織観察を行い、図４のミクロ組織写真画像を得た。 In FIG. 4, the pipe end part of the 13Cr steel pipe of the chemical composition shown in Table 1 was heated to 1210 degreeC, and the upset process was implemented on the same conditions as FIG.2 and FIG.3. Furthermore, hardening was implemented with respect to the 13Cr steel pipe after an upset process. After quenching, the 13Cr steel pipe was tempered. The quenching temperature was 910 ° C., the holding time was 15 minutes, and quenching by water cooling was performed. The tempering temperature was 605 ° C. and the holding time was 30 minutes. Using the 13Cr steel pipe after tempering, the microstructure was observed in the same manner as in FIG. 2 to obtain the microstructural photographic image in FIG.
図２〜図４中の黒色部分がδフェライトである。図２〜図４を参照して、１２００℃以上でアップセット加工のみを実施した場合（図２及び図３）、組織内にδフェライトが多数生成した。ＡＳＴＭ（米国材料試験協会）Ｅ５６２に規定されるメッシュカウント法によってδフェライト率（％）を算出した結果、図２のδフェライト率は１．３３％であり、図３のδフェライト率は０．８３％であった。 The black portion in FIGS. 2 to 4 is δ ferrite. 2 to 4, when only the upset processing was performed at 1200 ° C. or higher (FIGS. 2 and 3), many δ ferrites were generated in the structure. As a result of calculating the δ ferrite ratio (%) by the mesh count method defined in ASTM (American Society for Testing and Materials) E562, the δ ferrite ratio in FIG. 2 is 1.33%, and the δ ferrite ratio in FIG. 83%.
一方、１２００℃以上で１３Ｃｒ鋼管に対しアップセット加工を実施した後、焼入れ及び焼戻しを実施した場合（図４）、組織内にδフェライトがほぼ観察されず、δフェライト率は０．０１％であった。 On the other hand, when the 13Cr steel pipe was upset at 1200 ° C. or higher and then quenched and tempered (FIG. 4), almost no δ ferrite was observed in the structure, and the δ ferrite ratio was 0.01%. there were.
以上の結果から、１３Ｃｒ鋼材を１２００℃以上に加熱してアップセット加工を実施した後、焼入れ及び焼戻し処理を実施すれば、δフェライトを低減できる。 From the above results, δ ferrite can be reduced if the 13Cr steel material is heated to 1200 ° C. or more and subjected to upset processing, followed by quenching and tempering.
図５は、１３Ｃｒ鋼管のアップセット加工の加熱温度と、δフェライト率との関係を示す図である。図５は後述の実施例により得られた。図５中の「◇」印は、アップセット加工後、放冷して得られた１３Ｃｒ鋼管（アップセットまま材）の結果である。「○」印は、アップセット加工後、焼入れ及び焼戻しを実施した１３Ｃｒ鋼管の結果である。 FIG. 5 is a diagram showing the relationship between the heating temperature of the 13Cr steel pipe upset process and the δ ferrite rate. FIG. 5 was obtained by an example described later. The “◇” mark in FIG. 5 is the result of 13Cr steel pipe (upset material) obtained by cooling after upset processing. The “◯” mark is the result of 13Cr steel pipe that has been quenched and tempered after upset processing.
図５を参照して、アップセットまま材の場合、１２００℃以上でδフェライト率（％）が顕著に増大する。一方、アップセット加工後、焼入れ及び焼戻しを実施する場合、１２００℃以上の加熱温度でアップセット加工を実施しても、δフェライト率はほぼ０％であり、δフェライトを低減できる。 Referring to FIG. 5, the δ ferrite ratio (%) is remarkably increased at 1200 ° C. or higher in the case of the as-upset material. On the other hand, when quenching and tempering are performed after the upset process, even if the upset process is performed at a heating temperature of 1200 ° C. or higher, the δ ferrite ratio is almost 0%, and δ ferrite can be reduced.
以上の知見に基づいて完成した本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法は、加熱する工程と、アップセット加工する工程と、焼入れ及び焼戻しを実施する工程とを備える。加熱する工程では、Ｃｒを１０．０〜１４．０質量％含有するマルテンサイト系ステンレス鋼管の管端部を１２００〜１３００℃未満の温度に加熱する。アップセット加工する工程では、加熱された管端部をアップセット加工する。焼入れ及び焼戻しを実施する工程では、アップセット加工された管端部に対して焼入れ及び焼戻しを実施する。 The manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe according to the present embodiment completed based on the above knowledge includes a heating step, an upset processing step, and a quenching and tempering step. In the heating step, the tube end portion of the martensitic stainless steel tube containing 10.0 to 14.0% by mass of Cr is heated to a temperature of 1200 to less than 1300 ° C. In the upsetting process, the heated pipe end is upset. In the step of performing quenching and tempering, quenching and tempering are performed on the end portion of the pipe that has been upset.
本実施形態の製造方法は、アップセット加工する１３Ｃｒ鋼管の管端部を１２００℃以上に加熱する。これにより、１３Ｃｒ鋼管の変形抵抗が低減されるため、アップセット加工後の管端部にアンダーフィルが発生しにくい。また、アップセット加工後に１３Ｃｒ鋼管に焼入れ及び焼戻しを実施する。これにより、加熱する工程で管端部に生成されたδフェライトを低減できる。 The manufacturing method of this embodiment heats the pipe end of the 13Cr steel pipe to be upset to 1200 ° C. or higher. Thereby, since the deformation resistance of the 13Cr steel pipe is reduced, it is difficult for underfill to occur at the end of the pipe after upsetting. In addition, the 13Cr steel pipe is quenched and tempered after the upset process. Thereby, the δ ferrite generated at the end of the tube in the heating step can be reduced.
好ましくは、上述の製造方法は、焼入れ及び焼戻しを実施する工程の前に、１回以上の加熱する工程と、複数回のアップセット加工する工程とを備える。 Preferably, the above-described manufacturing method includes one or more heating steps and a plurality of upset processing steps before the steps of quenching and tempering.
管端部のアップセット加工において、１回当たりの加工量が大きいとアンダーフィルが発生しやすい。管端部を複数回に分けてアップセット加工すると、アップセット加工１回当たりの加工量が少ない。そのため、アンダーフィルの発生がさらに抑制される。 In the upset processing of the pipe end, underfill is likely to occur if the processing amount per process is large. If the pipe end is divided into a plurality of times, the amount of processing per upset process is small. Therefore, the occurrence of underfill is further suppressed.
好ましくは、本実施形態の製造方法で製造されるマルテンサイト系ステンレス鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０５％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、Ｍｏ：０．５〜７．０％、Ｎｉ：４．０〜８．０％、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．７５％、Ｚｒ：０〜２．０％、Ｃａ：０〜０．０５％、Ｍｇ：０〜０．０５％、希土類元素：０〜０．０５％、及び、Ｎ：０．０５％以下、Ｃｕ：０〜３．５％、Ｖ：０〜０．１２％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。 Preferably, the martensitic stainless steel pipe manufactured by the manufacturing method of the present embodiment is mass%, C: 0.05% or less, Si: 1.0% or less, Mn: 1.0% or less, P: 0.04% or less, S: 0.005% or less, Cr: 10.0 to 14.0%, Mo: 0.5 to 7.0%, Ni: 4.0 to 8.0%, Al: 0 0.001 to 0.1%, Ti: 0 to 0.75%, Zr: 0 to 2.0%, Ca: 0 to 0.05%, Mg: 0 to 0.05%, Rare earth elements: 0 to 0 0.05% and N: 0.05% or less, Cu: 0 to 3.5%, V: 0 to 0.12%, and the balance is made of Fe and impurities.
［製造方法］
上述の知見に基づく本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼管（１３Ｃｒ鋼管）の製造方法は、次のとおりである。
[Production method]
The manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe (13Cr steel pipe) of the present embodiment based on the above knowledge is as follows.
本実施形態の１３Ｃｒ鋼管の製造方法は、１３Ｃｒ鋼管を加熱する工程（加熱工程：Ｓ１）と、１３Ｃｒ鋼管をアップセット加工する工程（アップセット加工工程：Ｓ２）と、アップセット加工後の１３Ｃｒ鋼管を焼入れ及び焼戻しを実施する工程（焼入れ及び焼戻し工程：Ｓ３）とを備える。以下、各工程について詳述する。 The manufacturing method of the 13Cr steel pipe of this embodiment includes a step of heating the 13Cr steel pipe (heating step: S1), a step of upsetting the 13Cr steel pipe (upset processing step: S2), and a 13Cr steel pipe after the upset processing. A step of quenching and tempering (quenching and tempering step: S3). Hereinafter, each process is explained in full detail.
［加熱工程：Ｓ１］
初めに、マルテンサイト系ステンレス鋼管を準備し、加熱する。本実施形態のマルテンサイト系ステンレス鋼管は、１０．０〜１４．０質量％のＣｒを含有する。以下、１０．０〜１４．０質量％のＣｒを含有するマルテンサイト系ステンレス鋼管を、「１３Ｃｒ鋼管」という。
[Heating step: S1]
First, a martensitic stainless steel pipe is prepared and heated. The martensitic stainless steel pipe of this embodiment contains 10.0 to 14.0% by mass of Cr. Hereinafter, the martensitic stainless steel pipe containing 10.0 to 14.0% by mass of Cr is referred to as “13Cr steel pipe”.
１３Ｃｒ鋼管の化学組成は、Ｃｒ含有量が１０．０〜１４．０％で、マルテンサイト系ステンレス鋼が得られる組成であれば、特に限定されない。好ましくは、１３Ｃｒ鋼管の化学組成は、次の元素を含有する。以下の説明で、化学組成の「％」は「質量％」を意味する。 The chemical composition of the 13Cr steel pipe is not particularly limited as long as the Cr content is 10.0 to 14.0% and a martensitic stainless steel can be obtained. Preferably, the chemical composition of the 13Cr steel pipe contains the following elements. In the following description, “%” of the chemical composition means “mass%”.
Ｃ：０．０５％以下
炭素（Ｃ）は不可避に含有される。Ｃは鋼の強度を高める。しかしながら、Ｃ含有量が高すぎれば、Ｃｒ炭化物が過剰に析出し、応力腐食割れが発生する。したがって、Ｃ含有量は０．０５％以下である。鋼の強度をさらに有効に高めるための好ましいＣ含有量の下限は、０．００１％である。
C: 0.05% or less Carbon (C) is inevitably contained. C increases the strength of the steel. However, if the C content is too high, Cr carbide precipitates excessively and stress corrosion cracking occurs. Therefore, the C content is 0.05% or less. A preferable lower limit of the C content for effectively increasing the strength of the steel is 0.001%.
Ｓｉ：１．０％以下
シリコン（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼の耐食性を高める。しかしながら、Ｓｉ含有量が高すぎれば、鋼の靭性及び加工性が低下する。また、Ｓｉはフェライト形成元素であるため、Ｓｉ含有量が高すぎればδフェライトが生成され、鋼の靱性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は１．０％以下にする。鋼の耐食性をさらに有効に高めるための好ましいＳｉ含有量の下限は、０．０５％である。
Si: 1.0% or less Silicon (Si) deoxidizes steel. Si further increases the corrosion resistance of the steel. However, if the Si content is too high, the toughness and workability of the steel will decrease. Further, since Si is a ferrite forming element, if the Si content is too high, δ ferrite is generated, and the toughness of the steel is reduced. Therefore, the Si content is 1.0% or less. A preferable lower limit of the Si content for further effectively increasing the corrosion resistance of the steel is 0.05%.
Ｍｎ：１．０％以下
マンガン（Ｍｎ）は、鋼を脱酸する。Ｍｎ含有量が高すぎれば、鋼の延性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．０％以下である。また、Ｍｎはオーステナイト形成元素であり、組織のマルテンサイト化に寄与する。したがって、その効果を得るための好ましいＭｎ含有量の下限は０．１％である。
Mn: 1.0% or less Manganese (Mn) deoxidizes steel. If the Mn content is too high, the ductility of the steel decreases. Therefore, the Mn content is 1.0% or less. Moreover, Mn is an austenite forming element and contributes to the martensite structure. Therefore, the lower limit of the preferable Mn content for obtaining the effect is 0.1%.
Ｐ：０．０４％以下
燐（Ｐ）は不純物である。Ｐは、フェライト形成元素であるため、δフェライトを生成し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０４％以下である。
P: 0.04% or less Phosphorus (P) is an impurity. Since P is a ferrite forming element, δ ferrite is generated and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the P content is 0.04% or less.
Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は不純物である。Ｓは、フェライト形成元素であるため、δフェライトを生成し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｓ含有量は０．００５％以下である。
S: 0.005% or less Sulfur (S) is an impurity. Since S is a ferrite forming element, δ ferrite is generated and the toughness of the steel is lowered. Therefore, the S content is 0.005% or less.
Ｃｒ：１０．０〜１４．０％
クロム（Ｃｒ）は、使用環境下での鋼の耐食性を高める。Ｃｒはさらに、炭化物を生成して鋼の強度を高める。Ｃｒ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｃｒ含有量が高すぎれば、焼戻し後の組織をマルテンサイトにするのを妨げる。さらに、Ｃｒはフェライト生成元素であるためＣｒ含有量が高すぎれば、δフェライトを生成し、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１０．０〜１４．０％である。
Cr: 10.0-14.0%
Chromium (Cr) enhances the corrosion resistance of steel in the usage environment. Cr further generates carbides and increases the strength of the steel. If the Cr content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content is too high, it prevents the tempered structure from becoming martensite. Furthermore, since Cr is a ferrite-forming element, if the Cr content is too high, δ ferrite is generated and the toughness of the steel is reduced. Therefore, the Cr content is 10.0 to 14.0%.
Ｍｏ：０．５〜７．０％
モリブデン（Ｍｏ）は、鋼の耐食性を高め、かつ、鋼の強度を高める。Ｍｏ含有量が低すぎれば、これらの効果が得られない。一方、Ｍｏ含有量が高すぎれば、製造コストが高くなる。したがって、Ｍｏ含有量は０．５〜７．０％である。
Mo: 0.5-7.0%
Molybdenum (Mo) increases the corrosion resistance of the steel and increases the strength of the steel. If the Mo content is too low, these effects cannot be obtained. On the other hand, if the Mo content is too high, the manufacturing cost increases. Therefore, the Mo content is 0.5 to 7.0%.
Ｎｉ：４．０〜８．０％
ニッケル（Ｎｉ）は、オーステナイト形成元素であり、組織のマルテンサイト化に寄与する。Ｎｉ含有量が低すぎれば、焼戻し後の組織に多くのフェライトが析出する。一方、Ｎｉ含有量が高すぎれば、焼戻し後の組織が主としてオーステナイトとなる。したがって、Ｎｉ含有量は４．０〜８．０％である。
Ni: 4.0-8.0%
Nickel (Ni) is an austenite forming element and contributes to the martensitic transformation of the structure. If the Ni content is too low, a large amount of ferrite precipitates in the tempered structure. On the other hand, if the Ni content is too high, the structure after tempering is mainly austenite. Therefore, the Ni content is 4.0 to 8.0%.
Ａｌ：０．００１〜０．１％
アルミニウム（Ａｌ）は、Ｓｉと同様に鋼を脱酸する。Ａｌ含有量が高すぎれば、鋼中に多くの介在物が生成され、耐食性が低下する。一方、Ａｌ含有量が低すぎれば、鋼の脱酸効果が得られない。したがって、Ａｌ含有量は０．００１〜０．１％である。本実施形態においてＡｌ含有量は、酸可溶Ａｌ（ｓｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。
Al: 0.001 to 0.1%
Aluminum (Al) deoxidizes steel in the same way as Si. If the Al content is too high, many inclusions are produced in the steel and the corrosion resistance is reduced. On the other hand, if the Al content is too low, the deoxidizing effect of the steel cannot be obtained. Therefore, the Al content is 0.001 to 0.1%. In this embodiment, Al content means content of acid-soluble Al (sol.Al).
Ｔｉ：０〜０．７５％
チタン（Ｔｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｔｉは鋼中に固溶し、炭窒化物として析出して、鋼の強度を高める。Ｔｉが少しでも含有されると、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｔｉ含有量が高すぎれば、炭窒化物が多量に析出し、延性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０〜０．７５％である。鋼の強度をさらに有効に高めるための好ましいＴｉ含有量の下限は、４×Ｃ（％）である。
Ti: 0 to 0.75%
Titanium (Ti) is an optional element and may not be contained. When contained, Ti dissolves in the steel and precipitates as carbonitride to increase the strength of the steel. If Ti is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. However, if the Ti content is too high, a large amount of carbonitride precipitates and ductility decreases. Therefore, the Ti content is 0 to 0.75%. A preferable lower limit of the Ti content for further effectively increasing the strength of the steel is 4 × C (%).
Ｚｒ：０〜２．０％
ジルコニウム（Ｚｒ）は任意元素である、含有されなくてもよい。含有される場合、ＺｒはＴｉ同様に、鋼中に固溶し、炭窒化物として析出して、鋼の強度を高める。しかしながら、Ｚｒ含有量が高すぎれば、炭窒化物が多量に析出し、延性が低下する。したがって、Ｚｒ含有量は０〜２．０％である。鋼の強度をさらに有効に高めるための好ましいＺｒ含有量の下限は、１０×Ｃ（％）である。
Zr: 0 to 2.0%
Zirconium (Zr) is an optional element and may not be contained. When contained, Zr, like Ti, dissolves in the steel and precipitates as carbonitride to increase the strength of the steel. However, if the Zr content is too high, a large amount of carbonitride precipitates and ductility is lowered. Therefore, the Zr content is 0 to 2.0%. A preferable lower limit of the Zr content for effectively increasing the strength of the steel is 10 × C (%).
Ｃａ：０〜０．０５％
カルシウム（Ｃａ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｃａは鋼の熱間加工性を高める。Ｃａが少しでも含有されると、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃａ含有量が高すぎれば、Ｃａが酸素（Ｏ）と結合して鋼の清浄性が低下し、熱間加工性がかえって低下する。したがって、Ｃａ含有量は０〜０．０５％である。鋼の熱間加工性をさらに有効に高めるための好ましいＣａ含有量の下限は、０．００１％である。
Ca: 0 to 0.05%
Calcium (Ca) is an optional element and may not be contained. When contained, Ca increases the hot workability of the steel. If Ca is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. However, if the Ca content is too high, Ca combines with oxygen (O), and the cleanliness of the steel decreases, and the hot workability decreases. Therefore, the Ca content is 0 to 0.05%. A preferable lower limit of the Ca content for further effectively increasing the hot workability of the steel is 0.001%.
Ｍｇ：０〜０．０５％
マグネシウム（Ｍｇ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＭｇはＣａと同様に、鋼の熱間加工性を高める。Ｍｇが少しでも含有されると、この効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｇ含有量が高すぎれば、ＭｇがＯと結合して、鋼の清浄性が低下し、かえって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｍｇ含有量は０〜０．０５％である。鋼の熱間加工性をさらに有効に高めるための好ましいＭｇ含有量の下限は、０．００１％である。
Mg: 0 to 0.05%
Magnesium (Mg) is an optional element and may not be contained. When contained, Mg increases the hot workability of the steel, similar to Ca. If Mg is contained even a little, this effect can be obtained to some extent. However, if the Mg content is too high, Mg is combined with O and the cleanliness of the steel is lowered, and the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the Mg content is 0 to 0.05%. A preferable lower limit of the Mg content for further effectively increasing the hot workability of the steel is 0.001%.
希土類元素（ＲＥＭ）：０〜０．０５％
希土類元素（ＲＥＭ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＲＥＭはＳとの親和力が強く、鋼の熱間加工性を高める。ＲＥＭが少しでも含有されると、この効果がある程度得られる。しかしながら、ＲＥＭ含有量が高すぎれば、ＲＥＭがＯと結合して、鋼の清浄性が低下し、かえって鋼の熱間加工性が低下する。したがって、ＲＥＭ含有量は０〜０．０５％である。鋼の熱間加工性をさらに有効に高めるための好ましいＲＥＭ含有量の下限は、０．００１％である。なお、「ＲＥＭ」とは、Ｓｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はＲＥＭのうちの１種又は２種以上の元素の合計含有量を指す。また、ＲＥＭについては一般的にミッシュメタルに含有される。このため、たとえば、ミッシュメタルの形で添加して、ＲＥＭの量が上記の範囲となるように含有させてもよい。
Rare earth element (REM): 0 to 0.05%
The rare earth element (REM) is an optional element and may not be contained. When contained, REM has a strong affinity with S and improves the hot workability of steel. If even a small amount of REM is contained, this effect can be obtained to some extent. However, if the REM content is too high, REM combines with O and the cleanliness of the steel is lowered, and on the contrary, the hot workability of the steel is lowered. Therefore, the REM content is 0 to 0.05%. A preferable lower limit of the REM content for further effectively increasing the hot workability of the steel is 0.001%. “REM” is a generic name for a total of 17 elements of Sc, Y, and lanthanoid, and the content of REM refers to the total content of one or more elements of REM. Further, REM is generally contained in misch metal. For this reason, for example, it may be added in the form of misch metal and contained so that the amount of REM falls within the above range.
Ｎ：０．０５％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、鋼中に固溶し、微細な窒化物を形成して、鋼の強度を高める。Ｎ含有量が高すぎれば、鋼中に窒化物が多く析出され、熱間加工性が低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０５％以下である。
N: 0.05% or less Nitrogen (N) is an impurity. N dissolves in steel and forms fine nitrides to increase the strength of the steel. If the N content is too high, a large amount of nitride is precipitated in the steel and the hot workability is lowered. Therefore, the N content is 0.05% or less.
Ｃｕ：０〜３．５％
銅（Ｃｕ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、ＣｕはＮｉと同様にオーステナイト形成元素であり、組織のマルテンサイト化に寄与する。また、Ｃｕは鋼中への水素の侵入を抑制し、耐硫化物応力腐食割れ性を高める。しかしながら、Ｃｕ含有量が高すぎれば、焼戻し後の組織が主としてオーステナイトとなる。また、Ｃｕ含有量が３．５％を超えれば、ＣｕＳが粒界に析出し熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０〜３．５％である。鋼の組織のマルテンサイト化をさらに有効に高めるための好ましいＣｕ含有量の下限は、０．２％である。
Cu: 0 to 3.5%
Copper (Cu) is an optional element and may not be contained. When contained, Cu is an austenite-forming element like Ni and contributes to the martensitic transformation of the structure. Moreover, Cu suppresses the penetration of hydrogen into the steel and improves the resistance to sulfide stress corrosion cracking. However, if the Cu content is too high, the structure after tempering is mainly austenite. Moreover, if Cu content exceeds 3.5%, CuS will precipitate to a grain boundary and hot workability will fall. Therefore, the Cu content is 0 to 3.5%. A preferable lower limit of the Cu content for further effectively increasing the martensite structure of the steel is 0.2%.
Ｖ：０〜０．１２％
バナジウム（Ｖ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。含有される場合、Ｖは炭化物を形成し鋼の強度、靱性を高める。しかしながら、Ｖ含有量が０．１２％を超えれば、鋼の靱性が低下する。したがって、Ｖ含有量は０〜０．１２％である。鋼の強度をさらに有効に高めるための好ましいＶ含有量の下限は、０．０５％である。
V: 0 to 0.12%
Vanadium (V) is an optional element and may not be contained. When contained, V forms a carbide and increases the strength and toughness of the steel. However, if the V content exceeds 0.12%, the toughness of the steel decreases. Therefore, the V content is 0 to 0.12%. A preferable lower limit of the V content for further effectively increasing the strength of the steel is 0.05%.
本実施形態によるマルテンサイト系ステンレス鋼は、上記の元素を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなる。ここでいう「不純物」とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料その他の要因により混入する成分を意味する。 The martensitic stainless steel according to the present embodiment contains the above elements, with the balance being Fe and impurities. The term “impurities” as used herein means components mixed due to raw materials such as ores and scraps and other factors when industrially producing steel materials.
１３Ｃｒ鋼管を１２００〜１３００℃未満で加熱する。たとえば、１３Ｃｒ鋼管の管端部を、高周波誘導加熱炉によって加熱する。加熱工程（Ｓ１）では、１３Ｃｒ鋼管の管端部のみを加熱してもよいし、１３Ｃｒ鋼管全体を加熱してもよい。 A 13Cr steel pipe is heated below 1200-1300 ° C. For example, the end of a 13Cr steel pipe is heated by a high frequency induction heating furnace. In the heating step (S1), only the tube end of the 13Cr steel pipe may be heated, or the entire 13Cr steel pipe may be heated.
加熱温度が１２００℃未満であれば、アップセット加工時に１３Ｃｒ鋼管の変形抵抗が高いため、高仕様のアップセット設備が必要になるうえ、アンダーフィルが発生しやすい。したがって、加熱温度の下限は１２００℃である。一方、加熱温度が１３００℃であると、図５に示すとおり、焼入れ及び焼戻しを実施してもδフェライト率は約５％となる。したがって、加熱温度は１２００〜１３００℃未満である。加熱温度の好ましい上限は１２７０℃である。この場合、δフェライト率を０．１％まで低減できる。 If the heating temperature is less than 1200 ° C., the deformation resistance of the 13Cr steel pipe is high at the time of upset processing, so that high-spec upset equipment is required and underfill is likely to occur. Therefore, the lower limit of the heating temperature is 1200 ° C. On the other hand, when the heating temperature is 1300 ° C., as shown in FIG. 5, the δ ferrite ratio is about 5% even when quenching and tempering are performed. Therefore, the heating temperature is less than 1200-1300 ° C. The upper limit with preferable heating temperature is 1270 degreeC. In this case, the δ ferrite ratio can be reduced to 0.1%.
［アップセット加工工程：Ｓ２］
アップセット加工工程では、加熱された１３Ｃｒ鋼管の管端部に対してアップセット加工を実施する。
[Upset machining process: S2]
In the upset process, the upset process is performed on the end of the heated 13Cr steel pipe.
図６は、アップセット加工装置（アップセッタ）１の概略図である。図１を参照して、アップセッタ１は、マンドレルバー２と、ダイス３と、グリップ５とを備える。 FIG. 6 is a schematic diagram of the upset processing apparatus (upsetter) 1. With reference to FIG. 1, the upsetter 1 includes a mandrel bar 2, a die 3, and a grip 5.
図示しない加熱炉で加熱された１３Ｃｒ鋼管４を、ダイス３に挿入する。１３Ｃｒ鋼管４の管端部のうち、前端の管端部を、グリップ５により把持して固定する。固定後、マンドレルバー２の軸芯を、１３Ｃｒ鋼管４の軸芯に合わせる。その後、マンドレルバー２を、管端部４１の後端から１３Ｃｒ鋼管４の前端に向かって、軸方向に押し込む。このとき、マンドレルバー２のテーパ部２２が管端部４１に挿入される。そして、マンドレルバー２のショルダ２１が管端部４１の後端面４２と接触して、管端部４１を前方に押す。マンドレルバー２のテーパ部２２が１３Ｃｒ鋼管４内に挿入されるため、管端部４１の肉厚が１３Ｃｒ鋼管４の径方向外側に向かって増加する。 A 13Cr steel pipe 4 heated in a heating furnace (not shown) is inserted into the die 3. Of the tube ends of the 13Cr steel tube 4, the tube end of the front end is held and fixed by the grip 5. After fixing, the axis of the mandrel bar 2 is aligned with the axis of the 13Cr steel pipe 4. Thereafter, the mandrel bar 2 is pushed in the axial direction from the rear end of the pipe end portion 41 toward the front end of the 13Cr steel pipe 4. At this time, the tapered portion 22 of the mandrel bar 2 is inserted into the tube end portion 41. Then, the shoulder 21 of the mandrel bar 2 comes into contact with the rear end face 42 of the tube end 41 and pushes the tube end 41 forward. Since the tapered portion 22 of the mandrel bar 2 is inserted into the 13Cr steel pipe 4, the thickness of the pipe end portion 41 increases toward the radially outer side of the 13Cr steel pipe 4.
本実施形態では、１２００℃以上に加熱した１３Ｃｒ鋼管をアップセット加工する。上述のとおり、１３Ｃｒ鋼管を１２００℃以上に加熱すれば、変形抵抗が低下して、炭素鋼とほぼ同等になる。そのため、１３Ｃｒ鋼管の管端部の熱間鍛造性が高まり、アンダーフィルの発生が抑制される。 In this embodiment, a 13Cr steel pipe heated to 1200 ° C. or higher is upset processed. As described above, if the 13Cr steel pipe is heated to 1200 ° C. or higher, the deformation resistance is lowered and becomes almost equal to that of carbon steel. Therefore, the hot forgeability of the pipe end of the 13Cr steel pipe is enhanced, and the occurrence of underfill is suppressed.
［焼入れ及び焼戻し工程：Ｓ３］
１３Ｃｒ鋼管を１２００℃以上でアップセット加工すれば、アンダーフィルの発生が抑制されるものの、δフェライトが生成する。そこで、本実施形態では、アップセット加工後の１３Ｃｒ鋼管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。
[Quenching and tempering step: S3]
If the 13Cr steel pipe is upset at 1200 ° C. or higher, the occurrence of underfill is suppressed, but δ ferrite is generated. Therefore, in this embodiment, quenching and tempering are performed on the 13Cr steel pipe after the upset processing.
焼入れは、周知の方法で実施すればよい。焼入れにおける加熱温度（焼入れ温度）はＡ3変態温度以上であり、たとえば、９００〜１０００℃である。焼入れ温度での保持時間は特に限定されない。保持時間はたとえば、１５〜６０分である。保持時間経過後の１３Ｃｒ鋼管をＭs点以下に急冷する。冷却方法はたとえば、水冷である。 Quenching may be performed by a known method. The heating temperature in quenching (quenching temperature) is the A 3 transformation temperature or higher, for example, 900 to 1000 ° C.. The holding time at the quenching temperature is not particularly limited. The holding time is, for example, 15 to 60 minutes. The 13Cr steel pipe after holding time elapses is rapidly cooled below the M s point. The cooling method is, for example, water cooling.
焼入れ後の１３Ｃｒ鋼管に対して焼戻しを実施する。焼戻しは周知の方法で実施すればよい。焼戻し温度はＡ1変態温度以下であり、たとえば、５００〜７００℃である。焼戻し温度での保持時間はたとえば、１５〜９０分である。保持時間経過後、１３Ｃｒ鋼管４を放冷する。焼戻し温度及び保持時間は１３Ｃｒ鋼管の機械的特性に応じて適宜調整する。 Tempering is performed on the 13Cr steel pipe after quenching. Tempering may be performed by a known method. Tempering temperature is the A 1 transformation temperature or less, for example, 500 to 700 ° C.. The holding time at the tempering temperature is, for example, 15 to 90 minutes. After the holding time has elapsed, the 13Cr steel pipe 4 is allowed to cool. The tempering temperature and holding time are appropriately adjusted according to the mechanical properties of the 13Cr steel pipe.
上述の焼入れ及び焼戻しを実施することにより、１２００℃以上の加熱により生成されたδフェライトが低減する。そのため、本実施形態では、１３Ｃｒ鋼管のアンダーフィルの発生を抑制しつつ、かつ、組織中のδフェライトを抑制できる。 By performing the above quenching and tempering, δ ferrite generated by heating at 1200 ° C. or more is reduced. Therefore, in this embodiment, it is possible to suppress δ ferrite in the structure while suppressing the occurrence of underfill in the 13Cr steel pipe.
上述の実施の形態では、加熱工程（Ｓ１）を１回実施した後、アップセット加工工程（Ｓ２）を１回実施し（１ヒート１ショットプロセス）、その後、焼入れ及び焼戻し工程（Ｓ３）を実施する。しかしながら、加熱工程（Ｓ１）及びアップセット加工工程（Ｓ２）の回数は特に制限されない。たとえば、加熱工程（Ｓ１）及びアップセット加工工程（Ｓ２）を交互に２回以上繰り返してもよい（例えば２ヒート２ショットプロセス）。２ヒート２ショットプロセスでは、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）の順に各工程を実施する。また、１回の加熱工程（Ｓ１）で加熱された管端部４１の温度が下がらない間に複数回アップセット加工工程（Ｓ２）を実施してもよい。たとえば１ヒート２ショットプロセスでは、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）、アップセット加工工程（Ｓ２）の順に各工程を実施する。 In the above-described embodiment, after the heating step (S1) is performed once, the upset processing step (S2) is performed once (one heat one shot process), and then the quenching and tempering step (S3) is performed. To do. However, the number of times of the heating step (S1) and the upset processing step (S2) is not particularly limited. For example, the heating step (S1) and the upset processing step (S2) may be repeated twice or more alternately (for example, a two-heat two-shot process). In the 2-heat 2-shot process, each step is performed in the order of a heating step (S1), an upset processing step (S2), a heating step (S1), and an upset processing step (S2). Moreover, you may implement an upset process process (S2) in multiple times, while the temperature of the pipe end part 41 heated by one heating process (S1) does not fall. For example, in a 1 heat 2 shot process, each process is implemented in order of a heating process (S1), an upset processing process (S2), and an upset processing process (S2).
管端部４１のアップセット加工を複数回に分けて実施すれば、アップセット加工１回当たりの加工量を低減できる。そのため、アンダーフィルの発生をさらに抑制できる。 If the upset processing of the pipe end portion 41 is performed in a plurality of times, the processing amount per upset processing can be reduced. Therefore, the occurrence of underfill can be further suppressed.
後述する本発明例及び参考例の製造方法によって、加熱温度の異なる複数の１３Ｃｒ鋼管を製造した。製造された１３Ｃｒ鋼管のδフェライト率を調査した。 A plurality of 13Cr steel pipes having different heating temperatures were manufactured by the manufacturing methods of the present invention examples and reference examples described later. The δ ferrite ratio of the manufactured 13Cr steel pipe was investigated.
［本発明例の製造方法］
本発明例では、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）、焼入れ及び焼戻し工程（Ｓ３）の順に各工程を実施し複数の１３Ｃｒ鋼管を製造した。製造された各鋼管は、加熱工程（Ｓ１）での加熱温度が異なるだけで、その他の条件は全ての鋼管の製造において同じとした。
[Production method of the present invention]
In the example of the present invention, each of the steps is performed in the order of the heating step (S1), the upset processing step (S2), the heating step (S1), the upset processing step (S2), and the quenching and tempering step (S3). A steel pipe was manufactured. Each manufactured steel pipe was different in heating temperature in the heating step (S1), and other conditions were the same in the manufacture of all the steel pipes.
本発明例では焼入れ温度は９１０℃、保持時間は１５分であり、水冷による焼入れを実施した。焼戻し温度は６０５℃、保持時間は３０分であった。 In the example of the present invention, the quenching temperature was 910 ° C., the holding time was 15 minutes, and quenching by water cooling was performed. The tempering temperature was 605 ° C. and the holding time was 30 minutes.
本発明例では、表１に示す化学組成を有する１３Ｃｒ鋼管を用いた。アップセット加工前の各鋼管の外径は１１４．３ｍｍ、肉厚は１４．２２ｍｍであった。各鋼管の管端部を加熱（１回目の加熱）した後、図１に示すアップセッタ１を用いて１回目のアップセット加工を実施した。その後、各鋼管の管端部を再度、１回目と同じ温度に加熱し、２回目のアップセット加工を実施した。 In the present invention example, a 13Cr steel pipe having the chemical composition shown in Table 1 was used. The outer diameter of each steel pipe before upset processing was 114.3 mm, and the wall thickness was 14.22 mm. After the tube end of each steel pipe was heated (first heating), the first upsetting process was performed using the upsetter 1 shown in FIG. Then, the pipe end part of each steel pipe was again heated to the same temperature as the 1st time, and the 2nd upset process was implemented.
管端部の加熱は、１３Ｃｒ鋼管の管端から管軸方向に１５０ｍｍの長さの領域を均一に加熱した。１回のアップセット加工による管端部の増肉量は６．７５ｍｍであり、アップセット長さは６０ｍｍであった。 The tube end portion was heated uniformly in a region having a length of 150 mm in the tube axis direction from the tube end of the 13Cr steel tube. The amount of increase in thickness at the end of the tube by one upset process was 6.75 mm, and the upset length was 60 mm.
［参考例の製造方法］
参考例では、、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）、加熱工程（Ｓ１）、アップセット加工工程（Ｓ２）の順に各工程を実施し複数の１３Ｃｒ鋼管を製造した。すなわち、参考例では、アップセット加工後に焼入れ及び焼戻し工程（Ｓ３）を実施しなかった。参考例でも、本発明例と同様に、製造された各鋼管は、加熱工程（Ｓ１）での加熱温度が異なるだけで、その他の条件は全ての鋼管の製造において同じとした。
[Production method of reference example]
In the reference example, a plurality of 13Cr steel pipes were manufactured by performing each step in the order of the heating step (S1), the upset processing step (S2), the heating step (S1), and the upset processing step (S2). That is, in the reference example, the quenching and tempering step (S3) was not performed after the upset processing. Also in the reference example, each manufactured steel pipe was different in the heating temperature in the heating step (S1), and other conditions were the same in the manufacture of all the steel pipes, as in the present invention example.
参考例では、本発明例と同様に表１に示す化学組成を有する１３Ｃｒ鋼管を用いた。１３Ｃｒ鋼管のサイズ、加熱領域、加工条件も本発明例と同じとした。 In the reference example, a 13Cr steel pipe having the chemical composition shown in Table 1 was used in the same manner as the example of the present invention. The size, heating area, and processing conditions of the 13Cr steel pipe were also the same as in the present invention example.
［試験結果］
本発明例及び参考例の製造方法によって製造された各鋼管を上述と同様の方法でミクロ組織観察を行い、δフェライト率を求めた。その結果を表２及び表３に示す。表２は、本発明例の結果を示す。表３は、参考例の結果を示す。
[Test results]
Each steel pipe manufactured by the manufacturing method of the present invention example and the reference example was observed for the microstructure by the same method as described above, and the δ ferrite ratio was determined. The results are shown in Tables 2 and 3. Table 2 shows the results of the inventive examples. Table 3 shows the results of the reference examples.
表２を参照して、本発明例では管端部の加熱温度が１２００℃〜１３００℃未満では、加熱温度が１２００℃以上であるにもかかわらず、δフェライト率は０．３％以下であり、δフェライトが低減された。加熱温度が１２７０℃未満では、製造された１３Ｃｒ鋼管のδフェライト率は０．１％以下であり、さらにδフェライトが低減された。 Referring to Table 2, in the example of the present invention, when the heating temperature of the tube end is 1200 ° C. to less than 1300 ° C., the δ ferrite ratio is 0.3% or less even though the heating temperature is 1200 ° C. or higher. , Δ ferrite was reduced. When the heating temperature was less than 1270 ° C., the δ ferrite ratio of the manufactured 13Cr steel pipe was 0.1% or less, and δ ferrite was further reduced.
表３を参照して、参考例では管端部の加熱温度が１１９０℃以下ではδフェライト率は０．１５％以下であった。一方、加熱温度が１１９５℃では１．３３％、１２０５℃では０．８３％であった。すなわち、参考例では管端部の加熱温度が１２００℃近傍においてδフェライト率が急激に上昇した。 Referring to Table 3, in the reference example, the δ ferrite ratio was 0.15% or less at the tube end heating temperature of 1190 ° C. or less. On the other hand, the heating temperature was 1.33% at 1195 ° C and 0.83% at 1205 ° C. That is, in the reference example, the δ ferrite rate increased rapidly when the tube end heating temperature was around 1200 ° C.
表２及び表３の結果より、加熱工程でδフェライトが生成されても、アップセット加工後に焼入れ及び焼戻し工程を実施することで、δフェライトを低減できることがわかった。したがって、１３Ｃｒ鋼管を１２００℃以上に加熱してアップセット加工を実施でき、アンダーフィルの発生を抑制できる。 From the results in Tables 2 and 3, it was found that even if δ ferrite was generated in the heating process, δ ferrite could be reduced by performing the quenching and tempering processes after the upset processing. Therefore, the 13Cr steel pipe can be heated to 1200 ° C. or higher to perform the upset process, and the occurrence of underfill can be suppressed.
以上、本発明の実施の形態を説明した。しかしながら、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。したがって、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更して実施することができる。 The embodiment of the present invention has been described above. However, the above-described embodiment is merely an example for carrying out the present invention. Therefore, the present invention is not limited to the above-described embodiment, and can be implemented by appropriately changing the above-described embodiment without departing from the spirit thereof.
１ アップセッタ
２ マンドレルバー
３ ダイス
1 Upsetter 2 Mandrel bar 3 Dice
Claims (3)
加熱された前記管端部をアップセット加工する工程と、
アップセット加工された前記管端部に対して焼入れ及び焼戻しを実施する工程とを備える、マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。 Heating the tube end portion of the martensitic stainless steel tube containing 10.0 to 14.0% by mass of Cr to a temperature of 1200 to 1300 ° C;
A step of upsetting the heated tube end;
And a step of quenching and tempering the pipe end subjected to the upset process, and a method for producing a martensitic stainless steel pipe.
前記焼入れ及び焼戻しする工程の前に、１回以上の前記加熱する工程と、複数回の前記アップセット加工する工程とを備える、マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。 It is a manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe according to claim 1,
A method for manufacturing a martensitic stainless steel pipe, comprising the step of heating at least once and the step of upsetting a plurality of times before the step of quenching and tempering.
前記マルテンサイト系ステンレス鋼管は、質量％で、
Ｃ：０．０５％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃｒ：１０．０〜１４．０％、
Ｍｏ：０．５〜７．０％、
Ｎｉ：４．０〜８．０％、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｔｉ：０〜０．７５％、
Ｚｒ：０〜２．０％、
Ｃａ：０〜０．０５％、
Ｍｇ：０〜０．０５％、
希土類元素：０〜０．０５％、及び、
Ｎ：０．０５％以下、
Ｃｕ：０〜３．５％、
Ｖ：０〜０．１２％、を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
It is a manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe according to claim 1 or 2,
The martensitic stainless steel pipe is mass%,
C: 0.05% or less,
Si: 1.0% or less,
Mn: 1.0% or less,
P: 0.04% or less,
S: 0.005% or less,
Cr: 10.0-14.0%,
Mo: 0.5-7.0%,
Ni: 4.0 to 8.0%,
Al: 0.001 to 0.1%,
Ti: 0 to 0.75%,
Zr: 0 to 2.0%,
Ca: 0 to 0.05%,
Mg: 0 to 0.05%,
Rare earth elements: 0-0.05%, and
N: 0.05% or less,
Cu: 0 to 3.5%
V: 0 to 0.12%, with the balance being a martensitic stainless steel pipe made of Fe and impurities.
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