JP3770159B2 - Method for producing martensitic stainless steel pipe - Google Patents

Description

【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は、主に石油や天然ガスの採掘およびそれらの輸送などの用途に供されるマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年の石油・天然ガス開発において、掘削井戸は腐食環境が厳しい条件のものが増してきている。このような条件下で用いられる油井用鋼管の一つにＬ80−13Ｃｒ鋼管（最小降伏強度551MPa(80ksi)以上のマルテンサイト系ステンレス鋼管）がＡＰＩで規格化されている。この鋼管は湿潤炭酸ガス腐食環境にすぐれた耐食性を示すので、腐食減肉が抑制されて使用期間を大幅に延長でき、採掘のコストダウンに寄与することから、需要が増加しつつある。
【０００３】
Ｌ80−13Ｃｒ鋼管は、使用環境がさらに厳しくなり、Ｈ_２Ｓを微量に含むようになると硫化物応力腐食割れが発生し、炭酸ガス分圧がさらに増したり温度が高くなった場合には全面腐食が進行するようになる。このため、より厳しい環境には、さらに耐食性のすぐれた二相ステンレス鋼管が適用されていた。しかしながら、二相ステンレス鋼管は高価であるので、コストの安いマルテンサイト系ステンレス鋼管において耐食性を向上させ強度および靱性を増すことによって、より厳しい環境に耐え得るようにした鋼管が種々開発されている。
【０００４】
たとえば、特開平8-246107号公報には、ＳＵＳ410鋼をベースとし、Ｃ含有量を0.005〜0.05％に制限すると共に1〜3％のＣｕと、2〜3％のＭｏ、他にＮｉ、Ｗなどを添加したマルテンサイト系ステンレス鋼の発明が開示されている。これらの各元素を含有させることにより、耐炭酸ガス腐食性および耐硫化物応力割れ性が向上できるとしている。他に種々提案されているこのマルテンサイト系ステンレス鋼の改良は、ほとんどの場合上記Ｃｕ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｗなどの元素を主体にした添加によっておこなわれている。
【０００５】
マルテンサイト系ステンレス鋼管は、通常、強度を必要とするレベルに制御しかつ耐食性を持たせるために、熱間加工により所定形状に圧延後、焼入れ焼戻しの熱処理が施される。この焼入れ焼戻しの熱処理は、熱間加工の製造ラインとは別に設置された熱処理ラインに移され、多くは二度の加熱冷却が施されるので、製造工程を繁雑にし製造期間や製造コストを増加させる要因となっている。
【０００６】
このような熱処理を簡略化または省略し、製造コストを低減する方法も提案されている。たとえば特開平11-31085号公報に開示された発明は、低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼において、Ｃｕが固溶状態になっている場合に耐硫化物応力腐食割れ性が改善されることから、Ｃｕを0.25〜5％含有させ、オーステナイト域での熱間圧延終了後、直ちに空冷または急冷して溶体化処理をおこなう。この場合、溶体化処理のみで所要強度が得られれば、熱処理なしで鋼管製品を得ることができる。
【０００７】
しかしながら、実際の鋼管の製造に際し、管に加工後の熱処理を省略または簡略化して、よりすぐれた強度および靱性を具備した鋼管製品を安定して得ることは、必ずしも容易ではない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、耐食性をより向上させた低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造において、強度および靱性がすぐれ、しかもそれらの特性の安定した鋼管を、製管後の熱処理を簡略化して得ることのできる製造方法の提供にある。
【０００９】
【発明を解決するための手段】
本発明者らは、耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させた低ＣのＮｉ、Ｍｏ、その他の元素を含有させたマルテンサイト系ステンレス鋼を用い、ＡＰＩ規格のＰ110級（降伏強度758〜965MPa）の強度を有し、しかも靱性にすぐれた鋼管を製造するため、種々検討をおこなった。
【００１０】
通常、マルテンサイト系ステンレス鋼は、オーステナイト域からの冷却にてとくに急冷せず単なる放冷でも焼きが入り、たとえば、圧延後そのまま放置しておくだけでもマルテンサイトに変態する。しかしその場合、強度は不安定で靭性はばらつきがあり、工業的生産には採用できない。
【００１１】
そこでまず、基本的な熱処理条件の、焼入れ焼戻しによる強度の向上および安定化と靱性の確保とを検討してみた。結果は、急冷による焼入れままでは、強度は十分高いものが得られるが靱性は劣る。そして焼戻しをおこなうと、靱性は向上するが強度は大きく低下してくる。耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性改善のため、Ｃを0.01％以下と低くした場合、この傾向がとくに強く現れる。
【００１２】
一方、ノルマライズ（焼準）を施してみると、組成や冷却条件により、強度が高く、靱性が上記の熱処理を施した場合よりすぐれているもの得られることがわかった。とくに、極低Ｃ量にしたものよりは、少量のＣ量を含有させた鋼で、高い強度にて靭性の大幅な向上が観察された。
【００１３】
さらに、熱間圧延後放冷したままの鋼管を種々調べてみると、特性ばらつきは大きいが、強度が高く、しかも靱性が上記の焼入れ焼戻しの熱処理を施した場合よりすぐれたもののあることが見出された。これもＣを低下させたものよりも少量のＣを含有させた鋼で、靭性が大幅に上昇していた。
【００１４】
上記の、とくに強度が高くしかも靱性のすぐれた結果を示した鋼管について詳細調査したところ、細粒であって、マルテンサイト相の中に微細な残留オーステナイトと、微細なセメンタイト系の炭化物とが分散した組織になっていることがわかった。このような組織を有する鋼が高い強度とすぐれた靱性を有することについては、種々の理由が考えられる。しかし、鋼管の製造方法としては、この組織が出現する成分系および製造条件を選択すればよいと考えられ、その際、できるだけ処理工程が簡略化されることが望ましい。
【００１５】
そこで、耐食性を向上させるためにＣ含有量を低減した組成の鋼にて、とくに冷却条件に着目し、▲１▼穿孔、圧延条件、▲２▼冷却開始時の温度、▲３▼冷却開始後の高温域での冷却速度、▲４▼その後の低温域での冷却速度の四つの工程にをに関し、それぞれの影響を検討することにした。
【００１６】
まず熱間加工時のビレットの加熱温度は、δフェライトができるだけ生成しない温度域でなければならない。δフェライトが生成すると、その量に応じて強度が低下し靱性も低下する。したがって、穿孔や圧延など熱間加工をおこなうため十分高温に加熱する必要があるが、上限は限定される。一方、ビレット加熱温度の下限は、加工中の温度が低くなりすぎると変形抵抗が増すので、熱間加工が十分おこなる温度とする必要がある。
【００１７】
ノルマライズをおこなった鋼管、および圧延後放冷した鋼管のいずれにおいても、冷却条件によりマルテンサイト相中に微細な残留オーステナイトと微細な炭化物とが分散した組織が得られることから、次に、高温からの冷却について検討した。高温から放冷した場合、通常は冷却開始直後の冷却速度が速く、温度の降下とともにゆっくりした冷却となる。しかし単なる放冷では、鋼管の寸法が変われば冷却速度が大きく異なり、同じ寸法でも一本ずつ離して放冷するのか接近した状態で放冷するのかなど、周辺条件に大きく影響される。
【００１８】
この冷却過程の金属組織への影響について、仕上げ圧延直後の高温域にある間では、粗大なＣｒ系炭化物の析出が予想される。粗大なＣｒ系炭化物が析出すると、母相に固溶している炭素濃度が減少して強度が低下するとともに、炭化物そのものが靭性を低下させる。Ｃｒ系炭化物は温度が高ければ固溶しているが、温度が低下してくると溶解度が低下して析出が始まり、その温度域では粗大化が進行する。さらに温度が低下すると、Ｃｒの拡散速度が遅くなって析出が困難となる。したがって粗大な炭化物の析出を抑止するためには、その炭化物が最も析出しやすい温度領域を急速に通過させればよい。
【００１９】
前述のマルテンサイト中に残留オーステナイトが微細に分散し、かつ炭化物も微細に分散している組織は、粗大な炭化物が析出する温度域を急速に通過させた後に、マルテンサイト変態の開始温度、すなわちＭ_ｓ点近傍からの冷却速度が大きく影響すると推測された。もし、オーステナイト単相の高温域から常温近くまで急速冷却すると、マルテンサイト相だけになり、残留オーステナイトは生じない。
【００２０】
マルテンサイト相の生成量は温度によって決まり、Ｍ_ｓ点を下回った時点でオーステイト相中のあちこちににマルテンサイト相が現れ、温度低下と共にマルテンサイト相が拡大されていく。炭素の固溶限はオーステナイト相の方がはるかに大きいので、Ｍ_ｓ点近傍からの冷却速度が遅ければ、ゆっくりとしたマルテンサイト相増加すなわちオーステナイト相減少の間に、拡散によるオーステナイト相への炭素の濃化が進行する。炭素濃度が高くなるにつれて、オーステナイト相はより安定化し、そのマルテンサイト化が終了する温度、すなわちＭ_ｆ点は次第に低下していき、ついには変態できずにマルテンサイトのラス間に薄く残ってしまい、微細な残留オーステナイトが分散した組織になると推定される。
【００２１】
他方、マルテンサイト相が形成される際のゆっくりした冷却は、同時に焼戻し過程が進行する自己焼戻しが生じ、微細なセメンタイトを生成する。このようにして、残留したオーステナイトは微細に分散しているため、強度には影響を及ぼさず、マルテンサイトは焼戻しされているので、強度が高く靱性のすぐれたものになったと考えられる。また、微細に分散した残留オーステナイトおよび微細な炭化物は、耐食性には影響しない。
【００２２】
このような金属組織の形成と、冷却条件とを考え合わせると、冷却初期の高温の粗大炭化物が生じやすい温度域では速い冷却とし、オーステナイト相から初めは速い冷却とし、Ｍ_ｓ点近くまで低下した後はゆっくり冷却するという条件、すなわち放冷に近い条件に制御して冷却するのが、最も好ましいことになる。
【００２３】
以上のように、マルテンサイト相の中に微細な残留オーステナイトが存在する組織を得るのに好ましい冷却条件を明らかにすることができたが、その際に、冷却を開始する温度の好ましい範囲が、前歴により異なることがわかってきた。冷却を開始する温度は、高すぎると結晶粒が大きくなり、靱性が低下する傾向を示す。しかし、低すぎると粗大な炭化物の析出が始まり、これも靱性低下させるばかりでなく、耐食性低下のおそれもある。
【００２４】
この好ましい冷却開始温度の範囲は、鋼管の圧延終了時の仕上げ圧延状態から冷却した場合は比較的広いが、圧延終了後、一旦温度が低下した鋼管を再加熱し、それから制御して冷却する場合には、最適範囲が狭くなる。これは、結晶粒成長や炭化物析出の挙動が、圧延の加工後温度降下した場合と再加熱後温度降下した場合とでは異なってくるためと考えられた。
【００２５】
また、仕上げ圧延終了後、その温度から冷却を制御して所要特性の鋼管を製造しようとするとき、管全体の温度分布が均一で、いずれの管も冷却開始温度が同じであることが望ましいが、そのためには、圧延の途中にて中間加熱を実施するのがより好ましいこともわかった。
【００２６】
以上のような知見に基づき、さらに化学組成範囲と、どの温度域にてどんな冷却条件がより好ましいかを検討してその限界を明確にし、本発明を完成させた。本発明の要旨は次のとおりである。
【００２７】
(1) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００２８】
(2) 圧延の途中に900〜1150℃の温度範囲中間加熱を実施することを特徴とする、上記(1)のマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００２９】
(3) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了し、Ｍ_ｓ点以下に冷却されることなく、850〜1000℃の温度範囲に再加熱した後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００３０】
(4) 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工により継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱して、穿孔、圧延を終了後、150℃以下に冷却してから、850〜1050℃の温度に加熱し、次いで800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。
【００３１】
【発明の実施の形態】
本発明の方法にて鋼の化学組成を限定するのは以下の理由による。含有量はいずれも質量％である。
【００３２】
Ｃの含有量は0.02〜0.06％とする。Ｃは高温でのオーステナイト生成元素であり、マルテンサイト系ステンレス鋼管の強度を決定する重要な元素である。0.02％を下回ると、残留オーステナイトの生成が不十分となり、十分な靱性が得られない。しかし多く含有しすぎると強度が高くなりすぎ、靱性の低下や耐食性の劣化ももたらすので、0.06％以下とする。なおＡＰＩ規格のＰ110級相当の強度、すなわち降伏強さが758〜965MPaの鋼管を得る場合には、0.03〜0.05％とするのが望ましい。
【００３３】
Ｓｉの含有量は0.05〜1.0％とする。Ｓｉは製鋼時の脱酸のために必要であり、0.05％を下回ると同じく脱酸に用いるＡｌの必要量が増し、地疵などの発生が増加する。1.0を超える量は、鋼の靱性が低下するので好ましくない。望ましくは0.1〜1.0％であり、より望ましくは0.1〜0.35％である。
【００３４】
Ｍｎは0.05〜1.5％含有させる。Ｍｎは脱酸効果があり、不可避的に混入してくるＳによる熱間加工性劣化を抑止し、高温でのオーステナイトの安定化によりマルテンサイトを形成させやすくする。0.05％未満ではこれらの効果が不十分であるが、多く含有しすぎると耐食性が低下してくるので、1.5％までとする。好ましくは0.1〜1.0％、より好ましくは0.1〜0.8％である。
【００３５】
Ｃｒはマルテンサイト系ステンレス鋼の基本元素であり、その含有量を7〜15％とする。7％を下回る場合はステンレス鋼としての耐食性が確保できない。また15％を超えるとビレットの加熱時にδフェライトが多く生成して、所要強度が得られなくなる。好ましい範囲は10〜14％であり、より好ましくは10〜12％である。
【００３６】
Ｎｉは0.1〜7.0％含有させる。Ｎｉはオーステナイト域を拡大する作用があり、低炭素としたときにも安定してマルテンサイトを形成させる効果がある。また、ＣＯ_２やＨ_２Ｓさらには塩素イオンなどを含む厳しい腐食環境における、マルテンサイト系ステンレス鋼の耐食性および耐硫化物応力腐食割れ性を向上させる効果がある。このような効果を得るためには、0.1％以上の含有が必要であるが、多すぎる含有は、残留オーステナイトを増加させ、強度が不十分となることがあるので、多くても7.0％までとする。好ましい範囲は0.1〜3.0％であり、より好ましくは0.1〜2.0％である。
【００３７】
Ｍｏは0.05〜5.0％含有させる。ＭｏはＣｒが含有されている鋼にて、炭酸ガスを含む環境での局部腐食を防止する効果がある。0.05％未満ではこのような局部腐食を防止する効果は小さく、5.0％を超えて含有させると、δフェライトが生成して所要強度が得られない。好ましい含有範囲は0.05〜2.0％であり、より好ましくは0.05〜1.0％である。
【００３８】
Ｃｕは、含有させなくてもよいが、ＣＯ_２に微量のＨ_２Ｓの存在する環境下での腐食を抑止する効果があり、鋼管の使用環境により含有させる。含有させる場合は0.05〜5.0％の範囲とする。0.05％未満ではこのような効果は得られず、5.0％を超える含有は、耐食性向上の効果が飽和してしまうばかりでなく、熱間加工性を劣化させるからである。好ましい含有範囲は0.05〜4.0％であり、より好ましくは0.05〜3.0％である。なお、熱間加工性の劣化に対してはＣｕ量の約1／2量以上のＮｉを含有させるのが好ましい。
【００３９】
Ａｌの含有量は0.0005〜0.05％とする。Ａｌは製鋼段階にて脱酸剤として添加され、その結果として鋼中に含有される。0.0005％未満では脱酸不十分で鋳片の健全性が劣るおそれがあり、0.05％を超える含有は靱性を低下させる。
【００４０】
Ｎの含有量は0.1％以下とする。Ｎは、Ｃｒが高い場合不可避的に混入し、オーステナイト域を拡大させ、マルテンサイトの形成を容易にする効果がある。しかし、耐硫化物応力腐食割れ性を悪くするので、その影響が顕著でない範囲として、多くても0.1％までの含有とするが、少なければ少ないほど好ましい。したがって、望ましくは0.05％以下とし、よりが望ましくは0.03％以下とする。
【００４１】
上記以外の残部の組成は、とくには規制せず、たとえば不純物およびＦｅであってもよい。Ｐ、Ｓなど不可避的不純物は、耐食性や靱性などを低下させるので少なければ少ないほどよい。また必要により、不純物およびＦｅの他に、耐硫化物応力腐食割れ性改善を目的として、Ｔｉ、ＮｂまたはＶの１種以上を合計量にて0.005〜0.5％の範囲内で含有させてもよく、さらに熱間加工性改善を目的にＣａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、およびＢを１種以上合計量0.0002〜0.01％の範囲内で含有させてもよい。
【００４２】
上述の組成の鋼ビレットを用い、熱間加工にて穿孔、圧延、延伸等をおこなって継目無鋼管とするが、その際のビレットから最終鋼管形状までの熱間加工方法については、従来おこなわれている方法を実施すればよい。たとえば、継目無鋼管の製造方式として、マンネスマン・マンドレルミル方式、マンネスマン・プラグミル方式、マンネスマン・ピルガーミル方式、マンネスマン・アッセルミル方式等があるが、いずれの方法でもよい。
【００４３】
熱間加工をおこなうビレットの加熱温度は、1260℃を超えない温度とする。この時点でδフェライトが生成すると鋼管に加工後も残存し、その量に応じて強度が低下するだけでなく、靭性も低下するので、δフェライトが生成しない温度域として、1260℃を超えない温度で加熱する。下限の温度はとくには限定しないが、低すぎると加工が困難になり、加工途中での中間加熱が再々必要となるので、1100℃以上とするのが望ましい。
【００４４】
熱間加工の仕上げ温度は850〜1150℃の温度範囲とする。1150℃を越えると結晶粒が粗大化して靭性が低下するからであり、850℃を下回ると、加工が困難になるばかりでなく加工歪みが残存し、強度が高くなりすぎ靭性も低下するからである。
【００４５】
熱間加工途中の温度低下のため、仕上げ温度が上記範囲を確保できない場合、加工途中で中間加熱してもよい。たとえば、レデューサーまたはサイザーなど最終の仕上げ加工をおこなう直前で中間加熱をおこなうが、その場合、900〜1150℃の温度範囲での加熱が望ましい。900℃以下では仕上げ温度を確保できず、1150℃以上の中間加熱では、結晶粒径が粗大になるおそれがあるからである。
【００４６】
仕上げ圧延後、その温度からの冷却を次に述べるように制御しておこなうが、一旦温度が降下した鋼管を再加熱してから同様に制御して冷却してもよい。ただしその場合の再加熱温度は、Ｍ_ｓ点以下に温度が低下することなく加熱されるときは850〜1000℃の温度範囲、室温近傍もしくは150℃以下に低下してから加熱されるときは850〜1050℃の温度範囲とするのがよい。これは、これらの温度範囲を外れると、いずれの場合も靱性が劣化したり、そののばらつきが増す結果となるからである。
【００４７】
Ｍ_ｓ点以下に温度が低下することなく850〜1000℃に再加熱するときは、仕上げ圧延直後の鋼管温度がこの温度範囲内にある場合にも実施してよい。仕上げ圧延直後加熱することにより、冷却開始前の鋼管温度が均一化され、全長にわたって特性ばらつきの小さな管にすることができる。
【００４８】
また、150℃以下に低下してから再加熱する場合、穿孔前のビレットの加熱温度が1260℃を超えないようにしておけば、熱間加工時の熱履歴についてとくに配慮しなくても、強度および靱性のすぐれた鋼管を製造することができる。
【００４９】
仕上げ直後の冷却、または再加熱後の冷却は、800℃から600℃までの温度範囲を、平均冷却速度25℃／min以上とする。これは粗大なＣｒ炭化物の析出を抑止し、靱性の劣化や耐食性の低下を防止するためで、平均冷却速度が25℃／minを下回ると、粗大炭化物が生成するおそれがあり、その結果として十分な強度が得られなくなるからである。この温度範囲における平均冷却速度は速いほどよいが、水冷、噴霧冷却、衝風冷却、あるいは放冷等、適宜選択すればよく、とくには定めない。
【００５０】
冷却開始温度から800℃までの間は、炭化物は固溶していて析出しないので、この間の冷却速度はとくには限定しない。しかし800℃以下600℃までの間は、上述のようにできるだけ速く冷却する必要がある。ただし、600℃を下回ると析出速度が大きく低下し、実質的に炭化物は析出しなくなるので、400℃までは冷却速度をとくには限定しなくてよい。
【００５１】
上記の冷却に引き続き、400℃から200℃までの温度範囲は、平均冷却速度20℃／min以下で冷却する。これは残留オーステナイトをマルテンサイト相中に微細に分散させ、かつ炭化物を微細に析出させるために必要である。この温度範囲での平均冷却速度が20℃／minを超えると、微細な残留オーステナイトおよび微細炭化物が得られなくなる。この冷却速度は20℃／min以下であれば、より遅くしてもかまわないが、次工程や保温の必要などの点から遅くても0.5℃／minまでとするのがよい。400℃から200℃までの間を上記の冷却速度にするには、放冷で実現できることが望ましく、要すれば断熱材による保持、保温カバーなどを用いて制御すればよい。
【００５２】
【実施例】
目標強度を降伏強さ760〜930MPaの範囲とし、表１に示す組成の、直径191mmまたは225mmのビレットを作製した。Ｍ_ｓ点は熱膨張計測による変態温度測定器を用いて測定した。これらの鋼のビレットを用い、外径73.0mm、肉厚5.5mmの鋼管、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管または外径197.6mm、肉厚20.0mmの鋼管を、熱間の傾斜ロール式穿孔機（マンネスマン・ピアサー）による穿孔、マンドレルミルによる成形圧延、およびレデューサーまたはサイザーによる延伸圧延にて作製した。その製管過程における温度条件を種々変えて以下の試作をおこなった。
【００５３】
【表１】

【００５４】
〔実施例１〕
表１に示した鋼記号ＡおよびＣの組成のビレットにより、加熱温度を1100〜1280℃とし、圧延加工の仕上げ温度を変え、仕上げ後の冷却を、800℃から600℃までの温度範囲では送風冷却、400℃から200℃までは保温カバーを用いることにより冷却速度を制御し、外径177.8mm、肉厚10.4mm、または外径197.6mm、肉厚20.0mmの鋼管を製造した。これらの製管温度条件を表２に示す。
【００５５】
得られた鋼管から、試験片の長さ方向を鋼管の長さ方向にとり、平行部の幅19mm、長さ50.8mmの引張試験片にて降伏強さを測定し、幅5mmのサブサイズ2mmＶノッチ試験片にてシャルピー衝撃試験をおこない、破面遷移温度を測定した。これらの結果も合わせて表２に示す。
【００５６】
【表２】

【００５７】
表２の試験番号2〜4および7〜10は、いずれも良好な衝撃試験値を示し、しかも降伏強さが目標範囲内に入っている。これは圧延の仕上げ温度および冷却速度がいずれも本発明で規定する範囲に制御されているからである。それに対し試験番号1、5、6および11は、いずれも衝撃試験値がよくない。仕上げ温度が本発明にて規制する温度範囲を逸脱しているためである。さらに、仕上げ温度が低すぎる試験番号1および6は、降伏強さも目標範囲を超えてしまっている。また、試験番号12は衝撃値はよいが、降伏強さが低すぎる。これはビレット加熱温度が高すぎるからである。
【００５８】
〔実施例２〕
表１に示した鋼記号ＡおよびＢの組成のビレットを用い、加熱温度を1230℃または1290℃とし、仕上げの延伸圧延前の中間加熱温度を変えることにより、仕上げ圧延温度を変え、圧延後の冷却は実施例１と同様にして外径73.0mm、肉厚5.5mm、または外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造した。比較のため、冷却を水冷として急冷したもの、またはビレットの加熱温度を高くしたものも製造した。これらの製管温度条件を表３に示す。
得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表３に示す。
【００５９】
【表３】

【００６０】
本発明の製造条件により製造された試験番号15〜17および24〜26は、いずれも降伏強さが758〜965MPaの目標範囲内にあり、すぐれた衝撃試験値を示している。これに対し試験番号13、14、18、19、22、23および27は、いずれも衝撃試験値がよくない。これは中間加熱条件、仕上げ温度、または冷却条件が本発明にて規制する範囲を逸脱しているためである。また、試験番号20および21は、衝撃試験値は良好であるが降伏強さが低い。これは、ビレット加熱温度が高すぎるからである。
【００６１】
〔実施例３〕
表１に示した鋼記号Ｂの組成のビレットを用い、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造する際に、熱間の外径仕上げの延伸圧延後、温度の降下した鋼管を再加熱し、次いで実施例１の仕上げ後の冷却の場合と同様に制御して冷却した。また一部の鋼管では、比較のため冷却を水冷とした。これらの温度条件を表４に示す。得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表４に示す。
【００６２】
【表４】

【００６３】
表４の結果から明らかなように、圧延終了後Ｍ_ｓ点を下回る温度に降下するまでに、本発明の850〜1000℃の温度範囲に再加熱し、制御して冷却された場合には、目的とする降伏強さの範囲内で、すぐれた衝撃試験値を示す鋼管の得られることがわかる。ただし、ビレットの加熱温度が高すぎる場合、試験番号30に見られるように、圧延の仕上げ温度、再加熱温度および冷却条件を本発明で規制する範囲内とすれば、衝撃試験値が良好な結果を示していても、降伏強さが不十分となる。
【００６４】
〔実施例４〕
表１に示した鋼記号Ｂの組成のビレットを用い、外径177.8mm、肉厚10.4mmの鋼管を製造する際に、熱間の外径仕上げの延伸圧延後、温度が室温近くまで降下した鋼管を再加熱し、次いで実施例１の仕上げ後の冷却の場合と同様に制御して冷却した。また一部の鋼管では、比較のため冷却を水冷とした。これらの温度条件を表５に示す。得られた鋼管から、実施例１と同様にして、衝撃試験値および降伏強さを測定した。これらの結果も合わせて表５に示す。
【００６５】
【表５】

【００６６】
表５の結果から明らかなように、延伸圧延終了後、150℃以下の室温近くまで冷却された鋼管を本発明にて規定する850〜1050℃の温度範囲に再加熱し、制御して冷却された場合には、目的とする降伏強さの範囲内で、すぐれた衝撃試験値を示す鋼管の得られることがわかる。しかし、この場合においても、試験番号38に見られるように、ビレットの加熱温度が高すぎる場合、衝撃試験値が良好であっても、降伏強さが不十分な結果となっている。
【００６７】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、安定して高強度で靱性にすぐれた性能を有する、耐食性が良好な低Ｃのマルテンサイト系ステンレス鋼管を容易に製造することができる。この方法は、需要の拡大が予想される高強度高耐食性の油井用鋼管などの性能向上、および製造コスト低減に寄与するところが大である。[0001]
[Technical field to which the invention belongs]
The present invention relates to the manufacture of martensitic stainless steel pipes mainly used for mining oil and natural gas and transporting them.
[0002]
[Prior art]
In recent oil and natural gas development, drilling wells are becoming increasingly severe in corrosive environments. An L80-13Cr steel pipe (a martensitic stainless steel pipe having a minimum yield strength of 551 MPa (80 ksi) or more) is standardized by API as one of oil well steel pipes used under such conditions. Since this steel pipe exhibits excellent corrosion resistance in a wet carbon dioxide corrosive environment, corrosion thinning can be suppressed and the period of use can be greatly extended, contributing to a reduction in mining costs, and therefore demand is increasing.
[0003]
L80-13Cr steel pipe has a more severe usage environment. ₂ When a small amount of S is contained, sulfide stress corrosion cracking occurs, and when the carbon dioxide partial pressure further increases or the temperature rises, the overall corrosion proceeds. For this reason, duplex stainless steel pipes with better corrosion resistance have been applied to more severe environments. However, since duplex stainless steel pipes are expensive, various steel pipes have been developed that can withstand harsher environments by improving corrosion resistance and increasing strength and toughness in low-cost martensitic stainless steel pipes.
[0004]
For example, in Japanese Patent Laid-Open No. 8-246107, SUS410 steel is used as a base, the C content is limited to 0.005 to 0.05%, and 1 to 3% Cu, 2 to 3% Mo, Ni, W, etc. The invention of a martensitic stainless steel to which these are added is disclosed. The inclusion of each of these elements is said to improve carbon dioxide corrosion resistance and sulfide stress cracking resistance. The improvement of the martensitic stainless steel that has been proposed in various ways is almost always made by the addition of the elements such as Cu, Mo, Ni, and W as the main component.
[0005]
A martensitic stainless steel pipe is usually subjected to a heat treatment of quenching and tempering after being rolled into a predetermined shape by hot working in order to control the strength to a required level and to provide corrosion resistance. This quenching and tempering heat treatment is transferred to a heat treatment line installed separately from the hot-working production line, and many of them are heated and cooled twice, making the production process complicated and increasing the production period and production cost. It is a factor to make.
[0006]
There has also been proposed a method for simplifying or omitting such heat treatment and reducing the manufacturing cost. For example, in the invention disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 11-31085, low-C martensitic stainless steel improves resistance to sulfide stress corrosion cracking when Cu is in a solid solution state. Cu is contained in an amount of 0.25 to 5%, and immediately after the hot rolling in the austenite region is completed, the solution treatment is performed by air cooling or rapid cooling. In this case, if the required strength can be obtained only by solution treatment, a steel pipe product can be obtained without heat treatment.
[0007]
However, when manufacturing an actual steel pipe, it is not always easy to stably obtain a steel pipe product having superior strength and toughness by omitting or simplifying the heat treatment after processing the pipe.
[0008]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to obtain a steel pipe having excellent strength and toughness and stable characteristics in the production of a low-C martensitic stainless steel pipe with further improved corrosion resistance, by simplifying the heat treatment after the pipe making. It is in the provision of a manufacturing method that can be used.
[0009]
[Means for Solving the Invention]
The present inventors use martensitic stainless steel containing low C Ni, Mo and other elements with improved corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance, and use API standard P110 (yield strength 758). In order to produce a steel pipe having a strength of ˜965 MPa and excellent in toughness, various studies were conducted.
[0010]
Normally, martensitic stainless steel is not particularly rapidly cooled by cooling from the austenite region, but is baked even by simply allowing it to cool. For example, it is transformed into martensite even if it is left as it is after rolling. However, in that case, the strength is unstable and the toughness varies, and cannot be adopted for industrial production.
[0011]
Therefore, first, the basic heat treatment conditions were examined for improving and stabilizing the strength by quenching and tempering and securing toughness. As a result, while quenching by rapid cooling, a sufficiently high strength can be obtained, but the toughness is inferior. When tempering is performed, the toughness is improved, but the strength is greatly reduced. In order to improve the corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance, this tendency is particularly strong when C is lowered to 0.01% or less.
[0012]
On the other hand, when normalization was performed, it was found that depending on the composition and cooling conditions, the strength was higher and the toughness was better than when the heat treatment was performed. In particular, a significant improvement in toughness with high strength was observed with steel containing a small amount of C rather than that with an extremely low C content.
[0013]
Furthermore, when various steel pipes that were allowed to cool after hot rolling were examined, it was found that although there was a large variation in characteristics, the strength was high and the toughness was superior to that when the above-mentioned quenching and tempering heat treatment was applied. It was issued. This was also a steel containing a smaller amount of C than the one with reduced C, and the toughness was significantly increased.
[0014]
A detailed investigation was made on the above-mentioned steel pipe that showed particularly high strength and excellent toughness. As a result, fine retained austenite and fine cementite carbide were dispersed in the martensite phase. I found out that it was an organized organization. There are various reasons why the steel having such a structure has high strength and excellent toughness. However, as a method for manufacturing a steel pipe, it is considered that a component system in which this structure appears and manufacturing conditions may be selected.
[0015]
Therefore, in steel with a composition with a reduced C content to improve corrosion resistance, paying particular attention to cooling conditions, (1) drilling, rolling conditions, (2) temperature at the start of cooling, (3) after starting cooling The four effects of the cooling rate in the high temperature region and (4) the subsequent cooling rate in the low temperature region were examined.
[0016]
First, the heating temperature of the billet during hot working must be in a temperature range where δ ferrite is not generated as much as possible. When δ ferrite is generated, the strength decreases and the toughness decreases according to the amount of δ ferrite. Therefore, it is necessary to heat to a sufficiently high temperature in order to perform hot working such as piercing or rolling, but the upper limit is limited. On the other hand, the lower limit of the billet heating temperature needs to be a temperature at which hot working is sufficiently performed because deformation resistance increases when the temperature during processing becomes too low.
[0017]
In both the normalized steel pipe and the steel pipe that has been allowed to cool after rolling, a microstructure in which fine retained austenite and fine carbides are dispersed in the martensite phase is obtained depending on the cooling conditions. The cooling from the above was examined. When it is allowed to cool from a high temperature, the cooling rate is usually high immediately after the start of cooling, and the cooling is slow as the temperature drops. However, in mere cooling, the cooling rate varies greatly if the dimensions of the steel pipe change, and even if the dimensions are the same, it is greatly affected by the surrounding conditions, such as whether the cooling is performed one by one or whether the cooling is performed in a close state.
[0018]
Regarding the influence of this cooling process on the metal structure, coarse Cr-based carbides are expected to be precipitated while in the high temperature range immediately after finish rolling. When coarse Cr-based carbide is precipitated, the concentration of carbon dissolved in the matrix phase is reduced, the strength is lowered, and the carbide itself is reduced in toughness. Cr-based carbides are dissolved at a high temperature, but as the temperature decreases, the solubility decreases and precipitation begins, and the coarsening proceeds in that temperature range. When the temperature is further lowered, the diffusion rate of Cr becomes slow and precipitation becomes difficult. Therefore, in order to suppress the precipitation of coarse carbides, it is only necessary to rapidly pass through a temperature region where the carbides are most likely to precipitate.
[0019]
The structure in which the retained austenite is finely dispersed in the martensite and the carbides are finely dispersed in the martensite is rapidly passed through the temperature range in which coarse carbides precipitate, and then the start temperature of the martensite transformation, that is, M _s It was estimated that the cooling rate from the vicinity of the point had a significant effect. If it is rapidly cooled from the high temperature range of the austenite single phase to near room temperature, it becomes only the martensite phase and no retained austenite is generated.
[0020]
The amount of martensite phase produced depends on the temperature, and M _s When the temperature falls below the point, a martensite phase appears in the austic phase, and the martensite phase expands as the temperature decreases. Since the solid solubility limit of carbon is much larger in the austenite phase, M _s If the cooling rate from the vicinity of the point is slow, the carbon concentration to the austenite phase by diffusion proceeds during the slow increase of the martensite phase, that is, the decrease of the austenite phase. As the carbon concentration increases, the austenite phase becomes more stable and the temperature at which its martensitization ends, ie M _f It is presumed that the point gradually decreases, and finally it cannot be transformed and remains thin between the martensite laths, resulting in a structure in which fine retained austenite is dispersed.
[0021]
On the other hand, the slow cooling when the martensite phase is formed causes self-tempering in which the tempering process proceeds simultaneously, and fine cementite is generated. Thus, since the retained austenite is finely dispersed, the strength is not affected, and the martensite is tempered. Therefore, it is considered that the strength is high and the toughness is excellent. Further, finely dispersed residual austenite and fine carbides do not affect the corrosion resistance.
[0022]
Considering the formation of such a metal structure and the cooling conditions, fast cooling is performed in a temperature range where high-temperature coarse carbides are likely to be generated in the initial stage of cooling, and rapid cooling is initially performed from the austenite phase. _s It is most preferable to cool under the condition that it cools slowly after being lowered to a point, that is, under the condition that it is close to the cooling.
[0023]
As described above, it was possible to clarify the preferred cooling conditions for obtaining a structure in which fine retained austenite is present in the martensite phase. It has been found that it differs depending on the previous history. When the temperature at which the cooling is started is too high, the crystal grains become large and the toughness tends to be lowered. However, if it is too low, precipitation of coarse carbides starts, which not only reduces toughness, but also has a risk of lowering corrosion resistance.
[0024]
The range of this preferable cooling start temperature is relatively wide when cooled from the finish rolling state at the end of rolling of the steel pipe, but after the rolling is finished, the steel pipe whose temperature is once lowered is reheated and then controlled and cooled. The optimum range becomes narrower. This is thought to be because the behavior of crystal grain growth and carbide precipitation differs between when the temperature drops after rolling and when the temperature drops after reheating.
[0025]
In addition, after finishing rolling, when trying to manufacture a steel pipe with the required characteristics by controlling the cooling from the temperature, it is desirable that the temperature distribution of the entire pipe is uniform and the cooling start temperature is the same for all the pipes. For that purpose, it was also found that it is more preferable to carry out intermediate heating in the middle of rolling.
[0026]
Based on the above findings, the present inventors have further completed the present invention by studying the chemical composition range and what cooling conditions are more preferable in which temperature range to clarify the limits. The gist of the present invention is as follows.
[0027]
(1) In mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, Cr: 9 to 15%, Cu: 0 to 5.0%, Ni: 0.1 to 7.0%, When steel containing Mo: 0.05-5.0%, Al: 0.0005-0.05%, N: 0.1% or less is made into a seamless steel pipe by hot working, the billet is heated to a temperature not exceeding 1260 ° C. After rolling and finishing rolling at a temperature in the range of 850 to 1150 ° C, the average cooling rate is at least 25 ° C / min from 800 ° C to 600 ° C and the average cooling from 400 ° C to 200 ° C. A method for producing a martensitic stainless steel pipe, characterized by cooling at a rate of 20 ° C / min or less.
[0028]
(2) The method for producing a martensitic stainless steel pipe according to (1), wherein intermediate heating in a temperature range of 900 to 1150 ° C. is performed during rolling.
[0029]
(3) In mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, Cr: 9 to 15%, Cu: 0 to 5.0%, Ni: 0.1 to 7.0%, When steel containing Mo: 0.05-5.0%, Al: 0.0005-0.05%, N: 0.1% or less is made into a seamless steel pipe by hot working, the billet is heated to a temperature not exceeding 1260 ° C. After rolling, finish rolling is finished at a temperature within the range of 850 to 1150 ° C. _s After reheating to a temperature range of 850 to 1000 ° C without being cooled below the point, the average cooling rate between 800 ° C and 600 ° C is 25 ° C / min or more, and the average between 400 ° C and 200 ° C A method for producing a martensitic stainless steel pipe, characterized by cooling at a cooling rate of 20 ° C / min or less.
[0030]
(4) In mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, Cr: 9 to 15%, Cu: 0 to 5.0%, Ni: 0.1 to 7.0%, When steel containing Mo: 0.05-5.0%, Al: 0.0005-0.05%, N: 0.1% or less is made into a seamless steel pipe by hot working, the billet is heated to a temperature not exceeding 1260 ° C. After completion of rolling, it is cooled to 150 ° C. or lower, heated to a temperature of 850 to 1050 ° C., and then between 800 ° C. and 600 ° C. with an average cooling rate of 25 ° C./min or higher, and 400 ° C. to 200 ° C. A method for producing a martensitic stainless steel pipe, wherein the space is cooled at an average cooling rate of 20 ° C./min or less.
[0031]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The reason for limiting the chemical composition of steel in the method of the present invention is as follows. All the contents are mass%.
[0032]
The C content is 0.02 to 0.06%. C is an austenite-forming element at a high temperature and is an important element that determines the strength of the martensitic stainless steel pipe. If it is less than 0.02%, the generation of retained austenite becomes insufficient and sufficient toughness cannot be obtained. However, if the content is too large, the strength becomes too high, resulting in a decrease in toughness and deterioration in corrosion resistance, so 0.06% or less. In addition, when obtaining the steel pipe of API standard P110 grade equivalent strength, ie, yield strength 758-965MPa, it is desirable to set it as 0.03-0.05%.
[0033]
The Si content is 0.05 to 1.0%. Si is necessary for deoxidation at the time of steel making, and if it is less than 0.05%, the necessary amount of Al used for deoxidation also increases, and the occurrence of ground etc. increases. An amount exceeding 1.0 is not preferable because the toughness of the steel decreases. Desirably, it is 0.1 to 1.0%, and more desirably 0.1 to 0.35%.
[0034]
Mn is contained in an amount of 0.05 to 1.5%. Mn has a deoxidizing effect, suppresses deterioration of hot workability due to S which is inevitably mixed, and facilitates the formation of martensite by stabilizing austenite at high temperatures. If the content is less than 0.05%, these effects are insufficient. However, if the content is too large, the corrosion resistance is lowered. Preferably it is 0.1 to 1.0%, more preferably 0.1 to 0.8%.
[0035]
Cr is a basic element of martensitic stainless steel, and its content is 7 to 15%. If it is less than 7%, the corrosion resistance as stainless steel cannot be secured. If it exceeds 15%, a large amount of δ ferrite is produced when the billet is heated, and the required strength cannot be obtained. The preferred range is 10-14%, more preferably 10-12%.
[0036]
Ni is contained in an amount of 0.1 to 7.0%. Ni has the effect of expanding the austenite region, and has the effect of stably forming martensite even when the carbon content is low. CO ₂ And H ₂ S Furthermore, it has the effect of improving the corrosion resistance and sulfide stress corrosion cracking resistance of martensitic stainless steel in a severe corrosive environment containing chlorine ions and the like. In order to obtain such an effect, the content of 0.1% or more is necessary, but too much content increases the retained austenite and the strength may be insufficient. To do. A preferable range is 0.1 to 3.0%, more preferably 0.1 to 2.0%.
[0037]
Mo is contained in an amount of 0.05 to 5.0%. Mo is a steel containing Cr and has an effect of preventing local corrosion in an environment containing carbon dioxide gas. If it is less than 0.05%, the effect of preventing such local corrosion is small, and if it exceeds 5.0%, δ ferrite is generated and the required strength cannot be obtained. A preferable content range is 0.05-2.0%, More preferably, it is 0.05-1.0%.
[0038]
Cu may not be contained, but CO ₂ Very small amount of H ₂ It has the effect of inhibiting corrosion in the presence of S and is contained depending on the environment in which the steel pipe is used. When contained, the content is made 0.05 to 5.0%. If the content is less than 0.05%, such an effect cannot be obtained. If the content exceeds 5.0%, not only the effect of improving the corrosion resistance is saturated, but also the hot workability is deteriorated. A preferable content range is 0.05-4.0%, More preferably, it is 0.05-3.0%. In addition, it is preferable to contain Ni of about 1/2 or more of the amount of Cu with respect to deterioration of hot workability.
[0039]
The Al content is 0.0005 to 0.05%. Al is added as a deoxidizer in the steelmaking stage, and as a result, it is contained in the steel. If it is less than 0.0005%, the deoxidation is insufficient and the soundness of the slab may be inferior, and if it exceeds 0.05%, the toughness is lowered.
[0040]
The N content is 0.1% or less. N is inevitably mixed when Cr is high, and has the effect of expanding the austenite region and facilitating the formation of martensite. However, since the resistance to sulfide stress corrosion cracking is deteriorated, the effect is not significant, so the content is at most 0.1%, but the smaller the better. Therefore, it is preferably 0.05% or less, more preferably 0.03% or less.
[0041]
The composition of the remainder other than the above is not particularly restricted, and may be impurities and Fe, for example. Inevitable impurities such as P and S decrease the corrosion resistance and toughness, so the smaller the better. If necessary, in addition to impurities and Fe, one or more of Ti, Nb, or V may be contained in a total amount of 0.005 to 0.5% for the purpose of improving resistance to sulfide stress corrosion cracking. Further, for the purpose of improving hot workability, one or more of Ca, Mg, REM, and B may be contained in a total amount of 0.0002 to 0.01%.
[0042]
A steel billet with the above composition is used to perform seamless drilling, rolling, stretching, etc. by hot working to produce a seamless steel pipe. The hot working method from the billet to the final steel pipe shape at that time is conventionally performed. What is necessary is just to implement. For example, there are a Mannesmann mandrel mill method, a Mannesmann plug mill method, a Mannesmann pilger mill method, a Mannesmann Assel mill method, etc., as a method for producing a seamless steel pipe.
[0043]
The heating temperature of the billet for hot working should not exceed 1260 ° C. If δ ferrite is generated at this point, it remains in the steel pipe after processing, and not only does the strength decrease according to the amount, but also the toughness decreases. Heat with. The lower limit temperature is not particularly limited, but if it is too low, processing becomes difficult, and intermediate heating during the processing is required again, so it is desirable that the temperature be 1100 ° C. or higher.
[0044]
The finishing temperature for hot working is in the temperature range of 850 to 1150 ° C. If the temperature exceeds 1150 ° C, the crystal grains become coarse and the toughness decreases. If the temperature is lower than 850 ° C, not only processing becomes difficult, but also processing strain remains, the strength becomes too high and the toughness decreases. is there.
[0045]
If the finishing temperature cannot secure the above range due to a temperature drop during the hot working, intermediate heating may be performed during the working. For example, intermediate heating is performed immediately before final finishing such as a reducer or a sizer. In that case, heating in a temperature range of 900 to 1150 ° C. is desirable. This is because the finishing temperature cannot be ensured at 900 ° C. or lower, and the crystal grain size may become coarse by intermediate heating at 1150 ° C. or higher.
[0046]
After the finish rolling, the cooling from the temperature is controlled as described below, but the steel pipe whose temperature has dropped once may be reheated and then controlled and cooled in the same manner. However, the reheating temperature in that case is M _s When heated without dropping below the point, the temperature range should be 850 to 1000 ° C, and when heated to near room temperature or below 150 ° C, the temperature should be 850 to 1050 ° C. . This is because out of these temperature ranges, in any case, the toughness deteriorates or the variation thereof increases.
[0047]
M _s When reheating to 850 to 1000 ° C. without lowering the temperature below the point, the steel pipe temperature immediately after the finish rolling may be carried out even in this temperature range. By heating immediately after finish rolling, the temperature of the steel pipe before the start of cooling is made uniform, and a pipe with little variation in characteristics over the entire length can be obtained.
[0048]
In addition, when reheating after lowering to 150 ° C or less, if the heating temperature of the billet before drilling does not exceed 1260 ° C, the strength can be increased without special consideration for the heat history during hot working. Steel pipes with excellent toughness can be produced.
[0049]
For cooling immediately after finishing or cooling after reheating, the temperature range from 800 ° C. to 600 ° C. is set to an average cooling rate of 25 ° C./min or more. This is to prevent precipitation of coarse Cr carbide and prevent deterioration of toughness and deterioration of corrosion resistance. If the average cooling rate is less than 25 ° C / min, coarse carbide may be formed. This is because a sufficient strength cannot be obtained. The higher the average cooling rate in this temperature range, the better. However, water cooling, spray cooling, blast cooling, or air cooling may be selected as appropriate and is not particularly defined.
[0050]
During the period from the cooling start temperature to 800 ° C., the carbide dissolves and does not precipitate, so the cooling rate during this period is not particularly limited. However, it is necessary to cool as quickly as possible between 800 ° C. and 600 ° C. as described above. However, if the temperature is lower than 600 ° C., the precipitation rate is greatly reduced, and carbides are not substantially precipitated. Therefore, the cooling rate is not particularly limited to 400 ° C.
[0051]
Subsequent to the above cooling, the temperature range from 400 ° C. to 200 ° C. is cooled at an average cooling rate of 20 ° C./min or less. This is necessary to finely disperse the retained austenite in the martensite phase and to finely precipitate the carbide. When the average cooling rate in this temperature range exceeds 20 ° C./min, fine retained austenite and fine carbide cannot be obtained. The cooling rate may be slower as long as it is 20 ° C./min or less, but it may be as low as 0.5 ° C./min from the standpoint of the next process or the need for heat retention. In order to achieve the above cooling rate between 400 ° C. and 200 ° C., it is desirable that the cooling rate can be realized.
[0052]
【Example】
Billets having a diameter of 191 mm or 225 mm having the composition shown in Table 1 were prepared with the target strength in the range of yield strength 760 to 930 MPa. M _s The point was measured using a transformation temperature measuring device by thermal expansion measurement. Using these steel billets, hot inclined rolls of steel pipe with outer diameter 73.0mm, wall thickness 5.5mm, steel pipe with outer diameter 177.8mm, wall thickness 10.4mm or steel pipe with outer diameter 197.6mm, wall thickness 20.0mm It was produced by piercing with a type piercing machine (Mannesmann Piercer), forming and rolling with a mandrel mill, and drawing and rolling with a reducer or sizer. The following trial manufacture was carried out by changing various temperature conditions in the pipe making process.
[0053]
[Table 1]

[0054]
[Example 1]
The billet having the composition of steel symbols A and C shown in Table 1 is used to set the heating temperature to 1100 to 1280 ° C, change the finishing temperature of the rolling process, and cool after finishing in the temperature range from 800 ° C to 600 ° C. The cooling rate was controlled by using a heat insulating cover from 400 ° C to 200 ° C, and a steel pipe having an outer diameter of 177.8 mm and a wall thickness of 10.4 mm, or an outer diameter of 197.6 mm and a wall thickness of 20.0 mm was produced. These tube-making temperature conditions are shown in Table 2.
[0055]
From the obtained steel pipe, take the length direction of the test piece in the length direction of the steel pipe, measure the yield strength with a tensile test piece with a width of 19mm and a length of 50.8mm at the parallel part, and subsize 2mmV notch with 5mm width. A Charpy impact test was conducted on the test piece, and the fracture surface transition temperature was measured. These results are also shown in Table 2.
[0056]
[Table 2]

[0057]
Test numbers 2 to 4 and 7 to 10 in Table 2 all show good impact test values, and the yield strength is within the target range. This is because the rolling finishing temperature and the cooling rate are both controlled within the range defined in the present invention. On the other hand, test numbers 1, 5, 6 and 11 are all not good in impact test values. This is because the finishing temperature deviates from the temperature range regulated by the present invention. In addition, test numbers 1 and 6 where the finishing temperature is too low have yield strength exceeding the target range. Test No. 12 has a good impact value, but the yield strength is too low. This is because the billet heating temperature is too high.
[0058]
[Example 2]
Using billets having the composition of steel symbols A and B shown in Table 1, the heating temperature was set to 1230 ° C or 1290 ° C, and the intermediate heating temperature before the final drawing rolling was changed, so that the finishing rolling temperature was changed. For cooling, a steel pipe having an outer diameter of 73.0 mm and a wall thickness of 5.5 mm, or an outer diameter of 177.8 mm and a wall thickness of 10.4 mm was produced in the same manner as in Example 1. For comparison, a product that was cooled rapidly with water cooling or a billet heating temperature increased was also produced. These tube-making temperature conditions are shown in Table 3.
From the obtained steel pipe, the impact test value and the yield strength were measured in the same manner as in Example 1. These results are also shown in Table 3.
[0059]
[Table 3]

[0060]
Test numbers 15-17 and 24-26 manufactured according to the manufacturing conditions of the present invention both have yield strengths within the target range of 758-965 MPa and show excellent impact test values. On the other hand, all of the test numbers 13, 14, 18, 19, 22, 23 and 27 do not have good impact test values. This is because the intermediate heating condition, finishing temperature, or cooling condition deviates from the range regulated by the present invention. Test numbers 20 and 21 have good impact test values but low yield strength. This is because the billet heating temperature is too high.
[0061]
Example 3
When manufacturing a steel pipe with an outer diameter of 177.8 mm and a wall thickness of 10.4 mm using the billet having the composition of steel symbol B shown in Table 1, after the hot rolling of the outer diameter finish, It was heated and then controlled and cooled in the same manner as in the cooling after finishing in Example 1. For some steel pipes, water cooling was used for comparison. These temperature conditions are shown in Table 4. From the obtained steel pipe, the impact test value and the yield strength were measured in the same manner as in Example 1. These results are also shown in Table 4.
[0062]
[Table 4]

[0063]
As is clear from the results in Table 4, M after rolling is completed. _s Excellent impact test within the intended yield strength range when reheated to controlled temperature range of 850-1000 ° C and controlled and cooled before dropping below the point. It turns out that the steel pipe which shows a value is obtained. However, when the heating temperature of the billet is too high, as shown in Test No. 30, if the rolling finishing temperature, reheating temperature and cooling conditions are within the ranges regulated by the present invention, the impact test value is good. However, the yield strength is insufficient.
[0064]
Example 4
When manufacturing a steel pipe with an outer diameter of 177.8 mm and a wall thickness of 10.4 mm using the billet having the composition of steel symbol B shown in Table 1, the temperature dropped to near room temperature after hot rolling of the outer diameter finish. The steel pipe was reheated and then controlled and cooled as in the case of cooling after finishing in Example 1. For some steel pipes, water cooling was used for comparison. These temperature conditions are shown in Table 5. From the obtained steel pipe, the impact test value and the yield strength were measured in the same manner as in Example 1. These results are also shown in Table 5.
[0065]
[Table 5]

[0066]
As is apparent from the results in Table 5, after the drawing and rolling, the steel pipe cooled to near room temperature of 150 ° C. or less is reheated to the temperature range of 850 to 1050 ° C. defined in the present invention, and is controlled and cooled. In this case, it can be seen that a steel pipe exhibiting excellent impact test values can be obtained within the target yield strength range. However, even in this case, as seen in Test No. 38, when the heating temperature of the billet is too high, the yield strength is insufficient even if the impact test value is good.
[0067]
【The invention's effect】
According to the method of the present invention, it is possible to easily produce a low-C martensitic stainless steel pipe having stable and high strength and excellent toughness and good corrosion resistance. This method greatly contributes to improving the performance of high-strength, high-corrosion-resistant oil well steel pipes and the like, for which demand is expected to increase, and to reducing manufacturing costs.

Claims (4)

質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工して継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱し、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了後、800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。In mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, Cr: 9 to 15%, Cu: 0 to 5.0%, Ni: 0.1 to 7.0%, Mo: 0.05 When hot-working steel containing up to 5.0%, Al: 0.0005-0.05%, N: 0.1% or less into a seamless steel pipe, the billet is heated to a temperature not exceeding 1260 ° C, and drilling and rolling are performed. After finishing the finish rolling at a temperature in the range of 850 to 1150 ° C, the average cooling rate between 800 ° C and 600 ° C is 25 ° C / min or more, and the average cooling rate between 400 ° C and 200 ° C is 20 ° C. The manufacturing method of the martensitic stainless steel pipe | tube characterized by cooling below / min. 圧延の途中に900〜1150℃の温度範囲で中間加熱を実施することを特徴とする、請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。The method for producing a martensitic stainless steel pipe according to claim 1, wherein intermediate heating is performed in the temperature range of 900 to 1150 ° C during rolling. 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工して継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱し、穿孔、圧延を実施して850〜1150℃の範囲内の温度で仕上げ圧延を終了し、Ｍ_ｓ点以下に冷却されることなく、850〜1000℃の温度範囲に再加熱した後、800℃から600℃までの間を平均却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。In mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, Cr: 9 to 15%, Cu: 0 to 5.0%, Ni: 0.1 to 7.0%, Mo: 0.05 When hot-working steel containing up to 5.0%, Al: 0.0005-0.05%, N: 0.1% or less into a seamless steel pipe, the billet is heated to a temperature not exceeding 1260 ° C, and drilling and rolling are performed. and ends the finish rolling at a temperature within the range of 850-1150 ° C. and without being cooled below M _s point, after reheating to a temperature range of 850 to 1000 ° C., during a period from 800 ° C. to 600 ° C. Is cooled at an average cooling rate of 25 ° C./min or more and between 400 ° C. and 200 ° C. at an average cooling rate of 20 ° C./min or less. 質量％にて、Ｃ：0.02〜0.06％、Ｓｉ：0.05〜1.0％、Ｍｎ：0.05〜1.5％、Ｃｒ：9〜15％、Ｃｕ：0〜5.0％、Ｎｉ：0.1〜7.0％、Ｍｏ：0.05〜5.0％、Ａｌ：0.0005〜0.05％、Ｎ：0.1％以下を含む鋼を熱間加工して継目無鋼管とする際に、ビレットを1260℃を超えない温度に加熱し、穿孔、圧延を終了後、150℃以下に冷却してから、850〜1050℃の温度に加熱し、次いで800℃から600℃までの間を平均冷却速度25℃／min以上、400℃から200℃までの間を平均冷却速度20℃／min以下で冷却することを特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法。In mass%, C: 0.02 to 0.06%, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.05 to 1.5%, Cr: 9 to 15%, Cu: 0 to 5.0%, Ni: 0.1 to 7.0%, Mo: 0.05 When hot-working steel containing up to 5.0%, Al: 0.0005-0.05%, N: 0.1% or less into a seamless steel pipe, the billet is heated to a temperature not exceeding 1260 ° C, and piercing and rolling are completed. After cooling to 150 ° C or lower, heat to 850 to 1050 ° C, then average between 800 ° C and 600 ° C at an average cooling rate of 25 ° C / min or higher, and average between 400 ° C and 200 ° C A method for producing a martensitic stainless steel pipe, characterized by cooling at a cooling rate of 20 ° C / min or less.