硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法

硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法
【專利摘要】本發明對于具有如下化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼依次實施(加熱至超過Ac1點且低于Ac3點的溫度后進行冷卻的工序)、(再加熱至Ac3點以上的溫度、驟冷進行淬火的工序)以及(在Ac1點以下的溫度下回火的工序)的工序，所述化學組成為：C：0.15～0.65％、Si：0.05～0.5％、Mn：0.1～1.5％、Cr：0.2～1.5％、Mo：0.1～2.5％、Ti：0.005～0.50％以及Al：0.001～0.50％；根據需要選自Nb：≤0.4％、V：≤0.5％、B：≤0.01％、Ca：≤0.005％、Mg：≤0.005％以及REM：≤0.005％中的1種以上；以及余量由Fe和雜質組成，雜質中的Ni≤0.1％、P≤0.04％、S≤0.01％、N≤0.01％以及O≤0.01％。
【專利說明】硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法
【技術領域】
[0001]本發明涉及硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法。詳細而言，本發明涉及特別適合作為油井以及天然氣井用的套管、油管等油井用鋼管等的、硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法。更具體而言，本發明涉及強度以及硫化物應力開裂耐性優異、并且可期待通過原奧氏體粒的微細化使韌性提高的低合金高強度鋼材的廉價的制造方法。
【背景技術】
[0002]由于油井以及天然氣 井(以下將油井以及天然氣井簡單統稱為“油井”)的深井化，要求油井用鋼管(以下稱為“油井管”)的高強度化。
[0003]對于這樣的要求，以往廣泛利用SOksi級即屈服應力(以下稱為“YS”)為551~655MPa(80~95ksi)的油井管或95ksi級即YS為655~758MPa(95~IlOksi)的油井管。此外，最近開始利用IlOksi級即YS為758~862MPa(110~125ksi)、以及125ksi級即YS為862~965MPa(125~140ksi)的油井管。
[0004]此外，最近開發的深井大多含有具有腐蝕性的硫化氫。公知這種環境中會發生被稱為硫化物應力開裂(以下稱為“SSC”)的氫脆而導致油井管破壞，對于SSC的感受性隨著鋼的高強度化而增強。
[0005]因此，高強度油井管的開發中，不止步于高強度鋼的材料設計，同時還要求具備SSC耐性。所以，特別是高強度油井管的開發中，SSC的克服成為最大的問題。需要說明的是，硫化物應力開裂有時也被稱為硫化物腐蝕開裂(“SSCC”)。
[0006]作為防止低合金油井管的SSC的方法，已知有〈1>鋼的高純化、〈2>碳化物的形態控制、〈3>晶粒的細粒化等的方法。
[0007]關于鋼的高純化，例如專利文獻I和2中提出了通過將非金屬夾雜物限制為特定尺寸從而提高SSC耐性的方法。
[0008]關于碳化物的形態控制，例如專利文獻3公開了將碳化物的總量限制為2~5質量％，在此基礎上使所有碳化物中MC型碳化物占據的比例為8~40質量％，從而飛躍性地提高SSC耐性。
[0009]關于晶粒的微細化，例如專利文獻4中公開了通過對低合金鋼實施2次以上的淬火處理將晶粒微細化從而改善SSCC耐性的技術。此外，專利文獻5中也公開了通過同樣的處理將晶粒微細化來改善韌性的技術。
[0010]以往，油井用無縫鋼管等領域的低合金鋼鋼材的制造中，以確保強度特性和/或韌性為目的，熱制管等熱軋結束后，多數情況是進行淬火/回火的熱處理。需要說明的是，作為油井用無縫鋼管的淬火/回火的熱處理的方法，以往通常為用離線的熱處理爐將熱制管結束后的鋼管再加熱至Ac3相變點以上進行淬火、進而在Ac1相變點以下的溫度下回火的所謂“再加熱淬火法”。
[0011]然而，近年來從節省工藝、節省能量的觀點出發，逐漸施行了下述工藝:利用經過熱制管的鋼管的保有熱，從Ar3相變點以上的溫度開始將熱制管后的鋼管直接淬火,然后進行回火(所謂“直接淬火法”)；以及熱制管后的鋼管繼而在Ar3點以上的溫度下進行均熱(以下也特指“補熱”)，然后從Ar3A以上的溫度開始淬火，而后進行回火(所謂“在線熱處理法”或者“在線淬火法”)。
[0012]如上述專利文獻4和5中公開的那樣，公知低合金鋼的原奧氏體粒與SSC耐性以及韌性具有緊密的關系，粗粒化導致SSC耐性以及韌性顯著降低。
[0013]然而，以節省工藝、節省能量為目的而采用“直接淬火法”時，存在原奧氏體粒粗大化、難以制造高韌性且SSC耐性優異的無縫鋼管的情況。采用上述的“在線熱處理法”可稍微改善該問題，但并不及“再加熱淬火法”。
[0014]究其原因是因為單純的“直接淬火法”和“在線熱處理法”中，作為后續工序熱處理僅進行回火時，不存在從體心立方結構的鐵素體逆向轉化為面心立方結構的奧氏體的過程。
[0015]為了解決晶粒的粗大化這一問題，專利文獻6和7分別提出了對于直接淬火了的鋼管以及利用在線熱處理而淬火了的鋼管在最終的回火之前進行再加熱、從Ar3點以上的溫度開始進行淬火的方法。
[0016]需要說明的是，專利文獻4和5中公開了在多次的再加熱淬火處理的中間、而專利文獻6和7中分別公開了在直接淬火與再加熱淬火處理的中間以及利用在線熱處理的淬火處理與再加熱淬火處理的中間，均在Ac1點以下的溫度下進行回火。
[0017]現有技術文獻
[0018]專利文獻
[0019]專利文獻1:日本特開2001-172739號公報
[0020]專利文獻2:日本特開2001-131698號公報
[0021]專利文獻3:日本特開2000-178682公報
[0022]專利文獻4:日本特開昭59-232220號公報
[0023]專利文獻5:日本特開昭60-009824號公報
[0024]專利文獻6:日本特開平6-220536號公報
[0025]專利文獻7:W096/36742號公報

【發明內容】

[0026]發明要解決的問題
[0027]采用前述的專利文獻I和2所提出的將非金屬夾雜物限制為特定尺寸的技術，可以確保良好的SSC耐性。然而，由于必須將鋼純化，因此存在制造成本增多的情況。
[0028]此外，采用專利文獻3所提出的控制碳化物的形態的技術，能夠確保極其良好的SSC耐性。然而，為了抑制M23C6型的碳化物，Cr、Mo的含量有制約、淬透性受限，因此存在厚壁材料中淬透性不足的擔心。
[0029]與直接淬火或者在線熱處理繼而進行最終的回火的情況相比、或者與在熱制管后進行空氣冷卻而先降溫至室溫附近然后進行再加熱淬火和回火的情況相比，直接淬火后或者在線熱處理后在最終的回火之前進行再加熱而從Ar3點以上的溫度開始進行淬火，由此能夠將原奧氏體粒微細化、改善SSC耐性。[0030]然而，即便是上述的直接淬火后或者在線熱處理后在最終的回火之前進行再加熱而從Ar3點以上的溫度開始進行淬火的情況，與專利文獻4和5中提出的那樣的進行2次再加熱淬火的情況相比時，原奧氏體粒的微細化仍然不充分。
[0031]因此，采用專利文獻6中公開的、僅對于經過直接淬火的鋼管在最終的回火之前進行再加熱而從Ar3點以上的溫度開始進行淬火的技術，不一定能夠確保足夠的SSC耐性。
[0032]同樣地，即便是專利文獻7中提出的對于利用在線熱處理而淬火了的鋼管在最終的回火之前進行再加熱而從Ar3點以上的溫度開始進行淬火，有時也不順利。
[0033]所以，作為高強度油井用鋼管，若想要實現充分的晶粒的微細化，如專利文獻4和5所公開的那樣，進行2次以上的再加熱淬火的意義很大。然而，進行2次以上的再加熱淬火會牽系制造成本的提高。
[0034]另外，專利文獻4和7中提出了通過增大再加熱淬火時的升溫速度將晶粒超微細化，但加熱方式為感應加熱等，因此需要大幅的設備改造。
[0035]本發明鑒于上述現狀而作出，因此其目的在于提供SSC耐性優異的高強度鋼材的廉價的制造方法。具體而言，本發明提供以經濟性高的方式實現原奧氏體粒的微細化、由此制造SSC耐性優異且還可期待韌性提高的高強度鋼材的方法。需要說明的是，本發明中所謂“高強度”意味著YS為655MPa(95ksi)以上、優選為758MPa(110ksi)以上、進一步優選為 862MPa(125ksi)以上。
[0036]用于解決問題的方案
[0037]如上所述，包括 直接淬火以及利用在線熱處理的淬火、該淬火后進一步再加熱至Ac3點以上的溫度進行淬火，從而可以將原奧氏體粒微細化。另外，對于經過淬火的鋼進一步反復淬火的情況下，前一淬火處理之后常常在Ac1A以下的溫度下進行中間回火。該中間回火具有防止經過淬火的鋼中產生所謂“時效裂紋(delayed crack)”等延遲破壞的效果。
[0038]然而，上述中間回火需要在適當的條件下進行，中間回火的溫度過低、或加熱時間過短的情況下，存在不能得到足夠的時效裂紋抑制效果的情況。而反之，如果為Ac1點以下的溫度而中間回火的溫度過高或加熱時間過長的情況下，即便在中間回火后進行再加熱淬火，也會失去晶粒的微細化效果、SSC耐性的提高效果消失。
[0039]所以本發明人等對于如下的制造方法進行了各種研究，所述方法為對于高強度鋼材可以賦予足夠的時效裂紋抑制效果、與此同時通過實現原奧氏體粒的微細化而使高強度鋼材具備良好的SSC耐性的廉價的制造方法。
[0040]結果得到如下見解:若使以往為了提高淬火后的鋼材的特性而需要在Ac1點以下的溫度下進行的中間回火在超過Ac1點的鐵素體與奧氏體的二相域溫度下進行，則接著進行再加熱淬火時的原奧氏體粒顯著地微細化。
[0041]而且，得到如下全新的見解:若在上述的鐵素體與奧氏體的二相域溫度下進行熱處理，即使是未實施淬火的鋼、例如被熱加工成所需形狀之后以空氣冷卻那樣的冷卻速度冷卻了的鋼，接著若加熱至適當的奧氏體域的溫度進行淬火，則原奧氏體粒也顯著地微細化。
[0042]本發明是基于上述的見解而完成的，其主旨是以下所示的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法。以下，有時分別簡稱為“本發明⑴”~“本發明(7)”。此外，將本發明(I)~本發明⑵統稱為“本發明”。[0043](I) 一種硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，對于具有如下化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼依次實施以下的工序(I)~(3)，所述化學組成以質量％計為:c:0.15 ~0.65%,S1:0.05 ~0.5%,Mn:0.1 ~1.5%,Cr:0.2 ~1.5%,Mo:0.1~2.5%, T1:0.005~0.50%以及Al:0.001~0.50% ;以及余量由Fe和雜質組成，雜質中的Ni為0.1 %以下、P為0.04%以下、S為0.01%以下、N為0.01%以下和O為0.01%以下。
[0044]工序(I)，加熱至超過Ac1點且低于Ac3點的溫度后進行冷卻；
[0045]工序⑵，再加熱至Ac3點以上的溫度、驟冷進行淬火；
[0046]工序(3)，在Ac1點以下的溫度下回火。
[0047](2) 一種硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，對于具有如下化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼依次實施以下的工序(I)~(3)，所述化學組成以質量％計為:c:0.15 ~0.65%,S1:0.05 ~0.5%,Mn:0.1 ~1.5%,Cr:0.2 ~1.5%,Mo:0.1 ~2.5%,T1:0.005 ~0.50% 以及 Al:0.001 ~0.50% ;選自下述(a)和(b)中的I種以上的元素；以及余量由Fe和雜質組成，雜質中的Ni為0.1 %以下、P為0.04%以下、S為0.01%以下、N為0.01%以下和O為0.01%以下。
[0048]工序(I)，加熱至超過Ac1點且低于Ac3點的溫度后進行冷卻；
[0049]工序⑵，再加熱至Ac3點以上的溫度、驟冷進行淬火；
[0050]工序(3)，在Ac1點以下的溫度下回火。
[0051](a)Nb:0.4% 以下、V:0.5% 以下和 B:0.01% 以下
[0052](b)Ca:0.005% 以下、Mg:0.005% 以下和 REM:0.005% 以下
[0053](3)根據上述(I)或(2)所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述(I)或(2)所述的化學組成的鋼熱精加工成無縫鋼管后進行空氣冷卻，然后依次實施所述的工序(I)~(3)。
[0054](4)根據上述(I)或(2)所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述⑴或(2)所述的化學組成的鋼熱精加工成無縫鋼管后，以Ar3點以上且1050°C以下的溫度進行在線補熱，從Ar3點以上的溫度開始淬火，然后依次實施所述的工序⑴~(3)。
[0055](5)根據上述(I)或(2)所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，將具有上述(I)或(2)所述的化學組成的鋼熱精加工成無縫鋼管后，從Ar3點以上的溫度開始直接淬火，然后依次實施所述的工序(I)~(3)。
[0056](6)根據上述(4)所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，采用與在線熱處理的淬火裝置連接的加熱裝置進行所述的工序(I)中的加熱。
[0057](7)根據上述(5)所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，采用與實施直接淬火的淬火裝置連接的加熱裝置進行所述工序(I)中的加熱。
[0058]發明的效果
[0059] 根據本發明，可以以經濟性高的方式實現原奧氏體粒的微細化，因此可以廉價地得到SSC耐性優異的高強度鋼材。另外，根據本發明，可以以較低的制造成本制造SSC耐性優異的高強度低合金鋼無縫油井管。此外，根據本發明，也可以期待通過原奧氏體粒的微細化而提聞朝性。【具體實施方式】
[0060]以下，對于本發明的各技術特征進行詳細地說明。
[0061]⑷化學組成
[0062]首先，本項(A)中對于供給本發明的制造方法的鋼的化學成分及其組成范圍的限定理由進行說明。以下的說明中，各元素的含量的“ ％ ”意味著“質量％ ”。
[0063]C:0.15 ~0.65%
[0064]C是為了提高淬透性、提高強度的必要元素。然而，C的含量低于0.15%時，提高淬透性的效果不足，不能得到足夠的強度。另一方面，含有超過0.65%的C時，淬火時的淬裂產生傾向變得顯著。所以，將C的含量設為0.15~0.65%。需要說明的是，C含量的下限優選設為0.20%、進一步優選設為0.23%。此外，C含量的上限優選設為0.45%、進一步優選設為0.30%。
[0065]S1:0.05 ~0.5%
[0066]Si對鋼的脫氧是必要的，還具有提高回火軟化阻力而提高SSC耐性的作用。出于脫氧和提高SSC耐性的目的，含有0.05 %以上的Si是必要的。然而，過量地含有Si時，鋼脆化且反而使SSC耐性降低，尤其是Si的含量超過0.5%時，韌性和SSC耐性的降低變得顯著。所以，將Si的含量設為0.05~0.5%。另外，Si的含量優選將下限設為0.15%、上限設為0.35%。
[0067]Mn:0.1 ~1.5%
[0068]Mn為了使鋼脫氧和脫硫而含有。然而，Mn的含量低于0.1 %時，上述的效果不足。另一方面，含有超過1.5%的Mn時，韌性和SSC耐性降低。所以，將Mn的含量設為0.1~
1.5%。另外，Mn含量的下限優選設為0.15%、進一步優選設為0.20%。此外，Mn含量的上限優選設為0.85%、進一步優選設為0.55%。
[0069]Cr:0.2 ~1.5%
[0070]Cr是確保淬透性、提高強度和SSC耐性的元素。然而，Cr的含量低于0.2%時，不能得到足夠的效果。另一方面，Cr的含量超過1.5%時，SSC耐性反而降低，此外還發生韌性的降低。所以，將Cr含量設為0.2~1.5%。另外，Cr的含量優選將下限設為0.35%、更優選設為0.45%。此外，優選將上限設為1.28%、更優選設為1.2%。
[0071]Mo:0.1 ~2.5%
[0072]Mo提高淬透性、確保高強度并且提高回火軟化阻力，因此高溫下的回火成為可能，結果碳化物形狀球狀化、SSC耐性提高。然而，Mo含量低于0.1%時，這些效果不足。另一方面，含有超過2.5 %的Mo時，不僅原料成本增多，上述效果也趨于飽和。所以，將Mo的含量設為0.1~2.5%。另外，Mo含量的下限優選設為0.3%、進一步優選設為0.4%。此外，Mo含量的上限優選設為1.5%、進一步優選設為1.0%。
[0073]T1:0.005 ~0.50%
[0074]Ti具有固定鋼中的雜質N、淬火時使B以固溶狀態存在于鋼中而提高淬透性的作用。此外，在用于再加熱淬火的升溫過程中，具有以微細的碳氮化物形式析出從而防止晶粒的粗大化以及再加熱淬火時的異常顆粒生長的效果。然而，Tl的含量低于0.005%時，這些效果小。另一方面，含有超過0.50%的Ti時，導致韌性的降低。所以，將Ti的含量設為0.005~0.50%。另外，Ti含量的下限優選設為0.010%、進一步優選設為0.012%。此外，Ti含量的上限優選設為0.10%、進一步優選設為0.030%。
[0075]Al:0.001 ~0.50%
[0076]Al是對鋼的脫氧有效的元素。然而，Al的含量低于0.001%時，不能得到期望的效果，超過0.50%時，夾雜物變多、韌性降低并且由夾雜物的粗大化導致SSC耐性降低。所以，將Al的含量設為0.001~0.50%。Al的含量優選將下限設為0.005%、將上限設為0.05%。需要說明的是,上述Al的含量意味著sol.Al (酸可溶的Al)的量。
[0077]供給本發明的制造方法的鋼的化學組成之一(具體而言，本發明(I)的鋼的化學組成)除上述元素之外，余量由Fe和雜質組成，雜質中的Ni為0.1 %以下、P為0.04%以下、S為0.01%以下、N為0.01%以下和O為0.01%以下。 [0078]在此，“雜質”意味著工業上制造鋼時，以礦石、廢料等那樣的原料為代表的、由于制造工序的各種因素而混入的元素，為在不對本發明產生不良影響的范圍內所允許的物質。
[0079]以下，對于雜質中的N1、P、S、N和0(氧)進行說明。
[0080]N1:0.1% 以下
[0081]Ni會使SSC耐性降低。尤其是Ni的含量超過0.1 %時，SSC耐性的降低變得顯著。所以，將雜質中的Ni的含量設為0.1%以下。Ni的含量優選為0.05%以下，更優選為0.03%以下。
[0082]P:0.04% 以下
[0083]P會在晶界偏析而使韌性和SSC耐性降低。尤其是P的含量超過0.04%時，韌性和SSC耐性的降低變得顯著。所以，將雜質中的P的含量設為0.04%以下。雜質中的P含量的上限優選設為0.025%、進一步優選設為0.015%。
[0084]S:0.01% 以下
[0085]S會生成粗大的夾雜物而使韌性和SSC耐性降低。尤其是S的含量超過0.01%時，韌性和SSC耐性的降低變得顯著。所以，將雜質中的S的含量設為0.01%以下。雜質中的S含量的上限優選設為0.005%、進一步優選設為0.002%。
[0086]N:0.01% 以下
[0087]N與B鍵合，阻礙B的淬透性提高效果，此外過量地存在時，存在與Al、T1、Nb等一起生成粗大的夾雜物而使韌性和SSC耐性降低的傾向。尤其是N的含量超過0.01%時，韌性和SSC耐性的降低變得顯著。所以，將雜質中的N的含量設為0.01%以下。雜質中的N含量的上限優選設為0.005%。
[0088]0(氧):0.01% 以下
[0089]O與Al、Si等一起生成夾雜物，由于其粗大化而使韌性和SSC耐性降低。尤其是O的含量超過0.01%時，韌性和SSC耐性的降低變得顯著。所以，將雜質中的O的含量設為0.01%以下。雜質中的O含量的上限優選設為0.005%。
[0090]供給本發明的制造方法的鋼的化學組成的另一種(具體而言，本發明(2)的鋼的化學組成)為含有Nb、V、B、Ca、Mg以及REM(稀土元素)中的I種以上的元素。
[0091]在此，“RBT為Sc、Y以及鑭系元素的總計17種元素的總稱，REM的含量意味著REM之中的I種或者2種以上的元素的總計含量。[0092]以下，對于任意元素的上述Nb、V、B、Ca、Mg以及REM的作用效果和含量的限定理由進行說明。
[0093](a)Nb:0.4% 以下、V:0.5% 以下和 B:0.01% 以下
[0094]Nb、V以及B均具有提高SSC耐性的作用。因此，在希望得到更優異的SSC耐性的情況下，可以含有這些元素。以下，對于上述的Nb、V以及B進行說明。
[0095]Nb:0.4% 以下
[0096]Nb為具有以微細的碳氮化物形式析出而將原奧氏體粒微細化、提高SSC耐性的效果的元素，因此可以根據需要含有。然而，Nb的含量超過0.4%時，韌性劣化。所以，將含有Nb的情況下的Nb的含量設為0.4%以下。另外，優選將含有Nb的情況下的Nb的含量設為0.1%以下。
[0097]另一方面，為了穩定地得到前述的Nb的效果，含有Nb的情況下的Nb的含量優選設為0.005%以上、進一步優選設為0.01%以上。
[0098]V:0.5% 以下
[0099]V在回火時以微細的碳化物(VC)形式析出，提高回火軟化阻力，因此能夠在高溫下回火，其結果具有提高SSC耐性的效果。另外，V在Mo含量多的情況下具有抑制作為SSC發生起點的針狀的Mo2C的生成的效果。此外，通過復合含有V和Nb，從而得到更強的SSC耐性。因此，可以根據需要含有V。然而，V的含量超過0.5%時，韌性降低。所以，將含有V的情況下的V的含量設為0.5%以下。另外，優選將含有V的情況下的V的含量設為0.2%以下。
[0100]另一方面，為了穩定地得到前述的V的效果，含有V的情況下的V的含量優選設為0.02%以上。尤其是鋼中含有0.68%以上的Mo的情況下，為了抑制針狀的Mo2C的生成，優選復合含有上述量的V。
[0101]B:0.01% 以下
[0102]B為具有提高淬透性、改善SSC耐性的效果的元素，因此可以根據需要含有。然而，B的含量超過0.01%時，SSC耐性反而降低，此外還出現韌性的降低。所以，將含有B的情況下的B的含量設為0.01%以下。另外，含有B的情況下的B的含量優選設為0.005%以下、進一步優選設為0.0025%以下。
[0103]另一方面，為了穩定地得到前述的B的效果，含有B的情況下的B的含量優選設為
0.0001%以上、進一步優選設為0.0005%以上。
[0104]其中，上述B的效果是使B以固溶狀態存在于鋼中時被發現的。因此，含有B的情況下，例如優選調整化學組成從而含有可以將與B的親和力大的N以氮化物形式固定的量的Ti。
[0105](b)Ca:0.005% 以下、Mg:0.005% 以下和 REM:0.005% 以下
[0106]Ca,Mg以及REM均具有與作為雜質存在于鋼中的S反應形成硫化物而改善夾雜物的形狀、提高SSC耐性的作用，因此可以根據需要含有。然而，含有超過0.005%的任一元素時，SSC耐性反而降低、并且導致韌性的降低，此外容易在鋼表面頻發缺陷。所以，含有的情況下的Ca、Mg以及REM的含量均設為0.005%以下。另外，含有的情況下的這些元素的含量均優選設為0.003%以下。
[0107]另一方面，為了穩定地得到前述的Ca、Mg以及REM的效果，含有的情況下的這些元素的含量均優選設為0.0Ol %以上。
[0108]如已經敘述的那樣，“REM”是指Sc、Y以及鑭系元素的總計17種元素的總稱，REM的含量是指REM之中的I種或者2種以上的元素的總計含量。
[0109]需要說明的是，REM通常含在混合稀土金屬中。因此，例如可以以混合稀土金屬的形態添加而含有其并使得REM的量為上述范圍。
[0110]上述的Ca、Mg以及REM可以僅含有其中的任一種或者復合含有兩種以上。另外，這些元素的總計含量優選設為0.006%以下、進一步優選設為0.004%以下。
[0111](B)制造方法
[0112]接著，本項(B)中對于本發明的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法進行詳細地說明。
[0113]本發明的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法是對于具有前述項(A)記載的化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼依次實施如下工序的方法。
[0114]工序(I)，加熱至超過Ac1點且低于Ac3點的溫度后進行冷卻；
[0115]工序(2)， 再加熱至Ac3點以上的溫度、驟冷進行淬火；
[0116]工序(3)，在Ac1A以下的溫度下回火。
[0117]通過依次實施上述工序(I)~(3)，從而可以實現原奧氏體粒的微細化，可以廉價地得到SSC耐性優異的高強度鋼材，此外還可以期待原奧氏體粒的微細化所帶來的韌性的提聞。
[0118]需要說明的是，若為具有前述項(A)記載的化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼，則對于至實施上述工序(I)為止的制造歷程沒有特別限制。例如，若為利用常規方法熔煉后制成鑄錠或者鑄坯并采用熱軋、熱鍛造等各種方法被加工成所需形狀的鋼，則在熱加工為所需形狀后，可以為以如空氣冷卻的冷卻速度被冷卻的鋼，或者也可以為以快如水冷的冷卻速度被冷卻的鋼。
[0119]這是因為，熱加工成所需形狀之后，無論實施何種處理，通過在其后依次實施工序
(I)~(3)，從而在上述(3)的在Ac1點以下的溫度下的回火結束之后，成為以微細的回火馬氏體為主體的組織。
[0120]上述工序(I)的加熱必須在超過Ac1點且低于Ac3點的溫度下進行。加熱溫度處于上述溫度范圍之外的情況下，即便在接下來的工序(2)中進行再加熱淬火，也不能實現足夠的原奧氏體粒的微細化。
[0121]上述工序⑴除去在超過Ac1點且低于Ac3點的溫度即鐵素體與奧氏體的二相域溫度下加熱之外并不需要設置特別的限定。
[0122]另外，用T表示加熱溫度(V )、用t表示加熱時間(h)，
[0123]PL = (T+273) X (20+log10t)
[0124]即便在上式所示的PL的值超過23500的條件下進行加熱處理，也存在接下來的工序(2)中淬火了的奧氏體粒的微細化飽和的傾向，僅使成本增多。所以，在PL的值設為23500以下的條件下進行加熱處理是優選的。需要說明的是，關于加熱時間，雖然也取決于加熱中使用的爐形式，但優選至少設為1s以上。此外，加熱處理后的冷卻優選設為空氣冷卻。
[0125]上述工序(I)之后，通過實施再加熱至Ac3點以上的溫度即奧氏體溫度域、驟冷進行淬火的工序(2)，從而達成奧氏體粒的微細化。
[0126]另外，工序⑵的再加熱溫度超過(Ac3點+100°C )時，存在原奧氏體粒粗大化的情況。因此，工序⑵的再加熱溫度優選設為(Ac3A+100°C)以下。
[0127]淬火法不需要特別限定。通常為水淬火，若為產生馬氏體相變的處理，則也可以以霧化淬火等適宜的方式進行驟冷。
[0128]上述工序⑵之后，通過實施在Ac1點以下的溫度、即不發生逆向轉化為奧氏體的溫度區域回火的工序(3)，從而可以得到硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材。回火溫度的下限根據鋼的化學組成以及鋼材所需的強度而適宜決定即可。例如，為了降低強度而提高該回火溫度，另一方面，為了提高強度可以在低溫度下進行回火。另外，進行回火之后的冷卻優選設為空氣冷卻。
[0129]以下，關于本發明的鋼材的制造方法，以無縫鋼管的制造的情況為例子更詳細地進行說明。
[0130]硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材為無縫鋼管的情況下，準備具有前述項(A)記載的化學組成的鋼坯。
[0131]前述鋼坯可以為由方坯或者板坯等鋼錠初軋而成的鋼坯、也可以為由連鑄圓坯鑄造而成的鋼坯。當然也可以為由鑄錠成形的鋼坯。
[0132]鋼坯被熱制管。具體而言，首先加熱至可以穿孔的溫度范圍，供于熱穿孔。穿孔前的鋼坯加熱溫度通常為1100~1300°C的范圍。 [0133]不必限定熱穿孔的方式。例如，可以通過曼內斯曼穿孔等得到空心管坯。
[0134]對所得到的空心管坯實施拉伸加工和精加工。
[0135]拉伸加工為對用穿孔機穿孔的空心管坯進行拉伸以及尺寸調整而制作期望的形狀/尺寸的無縫鋼管的工序，例如可以利用芯棒式無縫管軋機或者自動軋管機(Plugmill)等來進行。此外，精加工可以利用定徑機等來進行。
[0136]不必限定拉伸加工以及精加工的加工度。需要說明的是，精加工中的精制溫度優選為IKKTC以下。其中，上述的精制溫度超過1050°c時，存在晶粒發生粗大化的傾向。因此，精加工的精制溫度更優選為1050°C以下。需要說明的是，900°C以下的溫度下，存在由于變形阻力的增大而難以加工的情況，因此優選在超過900°C的溫度下進行制管。
[0137]被熱精加工的無縫鋼管如本發明(3)所示可以直接進行空氣冷卻。需要說明的是，上述的“空氣冷卻”中包含所謂“自然冷卻”或者“放冷”。
[0138]此外，對于上述被熱精加工的無縫鋼管，如本發明(4)所示，可以以Ar3A以上且1050°C以下的溫度進行在線補熱，從Ar3點以上的溫度即奧氏體溫度域開始淬火。該情況下，由于實施包含后面的工序(2)中進行的再加熱淬火在內的2次淬火，因此可以實現晶粒微細化。
[0139]需要說明的是，在超過1050°C的溫度下進行補熱時，奧氏體的粗粒化變得顯著，SP便在后面的工序(2)中進行再加熱淬火，仍存在原奧氏體粒徑難以微細化的情況。補熱溫度的上限優選設為1000°C。作為上述從Ar3點以上的溫度的淬火方法，通常的水淬火是經濟的，若為產生馬氏體相變的淬火法即可，例如可以為霧化淬火。
[0140]此外，對于上述經過熱精加工的無縫鋼管，如本發明(5)所示，可以從Ar3點以上的溫度即奧氏體溫度域開始直接淬火。該情況下，由于也實施包含后面的工序(2)中進行的再加熱淬火在內的2次淬火，因此可以實現晶粒微細化。作為從Ar3點以上的溫度的淬火方法,通常的水淬火是經濟的,若為產生馬氏體相變的淬火法即可,例如可以為霧化淬火。
[0141]上述方法中，對于完成熱加工和其后的冷卻的無縫鋼管，實施作為本發明的特征工序的前述(I)的“加熱至超過Ac1點且低于Ac3點的溫度后進行冷卻的工序”。
[0142]需要說明的是，以下的說明中，有時將在工序(2)之前進行的加熱即工序⑴的加熱稱為“中間熱處理”。
[0143]將上述經過熱精加工的無縫鋼管以Ar3A以上且1050°C以下的溫度進行在線補熱、從Ar3A以上的溫度開始淬火之后進行中間熱處理的情況，如本發明(6)所示，上述的中間熱處理優選采用與在線熱處理的淬火裝置連接的加熱裝置進行。此外，將上述經過熱精加工的無縫鋼管從Ar3點以上的溫度開始直接淬火、然后進行中間熱處理的情況，如本發明(7)所示，上述的中間熱處理優選采用與在線熱處理的淬火裝置連接的加熱裝置進行。通過使用上述的加熱設備，從而得到足夠的時效裂紋抑制效果。
[0144]如已經敘述的那樣，工序⑴中的加熱條件除去在超過Ac1A且低于Ac3A的溫度即鐵素體和奧氏體的二相域溫度下進行加熱之外，并不需要設定特別限定。
[0145]對于實施了工序(I)的無縫鋼管，實施工序(2)的再加熱和淬火，進而實施工序
(3)的回火。
[0146]根據上述的方法，可以得到SSC耐性優異、此外還可期待韌性提高的高強度無縫
鋼管。
[0147]以下，利用實施例更具體地說明本發明，但本發明并不限定于這些實施例。
[0148]實施例
[0149](實施例1)
[0150]用轉爐對具有表1所示化學組成的鋼A~L進行成分調整之后，進行連鑄，制作直徑310mm的鋼還。在表1中，一并示出使用下述的[I]以及[2]所示的Andrews的式子(K.ff.Andrews:JIS1、203 (1965)、pp.721 ~727)而算出的 Ac1 點以及 Ac3 點。需要說明的是，各鋼均未在雜質中檢出Cu、W以及As具有影響計算值的程度的濃度。
[0151]Ac1 點(V)= 723+29.1XS1-10.7ΧΜη-16.9ΧΝ?+16.9XCr+6.38XW+290XAs...[I]、
[0152]Ac3 點 CC ) = 910-203XC0-5+44.7XS1-15.2ΧΝ?+31.5XMo+104XV+13.lXff-(30 X Mn+11 X Cr+20 X Cu-700 X P-400 X Al-120 X As-400 XTi)...[2]。
[0153]其中，上述式中的C、S1、Mn、Cu、N1、Cr、Mo、V、T1、Al、W、As以及P意味著該元素的以質量％計的含量。
[0154][表 I]
[0155]
【權利要求】
1.一種硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，對于具有如下化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼依次實施以下的工序(I)~(3)，所述化學組成以質量％計為:c:0.15 ~0.65%,S1:0.05 ~0.5%,Mn:0.1 ~1.5%,Cr:0.2 ~1.5%,Mo:0.1~2.5%、T1:0.005~0.50%以及Al:0.001~0.50%;以及余量由Fe和雜質組成，雜質中的N1、P、S、N和O為N1:0.1 %以下、P:0.04%以下、S:0.01%以下、N:0.01%以下和O:0.01% 以下， 工序(I)，加熱至超過Ac1A且低于Ac3點的溫度后進行冷卻； 工序(2)，再加熱至Ac3點以上的溫度、驟冷進行淬火； 工序(3)，在Ac1A以下的溫度下回火。
2.一種硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，對于具有如下化學組成且被熱加工成所需形狀的鋼依次實施以下的工序(I)~(3)，所述化學組成以質量％計為:C:0.15 ~0.65%,S1:0.05 ~0.5%,Mn:0.1 ~1.5%,Cr:0.2 ~1.5%,Mo:0.1~2.5%,T1:0.005~0.50%以及Al:0.001~0.50%;選自下述(a)和(b)所示的元素中的I種以上；以及余量由Fe和雜質組成，雜質中的N1、P、S、N和O為N1:0.1%以下、P:0.04% 以下、S:0.01% 以下、N:0.01% 以下和 O:0.01% 以下， 工序(I)，加熱至超過Ac1A且低于Ac3點的溫度后進行冷卻； 工序(2)，再加熱至Ac3點以上的溫度、驟冷進行淬火； 工序(3)，在Ac1A以下 的溫度下回火，
(a)Nb:0.4% 以下、V:0.5% 以下和 B:0.01% 以下，
(b)Ca:0.005% 以下、Mg:0.005% 以下和 REM:0.005% 以下。
3.根據權利要求1或2所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼熱精加工成無縫鋼管后進行空氣冷卻，然后依次實施所述的工序(I)~(3)。
4.根據權利要求1或2所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼熱精加工成無縫鋼管后，以Ar3點以上且1050°C以下的溫度進行在線補熱，從Ar3點以上的溫度開始淬火，然后依次實施所述的工序⑴~⑶。
5.根據權利要求1或2所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，將具有權利要求1或2所述的化學組成的鋼熱精加工成無縫鋼管后，從Ar3點以上的溫度開始直接淬火，然后依次實施所述的工序(I)~(3)。
6.根據權利要求4所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，采用與在線熱處理的淬火裝置連接的加熱裝置進行所述工序(I)中的加熱。
7.根據權利要求5所述的硫化物應力開裂耐性優異的高強度鋼材的制造方法，其特征在于，采用與實施直接淬火的淬火裝置連接的加熱裝置進行所述工序(I)中的加熱。
【文檔編號】C21D9/08GK104039989SQ201380005100
【公開日】2014年9月10日 申請日期:2013年2月26日 優先權日:2012年3月7日
【發明者】近藤桂一, 荒井勇次 申請人:新日鐵住金株式會社