JP2001262276A - 耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents
耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】マンネスマン方式の圧延法により、原則として
圧延ままで製造するに必要な鋼成分の条件と圧延工程で
の条件を適性にした、耐摩耗性及び溶接性に優れた継目
無鋼管とその製造方法を提供する。 【解決手段】質量で、C:0.20-0.45%、Si:≦0.8%、Mn:0.
5-2.0% 、V:0.03-0.20%、Al:≦0.05% 、N:0.01% 超-0.0
3%を含有し、必要に応じて更にNi:≦1.0%、Cu:≦1.0%、
Cr:≦1.0%、Mo:≦1.0%、Ti:≦0.05% 、Nb:≦0.05% のう
ち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなり、更に下記式の条件を満足し、肉厚中心部
で測定されるビッカース硬度が190-270 の範囲にある耐
摩耗性及び溶接性に優れた継目無鋼管、並びにその製造
方法。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65
圧延ままで製造するに必要な鋼成分の条件と圧延工程で
の条件を適性にした、耐摩耗性及び溶接性に優れた継目
無鋼管とその製造方法を提供する。 【解決手段】質量で、C:0.20-0.45%、Si:≦0.8%、Mn:0.
5-2.0% 、V:0.03-0.20%、Al:≦0.05% 、N:0.01% 超-0.0
3%を含有し、必要に応じて更にNi:≦1.0%、Cu:≦1.0%、
Cr:≦1.0%、Mo:≦1.0%、Ti:≦0.05% 、Nb:≦0.05% のう
ち１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不
純物からなり、更に下記式の条件を満足し、肉厚中心部
で測定されるビッカース硬度が190-270 の範囲にある耐
摩耗性及び溶接性に優れた継目無鋼管、並びにその製造
方法。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、石炭や鉱石等のス
ラリー輸送、粉体の空圧輸送、あるいはコンクリート圧
送用シリンダーなどに適用される、優れた耐摩耗性と良
好な溶接性を兼備した継目無鋼管とその製造方法に関す
る。
ラリー輸送、粉体の空圧輸送、あるいはコンクリート圧
送用シリンダーなどに適用される、優れた耐摩耗性と良
好な溶接性を兼備した継目無鋼管とその製造方法に関す
る。
【０００２】
【従来の技術】従来より、鋼材の耐摩耗性は硬さに依存
するとされ、Ｃを始めとした合金元素を多量に含有する
高硬度鋼ほど耐摩耗性に優れるとされているが、前述の
ような利用分野においては溶接施工が不可欠であり、鋼
材の高硬度化は溶接性の劣化を招く問題がある。
するとされ、Ｃを始めとした合金元素を多量に含有する
高硬度鋼ほど耐摩耗性に優れるとされているが、前述の
ような利用分野においては溶接施工が不可欠であり、鋼
材の高硬度化は溶接性の劣化を招く問題がある。
【０００３】この問題を解決すべく、特開平１−２３４
５２０号公報に見られるように、耐摩耗性が必要となる
鋼管内面のみの硬度を高めるために、熱間圧延工程にお
いて管内面のみを強制冷却する方法や、特開平６−２２
０５３４号公報に見られるように、溶接性を阻害しない
範囲で低Ｃ化すると共に、これに伴う耐摩耗性低下を２
相域熱処理によるマルテンサイトの導入で補完する技
術、などが提案されてきている。しかしながら、前者で
は工業的安定製造は困難であるし、後者ではオフライン
での熱処理が必須でコスト高となる問題がある。
５２０号公報に見られるように、耐摩耗性が必要となる
鋼管内面のみの硬度を高めるために、熱間圧延工程にお
いて管内面のみを強制冷却する方法や、特開平６−２２
０５３４号公報に見られるように、溶接性を阻害しない
範囲で低Ｃ化すると共に、これに伴う耐摩耗性低下を２
相域熱処理によるマルテンサイトの導入で補完する技
術、などが提案されてきている。しかしながら、前者で
は工業的安定製造は困難であるし、後者ではオフライン
での熱処理が必須でコスト高となる問題がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上述の問題
を克服する技術を提供することを目的とするものであ
る。すなわち、２つの相反する特性である耐摩耗性と溶
接性を両立させた継目無鋼管を経済性に優れたマンネス
マン方式の圧延法により、原則として圧延ままで製造す
るために必要な鋼成分の条件と圧延工程における条件を
適性にした、耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。さらに本発明では、耐摩耗性の具体的目標とし
て、ＪＩＳ Ｇ３４５４に規定される一般配管用鋼管Ｓ
ＴＰＧ−３７０の１．５倍以上の特性を目指し、また溶
接性としては、予熱および後熱の処理を行わずとも冷間
割れを起こさないことを目標とする。
を克服する技術を提供することを目的とするものであ
る。すなわち、２つの相反する特性である耐摩耗性と溶
接性を両立させた継目無鋼管を経済性に優れたマンネス
マン方式の圧延法により、原則として圧延ままで製造す
るために必要な鋼成分の条件と圧延工程における条件を
適性にした、耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管
およびその製造方法を提供することを目的とするもので
ある。さらに本発明では、耐摩耗性の具体的目標とし
て、ＪＩＳ Ｇ３４５４に規定される一般配管用鋼管Ｓ
ＴＰＧ−３７０の１．５倍以上の特性を目指し、また溶
接性としては、予熱および後熱の処理を行わずとも冷間
割れを起こさないことを目標とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】耐摩耗性向上には高硬度
化が基本であり、硬質相として知られるパーライトやマ
ルテンサイトの分率を高めることが重要である。本発明
者らは、先ず種々の成分の硬さを変化させた鋼材の耐摩
耗性を調べた結果、本発明の目的とするＳＴＰＧ３７０
の１．５倍の耐摩耗性を得ようとすると、ビッカース硬
度として１９０以上の硬さが必要であることを知見し
た。しかしながら、この硬さを得るためにＣを始めとし
た合金元素含有量を増大させると溶接性が劣化してしま
う。そこで、炭素等量を極端に増大させずに耐摩耗性を
改善するには、微量元素による析出強化を使うのが得策
との結論に至った。
化が基本であり、硬質相として知られるパーライトやマ
ルテンサイトの分率を高めることが重要である。本発明
者らは、先ず種々の成分の硬さを変化させた鋼材の耐摩
耗性を調べた結果、本発明の目的とするＳＴＰＧ３７０
の１．５倍の耐摩耗性を得ようとすると、ビッカース硬
度として１９０以上の硬さが必要であることを知見し
た。しかしながら、この硬さを得るためにＣを始めとし
た合金元素含有量を増大させると溶接性が劣化してしま
う。そこで、炭素等量を極端に増大させずに耐摩耗性を
改善するには、微量元素による析出強化を使うのが得策
との結論に至った。
【０００６】析出元素としてはＮｂ，Ｖ，Ｔｉなどが知
られるが、種々の鋼の成分系について研究した結果、窒
化バナジウム（以下ＶＮ）が最も有効であることを知見
した。ＶＮをうまく使えば、良好な溶接性を維持しなが
らビッカース硬度１９０以上の高硬度確保が可能である
と共に、細粒化効果を通じて摩耗単位を小さくすること
によっても耐摩耗性が改善されることを知見した。さら
に、ＶＮの効果を最大限に引き出すために、析出挙動に
影響を与えるマンネスマン圧延法固有の再加熱工程前後
のプロセス条件を最適化するに到った。
られるが、種々の鋼の成分系について研究した結果、窒
化バナジウム（以下ＶＮ）が最も有効であることを知見
した。ＶＮをうまく使えば、良好な溶接性を維持しなが
らビッカース硬度１９０以上の高硬度確保が可能である
と共に、細粒化効果を通じて摩耗単位を小さくすること
によっても耐摩耗性が改善されることを知見した。さら
に、ＶＮの効果を最大限に引き出すために、析出挙動に
影響を与えるマンネスマン圧延法固有の再加熱工程前後
のプロセス条件を最適化するに到った。
【０００７】本発明は、かかる知見に基づくものであっ
て、その要旨は以下の通りである。 （１）質量％で、 Ｃ ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、必要に応じてさらに、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｍｏ：≦１．０％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｎｂ：≦０．０５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式の条件を
満足し、肉厚中心部で測定されるビッカース硬度が１９
０〜２７０の範囲にあることを特徴とする耐摩耗性およ
び溶接性に優れた継目無鋼管。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） （２）質量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、必要に応じてさらに、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｍｏ：≦１．０％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｎｂ：≦０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに下記（１）式の条件を満足する組成の鋼片を、マ
ンネスマン方式の熱間圧延法によって継目無鋼管とする
方法であって、Ａｒ3 −３０℃超の温度から再加熱炉に
おける素管温度を９００℃以上とした後に仕上げ圧延を
施し、肉厚中心部で測定されるビッカース硬度を１９０
〜２７０の範囲とすることを特徴とする耐摩耗性および
溶接性に優れた継目無鋼管の製造方法。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） （３）仕上圧延後、該鋼管を９００℃以上の温度に昇温
した後空冷することを特徴とする上記（２）に記載の耐
摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管の製造方法。
て、その要旨は以下の通りである。 （１）質量％で、 Ｃ ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、必要に応じてさらに、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｍｏ：≦１．０％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｎｂ：≦０．０５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式の条件を
満足し、肉厚中心部で測定されるビッカース硬度が１９
０〜２７０の範囲にあることを特徴とする耐摩耗性およ
び溶接性に優れた継目無鋼管。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） （２）質量％で、 Ｃ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、必要に応じてさらに、 Ｎｉ：≦１．０％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｍｏ：≦１．０％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｎｂ：≦０．０５％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに下記（１）式の条件を満足する組成の鋼片を、マ
ンネスマン方式の熱間圧延法によって継目無鋼管とする
方法であって、Ａｒ3 −３０℃超の温度から再加熱炉に
おける素管温度を９００℃以上とした後に仕上げ圧延を
施し、肉厚中心部で測定されるビッカース硬度を１９０
〜２７０の範囲とすることを特徴とする耐摩耗性および
溶接性に優れた継目無鋼管の製造方法。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） （３）仕上圧延後、該鋼管を９００℃以上の温度に昇温
した後空冷することを特徴とする上記（２）に記載の耐
摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管の製造方法。
【０００８】
【発明の実施の形態】以下、本発明について詳細に説明
する。先ず、本発明の鋼成分（質量％）と、その限定理
由を以下に述べる。 Ｃ：Ｃは、Ｍｎと共に耐摩耗性支配因子である硬度を確
保するのに必須の元素であるが、多過ぎる含有は溶接性
を劣化させるため、その含有範囲を０．２０〜０．４５
％とした。
する。先ず、本発明の鋼成分（質量％）と、その限定理
由を以下に述べる。 Ｃ：Ｃは、Ｍｎと共に耐摩耗性支配因子である硬度を確
保するのに必須の元素であるが、多過ぎる含有は溶接性
を劣化させるため、その含有範囲を０．２０〜０．４５
％とした。
【０００９】Ｓｉ：Ｓｉは脱酸元素として必須で製鋼工
程で添加して残存する元素であるが、０．８％を超えて
添加してもその効果は飽和すると共に、靱性の点から
０．８％を超える添加は好ましくないため上限を０．８
％とした。なお、下限は規定しない。
程で添加して残存する元素であるが、０．８％を超えて
添加してもその効果は飽和すると共に、靱性の点から
０．８％を超える添加は好ましくないため上限を０．８
％とした。なお、下限は規定しない。
【００１０】Ｍｎ：ＭｎもＣと同様の理由で０．５〜
２．０％を含有範囲とした。
２．０％を含有範囲とした。
【００１１】Ｖ：ＶはＮと共に析出強化元素として必須
である。０．０３％未満では十分な析出が得られず、
０．２０％を超えて含有しても、ＶＮの化学量論係数に
応じたＮの増量がなければ十分な効果が得られないこと
から上限を０．２０％とした。なお、望ましい含有量と
しては０．０４〜０．１４％である。
である。０．０３％未満では十分な析出が得られず、
０．２０％を超えて含有しても、ＶＮの化学量論係数に
応じたＮの増量がなければ十分な効果が得られないこと
から上限を０．２０％とした。なお、望ましい含有量と
しては０．０４〜０．１４％である。
【００１２】Ａｌ：ＡｌはＶＮ析出を阻害する元素とし
て含有量を規制されねばならず、０．０５％を上限とし
た。なお、下限は規定しない。
て含有量を規制されねばならず、０．０５％を上限とし
た。なお、下限は規定しない。
【００１３】Ｎ：ＮはＶと同様ＶＮの構成元素である。
含有量０．０１％以下では０．０３％以上のＶ添加を活
かすことができないため、これを最少添加量とした。ま
た、０．０３％を超えて含有すると鋳造欠陥の発生や溶
接性の劣化が生じるため、上限を０．０３％とした。な
お、望ましい含有量としては０．０１３〜０．２２％の
範囲である。
含有量０．０１％以下では０．０３％以上のＶ添加を活
かすことができないため、これを最少添加量とした。ま
た、０．０３％を超えて含有すると鋳造欠陥の発生や溶
接性の劣化が生じるため、上限を０．０３％とした。な
お、望ましい含有量としては０．０１３〜０．２２％の
範囲である。
【００１４】Ｃｅｑ：（１）式で定義するＣｅｑ（炭素
等量）は溶接性の指標であり、この値が０．６５を超え
ると溶接後に冷間割れが生じるため、上限を０．６５と
した。なお、（１）式に含まれる各合金元素の含有量
（質量％）は前記の範囲を満たすと共に、総合的に
（１）式の条件を満足しなければならない。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１）
等量）は溶接性の指標であり、この値が０．６５を超え
ると溶接後に冷間割れが生じるため、上限を０．６５と
した。なお、（１）式に含まれる各合金元素の含有量
（質量％）は前記の範囲を満たすと共に、総合的に
（１）式の条件を満足しなければならない。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１）
【００１５】以下に、必要に応じて含有させるＮｉ，Ｃ
ｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂについて説明する。 Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏは硬
度を向上させる作用を有するため、前記（１）式の条件
を満足する範囲で必要に応じて含有させても良いが、概
して高価な元素であることから、含有量の上限は１％と
した。
ｕ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂについて説明する。 Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏ：Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ，Ｍｏは硬
度を向上させる作用を有するため、前記（１）式の条件
を満足する範囲で必要に応じて含有させても良いが、概
して高価な元素であることから、含有量の上限は１％と
した。
【００１６】Ｔｉ，Ｎｂ：Ｔｉ，Ｎｂは、ＶＮよりも安
定な窒化物形成元素であるため、Ａｌと同様に含有させ
るとＶＮの析出を阻害する。しかしながら、細粒化効果
に寄与するため、靭性などの付加特性を付与させる場合
には、０．０５％を上限として含有させても良い。
定な窒化物形成元素であるため、Ａｌと同様に含有させ
るとＶＮの析出を阻害する。しかしながら、細粒化効果
に寄与するため、靭性などの付加特性を付与させる場合
には、０．０５％を上限として含有させても良い。
【００１７】次に、本発明における硬度の条件について
述べる。本発明で規定するビッカース硬度は、鋼管の肉
厚中心部においてＪＩＳ Ｚ２２４４に従って１０ｋｇ
の荷重で測定される値として定義する。このビッカース
硬度が１９０未満では前記の成分条件を満足しても所期
の耐摩耗性は確保できないためであり、２７０を超える
と所期の溶接性が得られなくなる。ビッカース硬度は鋼
管の耐摩耗性と溶接性を左右する重要指標であるが、こ
れは必ずしも成分のみに依存するものではなくＶＮの析
出挙動にも依存するため、ＶＮ析出挙動に影響を与える
製造条件をも規定しなければならない。
述べる。本発明で規定するビッカース硬度は、鋼管の肉
厚中心部においてＪＩＳ Ｚ２２４４に従って１０ｋｇ
の荷重で測定される値として定義する。このビッカース
硬度が１９０未満では前記の成分条件を満足しても所期
の耐摩耗性は確保できないためであり、２７０を超える
と所期の溶接性が得られなくなる。ビッカース硬度は鋼
管の耐摩耗性と溶接性を左右する重要指標であるが、こ
れは必ずしも成分のみに依存するものではなくＶＮの析
出挙動にも依存するため、ＶＮ析出挙動に影響を与える
製造条件をも規定しなければならない。
【００１８】次に、本発明における製造方法について述
べる。本発明で言うマンネスマン方式の圧延法とは、通
常の継目無鋼管製造において行われる熱間圧延であっ
て、図１に例示するように、一般には矩形断面もしくは
丸断面の高温素材をプレスロール穿孔法あるいはマンネ
スマン穿孔法によって穿孔した後、必要に応じてエロン
ゲーターと称される傾斜圧延機により延伸し、さらに必
要に応じてプラグミルあるいはマンドレルミル、リーラ
ーミルによる圧延で肉厚調整、磨管を行い、その後再加
熱炉において管全長を均熱化した後、仕上熱延機である
サイザーミルやストレッチレジュサ一等で寸法調整する
ことにより造管していく連続圧延プロセスを総称する。
べる。本発明で言うマンネスマン方式の圧延法とは、通
常の継目無鋼管製造において行われる熱間圧延であっ
て、図１に例示するように、一般には矩形断面もしくは
丸断面の高温素材をプレスロール穿孔法あるいはマンネ
スマン穿孔法によって穿孔した後、必要に応じてエロン
ゲーターと称される傾斜圧延機により延伸し、さらに必
要に応じてプラグミルあるいはマンドレルミル、リーラ
ーミルによる圧延で肉厚調整、磨管を行い、その後再加
熱炉において管全長を均熱化した後、仕上熱延機である
サイザーミルやストレッチレジュサ一等で寸法調整する
ことにより造管していく連続圧延プロセスを総称する。
【００１９】このプロセスに含まれる再加熱工程は継目
無鋼管圧延プロセスに固有のもので、形鋼や板の圧延と
の最大の相違点であるが、本発明で目的とする所望の特
性を安定的に確保するには、再加熱条件を規定すること
が重要となる。前述のように、本発明はＶＮの析出強化
効果の活用が基本技術である。ＶＮは最終圧延後の冷却
過程で析出すれば強化に大きく寄与するが、圧延途中過
程で析出した場合には該析出分は強化には寄与しない。
ＶＮの析出開始温度は、およそ８００℃であり、通常の
操業条件では再熱炉挿入前の素管温度が８００℃を下回
る場合がある。このため、再熱炉挿入前において析出し
たＶＮを再度固溶させなければならず、このために再熱
炉における素管温度として９００℃以上を確保すること
にした。温度の上限は特に設けないが、再熱炉内の酸化
による表面肌荒れを抑制するには１０００℃以下が望ま
しい。又、所定の硬度を得るためには、再熱炉で加熱す
る前の温度はＡｒ3 −３０℃超が望ましい。
無鋼管圧延プロセスに固有のもので、形鋼や板の圧延と
の最大の相違点であるが、本発明で目的とする所望の特
性を安定的に確保するには、再加熱条件を規定すること
が重要となる。前述のように、本発明はＶＮの析出強化
効果の活用が基本技術である。ＶＮは最終圧延後の冷却
過程で析出すれば強化に大きく寄与するが、圧延途中過
程で析出した場合には該析出分は強化には寄与しない。
ＶＮの析出開始温度は、およそ８００℃であり、通常の
操業条件では再熱炉挿入前の素管温度が８００℃を下回
る場合がある。このため、再熱炉挿入前において析出し
たＶＮを再度固溶させなければならず、このために再熱
炉における素管温度として９００℃以上を確保すること
にした。温度の上限は特に設けないが、再熱炉内の酸化
による表面肌荒れを抑制するには１０００℃以下が望ま
しい。又、所定の硬度を得るためには、再熱炉で加熱す
る前の温度はＡｒ3 −３０℃超が望ましい。
【００２０】なお、本発明では経済性を重視し、原則と
して圧延ままで所期の特性を得ることを主目的とする
が、靭性を付加するなどの目的のためにオフライン熱処
理を施しても良い。この場合の熱処理方法としては焼準
処理が望ましい。その際の加熱温度としては、前記の再
加熱炉内素管温度の限定理由と同様に、ＶＮが再度固溶
する９００℃以上が好適である。加熱方法および上限温
度は特に限定しないが、酸化による肌荒れ抑制の観点か
ら、１１００℃以下での高周波誘導加熱による短時間処
理が望ましい。
して圧延ままで所期の特性を得ることを主目的とする
が、靭性を付加するなどの目的のためにオフライン熱処
理を施しても良い。この場合の熱処理方法としては焼準
処理が望ましい。その際の加熱温度としては、前記の再
加熱炉内素管温度の限定理由と同様に、ＶＮが再度固溶
する９００℃以上が好適である。加熱方法および上限温
度は特に限定しないが、酸化による肌荒れ抑制の観点か
ら、１１００℃以下での高周波誘導加熱による短時間処
理が望ましい。
【００２１】
【実施例】以下に実施例に基づいて、本発明をより具体
的に説明する。表１に示す組成の２９０×２９０ｍｍ断
面の連鋳ブルームを素材として、図１の圧延方式の工程
にしたがって、外径２４４ｍｍ、肉厚１９ｍｍの継目無
鋼管に圧延した。この際、再加熱炉内での素管温度を８
５０〜９８０℃の範囲で変化させた。また、一部の試験
水準では高周波誘導加熱によって焼準処理を施した。こ
れらのパイプから試験片（図２（ｂ）に示す）を採取
し、図２（ａ）に示す試験片回転型の摩耗試験機によっ
て摩耗試験（試験片を磨耗剤中に回転接触させる）を実
施した。また、パイプに開先加工を施し、予熱なし、後
熱なし、入熱約２０ｋＪ／ｃｍの条件で低水素系溶接棒
を用いてアーク溶接を施し、冷間割れ有無を評価した。
的に説明する。表１に示す組成の２９０×２９０ｍｍ断
面の連鋳ブルームを素材として、図１の圧延方式の工程
にしたがって、外径２４４ｍｍ、肉厚１９ｍｍの継目無
鋼管に圧延した。この際、再加熱炉内での素管温度を８
５０〜９８０℃の範囲で変化させた。また、一部の試験
水準では高周波誘導加熱によって焼準処理を施した。こ
れらのパイプから試験片（図２（ｂ）に示す）を採取
し、図２（ａ）に示す試験片回転型の摩耗試験機によっ
て摩耗試験（試験片を磨耗剤中に回転接触させる）を実
施した。また、パイプに開先加工を施し、予熱なし、後
熱なし、入熱約２０ｋＪ／ｃｍの条件で低水素系溶接棒
を用いてアーク溶接を施し、冷間割れ有無を評価した。
【００２２】試験結果を表１に併記する。表１における
耐摩耗性は、試験材の摩耗減量Ｗに対する同時に試験し
た比較材ＪＩＳ Ｇ３４５４ ＳＴＰＧ−３７０の摩耗
減量Ｗｓの比Ｗｓ／Ｗとして表した。また溶接性は、冷
間割れの有無（○：割れなし、×：割れ有り）を表し
た。
耐摩耗性は、試験材の摩耗減量Ｗに対する同時に試験し
た比較材ＪＩＳ Ｇ３４５４ ＳＴＰＧ−３７０の摩耗
減量Ｗｓの比Ｗｓ／Ｗとして表した。また溶接性は、冷
間割れの有無（○：割れなし、×：割れ有り）を表し
た。
【００２３】表１において、Ｎｏ．１〜６の本発明で
は、ＳＴＰＧ−３７０に比べて１．７倍以上の耐摩耗性
が得られており、予熱、後熱なしで溶接しても冷間割れ
が生じず、目標とした良好な溶接性と優れた耐摩耗性が
兼備できている。一方、比較例のＮｏ．７〜１３は、Ｃ
ｅｑおよび成分含有量が本発明の範囲を逸脱しているた
め、溶接性もしくは耐摩耗性のいずれか一方で満足すべ
き結果が得られていない。さらに比較例Ｎｏ．１４，１
５は、本発明Ｎｏ．１と成分の要件は同一ながら、再加
熱炉内素管温度が本発明範囲を外れているため、ビッカ
ース硬度が低くなり本来得られるべき優れた耐摩耗性が
減じられてしまっている。
は、ＳＴＰＧ−３７０に比べて１．７倍以上の耐摩耗性
が得られており、予熱、後熱なしで溶接しても冷間割れ
が生じず、目標とした良好な溶接性と優れた耐摩耗性が
兼備できている。一方、比較例のＮｏ．７〜１３は、Ｃ
ｅｑおよび成分含有量が本発明の範囲を逸脱しているた
め、溶接性もしくは耐摩耗性のいずれか一方で満足すべ
き結果が得られていない。さらに比較例Ｎｏ．１４，１
５は、本発明Ｎｏ．１と成分の要件は同一ながら、再加
熱炉内素管温度が本発明範囲を外れているため、ビッカ
ース硬度が低くなり本来得られるべき優れた耐摩耗性が
減じられてしまっている。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【発明の効果】以上のように本発明によれば、溶接性と
耐摩耗性を兼備した継目無鋼管が得られる。
耐摩耗性を兼備した継目無鋼管が得られる。
【図１】マンネスマン方式の継目無鋼管の圧延工程を示
す概略図である。
す概略図である。
【図２】（ａ）は摩耗試験機の正面と断面の構造を示
し、（ｂ）は試験片の形状を示す図である。
し、（ｂ）は試験片の形状を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA05 AA11 AA14 AA16 AA19 AA21 AA22 AA23 AA31 AA35 AA36 BA03 CB02 CD05 CF03 4K042 AA06 BA03 BA11 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 DA04 DB01 DC02 DC03 DD05 DE03
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに下記（１）式の条件を満足し、肉厚中心部で測定
されるビッカース硬度が１９０〜２７０の範囲にあるこ
とを特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼
管。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、さらに Ｎｉ：≦１．０％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｍｏ：≦１．０％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｎｂ：≦０．０５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式の条件を
満足し、肉厚中心部で測定されるビッカース硬度が１９
０〜２７０の範囲にあることを特徴とする耐摩耗性およ
び溶接性に優れた継目無鋼管。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
さらに下記（１）式の条件を満足する組成の鋼片を、マ
ンネスマン方式の熱間圧延法によって継目無鋼管とする
方法であって、Ａｒ3 −３０℃超の温度から再加熱炉に
おける素管温度を９００℃以上とした後に仕上げ圧延を
施し、肉厚中心部で測定されるビッカース硬度を１９０
〜２７０の範囲とすることを特徴とする耐摩耗性および
溶接性に優れた継目無鋼管の製造方法。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） - 【請求項４】 質量％で、 Ｃ ：０．２０〜０．４５％、 Ｓｉ：≦０．８％、 Ｍｎ：０．５〜２．０％、 Ｖ ：０．０３〜０．２０％、 Ａｌ：≦０．０５％、 Ｎ ：０．０１％超〜０．０３％ を含有し、さらにＮｉ：≦１．０％、 Ｃｕ：≦１．０％、 Ｃｒ：≦１．０％、 Ｍｏ：≦１．０％、 Ｔｉ：≦０．０５％、 Ｎｂ：≦０．０５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび
不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式の条件を
満足する組成の鋼片を、マンネスマン方式の熱間圧延法
によって継目無鋼管とする方法であって、Ａｒ3 −３０
℃超の温度から再加熱炉における素管温度を９００℃以
上とした後に仕上げ圧延を施し、肉厚中心部で測定され
るビッカース硬度を１９０〜２７０の範囲とすることを
特徴とする耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管の
製造方法。 Ｃｅｑ：C+Mn/6+Si/24+(V+Cr+Mo+Cu+Ni+Ti+Nb)/5≦0.65 ・・・（１） （式中の各成分は質量％） - 【請求項５】 仕上圧延後、該鋼管を９００℃以上の温
度に昇温した後空冷することを特徴とする請求項３又は
４に記載の耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000080804A JP2001262276A (ja) | 2000-03-22 | 2000-03-22 | 耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
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| JP2000080804A JP2001262276A (ja) | 2000-03-22 | 2000-03-22 | 耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管およびその製造方法 |
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|---|---|
| JP2001262276A true JP2001262276A (ja) | 2001-09-26 |
Family
ID=18597856
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000080804A Pending JP2001262276A (ja) | 2000-03-22 | 2000-03-22 | 耐摩耗性および溶接性に優れた継目無鋼管およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001262276A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| WO2012087028A3 (ko) * | 2010-12-23 | 2012-09-07 | 주식회사 포스코 | 내마모성, 내식성 및 저온인성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그 제조방법 |
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-
2000
- 2000-03-22 JP JP2000080804A patent/JP2001262276A/ja active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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