JP2001303130A - 高延性鋼管の製造方法 - Google Patents
高延性鋼管の製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 鋼管を構成する鋼の組織において、第２相
組織（ベイナイト、セメンタイト）の微細分散化、およ
び延性向上に有利な集合組織の発達を可能とし、鋼管に
優れた延性を付与しうる高延性鋼管の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：0.01〜0.60％、Si：0.01〜2.0 ％、
Mn：0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜0.10％を含有し、ある
いはさらにCu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以
下、Mo：１％以下、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、
Ti：0.2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下、REM ：0.02％以
下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種
を含有する鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了温度 800
℃以下で縮径圧延した後、600 〜850 ℃に保持もしくは
再加熱する。
組織（ベイナイト、セメンタイト）の微細分散化、およ
び延性向上に有利な集合組織の発達を可能とし、鋼管に
優れた延性を付与しうる高延性鋼管の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 Ｃ：0.01〜0.60％、Si：0.01〜2.0 ％、
Mn：0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜0.10％を含有し、ある
いはさらにCu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以
下、Mo：１％以下、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、
Ti：0.2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下、REM ：0.02％以
下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種
を含有する鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了温度 800
℃以下で縮径圧延した後、600 〜850 ℃に保持もしくは
再加熱する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高延性鋼管の製造
方法に関し、詳しくは、縮径圧延された鋼管に優れた延
性を付与できる高延性鋼管の製造方法に関する。
方法に関し、詳しくは、縮径圧延された鋼管に優れた延
性を付与できる高延性鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】鋼管の延性向上のための従来技術として
は、（１）Ｐ、Ｓ等の延性を害する不純物の低減、
（２）鋼管をA3変態点以上のオーステナイト温度域に加
熱した後に徐冷する焼準熱処理（ノルマライジング）、
あるいはパーライト組織主体の高Ｃ鋼においては、
（３）球状焼きなまし熱処理、などがよく知られてい
る。
は、（１）Ｐ、Ｓ等の延性を害する不純物の低減、
（２）鋼管をA3変態点以上のオーステナイト温度域に加
熱した後に徐冷する焼準熱処理（ノルマライジング）、
あるいはパーライト組織主体の高Ｃ鋼においては、
（３）球状焼きなまし熱処理、などがよく知られてい
る。
【０００３】しかしながら、（１）ではコストの増加を
招く上に、近年ではその技術レベルが高まった結果、こ
の方法による現状以上の延性向上効果はあまり期待でき
ない。（２）はその原理として、鋼の変態を利用するも
のであり、造管工程に導入された歪みの除去の効果はあ
るものの、本発明により可能となった、第２相組織（ベ
イナイト、セメンタイト）の微細分散化、および、延性
向上に有利な集合組織の発達による本質的な効果を有し
ない。したがってその効果には限界がある。
招く上に、近年ではその技術レベルが高まった結果、こ
の方法による現状以上の延性向上効果はあまり期待でき
ない。（２）はその原理として、鋼の変態を利用するも
のであり、造管工程に導入された歪みの除去の効果はあ
るものの、本発明により可能となった、第２相組織（ベ
イナイト、セメンタイト）の微細分散化、および、延性
向上に有利な集合組織の発達による本質的な効果を有し
ない。したがってその効果には限界がある。
【０００４】（３）は、その効果を発現させるためには
数〜数十時間以上の長時間熱処理を必要とし、鋼管製造
工程としてその時間的および経済的負荷が非常に大き
く、近年商業的にその要求が高まっている短納期対応の
製品製造を不可能とする上、製品価格の高騰を招く。
数〜数十時間以上の長時間熱処理を必要とし、鋼管製造
工程としてその時間的および経済的負荷が非常に大き
く、近年商業的にその要求が高まっている短納期対応の
製品製造を不可能とする上、製品価格の高騰を招く。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、上記
した問題を有利に解決し、鋼管を構成する鋼の組織にお
いて、第２相組織（ベイナイト、セメンタイト）の微細
分散化、および延性向上に有利な集合組織の発達を可能
とし、鋼管に優れた延性を付与しうる高延性鋼管の製造
方法を提供することにある。
した問題を有利に解決し、鋼管を構成する鋼の組織にお
いて、第２相組織（ベイナイト、セメンタイト）の微細
分散化、および延性向上に有利な集合組織の発達を可能
とし、鋼管に優れた延性を付与しうる高延性鋼管の製造
方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、上記した
課題を達成するために、鋭意研究した結果、組成を限定
した鋼管に、圧延終了後 800℃以下で、20％以上の縮径
圧延を施した後に 600〜 850℃に保持または再加熱する
ことにより、従来では粗大なコロニー状に析出分布して
いた第２相組織（セメンタイト、ベイナイト）が粒状に
微細分散し、さらに延性に有利な集合組織が発達し、延
性が極めて向上することを見出して本発明をなした。
課題を達成するために、鋭意研究した結果、組成を限定
した鋼管に、圧延終了後 800℃以下で、20％以上の縮径
圧延を施した後に 600〜 850℃に保持または再加熱する
ことにより、従来では粗大なコロニー状に析出分布して
いた第２相組織（セメンタイト、ベイナイト）が粒状に
微細分散し、さらに延性に有利な集合組織が発達し、延
性が極めて向上することを見出して本発明をなした。
【０００７】上記したように、第２相の微細分散化は、
従来の球状焼なまし処理においては数〜数十時間以上の
長時間を必要としていたが、本発明においては20％以上
の縮径圧延加工の効果により極めて容易である。１例と
して、表１に示す組成の電縫鋼管に縮径率62％、圧延終
了温度 680℃の縮径圧延を施した後、本発明範囲内の70
0℃に再加熱、15分間保持した鋼管（本発明例；ａ）
と、同縮径圧延後に本発明範囲外の 900℃に再加熱した
鋼管（比較例；ｂ）および素材熱延鋼板（比較例；ｃ）
のミクロ組織写真を図１に示す。本発明例では第２相が
著しく微細に分散している。
従来の球状焼なまし処理においては数〜数十時間以上の
長時間を必要としていたが、本発明においては20％以上
の縮径圧延加工の効果により極めて容易である。１例と
して、表１に示す組成の電縫鋼管に縮径率62％、圧延終
了温度 680℃の縮径圧延を施した後、本発明範囲内の70
0℃に再加熱、15分間保持した鋼管（本発明例；ａ）
と、同縮径圧延後に本発明範囲外の 900℃に再加熱した
鋼管（比較例；ｂ）および素材熱延鋼板（比較例；ｃ）
のミクロ組織写真を図１に示す。本発明例では第２相が
著しく微細に分散している。
【０００８】
【表１】
【０００９】さらに、集合組織の形成においても、図２
に示すように、鋼管の縮径圧延においては、板圧延の場
合とは異なる方向に圧延されるため、従来薄鋼板におい
て行われている集合組織制御では得られない集合組織が
得られ、特に曲げ加工等が行われる鋼管において要求さ
れる、鋼管長手方向の延性を向上する。なお、縮径圧延
後の 600〜 850℃の保持または再加熱は、集合組織発達
のための焼鈍処理であり、従来の焼準処理とはもちろん
のこと、いわゆる焼もどし処理とも全く技術思想的に異
なるものであることを注記しておく。
に示すように、鋼管の縮径圧延においては、板圧延の場
合とは異なる方向に圧延されるため、従来薄鋼板におい
て行われている集合組織制御では得られない集合組織が
得られ、特に曲げ加工等が行われる鋼管において要求さ
れる、鋼管長手方向の延性を向上する。なお、縮径圧延
後の 600〜 850℃の保持または再加熱は、集合組織発達
のための焼鈍処理であり、従来の焼準処理とはもちろん
のこと、いわゆる焼もどし処理とも全く技術思想的に異
なるものであることを注記しておく。
【００１０】本発明は、このような知見に基づき、従来
の圧延や熱処理とはその技術思想が本質的に異なる新規
な技術で構成されたものである。すなわち、本発明は、
質量％で、Ｃ：0.01〜0.60％、Si：0.01〜2.0 ％、Mn：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜0.10％を含有し、あるいは
さらに、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以下、
Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
および／または、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、T
i：0.2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれた
１種または２種以上、および／または、REM ：0.02％以
下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有する鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了温度 800℃以
下で縮径圧延した後、600 〜850 ℃に保持もしくは再加
熱することを特徴とする高延性鋼管の製造方法である。
の圧延や熱処理とはその技術思想が本質的に異なる新規
な技術で構成されたものである。すなわち、本発明は、
質量％で、Ｃ：0.01〜0.60％、Si：0.01〜2.0 ％、Mn：
0.01〜3.0 ％、Al：0.005 〜0.10％を含有し、あるいは
さらに、Cu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以下、
Mo：１％以下のうちから選ばれた１種または２種以上、
および／または、Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、T
i：0.2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれた
１種または２種以上、および／または、REM ：0.02％以
下、Ca：0.01％以下のうちから選ばれた１種または２種
を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有する鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了温度 800℃以
下で縮径圧延した後、600 〜850 ℃に保持もしくは再加
熱することを特徴とする高延性鋼管の製造方法である。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明では、特定の化学組成（以
下単に「組成」ともいう）になる鋼管を圧延素材（素
管）として用いるが、この素管を製造する手段（造管
法）は特に限定されない。冷間または熱間での高周波電
流を利用した電気抵抗溶接法（素管名称：電縫管、熱間
の場合は熱間電縫管）、オープン管両エッジ部を固相圧
接温度域に加熱し圧接する固相圧接法（素管名称：固相
圧接管）、鍛接法（素管名称：鍛接管）、およびマンネ
スマン式穿孔圧延法（素管名称：継目無管）等いずれの
造管法も好ましく用いうる。
下単に「組成」ともいう）になる鋼管を圧延素材（素
管）として用いるが、この素管を製造する手段（造管
法）は特に限定されない。冷間または熱間での高周波電
流を利用した電気抵抗溶接法（素管名称：電縫管、熱間
の場合は熱間電縫管）、オープン管両エッジ部を固相圧
接温度域に加熱し圧接する固相圧接法（素管名称：固相
圧接管）、鍛接法（素管名称：鍛接管）、およびマンネ
スマン式穿孔圧延法（素管名称：継目無管）等いずれの
造管法も好ましく用いうる。
【００１２】次に、素管の組成の限定理由を説明する。 Ｃ：0.01〜0.60％ Ｃは、基地中に固溶しあるいは炭化物として析出し、鋼
の強度を増加させる元素であり、また、硬質な第２相
（または第２組織）として析出したセメンタイト、パー
ライト、ベイナイト、マルテンサイトが高強度化と延性
向上に寄与する。所望の強度を確保し、第２相として析
出したセメンタイト等による延性向上の効果を得るため
には、Ｃは、0.01％以上、より好ましくは0.04％以上の
含有を必要とするが、0.60％を超えて含有すると延性が
劣化する。このため、Ｃは0.01〜0.60％の範囲に限定し
た。
の強度を増加させる元素であり、また、硬質な第２相
（または第２組織）として析出したセメンタイト、パー
ライト、ベイナイト、マルテンサイトが高強度化と延性
向上に寄与する。所望の強度を確保し、第２相として析
出したセメンタイト等による延性向上の効果を得るため
には、Ｃは、0.01％以上、より好ましくは0.04％以上の
含有を必要とするが、0.60％を超えて含有すると延性が
劣化する。このため、Ｃは0.01〜0.60％の範囲に限定し
た。
【００１３】Si：0.01〜2.0 ％ Siは、脱酸剤として作用するとともに、基地中に固溶し
鋼の強度を増加させる。この効果は、0.01％以上、好ま
しくは0.1 ％以上の含有で認められるが、2.0％を超え
る含有は延性を劣化させる。このことから、Siは0.01〜
2.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、強度延性
バランスの点から0.10〜1.5 ％の範囲である。
鋼の強度を増加させる。この効果は、0.01％以上、好ま
しくは0.1 ％以上の含有で認められるが、2.0％を超え
る含有は延性を劣化させる。このことから、Siは0.01〜
2.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、強度延性
バランスの点から0.10〜1.5 ％の範囲である。
【００１４】Mn：0.01〜3.0 ％ Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり第２相としての
セメンタイトの微細析出、あるいはマルテンサイト、ベ
イナイトの析出を促進させる。このような効果は、0.01
％以上の含有で認められるが、3.0 ％を超える含有は延
性を劣化させる。このため、Mnは0.01〜3.0 ％の範囲に
限定した。なお、強度延性バランスの観点から、Mnは0.
2 〜1.3 ％の範囲が好ましく、より好ましくは0.6 〜1.
3 ％の範囲である。
セメンタイトの微細析出、あるいはマルテンサイト、ベ
イナイトの析出を促進させる。このような効果は、0.01
％以上の含有で認められるが、3.0 ％を超える含有は延
性を劣化させる。このため、Mnは0.01〜3.0 ％の範囲に
限定した。なお、強度延性バランスの観点から、Mnは0.
2 〜1.3 ％の範囲が好ましく、より好ましくは0.6 〜1.
3 ％の範囲である。
【００１５】Al：0.005 〜0.10％ Alは、結晶粒を微細化する作用を有している。これによ
り、素材鋼管段階における第２相組織の分散を微細分散
とし、本発明の効果をより大きくする。このためには少
なくとも0.005 ％以上の含有を必要とするが、0.10％を
超えると酸化物系介在物両が増加し清浄度が劣化する。
このため、Alは0.001 〜0.10％の範囲に限定した。な
お、好ましくは0.015 〜0.06％である。
り、素材鋼管段階における第２相組織の分散を微細分散
とし、本発明の効果をより大きくする。このためには少
なくとも0.005 ％以上の含有を必要とするが、0.10％を
超えると酸化物系介在物両が増加し清浄度が劣化する。
このため、Alは0.001 〜0.10％の範囲に限定した。な
お、好ましくは0.015 〜0.06％である。
【００１６】上記した基本組成に加えて、次に述べる合
金元素群を単独あるいは複合して添加してもよい。Cu：
１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以下、Mo：１％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上Cu、Ni、Cr、Mo
はいずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じ１
種または２種以上を添加できる。これら元素は、変態点
を低下させ、フェライト粒あるいは第２相組織を微細化
する効果を有している。しかし、Cuは多量添加すると熱
間加工性が劣化するため１％を上限とした。Niは強度増
加とともに靭性をも改善するが１％を超えて添加しても
コスト高に比して効果が飽和してくるため、１％を上限
とした。Cr、Moは多量添加すると溶接性、延性が劣化す
るうえコスト高となるため、それぞれ２％、１％を上限
とした。なお、好ましくはCu：0.1 〜0.6％、Ni：0.1
〜0.7 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.05〜0.5 ％であ
る。
金元素群を単独あるいは複合して添加してもよい。Cu：
１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以下、Mo：１％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上Cu、Ni、Cr、Mo
はいずれも強度を増加させる元素であり、必要に応じ１
種または２種以上を添加できる。これら元素は、変態点
を低下させ、フェライト粒あるいは第２相組織を微細化
する効果を有している。しかし、Cuは多量添加すると熱
間加工性が劣化するため１％を上限とした。Niは強度増
加とともに靭性をも改善するが１％を超えて添加しても
コスト高に比して効果が飽和してくるため、１％を上限
とした。Cr、Moは多量添加すると溶接性、延性が劣化す
るうえコスト高となるため、それぞれ２％、１％を上限
とした。なお、好ましくはCu：0.1 〜0.6％、Ni：0.1
〜0.7 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.05〜0.5 ％であ
る。
【００１７】Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Ti：0.
2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれる１種ま
たは２種以上 Nb、Ｖ、Ti、Ｂは、炭化物、窒化物または炭窒化物とし
て析出し、結晶粒の微細化ひいては第２相組織の微細分
散化に寄与するとともに、高強度化に寄与する元素であ
り、特に高温に加熱される接合部を有する鋼管では、接
合時の加熱過程での粒微細化の効果に加え、冷却過程で
のフェライトの析出核として作用し、接合部の硬化を防
止する効果もあり、必要に応じ１種または２種以上添加
できる。しかし多量添加すると、溶接性、靭性とも劣化
するため、Nbは0.1 ％、Ｖは0.5％、Tiは0.2 ％、Ｂは
0.005 ％をそれぞれ上限とした。なお、好ましくはNb：
0.005 〜0.05％、Ｖ：0.05〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.10
％、Ｂ：0.0005〜0.002 ％である。
2 ％以下、Ｂ：0.005 ％以下のうちから選ばれる１種ま
たは２種以上 Nb、Ｖ、Ti、Ｂは、炭化物、窒化物または炭窒化物とし
て析出し、結晶粒の微細化ひいては第２相組織の微細分
散化に寄与するとともに、高強度化に寄与する元素であ
り、特に高温に加熱される接合部を有する鋼管では、接
合時の加熱過程での粒微細化の効果に加え、冷却過程で
のフェライトの析出核として作用し、接合部の硬化を防
止する効果もあり、必要に応じ１種または２種以上添加
できる。しかし多量添加すると、溶接性、靭性とも劣化
するため、Nbは0.1 ％、Ｖは0.5％、Tiは0.2 ％、Ｂは
0.005 ％をそれぞれ上限とした。なお、好ましくはNb：
0.005 〜0.05％、Ｖ：0.05〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.10
％、Ｂ：0.0005〜0.002 ％である。
【００１８】REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうち
から選ばれる１種または２種以上 REM 、Caは、いずれも介在物の形状を調整し、加工性を
向上させる作用を有しており、さらに、硫化物、酸化
物、または酸硫化物として析出し、接合部を有する鋼管
での接合部の硬化を防止する作用をも有し、必要に応じ
１種以上添加できる。しかし、REM が0.02％を超え、あ
るいは、Caが0.01％を超えると介在物が多くなりすぎ清
浄度が低下し、延性が劣化するので、REM は0.02％、Ca
は0.01％をそれぞれ上限とした。なお、REM が0.004 ％
未満、Caが0.001 ％未満では前記作用による効果が少な
いため、REM ：0.004 ％以上、Ca：0.001 ％以上とする
のが好ましい。
から選ばれる１種または２種以上 REM 、Caは、いずれも介在物の形状を調整し、加工性を
向上させる作用を有しており、さらに、硫化物、酸化
物、または酸硫化物として析出し、接合部を有する鋼管
での接合部の硬化を防止する作用をも有し、必要に応じ
１種以上添加できる。しかし、REM が0.02％を超え、あ
るいは、Caが0.01％を超えると介在物が多くなりすぎ清
浄度が低下し、延性が劣化するので、REM は0.02％、Ca
は0.01％をそれぞれ上限とした。なお、REM が0.004 ％
未満、Caが0.001 ％未満では前記作用による効果が少な
いため、REM ：0.004 ％以上、Ca：0.001 ％以上とする
のが好ましい。
【００１９】上記成分元素以外の組成部分（残部）は、
Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物とし
ては、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.006 ％以下、Ｐ：0.02
5 ％以下、Ｓ：0.020 ％以下が許容される。 Ｎ：0.010 ％以下 Ｎは、Alと結合して結晶粒を微細化ひいては第２相組織
を微細化するに効果ある量、0.010 ％までは許容できる
が、それ以上の含有は延性を劣化させるため、0.010 ％
以下に低減するのが好ましい。より好ましくは、0.002
〜0.006 ％である。
Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物とし
ては、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.006 ％以下、Ｐ：0.02
5 ％以下、Ｓ：0.020 ％以下が許容される。 Ｎ：0.010 ％以下 Ｎは、Alと結合して結晶粒を微細化ひいては第２相組織
を微細化するに効果ある量、0.010 ％までは許容できる
が、それ以上の含有は延性を劣化させるため、0.010 ％
以下に低減するのが好ましい。より好ましくは、0.002
〜0.006 ％である。
【００２０】Ｏ：0.006 ％以下 Ｏは、酸化物として清浄度を劣化させるため、できるだ
け低減するのが好ましいが、0.006 ％までは許容でき
る。 Ｐ：0.025 ％以下 Ｐは、粒界に偏析し、靭性を劣化させるため、できるだ
け低減するのが好ましいが、0.025 ％までは許容でき
る。
け低減するのが好ましいが、0.006 ％までは許容でき
る。 Ｐ：0.025 ％以下 Ｐは、粒界に偏析し、靭性を劣化させるため、できるだ
け低減するのが好ましいが、0.025 ％までは許容でき
る。
【００２１】Ｓ：0.020 ％以下 Ｓは、硫化物を増加し清浄度を劣化させるため、できる
だけ低減するのが好ましいが、0.020 ％までは許容でき
る。次に、本発明の製造方法について説明する。上記し
た組成を有する素材鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了
温度 800℃以下で縮径圧延する。
だけ低減するのが好ましいが、0.020 ％までは許容でき
る。次に、本発明の製造方法について説明する。上記し
た組成を有する素材鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了
温度 800℃以下で縮径圧延する。
【００２２】縮径率が20％未満では、第２相の微細分散
化が不十分となるうえ、圧延集合組織の形成も不十分と
なり、その後の工程による集合組織の発達がなされなく
なる。圧延終了温度が 800℃超では、加工終了段階にお
いてオーステナイトが主体の組織となっており、圧延終
了後に変態が生じるため、第２相が再析出し、微細分散
化の効果がなくなるうえ、やはり圧延集合組織が形成さ
れなくなる。
化が不十分となるうえ、圧延集合組織の形成も不十分と
なり、その後の工程による集合組織の発達がなされなく
なる。圧延終了温度が 800℃超では、加工終了段階にお
いてオーステナイトが主体の組織となっており、圧延終
了後に変態が生じるため、第２相が再析出し、微細分散
化の効果がなくなるうえ、やはり圧延集合組織が形成さ
れなくなる。
【００２３】ついで、 600〜 850℃に保持もしくは再加
熱する。これにより、縮径圧延時に導入された歪みを駆
動力とした回復または再結晶により集合組織が発達し、
鋼管の延性を向上する。600℃未満では集合組織の発達
が不十分で延性向上効果が小さく、 850℃超では再変態
が生じて集合組織を消してしまううえ、第２相も再析出
により粗大コロニー化してしまい、延性向上効果がなく
なる。
熱する。これにより、縮径圧延時に導入された歪みを駆
動力とした回復または再結晶により集合組織が発達し、
鋼管の延性を向上する。600℃未満では集合組織の発達
が不十分で延性向上効果が小さく、 850℃超では再変態
が生じて集合組織を消してしまううえ、第２相も再析出
により粗大コロニー化してしまい、延性向上効果がなく
なる。
【００２４】600〜 850℃に保持もしくは再加熱した後
は、常法に従って冷却すればよい。この冷却は空冷でも
水冷でもよい。なお、本発明では、縮径圧延は潤滑下で
の圧延とするのが好適である。縮径圧延を潤滑下での圧
延（潤滑圧延）とすることにより、厚み方向の歪み分布
が均一となり、第２相の微細分散化効果や集合組織形成
効果を厚み方向に均一にすることができる。無潤滑圧延
を行うとせん断効果により材料表層部にのみ圧延歪みが
集中し、厚み方向に不均一な組織（集合組織すなわち結
晶方位も含む）が形成されてしまう。
は、常法に従って冷却すればよい。この冷却は空冷でも
水冷でもよい。なお、本発明では、縮径圧延は潤滑下で
の圧延とするのが好適である。縮径圧延を潤滑下での圧
延（潤滑圧延）とすることにより、厚み方向の歪み分布
が均一となり、第２相の微細分散化効果や集合組織形成
効果を厚み方向に均一にすることができる。無潤滑圧延
を行うとせん断効果により材料表層部にのみ圧延歪みが
集中し、厚み方向に不均一な組織（集合組織すなわち結
晶方位も含む）が形成されてしまう。
【００２５】また、縮径圧延方法は、特に限定するもの
ではないが、レデューサと称される複数の孔型圧延機を
タンデムに配列した装置を用いた方法が好適である。
ではないが、レデューサと称される複数の孔型圧延機を
タンデムに配列した装置を用いた方法が好適である。
【００２６】
【実施例】表２に示す組成になるＡ〜Ｄ鋼の熱延鋼板を
電縫溶接により素材鋼管（φ 146mm×Ｔ 2.9mm（φ：外
径、Ｔ：肉厚、以下同じ）に加工（造管）し、これら素
管を、表３に示す条件でそれぞれ縮径圧延、熱処理を施
し製品管とした。縮径圧延ではタンデム配置の３ロール
式レデューサを使用した。
電縫溶接により素材鋼管（φ 146mm×Ｔ 2.9mm（φ：外
径、Ｔ：肉厚、以下同じ）に加工（造管）し、これら素
管を、表３に示す条件でそれぞれ縮径圧延、熱処理を施
し製品管とした。縮径圧延ではタンデム配置の３ロール
式レデューサを使用した。
【００２７】表３には、製造条件と併せて、その製品管
の機械的特性を示している。引張試験は、鋼管長手方向
にJIS 12号Ａ試験片（円弧型試験片、平行部幅19mm、標
点間距離50mm）を採取して実施した。なお、結晶方位す
なわち集合組織制御による延性（＝加工性）向上の指標
の一つとしてｒ値（＝試験片幅方向歪／肉厚方向歪）も
示している。ｒ値は、引張試験片に歪みゲージを貼り付
けることにより、長手方向引張歪み７〜８％の範囲内で
測定した。もちろんこの範囲内は一様伸びの範囲内であ
った。
の機械的特性を示している。引張試験は、鋼管長手方向
にJIS 12号Ａ試験片（円弧型試験片、平行部幅19mm、標
点間距離50mm）を採取して実施した。なお、結晶方位す
なわち集合組織制御による延性（＝加工性）向上の指標
の一つとしてｒ値（＝試験片幅方向歪／肉厚方向歪）も
示している。ｒ値は、引張試験片に歪みゲージを貼り付
けることにより、長手方向引張歪み７〜８％の範囲内で
測定した。もちろんこの範囲内は一様伸びの範囲内であ
った。
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】Ｎo.１およびＮo.９は縮径圧延もその後の
焼鈍もない従来の電縫鋼管である。Ｎo.２、Ｎo.10、Ｎ
o.17およびＮo.23は縮径圧延後の焼鈍処理をしていな
い。Ｎo.８およびＮo.16は縮径圧延後の焼鈍処理の温度
が本発明範囲外である。Ｎo.22およびＮo.28は縮径圧延
の圧延終了温度が本発明範囲外である。以上の比較例
は、同鋼種の本発明例に比較して、伸びおよびｒ値が低
くなっており、本発明の効果が著しいことがわかる。
焼鈍もない従来の電縫鋼管である。Ｎo.２、Ｎo.10、Ｎ
o.17およびＮo.23は縮径圧延後の焼鈍処理をしていな
い。Ｎo.８およびＮo.16は縮径圧延後の焼鈍処理の温度
が本発明範囲外である。Ｎo.22およびＮo.28は縮径圧延
の圧延終了温度が本発明範囲外である。以上の比較例
は、同鋼種の本発明例に比較して、伸びおよびｒ値が低
くなっており、本発明の効果が著しいことがわかる。
【００３１】
【発明の効果】本発明によれば、鋼組織を母相中に第２
相組織（ベイナイト、セメンタイト）が微細分散しかつ
集合組織の発達したものに改善でき、格段に高い延性を
有する鋼管の製造が可能となるという優れた効果を奏す
る。
相組織（ベイナイト、セメンタイト）が微細分散しかつ
集合組織の発達したものに改善でき、格段に高い延性を
有する鋼管の製造が可能となるという優れた効果を奏す
る。
【図１】本発明例（ａ）と比較例（ｂ，ｃ）のミクロ組
織を比較して示す光学顕微鏡写真である。
織を比較して示す光学顕微鏡写真である。
【図２】管圧延（ａ）と板圧延（ｂ）の加工様式の相違
を示す説明図である。
を示す説明図である。
───────────────────────────────────────────────────── 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 (72)発明者 河端 良和 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 依藤 章 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 板谷 元晶 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 岡部 能知 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 荒谷 昌利 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA02 AA04 AA05 AA06 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA03 CC02 CC03 CF02 CF03 4K042 AA06 AA24 BA05 CA02 CA03 CA05 CA06 CA08 CA09 CA10 CA12 CA13 CA14 DA06 DC02 DE02 DE03
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ：0.01〜0.60％、 Si：0.01〜2.0 ％、 Mn：0.01〜3.0 ％、 Al：0.005 〜0.10％ を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を
有する鋼管を、縮径率20％以上、圧延終了温度 800℃以
下で縮径圧延した後、600 〜850 ℃に保持もしくは再加
熱することを特徴とする高延性鋼管の製造方法。 - 【請求項２】 前記組成に加えて、さらに下記Ａ〜Ｃ群
のうちから選ばれた１種または２種以上を含有すること
を特徴とする請求項１に記載の高延性鋼管の製造方法。 記 質量％で、 Ａ群： Cu：１％以下、Ni：１％以下、Cr：２％以下、
Mo：１％以下の群 Ｂ群： Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Ti：0.2 ％
以下、Ｂ：0.005 ％以下の群 Ｃ群： REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下の群
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000119296A JP2001303130A (ja) | 2000-04-20 | 2000-04-20 | 高延性鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000119296A JP2001303130A (ja) | 2000-04-20 | 2000-04-20 | 高延性鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001303130A true JP2001303130A (ja) | 2001-10-31 |
Family
ID=18630304
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000119296A Pending JP2001303130A (ja) | 2000-04-20 | 2000-04-20 | 高延性鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001303130A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006057098A1 (ja) * | 2004-11-26 | 2006-06-01 | Jfe Steel Corporation | 電磁特性に優れた鋼管およびその製造方法 |
| WO2015080618A1 (ru) * | 2013-11-26 | 2015-06-04 | Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" | Конструкционная легированная сталь с повышенной прочностью и способ термоупрочнения горячекатаного проката |
| CN109628837A (zh) * | 2019-01-02 | 2019-04-16 | 北京科技大学 | 一种超细贝氏体型桥梁缆索钢及其制备方法 |
| CN111961976A (zh) * | 2020-09-02 | 2020-11-20 | 衡阳华菱钢管有限公司 | 钢材、制备方法及其应用 |
-
2000
- 2000-04-20 JP JP2000119296A patent/JP2001303130A/ja active Pending
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2006057098A1 (ja) * | 2004-11-26 | 2006-06-01 | Jfe Steel Corporation | 電磁特性に優れた鋼管およびその製造方法 |
| EP1816225A1 (en) * | 2004-11-26 | 2007-08-08 | JFE Steel Corporation | Steel pipe having excellent electromagnetic properties and process for producing the same |
| EP1816225A4 (en) * | 2004-11-26 | 2009-03-25 | Jfe Steel Corp | STEEL TUBE WITH OUTSTANDING ELECTROMAGNETIC PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US7942984B2 (en) | 2004-11-26 | 2011-05-17 | Jfe Steel Corporation | Steel pipe with good magnetic properties and method of producing the same |
| WO2015080618A1 (ru) * | 2013-11-26 | 2015-06-04 | Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" | Конструкционная легированная сталь с повышенной прочностью и способ термоупрочнения горячекатаного проката |
| CN109628837A (zh) * | 2019-01-02 | 2019-04-16 | 北京科技大学 | 一种超细贝氏体型桥梁缆索钢及其制备方法 |
| CN109628837B (zh) * | 2019-01-02 | 2020-11-13 | 北京科技大学 | 一种超细贝氏体型桥梁缆索钢及其制备方法 |
| CN111961976A (zh) * | 2020-09-02 | 2020-11-20 | 衡阳华菱钢管有限公司 | 钢材、制备方法及其应用 |
| CN111961976B (zh) * | 2020-09-02 | 2022-01-04 | 衡阳华菱钢管有限公司 | 钢材、制备方法及其应用 |
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