JP2525961B2 - 細粒化組織の高靭性シ―ムレス鋼管の製造方法 - Google Patents
細粒化組織の高靭性シ―ムレス鋼管の製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、細粒化組織の高靭性シ
ームレス鋼管の製造法に関するものである。
ームレス鋼管の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】熱延シームレス鋼管で細粒化組織の高靭
性シームレス鋼管を得るには、例えば特開昭５２−７７
８１３号公報などでは、熱間粗圧延した中空素管を強制
的に一旦鋼の温度をＡｒ1 点以下に下げて再度オーステ
ナイト化し、引続き行う仕上圧延後に焼入−焼戻する必
要があった。
性シームレス鋼管を得るには、例えば特開昭５２−７７
８１３号公報などでは、熱間粗圧延した中空素管を強制
的に一旦鋼の温度をＡｒ1 点以下に下げて再度オーステ
ナイト化し、引続き行う仕上圧延後に焼入−焼戻する必
要があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、熱間粗
圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の温度をＡｒ1 点以
下に下げて再度オーステナイト化し、引続き行う仕上圧
延後の焼入−焼戻、或いは通常の仕上圧延後の再加熱焼
入−焼戻を行う工程は、いずれにおいても熱効率上の問
題のほかに製造工程が煩雑となる欠点があった。一方、
これまでの熱延シームレス圧延後の空冷処理ではオース
テナイト結晶粒度がＡＳＴＭNo．１〜６と粗粒であり、
且つバラツキが大きいため細粒化組織の高靭性シームレ
ス鋼管の製造上問題があった。
圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の温度をＡｒ1 点以
下に下げて再度オーステナイト化し、引続き行う仕上圧
延後の焼入−焼戻、或いは通常の仕上圧延後の再加熱焼
入−焼戻を行う工程は、いずれにおいても熱効率上の問
題のほかに製造工程が煩雑となる欠点があった。一方、
これまでの熱延シームレス圧延後の空冷処理ではオース
テナイト結晶粒度がＡＳＴＭNo．１〜６と粗粒であり、
且つバラツキが大きいため細粒化組織の高靭性シームレ
ス鋼管の製造上問題があった。
【０００４】本発明は、上記問題点を解決するものであ
って、鋼成分、熱間圧延条件を制御することによって細
粒化組織の靭性の優れたシームレス鋼管を製造すること
を目的とする。
って、鋼成分、熱間圧延条件を制御することによって細
粒化組織の靭性の優れたシームレス鋼管を製造すること
を目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成するために構成したもので、その要旨は、 Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５
％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．
１％ を含有し、あるいはさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１
種または２種以上と、 必要に応じさらに、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％の
１種または２種以上 を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上の温度に加熱し、熱間穿孔連続圧延で中空素管を
製管し、Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管を該
温度より高い９００〜１０００℃に加熱して仕上温度が
Ａｒ3 ＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、このように
して得られた仕上鋼管を該温度から空冷処理を施す細粒
化組織の高靭性シームレス鋼管の製造法である。
成するために構成したもので、その要旨は、 Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５
％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜０．
１％ を含有し、あるいはさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：０．０１〜０．１％の１
種または２種以上と、 必要に応じさらに、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％の
１種または２種以上 を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上の温度に加熱し、熱間穿孔連続圧延で中空素管を
製管し、Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管を該
温度より高い９００〜１０００℃に加熱して仕上温度が
Ａｒ3 ＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、このように
して得られた仕上鋼管を該温度から空冷処理を施す細粒
化組織の高靭性シームレス鋼管の製造法である。
【０００６】
【作用】以下本発明の製造法について詳細に説明する。
まず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃ，Ｍｎは、強度の確保のためお
よび細粒化を図るため重要である。少な過ぎるとその効
果がなく、多過ぎると溶接性の低下の原因となるためそ
れぞれ０．０５〜０．２０％、０．１５〜１．５％とし
た。Ｓｉは、脱酸剤が残存したもので強度を高める有効
な成分である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と介在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜
２．５％とした。Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き
裂を生じ易く有害な成分としその含有量を０．０２％以
下とした。ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延で延
伸し低温靭性に有害な成分としてその含有量を０．０２
％以下とした。Ａｌは、Ｓｉと同様脱酸剤が残存したも
ので、鋼中の不純物成分として含まれるＮと結合して結
晶粒の成長を抑えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性
を改善する。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると
介在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．００５〜
０．１％とした。Ｔｉ，Ｎｂは、本発明の成分の中で最
も重要な元素である。熱間穿孔連続圧延により中空素管
を製管した後Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管
を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱した場合の
γ粒は、再結晶によるγ粒粗大化温度が著しく低下する
ため通常の再加熱温度（最終仕上圧延を行うために必要
とされる再加熱温度）では粗大化する。Ｎｂは、このよ
うな圧延履歴を持ったγ粒の成長粗大化を抑制する重要
な元素であるが、このＮｂによる細粒化の効果はＴｉ添
加でさらに顕著となる。少な過ぎるとその効果がなく、
多過ぎてもその効果が飽和し、しかも非常に高価である
ためＴｉは、０．００５〜０．１％、Ｎｂは０．００５
〜０．１％とした。
まず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃ，Ｍｎは、強度の確保のためお
よび細粒化を図るため重要である。少な過ぎるとその効
果がなく、多過ぎると溶接性の低下の原因となるためそ
れぞれ０．０５〜０．２０％、０．１５〜１．５％とし
た。Ｓｉは、脱酸剤が残存したもので強度を高める有効
な成分である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と介在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜
２．５％とした。Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き
裂を生じ易く有害な成分としその含有量を０．０２％以
下とした。ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延で延
伸し低温靭性に有害な成分としてその含有量を０．０２
％以下とした。Ａｌは、Ｓｉと同様脱酸剤が残存したも
ので、鋼中の不純物成分として含まれるＮと結合して結
晶粒の成長を抑えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性
を改善する。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると
介在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．００５〜
０．１％とした。Ｔｉ，Ｎｂは、本発明の成分の中で最
も重要な元素である。熱間穿孔連続圧延により中空素管
を製管した後Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管
を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱した場合の
γ粒は、再結晶によるγ粒粗大化温度が著しく低下する
ため通常の再加熱温度（最終仕上圧延を行うために必要
とされる再加熱温度）では粗大化する。Ｎｂは、このよ
うな圧延履歴を持ったγ粒の成長粗大化を抑制する重要
な元素であるが、このＮｂによる細粒化の効果はＴｉ添
加でさらに顕著となる。少な過ぎるとその効果がなく、
多過ぎてもその効果が飽和し、しかも非常に高価である
ためＴｉは、０．００５〜０．１％、Ｎｂは０．００５
〜０．１％とした。
【０００７】上記の成分組成の鋼でさらに鋼の強度を高
める場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ等の成分を必要に応じて
選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、少な過ぎ
るとその効果がなく、多過ぎてもその効果が飽和し、し
かも非常に高価であるためそれぞれ０．１〜１．５％、
０．０５〜０．４０％、０．１〜２．０％、０．０１〜
０．１％とした。
める場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ等の成分を必要に応じて
選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、少な過ぎ
るとその効果がなく、多過ぎてもその効果が飽和し、し
かも非常に高価であるためそれぞれ０．１〜１．５％、
０．０５〜０．４０％、０．１〜２．０％、０．０１〜
０．１％とした。
【０００８】さらに本発明は、近年のシームレス鋼管の
使用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼のＳＳＣ
を改善するために希土類元素，Ｃａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の成
分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素，Ｃａ
は、介在物の形態を球状化させて無害化する有効な成分
である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在
物を増加して耐ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．
００１〜０．０５％、０．００１〜０．０２％とした。
Ｃｏ，Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐ＳＳ
Ｃ性に有効に働く。少な過ぎるとその効果がなく、多過
ぎるとその効果が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．
５％、０．１〜０．５％とした。
使用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼のＳＳＣ
を改善するために希土類元素，Ｃａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の成
分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素，Ｃａ
は、介在物の形態を球状化させて無害化する有効な成分
である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在
物を増加して耐ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．
００１〜０．０５％、０．００１〜０．０２％とした。
Ｃｏ，Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐ＳＳ
Ｃ性に有効に働く。少な過ぎるとその効果がなく、多過
ぎるとその効果が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．
５％、０．１〜０．５％とした。
【０００９】次に熱間押込連続圧延の最終過程の圧延条
件を上記したように限定した理由について説明する。上
記のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉であ
るいはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造
法または造塊分塊法で鋼片を製造する。鋼片は、直ちに
あるいは一旦冷却された後１２００℃以上の温度に加熱
する。加熱温度は、熱間押込連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。この温度は本発明の成分範囲内
であれば１２００℃以上の温度で全て固溶し、また熱間
成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温度
は１２００℃以上とした。高温度に加熱された鋼片は熱
間穿孔連続圧延機に搬送され、目標の外径，肉厚に圧延
されて中空素管に粗成形する。その後Ａｒ3 〜Ａｒ1 点
の温度に降下した該素管は、該温度より高い９００〜１
０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ3 ＋５０℃以上の熱
間仕上圧延を施し、このような圧延で得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 以上の温度から空冷処理を施す。
件を上記したように限定した理由について説明する。上
記のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉であ
るいはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造
法または造塊分塊法で鋼片を製造する。鋼片は、直ちに
あるいは一旦冷却された後１２００℃以上の温度に加熱
する。加熱温度は、熱間押込連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。この温度は本発明の成分範囲内
であれば１２００℃以上の温度で全て固溶し、また熱間
成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温度
は１２００℃以上とした。高温度に加熱された鋼片は熱
間穿孔連続圧延機に搬送され、目標の外径，肉厚に圧延
されて中空素管に粗成形する。その後Ａｒ3 〜Ａｒ1 点
の温度に降下した該素管は、該温度より高い９００〜１
０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ3 ＋５０℃以上の熱
間仕上圧延を施し、このような圧延で得られた仕上鋼管
を、Ａｒ3 以上の温度から空冷処理を施す。
【００１０】図１は、この圧延で製造された鋼管のフェ
ライト粒度に及ぼすＴｉ，Ｎｂの影響を示したものであ
る。フェライト粒度は、Ｔｉ，Ｎｂが添加されない場合
著しく粗大化しＡＳＴＭ No．５程度となる。従ってフ
ェライト粒度の微細化には、ＴｉおよびＮｂの複合添加
が必要である。このようなＴｉ，Ｎｂの影響について
は、本発明者らの推測によると、Ｎｂが添加されない場
合、現状の熱間穿孔連続圧延工程でやむをえず該素管の
温度がＡｒ3 〜Ａｒ1 に降温しα＋γの二相状態とな
り、その後Ａｒ3 以上の温度に加熱されると、熱間穿孔
連続圧延工程での最終過程が比較的低い温度で弱圧下の
条件の下では、α→γ変態した逆変態γ粒がγのままの
状態から加熱された未変態γ粒へ粒界移動粒成長して周
辺の粒より２〜３倍の大きさとなり、その後の加熱で二
次再結晶を起こし粗大γ粒となる。このようなγからの
空冷で得られるフェライト粒度は粗粒となる。Ｎｂの添
加は、このような圧延履歴を持ったγ粒の成長粗大化を
抑制する重要な働きをする。また、このときＮｂに加え
てＴｉ添加を行うことによりフェライト粒度はさらに細
粒となる。Ｔｉの効果は熱間穿孔連続圧延機で粗成形し
たときのγ粒度の細粒化に寄与したと考えられる。すな
わち、Ｔｉは鋼の凝固時ＴｉＮ，ＴｉＣとして析出し粗
成形時の粒度を制御する効果があり、Ｎｂは熱間押込連
続圧延後の冷却時およびその後の再加熱時にＮｂ（Ｃ
Ｎ）として析出し、再加熱炉でのγ粒の粗大化を抑制す
る効果を発揮することを知見した。
ライト粒度に及ぼすＴｉ，Ｎｂの影響を示したものであ
る。フェライト粒度は、Ｔｉ，Ｎｂが添加されない場合
著しく粗大化しＡＳＴＭ No．５程度となる。従ってフ
ェライト粒度の微細化には、ＴｉおよびＮｂの複合添加
が必要である。このようなＴｉ，Ｎｂの影響について
は、本発明者らの推測によると、Ｎｂが添加されない場
合、現状の熱間穿孔連続圧延工程でやむをえず該素管の
温度がＡｒ3 〜Ａｒ1 に降温しα＋γの二相状態とな
り、その後Ａｒ3 以上の温度に加熱されると、熱間穿孔
連続圧延工程での最終過程が比較的低い温度で弱圧下の
条件の下では、α→γ変態した逆変態γ粒がγのままの
状態から加熱された未変態γ粒へ粒界移動粒成長して周
辺の粒より２〜３倍の大きさとなり、その後の加熱で二
次再結晶を起こし粗大γ粒となる。このようなγからの
空冷で得られるフェライト粒度は粗粒となる。Ｎｂの添
加は、このような圧延履歴を持ったγ粒の成長粗大化を
抑制する重要な働きをする。また、このときＮｂに加え
てＴｉ添加を行うことによりフェライト粒度はさらに細
粒となる。Ｔｉの効果は熱間穿孔連続圧延機で粗成形し
たときのγ粒度の細粒化に寄与したと考えられる。すな
わち、Ｔｉは鋼の凝固時ＴｉＮ，ＴｉＣとして析出し粗
成形時の粒度を制御する効果があり、Ｎｂは熱間押込連
続圧延後の冷却時およびその後の再加熱時にＮｂ（Ｃ
Ｎ）として析出し、再加熱炉でのγ粒の粗大化を抑制す
る効果を発揮することを知見した。
【００１１】このような成分元素および圧下条件で圧延
されＡｒ3 〜Ａｒ1 の温度に降下した中空素管を９００
〜１０００℃に加熱する。この温度は、熱間最終仕上温
度を確保するためのものである。９００℃以下では仕上
圧延後のパイプ形状が不十分となるが、１０００℃以上
では酸化スケールが多く発生し表面性状が低下する。よ
って、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度に降下した中空素管の再加
熱温度は９００〜１０００℃とした。
されＡｒ3 〜Ａｒ1 の温度に降下した中空素管を９００
〜１０００℃に加熱する。この温度は、熱間最終仕上温
度を確保するためのものである。９００℃以下では仕上
圧延後のパイプ形状が不十分となるが、１０００℃以上
では酸化スケールが多く発生し表面性状が低下する。よ
って、Ａｒ3 〜Ａｒ1 の温度に降下した中空素管の再加
熱温度は９００〜１０００℃とした。
【００１２】以上の製造条件で得られるフェライト粒は
粗大粒を含むことなく細粒化組織の高靭性シームレス鋼
管の製造に有効である。
粗大粒を含むことなく細粒化組織の高靭性シームレス鋼
管の製造に有効である。
【００１３】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
に示す本発明法および比較法の成分範囲よりなる鋼を、
転炉で溶製し連続鋳造を経て鋼片とし、この鋼片を表２
に示すように熱間押込連続圧延後、再加熱し、その後熱
間最終仕上圧延を行って、空冷し鋼管を製造した。得ら
れた鋼管の靭性、フェライト粒度を表１に併記した。
に示す本発明法および比較法の成分範囲よりなる鋼を、
転炉で溶製し連続鋳造を経て鋼片とし、この鋼片を表２
に示すように熱間押込連続圧延後、再加熱し、その後熱
間最終仕上圧延を行って、空冷し鋼管を製造した。得ら
れた鋼管の靭性、フェライト粒度を表１に併記した。
【００１４】本発明によって製造された鋼管は、比較法
に比しフェライト粒は微細であり高靭性が得られること
がわかる。
に比しフェライト粒は微細であり高靭性が得られること
がわかる。
【００１５】
【表１】
【００１６】
【表２】
【００１７】
【表３】
【００１８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明法によっ
て製造された鋼管は、細粒組織をもち、優れた靭性を有
し、極北の寒冷環境等における使用に極めて適してい
る。
て製造された鋼管は、細粒組織をもち、優れた靭性を有
し、極北の寒冷環境等における使用に極めて適してい
る。
【図１】空冷処理後のフェライト粒度に及ぼす熱間穿孔
連続圧延のＴｉ，Ｎｂ量の影響を示す。
連続圧延のＴｉ，Ｎｂ量の影響を示す。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐藤 久美 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新日本製鐵株式会社 八幡製鐵所内 (56)参考文献 特開 昭62−149814（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−19432（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−182920（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上の温度に加熱してから熱間穿孔連続圧延で中空素
管を製管し、Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管
を、該温度より高い９００〜１０００℃に加熱して仕上
温度がＡｒ3 ＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、この
ようにして得られた仕上鋼管を該温度から空冷処理を施
すことを特徴とする細粒化組織の高靭性シームレス鋼管
の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ を含有してさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％の１種または２種以上 を含有し、残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上の温度に加熱してから、熱間穿孔連続圧延で中空
素管を製管し、Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素
管を、該温度より高い９００〜１０００℃に加熱して仕
上温度がＡｒ3 ＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、こ
のようにして得られた仕上鋼管を該温度から空冷処理を
施すことを特徴とする細粒化組織の高靭性シームレス鋼
管の製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ を含有してさらに、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％の１種または２種以上 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上の温度に加熱してから熱間穿孔連続圧延で中空素
管を製管し、Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管
を、該温度より高い９００〜１０００℃に加熱して仕上
温度がＡｒ3 ＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、この
ようにして得られた仕上鋼管を該温度から空冷処理を施
すことを特徴とする細粒化組織の高靭性シームレス鋼管
の製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％の１種または２種以上と、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％の１種または２種以上 を含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００℃
以上の温度に加熱してから熱間穿孔連続圧延で中空素管
を製管し、Ａｒ3 〜Ａｒ1 点の温度に降下した該素管
を、該温度より高い９００〜１０００℃に加熱して仕上
温度がＡｒ3 ＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、この
ようにして得られた仕上鋼管を該温度から空冷処理を施
すことを特徴とする細粒化組織の高靭性シームレス鋼管
の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3016697A JP2525961B2 (ja) | 1991-02-07 | 1991-02-07 | 細粒化組織の高靭性シ―ムレス鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3016697A JP2525961B2 (ja) | 1991-02-07 | 1991-02-07 | 細粒化組織の高靭性シ―ムレス鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04358025A JPH04358025A (ja) | 1992-12-11 |
| JP2525961B2 true JP2525961B2 (ja) | 1996-08-21 |
Family
ID=11923491
Family Applications (1)
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