JP2721761B2 - 耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法 - Google Patents
耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法Info
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- JP2721761B2 JP2721761B2 JP3259239A JP25923991A JP2721761B2 JP 2721761 B2 JP2721761 B2 JP 2721761B2 JP 3259239 A JP3259239 A JP 3259239A JP 25923991 A JP25923991 A JP 25923991A JP 2721761 B2 JP2721761 B2 JP 2721761B2
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は石油やガスの掘削や、輸
送分野で要求される、鋼管内面側の耐磨耗特性に優れた
溶接鋼管の製造方法に関する。
送分野で要求される、鋼管内面側の耐磨耗特性に優れた
溶接鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年の鋼管需要において、鋼管内面側の
耐磨耗特性に対する要求が増加する傾向にある。石油や
ガスの掘削分野においては、水平掘りによる開発が盛ん
になっており、このときにドリルパイプとケーシングパ
イプの接触によるケーシングパイプ内面側の磨耗による
損傷が問題となっている。また、スラリー管等において
も管内面の耐磨耗特性を高めることが要求されている。
耐磨耗特性に対する要求が増加する傾向にある。石油や
ガスの掘削分野においては、水平掘りによる開発が盛ん
になっており、このときにドリルパイプとケーシングパ
イプの接触によるケーシングパイプ内面側の磨耗による
損傷が問題となっている。また、スラリー管等において
も管内面の耐磨耗特性を高めることが要求されている。
【０００３】耐磨耗特性を向上させるには、例えば特開
昭６２−２７０７２５号公報の如く硬度を高めることが
効果的であるが、耐腐食特性や低温靭性等との両立をは
かる上で、鋼管全体を高硬度化することは好ましくな
い。また近年鋼管の表面近傍だけを硬化させるため、異
種金属やセラミックス等を溶射する技術や表面処理等を
施す方法が検討されているが、いずれも生産性の観点か
ら得策とはいえない。
昭６２−２７０７２５号公報の如く硬度を高めることが
効果的であるが、耐腐食特性や低温靭性等との両立をは
かる上で、鋼管全体を高硬度化することは好ましくな
い。また近年鋼管の表面近傍だけを硬化させるため、異
種金属やセラミックス等を溶射する技術や表面処理等を
施す方法が検討されているが、いずれも生産性の観点か
ら得策とはいえない。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の欠点を
解消し、生産性を損なわない効率的な、内面側の耐磨耗
特性に優れた溶接鋼管の製造方法を提供するものであ
る。
解消し、生産性を損なわない効率的な、内面側の耐磨耗
特性に優れた溶接鋼管の製造方法を提供するものであ
る。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨とする処
は、外層成分材をＣ：０．２〜０．６wt％、Ｍｎ：０．
１〜３．０wt％を基本成分とした耐磨耗特性に優れた高
炭素成分の鋼とし、内層成分材をＣ：０．０１〜０．３
wt％、Ｍｎ：０．１〜３．０wt％を基本成分とし、また
さらに内層成分材としてＮｂ：０．０１〜０．１０wt
％、Ｖ：０．０１〜０．１０wt％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１０wt％の１種または２種以上を含有し、及びさら
に内層成分材としてＭｏ：０．０５〜０．５０wt％を含
有し、かつ外層成分材の厚みを全厚みの５％〜２０％の
鋼からなるスラブとし、該複層スラブを熱間圧延し溶接
鋼管用素材を製造し、該溶接鋼管用素材を用いて円形に
成形後、溶接して溶接鋼管とし、次いで管全体を８００
℃〜１０００℃に加熱、その後冷却することを特徴とす
る耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法であり、ま
た、前記冷却工程を終了後、管全体を２００℃〜６００
℃で再加熱することを特徴とする耐磨耗特性に優れた溶
接鋼管の製造方法にある。
は、外層成分材をＣ：０．２〜０．６wt％、Ｍｎ：０．
１〜３．０wt％を基本成分とした耐磨耗特性に優れた高
炭素成分の鋼とし、内層成分材をＣ：０．０１〜０．３
wt％、Ｍｎ：０．１〜３．０wt％を基本成分とし、また
さらに内層成分材としてＮｂ：０．０１〜０．１０wt
％、Ｖ：０．０１〜０．１０wt％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１０wt％の１種または２種以上を含有し、及びさら
に内層成分材としてＭｏ：０．０５〜０．５０wt％を含
有し、かつ外層成分材の厚みを全厚みの５％〜２０％の
鋼からなるスラブとし、該複層スラブを熱間圧延し溶接
鋼管用素材を製造し、該溶接鋼管用素材を用いて円形に
成形後、溶接して溶接鋼管とし、次いで管全体を８００
℃〜１０００℃に加熱、その後冷却することを特徴とす
る耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法であり、ま
た、前記冷却工程を終了後、管全体を２００℃〜６００
℃で再加熱することを特徴とする耐磨耗特性に優れた溶
接鋼管の製造方法にある。
【０００６】複層スラブの製造方法としては周知の連続
鋳造法、造塊法などの鋳造方法によればよく、例えば特
開昭６３−１０８９４７号公報に記載されている連続鋳
造方法によって複層鋼材としてもよく、その手段は特に
こだわるものでない。
鋳造法、造塊法などの鋳造方法によればよく、例えば特
開昭６３−１０８９４７号公報に記載されている連続鋳
造方法によって複層鋼材としてもよく、その手段は特に
こだわるものでない。
【０００７】複層スラブとは、図１に示すように、外層
部１と内層部２の成分が異なるスラブ３である。本発明
では、外層部１を内層部２よりも高Ｃ系成分として、耐
磨耗特性を高めることにより、鋼全体を硬化させること
なく、効果的に耐磨耗特性を高めることが可能となる。
また、この時の外層部ｔの厚みは、最終製品の厚みによ
って適宜設定することができるが、一般的には全厚みｗ
の５％〜２０％程度が適当である。
部１と内層部２の成分が異なるスラブ３である。本発明
では、外層部１を内層部２よりも高Ｃ系成分として、耐
磨耗特性を高めることにより、鋼全体を硬化させること
なく、効果的に耐磨耗特性を高めることが可能となる。
また、この時の外層部ｔの厚みは、最終製品の厚みによ
って適宜設定することができるが、一般的には全厚みｗ
の５％〜２０％程度が適当である。
【０００８】以下に本発明について詳細に説明する。本
発明は、外層成分材を耐磨耗特性に優れた高炭素成分の
鋼とした複層鋼材を素材とした溶接鋼管を、８００℃以
上９００℃以下の温度に加熱した後、急速冷却すること
により、焼入れすることで外層の高炭素成分層のみ硬化
させることが特徴である。また、必要に応じて急速冷却
後、２００℃以上６００℃以下の温度で再加熱すること
も効果的である。
発明は、外層成分材を耐磨耗特性に優れた高炭素成分の
鋼とした複層鋼材を素材とした溶接鋼管を、８００℃以
上９００℃以下の温度に加熱した後、急速冷却すること
により、焼入れすることで外層の高炭素成分層のみ硬化
させることが特徴である。また、必要に応じて急速冷却
後、２００℃以上６００℃以下の温度で再加熱すること
も効果的である。
【０００９】また、本発明では内層成分材を、比較的低
炭素成分材とすることにより、管全体の強度を必要以上
に上昇することを回避することが可能で、これにより耐
腐食特性や低温高靭性の確保が可能である。
炭素成分材とすることにより、管全体の強度を必要以上
に上昇することを回避することが可能で、これにより耐
腐食特性や低温高靭性の確保が可能である。
【００１０】次に、本発明における鋼の成分の限定理由
について説明する。外層成分材の成分は、高硬度による
耐磨耗特性をねらったものである。熱間圧延および圧延
後の冷却条件、または、製管後の管体熱処理条件が同じ
場合、得られる硬度はそのＣ量に支配されるといわれて
いる。本発明の耐磨耗鋼管では硬度をビッカース硬度で
４００ポイント以上を狙うものであり、その点からＣ量
は０．２％以上必要である。一方、Ｃ量が０．６％を超
えると熱間圧延の際の割れや鋼管成形時の割れをきた
す。
について説明する。外層成分材の成分は、高硬度による
耐磨耗特性をねらったものである。熱間圧延および圧延
後の冷却条件、または、製管後の管体熱処理条件が同じ
場合、得られる硬度はそのＣ量に支配されるといわれて
いる。本発明の耐磨耗鋼管では硬度をビッカース硬度で
４００ポイント以上を狙うものであり、その点からＣ量
は０．２％以上必要である。一方、Ｃ量が０．６％を超
えると熱間圧延の際の割れや鋼管成形時の割れをきた
す。
【００１１】Ｍｎも硬度の上昇に寄与する。Ｍｎ量の下
限０．１wt％はこれより低い量では硬化能力が小さく、
かつ製鋼コストが高くなるためで、一方、Ｍｎ量が３％
を超えると鋼管成形性が劣化し、かつコストが高くな
る。
限０．１wt％はこれより低い量では硬化能力が小さく、
かつ製鋼コストが高くなるためで、一方、Ｍｎ量が３％
を超えると鋼管成形性が劣化し、かつコストが高くな
る。
【００１２】Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｂの添加は本発明の必須の条件ではないが、これら
の元素の添加は組織の微細化や焼入れ性の向上に寄与す
るので、選択的に添加することは本発明の主旨に反しな
い。また、脱酸を目的としたＡｌ，Ｓｉの添加や、非金
属介在物の形態制御を目的としたＣａ，Ｚｒの添加も本
発明の主旨に反しない。
ｒ，Ｂの添加は本発明の必須の条件ではないが、これら
の元素の添加は組織の微細化や焼入れ性の向上に寄与す
るので、選択的に添加することは本発明の主旨に反しな
い。また、脱酸を目的としたＡｌ，Ｓｉの添加や、非金
属介在物の形態制御を目的としたＣａ，Ｚｒの添加も本
発明の主旨に反しない。
【００１３】内層成分材の成分は、油井用鋼管や、スラ
リー管（ラインパイプ）としての基本性能を維持するこ
とを前提としたものである。Ｃは強度を得るのに必要な
元素で、Ｃ量が０．０１wt％未満では十分な強度が得ら
れない。一方、Ｃ量が０．３wt％を超えると耐腐食特性
や低温靭性の確保が困難となる。
リー管（ラインパイプ）としての基本性能を維持するこ
とを前提としたものである。Ｃは強度を得るのに必要な
元素で、Ｃ量が０．０１wt％未満では十分な強度が得ら
れない。一方、Ｃ量が０．３wt％を超えると耐腐食特性
や低温靭性の確保が困難となる。
【００１４】Ｍｎも強度を得るのに必要な元素で、Ｍｎ
量の下限０．１wt％はこれより低い量では強化能力が小
さく、かつ製鋼コストが高くなる。一方、Ｍｎ量が３％
を超えると鋼管成形性が劣化し、かつコストが高くな
り、また中心偏析部が硬化し、耐腐食特性や低温靭性を
劣化させる。
量の下限０．１wt％はこれより低い量では強化能力が小
さく、かつ製鋼コストが高くなる。一方、Ｍｎ量が３％
を超えると鋼管成形性が劣化し、かつコストが高くな
り、また中心偏析部が硬化し、耐腐食特性や低温靭性を
劣化させる。
【００１５】さらに、組織の微細化や、強度上昇の目的
で、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉの１種または２種以上を添加
することが有効である。Ｎｂは熱間圧延時のオーステナ
イト粒の微細化に効果的であり、その後の変態により生
成するフェライト粒の微細化をもたらし、耐腐食性の向
上や、低温靭性の向上に有効である。このようなＮｂ添
加効果を得るには、０．０１wt％以上の添加が必要であ
る。また、０．１０wt％を超えて添加しても効果は変わ
らないため、上限は０．１０wt％とした。
で、Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉの１種または２種以上を添加
することが有効である。Ｎｂは熱間圧延時のオーステナ
イト粒の微細化に効果的であり、その後の変態により生
成するフェライト粒の微細化をもたらし、耐腐食性の向
上や、低温靭性の向上に有効である。このようなＮｂ添
加効果を得るには、０．０１wt％以上の添加が必要であ
る。また、０．１０wt％を超えて添加しても効果は変わ
らないため、上限は０．１０wt％とした。
【００１６】Ｖはフェライト変態後に炭窒化物として析
出し、フェライト粒の粗大化を抑制する効果と、析出物
による強化の効果をもつ。Ｖ量の下限０．０１wt％はこ
れより低い量では効果がなく、一方、Ｖ量が０．１０wt
％を超えても効果は変わらないため上限は、０．１０wt
％とした。
出し、フェライト粒の粗大化を抑制する効果と、析出物
による強化の効果をもつ。Ｖ量の下限０．０１wt％はこ
れより低い量では効果がなく、一方、Ｖ量が０．１０wt
％を超えても効果は変わらないため上限は、０．１０wt
％とした。
【００１７】Ｍｏは固溶強化元素として強度確保に有効
であり、耐腐食特性や低温靭性の劣化を伴わずに強度を
高めるのに有効な元素である。Ｍｏ量の下限の０．０５
wt％は、これより低い量では強化能力が小さいためであ
る。一方、Ｍｏ量が、０．５０wt％を超えると必要以上
に強度が上昇し、かつコストが高くなる。
であり、耐腐食特性や低温靭性の劣化を伴わずに強度を
高めるのに有効な元素である。Ｍｏ量の下限の０．０５
wt％は、これより低い量では強化能力が小さいためであ
る。一方、Ｍｏ量が、０．５０wt％を超えると必要以上
に強度が上昇し、かつコストが高くなる。
【００１８】Ｔｉは、炭窒化物として析出し、熱間圧延
前のスラブ再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制
する効果や、フェライト変態後のフェライト粒の粗大化
を抑制する効果をもつ。Ｔｉ量の下限０．００５wt％は
これより低い量では、効果がなく、一方、Ｔｉ量が０．
１０wt％を超えても効果は変わらないため、上限は、
０．１０wt％とした。
前のスラブ再加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制
する効果や、フェライト変態後のフェライト粒の粗大化
を抑制する効果をもつ。Ｔｉ量の下限０．００５wt％は
これより低い量では、効果がなく、一方、Ｔｉ量が０．
１０wt％を超えても効果は変わらないため、上限は、
０．１０wt％とした。
【００１９】Ｃｕ，Ｎｉ，Ｂの添加は本発明の必須の条
件ではないが、これらの元素の添加は強度の上昇や焼入
れ性の向上に寄与するので、選択的に添加することは本
発明の主旨に反しない。
件ではないが、これらの元素の添加は強度の上昇や焼入
れ性の向上に寄与するので、選択的に添加することは本
発明の主旨に反しない。
【００２０】脱酸を目的としたＡｌ，Ｓｉの添加や、非
金属介在物の形態制御を目的としたＣａ，Ｚｒの添加は
本発明の主旨に反するものではない。
金属介在物の形態制御を目的としたＣａ，Ｚｒの添加は
本発明の主旨に反するものではない。
【００２１】また、耐腐食特性の改善や低温靭性の改善
の目的で、できるだけＰ，Ｓの有害元素は低減すること
が望ましい。
の目的で、できるだけＰ，Ｓの有害元素は低減すること
が望ましい。
【００２２】次に、複層スラブの熱間圧延条件について
説明する。加熱条件は、適宜添加した合金元素の固溶を
考慮して設定する必要があるが、特に限定しない。仕上
げ圧延温度や仕上げ圧延後の冷却速度は、外層、内層の
成分と、ねらいとする全体の強度、耐腐食特性、低温靭
性を考慮して設定する必要があるが、特に限定しない。
説明する。加熱条件は、適宜添加した合金元素の固溶を
考慮して設定する必要があるが、特に限定しない。仕上
げ圧延温度や仕上げ圧延後の冷却速度は、外層、内層の
成分と、ねらいとする全体の強度、耐腐食特性、低温靭
性を考慮して設定する必要があるが、特に限定しない。
【００２３】熱間圧延後の鋼帯を素材とし、成形、溶接
して鋼管を製造し、その後管全体の熱処理を施すが、以
下にこの時の条件について述べる。加熱条件について
は、オーステナイト域まで加熱される必要があり、その
点から下限温度を８００℃とした。また、１０００℃を
超える場合、冷却時に割れが発生する可能性が有るた
め、上限を１０００℃とした。
して鋼管を製造し、その後管全体の熱処理を施すが、以
下にこの時の条件について述べる。加熱条件について
は、オーステナイト域まで加熱される必要があり、その
点から下限温度を８００℃とした。また、１０００℃を
超える場合、冷却時に割れが発生する可能性が有るた
め、上限を１０００℃とした。
【００２４】次に、冷却条件についてであるが、冷却速
度、冷却停止温度についての制約は特にないが、外層部
を効果的に硬化させるには、１０℃／秒以上の冷却速度
が望ましい。また、冷却停止温度については、復熱によ
る軟化を防止するため、４００℃以下程度が望ましい。
以上のような冷却速度、冷却停止温度については、要求
される特性（耐磨耗性）や成分により異なり、適宜その
条件を選択すれば良い。
度、冷却停止温度についての制約は特にないが、外層部
を効果的に硬化させるには、１０℃／秒以上の冷却速度
が望ましい。また、冷却停止温度については、復熱によ
る軟化を防止するため、４００℃以下程度が望ましい。
以上のような冷却速度、冷却停止温度については、要求
される特性（耐磨耗性）や成分により異なり、適宜その
条件を選択すれば良い。
【００２５】また、冷却した後必要に応じて再加熱する
ことが効果的である。急速冷却されたままでは、硬度が
高すぎることがあり、これを調整するため、再加熱、即
ち、焼戻しすることが効果的である。この場合の温度に
ついては、２００℃未満では、焼戻し効果がなく、また
６００℃を超える温度では、外層部が軟化することが考
えられるため、２００℃以上６００℃以下の温度範囲が
適当である。
ことが効果的である。急速冷却されたままでは、硬度が
高すぎることがあり、これを調整するため、再加熱、即
ち、焼戻しすることが効果的である。この場合の温度に
ついては、２００℃未満では、焼戻し効果がなく、また
６００℃を超える温度では、外層部が軟化することが考
えられるため、２００℃以上６００℃以下の温度範囲が
適当である。
【００２６】
【実施例】表１の１〜８は本発明の実施例である。１〜
８の複層スラブを圧延後溶接鋼管としさらに、管全体を
熱処理の熱処理を施すことにより、高炭素成分の外層部
のみ効果的に硬化しており、鋼管全体の硬度（強度）を
必要以上に高めることなく、耐磨耗特性に優れた溶接鋼
管が得られている。
８の複層スラブを圧延後溶接鋼管としさらに、管全体を
熱処理の熱処理を施すことにより、高炭素成分の外層部
のみ効果的に硬化しており、鋼管全体の硬度（強度）を
必要以上に高めることなく、耐磨耗特性に優れた溶接鋼
管が得られている。
【００２７】一方、表１の９，１０は、本発明に対する
比較材の単層鋼管の例である。９は炭素含有量が低いた
め、硬度が不十分である。また、１０は炭素量が高いた
め、熱処理により全体が高硬度化してしまうため、実使
用上適さない。
比較材の単層鋼管の例である。９は炭素含有量が低いた
め、硬度が不十分である。また、１０は炭素量が高いた
め、熱処理により全体が高硬度化してしまうため、実使
用上適さない。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【発明の効果】本発明は、鋼管全体の硬度（強度）を必
要以上に高めることなく耐磨耗特性に優れた溶接鋼管を
製造可能にした。また、本発明の生産性は高く、且つ製
造コストも安価なことから、産業上極めて大きな効果が
期待される。
要以上に高めることなく耐磨耗特性に優れた溶接鋼管を
製造可能にした。また、本発明の生産性は高く、且つ製
造コストも安価なことから、産業上極めて大きな効果が
期待される。
【図１】複層スラブの概観を示した斜視図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 Ｃ２２Ｃ 38/14 (56)参考文献 特開 平１−242720（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−225622（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−192242（ＪＰ，Ａ) 特開 昭57−192243（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】 外層成分材を、 Ｃ ：０．２〜０．６wt％、 Ｍｎ：０．１〜３．０wt％ を基本成分とした耐磨耗特性に優れた高炭素成分の鋼と
し、 内層成分材を、 Ｃ ：０．０１〜０．３wt％、 Ｍｎ：０．１〜３．０wt％を基本成分とした低炭素成分の鋼とし、かつ外層成分材
の厚みを全厚みの５％〜２０％の 鋼からなるスラブと
し、該複層スラブを熱間圧延し溶接鋼管用素材を製造
し、該溶接鋼管用素材を用いて円形に成形後、溶接して
溶接鋼管とし、次いで管全体を８００℃〜１０００℃に
加熱、その後冷却することを特徴とする耐磨耗特性に優
れた溶接鋼管の製造方法。 - 【請求項２】 内層成分材が、さらに Ｎｂ：０．０１〜０．１０wt％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０wt％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１０wt％ の１種または２種以上を含有した鋼であることを特徴と
する請求項１記載の耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造
方法。 - 【請求項３】 内層成分材が、さらに Ｍｏ：０．０５〜０．５０wt％ を含有した鋼であることを特徴とする請求項１または２
記載の耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法。 - 【請求項４】 管全体を８００℃〜１０００℃に加熱後
冷却し、さらに、管全体を２００℃〜６００℃で再加熱
することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記
載の耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3259239A JP2721761B2 (ja) | 1991-10-07 | 1991-10-07 | 耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3259239A JP2721761B2 (ja) | 1991-10-07 | 1991-10-07 | 耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0598351A JPH0598351A (ja) | 1993-04-20 |
| JP2721761B2 true JP2721761B2 (ja) | 1998-03-04 |
Family
ID=17331343
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3259239A Expired - Lifetime JP2721761B2 (ja) | 1991-10-07 | 1991-10-07 | 耐磨耗特性に優れた溶接鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2721761B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5375981B2 (ja) | 2012-01-10 | 2013-12-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐溶接割れ性に優れた耐摩耗溶接鋼管およびその製造方法 |
| CN103320695B (zh) * | 2013-06-19 | 2016-04-13 | 侯宇岷 | 一种大直径耐磨钢球及其生产工艺 |
Family Cites Families (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57192243A (en) * | 1981-05-20 | 1982-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Clad steel pipe excellent in abrasion resistance and weldability |
| JPS57192242A (en) * | 1981-05-20 | 1982-11-26 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Clad steel pipe excellent in abrasion resistance and weldability |
| JPH0649906B2 (ja) * | 1988-03-23 | 1994-06-29 | 住友金属工業株式会社 | クラッド鋼管の製造方法 |
| JPH0772304B2 (ja) * | 1989-02-23 | 1995-08-02 | 株式会社クボタ | クラッド管の熱処理方法 |
-
1991
- 1991-10-07 JP JP3259239A patent/JP2721761B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0598351A (ja) | 1993-04-20 |
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