JP3145515B2 - 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低降伏比高靭性シーム
レス鋼管の製造法に関するものである。
レス鋼管の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー資源の枯渇化により、
極北でのガス井、油井開発が活発化してきた。このた
め、生産物の輸送用機材としてのシームレス鋼管に対し
て、寒冷地での高圧操業の使用に耐えるため、低降伏比
で且つ高靭性（−６０℃保証）、高強度（×５２以上）
を兼ね備えた性質が要求されている。高強度材に低降伏
比を付与するには、例えば「鉄と鋼，’８７−Ｓ１３１
５」ではＣ量を増加、焼入後の焼戻し温度を低下するこ
と等が報告されている。しかしながら、Ｃ量の増加はラ
インパイプ用鋼の基本的な使用性能である溶接性を著し
く低下させ、その結果、現地溶接前に予熱が必要となる
等ラインパイプ敷設時の作業性を著しく低下させる。一
方、低温焼戻し処理で製造したラインパイプ用鋼は低温
靭性が不安定になるため寒冷地での使用に制約があっ
た。
極北でのガス井、油井開発が活発化してきた。このた
め、生産物の輸送用機材としてのシームレス鋼管に対し
て、寒冷地での高圧操業の使用に耐えるため、低降伏比
で且つ高靭性（−６０℃保証）、高強度（×５２以上）
を兼ね備えた性質が要求されている。高強度材に低降伏
比を付与するには、例えば「鉄と鋼，’８７−Ｓ１３１
５」ではＣ量を増加、焼入後の焼戻し温度を低下するこ
と等が報告されている。しかしながら、Ｃ量の増加はラ
インパイプ用鋼の基本的な使用性能である溶接性を著し
く低下させ、その結果、現地溶接前に予熱が必要となる
等ラインパイプ敷設時の作業性を著しく低下させる。一
方、低温焼戻し処理で製造したラインパイプ用鋼は低温
靭性が不安定になるため寒冷地での使用に制約があっ
た。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記のよう
な処理によることなく、多くの実験を行い検討した結果
に基づき、鋼成分、熱間圧延条件を制御することによっ
て低降伏比高靭性シームレス鋼管を製造する方法を提供
するものである。
な処理によることなく、多くの実験を行い検討した結果
に基づき、鋼成分、熱間圧延条件を制御することによっ
て低降伏比高靭性シームレス鋼管を製造する方法を提供
するものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】すなわち本発明の要旨と
するところは、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜
２．５％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：
０．０２０％以下、Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：
０．０１％以下 を含有し、さらに必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜
０．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：
０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３３
％、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１１００℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管を最終傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００
℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減
少率で２０〜７０％の成形加工を施し、さらに形状矯正
のための熱間連続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の
温度まで降下した中空粗管を該温度より高い９００〜９
５０℃に加熱した後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上
の熱間仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷
処理を行う低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法であ
る。
するところは、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜
２．５％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：
０．０２０％以下、Ｓ ：０．０１０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．００５〜
０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｎ ：
０．０１％以下 を含有し、さらに必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜
０．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：
０．０１〜０．１％、Ｂ：０．０００３〜０．００３３
％、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１１００℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管を最終傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００
℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減
少率で２０〜７０％の成形加工を施し、さらに形状矯正
のための熱間連続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の
温度まで降下した中空粗管を該温度より高い９００〜９
５０℃に加熱した後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上
の熱間仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷
処理を行う低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法であ
る。
【０００５】
【作用】以下本発明の製造法について詳細に説明する。
先ず、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０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．５％とし
た。
先ず、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０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．５％とし
た。
【０００６】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低下させるため
０．０１〜２．５％とした。
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低下させるため
０．０１〜２．５％とした。
【０００７】Ｐ，Ｓは、本発明のなかで靭性の改善のた
めに特に重要な元素である。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でありＳは、ＭｎＳ
系介在物を形成して熱間連続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それぞれ０．０１０％以
下、０．０１０％以下とした。
めに特に重要な元素である。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でありＳは、ＭｎＳ
系介在物を形成して熱間連続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それぞれ０．０１０％以
下、０．０１０％以下とした。
【０００８】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
粒の成長を抑えて耐ＳＳＣ性の向上および低温靭性を改
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。
で、鋼中の不純物成分として含まれるＮと結合して結晶
粒の成長を抑えて耐ＳＳＣ性の向上および低温靭性を改
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。
【０００９】Ｔｉ，Ｎｂは、いずれもシームレス圧延中
の結晶粒径制御元素として本発明の成分の中で最も重要
な元素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれ
るＮと結合して、熱間穿孔圧延中の結晶粒制御および熱
間穿孔圧延した中空素管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工後の結晶粒
径の粗大化を抑え低温靭性を改善させると共に、脱酸、
脱窒の作用から後述のＢ焼入性を発揮させ強度を高め
る。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎるとＴｉＣを
析出して鋼を脆化させるため０．００５〜０．１％とし
た。
の結晶粒径制御元素として本発明の成分の中で最も重要
な元素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれ
るＮと結合して、熱間穿孔圧延中の結晶粒制御および熱
間穿孔圧延した中空素管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工後の結晶粒
径の粗大化を抑え低温靭性を改善させると共に、脱酸、
脱窒の作用から後述のＢ焼入性を発揮させ強度を高め
る。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎるとＴｉＣを
析出して鋼を脆化させるため０．００５〜０．１％とし
た。
【００１０】一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒成長抑
制および連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下
した該素管を該温度より高い９００〜９５０℃に加熱し
た場合のγ粒の異常粗大化を抑制する重要な元素であ
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０．００５〜
０．１％とした。
制および連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下
した該素管を該温度より高い９００〜９５０℃に加熱し
た場合のγ粒の異常粗大化を抑制する重要な元素であ
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０．００５〜
０．１％とした。
【００１１】Ｎは、Ｂの効果を低下させる有害な成分と
して、その含有量を０．０１％以下とした。
して、その含有量を０．０１％以下とした。
【００１２】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およびＢ等の成分を必要
に応じて選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、
強度を高めるために添加するものである。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、それぞれ０．０１〜１．５％、
０．０５〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜
０．１％とした。Ｂは、フェライトの析出を抑制し強度
を高める。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎても効
果は変わらず、靭性や熱間加工性を劣化させるので０．
０００３〜０．００３％とした。
める場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＶおよびＢ等の成分を必要
に応じて選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、
強度を高めるために添加するものである。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、それぞれ０．０１〜１．５％、
０．０５〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜
０．１％とした。Ｂは、フェライトの析出を抑制し強度
を高める。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎても効
果は変わらず、靭性や熱間加工性を劣化させるので０．
０００３〜０．００３％とした。
【００１３】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耐ＳＳ
Ｃ性を改善するために希土類元素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０．００１〜０．０
５％、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ＳＳＣ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耐ＳＳ
Ｃ性を改善するために希土類元素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０．００１〜０．０
５％、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ＳＳＣ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。
【００１４】次に熱間シームレス圧延条件を上記のよう
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
された後高温に加熱し熱間穿孔圧延を行う。加熱温度
は、熱間穿孔圧延を容易にするため十分高くしておかね
ばならない。本発明の成分範囲内であれば１１００℃以
上の温度で熱間穿孔圧延上なんら支障が生じないので、
その温度は１１００℃以上とした。
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
された後高温に加熱し熱間穿孔圧延を行う。加熱温度
は、熱間穿孔圧延を容易にするため十分高くしておかね
ばならない。本発明の成分範囲内であれば１１００℃以
上の温度で熱間穿孔圧延上なんら支障が生じないので、
その温度は１１００℃以上とした。
【００１５】穿孔圧延が行われた中空素管は、最終段の
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃の温度に冷却し、直
ちに鋼管の最終形状に近い外径、肉厚まで粗加工する傾
斜圧延を行う。傾斜圧延機（エロンゲータミル等）は、
シームレス鋼管の圧延に使用される他の圧延機（マンド
レルミル、プラグミル等）や鋼板の圧延機と異なり、剪
断ひずみの成分が非常に大きい。したがって、断面積減
少率から予測されるひずみ量と比べて実質的なひずみ量
は格段に大きい。このため、傾斜圧延機では小さな断面
積減少率の加工であってもオーステナイト組織は大きな
変形を受け、その後のフェライト変態時に微細なフェラ
イト組織が生成される。
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃の温度に冷却し、直
ちに鋼管の最終形状に近い外径、肉厚まで粗加工する傾
斜圧延を行う。傾斜圧延機（エロンゲータミル等）は、
シームレス鋼管の圧延に使用される他の圧延機（マンド
レルミル、プラグミル等）や鋼板の圧延機と異なり、剪
断ひずみの成分が非常に大きい。したがって、断面積減
少率から予測されるひずみ量と比べて実質的なひずみ量
は格段に大きい。このため、傾斜圧延機では小さな断面
積減少率の加工であってもオーステナイト組織は大きな
変形を受け、その後のフェライト変態時に微細なフェラ
イト組織が生成される。
【００１６】図１の写真は、同一断面積減少率でエロン
ゲータミルと板圧延機で加工した材料の金属組織を示し
た。エロンゲータミルでは、オーステナイト組織の変形
が板圧延機に比べて大きいことがわかる。すなわち、低
温でのエロンゲータ圧延では、未再結晶オーステナイト
組織に多くの転位が導入され微細なフェライト組織の生
成が促進される。この場合、圧延温度が９００℃以上で
は未再結晶オーステナイト組織率が低下し、微細なフェ
ライト組織の生成が抑制され、目的とする細粒フェライ
ト鋼は得られないため圧延温度の上限を９００℃とし
た。一方、圧延温度が低くなると圧延負荷の増大により
鋼の成形性が著しく低下し、目標とする外径、肉厚が得
られにくくなるためＡｒ3 点以上とした。中空素管の温
度制御方法は、放冷あるいは強制冷却いずれによっても
良い。また、圧下率は、小さいと微細なフェライト組織
が生成しないため下限を２０％とした。一方、圧下率が
余り大きすぎると、圧延が困難になりパイプの成形性や
表面品位の低下が起こるため、上限を７０％とした。
ゲータミルと板圧延機で加工した材料の金属組織を示し
た。エロンゲータミルでは、オーステナイト組織の変形
が板圧延機に比べて大きいことがわかる。すなわち、低
温でのエロンゲータ圧延では、未再結晶オーステナイト
組織に多くの転位が導入され微細なフェライト組織の生
成が促進される。この場合、圧延温度が９００℃以上で
は未再結晶オーステナイト組織率が低下し、微細なフェ
ライト組織の生成が抑制され、目的とする細粒フェライ
ト鋼は得られないため圧延温度の上限を９００℃とし
た。一方、圧延温度が低くなると圧延負荷の増大により
鋼の成形性が著しく低下し、目標とする外径、肉厚が得
られにくくなるためＡｒ3 点以上とした。中空素管の温
度制御方法は、放冷あるいは強制冷却いずれによっても
良い。また、圧下率は、小さいと微細なフェライト組織
が生成しないため下限を２０％とした。一方、圧下率が
余り大きすぎると、圧延が困難になりパイプの成形性や
表面品位の低下が起こるため、上限を７０％とした。
【００１７】最終傾斜圧延終了後、中空粗管をさらに形
状矯正のための連続圧延を行い、Ａｒ1 点〜９００℃の
温度まで降下した該粗管は、該温度より高い９００〜９
５０℃に再加熱する。この再加熱温度が高いと再結晶が
進行し転位密度の低下により微細なフェライト組織が生
成しないため上限を９５０℃とした。また、低すぎると
再加熱後の最終仕上圧延での圧延温度が低下し形状の確
保が困難となるため下限を９００℃とした。
状矯正のための連続圧延を行い、Ａｒ1 点〜９００℃の
温度まで降下した該粗管は、該温度より高い９００〜９
５０℃に再加熱する。この再加熱温度が高いと再結晶が
進行し転位密度の低下により微細なフェライト組織が生
成しないため上限を９５０℃とした。また、低すぎると
再加熱後の最終仕上圧延での圧延温度が低下し形状の確
保が困難となるため下限を９００℃とした。
【００１８】再加熱後Ａｒ3 ＋５０℃以上の温度で熱間
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、あまり低くなると形
状の確保が困難となるＡｒ3 ＋５０℃以上とした。熱間
最終仕上圧延後に完全γ状態から放冷処理を行う。放冷
開始温度は、均一な組織を確保し必要とする特性を確保
するためＡｒ3 点以上とした。放冷後の組織は、焼入組
織や中間段階組織が出現し降伏比を高めるためフェライ
ト組織が望ましい。よって、放冷時の冷却速度は１０℃
／ｓ以下とする。
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、あまり低くなると形
状の確保が困難となるＡｒ3 ＋５０℃以上とした。熱間
最終仕上圧延後に完全γ状態から放冷処理を行う。放冷
開始温度は、均一な組織を確保し必要とする特性を確保
するためＡｒ3 点以上とした。放冷後の組織は、焼入組
織や中間段階組織が出現し降伏比を高めるためフェライ
ト組織が望ましい。よって、放冷時の冷却速度は１０℃
／ｓ以下とする。
【００１９】以上の製造条件で得られる鋼は、低降伏比
で靭性の優れた耐ＳＳＣ性シームレス鋼管の製造に有効
である。
で靭性の優れた耐ＳＳＣ性シームレス鋼管の製造に有効
である。
【００２０】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って放冷した鋼管の降伏比、靱性、お
よび耐ＳＳＣ性を示す。耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ
０１−７７に従って定荷重方式によるσｔｈ（Ｔｈｒｅ
ｓｈｏｌｄＳｔｒｅｓｓ）を求めて評価した。本発明に
よって製造された鋼管は、低降伏比で高靱性が得られ耐
ＳＳＣ性が向上することがわかる。
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って放冷した鋼管の降伏比、靱性、お
よび耐ＳＳＣ性を示す。耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ
０１−７７に従って定荷重方式によるσｔｈ（Ｔｈｒｅ
ｓｈｏｌｄＳｔｒｅｓｓ）を求めて評価した。本発明に
よって製造された鋼管は、低降伏比で高靱性が得られ耐
ＳＳＣ性が向上することがわかる。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【発明の効果】上記のような本発明法によって製造され
た鋼管は、低降伏比でさらに細粒であるため低温靭性お
よび耐ＳＳＣ性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐食
環境において使用される。
た鋼管は、低降伏比でさらに細粒であるため低温靭性お
よび耐ＳＳＣ性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐食
環境において使用される。
【図１】（ａ）は最終段の傾斜圧延後、（ｂ）は板圧延
後における材料の金属組織（未再結晶組織）を示す１０
０倍拡大顕微鏡写真。
後における材料の金属組織（未再結晶組織）を示す１０
０倍拡大顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 1/00 - 49/14
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１１００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧延した中空素管を最終
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃まで冷却し、その直
後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の
成形加工を施し、さらに形状矯正のための熱間連続圧延
を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空
粗管を、該温度より高い９００〜９５０℃に加熱した
後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を
施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を行うことを
特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、さらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％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１１００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧延した中空素管を最終
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃まで冷却し、その直
後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の
成形加工を施し、さらに形状矯正のための熱間連続圧延
を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空
粗管を、該温度より高い９００〜９５０℃に加熱した
後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を
施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を行うことを
特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、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１１００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧延した中空素管を最終
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃まで冷却し、その直
後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の
成形加工を施し、さらに形状矯正のための熱間連続圧延
を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空
粗管を該温度より高い９００〜９５０℃に加熱後、仕上
温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、冷
却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を行うことを特徴とす
る低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、さらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％の１種または２種
以上と、さらにまた 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１１００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧延した中空素管を最終
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃まで冷却し、その直
後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の
成形加工を施し、さらに形状矯正のための熱間連続圧延
を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空
粗管を該温度より高い９００〜９５０℃に加熱後、仕上
温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、冷
却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を行うことを特徴とす
る低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法。
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|---|---|---|---|
| JP32816992A JP3145515B2 (ja) | 1992-12-08 | 1992-12-08 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
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| JP32816992A JP3145515B2 (ja) | 1992-12-08 | 1992-12-08 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
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| CN108796362B (zh) * | 2017-04-26 | 2020-12-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 具有优异低温抗动态撕裂性能的x70管线钢及其制造方法 |
| CN115354234B (zh) * | 2022-09-20 | 2023-06-20 | 江苏常宝钢管股份有限公司 | 一种非调质非开挖钻杆用无缝钢管及其制备方法 |
-
1992
- 1992-12-08 JP JP32816992A patent/JP3145515B2/ja not_active Expired - Fee Related
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