JP6879110B2 - 鋼管およびその製造方法 - Google Patents
鋼管およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6879110B2 JP6879110B2 JP2017149498A JP2017149498A JP6879110B2 JP 6879110 B2 JP6879110 B2 JP 6879110B2 JP 2017149498 A JP2017149498 A JP 2017149498A JP 2017149498 A JP2017149498 A JP 2017149498A JP 6879110 B2 JP6879110 B2 JP 6879110B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel pipe
- less
- rolling
- electric resistance
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、鋼管およびその製造方法に関する。
小径管製造ラインでは、一定径で製造された電縫鋼管を素管として、ストレッチレデューサによる熱間縮径圧延工程で所定径の小径管にしている。その際に、鋼管に曲がりが発生する場合がある。圧延後に生じる曲がりは、オーステナイト−フェライト変態に起因すると考えられている。
また、縮径後の鋼管内面にへき開割れが発生し、その結果、歩留低下および追加製造による能率低下の問題が発生する場合がある。しかしながら、従来、割れの発生原因については解明されていないため、過去の実績のみを元に操業条件を設定して、割れの発生を少なくする努力が続けられており、課題の根本的な解決はなされていなかった。
熱間縮径圧延に関する技術として、例えば、特許文献１には、電縫鋼管素管を加熱後、縮径圧延して製造した鋼管において優れた成形性を得るため、塑性変形能を示すｎ値、ｒ値、集合組織集積状況を特定の範囲とすること、および、これらを実現するための縮径圧延での加熱温度、加工温度、加工量を制御する技術が開示されている。
また、特許文献２には、電縫鋼管に、圧延終了温度：７５０〜９００℃、累積縮径率：３０〜８０％で、かつ増肉率が＋１％以上である縮径圧延を施し、あるいはさらに二次加工として、増肉率１％以上の冷間での縮径加工を施すことにより、大傾角粒界で囲まれた結晶粒の最大粒径が５０μｍ以下で、結晶粒の〈１００〉方位と管円周方向とのなす角度をθとし、ｃｏｓ２θが０．９以上となる結晶粒（脆化粒）の面積率が５５％以下である組織を有し、低温靭性に優れる鋼管が得られることが開示されている。
しかし、特許文献１および２には、縮径圧延時に発生する内面割れの問題についても、それを解決する方法についても記載がなされていない。
本発明は、上記の課題を解決し、熱間縮径圧延後に内面割れおよび曲がりを抑制することが可能な鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記の鋼管およびその製造方法を要旨とする。
（１）鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼管の肉厚をｔとしたときに、前記鋼管の外表面から１／８ｔの位置における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０以上であり、
前記鋼管の外表面から５／８ｔの位置から７／８ｔの位置までの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０未満である、
鋼管。
Ｃ：０．０３〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼管の肉厚をｔとしたときに、前記鋼管の外表面から１／８ｔの位置における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０以上であり、
前記鋼管の外表面から５／８ｔの位置から７／８ｔの位置までの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０未満である、
鋼管。
（２）前記鋼管が、電縫鋼管である、
上記（１）に記載の鋼管。
上記（１）に記載の鋼管。
（３）前記鋼管が、熱間縮径圧延鋼管である、
上記（１）または（２）に記載の鋼管。
上記（１）または（２）に記載の鋼管。
（４）質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する鋼帯に対して、ロール成形し、高周波溶接により電縫鋼管とする工程と、
該電縫鋼管に熱間縮径圧延する工程とを備え、
前記熱間縮径圧延する工程において、
圧延終了時の前記電縫鋼管の外表面の温度を、下記（ｉ）式で算出されるＡｒ３点未満とし、かつ、
下記（ii）式で算出される前記電縫鋼管の内表面の温度をＡｒ３点以上とする、
鋼管の製造方法。
Ａｒ３＝−５０７．４４×Ｃ＋８７７．０１ ・・・（ｉ）
ＴＩ＝ＴＯ＋１０×ｔ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｃ：電縫鋼管のＣ含有量（質量％）
ＴＩ：圧延終了時の電縫鋼管の内表面温度（℃）
ＴＯ：圧延終了時の電縫鋼管の外表面温度（℃）
ｔ：電縫鋼管の肉厚（ｍｍ）
Ｃ：０．０３〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する鋼帯に対して、ロール成形し、高周波溶接により電縫鋼管とする工程と、
該電縫鋼管に熱間縮径圧延する工程とを備え、
前記熱間縮径圧延する工程において、
圧延終了時の前記電縫鋼管の外表面の温度を、下記（ｉ）式で算出されるＡｒ３点未満とし、かつ、
下記（ii）式で算出される前記電縫鋼管の内表面の温度をＡｒ３点以上とする、
鋼管の製造方法。
Ａｒ３＝−５０７．４４×Ｃ＋８７７．０１ ・・・（ｉ）
ＴＩ＝ＴＯ＋１０×ｔ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｃ：電縫鋼管のＣ含有量（質量％）
ＴＩ：圧延終了時の電縫鋼管の内表面温度（℃）
ＴＯ：圧延終了時の電縫鋼管の外表面温度（℃）
ｔ：電縫鋼管の肉厚（ｍｍ）
本発明によれば、熱間縮径圧延後に内面割れおよび曲がりを抑制することが可能な鋼管を得ることが可能になる。
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
（Ａ）化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０３〜０．５０％
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。しかし、その含有量が過剰であると、強度が上昇し過ぎて延性および熱間加工性が低下するとともに、溶接接合部に欠陥が発生し易くなって溶接状況が不安定となる。そのため、Ｃ含有量は０．０３〜０．５０％とする。Ｃ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．１５％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。
Ｃは、鋼の強度を増加させる作用を有する元素である。しかし、その含有量が過剰であると、強度が上昇し過ぎて延性および熱間加工性が低下するとともに、溶接接合部に欠陥が発生し易くなって溶接状況が不安定となる。そのため、Ｃ含有量は０．０３〜０．５０％とする。Ｃ含有量は０．１０％以上であるのが好ましく、０．１５％以上であるのがより好ましい。また、Ｃ含有量は０．４５％以下であるのが好ましい。
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％
Ｓｉは、脱酸元素として作用する。しかし、その含有量が過剰であると延性を劣化させる等の悪影響を生じる。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３０％とする。Ｓｉ含有量は０．０２％以上であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸元素として作用する。しかし、その含有量が過剰であると延性を劣化させる等の悪影響を生じる。そのため、Ｓｉ含有量は０．０１〜０．３０％とする。Ｓｉ含有量は０．０２％以上であるのが好ましい。また、Ｓｉ含有量は０．２５％以下であるのが好ましく、０．２０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｎ：０．５〜２．０％
Ｍｎは、鋼の強度および靭性を確保する上で必要な元素である。一方、Ｍｎは、一般にｒ値を低下させる元素として知られており、その低下代はＣ含有量が多い鋼ほど顕著になる。Ｍｎ含有量が過剰であると、ｒ値が低下し、さらに強度が高くなり過ぎ、靭性および延性の劣化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％とする。
Ｍｎは、鋼の強度および靭性を確保する上で必要な元素である。一方、Ｍｎは、一般にｒ値を低下させる元素として知られており、その低下代はＣ含有量が多い鋼ほど顕著になる。Ｍｎ含有量が過剰であると、ｒ値が低下し、さらに強度が高くなり過ぎ、靭性および延性の劣化を招く。そのため、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される成分である。しかしながら、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、鋼中で粒界偏析および中心偏析を起こし、延性劣化の原因となる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。
Ｐは、鋼中に不可避的に含有される成分である。しかしながら、Ｐ含有量が０．１００％を超えると、鋼中で粒界偏析および中心偏析を起こし、延性劣化の原因となる。そのため、Ｐ含有量は０．１００％以下とする。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工において割れの発生起点となる。そのため、Ｓ含有量はできるだけ少ないことが望ましく、その上限を０．０３０％とする。
Ｓは、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、冷間加工において割れの発生起点となる。そのため、Ｓ含有量はできるだけ少ないことが望ましく、その上限を０．０３０％とする。
Ａｌ：０．１００％以下
Ａｌは、脱酸のために必要な元素であるが、過剰に添加するとＡｌ２Ｏ３などの鋼中に残存する脱酸生成物の量が増すことになる。特に、電縫鋼管に用いられる場合、電縫部での巨大な介在物は致命的欠陥となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。
Ａｌは、脱酸のために必要な元素であるが、過剰に添加するとＡｌ２Ｏ３などの鋼中に残存する脱酸生成物の量が増すことになる。特に、電縫鋼管に用いられる場合、電縫部での巨大な介在物は致命的欠陥となる。したがって、Ａｌ含有量は０．１００％以下とする。
Ｎ：０．０１０％以下
Ｎは、鋼中に不純物として含有される。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると靱性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。
Ｎは、鋼中に不純物として含有される。Ｎ含有量が０．０１０％を超えると靱性が低下する。そのため、Ｎ含有量は０．０１０％以下とする。Ｎ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。
Ｏ：０．０１０％以下
Ｏ（酸素）は鋼中に不純物として含有される。Ｏ含有量が０．０１％を超えると靱性が低下する。そのため、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。
Ｏ（酸素）は鋼中に不純物として含有される。Ｏ含有量が０．０１％を超えると靱性が低下する。そのため、Ｏ含有量は０．０１０％以下とする。Ｏ含有量は０．００５％以下であるのが好ましい。
Ｃｒ：０〜１．００％
Ｍｏ：０〜１．００％
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも鋼の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させるとコストが上昇するだけでなく、延性の低下を招く。そのため、いずれの元素の含有量も１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．０５％以上含有させるのが好ましい。
Ｍｏ：０〜１．００％
Ｎｉ：０〜１．００％
Ｃｕ：０〜１．００％
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、いずれも鋼の強度を高める元素であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させるとコストが上昇するだけでなく、延性の低下を招く。そのため、いずれの元素の含有量も１．００％以下とする。上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．０５％以上含有させるのが好ましい。
Ｔｉ：０〜０．０５０％
Ｎｂ：０〜０．１００％
Ｖ：０〜０．１００％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、鋼を高強度化し、さらに加工性を向上するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると結晶粒内または粒界に、多量の炭化物、窒化物または炭窒化物として析出し、延性を劣化させる。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．０５０％以下、０．１００％以下、および０．１００％以下とする。上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．０１０％以上含有させるのが好ましい。
Ｎｂ：０〜０．１００％
Ｖ：０〜０．１００％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖは、炭化物、窒化物または炭窒化物を形成することによって、鋼を高強度化し、さらに加工性を向上するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると結晶粒内または粒界に、多量の炭化物、窒化物または炭窒化物として析出し、延性を劣化させる。そのため、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの含有量はそれぞれ０．０５０％以下、０．１００％以下、および０．１００％以下とする。上記の効果を得るためには、これらの元素から選択される１種以上を０．０１０％以上含有させるのが好ましい。
Ｂ：０〜０．００５０％
Ｂは、ｒ値を向上させ、さらに耐二次加工性の改善に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると結晶粒内または粒界に多量の炭化物または窒化物として析出し、延性を劣化させる。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｂは、ｒ値を向上させ、さらに耐二次加工性の改善に有効であるため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると結晶粒内または粒界に多量の炭化物または窒化物として析出し、延性を劣化させる。そのため、Ｂ含有量は０．００５０％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上であるのが好ましい。
Ｃａ：０〜０．０１００％
Ｃａは、介在物制御の他、脱酸に有効な元素であり、さらに冷間での加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると鋼中の介在物が増加し、逆に冷間での加工性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上であるのが好ましい。
Ｃａは、介在物制御の他、脱酸に有効な元素であり、さらに冷間での加工性を向上させる効果を有するため、必要に応じて含有させてもよい。しかし、過剰に含有させると鋼中の介在物が増加し、逆に冷間での加工性を劣化させる。そのため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下とする。上記の効果を得るためには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上であるのが好ましい。
本発明の鋼管の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼管を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
（Ｂ）金属組織
本発明の鋼管は、フェライト主体の金属組織を有する。なお、本発明において、フェライト主体であるとは、フェライトの面積率が５０％以上であることを意味する。フェライトの面積率は６０％以上であるのが好ましく、７０％以上であるのがより好ましい。
本発明の鋼管は、フェライト主体の金属組織を有する。なお、本発明において、フェライト主体であるとは、フェライトの面積率が５０％以上であることを意味する。フェライトの面積率は６０％以上であるのが好ましく、７０％以上であるのがより好ましい。
熱間縮径圧延後の曲がりは、圧延後に鋼管の外表面側においてオーステナイト−フェライト変態が生じることで発生する。そのため、圧延終了前に外表面側においてフェライト変態が完了している必要がある。その結果、圧延終了後には、外表面側におけるフェライト組織は、加工を受け加工フェライト組織となる。特に、鋼管の肉厚をｔとしたときに、鋼管の外表面から１／８ｔの位置までの領域において、加工フェライト組織が主体となる必要がある。
一方、熱間縮径圧延後の内面割れは、圧延後に鋼管の内表面側において、加工フェライトのＬ断面（長手方向に垂直な断面）に（００１）集合組織が発達することによって発生する。したがって、内面割れを防止するためには、内表面側においては、少なくとも圧延終了までの間、オーステナイト組織のままである必要がある。そのため、鋼管の外表面から５／８ｔの位置から内表面までの領域において、整粒フェライト組織が主体となる必要がある。
本発明においては、加工フェライト組織が主体であるか、整粒フェライトが主体であるかは、（００１）Ｘ線反射ランダム強度によって判断するものとする。すなわち、本発明に係る鋼管は、鋼管の肉厚をｔとしたときに、鋼管の外表面から１／８ｔの位置における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０以上となり、鋼管の外表面から５／８ｔの位置から７／８ｔの位置までの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０未満となる。
なお、本発明において、（００１）Ｘ線反射ランダム強度は以下の手順により測定を行う。まず、鋼管から弧状試験片を切り出し、これにプレス加工を施し、平板状にする。弧状試験片を平板状に加工するに際しては、加工に伴う結晶回転の影響を避けるため、極力低歪で行う必要があり、導入される歪み量は１０％以下とする。
続いて、得られた平板状の試験片について、機械研磨および化学研磨を行って歪みを除去した後、バフ研磨によって鏡面に仕上げ、測定面とする。そして、上記の測定面に対して、Ｘ線回折により（００１）Ｘ線反射ランダム強度の測定を行う。測定は、外表面から内表面に向かって１／８ｔ刻みで行う。そして、５／８ｔ位置から７／８ｔ位置までの１／８ｔ刻みでの測定値の平均を、鋼管の外表面から５／８ｔから７／８ｔまでの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度とする。
（Ｃ）寸法
本発明に係る鋼管の寸法について特に制限は設けないが、外径が１３〜６５ｍｍであり、肉厚が１．５〜９．０ｍｍであることが望ましい。
本発明に係る鋼管の寸法について特に制限は設けないが、外径が１３〜６５ｍｍであり、肉厚が１．５〜９．０ｍｍであることが望ましい。
（Ｄ）製造方法
本発明に係る鋼管の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す方法により、製造することができる。
本発明に係る鋼管の製造条件について特に制限はないが、例えば、以下に示す方法により、製造することができる。
まず、上述の化学組成を有する鋼帯に対して、ロール成形し、高周波溶接により電縫鋼管とする。この工程においては特に制限はなく、常法に従って行えばよい。
続いて、上記の電縫鋼管に対して、熱間縮径圧延を施す。鋼管の組織を制御するためには、本工程での鋼管の温度分布の調整が重要となる。
上述のように、熱間縮径圧延後の曲がりを抑制するためには、圧延終了前に鋼管の外表面側においてフェライト変態が完了している必要がある。すなわち、熱間圧延終了時の電縫鋼管の外表面の温度がＡｒ３点未満となる必要がある。なお、Ａｒ３点は下記（ｉ）式で算出される。
Ａｒ３＝−５０７．４４×Ｃ＋８７７．０１ ・・・（ｉ）
但し、上記式中のＣは、電縫鋼管のＣ含有量（質量％）を表す。
Ａｒ３＝−５０７．４４×Ｃ＋８７７．０１ ・・・（ｉ）
但し、上記式中のＣは、電縫鋼管のＣ含有量（質量％）を表す。
一方、熱間縮径圧延後の内面割れを防止するためには、鋼管の内表面側において、少なくとも圧延終了までの間、オーステナイト組織のままである必要がある。すなわち、熱間圧延終了時の電縫鋼管の内表面の温度がＡｒ３点以上となる必要がある。なお、本発明において、鋼管の内表面温度は下記（ii）式で算出するものとする。
ＴＩ＝ＴＯ−１０×ｔ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ＴＩ：圧延終了時の電縫鋼管の内表面温度（℃）
ＴＯ：圧延終了時の電縫鋼管の外表面温度（℃）
ｔ：電縫鋼管の肉厚（ｍｍ）
ＴＩ＝ＴＯ−１０×ｔ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
ＴＩ：圧延終了時の電縫鋼管の内表面温度（℃）
ＴＯ：圧延終了時の電縫鋼管の外表面温度（℃）
ｔ：電縫鋼管の肉厚（ｍｍ）
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、鋳造し鋳片とした。得られた鋳片を１１５０℃に加熱し、圧延仕上げ温度８９０℃、巻き取り温度６３０℃で熱間圧延し、板厚６ｍｍの鋼板とした。上記鋼板を所定の幅にスリットして鋼帯とし、該鋼帯に対してロール成形した後、高周波電縫溶接により外径９０ｍｍの電縫鋼管とした。
続いて、これらの鋼管を円周方向に回転させながら搬送し、高周波誘導加熱により表２に示す温度まで加熱した後、ストレッチレデューサにより縮径圧延を施し、外径３０ｍｍ、肉厚６．５ｍｍの鋼管を製造した。縮径圧延後の冷却は大気放冷とした。縮径圧延直後の鋼管の外表面温度および上記（ii）式によって算出される内表面温度を表２に示す。
次に、得られた各鋼管について、（００１）Ｘ線反射ランダム強度の測定を行った。具体的には、まず、各鋼管から弧状試験片を切り出し、これにプレス加工を施し、平板状にした。この際、導入される歪み量は１０％以下となるように調整した。
続いて、得られた平板状の試験片について、機械研磨および化学研磨を行って歪みを除去した後、バフ研磨によって鏡面に仕上げ、測定面とした。そして、上記の測定面に対して、Ｘ線回折により（００１）Ｘ線反射ランダム強度の測定を行った。測定は、外表面から内表面に向かって１／８ｔ刻みで行った。そして、５／８ｔ位置から７／８ｔ位置までの１／８ｔ刻みでの測定値の平均を、鋼管の外表面から５／８ｔから７／８ｔまでの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度とした。
表２に、鋼管の外表面から１／８ｔの位置における（００１）Ｘ線反射ランダム強度、および５／８ｔの位置から７／８ｔの位置までの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度の測定結果を併せて示す。
さらに、得られた各鋼管について、熱間縮径圧延後の曲がりおよび内面割れの発生の有無を目視および顕微鏡により観察した。その結果を表２に併せて示す。
試験Ｎｏ．１〜１０は、本発明の規定を全て満足する本発明例である。表２から分かるように、本発明例では、熱間縮径圧延後の曲がりも内面割れも発生しなかった。
これらに対して、比較例である試験Ｎｏ．１１では、熱間縮径圧延後の外表面温度がＡｒ３点以上であったことに起因して、鋼管の外表面から１／８ｔから５／８ｔまでの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０未満となり、その結果、圧延後に曲がりが発生した。一方、試験Ｎｏ．１２では、熱間縮径圧延後の内表面温度がＡｒ３点未満であったことに起因して、鋼管の内表面における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０以上となり、その結果、内面割れが発生した。
本発明によれば、熱間縮径圧延後に内面割れおよび曲がりを抑制することが可能な鋼管を得ることが可能になる。
Claims (4)
- 鋼管の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
前記鋼管の肉厚をｔとしたときに、前記鋼管の外表面から１／８ｔの位置における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０以上であり、
前記鋼管の外表面から５／８ｔの位置から７／８ｔの位置までの領域における（００１）Ｘ線反射ランダム強度が３．０未満である、
鋼管。 - 前記鋼管が、電縫鋼管である、
請求項１に記載の鋼管。 - 前記鋼管が、熱間縮径圧延鋼管である、
請求項１または請求項２に記載の鋼管。 - 請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載された鋼管を製造する方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．５０％、
Ｓｉ：０．０１〜０．３０％、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ｐ：０．１００％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ａｌ：０．１００％以下、
Ｎ：０．０１０％以下、
Ｏ：０．０１０％以下、
Ｃｒ：０〜１．００％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｎｉ：０〜１．００％、
Ｃｕ：０〜１．００％、
Ｔｉ：０〜０．０５０％、
Ｎｂ：０〜０．１００％、
Ｖ：０〜０．１００％、
Ｂ：０〜０．００５０％、
Ｃａ：０〜０．０１００％、
残部：Ｆｅおよび不純物である化学組成を有する鋼帯に対して、ロール成形し、高周波溶接により電縫鋼管とする工程と、
該電縫鋼管に熱間縮径圧延する工程とを備え、
前記熱間縮径圧延する工程において、
圧延終了時の前記電縫鋼管の外表面の温度を、下記（ｉ）式で算出されるＡｒ３点未満とし、かつ、
下記（ii）式で算出される前記電縫鋼管の内表面の温度をＡｒ３点以上とする、
鋼管の製造方法。
Ａｒ３＝−５０７．４４×Ｃ＋８７７．０１ ・・・（ｉ）
ＴＩ＝ＴＯ＋１０×ｔ ・・・（ii）
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
Ｃ：電縫鋼管のＣ含有量（質量％）
ＴＩ：圧延終了時の電縫鋼管の内表面温度（℃）
ＴＯ：圧延終了時の電縫鋼管の外表面温度（℃）
ｔ：電縫鋼管の肉厚（ｍｍ）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017149498A JP6879110B2 (ja) | 2017-08-01 | 2017-08-01 | 鋼管およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2017149498A JP6879110B2 (ja) | 2017-08-01 | 2017-08-01 | 鋼管およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2019026910A JP2019026910A (ja) | 2019-02-21 |
| JP6879110B2 true JP6879110B2 (ja) | 2021-06-02 |
Family
ID=65475834
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2017149498A Active JP6879110B2 (ja) | 2017-08-01 | 2017-08-01 | 鋼管およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6879110B2 (ja) |
-
2017
- 2017-08-01 JP JP2017149498A patent/JP6879110B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2019026910A (ja) | 2019-02-21 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3042976A1 (en) | Steel sheet for thick-walled high-strength line pipe having exceptional souring resistance, crush resistance properties, and low-temperature ductility, and line pipe | |
| JP5303856B2 (ja) | 低温靭性に優れ、かつ強度異方性が小さい高張力鋼材の製造方法 | |
| JP5765497B1 (ja) | 溶接部品質の優れた電縫鋼管及びその製造方法 | |
| JP4696570B2 (ja) | 耐水素脆性特性に優れた高張力鋼材の製造方法 | |
| JP5904310B1 (ja) | フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| CN112739843B (zh) | 具有优异的冲击韧性的热轧未退火铁素体不锈钢板及其制造方法 | |
| JP6682988B2 (ja) | 延性に優れた高張力厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP2009242841A (ja) | 曲げ加工性および低温靭性に優れる高張力鋼材ならびにその製造方法 | |
| JP2015004081A (ja) | コイル幅方向の強度ばらつきが少なく靭性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPWO2020145136A1 (ja) | 熱間圧延鋼板および溶接継手、ならびにそれらの製造方法 | |
| JP2015180771A (ja) | 低温靭性および耐低温焼戻し脆化割れ特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010248621A (ja) | 高強度高靭性鋼の製造方法 | |
| AU2019200246A1 (en) | Steel material and expandable oil country tubular goods | |
| EP4206338A1 (en) | Electric resistance welded steel pipe | |
| JP5453747B2 (ja) | 打抜き加工性に優れたステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5031644B2 (ja) | 加工性に優れた鋼管及びその製造方法 | |
| JP2002275595A (ja) | 耐リジング性および深絞り性に優れたフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| TWI658153B (zh) | 肥粒鐵系不鏽鋼熱軋退火鋼板及其製造方法 | |
| CN113631733A (zh) | 棒状钢材 | |
| JPH0681037A (ja) | 二相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 | |
| WO2020090149A1 (ja) | ボルト用鋼及びその製造方法 | |
| JP6684905B2 (ja) | 剪断加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2013129885A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性に優れた高強度厚鋼板の製造方法 | |
| JP6879110B2 (ja) | 鋼管およびその製造方法 | |
| JP5867308B2 (ja) | 端面性状に優れた鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20200513 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20201209 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20210105 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20210205 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20210330 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20210412 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 6879110 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |