JPH0250912A - 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH0250912A JPH0250912A JP19882488A JP19882488A JPH0250912A JP H0250912 A JPH0250912 A JP H0250912A JP 19882488 A JP19882488 A JP 19882488A JP 19882488 A JP19882488 A JP 19882488A JP H0250912 A JPH0250912 A JP H0250912A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は、細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の
製造法に関するものである。
製造法に関するものである。
［従来の技術］
熱延シームレス鋼管で細粒化組織の低合金高張力シーム
レス鋼管を得るには、例えば特開昭５２７７８１３号公
報のように熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
温度をＡｒｎ点以下に下げて再度オーステナイト化温度
に加熱し、引続き行う仕上圧延を終了後直ちに急冷焼入
し一焼戻するか、或いは通常の仕上圧延終了後再加熱焼
入−焼戻する方法がありだ。
レス鋼管を得るには、例えば特開昭５２７７８１３号公
報のように熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
温度をＡｒｎ点以下に下げて再度オーステナイト化温度
に加熱し、引続き行う仕上圧延を終了後直ちに急冷焼入
し一焼戻するか、或いは通常の仕上圧延終了後再加熱焼
入−焼戻する方法がありだ。
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、上記のような工程はいずれも熱効率上の
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直接焼入処理ては
オーステナイト結晶粒度か八ＳＴＭ Ｎｏ、 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低
合金高張力シームレス鋼管が得られない問題があフた。
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直接焼入処理ては
オーステナイト結晶粒度か八ＳＴＭ Ｎｏ、 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低
合金高張力シームレス鋼管が得られない問題があフた。
［課題を解決するだめの手段］
本発明者らは、細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼
管さらには硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性
の優れたＳＭＬ（シームレス）鋼管を製造することを目
的に多くの実験を行い検月した結果、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低合金高張力
シームレス鋼管が製造されることを知見した。
管さらには硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性
の優れたＳＭＬ（シームレス）鋼管を製造することを目
的に多くの実験を行い検月した結果、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低合金高張力
シームレス鋼管が製造されることを知見した。
本発明は、この知見に基ついて構成したものて、その要
旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ・０．０５〜０３５％、 Ｓｉ ： ０．０１〜０５％、 Ｍｎ ： ０．１５〜１５％、 Ｓ ： Ｏ’、０１％以下、 Ｐ ： ０．０２％以下、 Ｍｏ ： ０．０５〜０．４％、 Ａｌ ： ０．００５〜０．１％ を含有し、さらに必要によっては Ｃｒ： ０．１〜１５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．０％
、■００１〜０１％、Ｔｉ ： ０．０１〜０１％、Ｂ
ｏｏ。０００３〜０．００３％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％、Ｇｏ ： ０．０５〜０．５％
、（：ｕ ： 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、熱間穿孔
連続圧延の最終過程て圧下率２〜３％または７〜１５％
の圧延を施して△ｒ３〜Δｒ１点の温度に降下した中空
素管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ３
点＋５０℃以」−の熱間仕上圧延を施して得られた仕上
鋼管をＡｒ３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し
、続いてＡｃ、意思下の温度に加熱して冷却する焼戻処
理を施す細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製
造法である。
旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ・０．０５〜０３５％、 Ｓｉ ： ０．０１〜０５％、 Ｍｎ ： ０．１５〜１５％、 Ｓ ： Ｏ’、０１％以下、 Ｐ ： ０．０２％以下、 Ｍｏ ： ０．０５〜０．４％、 Ａｌ ： ０．００５〜０．１％ を含有し、さらに必要によっては Ｃｒ： ０．１〜１５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．０％
、■００１〜０１％、Ｔｉ ： ０．０１〜０１％、Ｂ
ｏｏ。０００３〜０．００３％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％、Ｇｏ ： ０．０５〜０．５％
、（：ｕ ： 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、熱間穿孔
連続圧延の最終過程て圧下率２〜３％または７〜１５％
の圧延を施して△ｒ３〜Δｒ１点の温度に降下した中空
素管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ３
点＋５０℃以」−の熱間仕上圧延を施して得られた仕上
鋼管をＡｒ３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し
、続いてＡｃ、意思下の温度に加熱して冷却する焼戻処
理を施す細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製
造法である。
［作用］
以下本発明の製造方法について詳細に説明する。
先ず、木発明において上記の様な鋼成分に限定した理由
について説明する。
について説明する。
ＣおよびＭｎは、焼入効果を増して強度を高め降伏点６
０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２の高張力鋼を安定して得るため
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、多過ぎると焼割れを誘発する原因となるた
め、それぞれ００５〜０．３５％、０１５〜１５％とし
た。
０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２の高張力鋼を安定して得るため
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、多過ぎると焼割れを誘発する原因となるた
め、それぞれ００５〜０．３５％、０１５〜１５％とし
た。
Ｓｉは、脱酸剤か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かなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜０．
５％とした。
分である。少な過ぎるとその効果かなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜０．
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
な成分としてその含有量を０．０２％以下とした。
な成分としてその含有量を０．０２％以下とした。
ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延て延伸し低温靭
性に有害な成分としてその含有量を０．０２％以下とし
た。
性に有害な成分としてその含有量を０．０２％以下とし
た。
Ｍｏは、強度の上昇、靭性の改善等に有効である。少な
過ぎるとその効果がなく、多過きてもその効果が飽和し
、しかも非常に高価であるため００５〜０，４＊とじた
。
過ぎるとその効果がなく、多過きてもその効果が飽和し
、しかも非常に高価であるため００５〜０，４＊とじた
。
Ａ１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０００５〜０．１＊とじた。
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０００５〜０．１＊とじた。
上記の成分組成の鋼てさらに鋼の強度を高める場合Ｏｒ
等の成分を必要に応じて選択的に添加する。Ｃ１、Ｎｉ
、Ｖは、鋼の焼入性を増して、強度を高めるために添加
するものである。少な過き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０６０１〜１５％、０．１〜２．０％、０．０１
〜０１％とした。
等の成分を必要に応じて選択的に添加する。Ｃ１、Ｎｉ
、Ｖは、鋼の焼入性を増して、強度を高めるために添加
するものである。少な過き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０６０１〜１５％、０．１〜２．０％、０．０１
〜０１％とした。
Ｔｉは、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強度を高めると共に、脱酸、脱窒
の作用からＢによる焼入性を発揮させる。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎるとＴｊＣを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため００１
〜０１％とした。
結晶粒の成長を抑えて強度を高めると共に、脱酸、脱窒
の作用からＢによる焼入性を発揮させる。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎるとＴｊＣを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため００１
〜０１％とした。
Ｂは、焼入性を著しく向上せしめて強度を高める。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０．０００３〜００
０３％とした。
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０．０００３〜００
０３％とした。
さらに木発明は、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％、０．０
０１〜０．０２％とした。
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％、０．０
０１〜０．０２％とした。
Ｇｏ、 Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐Ｓ
ＳＣ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％、０．１〜０５％とした。
ＳＣ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％、０．１〜０５％とした。
次に熱間穿孔連続圧延の最終過程の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。
うに限定した理由について説明する。
上記の様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、熱間穿孔連続圧延の前にほとんとの
Ｃ，Ｃ１、 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。
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、熱間穿孔連続圧延の前にほとんとの
Ｃ，Ｃ１、 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。この圧延は製造された鋼管の制質に大きな影響を及
ぼすもので、図は直接焼入処理後のオーステナイト（以
下、γと記す。）粒度に及ぼず熱間穿孔連続圧延の最終
過程ての圧下量の影響を示したものである。直接焼入処
理後のγ粒度は、圧下量４〜６％て最も粗大化しＡＳＴ
ＭＮｏ、１程度となる。従ってγ粒の粗大化を防止する
には圧下量３％以下または７％以上か必要である。この
ような圧下量の影響については、現在の熱間穿孔連続圧
延工程ではやむをえず該素管の温度が降温し低温仕上と
なり、Ａｒ３〜Ａ１、点のα十γの二相状態から熱間最
終仕上圧延前の再加熱炉でＡＣ３点以上に加熱された場
合、熱間穿孔連続圧延の最終工程における圧下量の大小
によっては再加熱時の再結晶挙動が全く異なる。
れ、目標の外径、肉厚に圧延されて中空素管に粗成形す
る。この圧延は製造された鋼管の制質に大きな影響を及
ぼすもので、図は直接焼入処理後のオーステナイト（以
下、γと記す。）粒度に及ぼず熱間穿孔連続圧延の最終
過程ての圧下量の影響を示したものである。直接焼入処
理後のγ粒度は、圧下量４〜６％て最も粗大化しＡＳＴ
ＭＮｏ、１程度となる。従ってγ粒の粗大化を防止する
には圧下量３％以下または７％以上か必要である。この
ような圧下量の影響については、現在の熱間穿孔連続圧
延工程ではやむをえず該素管の温度が降温し低温仕上と
なり、Ａｒ３〜Ａ１、点のα十γの二相状態から熱間最
終仕上圧延前の再加熱炉でＡＣ３点以上に加熱された場
合、熱間穿孔連続圧延の最終工程における圧下量の大小
によっては再加熱時の再結晶挙動が全く異なる。
すなわち、圧下量が大きい場合はＡｒ３〜Ａ１、点でγ
→α変態しないままの状態て再加熱された未変態γ粒か
らはγ中に蓄えられたびずみエネルキーが大きいため全
くひずみのない新しいγ粒が多く生成され細粒子組織と
なるが、比較的小さい圧下量ではγ粒の核生成には到ら
ず、−旦へｒ３〜Ａ１、点てγ→α変態しその後の再加
熱で逆変態するとひずみをほとんど持たないγ粒が核と
なり、周辺のひずみの影響か残ったままの未変態γ粒へ
粒界移動が起こり、γ粒が粗大化するものと考えられる
。また、ひずみが小さすぎると再結晶そのものか起こり
にくいためγ粒は粗大化しない。熱間穿孔連続圧延の最
終過程で圧下率４〜６％付近で再加熱時のγの再結晶粗
大化が最も著しくなり、圧下率２〜３％および７％以上
ではγの細粒化は全く起こらず細粒子か得られることを
知見した。
→α変態しないままの状態て再加熱された未変態γ粒か
らはγ中に蓄えられたびずみエネルキーが大きいため全
くひずみのない新しいγ粒が多く生成され細粒子組織と
なるが、比較的小さい圧下量ではγ粒の核生成には到ら
ず、−旦へｒ３〜Ａ１、点てγ→α変態しその後の再加
熱で逆変態するとひずみをほとんど持たないγ粒が核と
なり、周辺のひずみの影響か残ったままの未変態γ粒へ
粒界移動が起こり、γ粒が粗大化するものと考えられる
。また、ひずみが小さすぎると再結晶そのものか起こり
にくいためγ粒は粗大化しない。熱間穿孔連続圧延の最
終過程で圧下率４〜６％付近で再加熱時のγの再結晶粗
大化が最も著しくなり、圧下率２〜３％および７％以上
ではγの細粒化は全く起こらず細粒子か得られることを
知見した。
以上から、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧下量は、
圧下量２％以下では圧延の効果がなく、１５％以上では
鋼の温度低下による変形抵抗の増大等で圧延用プラクが
焼き付くなどの問題を生じるため、２〜３％または７〜
１５％とした。
圧下量２％以下では圧延の効果がなく、１５％以上では
鋼の温度低下による変形抵抗の増大等で圧延用プラクが
焼き付くなどの問題を生じるため、２〜３％または７〜
１５％とした。
次にこのような圧下量で圧延されへｒ３〜へ１、点の温
度に硬化した中空素管を９００〜１０００℃に加熱する
。この加熱温度は９００℃以下では熱間最終仕上圧延後
の焼入温度が確保できず、また１０００℃以上では鋼表
面に多量の酸化スケールが生じ鋼管の形状精度の確保に
悪影響を及ぼすため９００〜１０００℃の温度に限定し
た。
度に硬化した中空素管を９００〜１０００℃に加熱する
。この加熱温度は９００℃以下では熱間最終仕上圧延後
の焼入温度が確保できず、また１０００℃以上では鋼表
面に多量の酸化スケールが生じ鋼管の形状精度の確保に
悪影響を及ぼすため９００〜１０００℃の温度に限定し
た。
また、熱間最終仕上温度についてもあまり低くなると高
強度を得るために必要とされる焼入時の完全γの状態が
確保できないためＡｒ３点＋５０℃とした。焼入処理開
始温度は、十分な焼入組織を確保し必要とする強度を得
るためへｒ３点以上とした。焼入時の冷却速度は特に限
定しないが空冷より速い速度とする。焼戻温度は、強度
および靭性の安定化を確保する必要からＡｃ、意思下と
した。
強度を得るために必要とされる焼入時の完全γの状態が
確保できないためＡｒ３点＋５０℃とした。焼入処理開
始温度は、十分な焼入組織を確保し必要とする強度を得
るためへｒ３点以上とした。焼入時の冷却速度は特に限
定しないが空冷より速い速度とする。焼戻温度は、強度
および靭性の安定化を確保する必要からＡｃ、意思下と
した。
その加熱方法については特に限定しない。
以上の製造条件て得られる鋼は粗大粒を含むことなく細
粒化組織の高張力シームレス鋼管の製造に有効である。
粒化組織の高張力シームレス鋼管の製造に有効である。
［実施例］
次に本発明の実施例について説明する。
第１表は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を
、熱間穿孔連続圧延後再加熱してその後熱間最終仕上圧
延を行って直接焼入−焼戻した鋼管の強度、靭性、γ粒
度および耐ＳＳＣ性を示す。
、熱間穿孔連続圧延後再加熱してその後熱間最終仕上圧
延を行って直接焼入−焼戻した鋼管の強度、靭性、γ粒
度および耐ＳＳＣ性を示す。
尚、耐ＳＳＣ性はＮＡＣＥ ＴＭＯ＋−７７に従って定
荷重方式によりσｔｈ（Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ ５ｔｒｅ
ｓｓ）を求めて評価した。
荷重方式によりσｔｈ（Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ ５ｔｒｅ
ｓｓ）を求めて評価した。
本発明によって製造された鋼管は、高強度を有しかつ従
来法に比しγ粒度は微細てあり、高靭性か得られ耐ＳＳ
Ｃ性はσｔｈで０．２０ｙ以上向上することがわかる。
来法に比しγ粒度は微細てあり、高靭性か得られ耐ＳＳ
Ｃ性はσｔｈで０．２０ｙ以上向上することがわかる。
「発明の効果コ
」−記のような本発明法によって製造された鋼管は、高
強度を有しざらに細粒であるため、低温靭性および耐Ｓ
ＳＣ性か優れ、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。
強度を有しざらに細粒であるため、低温靭性および耐Ｓ
ＳＣ性か優れ、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。
図は、直接焼入処理後のγ粒度に及ぼす熱間穿孔連続圧
延の最終過程での圧下量の影響を示す。
延の最終過程での圧下量の影響を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％（重量％、以下同じ）、Ｓｉ
：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延の最終過程で圧下率２〜３％または７〜１５
％の圧延を施してＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下し
た中空素管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度が
Ａｒ＿３点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られ
た仕上鋼管をＡｒ＿３点以上の温度から急冷する焼入処
理を施し、続いてＡｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却
する焼戻処理を施すことを特徴とする細粒化組織の低合
金高張力シームレス鋼管の製造法。 ２、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ
：０．０００３〜０．００３％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、熱間穿孔連
続圧延の最終過程で圧下率２〜３％または７〜１５％の
圧延を施してＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中
空素管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ
＿３点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕
上鋼管をＡｒ＿３点以上の温度から急冷する焼入処理を
施し、続いてＡｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する
焼戻処理を施すことを特徴とする細粒化組織の低合金高
張力シームレス鋼管の製造法。 ３、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 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、熱間穿孔連続圧延の最終過
程で圧下率２〜３％または７〜１５％の圧延を施してＡ
ｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中空素管を９００
〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ＿
３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡ
ｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を施す
ことを特徴とする細粒化組織の低合金高張力シームレス
鋼管の製造法。 ４、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 Ｃｒ：０．１〜１５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ：
０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ：
０．０００３〜０．００３％の１種または２種以上と、 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、熱間穿孔連続圧延の最終過
程で圧下率２〜３％または７〜１５％の圧延を施してＡ
ｒ＿３〜Ａ＿１、点の温度に降下した中空素管を９００
〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施して選られた仕上鋼管をＡｒ＿
３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡ
ｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を施す
ことを特徴とする細粒化組織の低合金高張力シームレス
鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882488A JPH0250912A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882488A JPH0250912A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0250912A true JPH0250912A (ja) | 1990-02-20 |
Family
ID=16397524
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19882488A Pending JPH0250912A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0250912A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8101004B2 (en) | 2006-08-03 | 2012-01-24 | Aubert & Duval | Process for manufacturing steel blanks |
| US8252129B2 (en) * | 2006-08-03 | 2012-08-28 | Aubert & Duval | Method for transforming steel blanks |
| CN103074544A (zh) * | 2013-01-28 | 2013-05-01 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | Cr-Mo-RE低合金高压锅炉无缝钢管及其制造方法 |
| CN103243261A (zh) * | 2013-05-03 | 2013-08-14 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗疲劳性能优良的海洋平台耐火钢及其生产方法 |
| CN111376652A (zh) * | 2020-03-24 | 2020-07-07 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种含钒城轨地铁用车轴及其热处理工艺 |
-
1988
- 1988-08-11 JP JP19882488A patent/JPH0250912A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8101004B2 (en) | 2006-08-03 | 2012-01-24 | Aubert & Duval | Process for manufacturing steel blanks |
| US8252129B2 (en) * | 2006-08-03 | 2012-08-28 | Aubert & Duval | Method for transforming steel blanks |
| US8551397B2 (en) | 2006-08-03 | 2013-10-08 | Aubert & Duval | Process for manufacturing steel blanks |
| CN103074544A (zh) * | 2013-01-28 | 2013-05-01 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | Cr-Mo-RE低合金高压锅炉无缝钢管及其制造方法 |
| CN103243261A (zh) * | 2013-05-03 | 2013-08-14 | 武汉钢铁(集团)公司 | 抗疲劳性能优良的海洋平台耐火钢及其生产方法 |
| CN111376652A (zh) * | 2020-03-24 | 2020-07-07 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种含钒城轨地铁用车轴及其热处理工艺 |
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