JPH0250916A - 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
- Publication number
- JPH0250916A JPH0250916A JP19882888A JP19882888A JPH0250916A JP H0250916 A JPH0250916 A JP H0250916A JP 19882888 A JP19882888 A JP 19882888A JP 19882888 A JP19882888 A JP 19882888A JP H0250916 A JPH0250916 A JP H0250916A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- point
- steel pipe
- heated
- rolling
- 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.)
- Pending
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 57
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 57
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 12
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 11
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims description 11
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 29
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims abstract description 20
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims abstract description 19
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 5
- 238000005553 drilling Methods 0.000 claims description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 abstract description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 5
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 abstract description 3
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 abstract 2
- 244000025254 Cannabis sativa Species 0.000 abstract 1
- 235000012766 Cannabis sativa ssp. sativa var. sativa Nutrition 0.000 abstract 1
- 235000012765 Cannabis sativa ssp. sativa var. spontanea Nutrition 0.000 abstract 1
- 235000009120 camo Nutrition 0.000 abstract 1
- 235000005607 chanvre indien Nutrition 0.000 abstract 1
- 239000011487 hemp Substances 0.000 abstract 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 description 10
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 4
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 241000894007 species Species 0.000 description 2
- 241000251468 Actinopterygii Species 0.000 description 1
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 238000007664 blowing Methods 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 1
- 238000007373 indentation Methods 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 1
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て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Ar1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−焼戻するか、或いは通常の仕上圧延終了後再加
熱焼入−焼戻する方法があった。
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Ar1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−焼戻するか、或いは通常の仕上圧延終了後再加
熱焼入−焼戻する方法があった。
[発明が解決しようとする課題]
しかしながら、上記のような方法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
、これまての熱延シームレス圧延後の直接焼入処理では
オーステナイト結晶粒度が八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った。
問題のほかに製造工程が煩雑となる欠点があった。一方
、これまての熱延シームレス圧延後の直接焼入処理では
オーステナイト結晶粒度が八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った。
[課題を解決するための手段]
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討した結果、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討した結果、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で、その要
旨は、 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%、 5001%以下、 P : 0.02%以下、 Mo : 0.05〜0.4%、 Al : 0.005〜0.1 %と Nb : 0.005〜01% を含有し、さらに必要によっては (’:r: 0.1〜1.5%、Ni : 0.1〜2
.0%、■001〜0.1 %、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
.001〜0.02%、Co : 0.05〜0.5%
、Cu : 0.1〜0.5%の1種または2種以上 を含存し残部が実質的にFeからなる鋼片を、熱間穿孔
連続圧延て中空素管を製管しAr3〜Δr7点の温度に
降下した該素管を該温度より高い900〜1000℃に
加熱して仕上温度かAr3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、+煮貝上の温度
から急冷する焼入処理を施し、続いてAC,煮貝下の温
度に加熱して冷却する焼戻処理を施ず細粒化組織の低合
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 : 0.05〜0.35%、 Si : 0.01〜0.5%、 Mn : 0.15〜1.5%、 5001%以下、 P : 0.02%以下、 Mo : 0.05〜0.4%、 Al : 0.005〜0.1 %と Nb : 0.005〜01% を含有し、さらに必要によっては (’:r: 0.1〜1.5%、Ni : 0.1〜2
.0%、■001〜0.1 %、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
.001〜0.02%、Co : 0.05〜0.5%
、Cu : 0.1〜0.5%の1種または2種以上 を含存し残部が実質的にFeからなる鋼片を、熱間穿孔
連続圧延て中空素管を製管しAr3〜Δr7点の温度に
降下した該素管を該温度より高い900〜1000℃に
加熱して仕上温度かAr3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、+煮貝上の温度
から急冷する焼入処理を施し、続いてAC,煮貝下の温
度に加熱して冷却する焼戻処理を施ず細粒化組織の低合
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、本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0.05〜035%、0,15〜1.5%
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0.05〜035%、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0.01〜0.
5%とした。
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0.01〜0.
5%とした。
Pは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を生し易く有害
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。
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、多過ぎてもその効果か飽和し
、しかも非常に高価であるため0.05〜0.4*とじ
た。
過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその効果か飽和し
、しかも非常に高価であるため0.05〜0.4*とじ
た。
A1は、Sjと同様脱酸剤が残存したものて、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0.005〜01*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0.005〜01*とじた。
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〜A
r+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(
最終仕上圧延後の焼入れ温度の確保のため必要な温度)
ては粗大化する。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。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。
間穿孔連続圧延により中空素管を製管した後Ar3〜A
r+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(
最終仕上圧延後の焼入れ温度の確保のため必要な温度)
ては粗大化する。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。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。
上記の成分組成の鋼でさらに鋼の強度を高める場合Cr
、Ni、 V等の成分を必要に応じて選択的に添加する
。Gr、 Ni、■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
かなく、多過ぎてもその効果か飽和し、しかも非常に高
価であるためそれぞれ0.01〜1.5%、0.1〜2
0%、001〜01%とした。
、Ni、 V等の成分を必要に応じて選択的に添加する
。Gr、 Ni、■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
かなく、多過ぎてもその効果か飽和し、しかも非常に高
価であるためそれぞれ0.01〜1.5%、0.1〜2
0%、001〜01%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。少な過きると
その効果がなく、多過ぎるとTiC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0.0
1〜01%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。少な過きると
その効果がなく、多過ぎるとTiC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0.0
1〜01%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す、
靭性や熱間加工性を劣化させるので0.0003〜0.
003%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す、
靭性や熱間加工性を劣化させるので0.0003〜0.
003%とした。
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0001〜0.05%、0.001〜
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0001〜0.05%、0.001〜
0.02%とした。
co、Cuは、鋼の強度を増加しまた鋼中への水素侵入
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。
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。
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。
」二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,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
範囲内てあれば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しないのでその加
熱温度は1200℃以上とした。
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,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
範囲内てあれば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しないのでその加
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〜Ar、点の温度に降下した該素管は
該温度より高い900〜1000℃に加熱して仕上温度
がΔr3点+50℃以上の熱間仕上圧延を施して得られ
た仕」二鋼管を、Ar3〜Ar1の温度から急冷する焼
入処理を施す。図はこの圧延で製造された鋼管の直接焼
入処理後のオーステナイト(以下、γと記す。)粒度に
及ぼすNbの影響を示したものである。
れ、目標の外径、肉厚に圧延されて中空素管に粗成形す
る。その後Ar3〜Ar、点の温度に降下した該素管は
該温度より高い900〜1000℃に加熱して仕上温度
がΔr3点+50℃以上の熱間仕上圧延を施して得られ
た仕」二鋼管を、Ar3〜Ar1の温度から急冷する焼
入処理を施す。図はこの圧延で製造された鋼管の直接焼
入処理後のオーステナイト(以下、γと記す。)粒度に
及ぼすNbの影響を示したものである。
直接焼入処理後のγ粒度は、Nbが添加されないか添加
量0.005%以下では著しく粗大化し、ASTMNO
11程度となる。従ってγ粒の粗大化を防1]ニするに
はNb O,005〜0.1%必要である。このような
Nbの影響については、本発明者らの推測によると、N
bが添加されないか添加量0.005%以下では、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A
r3〜Ar、点に降温しα十γの二相状態となり、その
後AC3〜Ar1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温度で小さい圧下の下
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粒へ粒界移動を起こし粗大化組織とな
るものと考えている。Nbの0.005%以上の添加は
、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。
量0.005%以下では著しく粗大化し、ASTMNO
11程度となる。従ってγ粒の粗大化を防1]ニするに
はNb O,005〜0.1%必要である。このような
Nbの影響については、本発明者らの推測によると、N
bが添加されないか添加量0.005%以下では、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A
r3〜Ar、点に降温しα十γの二相状態となり、その
後AC3〜Ar1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温度で小さい圧下の下
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粒へ粒界移動を起こし粗大化組織とな
るものと考えている。Nbの0.005%以上の添加は
、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。
ずなわち、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NbCとして析出しγ粒の粗大化を抑
制する重要な効果を発揮することを知見した。
の後の再加熱時にNbCとして析出しγ粒の粗大化を抑
制する重要な効果を発揮することを知見した。
このような成分元素および圧下条件で圧延されAr3〜
Ar、点の温度に降下した中空素管を900〜]000
℃に加熱する。この加熱温度は、900℃以下ては熱間
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。
Ar、点の温度に降下した中空素管を900〜]000
℃に加熱する。この加熱温度は、900℃以下ては熱間
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Ar3〜Ar1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、魚具下
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Ar3〜Ar1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、魚具下
とした。
その加熱方法については特に限定しない。
以上の製造条件で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−焼戻しだ鋼管の強度、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−焼戻しだ鋼管の強度、靭性、γ粒度
および耐SSC性を示す。
尚、耐SSC性はNACE TMOI−77に従って定
荷重方式によりa th(Threshold 5tr
ess)を求めて評価した。
荷重方式によりa th(Threshold 5tr
ess)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粒度は微細であり高靭性か得られ、耐SS
C性はσthて02σy以上向上することがわかる。
来法に比しγ粒度は微細であり高靭性か得られ、耐SS
C性はσthて02σy以上向上することがわかる。
[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、高強
度を有しざ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。
度を有しざ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。
第1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Nb量の影響を示す。
続圧延のNb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%と 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、熱間穿
孔連続圧延で中空素管を製管しAr_3〜Ar_1点の
温度に降下した該素管を該温度より高い900〜100
0℃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%と Nb:0.005〜0.1% を含有してさらに 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
続圧延で中空素管を製管しAr_3〜Ar_1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%と Nb: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、熱間穿孔連続圧延で中空素
管を製管しAr_3〜Ar_1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。 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%と Nb: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
連続圧延で中空素管を製管しAr_3〜Ar_1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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP19882888A JPH0250916A (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 |
---|---|---|---|
JP19882888A JPH0250916A (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 |
---|---|
JPH0250916A true JPH0250916A (ja) | 1990-02-20 |
Family
ID=16397595
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP19882888A Pending JPH0250916A (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) | JPH0250916A (ja) |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04358025A (ja) * | 1991-02-07 | 1992-12-11 | Nippon Steel Corp | 細粒化組織の高靭性シームレス鋼管の製造方法 |
JPH05271772A (ja) * | 1991-12-06 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管の製造法 |
JPH06172858A (ja) * | 1992-12-10 | 1994-06-21 | Nippon Steel Corp | 耐ssc性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
JPH06172854A (ja) * | 1992-12-08 | 1994-06-21 | Nippon Steel Corp | 細粒組織を有する継目無鋼管の製造法 |
EP1008660A1 (en) * | 1998-12-09 | 2000-06-14 | Sumitomo Metal Industries Limited | Low alloy steel for oil country tubular goods |
KR100544506B1 (ko) * | 2001-12-10 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 내황산 부식특성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 |
RU2469107C1 (ru) * | 2011-11-07 | 2012-12-10 | Открытое акционерное общество "Металлургический завод имени А.К. Серова" | Трубная заготовка из легированной стали |
CN103160752A (zh) * | 2011-12-14 | 2013-06-19 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温韧性优良的高强无缝钢管及其制造方法 |
CN106435373A (zh) * | 2016-12-21 | 2017-02-22 | 重庆中鼎三正科技有限公司 | 一种低合金高强度抗硫化氢钢及其制备方法 |
Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62149814A (ja) * | 1983-09-21 | 1987-07-03 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入法による低炭素高強度継目無鋼管の製造方法 |
-
1988
- 1988-08-11 JP JP19882888A patent/JPH0250916A/ja active Pending
Patent Citations (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62149814A (ja) * | 1983-09-21 | 1987-07-03 | Kawasaki Steel Corp | 直接焼入法による低炭素高強度継目無鋼管の製造方法 |
Cited By (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04358025A (ja) * | 1991-02-07 | 1992-12-11 | Nippon Steel Corp | 細粒化組織の高靭性シームレス鋼管の製造方法 |
JPH05271772A (ja) * | 1991-12-06 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管の製造法 |
JPH06172854A (ja) * | 1992-12-08 | 1994-06-21 | Nippon Steel Corp | 細粒組織を有する継目無鋼管の製造法 |
JPH06172858A (ja) * | 1992-12-10 | 1994-06-21 | Nippon Steel Corp | 耐ssc性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
US6267828B1 (en) * | 1998-09-12 | 2001-07-31 | Sumitomo Metal Ind | Low alloy steel for oil country tubular goods and method of making |
EP1008660A1 (en) * | 1998-12-09 | 2000-06-14 | Sumitomo Metal Industries Limited | Low alloy steel for oil country tubular goods |
KR100544506B1 (ko) * | 2001-12-10 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 내황산 부식특성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 |
RU2469107C1 (ru) * | 2011-11-07 | 2012-12-10 | Открытое акционерное общество "Металлургический завод имени А.К. Серова" | Трубная заготовка из легированной стали |
CN103160752A (zh) * | 2011-12-14 | 2013-06-19 | 鞍钢股份有限公司 | 一种低温韧性优良的高强无缝钢管及其制造方法 |
CN106435373A (zh) * | 2016-12-21 | 2017-02-22 | 重庆中鼎三正科技有限公司 | 一种低合金高强度抗硫化氢钢及其制备方法 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US8617462B2 (en) | Steel for oil well pipe excellent in sulfide stress cracking resistance | |
JP3358135B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ抵抗性に優れた高強度鋼およびその製造方法 | |
JP2567150B2 (ja) | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 | |
JPH09249935A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材とその製造方法 | |
JPH09249940A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材およびその製造方法 | |
JPH0250916A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
JP2672441B2 (ja) | 耐ssc性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
JPH09111344A (ja) | 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 | |
JPH06184636A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
JP2527511B2 (ja) | 耐ssc性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 | |
JP3077567B2 (ja) | 低温鉄筋用鋼材の製造方法 | |
KR20000043762A (ko) | 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법 | |
JP2551692B2 (ja) | 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法 | |
JP2527512B2 (ja) | 耐ssc性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 | |
JPH0250912A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
JPH01234521A (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた高靭性低降伏比鋼材の製造法 | |
JPH0250915A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
JPH0250913A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
JP3046183B2 (ja) | 耐ssc性に優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
JP3059993B2 (ja) | 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法 | |
JPH04358025A (ja) | 細粒化組織の高靭性シームレス鋼管の製造方法 | |
JP2556643B2 (ja) | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
JPH0741855A (ja) | 細粒フェライト主体の金属組織を呈した低降伏比高靭性継目無鋼管の製造法 | |
JPH06184635A (ja) | 破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法 | |
JP2002348610A (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 |