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
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- 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
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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
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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)
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| 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 |
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| 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 |
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-
1988
- 1988-08-11 JP JP19882888A patent/JPH0250916A/ja active Pending
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