JPH03267316A - 超微細組織を有する継目無鋼管の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〈産業上の利用分野〉 この発明は、均一で超微細な組織を有する継目無鋼管を
工業的規模で安定して製造する方法に関する。

〈従来技術とその課題〉 従来から、継目無鋼管の緒特性（例えば低温靭性、延性
、降伏強度、耐食性、超塑性等）はその組織が微細にな
るほど向上することが広く知られており、そのため、例
えば成分組成調整に応じて熱間圧延時の圧延条件を規制
した所謂“制御圧延技術２が著しく発展し、該技術に関
する多くの提案がなされている。更に、最近では、制御
圧延後の冷却速度をも調整してオーステナイトから変態
生成するフェライト結晶粒の核生成数を増大させ、その
作用を加味してより一層の結晶粒微細化を図ろうとした
所謂“加速冷却技術”も開発されるに至っている。

しかしながら、“制御圧延”に“加速冷却”を組み合わ
せた技術をもってしても“冷却によって変態する前のオ
ーステナイトの最終粒径”には自ずと限界があり、この
限界を打破した均−超微細オーステナイト組織を得るこ
とは不可能であった。

しかも、この組織を基にして形成される“冷却後の組織
”の微細化度にも限界が生じるのを如何ともし難かった
のである。なぜなら、元のオーステナイト粒自体を微細
化しない限りは、それを冷却した際に生成されるマルテ
ンサイト粒を狙い通りに微細化することは極めて困難で
あり、例えば加速冷却の効果を高めようとして冷却を強
化すると、意に反した“フェライトとマルテンサイトか
ら成る半焼大組織”しか得られないと言う致命的な問題
を招くのみであったからである。

勿論、制御圧延や加速冷却の他にも結晶粒微細化に関す
る種々の提案がなされてはいるが、何れも“冷却により
変態する前のオーステナイト粒”の微細化に限界がある
ことから、最終製品の微細化、均一化に係わる従来の限
界を打破する技術とはなり得なかった。つまり、これら
従来技術に見られる問題は「熱間加工によって作り出さ
れるオーテナイト粒は、成る程度まで微細になると実際
上もはやそれ以上にまで微細化することができなくなる
」と言う従来の制御圧延技術の限界に由来するものであ
り、十分に微細化されていないオーテナイト組織から加
速冷却によって無理に微細なフェライト組織を生成させ
ようとしても、到底、満足し得る均一な超微細組織は得
られない訳である。

従って、格別な手段により継目無鋼管素材の熱間加工時
におけるオーステナイト組織そのものをより一段と超微
細な組織にしないと、最終製品段階での組織の超微細化
や均一化に係わる前記限界を抜本的に拭い去ることはで
きないものと考えられた。

このようなことから、本発明が主目的としたのは、継目
無鋼管製造工程の熱間加工段階で従来技術では不可能で
あった均一超微細なオーステナイト組織（平均オーステ
ナイト結晶粒径＝１５ｐ以下）を実現し得る手段を見出
し、これを基に“超微細組織（平均フェライト粒径：　
１０即以下）を有する継目無鋼管”の工業的量産手段を
確立することであった。

〈課題を解決するための手段〉 そして、本発明者等は、上記目的を達成すべく様々な観
点に立って鋭意研究を重ね本発明を完成するに至った訳
であるが、まず本発明の契機となった２つの基礎実験結
果について紹介する。研究用の連続絞り圧延機（駆動に
コモンドライブシステムを採用した２４スタンドのシン
キングレデュサ）を用いたこれらの実験は、継目無綱管
熱間圧延時におけるオーステナイト組織そのものを画期
的に微細化する手段となって結実したが、その内容は次
のようなものであった。

大腺上 直径２１．５φ、肉圧２．５ｔの鋼管を供試材とし、加
熱温度と延伸比（絞り圧延後の成品の長さと絞り圧延前
の素管との長さの比）を変えて絞り圧延実験を行い、絞
り圧延機に入る寸前の入側温度、絞り圧延直後の出側温
度を計測し、絞り圧延で発熱する加工熱を実測した。こ
こで、加熱温度は所定の入側温度が得られるように調節
した。

なお、供試材の材質はＳＣＭ４３０相当材（ＦｅＯ９２
９χＣ−０，２２χ５ｉ−０，６４χＭｎ−１．０８χ
Ｃｒ−０，２４２Ｍｏ）であり（以降、成分割合を表わ
す％は重量％とする）、そのＡｅ、点は７２５℃、　Ａ
ｃ、点は７３０℃、　Ａｃ３点は７９０℃、　Ａｃ３点
は７９５℃であった。

さて、絞り圧延実験は、入側温度を６つの水準（１１５
０℃、　１０５０℃、９５０℃、８５０℃、７５０℃及
び６５０℃）で、延伸比を４つの水準（１，５，２，３
及び４）で変化させて実施した。

この実験によって得られた「入側温度と出側温度との関
係」を示したのが第１図であり、「入側温度と加工熱と
の関係」示したのが第２図である（何れも延伸比をパラ
メータにとって整理されている）。

この実験から以下の知見が得られた。即ち、（ａｌ　　
入側温度が低下するほど加工熱の発生は顕著となり、そ
の傾向は絞り圧延の延伸比が大きいほどより顕著に現わ
れる。例えば、入側温度：６５０℃、延伸比：２の場合
の加工熱によって起きる昇温はは一゛１７０℃であり、
延伸比が４の場合のそれは２７０℃に達する。また、入
側温度が７５０℃、延伸比が２の場合の加工熱による昇
温はは＼１３０℃、穿孔比が４の場合のそれはは一゛２
１０℃である。

（′ｂ）注目すべきは入側温度（素材加熱温度）であり
、加熱温度と延伸比の選定如何によってはＡｃ＋点以下
の温度域からＡｃ１点以上の温度域へ、Ａｃ。

点板上でかつＡＣ３点以上の温度域からＡｃ１点以上の
温度域へ、更にはＡｃ１点以下の温度域から一挙にＡｃ
＝点以上の温度域への逆変態が実現可能である点である
。例えば、入側温度を６８０℃にできれば、延伸比１．
５でＡｃ１点以下の温度域からＡｃ。

点板上の温度域へ、延伸比２でＡｃ＋点以下の温度域か
らＡｃ１点以上への逆変態は十分に可能であり、また、
入側温度を７８０℃にできるならば、延伸比１．５でＡ
ｃ１点以上でかつＡｃ３点以下の温度域からＡｃ３点以
上の温度域への逆変態も十分に可能となる。

つまり、適用した研究用の連続式絞り圧延機は前述した
ように最大２４スタンドから構成されたものであるが、
この連続式絞り圧延機では単スタンドの減面率は小さい
が線材圧延機と同様に極めて高速の連続圧延が行われる
ために低温側の絞り圧延で歪が累積する。そのため、素
管をＡｃ＋点以下、更にはＡｃ１点以下の温度と言う低
温域にて高加工度で絞り圧延すれば、Ａｃ１点以下の温
度域からＡｃ１点以上の温度域へ、或いはＡｃ３点以下
の温度域からＡＣ３点以上の温度域へ、更にはＡｃ１点
以下の温度の温度域からＡＣ３点以上の温度域まで一挙
に昇温させることが可能になるものと考えられる。

ス」１劃 直径２１．５φ、肉厚２．５ｔのＳＣＭ４３０相当鋼管
を供試材にすると共に、延伸比を２．５に固定し、入側
温度を１２００℃から５０℃毎に６００℃まで変化させ
、絞り圧延直後のオーステナイト結晶粒度と冷却後のフ
ェライト結晶粒度を観察調査した。なお、その他の実験
条件は“実験１”の場合に準じている。

この実験によって得られた「絞り圧延直後のオステナイ
ト結晶粒度と冷却後のフェライト結晶粒度に及ぼす入側
温度の影響」を第３図に整理して示した。

この実験から以下の知見が得られた。即ち、（ａｌ　　
絞り圧延直後のオーステナイト結晶粒度及び冷却後のフ
ェライト結晶粒度に及ぼす穿孔圧延機入側温度の影響は
明瞭であり、入側温度が低いほど結晶粒径は顕著に小さ
くなる。

（ｂ）　　特に、Ａｃ１点以下の温度域からＡｃ３点以
上の温度域へ一挙に逆変態させた場合のオーステナイト
結晶粒径は粒度番号で１５近くなるまで微細化され、冷
却後のフェライト粒度は１５以上を示している。また、
Ａｃ１点以上でがっＡｃ３点以下の温度域からＡｃ３点
以上の温度域への逆変態によっても粒度番号で１２近傍
のフェライト粒度が得られており、これらの逆変態加工
熱処理によって冷却後のフェライト粒径を７悶以下とす
ることば十分に可能である。

なお、この実験では延伸比を２．５に統一して行ってい
るため、結果的に全ての温度域の絞り圧延でＡｃ＝点以
上の温度域まで昇温しでしまっているが、延伸比が低い
場合のＡｃ１点以下の温度域からＡｃ１点以上の温度域
への逆変態によっても冷却後のフェライト粒径を１０Ｉ
ｘｍとすることは十分可能なように思われる。

さて、上記２つの基礎実験を契機として、本発明者等は
逆変態加工熱処理の本格的研究を積み重ね、次の（Ａ）
〜（Ｄ）に示す結論を得るに至ったのである。

（Ａ）鋼種によってＡｃ、変態点、Ａｃ＝変態点は異な
るものの、加熱温度と延伸比を適切に選べばＡｃ。

点板下の温度域からＡｃ１点以上の温度域へ、或いはＡ
ｃ１点以上でかつＡｃ１点以下の温度域からＡｃ３点以
上の温度域へ、更にはＡｃ１点以下の温度域から一挙に
Ａｃ３点以上の温度域への逆変態は可能であり、この逆
変態加工熱処理によって従来の制御圧延等では到底得る
ことのできなかったような超微細オーステナイト組織が
実現できる。

（Ｂ）　　なお、上述のようにフェライト組織に塑性加
工を加えながら加工熱で昇温し、変態点を超えさせてオ
ーステナイト組織へ逆変態させる場合、該逆変態を十分
に完了させるには、加工熱による温度上昇の過程が終わ
った後、完全な平衡状態におけるＡ、変態点（即ちＡｅ
、点）或いはＡ３変態点（即ちＡｅ、点）以上に一定時
間保持することが好ましい。

（Ｃ）　　このようにして得られた超微細オーステナイ
ト組織は、各種の冷却手段（例えば放冷、徐冷。

保熱後冷却、加速冷却、焼入れ、或いは加工を加えなが
らの冷却等）の何れによって冷却しても従来技術では到
底得られなかった“均一で極めて微細な等方性の変態組
織”となる。

（Ｄ）シかも、上述のような逆変態加工熱処理の手段に
よれば、材料は「フェライト−オーステナイト−フェラ
イト」の相変態を潜るので、塑性加工中に析出した炭化
物や窒化物の利用をもくろめば、脆化を伴わずに鋼を強
化することも可能である。

本発明は、上記知見事項等に基づいて完成されたもので
あり、 「絞り圧延機により、延伸比を１．５以上として“少な
くとも一部がフェライトから成る薄肉中空のホローシェ
ル”を低温で塑性加工しつつ、その際発生する加工熱に
よりＡｃ１点以下の温度域からＡｃ＋点以上の温度域へ
、或いはＡｃ１点以上でかっＡｃ＝点以下の温度域から
Ａｃ３点以上の温度域へ、より望ましくはＡｃ１点以下
の温度域から一挙にＡｃ１点以上の温度域まで昇温し、
更に要すれば、この昇温に続いてＡｃ１点以上、望まし
くはＡｃ１点以上の温度域に保持することで前記フェラ
イトから成る組織の一部又は全部をオーステナイトに逆
変態させ、これによって均一超微細なオーステナイト組
織を実現すると共に、その後の冷却により超微細組織（
フェライト粒径が１０乃至は５７！ＩＩ以下）を有し、
優れた強度、靭性、延性、耐食性等を備えた熱間圧延継
目無鋼管を安定して製造できるようにした点」 に特徴を有するものである。

なお、ここで言う　“フェライト組織”とは、オーテナ
イト相に対するフェライト相から成る組織を意味してお
り、等方的なフェライト組織ばがりでなく、針状フェラ
イト組織、パーライト組織。

ベイナイト組織、マルテンサイト組織、焼戻しマルテン
サイト組織等、フェライト相を構成要素とする何れの形
態のフェライト組織をも含むものである。

また、本発明が対象とする丸鋼片素材は、少なくとも一
部がフェライトから成る組織（即ち、フェライト単独組
織又はフェライトを含む混合ＩＪＩ織）の綱であればそ
の他の構成成分や組成を問うものではなく、炭素鋼であ
っても合金鋼であっても一部に差し支えがない。即ち、
本発明によれば、商用の低炭素鋼から純鉄に至るまで超
微細組織が得られる上、炭素鋼ばかりでなく　各種の合
金鋼、ステンレス鋼等おいても合金成分に格別に影響さ
れることなく組織を著しく微細化できることがら、対象
とする素材鋼のＣ含有量並びにＣ以外の成分の組成範囲
を特に制限する必要がない訳である。

ただ、Ｃ含有量が余り多くなると巨大な共晶セメンタイ
トやグラファイトが現れて組織の均一化。

微細化が困難になる傾向があることから、好ましくはＣ
含有量＝１．５％以下の素材を適用するのが良い。

以下、本発明をその作用と共により詳細に説明する。

く作用〉 本発明において、「適用する丸鋼片素材の組織が“フェ
ライト単独組織”又は“フェライトを含む混合組織”で
ある」ことを前提としたのは、前述した如く、本発明が
「塑性加工を加えながらフェライト相からオーステナイ
ト相へ逆変態を起こさせる」ことを重要な要件としてい
るからであり、これによって従来技術では例を見ない微
細オーステナイト粒が生成し、その後の冷却により該微
細オーステナイト粒から均一で超微細な変態組織が発達
するようになるからである。

そして、この時の塑性加工によって加えられる歪量は次
の３つの作用を生起させるに十分な量であることが重要
である。

第１は、加工が加えられて加工硬化したフェライトから
非常に微細なオーステナイトの結晶粒が加工により誘起
されて生成する作用である。

第２は、フェライトがオーステナイトに逆変態する変態
点まで被加工材の温度を上昇させるための加工発熱の作
用である。

第３は、生成した微細なオーステナイトの結晶粒を加工
硬化せしめて、その後のフェライト生成に際して更に微
細なフェライト粒を加工誘起変態生成させる作用である
。

しかるに、継目無鋼管の製造プロセスでは、塑性加工の
歪量が３３％未満の場合、即ち延伸比が１．５未満の場
合には加工歪が小さくて加工熱の発生が不足気味であり
、被加工材の温度をフェライトからオーステナイトへ逆
変態する温度に到達させることが困難となる。また、例
えフェライトがらオーステナイトへ逆変態させ得たとし
ても、微細なオーステナイト粒の加工による誘起生成が
不十分となり、生成するオーステナイト粒径を目標とす
る１５犀以下とすることが難しくなる。つまり、フェラ
イトからオーステナイトへ逆変態させる時の塑性加工の
歪量を延伸比で１．５以上とすることによって初めて、
平均粒径１５Ｉｍ以下の均一な微細オーステナイト組織
が比較的容易に実現できる。しかしながら、あらゆる鋼
種を勘案し現場的に安定して均一な微細オーステナイト
組織を実現するためには、フェライト相からオーステナ
イト相に逆変態させる際に加える塑性加工の歪量は延伸
比で２以上とすることが望ましい。

次に、被加工材の昇温温度についてであるが、該昇温温
度が“フェライトがオーステナイトに逆変態する温度域
（即ちＡｃ＋点以上の温度域）”であったとしてもその
温度がＡｃ、点未満である場合にはフェライトとオース
テナイトの二相混合組織となるが、本発明では温度を上
昇させながら加工を加えるので、昇温温度がＡｃ１点以
上になりさえすればＡｃ＝点未満の温度域であったとし
ても結晶粒は加工と再結晶により十分微細化される。勿
論、本発明の作用効果を十二分に発揮させるためにはＡ
ｃ３点以上の温度域にまで昇温することが望ましいが、
二相ステンレス鋼等、製品によってはフェライトとオー
ステナイトの二相組織にする必要のあるものもあり、こ
のような製品に対しては昇温温度はＡｃ、点未満の温度
域で留めておく必要があることは言うまでもない。

そして、前述したように、フェライト相からオーステナ
イト相へ逆変態させる際に塑性加工を加えながら加工熱
で昇温させるのは ａ）フェライト域での加工によるフェライト粒の微細化
。

ｂ）加工硬化したフェライト粒からの微細オーステナイ
ト粒の加工誘起生成。

Ｃ）オーステナイト粒の加工による微細化と、更には加
工硬化したオーステナイト粒からの微細フェライト粒の
歪誘起変態の促進。

を図るためであり、これらの詩作用と効果が「加工しな
がら加工熱で昇温させる」と言う独自の逆変態加工熱処
理技術に凝縮されている訳である。

ところで、炭化物を形成する鋼種では、加工しながら加
工熱で昇温させる過程で鋼片中の炭化物は機械的に破砕
され微細分散するが、この炭化物がフェライトからオー
ステナイトへの逆変態の核となって超微細な逆変態オー
ステナイト組織化が促進されるので、この現象を積極的
に利用することもできる。

更に、本発明では、場合によっては加工しながらＡｃ１
点以上或いはＡｃ＝点以上の温度域に昇温してからＡｅ
１点以上或いはＡｅ１点以上の温度域に保持することが
推奨されるが、これは均一にして微細なオーステナイト
組織を確実に実現するために極めて有効な平文てとなる
。

即ち、継目無鋼管の製造プロセスでは加工速度が速くて
急速昇温になりがちであることがら、現実には、先に説
明した逆変態現象の通りにオーステナイトへの逆変態が
進行する時間的余裕が乏しいことが懸念される。これで
は本発明が狙いとする前述の作用効果が得られず、本発
明の目的を十二分に果たし得ない。従って、この場合に
は、所要の条件で圧延を終了した後に誘導加熱装置等に
より圧延材をＡｅ１点以上或いはＡｅ１点以上の温度域
に保持すると、加工歪を内蔵したフェライト粒がオース
テナイトへ逆変態するための時間的余裕ができ、所期の
目的が確実に達せられることとなる。なお、この時の保
持時間は圧延条件や鋼種によって著しく相違しており、
高純度鉄の場合にははり瞬時とも言える秒単位で十分で
あるが、高合金になると約１０分程度を要するものもあ
る。

続いて、本発明の効果を実施例により更に具体的に説明
するが、本実施例は継目無鋼管の最も典型的な製造プロ
セスであるマンネスマン−マンドレルミル工程に従った
ものであるため、まず、このマンネスマン−マンドレル
ミル工程の概要について説明する。

！４図は、マンネスマン−マンドレルミル工程の概略工
程図であるが、通常のプロセスでは、中実丸鋼片が回転
炉床式加熱炉（１）において１２００〜１２５０℃の温
度に加熱され、傾斜圧延方式の穿孔圧延機（２）で穿孔
されて中空厚肉のホロービスとなり、次いでマンドレル
ミル（３）で管内面にマンドレルバーを挿入したまま連
続圧延されて主として肉厚減少加工がなされる。次に、
マンドレルバ−が取り除かれたホローシェルは再加熱炉
（４）で９００℃前後に再加熱され、ストレソチレデュ
サ（５）にて外径を絞って所定の外径、肉厚に仕上げら
れてから冷却床上にて放冷される。

なお、ストレンチレデューサ（５）は最近では３０−ル
型が普及しており、“おむすび形状”を“逆おむすび形
状″に絞り圧延しながら仕上パスで真円に近付けて行く
方式が採られる。２４スタンドのストレッチレデューサ
が最も普及しているが、２８スタンドのものも使用され
るようになった。

何れも、一般に各スタンドは独立駆動されるようになっ
ており、最大で変形抵抗の８５％近いスタンド間張力を
与えるように各スタンドのロール回転数を設定し、外径
を減すると同時にがなりの肉厚調整ができるようになっ
ている。

ところで、本発明例の実施に際しては、第４図にも示し
たように、マンネスマン−マンドレルミルラインのスト
レンチレデューサ（５）の直後に誘導加熱装置（６）を
特別配置しておいた。

以下の実施例は、全て上記誘導加熱装置（６）を特別配
置したマンネスマン−マンドレルミル工程に従って実施
されたものである。

〈実施例〉 実施例　Ｉ ＳＣＭ４３０相当材（Ｆｅ−０，２９χＣ−０，２２χ
５ｉ−０，６４２Ｍｎ−１，０８χＣｒ−０，２４χ門
。で、Ａｅ、変態点ニア２５℃。

Ａｃ＋変態点ニア３０℃、Ａｅ３変態点ニア９０℃。

Ａｃ＝変態点＝７９５°Ｃ）の丸鋼片を供試材として、
回転炉床式加熱炉でこれを１２５０℃に加熱し、コーン
型主ロールを有する傾斜圧延方式の穿孔圧延機によって
入側温度：１２１０℃、ロール交叉角ニアｅ、傾斜角＝
１２°の条件で通常通り穿孔して２２８φＸ　１７．５
ｔのホローピースとなし、これを８スタンドのマンドレ
ルミルで延伸圧延して主として肉厚を滅じ、１９８φＸ
６．５ｔのホローシェルとし放冷した。次いで、これを
７００℃の温度に保持された再加熱炉に装入し、１５分
間保熱した後、２４スタンドのストレンチレデューサに
より７６．２φＸ６．Ｏｔに絞り圧延した。

なお、この時の穿孔圧延機での穿孔比は３．４．マンド
レルミルにおける延伸比は３．Ｏ５そしてストレンチレ
デューサにおける延伸比も３．０であった。

また、この時のストレッチレデューサの入側温度は６８
５℃、出側温度は８７０’ＣであってＡｃ。

点板下の温度域からＡｃ１点以上の温度域まで確実に昇
温しでおり、フェライト相からオーステナイト相への逆
変態が十分に起こったことが確かめられた。

このようにして製造された継目無鋼管について冷却床で
冷却後のフェライト粒をミクロ観察したところ、狙い通
りにフェライト粒径３Ｉ！ｓ、粒度番号１４以上の極め
て均一な超微細粒フェライト組織が実現されていた。

実施例　２ ３５０Ｃ相当材（Ｆｅ−０，５χＣ−０，２５χ５ｉ−
０，７５χＭｎで、Ａｅ、変態点ニア２０℃、Ａｃ＋変
態点ニア３０”Ｃ。

ＡＣ３変態点ニア６５℃、ＡＣ３変態点ニア７５℃）の
１８７φ丸鋼片を供試材にすると共に、回転炉床式加熱
炉でこれを１２５０℃に加熱し、傾斜圧延方式の穿孔圧
延機によって入側温度：１２１０℃、ロール交叉角ニア
°、傾斜角：１２°の条件で通常通り穿孔して１８６φ
Ｘ２７．５ｔのホロービスとなし、続いて８スタンドの
マンドレルミルで延伸圧延して主に肉厚を滅じて　１５
８φ×１５ｔのホローシェルとし放冷した。次いで、７
６０℃の温度に保持された再加熱炉に装入し、１５分間
保熱した後、２２スタンドのストレッチレデュサにより
８８．９φ×１ｓｔに絞り圧延した。そして、ストレッ
チレデューサの直後に特設した誘導加熱装置により８５
０℃に数秒間保持してから冷却床上に放冷した。

なお、この時の穿孔圧延機での穿孔比は２．０、マンド
レルミルにおける延伸比も２．０、そしてストレッチレ
デューサにおける延伸比は１．９であり、またこの時の
ストレンチレデューサの入側温度は７４５℃、出側温度
は８４０℃であった。

従って、このストレッチレデューサでの加工により、材
料はＡｃ１点以上ＡＣ３変態点の温度域からＡＣ３点以
上の温度域まで確実に昇温しでおり、フェライト＋オー
ステナイトニ相域からオーステナイト相への逆変態が十
分に起こったことが確かめられた。

このようにして製造された継目無鋼管について冷却床で
冷却後のフェライト粒をミクロ観察したところ、粒径４
．５７！ＩＩ＋、粒度番号１３近傍の超微細粒フェライ
ト組織が実現されていた。

実施例　３ 実施例１と全く同一のパススケジュールにより５ｉｏｃ
相当材（Ｆｅ−０，１χＣ−０，２５χ５ｉ−０，４５
χＭｎで、Ａｅ＋変態点ニア２０℃、　Ａｃ、変態点＝
７３０℃。

ＡＣ３変態点：８６５℃、Ａｃ３変態点：８７５℃）の
２２５φ丸綱片を供試材として７６．２φＸ６．Ｏｔの
継目無鋼管を製造し、ストレンチレデューサ直後に特設
した誘導加熱装置により数秒間の保熱を行って製品に仕
上げた。

なお、このときのストレッチレデューサ入側温度は６８
５℃であったが、５ＩＯＣは絞り圧延時の加工熱の発生
がＳＣＭ４３０はど高くなくてストレッチレデューサ出
側温度は８２０ｔであった。

そして、誘導加熱装置による保熱温度は８３０’Ｃであ
った。

従って、この場合の絞り圧延時における材料温度は、Ａ
ｃ１点以下の温度域からＡｃ１点以上の温度には昇温し
たが、Ａｃ＝点（８７５℃）まで到達しなかった。

このようなこともあって、誘導加熱に続く冷却後におけ
る継目無鋼管製品のフェライト粒は実施例１の場合はど
細粒化されていないが、それでも粒径６鵡２粒度番号で
１２近傍の、従来の制御圧延技術では全く未経験のレベ
ルの超微細フェライト組織が得られていた。

これら実施例では、小、中径継目無鋼管の製造工程とし
て最も典型的なマンネスマン−マンドレルミルラインに
基づいた例について説明したが、本発明に係る逆変態加
工熱処理法はマンネスマンプラグミルライン、ＰＰＭ（
プレスビアシングミミル）−プラグミルライン、ＰＰＭ
−マンドレルミルラインその他の、継目無鋼管の製造ラ
インにおけるストレッチレデューサ−は勿論、シンキン
グレデューサ−或いはサイジングミル等にも適用できる
ことは当然である。なお、ストレンチレデューサ−等の
絞り圧延機は２０−ル、３０−ル或いは４０−ルの型式
を問わないことも言を待たない。

く効果の総括〉 以上に説明した如く、この発明によれば、従来不可能で
あった均一超微細な組織を有する継目無鋼管を工業的規
模で量産することが可能となり、優れた強度、靭性、延
性、耐食性等を備えた熱間圧延継目無鋼管の安定供給が
実現できるなど、産業上極めて有用な効果がもたらされ
る。

第３図は、継目無鋼管素材の絞り圧延機入側温度と絞り
圧延直後におけるオーステナイト結晶粒度及び冷却後の
フェライト粒度との関係を示したグラフである。

第４図は、誘導加熱装置を特設したマンネスマン−マン
ドレルミル工程の概略工程図である。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. （１）絞り圧延機により、延伸比を１．５以上として“
   少なくとも一部がフェライトから成る薄肉中空のホロー
   シェル”を加工熱を利用しつつＡｃ＿１点以下の温度域
   からＡｃ＿３点以上の温度域まで昇温させながら絞り圧
   延し、フェライトから成る組織の全部を一旦オーステナ
   イトに逆変態させた後冷却する工程を含むことを特徴と
   する、超微細組織を有する継目無鋼管の製造法。
2. （２）絞り圧延機により、延伸比を１．５以上として“
   少なくとも一部がフェライトから成る薄肉中空のホロー
   シェル”を加工熱を利用しつつＡｃ＿１点以上でかつＡ
   ｃ＿３点以下の温度域からＡｃ＿３点以上の温度域まで
   昇温させながら絞り圧延し、フェライトから成る組織の
   全部を一旦オーステナイトに逆変態させた後冷却する工
   程を含むことを特徴とする、超微細組織を有する継目無
   鋼管の製造法。
3. （３）Ａｃ＿３点以上の温度域まで昇温させながら絞り
   圧延した延伸材を、続いて加熱装置でＡｅ＿３点以上の
   温度域に保持してオーステナイトへの逆変態を促す、請
   求項１又は２に記載の超微細組織を有する継目無鋼管の
   製造法。
4. （４）絞り圧延機により、延伸比を１．５以上として“
   少なくとも一部がフェライトから成る薄肉中空のホロー
   シェル”を加工熱を利用しつつＡｃ＿１点以下の温度域
   からＡｃ＿１点以上でかつＡｃ＿３点以下の温度域まで
   昇温させながら絞り圧延し、フェライトから成る組織の
   一部を一旦オーステナイトに逆変態させた後冷却する工
   程を含むことを特徴とする、超微細組織を有する継目無
   鋼管の製造法。
5. （５）Ａｃ＿１点以上でかつＡｃ＿３点以下の温度域ま
   で昇温させながら絞り圧延した延伸材を、続いて加熱装
   置でＡｅ＿１点以上でかつＡｅ＿３点以下の温度域に保
   持してオーステナイトへの逆変態を促す、請求項４に記
   載の超微細組織を有する継目無鋼管の製造法。