JPH0364415A - 低合金高靭性シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
低合金高靭性シームレス鋼管の製造法Info
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Landscapes
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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靭性シームレス鋼管の
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
報のように熱間相圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
温度をＡｒｔ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
報のように熱間相圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
温度をＡｒｔ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。
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
、これまで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ＡＳＴＭ 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
合金高靭性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
、これまで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ＡＳＴＭ 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
合金高靭性シームレス鋼管が得られない問題があった。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、前記の如き従来技術の問題点に鑑み、細粒化
組織の低合金高靭性シームレス鋼管さらには耐硫化物応
力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性の優れたＳＭＬ
（シームレス）鋼管を熱効率よく簡単な製造工程で製造
することのできる方法を提イ」（ずることを目的とする
。
組織の低合金高靭性シームレス鋼管さらには耐硫化物応
力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性の優れたＳＭＬ
（シームレス）鋼管を熱効率よく簡単な製造工程で製造
することのできる方法を提イ」（ずることを目的とする
。
（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靭性シームレス鋼管
さらには耐硫化物応力割れ性の優れた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靭性シームレス鋼管が製
造されることを知見した。
さらには耐硫化物応力割れ性の優れた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靭性シームレス鋼管が製
造されることを知見した。
本発明は、この知見に基づいて＋Ｉを成したもので、そ
の要旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ ： ０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ： ０．１５〜２．５０％ ｓ：ｏ、ｏｘ％以下 Ｐ ： ０．０２％以下 Ａｌ ： ０．００５〜０．１％ Ｔｉ ： ０．００５〜０．１０％ Ｎｂ ： ０．００５〜０．１０％ Ｎ ： ０．０１％以下 を含有し、さらに必要によっては Ｃｒ ： ０．１〜１．５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．
０％、Ｖ ： ０．０１〜０．１％、Ｂ ： ０．００
０３〜０．００３％、希土類元素：０．００１〜０．０
５％、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 を含有し残部が実質的にＩ’ｅからなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延で中空素管を製管し８５０ ’（１＝Ａｒ点
の温度に降下した該素↑ｒを核ｌ！ｕＬ度より高い９（
１０〜１０００℃に加熱して仕上温度が／Ｌｒ３点＋５
０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管を、
Ａｒ３点以点点の温度から急冷する焼入処理を施し、続
いてＡｃ、点板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靭性シームレス鋼管の製造法
である。
の要旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ ： ０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ： ０．１５〜２．５０％ ｓ：ｏ、ｏｘ％以下 Ｐ ： ０．０２％以下 Ａｌ ： ０．００５〜０．１％ Ｔｉ ： ０．００５〜０．１０％ Ｎｂ ： ０．００５〜０．１０％ Ｎ ： ０．０１％以下 を含有し、さらに必要によっては Ｃｒ ： ０．１〜１．５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．
０％、Ｖ ： ０．０１〜０．１％、Ｂ ： ０．００
０３〜０．００３％、希土類元素：０．００１〜０．０
５％、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 を含有し残部が実質的にＩ’ｅからなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延で中空素管を製管し８５０ ’（１＝Ａｒ点
の温度に降下した該素↑ｒを核ｌ！ｕＬ度より高い９（
１０〜１０００℃に加熱して仕上温度が／Ｌｒ３点＋５
０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管を、
Ａｒ３点以点点の温度から急冷する焼入処理を施し、続
いてＡｃ、点板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靭性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連山
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３
０〜８０ｋｇｆ／ｍｄの高靭性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０．０２〜０．２０％、０．１５〜２．５０
％とした。
０〜８０ｋｇｆ／ｍｄの高靭性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０．０２〜０．２０％、０．１５〜２．５０
％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低温靭性を劣化させるため０．０１
％〜０．５０％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低温靭性を劣化させるため０．０１
％〜０．５０％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低温
靭性に対して有害な成分としてその含有量を０．０２％
以下とした。
靭性に対して有害な成分としてその含有量を０．０２％
以下とした。
Ｓば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０．０１％以下とし
た。
性に有害な成分としてその含有量を０．０１％以下とし
た。
ＡＩ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０．００５〜０．１％とした
。
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０．００５〜０．１％とした
。
Ｔｉおよび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
Ｅ１５０℃〜Ａｒ、点の温度に降下した該素管を該温度
より高い９００〜１０００℃に加熱する工程で製造され
たパイプのγ粒は、再結晶によるＴ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）では粗大化する。Ｔ
ｉおよびＮｂは、このような圧延履歴を持った７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それぞれ０．００５〜０．１０％と
した。
である。熱間穿孔連続圧延により中空素管を製管した後
Ｅ１５０℃〜Ａｒ、点の温度に降下した該素管を該温度
より高い９００〜１０００℃に加熱する工程で製造され
たパイプのγ粒は、再結晶によるＴ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）では粗大化する。Ｔ
ｉおよびＮｂは、このような圧延履歴を持った７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それぞれ０．００５〜０．１０％と
した。
上記の成分組成の鋼でさらに鋼の低温靭性および強度を
高める場合Ｃｒ、 Ｎｉ、■、Ｂ等の成分を必要に応し
て選択的に添加する。Ｃｒ、■ば、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。少な過ぎる
とその効果がなく、多過ぎて０ 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０．１〜１．５％、０，０１〜０．１％とした。
高める場合Ｃｒ、 Ｎｉ、■、Ｂ等の成分を必要に応し
て選択的に添加する。Ｃｒ、■ば、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。少な過ぎる
とその効果がなく、多過ぎて０ 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０．１〜１．５％、０，０１〜０．１％とした。
Ｎｉ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が飽
和し、しかも非常に高価であるため０．１〜２．０％と
した。
和し、しかも非常に高価であるため０．１〜２．０％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０．０００３〜０．
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ず、
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に鑑
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、Ｃａ、 Ｃｏ、Ｃｕ等の成分を必要に
応して選択的に添加する。
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、Ｃａ、 Ｃｏ、Ｃｕ等の成分を必要に
応し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％、０．００１〜〜
０．０２％とした。
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％、０．００１〜〜
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、多過ぎるど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
。
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、多過ぎるど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。
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どの
Ｃ，Ｃｒ、 Ｖ、１゛ｊ、Ｎｂ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しないのでそ
の加熱温度は１２００℃以」二とした。
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どの
Ｃ，Ｃｒ、 Ｖ、１゛ｊ、Ｎｂ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しないのでそ
の加熱温度は１２００℃以」二とした。
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８５０℃−Ａｒ１点の温１ ２ 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Ａｒｚ点＋５０℃以上の熱間仕
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す。第１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
、Ｔと記す）粒度に及ぼすＴｉおよび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８５０℃−Ａｒ１点の温１ ２ 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Ａｒｚ点＋５０℃以上の熱間仕
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す。第１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
、Ｔと記す）粒度に及ぼすＴｉおよびＮｂの影響を示し
たものである。
直接焼入処理材のＴ粒度は、ＴｉおよびＮｂが同時にそ
れぞれ０．００５％以上添加された場合、ＡＳＴＭＮｏ
、 ６以上が得られるが、Ｔｉ、 Ｎｂの単独添加か各
々の添加量が０．００５％未満では著しく粗大化する。
れぞれ０．００５％以上添加された場合、ＡＳＴＭＮｏ
、 ６以上が得られるが、Ｔｉ、 Ｎｂの単独添加か各
々の添加量が０．００５％未満では著しく粗大化する。
このようなＴｉ、 Ｎｂの影響については、本発明者ら
の推測によると、Ｔｉが添加されないかあるいは０．０
０５％未満の少ない添加量では１２００℃以上からの加
熱から中空素管製管工程でＴ粒の著しい粗大化が収る。
の推測によると、Ｔｉが添加されないかあるいは０．０
０５％未満の少ない添加量では１２００℃以上からの加
熱から中空素管製管工程でＴ粒の著しい粗大化が収る。
ずなわら、Ｔｉは高温度域でのγ粒成長を抑制するに必
要なＴｉＮを析出させるため、０．００５％以上の添加
が必要である。Ｎｂは、Ｔｉと同様に添加されないかあ
るいは０．（１０５％未満の少ない添加量では熱間穿孔
連続圧延工程でやむを得ず該素管の温度が８５０°（ニ
ーＡｒ１点以下に降下してその後の製缶圧延のために９
００〜］ＯＯＯ℃の温度に加熱する場合、該穿孔圧延の
最終過程が小圧下の下では、αからγに変態した逆変態
γ粒が加熱された未変態のＴ粒へ粒界移動し、粗大化組
織を生成する。したがって、このような圧延履歴を持っ
たＴ粒の粗大化を抑制するに必要なＮｈＣを析出させる
ために、０．００５％以上のＮｈの添加が必要である。
要なＴｉＮを析出させるため、０．００５％以上の添加
が必要である。Ｎｂは、Ｔｉと同様に添加されないかあ
るいは０．（１０５％未満の少ない添加量では熱間穿孔
連続圧延工程でやむを得ず該素管の温度が８５０°（ニ
ーＡｒ１点以下に降下してその後の製缶圧延のために９
００〜］ＯＯＯ℃の温度に加熱する場合、該穿孔圧延の
最終過程が小圧下の下では、αからγに変態した逆変態
γ粒が加熱された未変態のＴ粒へ粒界移動し、粗大化組
織を生成する。したがって、このような圧延履歴を持っ
たＴ粒の粗大化を抑制するに必要なＮｈＣを析出させる
ために、０．００５％以上のＮｈの添加が必要である。
またこれらの成分の０．１０％を越える過剰な含有は、
その作用効果が過飽和となる。
その作用効果が過飽和となる。
すなわち、Ｔｉば加熱中および、中空素管の製管時Ｔｉ
ＮとしてＴ粒の成長粗大化を抑制し、Ｎｂは熱間穿孔連
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Ｔ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。
ＮとしてＴ粒の成長粗大化を抑制し、Ｎｂは熱間穿孔連
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Ｔ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、、Ｉ３よび用十条イ′１で圧処さ
れ８５０℃〜Ａｒｔ点の温度に降下した中空素管を９０
０〜１０００℃に加熱する。この加熱温度は、９００℃
未満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℃超では鋼表面に多量の酸化ス３３ 〕 ４ ケールが生し鋼管の形状精度の確保に悪影響を及ぼずた
め９００〜１０００℃の温度に限定した。
れ８５０℃〜Ａｒｔ点の温度に降下した中空素管を９０
０〜１０００℃に加熱する。この加熱温度は、９００℃
未満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℃超では鋼表面に多量の酸化ス３３ 〕 ４ ケールが生し鋼管の形状精度の確保に悪影響を及ぼずた
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℃以上とした。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＋点以
下とした。その加熱方法については特に限定しない。
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℃以上とした。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＋点以
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
粒化組織の高靭性シームレス鋼管の製造に有効である。
粒化組織の高靭性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
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
を示す。
末完１９］によって製造された鋼管は、も゛Ｌ東法に比
しγ粒度は微細であり高靭性が得られることかわかる。
しγ粒度は微細であり高靭性が得られることかわかる。
５
６
（発明の効果）
前記のとおり、本発明により製造された鋼管は、高強度
を有し、しかも細粒であるため低温靭性が著しく優れて
いるので、極北の寒冷地において有利に使用され得る。
を有し、しかも細粒であるため低温靭性が著しく優れて
いるので、極北の寒冷地において有利に使用され得る。
【図面の簡単な説明】
第１図は、直接焼入処理後のγ粒度に及ぼずＴ１および
Ｎｂ量の影響を示す。 第１図 ０．０１ ０．０２ θ、０３ ｏ、ｏ４ ａＳ Ｎｚ量 （り）
Ｎｂ量の影響を示す。 第１図 ０．０１ ０．０２ θ、０３ ｏ、ｏ４ ａＳ Ｎｚ量 （り）
Claims (4)
- （１）温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０２〜０．２０％（重量％、以下同じ）Ｓｉ：
０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．１５〜２．５０％ Ｓ：０．０１％以下 Ｐ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｎ：０．０１％以下 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８５０℃〜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靭性シームレス鋼管の
製造法。 - （２）温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．１５〜２．５０％ Ｓ：０．０１％以下 Ｐ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｎ：０．０１％以下 を含有してさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：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８
５０℃〜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
高靭性シームレス鋼管の製造法。 - （３）温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．１５〜２．５０％ Ｓ：０．０１％以下 Ｐ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｎ：０．０１％以下 を含有してさらに、 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８５０℃〜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
織の低合金高靭性シームレス鋼管の製造法。 - （４）温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０２〜０．２０％ Ｓｉ：０．０１〜０．５０％ Ｍｎ：０．１５〜２．５０％ Ｓ：０．０１％以下 Ｐ：０．０２％以下 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ｔｉ：０．００５〜０．１０％ Ｎｂ：０．００５〜０．１０％ Ｎ：０．０１％以下 を含有してさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：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８５０℃〜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靭性シームレス鋼管の製造
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19863889A JPH0364415A (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 低合金高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19863889A JPH0364415A (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 低合金高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0364415A true JPH0364415A (ja) | 1991-03-19 |
Family
ID=16394539
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19863889A Pending JPH0364415A (ja) | 1989-07-31 | 1989-07-31 | 低合金高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0364415A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0551648A (ja) * | 1991-06-10 | 1993-03-02 | Kawasaki Steel Corp | 電縫鋼管の製造方法 |
| EP0587474A1 (fr) * | 1992-09-09 | 1994-03-16 | Sollac | Dispositif de liaison entre deux pièces notamment ligne d'échappement de véhicule automobile |
| 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 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52152814A (en) * | 1976-06-14 | 1977-12-19 | Nippon Steel Corp | Thermo-mechanical treatment of seamless steel pipe |
| JPS57155325A (en) * | 1981-03-20 | 1982-09-25 | Sumitomo Metal Ind Ltd | Production of seamless steel pipe |
| JPS6067623A (ja) * | 1983-09-21 | 1985-04-18 | 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 |
| JPS63250418A (ja) * | 1987-04-07 | 1988-10-18 | Nippon Steel Corp | 高強度低降伏比ラインパイプの製造方法 |
-
1989
- 1989-07-31 JP JP19863889A patent/JPH0364415A/ja active Pending
Patent Citations (4)
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|---|---|---|---|---|
| JPS52152814A (en) * | 1976-06-14 | 1977-12-19 | Nippon Steel Corp | Thermo-mechanical treatment of seamless steel pipe |
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| 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 |
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