JPH0547603B2 - - Google Patents
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- JPH0547603B2 JPH0547603B2 JP31731487A JP31731487A JPH0547603B2 JP H0547603 B2 JPH0547603 B2 JP H0547603B2 JP 31731487 A JP31731487 A JP 31731487A JP 31731487 A JP31731487 A JP 31731487A JP H0547603 B2 JPH0547603 B2 JP H0547603B2
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Description
（産業上の利用分野）
この発明は、オーステナイト系ステンレス継目
無鋼管の仕上げ圧延方法に関し、とくに該ステン
レス継目無鋼管の製品特性の劣化を伴うことなし
に製造工程の簡略化を図ろうとするものである。 （従来の技術） 継目無鋼管は一般にマンドレルミル方式、プラ
グミル方式等の圧延法、あるいは、ユージンセジ
ユルネ方式、エアハルトプツシユベンチ方式等の
熱間押出法で製造されるが、比較的小径サイズの
造管には、生産性、寸法精度が優れているマンド
レルミル方式の圧延法が広く利用されている。 さて従来、オーステナイト系ステンレス継目無
鋼管をマンドレルミル方式にて製造する場合の具
体的な工程としては、継目無鋼管用の素材ビレツ
トを回転炉床式加熱炉において所定の温度まで加
熱し、その後マンネスマンピアサにより穿孔圧延
を施すかあるいは連続鋳造機等によつてまず中空
素管を製造する。そして得られた中空素管を延伸
圧延機であるマンドレルミルにて減肉延伸する。
ここにマンドレルミルは中空素管にマンドレルバ
ーを挿入した状態で延伸圧延する圧延機で、通常
６〜８基のロールスタンドから構成されており、
各ロールスタンドには一対の孔型ロールを備え、
隣接するロールスタンド間ではこの孔型ロールの
回転軸を圧延軸に垂直な面内で相互に90度づつず
らして配置している。中空素管はマンドレルミル
で元の長さの２〜４倍の長さに延伸され、仕上圧
延用素管となる。次に仕上げ圧延用素管は、必要
に応じて再加熱炉によつて通常900℃〜1000℃の
間の所定の温度に再加熱された後、仕上げの圧延
機である、例えばストレツチレデユーサーによつ
て絞り圧延されさらに冷却床で常温まで冷却され
仕上り管となる。ストレツチレデユーサーでは素
管の外径が最大で75％も絞られ、かつ素材ビレツ
トの長さの40倍以上にも延伸され、さらにその外
表面はストレツチレデユーサーの最終側の数スタ
ンドの真円孔型ロールによつて定形されるため比
較的優れた外径寸法精度の仕上り管となる。その
後仕上り管は、耐食性、所定の機械的性質を附加
する目的で実施される固溶化熱処理のために熱処
理炉にて再び1010℃〜1150℃に加熱保持され、そ
の後焼入槽によつて常温まで冷却される。そして
最後に矯正機を経たのち酸洗槽によつて表面のス
ケールが除去される（第２図参照）。 （発明が解決しようとする問題点） ところで、従来の技術に従つて製造されるオー
ステナイト系ステンレス継目無鋼管は、上述の如
く所望の外径寸法に仕上げたのちに、固溶化熱処
理を行うことが不可欠であるため再加熱による余
計な熱処理費がかかるだけでなく、固溶化熱処理
を施しても必ずしも均一で微細な結晶粒が得られ
るとは限らなかつた。 製造工程の簡略化、とくに固溶化熱処理工程を
省略しても、再結晶軟質して耐粒界腐食性に優れ
るとともに、均一でより微細な結晶粒をもつオー
ステナイト系ステンレス継目無鋼管を得ることが
できる圧延方法を提案することがこの発明の目的
である。 （問題点を解決するための手段） オーステナント系ステンレス鋼板の製造にて固
溶化熱処理を省略する試みとして特開昭55−
107729号公報に開示された技術があるけれども、
この技術は鋼板の製造方法に関するもので、変形
挙動が複雑な継目無鋼管とは全く製造プロセスが
異なるために、新規な考えが必要であつた。そこ
で発明者らは前記マンネスマン−マンドレルミル
方式の継目無鋼管製造工程を詳細に見直し、オー
ステナイト系ステンレス鋼の固溶化の目的が再結
晶軟質化と炭化物の固溶化であることを着目して
検討した結果、マンネスマン−マンドレルミル方
式でのオーステナイト系ステンレス継目無鋼管の
製造に於て、再加熱炉以前の工程で附加されたひ
ずみの開放と、析出した炭化物の固溶化を再加熱
炉における仕上げ圧延用素管の加熱中に完了さ
せ、その後の仕上げ圧延時の加工ひずみによる圧
延中の再結晶によつて結晶粒を細粒均一化し、か
つ炭化物を析出させない冷却速度で冷却すること
によつて、仕上げ管を再び加熱して固溶化熱処理
を実施せずとも、圧延ままの状態で再結晶軟質化
し、かつ十分炭化物の固溶化が達成されたオース
テナイト系ステンレス継目無鋼管が得られること
が明らかとなつた。この発明は上記の知見に立脚
するものである。 すなわちこの発明はＣ：0.08wt％以下（以下単
に％で示す）、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、
Cr：16〜26％、Ｎ：0.3％以下を含むオーステナ
イト系ステンレス継目無鋼管を製造するに当り、
上記成分を含む仕上げ圧延用素管を1050℃以上、
1200℃以下に再加熱したのち、仕上げ圧延用素管
の断面積A0（cm2）、仕上げ管の断面積Ａ（cm2）とす
るときに、ε＝ln（A0／Ａ）にて表わされる仕上
げ圧延時の加工ひずみεに応じて仕上げ温度Ｔが
次式、Ｔ≧220・exp（−２・ε）＋900を満足する
条件にて仕上げ圧延を実施すること、この仕上げ
圧延後における900〜500℃の温度域にて平均冷却
速度Ｖ（℃／Ｓ）が次式、Ｖ≧C3×104、ここに、
Ｃ：炭素含有量（wt％）を満足する条件にて冷
却することを特徴とするオーステナイト系ステン
レス継目無鋼管の仕上げ圧延方法である。 ここで、この発明に適合するオーステナイト系
ステンレス継目無鋼管の成分組成の限定理由につ
きまず説明する。 Ｃ： Ｃはオーステナイト相を安定化し、強度を増
加させるのに有効であるが、0.08％を超えると
Cr炭化物が形成されやすくなり、とくに900〜
500℃の炭化物析出領域での冷却速度は増加さ
せることが必要になるので、Ｃは0.08％以下に
限定した。 Si： Siは通常脱酸元素として添加されるが、1.0
％を超える添加は熱間加工性を低下させるの
で、Siは1.0％以下に限定した。 Mn： Mnは脱酸と熱間加工性の向上のため添加さ
れるが、2.0％を超える添加は耐食性を阻害す
るので、Mnは2.0％以下に限定した。 Cr： Crはステンレス鋼の耐食性を保つのに必須
の元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼
においては硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対す
る耐食性は16.0％未満では不十分である。しか
し、26.0％を超える添加は耐食性が飽和の傾向
を示す一方、オーステナイト組織を保つため高
価なNiを増加する必要があり、コスト上昇を
招く。これらの理由からCrは16.0〜26.0％の範
囲に限定した。 Ni： Niはオーステナイト組織を安定化する作用
を有すると共に、硫酸、塩酸等の非酸化性の酸
に対する耐食性を改善するが、6.0％未満では
十分ではない。しかし、22.0％を超える添加は
耐食性が飽和の傾向を示しコストの上昇にな
る。これらの理由からNiは6.0〜22.0％の範囲
に限定した。 Ｎ： Ｎは強度上昇と耐食性の向上に効果のある元
素であるが、0.3％を超える添加は製造性の低
下を招くので、Ｎは0.3％以下に限定した。 この発明を実施するに当つては、上記の成分
だけでも良いし、その他必要に応じて４％以下
のMo、25％以下のCu、0.8％以下のNb、0.5％
以下のTiを添加することもできる。なお、こ
れら添加元素の成分範囲について以下に述べ
る。 Mo： Moは耐食性、時に耐孔食性の向上に著しい
効果のある元素であるが高価な元素であるため
多量の添加はコスト増加となるので４％以下が
好ましい。 Cu： CuはMoと同じく耐食性、特に耐孔食性の向
上に著しい効果のある元素であるが、高価な元
素であるため多量の添加はコスト増加となるの
で2.5％以下が好ましい。 Nb： NbはNb炭化物を形成し、Cr炭化物の生成を
抑制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化
のために添加されるために添加されるが、Ｃと
有効に結びつくためのNb量はＣ（％）×10で十
分であり、多量の添加は製造法の低下を招くの
で上限を0.8％とするのが好ましい。 Ti： TiはNbと同じく、Ti炭化物を形成してCr炭
化物の生成を抑制して耐粒界腐食性の向上や結
晶粒の微細化のために添加されるがＣと有効に
結びつくためのTi量はＣ（％）×５分で十分で
あり、多量の添加は製造性の低下を招くので上
限を0.5％とするのが好ましい。 （作用） この発明でまず再加熱炉における仕上げ圧延用
素管の加熱温度を1050℃以上、1200℃以下に規制
するが、その理由は、再加熱炉での加熱中に、そ
れ以前の工程で附加された加工ひずみを開放して
再結晶させ、析出した炭化物を固溶化させること
が必要でありそのためには、再加熱炉での加熱温
度は少なくともオーステナイト系ステンレス鋼の
再結晶、固溶化温度以上で、かつその後の仕上げ
圧延に再結晶状態を確保できる1050℃以上が絶対
条件である。しかし、1200℃を超えると、再加熱
炉で結晶粒が粗大化し、その後の工程である仕上
げ圧延での結晶粒の細粒均一化が阻害される。 したがつて、再加熱炉での仕上げ圧延用素管の
加熱温度は1050℃以上、1200℃以下とした。 次に仕上げ圧延用素管の断面積をA0（cm2）、仕
上げ管の断面積Ａ（cm2）とするときに次式 ε＝ln（A0／Ａ） ……(1) で表わされる仕上げ圧延時の加工ひずみεに応じ
て仕上げ温度すなわちマンドレルミルの出側にお
ける仕上り管温度Ｔ（℃）が次式、 Ｔ≧220・exp（−２・ε）＋900 ……(2) を満たす条件で仕上げ圧延を実施するのは、下記
の理由からである。 第１図にSUS304鋼について、外径90mm、肉厚
３〜10mm、及び外径146mm、肉厚５mmの仕上げ圧
延用素管を用いて、再加熱温度を1050〜1200℃と
して、絞り圧延での加工ひずみεと仕上り管温度
Ｔとを変化させて仕上げ圧延を実施した後の未再
結晶組織残存の有無を示す。ここで、加工ひずみ
εは仕上り管の外径絞り率を変えることにより、
また仕上げ温度Ｔは、仕上げ圧延時のデスケーリ
ング水量、ロール冷却水量等を調整することによ
り変化させた。仕上り管温度Ｔが低い程、加工ひ
ずみεが小さい程、未再結晶組織が残存し、仕上
り管温度Ｔが220・exp（−２・ε）＋900（℃）以
上であれば、完全な再結晶組織が得られる。未再
結晶が残存すると、YS、TSが上昇し、伸びが低
下し、例えば製品の曲げ、拡管、縮管等の加工を
実施した場合に、割れ、破断等の欠陥が発生しや
すくなり、好ましくない。以上の結果より、この
発明では、再結晶軟質化した加工性の良いオース
テナイト系ステンレス継目無鋼管を得るために、
仕上り管温度Ｔを220・exp（−２・ε）＋900（℃）
以上と限定した。 次に仕上げ圧延後における900〜500℃の温度域
を平均冷却速度Ｖ（℃／sec）が鋼中の炭素含有量
Ｃ（wt％）に応じてＶ≧C3×104を満たす条件で
冷却するのは、900〜500℃の温度域での平均冷却
速度Ｖ（℃／sec）が、Cr炭化物の析出に及ぼす
影響を炭素含有量の種々異なるオーステナイト系
ステンレス鋼について調査した結果、炭素量Ｃ
（wt％）に応じて、Ｖ≧C3×104を満足する場合
には耐粒界腐食性を維持できるが、上記関係式を
満足しない遅い平均冷却速度で冷却した場合は
Cr炭化物が析出して耐粒界腐食性が劣化するこ
とが判明した。従つて、この発明では900〜500℃
の温度域での平均冷却速度をＶ≧C3×104と規定
した。なお、ここで900℃を超える高温域あるい
は500℃未満の低温域における冷却速度はCr炭化
物の析出に影響を与えないので、900〜500℃の温
度域についてのみ冷却速度を限定した。 （実施例）
無鋼管の仕上げ圧延方法に関し、とくに該ステン
レス継目無鋼管の製品特性の劣化を伴うことなし
に製造工程の簡略化を図ろうとするものである。 （従来の技術） 継目無鋼管は一般にマンドレルミル方式、プラ
グミル方式等の圧延法、あるいは、ユージンセジ
ユルネ方式、エアハルトプツシユベンチ方式等の
熱間押出法で製造されるが、比較的小径サイズの
造管には、生産性、寸法精度が優れているマンド
レルミル方式の圧延法が広く利用されている。 さて従来、オーステナイト系ステンレス継目無
鋼管をマンドレルミル方式にて製造する場合の具
体的な工程としては、継目無鋼管用の素材ビレツ
トを回転炉床式加熱炉において所定の温度まで加
熱し、その後マンネスマンピアサにより穿孔圧延
を施すかあるいは連続鋳造機等によつてまず中空
素管を製造する。そして得られた中空素管を延伸
圧延機であるマンドレルミルにて減肉延伸する。
ここにマンドレルミルは中空素管にマンドレルバ
ーを挿入した状態で延伸圧延する圧延機で、通常
６〜８基のロールスタンドから構成されており、
各ロールスタンドには一対の孔型ロールを備え、
隣接するロールスタンド間ではこの孔型ロールの
回転軸を圧延軸に垂直な面内で相互に90度づつず
らして配置している。中空素管はマンドレルミル
で元の長さの２〜４倍の長さに延伸され、仕上圧
延用素管となる。次に仕上げ圧延用素管は、必要
に応じて再加熱炉によつて通常900℃〜1000℃の
間の所定の温度に再加熱された後、仕上げの圧延
機である、例えばストレツチレデユーサーによつ
て絞り圧延されさらに冷却床で常温まで冷却され
仕上り管となる。ストレツチレデユーサーでは素
管の外径が最大で75％も絞られ、かつ素材ビレツ
トの長さの40倍以上にも延伸され、さらにその外
表面はストレツチレデユーサーの最終側の数スタ
ンドの真円孔型ロールによつて定形されるため比
較的優れた外径寸法精度の仕上り管となる。その
後仕上り管は、耐食性、所定の機械的性質を附加
する目的で実施される固溶化熱処理のために熱処
理炉にて再び1010℃〜1150℃に加熱保持され、そ
の後焼入槽によつて常温まで冷却される。そして
最後に矯正機を経たのち酸洗槽によつて表面のス
ケールが除去される（第２図参照）。 （発明が解決しようとする問題点） ところで、従来の技術に従つて製造されるオー
ステナイト系ステンレス継目無鋼管は、上述の如
く所望の外径寸法に仕上げたのちに、固溶化熱処
理を行うことが不可欠であるため再加熱による余
計な熱処理費がかかるだけでなく、固溶化熱処理
を施しても必ずしも均一で微細な結晶粒が得られ
るとは限らなかつた。 製造工程の簡略化、とくに固溶化熱処理工程を
省略しても、再結晶軟質して耐粒界腐食性に優れ
るとともに、均一でより微細な結晶粒をもつオー
ステナイト系ステンレス継目無鋼管を得ることが
できる圧延方法を提案することがこの発明の目的
である。 （問題点を解決するための手段） オーステナント系ステンレス鋼板の製造にて固
溶化熱処理を省略する試みとして特開昭55−
107729号公報に開示された技術があるけれども、
この技術は鋼板の製造方法に関するもので、変形
挙動が複雑な継目無鋼管とは全く製造プロセスが
異なるために、新規な考えが必要であつた。そこ
で発明者らは前記マンネスマン−マンドレルミル
方式の継目無鋼管製造工程を詳細に見直し、オー
ステナイト系ステンレス鋼の固溶化の目的が再結
晶軟質化と炭化物の固溶化であることを着目して
検討した結果、マンネスマン−マンドレルミル方
式でのオーステナイト系ステンレス継目無鋼管の
製造に於て、再加熱炉以前の工程で附加されたひ
ずみの開放と、析出した炭化物の固溶化を再加熱
炉における仕上げ圧延用素管の加熱中に完了さ
せ、その後の仕上げ圧延時の加工ひずみによる圧
延中の再結晶によつて結晶粒を細粒均一化し、か
つ炭化物を析出させない冷却速度で冷却すること
によつて、仕上げ管を再び加熱して固溶化熱処理
を実施せずとも、圧延ままの状態で再結晶軟質化
し、かつ十分炭化物の固溶化が達成されたオース
テナイト系ステンレス継目無鋼管が得られること
が明らかとなつた。この発明は上記の知見に立脚
するものである。 すなわちこの発明はＣ：0.08wt％以下（以下単
に％で示す）、Si：1.0％以下、Mn：2.0％以下、
Cr：16〜26％、Ｎ：0.3％以下を含むオーステナ
イト系ステンレス継目無鋼管を製造するに当り、
上記成分を含む仕上げ圧延用素管を1050℃以上、
1200℃以下に再加熱したのち、仕上げ圧延用素管
の断面積A0（cm2）、仕上げ管の断面積Ａ（cm2）とす
るときに、ε＝ln（A0／Ａ）にて表わされる仕上
げ圧延時の加工ひずみεに応じて仕上げ温度Ｔが
次式、Ｔ≧220・exp（−２・ε）＋900を満足する
条件にて仕上げ圧延を実施すること、この仕上げ
圧延後における900〜500℃の温度域にて平均冷却
速度Ｖ（℃／Ｓ）が次式、Ｖ≧C3×104、ここに、
Ｃ：炭素含有量（wt％）を満足する条件にて冷
却することを特徴とするオーステナイト系ステン
レス継目無鋼管の仕上げ圧延方法である。 ここで、この発明に適合するオーステナイト系
ステンレス継目無鋼管の成分組成の限定理由につ
きまず説明する。 Ｃ： Ｃはオーステナイト相を安定化し、強度を増
加させるのに有効であるが、0.08％を超えると
Cr炭化物が形成されやすくなり、とくに900〜
500℃の炭化物析出領域での冷却速度は増加さ
せることが必要になるので、Ｃは0.08％以下に
限定した。 Si： Siは通常脱酸元素として添加されるが、1.0
％を超える添加は熱間加工性を低下させるの
で、Siは1.0％以下に限定した。 Mn： Mnは脱酸と熱間加工性の向上のため添加さ
れるが、2.0％を超える添加は耐食性を阻害す
るので、Mnは2.0％以下に限定した。 Cr： Crはステンレス鋼の耐食性を保つのに必須
の元素であり、オーステナイト系ステンレス鋼
においては硫酸、塩酸等の非酸化性の酸に対す
る耐食性は16.0％未満では不十分である。しか
し、26.0％を超える添加は耐食性が飽和の傾向
を示す一方、オーステナイト組織を保つため高
価なNiを増加する必要があり、コスト上昇を
招く。これらの理由からCrは16.0〜26.0％の範
囲に限定した。 Ni： Niはオーステナイト組織を安定化する作用
を有すると共に、硫酸、塩酸等の非酸化性の酸
に対する耐食性を改善するが、6.0％未満では
十分ではない。しかし、22.0％を超える添加は
耐食性が飽和の傾向を示しコストの上昇にな
る。これらの理由からNiは6.0〜22.0％の範囲
に限定した。 Ｎ： Ｎは強度上昇と耐食性の向上に効果のある元
素であるが、0.3％を超える添加は製造性の低
下を招くので、Ｎは0.3％以下に限定した。 この発明を実施するに当つては、上記の成分
だけでも良いし、その他必要に応じて４％以下
のMo、25％以下のCu、0.8％以下のNb、0.5％
以下のTiを添加することもできる。なお、こ
れら添加元素の成分範囲について以下に述べ
る。 Mo： Moは耐食性、時に耐孔食性の向上に著しい
効果のある元素であるが高価な元素であるため
多量の添加はコスト増加となるので４％以下が
好ましい。 Cu： CuはMoと同じく耐食性、特に耐孔食性の向
上に著しい効果のある元素であるが、高価な元
素であるため多量の添加はコスト増加となるの
で2.5％以下が好ましい。 Nb： NbはNb炭化物を形成し、Cr炭化物の生成を
抑制して耐粒界腐食性の向上や結晶粒の微細化
のために添加されるために添加されるが、Ｃと
有効に結びつくためのNb量はＣ（％）×10で十
分であり、多量の添加は製造法の低下を招くの
で上限を0.8％とするのが好ましい。 Ti： TiはNbと同じく、Ti炭化物を形成してCr炭
化物の生成を抑制して耐粒界腐食性の向上や結
晶粒の微細化のために添加されるがＣと有効に
結びつくためのTi量はＣ（％）×５分で十分で
あり、多量の添加は製造性の低下を招くので上
限を0.5％とするのが好ましい。 （作用） この発明でまず再加熱炉における仕上げ圧延用
素管の加熱温度を1050℃以上、1200℃以下に規制
するが、その理由は、再加熱炉での加熱中に、そ
れ以前の工程で附加された加工ひずみを開放して
再結晶させ、析出した炭化物を固溶化させること
が必要でありそのためには、再加熱炉での加熱温
度は少なくともオーステナイト系ステンレス鋼の
再結晶、固溶化温度以上で、かつその後の仕上げ
圧延に再結晶状態を確保できる1050℃以上が絶対
条件である。しかし、1200℃を超えると、再加熱
炉で結晶粒が粗大化し、その後の工程である仕上
げ圧延での結晶粒の細粒均一化が阻害される。 したがつて、再加熱炉での仕上げ圧延用素管の
加熱温度は1050℃以上、1200℃以下とした。 次に仕上げ圧延用素管の断面積をA0（cm2）、仕
上げ管の断面積Ａ（cm2）とするときに次式 ε＝ln（A0／Ａ） ……(1) で表わされる仕上げ圧延時の加工ひずみεに応じ
て仕上げ温度すなわちマンドレルミルの出側にお
ける仕上り管温度Ｔ（℃）が次式、 Ｔ≧220・exp（−２・ε）＋900 ……(2) を満たす条件で仕上げ圧延を実施するのは、下記
の理由からである。 第１図にSUS304鋼について、外径90mm、肉厚
３〜10mm、及び外径146mm、肉厚５mmの仕上げ圧
延用素管を用いて、再加熱温度を1050〜1200℃と
して、絞り圧延での加工ひずみεと仕上り管温度
Ｔとを変化させて仕上げ圧延を実施した後の未再
結晶組織残存の有無を示す。ここで、加工ひずみ
εは仕上り管の外径絞り率を変えることにより、
また仕上げ温度Ｔは、仕上げ圧延時のデスケーリ
ング水量、ロール冷却水量等を調整することによ
り変化させた。仕上り管温度Ｔが低い程、加工ひ
ずみεが小さい程、未再結晶組織が残存し、仕上
り管温度Ｔが220・exp（−２・ε）＋900（℃）以
上であれば、完全な再結晶組織が得られる。未再
結晶が残存すると、YS、TSが上昇し、伸びが低
下し、例えば製品の曲げ、拡管、縮管等の加工を
実施した場合に、割れ、破断等の欠陥が発生しや
すくなり、好ましくない。以上の結果より、この
発明では、再結晶軟質化した加工性の良いオース
テナイト系ステンレス継目無鋼管を得るために、
仕上り管温度Ｔを220・exp（−２・ε）＋900（℃）
以上と限定した。 次に仕上げ圧延後における900〜500℃の温度域
を平均冷却速度Ｖ（℃／sec）が鋼中の炭素含有量
Ｃ（wt％）に応じてＶ≧C3×104を満たす条件で
冷却するのは、900〜500℃の温度域での平均冷却
速度Ｖ（℃／sec）が、Cr炭化物の析出に及ぼす
影響を炭素含有量の種々異なるオーステナイト系
ステンレス鋼について調査した結果、炭素量Ｃ
（wt％）に応じて、Ｖ≧C3×104を満足する場合
には耐粒界腐食性を維持できるが、上記関係式を
満足しない遅い平均冷却速度で冷却した場合は
Cr炭化物が析出して耐粒界腐食性が劣化するこ
とが判明した。従つて、この発明では900〜500℃
の温度域での平均冷却速度をＶ≧C3×104と規定
した。なお、ここで900℃を超える高温域あるい
は500℃未満の低温域における冷却速度はCr炭化
物の析出に影響を与えないので、900〜500℃の温
度域についてのみ冷却速度を限定した。 （実施例）
【表】
上記第１表に示す６鋼種のオーステナイト系ス
テンレス鋼を用いて、第２表に示す製造条件にて
継目無鋼管を製造して、得られた各鋼管における
機械的性質等を調査した。その結果を第２表に併
せて示す。 なお、機械的性質は仕上り管の外径が60.5mm以
下のものはJISZ2201に規定される14C号試験片、
それを超える外径のものは同じく14B号試験片に
てJISZ2241に規定される金属材料引張試験方法
で測定し、再結晶組織は断面の顕微鏡観察にて、
未再結晶組織が残存しておらず、完全な再結晶組
織となつているものに関して○、未再結晶組織が
残存しているものに×を記した。また耐粒界腐食
性は、JISG0571に規定される10％しゆう酸エツ
チ試験法による判別で段状組織を○、それ以外を
×として評価した。さらに粒度番号はJISG0551
に規定されるオーステナイト結晶粒度試験法にて
算出した。
テンレス鋼を用いて、第２表に示す製造条件にて
継目無鋼管を製造して、得られた各鋼管における
機械的性質等を調査した。その結果を第２表に併
せて示す。 なお、機械的性質は仕上り管の外径が60.5mm以
下のものはJISZ2201に規定される14C号試験片、
それを超える外径のものは同じく14B号試験片に
てJISZ2241に規定される金属材料引張試験方法
で測定し、再結晶組織は断面の顕微鏡観察にて、
未再結晶組織が残存しておらず、完全な再結晶組
織となつているものに関して○、未再結晶組織が
残存しているものに×を記した。また耐粒界腐食
性は、JISG0571に規定される10％しゆう酸エツ
チ試験法による判別で段状組織を○、それ以外を
×として評価した。さらに粒度番号はJISG0551
に規定されるオーステナイト結晶粒度試験法にて
算出した。
【表】
【表】
第２表より明らかなようにこの発明に従えば再
結晶軟質化して耐粒界腐食性に優れ、かつ均一で
より微細な結晶粒を持つオーステナイト系ステン
レス継目無鋼管が得られているのが認められる。 なお参考までに第３表に、圧延後に固溶化処理
を実施した従来例のデータを示すが、この発明に
従えば固溶化処理を施した場合と同等の結果が得
られることは明らかである。
結晶軟質化して耐粒界腐食性に優れ、かつ均一で
より微細な結晶粒を持つオーステナイト系ステン
レス継目無鋼管が得られているのが認められる。 なお参考までに第３表に、圧延後に固溶化処理
を実施した従来例のデータを示すが、この発明に
従えば固溶化処理を施した場合と同等の結果が得
られることは明らかである。
【表】
（発明の効果）
この発明によれば、圧延工程後の熱処理炉によ
る固溶化熱処理工程を省略できるし、十分再結晶
軟質化して耐粒界腐食性に優れた、かつ均一でよ
り微細な結晶粒を持つオーステナイト系ステンレ
ス継目無鋼管が得られる。
る固溶化熱処理工程を省略できるし、十分再結晶
軟質化して耐粒界腐食性に優れた、かつ均一でよ
り微細な結晶粒を持つオーステナイト系ステンレ
ス継目無鋼管が得られる。
第１図は加工ひずみと仕上り管温度を変えた時
の未再結晶残存の有無を示すグラフ、第２図はマ
ンネスマン−マンドレルミル方式での継目無鋼管
製造ラインの従来例を示す概略図である。 １……ビレツト、２……回転炉床式加熱炉、３
……マンネスマンピアサ、５……連続鋳造機、４
Ａ……中空素管、４Ｂ……仕上げ圧延用素管、６
……マンドレルミル、７……マンドレルバー、８
……孔型ロール、９……再加熱炉、１０……スト
レツチレデユーサ、１１……仕上り管、１２……
冷却床、１３……熱処理炉、１４……焼入槽、１
５……矯正機、１６……酸洗槽。
の未再結晶残存の有無を示すグラフ、第２図はマ
ンネスマン−マンドレルミル方式での継目無鋼管
製造ラインの従来例を示す概略図である。 １……ビレツト、２……回転炉床式加熱炉、３
……マンネスマンピアサ、５……連続鋳造機、４
Ａ……中空素管、４Ｂ……仕上げ圧延用素管、６
……マンドレルミル、７……マンドレルバー、８
……孔型ロール、９……再加熱炉、１０……スト
レツチレデユーサ、１１……仕上り管、１２……
冷却床、１３……熱処理炉、１４……焼入槽、１
５……矯正機、１６……酸洗槽。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.08wt％以下、Si：1.0wt％以下、Mn：
2.0wt％以下、Cr：16〜26wt％、Ｎ：0.3wt％以
下を含むオーステナイト系ステンレス継目無鋼管
を製造するに当り、 上記成分を含む仕上げ圧延用素管を1050℃以
上、1200℃以下に再加熱したのち、仕上げ圧延用
素管の断面積A0（cm2）、仕上げ管の断面積Ａ（cm2）
とするときに、 ε＝ln（A0／Ａ） にて表わされる仕上げ圧延時の加工ひずみεに応
じて仕上げ温度Ｔが次式、 Ｔ≧220・exp（−２・ε）＋900 を満足する条件にて仕上げ圧延を実施すること、 この仕上げ圧延後における900〜500℃の温度域
にて平均冷却速度Ｖ（℃／Ｓ）が次式、 Ｖ≧C3×104、ここに、Ｃ：炭
素含有量（wt％）、 を満足する条件にて冷却することを特徴とするオ
ーステナイト系ステンレス継目無鋼管の仕上げ圧
延方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31731487A JPH01159321A (ja) | 1987-12-17 | 1987-12-17 | オーステナイト系ステンレス継目無鋼管の仕上げ圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31731487A JPH01159321A (ja) | 1987-12-17 | 1987-12-17 | オーステナイト系ステンレス継目無鋼管の仕上げ圧延方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01159321A JPH01159321A (ja) | 1989-06-22 |
| JPH0547603B2 true JPH0547603B2 (ja) | 1993-07-19 |
Family
ID=18086826
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31731487A Granted JPH01159321A (ja) | 1987-12-17 | 1987-12-17 | オーステナイト系ステンレス継目無鋼管の仕上げ圧延方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01159321A (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1446152A (zh) * | 2000-08-01 | 2003-10-01 | 日新制钢株式会社 | 用于机动车的不锈钢制燃料箱 |
| JP4720491B2 (ja) * | 2005-12-22 | 2011-07-13 | 住友金属工業株式会社 | ステンレス鋼管の製造方法 |
| WO2007126005A1 (ja) * | 2006-04-28 | 2007-11-08 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ステンレス鋼管の製造方法 |
| CN104831179A (zh) * | 2015-04-28 | 2015-08-12 | 苏州钢特威钢管有限公司 | 耐高温奥氏体不锈钢无缝钢管及其制备方法 |
-
1987
- 1987-12-17 JP JP31731487A patent/JPH01159321A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01159321A (ja) | 1989-06-22 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |