JPH06184636A - 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH06184636A JPH06184636A JP33906592A JP33906592A JPH06184636A JP H06184636 A JPH06184636 A JP H06184636A JP 33906592 A JP33906592 A JP 33906592A JP 33906592 A JP33906592 A JP 33906592A JP H06184636 A JPH06184636 A JP H06184636A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 シームレス圧延ＤＱ−Ｔプロセスで高強度・
高靭性厚肉鋼管を製造する。 【構成】 １１００℃以上に加熱された鋼片を穿孔圧延
して得られた中空素管を、主圧延機で成形加工を施し、
更に形状矯正のための連続圧延を行った後Ａｒ1点〜９
００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度より高いＡ
ｃ3 〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０
℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以
上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いて６００℃
以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行う。 【効果】 Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させることか
ら、低Ｃ当量で高強度化が達成でき、溶接特性の優れた
鋼管が得られる。
高靭性厚肉鋼管を製造する。 【構成】 １１００℃以上に加熱された鋼片を穿孔圧延
して得られた中空素管を、主圧延機で成形加工を施し、
更に形状矯正のための連続圧延を行った後Ａｒ1点〜９
００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度より高いＡ
ｃ3 〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０
℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以
上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いて６００℃
以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行う。 【効果】 Ｂは鋼の焼入性を著しく向上させることか
ら、低Ｃ当量で高強度化が達成でき、溶接特性の優れた
鋼管が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、溶接性の優れた高強度
高靭性シームレス鋼管の製造法に関するものである。
高靭性シームレス鋼管の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー資源としてのガス井、
油井開発は硫化水素濃度の高い環境で且つ極北、高深度
化する傾向にあり開発機材として使用されるシームレス
鋼管に対しては、耐水素割れ性、高溶接性、高強度、高
靭性（−６０℃保証）を兼ね備えた性質が要求されてい
る。しかし従来より、このような諸特性をＡＳＴＭ N
o．６より粗粒組織を呈するこれまでの通常の鋼で同時
に満足することは非常に困難である。
油井開発は硫化水素濃度の高い環境で且つ極北、高深度
化する傾向にあり開発機材として使用されるシームレス
鋼管に対しては、耐水素割れ性、高溶接性、高強度、高
靭性（−６０℃保証）を兼ね備えた性質が要求されてい
る。しかし従来より、このような諸特性をＡＳＴＭ N
o．６より粗粒組織を呈するこれまでの通常の鋼で同時
に満足することは非常に困難である。
【０００３】一方、熱間シームレスの圧延工程は、鋳造
鋼片の穿孔圧延、延伸圧延、仕上圧延工程に分けられる
が、成型性および表面部位の確保のため通常１１００℃
以上の高温域で大部分の加工が行なわれるため、圧延後
の再結晶γ粒の粒成長は著しく、結晶粒度はＡＳＴＭ
No．６より粗粒となる。すなわち、近年の油井開発機材
として要求される特性を満足するにはＡＳＴＭ No．６
以上の微細組織を安定して得る必要があるが、ＡＳＴＭ
No．６以上の微細組織を確保し溶接性の優れた高強度
高靭性シームレス鋼管を得るには熱間シームレス圧延直
後に焼入する直接焼入−焼戻し工程では不十分であっ
た。例えば特開昭５２−７７８１３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Ａｒ1 点以下に
下げて再度オーステナイト化し引き続き行う仕上圧延後
に焼入−焼戻しするか、或いは通常の仕上圧延後に再加
熱焼入−焼戻しする必要があった。
鋼片の穿孔圧延、延伸圧延、仕上圧延工程に分けられる
が、成型性および表面部位の確保のため通常１１００℃
以上の高温域で大部分の加工が行なわれるため、圧延後
の再結晶γ粒の粒成長は著しく、結晶粒度はＡＳＴＭ
No．６より粗粒となる。すなわち、近年の油井開発機材
として要求される特性を満足するにはＡＳＴＭ No．６
以上の微細組織を安定して得る必要があるが、ＡＳＴＭ
No．６以上の微細組織を確保し溶接性の優れた高強度
高靭性シームレス鋼管を得るには熱間シームレス圧延直
後に焼入する直接焼入−焼戻し工程では不十分であっ
た。例えば特開昭５２−７７８１３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Ａｒ1 点以下に
下げて再度オーステナイト化し引き続き行う仕上圧延後
に焼入−焼戻しするか、或いは通常の仕上圧延後に再加
熱焼入−焼戻しする必要があった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
ような製造方法はいずれにおいて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、従来の
熱間シームレス圧延ままで近年の油井開発に要求される
特性を満足できる必要条件である結晶粒度ＡＳＴＭ N
o．６以上が得られないため、直接焼入処理等の省工程
で溶接性の優れた高強度・高靭性シームレス鋼管が得ら
れない問題があった。
ような製造方法はいずれにおいて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、従来の
熱間シームレス圧延ままで近年の油井開発に要求される
特性を満足できる必要条件である結晶粒度ＡＳＴＭ N
o．６以上が得られないため、直接焼入処理等の省工程
で溶接性の優れた高強度・高靭性シームレス鋼管が得ら
れない問題があった。
【０００５】本発明は、このような現状にかんがみ、多
くの実験を行い検討した結果完成したものであって、鋼
成分および焼戻し処理条件を制御することによって溶接
性の優れた高強度・高靭性シームレス鋼管を得る製造法
を提供することを目的とする。
くの実験を行い検討した結果完成したものであって、鋼
成分および焼戻し処理条件を制御することによって溶接
性の優れた高強度・高靭性シームレス鋼管を得る製造法
を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成するために構成したもので、その要旨は、重量％とし
て Ｃ ：０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％
以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．９％、 Ｐ ：０．０２
０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．１％
以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．００
０３〜０．００３５％ を含有し、更に必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１
〜０．１０％、 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種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１１００℃以上に加熱して熱間穿孔圧延し
た中空素管を延伸（エロンゲーター）圧延機で成形加工
し、更に形状矯正連続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００
℃の温度まで降下した中空粗管を該温度より高いＡｃ3
〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3点＋５０℃以
上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の
温度から急冷する焼入処理を施し、続いて６００℃以下
の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行う溶接性の優
れた高強度・高靭性シームレス鋼管の製造法である。
成するために構成したもので、その要旨は、重量％とし
て Ｃ ：０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％
以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．９％、 Ｐ ：０．０２
０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．１％
以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．００
０３〜０．００３５％ を含有し、更に必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１
〜０．１０％、 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種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１１００℃以上に加熱して熱間穿孔圧延し
た中空素管を延伸（エロンゲーター）圧延機で成形加工
し、更に形状矯正連続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００
℃の温度まで降下した中空粗管を該温度より高いＡｃ3
〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3点＋５０℃以
上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の
温度から急冷する焼入処理を施し、続いて６００℃以下
の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行う溶接性の優
れた高強度・高靭性シームレス鋼管の製造法である。
【０００７】
【作用】以下本発明の製造法について詳細に説明する。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃ，Ｍｎは、焼入効果を増して強
度を高め降伏点３０〜８０kgf/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、多過ぎると溶接割れ感受性が高
くなり、難溶接となるためそれぞれ０．０２〜０．１５
％、０．３０〜１．９％とした。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃ，Ｍｎは、焼入効果を増して強
度を高め降伏点３０〜８０kgf/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、多過ぎると溶接割れ感受性が高
くなり、難溶接となるためそれぞれ０．０２〜０．１５
％、０．３０〜１．９％とした。
【０００８】Ｓｉは、溶接部の靭性を低下させるのでで
きるだけ少ない方が良いことから、０．５％以下とし
た。Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を生じ易く
有害な成分であり、又低温靭性の劣化をきたすためその
含有量を０．０２０％以下とした。Ｓは、ＭｎＳ系介在
物を形成して熱間連続圧延で延伸し低温靭性に有害な成
分であることから含有量を０．０１０％以下とした。
きるだけ少ない方が良いことから、０．５％以下とし
た。Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を生じ易く
有害な成分であり、又低温靭性の劣化をきたすためその
含有量を０．０２０％以下とした。Ｓは、ＭｎＳ系介在
物を形成して熱間連続圧延で延伸し低温靭性に有害な成
分であることから含有量を０．０１０％以下とした。
【０００９】Ａｌは脱酸剤が残存したもので、鋼中のＮ
と結合してＢの焼入性向上効果を変動させるのでできる
だけ少ない方が良いことから、０．１％以下とした。
と結合してＢの焼入性向上効果を変動させるのでできる
だけ少ない方が良いことから、０．１％以下とした。
【００１０】Ｔｉ，Ｎｂは、いずれもシームレス圧延中
の結晶粒径制御元素として本発明の成分の中で重要な元
素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれるＮ
と結合して、熱間圧延中の結晶粒制御および熱間圧延後
の結晶粒の成長を抑え、Ｂの焼入性向上効果を発揮させ
強度を高める。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
とＴｉＣを析出して鋼を脆化させるため０．００５〜
０．０３％とした。一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒
成長抑制および連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度ま
で降下した該粗管を該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃
に加熱した場合のγ粒の異常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、むしろ靭性の著しい劣化を来たすため
０．００５〜０．１０％とした。
の結晶粒径制御元素として本発明の成分の中で重要な元
素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれるＮ
と結合して、熱間圧延中の結晶粒制御および熱間圧延後
の結晶粒の成長を抑え、Ｂの焼入性向上効果を発揮させ
強度を高める。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
とＴｉＣを析出して鋼を脆化させるため０．００５〜
０．０３％とした。一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒
成長抑制および連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度ま
で降下した該粗管を該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃
に加熱した場合のγ粒の異常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、むしろ靭性の著しい劣化を来たすため
０．００５〜０．１０％とした。
【００１１】Ｎは、図１で示すようにＢの焼入性を低下
させる有害な成分として、その含有量を０．００５％以
下とした。Ｂは低Ｃ当量（溶接性の向上）でかつ高強度
を得るためにＴｉ，Ｎｂと同様に本発明の成分の中で重
要な元素である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎ
るとその効果が逆に低下することから０．０００３〜
０．００３５％とした。
させる有害な成分として、その含有量を０．００５％以
下とした。Ｂは低Ｃ当量（溶接性の向上）でかつ高強度
を得るためにＴｉ，Ｎｂと同様に本発明の成分の中で重
要な元素である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎ
るとその効果が逆に低下することから０．０００３〜
０．００３５％とした。
【００１２】上記の成分組成の鋼で更に鋼の強度を高め
る場合Ｃｒ等の成分を必要に応じて選択的に添加する。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ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０．１〜１．５％、０．０５
〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜０．１％と
した。
る場合Ｃｒ等の成分を必要に応じて選択的に添加する。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ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０．１〜１．５％、０．０５
〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜０．１％と
した。
【００１３】更に本発明は、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耐ＳＳＣ
（硫化物応力腐食割れ）性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０．００１〜０．０５％、０．００１〜０．０２％
とした。Ｃｏ，Ｃｕは、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０．０
５〜０．５％、０．１〜０．５％とした。
用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼の耐ＳＳＣ
（硫化物応力腐食割れ）性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０．００１〜０．０５％、０．００１〜０．０２％
とした。Ｃｏ，Ｃｕは、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０．０
５〜０．５％、０．１〜０．５％とした。
【００１４】次に熱間シームレス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。上記のような成分組
成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉であるいは更に真空脱
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
れた後高温に加熱し熱間穿孔圧延を行う。加熱温度は、
熱間穿孔圧延を容易にするため十分高くしておかねばな
らない。本発明の成分範囲内であれば１１００℃以上の
温度で熱間穿孔加工上なんら支障が生じないので、その
温度を１１００℃以上とした。
に限定した理由について説明する。上記のような成分組
成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉であるいは更に真空脱
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
れた後高温に加熱し熱間穿孔圧延を行う。加熱温度は、
熱間穿孔圧延を容易にするため十分高くしておかねばな
らない。本発明の成分範囲内であれば１１００℃以上の
温度で熱間穿孔加工上なんら支障が生じないので、その
温度を１１００℃以上とした。
【００１５】穿孔圧延が行われた中空素管は、延伸圧延
機で鋼管の最終形状に近い外径、肉厚まで粗加工する延
伸圧延を行う。延伸圧延終了後、中空粗管を更に形状矯
正連続圧延を行い、Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下
した該粗管は、該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃に再
加熱する。この再加熱温度は、最終仕上圧延後のγ粒径
の整粒、細粒化に影響する。すなわち、延伸圧延それに
続く熱間連続圧延温度がＡｒ3 点近傍に低下した場合、
熱間連続圧延後にパイプ全体にわたって再結晶が完了せ
ず未再結晶組織が部分的に残存する。図２は、熱間連続
圧延条件と再加熱前組織の未再結晶率の関係を示した。
圧延前のγ粒度は、通常ＡＳＴＭ No．３〜ＡＳＴＭ
No．６の範囲にあり、同図から明らかのように比較的粗
粒のＡＳＴＭ No．３では熱間連続圧延機前の温度がＡ
ｒ3 点近傍では未再結晶組織率が上昇する。この場合、
その後の熱間連続圧延機においても再結晶しない場合が
あり、未再結晶ままの状態で再加熱炉に挿入される。こ
のような未再結晶ままの組織から焼入された鋼は均一な
性質が得られない。よって、その後の再加熱炉で再結晶
させ、細粒化、整粒化させる必要がある。本発明の範囲
であればＡｃ3 点以上の再加熱で未再結晶組織はなくな
ることが確認された。しかし、あまり高温にすると結晶
粒径が粗大化するとともにパイプ表面スケールが多く生
成し表面品位が劣化するため、上限を１１００℃とし
た。
機で鋼管の最終形状に近い外径、肉厚まで粗加工する延
伸圧延を行う。延伸圧延終了後、中空粗管を更に形状矯
正連続圧延を行い、Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下
した該粗管は、該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃に再
加熱する。この再加熱温度は、最終仕上圧延後のγ粒径
の整粒、細粒化に影響する。すなわち、延伸圧延それに
続く熱間連続圧延温度がＡｒ3 点近傍に低下した場合、
熱間連続圧延後にパイプ全体にわたって再結晶が完了せ
ず未再結晶組織が部分的に残存する。図２は、熱間連続
圧延条件と再加熱前組織の未再結晶率の関係を示した。
圧延前のγ粒度は、通常ＡＳＴＭ No．３〜ＡＳＴＭ
No．６の範囲にあり、同図から明らかのように比較的粗
粒のＡＳＴＭ No．３では熱間連続圧延機前の温度がＡ
ｒ3 点近傍では未再結晶組織率が上昇する。この場合、
その後の熱間連続圧延機においても再結晶しない場合が
あり、未再結晶ままの状態で再加熱炉に挿入される。こ
のような未再結晶ままの組織から焼入された鋼は均一な
性質が得られない。よって、その後の再加熱炉で再結晶
させ、細粒化、整粒化させる必要がある。本発明の範囲
であればＡｃ3 点以上の再加熱で未再結晶組織はなくな
ることが確認された。しかし、あまり高温にすると結晶
粒径が粗大化するとともにパイプ表面スケールが多く生
成し表面品位が劣化するため、上限を１１００℃とし
た。
【００１６】再加熱後Ａｒ3 ＋５０℃以上の温度で熱間
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、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 ＋５０℃とした。
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、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 ＋５０℃とした。
【００１７】熱間最終仕上圧延後に完全γ状態から焼入
処理を行う。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確保するため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。
処理を行う。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確保するため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。
【００１８】焼入後、鋼の性質（強度、靭性、および耐
ＳＳＣ性など）の調質化のため焼戻し処理を行う。焼戻
し温度は、強度および靭性の安定化を図る目的から、特
に高靭性を確保するため６００℃以下とした。Ｎｂ含有
鋼について、焼戻し温度と靭性との関係の一例を図３に
示したが、６００℃以上の高温になると靭性の劣化が起
こることがわかる。その加熱方法については特に限定し
ない。
ＳＳＣ性など）の調質化のため焼戻し処理を行う。焼戻
し温度は、強度および靭性の安定化を図る目的から、特
に高靭性を確保するため６００℃以下とした。Ｎｂ含有
鋼について、焼戻し温度と靭性との関係の一例を図３に
示したが、６００℃以上の高温になると靭性の劣化が起
こることがわかる。その加熱方法については特に限定し
ない。
【００１９】以上の製造条件で得られるγは粗大粒を含
むことなく耐ＳＳＣ性および溶接特性の優れた高強度高
靭性シームレス鋼管の製造に有効である。
むことなく耐ＳＳＣ性および溶接特性の優れた高強度高
靭性シームレス鋼管の製造に有効である。
【００２０】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って直接焼入焼戻しした鋼管の強度、
靭性、γ粒度および溶接特性を示す。溶接特性は、ＪＩ
Ｓの最高硬さ試験法により求めて評価した。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が得られる。又、同一強度レ
ベルで溶接性を評価すると、本発明鋼の最高硬さがヴィ
ッカース硬さで約５０も低いことがわかる。
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って直接焼入焼戻しした鋼管の強度、
靭性、γ粒度および溶接特性を示す。溶接特性は、ＪＩ
Ｓの最高硬さ試験法により求めて評価した。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が得られる。又、同一強度レ
ベルで溶接性を評価すると、本発明鋼の最高硬さがヴィ
ッカース硬さで約５０も低いことがわかる。
【００２１】
【表１】
【００２２】
【表２】
【００２３】
【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、高強度を有し更に細粒であるため低温靭性お
よび溶接特性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐食環
境において使用できる。
た鋼管は、高強度を有し更に細粒であるため低温靭性お
よび溶接特性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐食環
境において使用できる。
【図１】焼入性に及ぼすＮ量の影響を示す図。
【図２】熱間圧延時の加熱温度と再加熱前組織の未再結
晶率の関係を示す図。
晶率の関係を示す図。
【図３】靭性特性と焼戻し温度の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 上野 正勝 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．９％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３５％ を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１１００
℃以上に加熱して熱間穿孔圧延した中空素管を延伸圧延
機で成形加工し、更に形状矯正連続圧延を行った後Ａｒ
1 点〜９００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度よ
り高いＡｃ3 〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3
点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、Ａ
ｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いて
６００℃以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行
うことを特徴とする溶接性の優れた高強度高靭性シーム
レス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．９％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３５％ を含有して、更に Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％ の１種または２種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１１００℃以上に加熱して熱間穿孔圧延し
た中空素管を延伸圧延機で成形加工し、更に形状矯正連
続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下し
た中空粗管を該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃に加熱
後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を
施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼
入処理を施し、続いて６００℃以下の温度に加熱して冷
却する焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性の優れ
た高強度高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．９％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３５％ を含有して、更に 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種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１１００℃以上に加熱して熱間穿孔圧延し
た中空素管を延伸圧延機で成形加工し、更に形状矯正連
続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下し
た中空粗管を該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃に加熱
後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を
施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼
入処理を施し、続いて６００℃以下の温度に加熱して冷
却する焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性の優れ
た高強度高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０２〜０．１５％、 Ｓｉ：０．５％以下、 Ｍｎ：０．３０〜１．９％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．１％以下、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．００５％以下、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３５％ を含有して、更に Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％ 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種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１１００℃以上に加熱して熱間穿孔圧延し
た中空素管を延伸圧延機で成形加工し、更に形状矯正連
続圧延を行った後Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下し
た中空粗管を該温度より高いＡｃ3 〜１１００℃に加熱
後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を
施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼
入処理を施し、続いて６００℃以下の温度に加熱して冷
却する焼戻し処理を行うことを特徴とする溶接性の優れ
た高強度高靭性シームレス鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33906592A JPH06184636A (ja) | 1992-12-18 | 1992-12-18 | 溶接性の優れた高強度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 |
|---|---|---|---|
| JP33906592A JPH06184636A (ja) | 1992-12-18 | 1992-12-18 | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06184636A true JPH06184636A (ja) | 1994-07-05 |
Family
ID=18323935
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33906592A Pending JPH06184636A (ja) | 1992-12-18 | 1992-12-18 | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06184636A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1988003093A1 (en) * | 1986-10-23 | 1988-05-05 | Dai Nippon Insatsu Kabushiki Kaisha | Sheet for receiving thermally transferred image in preparing a transparent original |
| EP0780456A1 (en) | 1995-12-18 | 1997-06-25 | Mitsubishi Gas Chemical Company, Inc. | Anti-ferroelectric liquid crystal compound and anti-ferroelectric liquid crystal composition |
| WO2001057286A1 (fr) * | 2000-02-02 | 2001-08-09 | Kawasaki Steel Corporation | Tube en acier sans soudure a haute resistance et endurance pour tuyau de canalisation |
| JP2010510391A (ja) * | 2006-11-21 | 2010-04-02 | ポスコ | 硫酸に対する耐食性が優れた鉄鋼及びその製造方法 |
| EP2340897A1 (de) * | 2009-12-23 | 2011-07-06 | Voestalpine Grobblech GmbH | Thermomechanisches Behandlungsverfahren für Grobbleche |
| JP4943325B2 (ja) * | 2005-06-10 | 2012-05-30 | 新日本製鐵株式会社 | 拡管後の靭性に優れたエクスパンダブルチューブラ用油井管およびその製造方法 |
| CN104233114A (zh) * | 2014-07-29 | 2014-12-24 | 天津市精成伟业机器制造有限公司 | 一种360MPa以上钢级非调质海洋工程结构管生产工艺 |
| CN108531805A (zh) * | 2018-03-27 | 2018-09-14 | 衡阳华菱连轧管有限公司 | 钢管、其原料、其制作方法以及旋挖钻机用钻杆 |
| CN108588552A (zh) * | 2018-03-27 | 2018-09-28 | 衡阳华菱连轧管有限公司 | 钢管、其原料、其制作方法以及旋挖钻机用钻杆 |
| CN112981256A (zh) * | 2021-02-09 | 2021-06-18 | 鞍钢股份有限公司 | 一种q345d无缝钢管的低成本热轧生产方法 |
-
1992
- 1992-12-18 JP JP33906592A patent/JPH06184636A/ja active Pending
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| CN112981256A (zh) * | 2021-02-09 | 2021-06-18 | 鞍钢股份有限公司 | 一种q345d无缝钢管的低成本热轧生产方法 |
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