JPH09111343A - 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH09111343A JPH09111343A JP27033195A JP27033195A JPH09111343A JP H09111343 A JPH09111343 A JP H09111343A JP 27033195 A JP27033195 A JP 27033195A JP 27033195 A JP27033195 A JP 27033195A JP H09111343 A JPH09111343 A JP H09111343A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は鋼成分や圧延・熱処理条件を制御す
ることにより高強度で且つ低降伏比のシームレス鋼管、
更には耐ＳＳＣ性に優れ、或いは更に細粒組織をもった
高靭性シームレス鋼管の製造法を提供する。 【解決手段】 重量％として、C:0.02/0.2、Si:0.01/0.
5 、Mn:0.15/2.5 、 P≦0.02、 S≦0.01、Al:0.005/0.
1、N:≦0.01, 及びTi:0.005/0.1、Nb:0.005/0.1を含有
し、更にCr,MO,Ni,V,B,REM,Ca,Co,Cu の１種または２種
以上を必要に応じて含有してなる鋼片を、熱間穿孔連続
圧延で中空素管とし、次いで仕上圧延して仕上鋼管を製
造し、この鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷する焼入
れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度に加熱し
てから急冷し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加熱冷却す
る焼戻し処理を行うことを特徴とする。
ることにより高強度で且つ低降伏比のシームレス鋼管、
更には耐ＳＳＣ性に優れ、或いは更に細粒組織をもった
高靭性シームレス鋼管の製造法を提供する。 【解決手段】 重量％として、C:0.02/0.2、Si:0.01/0.
5 、Mn:0.15/2.5 、 P≦0.02、 S≦0.01、Al:0.005/0.
1、N:≦0.01, 及びTi:0.005/0.1、Nb:0.005/0.1を含有
し、更にCr,MO,Ni,V,B,REM,Ca,Co,Cu の１種または２種
以上を必要に応じて含有してなる鋼片を、熱間穿孔連続
圧延で中空素管とし、次いで仕上圧延して仕上鋼管を製
造し、この鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷する焼入
れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度に加熱し
てから急冷し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加熱冷却す
る焼戻し処理を行うことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度低降伏比で
あり、或いはさらに微細組織を有するシームレス鋼管の
製造法に関するものである。
あり、或いはさらに微細組織を有するシームレス鋼管の
製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】油井等の掘削用或いは石油や天然ガスを
搬送するラインパイプ等に使用されるシームレス鋼管
は、破壊に対する安全性を向上させる観点から、降伏比
の低い特性が要求される。熱延シームレス鋼管で低降伏
比鋼管とするには、圧延ままか、または圧延後オーステ
ナイト域まで再加熱し空冷する焼ならし処理を行い、組
織的にフェライト・パーライトの２層組織にする方法が
ある。しかしこのような方法ではいずれにおいてもＡＰ
Ｉ−Ｘグレードの高強度は得られない。一方、高強度化
するために焼入れ−焼戻し処理をすると低降伏比が達成
できないという問題があった。
搬送するラインパイプ等に使用されるシームレス鋼管
は、破壊に対する安全性を向上させる観点から、降伏比
の低い特性が要求される。熱延シームレス鋼管で低降伏
比鋼管とするには、圧延ままか、または圧延後オーステ
ナイト域まで再加熱し空冷する焼ならし処理を行い、組
織的にフェライト・パーライトの２層組織にする方法が
ある。しかしこのような方法ではいずれにおいてもＡＰ
Ｉ−Ｘグレードの高強度は得られない。一方、高強度化
するために焼入れ−焼戻し処理をすると低降伏比が達成
できないという問題があった。
【０００３】この様な問題を解決するために、特開平２
−２８２４２７号公報には、常温でフェライトとパーラ
イトの混合組織を有する鋼をＡｃ1 変態点＋１０℃から
Ａｃ1 変態点＋９０℃の温度に加熱、保定後急速冷却処
理を施し、その後焼戻し処理をする最高硬さと降伏比の
低い高強度鋼管の製造法が開示されている。また、「材
料とプロセス」（No.3,Vol.4,1991 日本鉄鋼協会・第１
２１回（春季）講演大会予稿 552）にはシームレス工程
で圧延されたＮｂ−Ｍｏ系鋼管を、焼入(930℃×10min
水冷）処理材（ベイナイト主体組織）から２層温度域に
加熱・水冷−焼戻して低降伏比材を得ることが提示され
ている。
−２８２４２７号公報には、常温でフェライトとパーラ
イトの混合組織を有する鋼をＡｃ1 変態点＋１０℃から
Ａｃ1 変態点＋９０℃の温度に加熱、保定後急速冷却処
理を施し、その後焼戻し処理をする最高硬さと降伏比の
低い高強度鋼管の製造法が開示されている。また、「材
料とプロセス」（No.3,Vol.4,1991 日本鉄鋼協会・第１
２１回（春季）講演大会予稿 552）にはシームレス工程
で圧延されたＮｂ−Ｍｏ系鋼管を、焼入(930℃×10min
水冷）処理材（ベイナイト主体組織）から２層温度域に
加熱・水冷−焼戻して低降伏比材を得ることが提示され
ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、熱間のシーム
レス圧延では、熱間圧延後一旦冷却してから別ラインで
再度加熱し、焼入れを行うため、製造工程が煩雑であ
り、また、圧延後のオーステナイト結晶粒度がＡＳＴＭ
No.１〜６とばらつきが大きく、かつ比較的粗粒である
ため、上記熱処理を施しても強度、降伏比の安定した、
また、極低温環境での使用に耐える細粒組織のシームレ
ス鋼管が得られないという問題があった。本発明はこの
様な問題を解消するものであって、鋼成分や圧延・熱処
理条件を制御することにより高強度で且つ低降伏比のシ
ームレス鋼管、更には耐硫化物応力割れ性（以下、耐Ｓ
ＳＣ性と記す。）に優れ、或いは更に細粒組織をもった
高靭性シームレス鋼管の製造法を提供することを目的と
する。
レス圧延では、熱間圧延後一旦冷却してから別ラインで
再度加熱し、焼入れを行うため、製造工程が煩雑であ
り、また、圧延後のオーステナイト結晶粒度がＡＳＴＭ
No.１〜６とばらつきが大きく、かつ比較的粗粒である
ため、上記熱処理を施しても強度、降伏比の安定した、
また、極低温環境での使用に耐える細粒組織のシームレ
ス鋼管が得られないという問題があった。本発明はこの
様な問題を解消するものであって、鋼成分や圧延・熱処
理条件を制御することにより高強度で且つ低降伏比のシ
ームレス鋼管、更には耐硫化物応力割れ性（以下、耐Ｓ
ＳＣ性と記す。）に優れ、或いは更に細粒組織をもった
高靭性シームレス鋼管の製造法を提供することを目的と
する。
【０００５】
【課題を解決するための手段】すなわち本発明は、以下
の構成を要旨とする。すなわち（１）重量％として Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５％〜０．１％を含有し、 更に必要に応じて Ｃｒ：０．１％〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｎｉ：０．１％〜２．０％、 Ｖ ：０．０１％〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３％〜０．００３０％ からなる第１群元素と、 希土類元素：０．００１％〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１％〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｃｕ：０．１％〜０．５％ からなる第２群元素であって、この両群の何れかの元素
よりより選ばれた少なくとも一種を含有し、残部が実質
的にＦｅよりなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延して中空素
管を製造し、Ａｃ1 点〜９００℃の温度に降下した該素
管をこの素管温度より高いＡｒ3 ＋５０℃〜１０００℃
の間に加熱し、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる
仕上圧延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温
度から急冷する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 点〜Ａｃ
3 点間の温度にに加熱してから冷却し、次いでＡｃ1 点
以下の温度に加熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴
とする高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法。および
（２）上記（１）記載の成分を有する鋼片を、１０００
〜１２５０℃に加熱した後熱間穿孔連続圧延を施し、そ
れらの圧延による加工発熱で１０００℃以上高温となっ
た中空素管を、最終段の傾斜圧延機前で素管内面から強
制冷却し、素管全体をＡｒ3 点〜１１００℃間の温度に
する均一化処理を行った後、肉厚断面減少率２０〜７０
％の傾斜圧延を施し、更に形状矯正のための熱間連続圧
延を行い、Ａｃ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空
素管を、該素管温度より高いＡｒ3 点＋５０℃〜１００
０℃の間に再加熱し、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上
の熱間仕上圧延を施すか、或いは該素管がＡｒ3 点＋５
０℃以上の十分高い温度が確保された場合は再加熱せず
に、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる仕上圧延を
施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷
する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度
に加熱してから急却し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加
熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする微細組織
を有する高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法であ
る。
の構成を要旨とする。すなわち（１）重量％として Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５％〜０．１％を含有し、 更に必要に応じて Ｃｒ：０．１％〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｎｉ：０．１％〜２．０％、 Ｖ ：０．０１％〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３％〜０．００３０％ からなる第１群元素と、 希土類元素：０．００１％〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１％〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｃｕ：０．１％〜０．５％ からなる第２群元素であって、この両群の何れかの元素
よりより選ばれた少なくとも一種を含有し、残部が実質
的にＦｅよりなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延して中空素
管を製造し、Ａｃ1 点〜９００℃の温度に降下した該素
管をこの素管温度より高いＡｒ3 ＋５０℃〜１０００℃
の間に加熱し、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる
仕上圧延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温
度から急冷する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 点〜Ａｃ
3 点間の温度にに加熱してから冷却し、次いでＡｃ1 点
以下の温度に加熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴
とする高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法。および
（２）上記（１）記載の成分を有する鋼片を、１０００
〜１２５０℃に加熱した後熱間穿孔連続圧延を施し、そ
れらの圧延による加工発熱で１０００℃以上高温となっ
た中空素管を、最終段の傾斜圧延機前で素管内面から強
制冷却し、素管全体をＡｒ3 点〜１１００℃間の温度に
する均一化処理を行った後、肉厚断面減少率２０〜７０
％の傾斜圧延を施し、更に形状矯正のための熱間連続圧
延を行い、Ａｃ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空
素管を、該素管温度より高いＡｒ3 点＋５０℃〜１００
０℃の間に再加熱し、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上
の熱間仕上圧延を施すか、或いは該素管がＡｒ3 点＋５
０℃以上の十分高い温度が確保された場合は再加熱せず
に、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる仕上圧延を
施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷
する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度
に加熱してから急却し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加
熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする微細組織
を有する高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法であ
る。
【０００６】
【発明の実施の形態】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、焼入れ
効果を増して強度を高め降伏点４０〜６０kgf/mm2 の高
張力鋼を安定して得るためおよび降伏比を低下させるた
め重要である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と焼割れの誘発および高硬度化し耐ＳＳＣ性の低下をき
たすためそれぞれ０．０２〜０．２０％、０．１５〜
２．５％とした。Ｓｉは、脱酸剤が残存したもので強度
を高めるためおよび降伏比を低下させる有効な成分であ
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性を低下させるため０．０１〜０．５
％とした。
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、焼入れ
効果を増して強度を高め降伏点４０〜６０kgf/mm2 の高
張力鋼を安定して得るためおよび降伏比を低下させるた
め重要である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と焼割れの誘発および高硬度化し耐ＳＳＣ性の低下をき
たすためそれぞれ０．０２〜０．２０％、０．１５〜
２．５％とした。Ｓｉは、脱酸剤が残存したもので強度
を高めるためおよび降伏比を低下させる有効な成分であ
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性を低下させるため０．０１〜０．５
％とした。
【０００７】Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を
生じやすく有害な成分であり、また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層状組
織を形成し、鋼の破壊伝播性能を改善する。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０．０１％とした。
生じやすく有害な成分であり、また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層状組
織を形成し、鋼の破壊伝播性能を改善する。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０．０１％とした。
【０００８】Ａｌ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破壊伝播性能を改善する。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。Ｎ
は、後述のＢの焼入れ性を低下させる有害な成分として
その含有量を０．０１％以下とした。
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破壊伝播性能を改善する。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。Ｎ
は、後述のＢの焼入れ性を低下させる有害な成分として
その含有量を０．０１％以下とした。
【０００９】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最も重要
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鋼の破壊伝播性能を改善する
と共に、脱酸、脱窒の作用から後述のＢの焼入れ性を発
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０．００
５〜０．１％とした。一方、Ｎｂは傾斜圧延中の結晶粒
成長抑制、および熱間穿孔連続圧延により中空素管を製
管後Ａｒ1 点〜９００℃の温度に降下した該素管を該温
度より高いＡｒ3 点＋５０℃〜１０００℃に加熱した場
合のγ粒の異常粗大化を抑制する重要な役割を果たす。
そのためには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０．０
０５〜０．１％とした。
の結晶粒径制御元素として本発明の成分の中で最も重要
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鋼の破壊伝播性能を改善する
と共に、脱酸、脱窒の作用から後述のＢの焼入れ性を発
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０．００
５〜０．１％とした。一方、Ｎｂは傾斜圧延中の結晶粒
成長抑制、および熱間穿孔連続圧延により中空素管を製
管後Ａｒ1 点〜９００℃の温度に降下した該素管を該温
度より高いＡｒ3 点＋５０℃〜１０００℃に加熱した場
合のγ粒の異常粗大化を抑制する重要な役割を果たす。
そのためには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０．０
０５〜０．１％とした。
【００１０】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、鋼の焼入れ性を増して、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、それぞれについて上，下限を限定
し、Ｃｒは０．１〜１．５％、Ｍｏは０．０５〜０．５
％、Ｎｉは０．１〜２．０％、Ｖは０．０１〜０．１％
とした。またＢは、焼入れ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
果は変わらない一方、靭性や熱間加工性を劣化させるの
でその含有範囲を０．０００３〜０．００３０％とし
た。上記ＣｒないしＢの各元素は必要に応じて選択的に
添加すればよい。
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、鋼の焼入れ性を増して、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、それぞれについて上，下限を限定
し、Ｃｒは０．１〜１．５％、Ｍｏは０．０５〜０．５
％、Ｎｉは０．１〜２．０％、Ｖは０．０１〜０．１％
とした。またＢは、焼入れ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
果は変わらない一方、靭性や熱間加工性を劣化させるの
でその含有範囲を０．０００３〜０．００３０％とし
た。上記ＣｒないしＢの各元素は必要に応じて選択的に
添加すればよい。
【００１１】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
性を改善するために希土類元素，Ｃａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の
成分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素、Ｃ
ａ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希土類元素
は０．００１〜０．０５％、Ｃａは０．００１〜０．０
２％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Ｃｏは０．
０５〜０．５％、Ｃｕは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
性を改善するために希土類元素，Ｃａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の
成分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素、Ｃ
ａ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希土類元素
は０．００１〜０．０５％、Ｃａは０．００１〜０．０
２％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Ｃｏは０．
０５〜０．５％、Ｃｕは０．１〜０．５％とした。
【００１２】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或いは更に真空脱ガ
ス処理を経て溶製され、連続鋳造法又は造塊分塊法で鋼
片を製造する。鋼片は、直ちに或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なければなら
ないと同時に細粒オーステナイト組織を得る観点からは
極力低い方が望ましい。本発明成分範囲内の鋼であれば
１２００℃以上の温度で熱間穿孔加工してもなんら支障
が生じず、また細粒化の観点から１２５０℃以上では粗
粒となるため、その加熱温度は１０００〜１２５０℃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或いは更に真空脱ガ
ス処理を経て溶製され、連続鋳造法又は造塊分塊法で鋼
片を製造する。鋼片は、直ちに或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なければなら
ないと同時に細粒オーステナイト組織を得る観点からは
極力低い方が望ましい。本発明成分範囲内の鋼であれば
１２００℃以上の温度で熱間穿孔加工してもなんら支障
が生じず、また細粒化の観点から１２５０℃以上では粗
粒となるため、その加熱温度は１０００〜１２５０℃と
した。
【００１３】熱間鋼片は穿孔圧延後熱間連続圧延機に搬
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。この圧延でＡｒ1 点〜９００℃の温度に降下し
た中空粗管は、該素管温度より高いＡｒ3 ＋５０℃〜１
０００℃に再加熱するか、或いは圧延後の中空素管温度
がＡｒ3 ＋５０℃以上の十分高い温度が確保された場合
は再加熱せず、熱間最終仕上げ圧延を施す。再加熱する
場合の温度は、最終仕上げ圧延後オーステナイト域から
の焼入れ温度を確保するするため高温にする必要がある
が、高すぎると酸化スケールが多く生じ疵発生に原因と
なるためＡｒ3 ＋５０℃〜１０００℃とする。得られた
仕上鋼管はＡｒ3 点以上、好ましくはＡｒ3 ＋５０℃以
上の温度から急冷する焼入れ処理が施される。この圧延
で製造された鋼管の焼入れに際し、Ｔｉ，Ｎｂの役割は
重要である。図１に直接焼入れ後のオーステナイト粒度
に及ぼすＴｉ，Ｎｂの影響を示した。図から明らかのよ
うに直接焼入れ後γ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、ＡＳＴＭ No.
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。
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。この圧延でＡｒ1 点〜９００℃の温度に降下し
た中空粗管は、該素管温度より高いＡｒ3 ＋５０℃〜１
０００℃に再加熱するか、或いは圧延後の中空素管温度
がＡｒ3 ＋５０℃以上の十分高い温度が確保された場合
は再加熱せず、熱間最終仕上げ圧延を施す。再加熱する
場合の温度は、最終仕上げ圧延後オーステナイト域から
の焼入れ温度を確保するするため高温にする必要がある
が、高すぎると酸化スケールが多く生じ疵発生に原因と
なるためＡｒ3 ＋５０℃〜１０００℃とする。得られた
仕上鋼管はＡｒ3 点以上、好ましくはＡｒ3 ＋５０℃以
上の温度から急冷する焼入れ処理が施される。この圧延
で製造された鋼管の焼入れに際し、Ｔｉ，Ｎｂの役割は
重要である。図１に直接焼入れ後のオーステナイト粒度
に及ぼすＴｉ，Ｎｂの影響を示した。図から明らかのよ
うに直接焼入れ後γ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、ＡＳＴＭ No.
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。
【００１４】このようなＴｉ，Ｎｂの影響については、
本発明者の推測によるとＴｉ添加されていないか或いは
０．００５％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オーステナイト粒径の
著しい粗大化が起こる。すなわち、Ｔｉは高温度域での
オーステナイト粒成長を抑制するに必要なＴｉ（ＣＮ）
を析出させるため０．００５％以上の添加が必要であ
る。Ｎｂは、Ｔｉと同様に添加されていないか或いは
０．００５％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Ａｒ1 点〜９００℃に
降下してその後の仕上圧延のためＡｒ3 ＋５０℃〜１０
００℃の温度に加熱する場合、該連続圧延の最終過程が
小圧下の下では、αからオーステナイトに変態した逆変
態オーステナイト粒が再加熱された未変態のオーステナ
イト粒へ粒界移動し、粗大化組織を生じる。従って、こ
のような圧延履歴を持ったオーステナイト粒の粗大化を
抑制するに必要なＮｂ（ＣＮ）を析出させるためには、
０．００５％以上のＮｂ添加が必要である。また、これ
らの成分の０．１０％を超える過剰な含有は、その作用
効果が過飽和となる。すなわち、Ｔｉは加熱中および中
空素管の製管時Ｔｉ（ＣＮ）としてオーステナイト粒の
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Ｎｂ析出物を析出しオース
テナイト粒の粗大化を抑制する重要な効果を発揮する。
本発明者の推測によるとＴｉ添加されていないか或いは
０．００５％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オーステナイト粒径の
著しい粗大化が起こる。すなわち、Ｔｉは高温度域での
オーステナイト粒成長を抑制するに必要なＴｉ（ＣＮ）
を析出させるため０．００５％以上の添加が必要であ
る。Ｎｂは、Ｔｉと同様に添加されていないか或いは
０．００５％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Ａｒ1 点〜９００℃に
降下してその後の仕上圧延のためＡｒ3 ＋５０℃〜１０
００℃の温度に加熱する場合、該連続圧延の最終過程が
小圧下の下では、αからオーステナイトに変態した逆変
態オーステナイト粒が再加熱された未変態のオーステナ
イト粒へ粒界移動し、粗大化組織を生じる。従って、こ
のような圧延履歴を持ったオーステナイト粒の粗大化を
抑制するに必要なＮｂ（ＣＮ）を析出させるためには、
０．００５％以上のＮｂ添加が必要である。また、これ
らの成分の０．１０％を超える過剰な含有は、その作用
効果が過飽和となる。すなわち、Ｔｉは加熱中および中
空素管の製管時Ｔｉ（ＣＮ）としてオーステナイト粒の
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Ｎｂ析出物を析出しオース
テナイト粒の粗大化を抑制する重要な効果を発揮する。
【００１５】一方、中空素管への粗成形圧延において
は、熱間穿孔連続圧延による加工発熱で１０００℃以上
高温となった中空素管を、最終段の傾斜圧延機前で素管
内面から強制冷却し、素管全体をＡｒ3 点〜１１００℃
間の温度にする均一化処理を行った後、肉厚断面減少率
２０〜７０％の傾斜圧延を施し、更に形状矯正のための
熱間連続圧延を実施することが細粒組織を得るためによ
り好ましい。
は、熱間穿孔連続圧延による加工発熱で１０００℃以上
高温となった中空素管を、最終段の傾斜圧延機前で素管
内面から強制冷却し、素管全体をＡｒ3 点〜１１００℃
間の温度にする均一化処理を行った後、肉厚断面減少率
２０〜７０％の傾斜圧延を施し、更に形状矯正のための
熱間連続圧延を実施することが細粒組織を得るためによ
り好ましい。
【００１６】すなわち、熱間穿孔連続圧延が行われた中
空素管は、加工による発熱現象で１０００℃以上の温度
で、しかも、素管の温度は内表面で高く不均一となり、
一方、最終段の傾斜圧延機による結晶粒径微細化効果を
図２に示すように、結晶粒径は主に圧延温度に支配され
る。よって、最終段の傾斜圧延機で均一且つ微細オース
テナイトを得るには圧延直前の素管温度を低下させると
同時に素管温度を均一にしなければならない。本発明の
範囲内で細粒組織を得るには最終段の傾斜圧延機前温度
はＡｒ3 点〜１１００℃にする必要があり、また、素管
温度の均一化は外表面に比べて温度が高い内表面を強制
的に冷却する必要がある。冷却は、水単独或いはミス
ト、圧縮空気のいずれでもよい。
空素管は、加工による発熱現象で１０００℃以上の温度
で、しかも、素管の温度は内表面で高く不均一となり、
一方、最終段の傾斜圧延機による結晶粒径微細化効果を
図２に示すように、結晶粒径は主に圧延温度に支配され
る。よって、最終段の傾斜圧延機で均一且つ微細オース
テナイトを得るには圧延直前の素管温度を低下させると
同時に素管温度を均一にしなければならない。本発明の
範囲内で細粒組織を得るには最終段の傾斜圧延機前温度
はＡｒ3 点〜１１００℃にする必要があり、また、素管
温度の均一化は外表面に比べて温度が高い内表面を強制
的に冷却する必要がある。冷却は、水単独或いはミス
ト、圧縮空気のいずれでもよい。
【００１７】また、傾斜圧延機では再結晶は大部分動的
に起こるので、結晶粒度は加工量によらない。しかし、
再結晶する臨界歪みは超えている必要がある。圧下率は
再結晶が圧延終了後にも静的に起こることを考慮して下
限を２０％とする。また、圧下率が余り大きすぎると圧
延が困難になり、管への成形性や表面品位の低下が起こ
るため、上限を７０％とする。最終段の傾斜圧延により
微細化された該素管は圧延終了後、形状矯正のための連
続圧延を行う。
に起こるので、結晶粒度は加工量によらない。しかし、
再結晶する臨界歪みは超えている必要がある。圧下率は
再結晶が圧延終了後にも静的に起こることを考慮して下
限を２０％とする。また、圧下率が余り大きすぎると圧
延が困難になり、管への成形性や表面品位の低下が起こ
るため、上限を７０％とする。最終段の傾斜圧延により
微細化された該素管は圧延終了後、形状矯正のための連
続圧延を行う。
【００１８】熱間最終仕上げ圧延に次いで行う焼入れ処
理の温度は、十分な焼入れ組織を得、必要とする強度、
耐サワー性および靭性を確保し、且つこの焼入れ処理後
に行うＡｃ3 〜Ａｃ1 点からの急冷処理で得られる組織
の均一性を確保する必要性からＡｒ3 点以上、好ましく
はＡｃ3 点＋５０℃とした。
理の温度は、十分な焼入れ組織を得、必要とする強度、
耐サワー性および靭性を確保し、且つこの焼入れ処理後
に行うＡｃ3 〜Ａｃ1 点からの急冷処理で得られる組織
の均一性を確保する必要性からＡｒ3 点以上、好ましく
はＡｃ3 点＋５０℃とした。
【００１９】Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入れ処
理を施した後、続いてＡｃ3 〜Ａｃ1 点に再加熱しその
後急冷処理を施す。この処理は、細粒組織の高強度で且
つ、低降伏比を得るための本発明上重要な工程である。
すなわち、再加熱温度は、目標とする強度、降伏比に大
きく影響する。この温度はＡｃ3 〜Ａｃ1 範囲であるな
らば特に限定しないが、Ａｃ1 点＋５０℃未満になると
強度の著しい低下をきたし、また、Ａｃ3 点−５０℃以
上では降伏比が高くなる傾向があるため、Ａｃ1 点＋５
０℃〜Ａｃ3 点−５０℃の温度範囲とするのがが好まし
い。直接焼入れ時およびＡｃ3 〜Ａｃ1 点からの冷却速
度は特に限定しないが空冷より速い速度とする。
理を施した後、続いてＡｃ3 〜Ａｃ1 点に再加熱しその
後急冷処理を施す。この処理は、細粒組織の高強度で且
つ、低降伏比を得るための本発明上重要な工程である。
すなわち、再加熱温度は、目標とする強度、降伏比に大
きく影響する。この温度はＡｃ3 〜Ａｃ1 範囲であるな
らば特に限定しないが、Ａｃ1 点＋５０℃未満になると
強度の著しい低下をきたし、また、Ａｃ3 点−５０℃以
上では降伏比が高くなる傾向があるため、Ａｃ1 点＋５
０℃〜Ａｃ3 点−５０℃の温度範囲とするのがが好まし
い。直接焼入れ時およびＡｃ3 〜Ａｃ1 点からの冷却速
度は特に限定しないが空冷より速い速度とする。
【００２０】その後、Ａｃ1 点以下の温度に加熱して冷
却する焼戻し処理を行う。焼戻し温度は、強度、耐サワ
ー性および靭性の安定化を確保するために行うもので、
Ａｃ1 点以下であれば良い。その加熱方法については特
に限定しない。
却する焼戻し処理を行う。焼戻し温度は、強度、耐サワ
ー性および靭性の安定化を確保するために行うもので、
Ａｃ1 点以下であれば良い。その加熱方法については特
に限定しない。
【００２１】以上の製造条件で得られる鋼管は、γ粒の
ばらつきがなく、細粒組織で且つ高強度、低降伏比で耐
サワー性、靭性の諸特性を具備する必要のあるシームレ
ス鋼管に好適である。
ばらつきがなく、細粒組織で且つ高強度、低降伏比で耐
サワー性、靭性の諸特性を具備する必要のあるシームレ
ス鋼管に好適である。
【００２２】
〔実施例１〕表１に示す成分の溶鋼を転炉で精錬し、該
溶鋼を連続鋳造で鋳片とし、これを以下に示す条件で、
シームレス圧延−直接焼入れおよび引続きＡｃ1 〜Ａｃ
3 点への加熱急冷する二相域処理、Ａｃ1 以下の焼戻し
処理を施した。
溶鋼を連続鋳造で鋳片とし、これを以下に示す条件で、
シームレス圧延−直接焼入れおよび引続きＡｃ1 〜Ａｃ
3 点への加熱急冷する二相域処理、Ａｃ1 以下の焼戻し
処理を施した。
【００２３】本発明の鋳片処理条件は以下の通りであ
る。 鋳片加熱温度 ：１２００℃ 穿孔連続圧延前温度 ：９５０〜１２００℃ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 直接焼入れ温度 ：９００℃ 二相域加熱温度 ：７８０〜８６０℃ 焼戻し温度 ：６００℃ また、比較例として下記の処理を施した。 加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延前温度 ：９５０〜１２００℃ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 再加熱焼入れ温度 ：９５０℃
る。 鋳片加熱温度 ：１２００℃ 穿孔連続圧延前温度 ：９５０〜１２００℃ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 直接焼入れ温度 ：９００℃ 二相域加熱温度 ：７８０〜８６０℃ 焼戻し温度 ：６００℃ また、比較例として下記の処理を施した。 加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延前温度 ：９５０〜１２００℃ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 再加熱焼入れ温度 ：９５０℃
【００２４】〔実施例２〕表２に示す成分の溶鋼を転炉
で精錬し、該溶鋼を連続鋳造で鋳片とし、これを以下に
示す条件で、シームレス圧延−直接焼入れおよび引続き
Ａｃ1 〜Ａｃ3 点への加熱急冷する二相域処理、Ａｃ1
以下の焼戻し処理を施した。
で精錬し、該溶鋼を連続鋳造で鋳片とし、これを以下に
示す条件で、シームレス圧延−直接焼入れおよび引続き
Ａｃ1 〜Ａｃ3 点への加熱急冷する二相域処理、Ａｃ1
以下の焼戻し処理を施した。
【００２５】本発明の鋳片処理条件は以下の通りであ
る。 鋳片加熱温度 ：１１５０℃ 最終傾斜圧延条件 ：９５０℃、４０％ 連続圧延条件 ：８５０℃、２０％ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９００℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 直接焼入れ温度 ：９００℃ 二相域加熱温度 ：７８０〜８６０℃ 焼戻し温度 ：６００℃ また、比較例として下記の処理を施した。 加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延前温度 ：１２００〜９５０℃ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 再加熱焼入れ温度 ：９５０℃
る。 鋳片加熱温度 ：１１５０℃ 最終傾斜圧延条件 ：９５０℃、４０％ 連続圧延条件 ：８５０℃、２０％ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９００℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 直接焼入れ温度 ：９００℃ 二相域加熱温度 ：７８０〜８６０℃ 焼戻し温度 ：６００℃ また、比較例として下記の処理を施した。 加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延前温度 ：１２００〜９５０℃ 再加熱前温度 ：Ａｒ1 点〜９００℃ 再加熱温度 ：９５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 再加熱焼入れ温度 ：９５０℃
【００２６】上記処理によって得られた各実施例におけ
るシームレス鋼管の特性（降伏強度、降伏比、耐ＳＣＣ
性）を表２および表３に示す。各実施例において、耐Ｓ
ＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従った荷重方式
によるσｔｈ（Threshold Stress）を求めて評価した。
なお、実施例２ではオーステナイト結晶粒度をも調査し
た。各実施例についての特性（降伏強度、降伏比、γ粒
度、および耐ＳＳＣ性）を表２，３に示した。各実施例
から明らかのように本発明によって製造された鋼管は、
細粒組織を有し、高強度、低降伏比で耐サワー性が得ら
れることがわかる。
るシームレス鋼管の特性（降伏強度、降伏比、耐ＳＣＣ
性）を表２および表３に示す。各実施例において、耐Ｓ
ＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従った荷重方式
によるσｔｈ（Threshold Stress）を求めて評価した。
なお、実施例２ではオーステナイト結晶粒度をも調査し
た。各実施例についての特性（降伏強度、降伏比、γ粒
度、および耐ＳＳＣ性）を表２，３に示した。各実施例
から明らかのように本発明によって製造された鋼管は、
細粒組織を有し、高強度、低降伏比で耐サワー性が得ら
れることがわかる。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【表３】
【００３０】
【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、微細組織を有する高強度、低降伏比であり、
かつ、耐サワー性に優れ、劣悪な油井環境における使用
に好適である。
た鋼管は、微細組織を有する高強度、低降伏比であり、
かつ、耐サワー性に優れ、劣悪な油井環境における使用
に好適である。
【図１】オーステナイト粒度に及ぼすＴｉ，Ｎｂの影響
を示す図。
を示す図。
【図２】オーステナイト粒度に及ぼす圧延温度の影響を
示す図。
示す図。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５％〜０．１％ を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延して中空素管を製造し、Ａｒ1 点〜９００℃
の温度に降下した該素管をこの素管温度より高いＡｒ3
＋５０℃〜１０００℃の間に加熱し、仕上温度がＡｒ3
点＋５０℃以上となる仕上圧延を施し、得られた仕上鋼
管をＡｒ3 点以上の温度から急冷する焼入れ処理を施し
た後、Ａｃ1 点〜Ａｃ3 点間の温度に加熱してから急冷
し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加熱冷却する焼戻し処
理を行うことを特徴とする高強度低降伏比シームレス鋼
管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５％〜０．１％ を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼片を、１００
０〜１２５０℃に加熱した後熱間穿孔連続圧延を施し、
それらの圧延による加工発熱で１０００℃以上高温とな
った中空素管を、最終段の傾斜圧延機前で素管内面から
強制冷却し、素管全体をＡｒ3 点〜１１００℃間の温度
にする均一化処理を行った後、肉厚断面減少率で２０〜
７０％の傾斜圧延を施し、更に形状矯正のための熱間連
続圧延を行い、Ａｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した
中空素管を、該素管温度より高いＡｒ3 点＋５０℃〜１
０００℃の間に再加熱し、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施すか、或いは該素管がＡｒ3 点
＋５０℃以上の十分高い温度が確保された場合は再加熱
せずに、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる仕上圧
延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度から
急冷する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の
温度に加熱してから急却し、次いでＡｃ1 点以下の温度
に加熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする微細
組織を有する高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項３】 鋼片成分としてさらに、重量％として Ｃｒ：０．１％〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｎｉ：０．１％〜２．０％、 Ｖ ：０．０１％〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３％〜０．００３０％ からなる群の元素より選ばれた少なくとも１種を含有す
ることを特徴とする請求項１或いは２記載の高強度低降
伏比シームレス鋼管の製造方法。 - 【請求項４】 鋼片成分としてさらに、重量％として 希土類元素：０．００１％〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１％〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｃｕ：０．１％〜０．５％ からなる群の元素より選ばれた少なくとも１種を含有す
ることを特徴とする請求項１，２或いは３のいずれかに
記載の高強度低降伏比シームレス鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27033195A JPH09111343A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27033195A JPH09111343A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111343A true JPH09111343A (ja) | 1997-04-28 |
Family
ID=17484776
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27033195A Withdrawn JPH09111343A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09111343A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| KR100544507B1 (ko) * | 2001-12-10 | 2006-01-24 | 주식회사 포스코 | 내황산 부식특성이 우수한 열연강판 |
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| CN104233113A (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 |
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| CN114836609A (zh) * | 2021-02-01 | 2022-08-02 | 中国石油天然气集团有限公司 | 大直径厚壁无缝圆筒及其制造方法 |
-
1995
- 1995-10-18 JP JP27033195A patent/JPH09111343A/ja not_active Withdrawn
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US7931757B2 (en) | 2005-08-22 | 2011-04-26 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Seamless steel pipe for line pipe and a process for its manufacture |
| EP1918397A4 (en) * | 2005-08-22 | 2009-08-19 | Sumitomo Metal Ind | SEAMLESS STEEL TUBE FOR LINE TUBE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| EP1918397A1 (en) * | 2005-08-22 | 2008-05-07 | Sumitomo Metal Industries Limited | Seamless steel pipe for line pipe and method for producing same |
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| JP2018523012A (ja) * | 2015-06-18 | 2018-08-16 | バオシャン アイアン アンド スティール カンパニー リミテッド | 超高強度超高靱性ケーシング鋼、オイルケーシング及びその製造方法 |
| CN114836609A (zh) * | 2021-02-01 | 2022-08-02 | 中国石油天然气集团有限公司 | 大直径厚壁无缝圆筒及其制造方法 |
| CN114836609B (zh) * | 2021-02-01 | 2024-05-28 | 中国石油天然气集团有限公司 | 大直径厚壁无缝圆筒及其制造方法 |
| CN113584399A (zh) * | 2021-07-24 | 2021-11-02 | 浙江泰富无缝钢管有限公司 | 一种无缝钢管及其制造方法 |
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