JPS647147B2 - - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

この発明は中実丸型鋼片から継目なし鋼管を製
造する際に用いられる穿孔および拡管用芯金形成
のための合金材料に関するものであつて、特願昭
59―11899号（特開昭60―号）発明になる合金を
さらに改良したものである。 上記先出願明細書にも記載されているように、
一般に継目なし鋼管穿孔用の芯金は、傾斜圧延ロ
ールによつて回転および前進する、およそ1200℃
に加熱された中実丸形鋼片に縦方向に圧入され
て、これによつて鋼管の軸方向の穿孔が行われ
る。またこのようにして穿孔された鋼管は、同様
に傾斜圧延ロールによつて回転および前進する拡
管用の別の芯金が、および1000℃に加熱された鋼
管の穿孔内に圧入されることによつて、その拡管
が行われる。 その結果、穿孔および拡管用の芯金の表面に高
温および高圧力が作用して、芯金の表面には摩
耗、芯金材の塑性流動によるしわ、部分的な溶融
損傷、あるいは管材との焼付きによるかじりや割
れが発生し、これによつて起る芯金の変形および
損傷が進行して、比較的短使用回数のうちに芯金
の寿命が盡きてその使用が不可能となる。 穿孔用（または拡管用）芯金の表面に生ずるこ
れらの損傷を防止するために、芯金を形成する合
金に要求される特性は損傷の種類によつて次のよ
うに異なる。 (1) 摩耗およびしわの発生防止のためには、合金
の高温度における機械的強度が高いことが必要
である。 (2) 割れ発生防止のためには、常温における機械
的強度と伸展性が高いことが必要である。 (3) 部分的な溶融損傷の発生防止のためには、芯
金合金の組成のうち、地金への溶解度の小さい
合金元素の添加をできるだけ少なくして、凝固
偏析や粒界析出によつてこれらの合金元素が粒
界に偏析して、部分的な融点低下および粒界脆
化の生ずることを防止することが必要である。 (4) 焼付きによるかじりや割れの発生を防止する
ためには、スケール付け処理によつて、芯金の
表面に断熱性と潤滑性とを有する緻密なスケー
ルが適度の厚さに形成されることが必要であ
る。 既述の特願昭59―11899号発明の目的は、地金
への溶解度が少なく、粒界偏析して部分的な溶融
損傷の原因となるＣと、スケール付け処理の際に
形成されるスケール層を薄くするCrとをできる
だけ少なくし、Ni，MoおよびＷの固溶体硬化に
より常温および高温度における機械的強度を高め
ることによつて、耐用度が従来のものよりも格段
に優れた穿孔用芯金を得ることにあつた。 この目的は、重量でＣが0.14ないし0.18％、Cr
が１ないし３％、Niが１ないし９％、Moおよび
Ｗのいずれか１種もしくは２種合計で0.3ないし
３％、残部がFeおよび不可避的な微量不純物か
らなり、且つNi／Crの重量比の値が１ないし３
の組成を有する合金を用いることによつて達成さ
れた。 本発明の目的は、上記特願昭59―11899号発明
の合金をさらに改良して、穿孔用芯金の耐用度を
さらに向上させ得るような合金を得ることにあ
る。 この目的は、上記既発明における合金の成分組
成のものに、さらに重量でCoを１ないし２％、
Cuを１ないし２％、およびTiおよびZrのいずれ
か１種もしくは２種の合計を0.2ないし0.5％の割
合で追加添加することによつて達成された。 なお、前掲既出願発明の場合と同様に、上記の
本発明における合金組成のものに、必要に応じて
通常の脱酸剤として1.5％以下のSi、もしくは1.5
％以下のMn、あるいはこの両者をさらに追加添
加し得るものとする。 次に、本発明になる合金における各成分の組成
範囲限定理由について、特願昭59―11899号明細
書および図面における記述と一部重複させながら
説明をする。 Ｃは、地金に固溶し、あるいは固溶限以上のＣ
は熱処理によつて様々な態様を示すことによつ
て、合金の常温および高温での機械的強度を向上
させるので、合金の強度向上に最も有効な元素で
ある。しかしながら、Ｃがあまり多くなると、と
くにCrと共存する場合には、Crの炭化物が粒界
に析出して粒界脆化をひき起したり、またこの炭
化物はMoやＷを地金よりもよく固溶吸収するの
で、MoやＷの添加による地金の固溶強化効果を
減ずるなどの逆効果をも併せて持つものである。 本発明になる芯金用合金は、芯金の部分的な溶
融損傷を防止する見地から、従来のこの種合金と
異なり、常温および高温度における機械的強度を
主として固溶体硬化によることにしているので、
Ｃの含有量はできるだけ低い方が望ましい。しか
しながらあまりＣの含有量が低いと、必要とする
機械的強度を保持させるためにNi含有量を高め
る必要を生じ、これでは経済的にコスト高とな
る。またＣ含有量があまりにも低いと溶湯の流動
性が減少し、従つてその鋳造性が悪化する。 本発明になる芯金用合金においては、Ｃ含有量
の下限値は、上記の経済性と鋳造性との実験的見
地からこれを0.14％とし、上限値は穿孔用芯金の
部分的溶損防止の実験的見地からこれを0.18％と
した。（後掲実施例参照） Siは、一般の脱酸剤として、合金の脱酸調整用
に必要に応じて合金に添加されるが、Siが多過ぎ
ると合金の靭性が低下するとともに、穿孔用芯金
の表面に断熱性と潤滑性を有する緻密なスケール
を付着させるために施される一般のスケール付け
処理時に、スケール中にフアイヤライト（FeO・
SiO₂）を生成してスケールを脆弱にする。 よつてSi含有量の上限値を1.5％に定めた。下
限については別に制限はない。 Mnも一般の脱酸剤として、合金の脱酸調整用
に必要に応じて合金に添加される。そしてMnが
多過るとSiの場合と同様にスケールを脆弱にす
る。 よつてMn含有量の上限値を1.5％と定めた。下
限については別に制限はない。 CrおよびNiの成分範囲限定理由については、
両成分の比律が重要であるので、両者をまとめて
説明する。 Crは地金に固溶し、あるいはＣと結合して炭
化物を形成して、常温あるいは高温度における機
械的強度を高めるとともに、合金の耐酸化性を向
上させるのに有効な元素である。然しながらCr
含有量が高すぎると、耐酸化性が向上することに
よつて芯金の表面に断熱性と潤滑性とを有するス
ケールを付着させる一般のスケール付け処理を施
す際に、生成するスケール層の厚さが薄くなり、
既述の芯金に生ずる損傷のうち、管材との焼付き
によるかじりが多発する。またCr含有量が低く
すぎると、常温および高温度における合金の機械
的強度が低下し、芯金に強度不足による摩耗、し
わ、あるいは割れが発生する。 NiはＣと炭化物を形成することなく地金に全
部固溶して、固溶体硬化によつて常温および高温
度における機械的強度を高めるのに有効な元素で
ある。然しながら、NiはCrに比べて高価である
ので、Niだけで常温および高温度における合金
の機械的強度を高めるとコスト高となり、また
Crと共存する場合ほどには高い機械的強度は得
られない。また、Niの添加は、Cr添加の場合に
比べて、スケール付け処理による付着スケール層
が薄くなる弊害ははるかに少ない。 従つて、芯金合金に十分な常温および高温度に
おける機械的強度、および適度な厚さのスケール
層を与え、さらに合金に経済性を持たせるため
に、スケール層を薄くすることなく機械的強度を
高めることのできるNiを主体とし、これは許容
し得る範囲のCrを添加して、常温および高温度
における機械的強度を補完するとともに、Ni添
加量を軽減することにした。 上記の見地から、スケール層の厚さを薄くしな
いためにCr含有量の上限を３％とし、下限は機
械的強度を補完するためにこれを１％とした。ま
たNiは機械的強度を高めるために、その含量を
Cr含有量の１倍から３倍、すなわちNi／Crの重
量比の値を１ないし３と定めた。 Ni／Cr比の値を１ないし３と定めた根拠を第
１図および第２図の１組の曲線図、ならびに第３
図および第４図の１組の曲線図を用いて説明す
る。第１図はCr含有量が1.4％の場合の常温にお
ける合金の機械的強度に及ぼすNi／Cr比の影響
を示す曲線図、第２図は同温度900℃における同
様の影響曲線図、第３図はCr含有量が2.8％の場
合の常温における同様の影響曲線図、第４図は同
温度900℃における同様の影響曲線図である。 これらの曲線図から判るように、穿孔用芯金の
耐用度の低下をもたらす損傷の一つである割れを
防止するのに必要な常温の引張強さと伸び率は、
Ni／Cr比が１以下では引張強さが45ないし50
Kg／mm²であつて強度不足であり、Ni／Cr比が３
以上では伸び率が著しく低下して割れの防止には
不適当である。また損傷の他の一つである芯金表
面の摩耗およびしわを防止するために必要な高温
度における引張強さは、Ni／Cr比が３以上では
5.2ないし5.3Kg／mm²となつていて強度不足である
とともに、伸び率が著しく低下するのが判る。 以上の結果から判断して、本発明になる芯金合
金中のNi／Cr比の値を１ないし３の範囲で選ぶ
ことに定めた。 MoおよびＷは合金地金に固溶し、あるいはＣ
と結合して炭化物を形成して、とくに合金の高温
度における機械的強度を高めるのに有効な元素で
ある。反面、MoおよびＷ含有量の増加はスケー
ル付け処理により芯金表面に生成付着するスケー
ル層を脆弱にする。本発明になる芯金合金の高温
度機械的性質に及ぼすMoおよびＷ添加の影響の
例が第５図に示されている。この曲線図はCr含
有量が2.8％、Ni／Cr比が2.0の場合、試験温度が
900℃の場合のMo，Ｗ，またはMoとＷの合計量
の変化が、合金の引張り強さおよび伸び率に及ぼ
す影響を示すものである。 この曲線図によると、MoおよびＷの何れか１
種もしくは２種合計の添加量が0.2％までは高温
引張り強さの向上に効果がない。しかしながら、
この添加量が0.3％から1.5％までは添加量の増加
とともに引張り強さは緩やかに増加し、添加物が
1.5から2.0％まででは引張り強さは添加量の増加
とともに急激に増加する。そして2.0％以上の添
加では引張り強さは再び緩やかな増加に転ずるの
を見ることができる。 本発明合金によつて製作された芯金によつて
1200℃近傍に加熱された中実丸形鋼片を穿孔する
場合に、穿孔される鋼片の材質が単なる炭素鋼で
あるならば、MoおよびＷのいずれか１種もしく
は２種合計の添加量が1.5％以下の本発明合金に
よる穿孔用芯金で十分に従来の芯金の耐用度を上
廻ることができる。しかしながら、穿孔される鋼
片の材質が13％クロム鋼もしくは24％クロム鋼の
ように特殊鋼である場合には、MoおよびＷの何
れか１種もしくは２種合計の添加量は1.5％から
3.0％までであることが必要である。 従つて、本発明になる合金におけるMoおよび
Ｗのいずれか１種もしくは２種合計の添加量は、
これを0.3％ないし３％と定めた。 Coは一般の炭素鋼、もしくは本発明になる芯
金合金のような低合金鋼に添加される元素のうち
で、鋼の焼入性を低下させる唯一の元素である。 穿孔用芯金は、1200℃近傍に加熱された中実丸
形鋼片中に圧入されるので、穿孔直後の穿孔用芯
金の表面温度は1200℃から1300℃近傍に、表面か
ら約５mm内部では800℃近傍に、そしてさらに内
部では700℃以下の温度となる。 このような状態に加熱された芯金は、穿孔直後
に撤水によつて常温にまで冷却されたのち、再び
新たな鋼片中に圧入され、こうして加熱および冷
却が繰返される。この繰返しによつて芯金の表面
に細かい亀甲状の割れが生じて、これが被穿孔パ
イプの内面に圧延痕を発生させるものである。こ
の亀甲状の割れは主として加熱冷却の繰返しによ
つて生ずる熱応力に基因する。 一般に焼入性が低く、焼入変態のない場合の鋼
体の熱応力は、鋼体の表面では圧縮応力が、鋼体
の中心部では引張応力が発生する。これに対し
て、焼入性が高く、焼入変態が生ずる場合の鋼体
の熱応力は、その表面では引張応力が、その中心
部では圧縮応力が発生する。すなわち両者の場合
に熱応力の分布が逆転するのである。そして、一
般に表面が圧縮応力となる焼入変態のない加熱冷
却の繰返しの方が亀甲割れの発生が少ない。 焼入性の大小は、丸棒鋼片を水焼入れしたの
ち、その断面硬度を測定し、硬度がロツクウエル
Ｃスケール40以上になる硬化層の厚さｄと丸棒の
半径ｒとの比率ｄ／ｒを以てこれを表わすことが
できる。すなわちｄ／ｒ値が小さくなる程焼入性
が低下することを表わす。 本発明合金による半径25mmの丸棒を水焼入れし
た場合のｄ／ｒ値に及ぼすCo成分含有量の影響
の一例が第６図の曲線図に示されている。この曲
線図から、Coが1.75％までは焼入性の低下が顕著
であるが。Coが1.75％を越えるとその効果が少な
いことが判る。 よつて本発明合金のCo添加量の下限は、焼入
性低下の効果の見地から１％とし、上限は、経済
的にコスト高となる割には焼入性低下の効果があ
まり得られない見地からこれを２％とした。 Cuは地金中に微細に析出して、常温の引張強
さを高めるのに有効な元素である。また既述した
断熱性と潤滑性とを有するスケール付けの処理の
際に、スケール直下の地金中に富化されて、スケ
ールの地金への密着性を改善するのにも有効な元
素である。しかしながら、添加量が１％以下では
常温の引張強さの向上は少なく、添加量が多過ぎ
ると、スケール直下に富化されたCuが高温度で
地金の結晶粒界に浸潤して、芯金の表層部を脆弱
にする。 よつて本発明合金におけるCuの添加量下限を
１％とし、上限を２％とした。 TiおよびZrはCrよりも優先してＣと結合して
炭化物を形成する。そしてTiおよびZrの炭化物
はCrの炭化物とはちがつて、地金中に均一に分
散すること、および高温度における地金中への溶
解度がCrの炭化物に比べて極めて小さいことか
ら、粒界の部分的な融点低下および粒界の脆化を
軽減するとともに、高温度における引張強さを高
めるのに有効な元素である。さらに、Crよりも
優先して炭化物を形成するのでCrの炭化物量が
減少する結果、Cr炭化物中に吸収されるCr，Ｗ
およびMoが減少し、従つてこれらの元素の地金
中に濃度が高くなつて、固溶体硬化によつて合金
の高温度における引張強さが向上する。しかしな
がら、TiおよびZrの添加量が多過ぎると、合金
を大気中で溶解する場合に、著しく溶湯の流動性
が減ぜられ、芯金製作の際に鋳造性を害すること
になる。 よつて本発明合金におけるTuおよびZrの１種
あるいは２種合計の添加量の上限を0.5％、下限
を0.2％と定めた。 以上、継目なし鋼管の穿孔用芯金合金について
述べたが、同拡管用芯金合金についても全く穿孔
用芯金合金と同様であるからその説明を省略す
る。 次に実施例について説明をする。 本発明になる穿孔用芯金合金の実施諸例の製成
を第１表に示す。第１表には先発明である特願昭
59―11899号発明になる合金、および従来公知の
この種合金の組成をも併記してある。 第１表に示された組成の各合金を素材として、
JIS―Ｚ―2201の規定による10号常温引張試験片、
JIS―Ｇ―0567号の規定による高温度引張試験片、
および直径が69m／ｍ、72m／ｍ、および75m／
ｍのアツセルミル用穿孔芯金をそれぞれ製作し
た。高温度引張り試験は温度900℃で毎分５％の
歪速度でおこなわれる。これらの芯金を用いて、
実際にJISのSUJ2種（Ｃ約１％、Cr約1.5）のベ
アリング鋼材（いわゆる高炭素クロム軸受け鋼
材）をアツセルミルを用いて穿孔試験を行つた、
これらの諸試験の結果が第２表に示されている。
芯金の耐用度は穿孔用芯金１個当りの平均穿孔本
数で表わされている。 第２表に見られるように、本発明になる合金の
常温および高温度における機械的強度は、従来公
知のこの種合金の1.5倍ないし３倍、特願昭59―
11899号発明合金のそれらとはほぼ同等もしくは
幾らか大きいことが判る。そして、本発明合金で
製作された芯金の耐用度は、公知の合金のものの
２ないし５倍、特願昭59―11899号発明合金のも
のの1.5ないし２倍となつているのを見る。この
本発明合金による芯金の耐用度が増大しているの
は、合金のCo添加による芯金表面の亀甲割れの
減少、Cu添加によるスケールの密着、Tiおよび
Zrの添加による炭化物の粒界偏析防止の諸効果
によるものである。

【表】

【表】 【図面の簡単な説明】

第１図は本発明合金のCr含有量が1.4％の場合
の常温機械的性質に及ぼすNi／Cr重量比の影響
を示す曲線図。第２図は本発明合金のCr含有量
が1.4％の場合の温度900℃における機械的性質に
及ぼすNi／Cr重量比の影響を示す曲線図。第３
図は本発明合金のCr含有量が2.8％の場合の常温
機械的性質に及ぼすNi／Cr重量比の影響を示す
曲線図。第４図は本発明合金のCr含有量が2.8％
の場合の温度900℃における機械的性質に及ぼす
Ni／Cr重量比の影響を示す曲線図。第５図は本
発明合金のCr含有量が2.8％、Ni／Cr重量比が2.0
の場合の温度900℃における機械的性質に及ぼす
MoおよびＷ添加量の影響を示す曲線図。第６図
は本発明合金の焼入性に及ぼすCo添加の影響を
示す曲線図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量でＣが0.14ないし0.18％、Crが１ないし
   ３％、Niが１ないし９％、MoおよびＷのいずれ
   か１種または２種合計で0.3ないし３％、Coが１
   ないし２％、Cuが１ないし２％、TiおよびZrの
   いずれか１種もしくは２種合計が0.2ないし0.5
   ％、残部Feおよび不可避的な微量不純物からな
   り、且つNi／Crの重量比の値が１から３である
   継目なし鋼管の穿孔および拡管用合金。 ２ さらに必要に応じて脱酸剤としてSiが重量で
   1.5％以下、Mnが1.5％以下の何れかまたは両者
   を含有することを特徴とする特許請求の範囲第１
   項記載の芯金合金。