JPS649384B2 - - Google Patents
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- JPS649384B2 JPS649384B2 JP17811680A JP17811680A JPS649384B2 JP S649384 B2 JPS649384 B2 JP S649384B2 JP 17811680 A JP17811680 A JP 17811680A JP 17811680 A JP17811680 A JP 17811680A JP S649384 B2 JPS649384 B2 JP S649384B2
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Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
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- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
本発明は、９％Ni鋼管の製造法に関するもの
で、更に詳しく説明すれば熱間圧延ままの９％
Ni鋼板をUOE方式（注Ｕ：Uing，Ｏ：Oing，
Ｅ：Expandingを示す工程をいう。）で管状に成
形しシーム部を共金系溶接ワイヤーを用いてサブ
マージド・アーク溶接（SAW）又はMIG溶接を
行い、拡管サイジング後これを連続的に焼入−焼
戻処理する９％Ni鋼管の製造法において、前記
成形前に熱間圧延鋼板を予め焼鈍処理しておくこ
とを特徴とする９％Ni鋼管の製造法に関するも
のである。 従来、LNGの貯蔵、輸送に適している極低温
用材料として９％Ni鋼、ステンレス鋼、36％Ni
鋼、Al合金などが使用されている。９％Ni鋼は
前記材料中で最も強度が高く大型タンクやライン
パイプには最も有利な材料であり、近年のエネル
ギー需用の増大に伴つて極低温用材料として需用
が拡大してきた。ところが、９％Ni鋼は焼入−
焼戻または焼準−焼戻などの熱処理を施して強度
と低温靭性を確保しているので、これが原因とな
つて前述の熱処理を施した鋼板を溶接して使用す
る場合には、溶接面でで種々の問題があり、その
性能を有利に利用できない場合が多かつた。例え
ば、従来はインコネル系やハステロイ系などの
Ni基合金の被覆棒またはワイヤーによる溶接が
大部分であつたが、これらのオーステナイト系溶
接材料は母材の９％Ni鋼よりも強度が低く、か
つコスト的に高価であるなどの問題があつた。近
年MIGまたはTIGによる共金溶接法が開発され
たが、これらの溶接法では溶接金属の硬度が母材
に比べて著しく高くなり、また溶接条件範囲が狭
いなどの問題がある。一方、サブマージド・アー
ク溶接の場合は、共金系の９％Ni鋼溶接材料で
は溶接ままの状態では靭性が確保できず、また従
来のNi基合金ではコスト的に高価であり、溶接
入熱増大による熱影響部（HAZ）の靭性劣化の
問題などがあつた。 そして、これらの溶接上の問題が解消されれ
ば、９％Ni鋼を使用した例えばLNG輸送パイプ
ラインなどはより安価に製造できるようになり、
９％Ni鋼をより有利な材料とすることができる。 発明者らは先に、前記の従来技術の諸問題を解
決すべく種々実験検討の結果、熱間圧延材の９％
Ni鋼板をUOE方式で管状に成形後そのシーム部
を共金系の溶接ワイヤーと溶融型フラツクスを用
いてSAW溶接し、さらに拡管サイジングしてな
る鋼管を連続的に焼入−焼戻しすることが有効で
あるのを見出し、昭和53年日本鉄鋼協会第95回講
演大会で発表した。その内容は雑誌「鉄と鋼」No.
４ March1978Vol.64第324頁に掲載されてい
る。これにより溶接ワイヤーとしては従来の高価
なNi基合金を必ずしも使用する必要がなくなり、
従来ともすれば問題になり勝ちであつた溶接部の
最高硬さやHAZの靭性の劣化などは一挙に解決
されることになつたが、９％Ni鋼板は熱間圧延
ままの状態であつても強度が高く、これが製管工
程における前記UOE方式で管状に成形するとき
に一つの未解決の問題となつている。即ち、板厚
によつては既存の設備では管状に成形することが
不可能であつたり、また一応管状成形が可能であ
つても形状が不良であつたり、またスプリングバ
ツク量が大きいため薄肉管の場合においても仮付
溶接時に問題を生じている。尚、UOE方式で鋼
管を製造する際は９％Ni鋼に限らずその他の低
合金鋼においても熱間圧延ままの状態で成形し必
要に応じてその後熱処理するのが一般である。 そこで、発明者らは前述の如く９％Ni鋼板が
強度大で他の低合金鋼の場合と異なり熱間圧延の
ままであつても管状に成形する段階で問題がある
ことに着目し、これを解決するために更に実験検
討の結果本発明をなすに至つたものである。 即ち、本発明は、熱間圧延ままの９％Ni鋼板
をUOE方式により成形しそのシーム部を共金系
溶接ワイヤーを用いてSAW溶接又はMIG溶接を
行い拡管サイジングした後これを連続的に焼入−
焼戻処理する９％Ni鋼管の製造法において、前
記成形前に熱間圧延鋼板を予め600〜640℃にて焼
鈍処理することを特徴とする９％Ni鋼管の製造
法である。 本発明によるときは成形前に予め焼鈍処理が施
されているため９％Ni鋼板が十分に軟化してお
り、管状に成形する際に必要な力が少くて済むの
で、同一能力の成形機でより厚い板厚まで成形で
きるだけでなく、容易に形状の良好な管に成形し
得る。また予め鋼板にこのような焼鈍処理を施し
ておいても焼入−焼戻処理後の母材、HAZには
何ら悪影響がないことも確認された。 本発明でいう９％Ni鋼板とは、ASTMA−553
で規定されているところの、重量基準（以下％は
重量基準にて示す）にて、C0.13％以下、Mn0.90
％以下、Si0.15〜0.30％、Ni8.5〜9.5％、Ｂ，Ｓ
夫々0.040％以下、残留鉄および不可避不純物か
らなる組成を有するもの或いは必要に応じて前記
の組成に更にMo0.5％以下、Cr0.3％以下の一種
又は二種を含有する組成のものである。又、共金
系溶接ワイヤーとは従来のNi基溶接ワイヤーと
は異なり、母材の組成に近い組成を有するワイヤ
ーという意味を示すもので、Niとして8.5〜11％
を含有するものをいう。Ni以外の含有元素につ
いては特に限定する必要はないが、C0.1％以下、
Si0.25％以下、Mn0.5％以下、P0.01％以下、
S0.01％以下であることが好ましく必要に応じて
更にTi0.15％以下を含有してもかまわない。この
共金系溶接ワイヤーを用いて行うSAW溶接には、
当然溶融型フラツクスを使用する。本発明でいう
MIG溶接とは、従来アルゴンを主体とする雰囲
気中で3.0mmφ未満の小径ワイヤーを用い
500Amp以下の溶接電流で行う低入熱のものだけ
でなく、出願人が開発し、先に特公昭53−9571号
で提案したような溶接能率が略SAW溶接に匹敵
する高速高能率のMIG溶接をも含む。更に、本
発明の特徴とする成形前の熱間圧延ままの９％
Ni鋼板を焼鈍処理するときの温度条件は600〜
640℃とすることが好ましい。次に本発明法の実
施例を従来法と比較して示す。第１表は９％Ni
鋼（鋼Ａは本発明法に、鋼Ｂは従来法に夫々供し
た）の組成を、又第２表は鋼管の製造工程を、又
第３表、第４表は夫々SAW溶接とMIG溶接の溶
接条件を示したものである。
で、更に詳しく説明すれば熱間圧延ままの９％
Ni鋼板をUOE方式（注Ｕ：Uing，Ｏ：Oing，
Ｅ：Expandingを示す工程をいう。）で管状に成
形しシーム部を共金系溶接ワイヤーを用いてサブ
マージド・アーク溶接（SAW）又はMIG溶接を
行い、拡管サイジング後これを連続的に焼入−焼
戻処理する９％Ni鋼管の製造法において、前記
成形前に熱間圧延鋼板を予め焼鈍処理しておくこ
とを特徴とする９％Ni鋼管の製造法に関するも
のである。 従来、LNGの貯蔵、輸送に適している極低温
用材料として９％Ni鋼、ステンレス鋼、36％Ni
鋼、Al合金などが使用されている。９％Ni鋼は
前記材料中で最も強度が高く大型タンクやライン
パイプには最も有利な材料であり、近年のエネル
ギー需用の増大に伴つて極低温用材料として需用
が拡大してきた。ところが、９％Ni鋼は焼入−
焼戻または焼準−焼戻などの熱処理を施して強度
と低温靭性を確保しているので、これが原因とな
つて前述の熱処理を施した鋼板を溶接して使用す
る場合には、溶接面でで種々の問題があり、その
性能を有利に利用できない場合が多かつた。例え
ば、従来はインコネル系やハステロイ系などの
Ni基合金の被覆棒またはワイヤーによる溶接が
大部分であつたが、これらのオーステナイト系溶
接材料は母材の９％Ni鋼よりも強度が低く、か
つコスト的に高価であるなどの問題があつた。近
年MIGまたはTIGによる共金溶接法が開発され
たが、これらの溶接法では溶接金属の硬度が母材
に比べて著しく高くなり、また溶接条件範囲が狭
いなどの問題がある。一方、サブマージド・アー
ク溶接の場合は、共金系の９％Ni鋼溶接材料で
は溶接ままの状態では靭性が確保できず、また従
来のNi基合金ではコスト的に高価であり、溶接
入熱増大による熱影響部（HAZ）の靭性劣化の
問題などがあつた。 そして、これらの溶接上の問題が解消されれ
ば、９％Ni鋼を使用した例えばLNG輸送パイプ
ラインなどはより安価に製造できるようになり、
９％Ni鋼をより有利な材料とすることができる。 発明者らは先に、前記の従来技術の諸問題を解
決すべく種々実験検討の結果、熱間圧延材の９％
Ni鋼板をUOE方式で管状に成形後そのシーム部
を共金系の溶接ワイヤーと溶融型フラツクスを用
いてSAW溶接し、さらに拡管サイジングしてな
る鋼管を連続的に焼入−焼戻しすることが有効で
あるのを見出し、昭和53年日本鉄鋼協会第95回講
演大会で発表した。その内容は雑誌「鉄と鋼」No.
４ March1978Vol.64第324頁に掲載されてい
る。これにより溶接ワイヤーとしては従来の高価
なNi基合金を必ずしも使用する必要がなくなり、
従来ともすれば問題になり勝ちであつた溶接部の
最高硬さやHAZの靭性の劣化などは一挙に解決
されることになつたが、９％Ni鋼板は熱間圧延
ままの状態であつても強度が高く、これが製管工
程における前記UOE方式で管状に成形するとき
に一つの未解決の問題となつている。即ち、板厚
によつては既存の設備では管状に成形することが
不可能であつたり、また一応管状成形が可能であ
つても形状が不良であつたり、またスプリングバ
ツク量が大きいため薄肉管の場合においても仮付
溶接時に問題を生じている。尚、UOE方式で鋼
管を製造する際は９％Ni鋼に限らずその他の低
合金鋼においても熱間圧延ままの状態で成形し必
要に応じてその後熱処理するのが一般である。 そこで、発明者らは前述の如く９％Ni鋼板が
強度大で他の低合金鋼の場合と異なり熱間圧延の
ままであつても管状に成形する段階で問題がある
ことに着目し、これを解決するために更に実験検
討の結果本発明をなすに至つたものである。 即ち、本発明は、熱間圧延ままの９％Ni鋼板
をUOE方式により成形しそのシーム部を共金系
溶接ワイヤーを用いてSAW溶接又はMIG溶接を
行い拡管サイジングした後これを連続的に焼入−
焼戻処理する９％Ni鋼管の製造法において、前
記成形前に熱間圧延鋼板を予め600〜640℃にて焼
鈍処理することを特徴とする９％Ni鋼管の製造
法である。 本発明によるときは成形前に予め焼鈍処理が施
されているため９％Ni鋼板が十分に軟化してお
り、管状に成形する際に必要な力が少くて済むの
で、同一能力の成形機でより厚い板厚まで成形で
きるだけでなく、容易に形状の良好な管に成形し
得る。また予め鋼板にこのような焼鈍処理を施し
ておいても焼入−焼戻処理後の母材、HAZには
何ら悪影響がないことも確認された。 本発明でいう９％Ni鋼板とは、ASTMA−553
で規定されているところの、重量基準（以下％は
重量基準にて示す）にて、C0.13％以下、Mn0.90
％以下、Si0.15〜0.30％、Ni8.5〜9.5％、Ｂ，Ｓ
夫々0.040％以下、残留鉄および不可避不純物か
らなる組成を有するもの或いは必要に応じて前記
の組成に更にMo0.5％以下、Cr0.3％以下の一種
又は二種を含有する組成のものである。又、共金
系溶接ワイヤーとは従来のNi基溶接ワイヤーと
は異なり、母材の組成に近い組成を有するワイヤ
ーという意味を示すもので、Niとして8.5〜11％
を含有するものをいう。Ni以外の含有元素につ
いては特に限定する必要はないが、C0.1％以下、
Si0.25％以下、Mn0.5％以下、P0.01％以下、
S0.01％以下であることが好ましく必要に応じて
更にTi0.15％以下を含有してもかまわない。この
共金系溶接ワイヤーを用いて行うSAW溶接には、
当然溶融型フラツクスを使用する。本発明でいう
MIG溶接とは、従来アルゴンを主体とする雰囲
気中で3.0mmφ未満の小径ワイヤーを用い
500Amp以下の溶接電流で行う低入熱のものだけ
でなく、出願人が開発し、先に特公昭53−9571号
で提案したような溶接能率が略SAW溶接に匹敵
する高速高能率のMIG溶接をも含む。更に、本
発明の特徴とする成形前の熱間圧延ままの９％
Ni鋼板を焼鈍処理するときの温度条件は600〜
640℃とすることが好ましい。次に本発明法の実
施例を従来法と比較して示す。第１表は９％Ni
鋼（鋼Ａは本発明法に、鋼Ｂは従来法に夫々供し
た）の組成を、又第２表は鋼管の製造工程を、又
第３表、第４表は夫々SAW溶接とMIG溶接の溶
接条件を示したものである。
【表】
【表】
【表】
【表】
又、第６図はこの実施例において本発明法が採
用した製造工程図である。 第１図は、鋼Ａの熱間圧延ままの鋼板を焼鈍処
理した場合の焼鈍温度を鋼の引張り強度ならびに
0.2％耐力およびUOE製管時の歪量と同じ３％歪
での応力とを併せて示したグラフである。第１図
から明らかなように、焼鈍温度620℃までは温度
の増加に伴い0.2％耐力および３％歪での応力は
低下するが、焼鈍温度が620℃以上になると再び
上昇する。ここに図示される如く、適正な温度で
焼鈍を行うことにより製管時の歪量に相当する応
力は、熱間圧延ままの約120Kg／mm2から80Kg／mm2
と約3/4またはそれ以下に低下すると共に、引張
強さとの差も拡大してくる（熱間圧延ままの状態
では図の如く３％歪での応力と引張強さの差が殆
んどない）ので、製管時には容易に良好な形状の
管とすることができる。第１図に示すような傾向
は前記鋼Ａとして示したものに限らず本発明が対
象とする９％Ni鋼について広く確認されており、
焼鈍温度としては600〜640℃の範囲が適当である
ことも確められている。 第２図は前記の焼鈍処理を施した鋼Ａの鋼管を
UOE方式により全形しそのシーム部を第２，３，
４表に示すSAW，MIGのいずれかの溶接方法に
より溶接したのち、拡管して得た鋼管Ａを誘導加
熱設備を用いて790℃から連続的に焼入した場合
の、加熱，冷却の温度パターンを示したグラフ図
である。図から理解されるように、700℃→200℃
間の冷却速度は50℃／secであつた。又、第３図
は前記鋼管Ａの焼戻時の加熱，冷却パターンを示
したグラフ図である。焼戻は620℃、４分均熱に
なるように設定した。焼戻後の冷却は空冷であ
り、その冷却速度は600℃→400℃間で0.62℃／
secであつた。 前記の本発明実施例による鋼管Ａと従来法によ
る鋼管Ｂの鋼本体（母材部）の機械的性質および
溶接部の機械的性質を夫々第５表、第６表に示
す。先に示した如く鋼管Ａは製管後焼入−焼戻処
理を施したものであり、鋼管Ｂは材料鋼板を焼入
−焼戻処理した後製管したものである。
用した製造工程図である。 第１図は、鋼Ａの熱間圧延ままの鋼板を焼鈍処
理した場合の焼鈍温度を鋼の引張り強度ならびに
0.2％耐力およびUOE製管時の歪量と同じ３％歪
での応力とを併せて示したグラフである。第１図
から明らかなように、焼鈍温度620℃までは温度
の増加に伴い0.2％耐力および３％歪での応力は
低下するが、焼鈍温度が620℃以上になると再び
上昇する。ここに図示される如く、適正な温度で
焼鈍を行うことにより製管時の歪量に相当する応
力は、熱間圧延ままの約120Kg／mm2から80Kg／mm2
と約3/4またはそれ以下に低下すると共に、引張
強さとの差も拡大してくる（熱間圧延ままの状態
では図の如く３％歪での応力と引張強さの差が殆
んどない）ので、製管時には容易に良好な形状の
管とすることができる。第１図に示すような傾向
は前記鋼Ａとして示したものに限らず本発明が対
象とする９％Ni鋼について広く確認されており、
焼鈍温度としては600〜640℃の範囲が適当である
ことも確められている。 第２図は前記の焼鈍処理を施した鋼Ａの鋼管を
UOE方式により全形しそのシーム部を第２，３，
４表に示すSAW，MIGのいずれかの溶接方法に
より溶接したのち、拡管して得た鋼管Ａを誘導加
熱設備を用いて790℃から連続的に焼入した場合
の、加熱，冷却の温度パターンを示したグラフ図
である。図から理解されるように、700℃→200℃
間の冷却速度は50℃／secであつた。又、第３図
は前記鋼管Ａの焼戻時の加熱，冷却パターンを示
したグラフ図である。焼戻は620℃、４分均熱に
なるように設定した。焼戻後の冷却は空冷であ
り、その冷却速度は600℃→400℃間で0.62℃／
secであつた。 前記の本発明実施例による鋼管Ａと従来法によ
る鋼管Ｂの鋼本体（母材部）の機械的性質および
溶接部の機械的性質を夫々第５表、第６表に示
す。先に示した如く鋼管Ａは製管後焼入−焼戻処
理を施したものであり、鋼管Ｂは材料鋼板を焼入
−焼戻処理した後製管したものである。
【表】
【表】
尚、第４図に示したＷはWeld Metal、Ｂは
Bond（Meld：HAZ・50：50）、ＨはHAZを夫々
示しており、第６表のシヤルピー試験結果は溶接
部の該当箇所にノツチ位置を一致せしめたものか
ら採取したシヤルピー試験片によるものである。
またVE−196℃は−196℃の吸収エネルギーでLE
−196℃は−196℃のラテラルエキスパンジヨンで
ある。先づ鋼本体（母材部）についてみるに第５
表から明らかなように、本発明実施例による鋼管
Ａに比べて、従来法による鋼管Ｂは成形による加
工硬化が残存するために、降伏比（Y.R）が高
い。これに対し鋼管Ａは降伏比（Y.R）が80％以
下と良好であるとともに降伏応力（Y.S）、引張
強さ（T.S）もASTM規格A333（Gr，８）を十分
満足する値が得られた。また衝撃特性においても
鋼管Ａは鋼管Ｂよりも良好である。その理由は、
鋼管Ａは成形による加工硬化が製管後の焼入−焼
戻処理により消滅するのに対し、鋼管Ｂには残存
していることによると思考される。 第６表から明らかなように、溶接金属の−196
℃の靭性は、鋼管Ｂの方がコストの高いNi基合
金ワイヤーで溶接しているので、共金系ワイヤー
で溶接している鋼Ａよりは高いけれども、鋼管Ａ
の靭性もASTM規格に十分満足する。Bondおよ
びHAZの靭性は鋼管Ａの方が鋼管Ｂよりも良好
であり、鋼管ＡのHAZは母材と均一組織をして
おり、HAZの脆化は全く認められない。 第５図ａは鋼管Ａの溶接継手の硬度分布を、ま
たｂは鋼管Ｂの溶接継手の硬度（Hv）分布を示
すグラフ図である。この第５図ａ及び第５図ｂか
ら明らかなように、鋼管ＡのHAZは母材と均一
組織の焼戻マルテンサイトと一部残留オーステナ
イトになるため硬度もmaxHvが264であり、溶接
金属HAZの硬度の均一性が優れているのに対し、
鋼管Ｂは溶接のままであるためHAZ粗粒域はマ
ルテンサイト組織になり、硬度もmaxHvが364で
あつて後熱処理又は焼戻処理が必要になる。更
に、鋼管ＢにおいてはNi基合金ワイヤーで溶接
しているので安定したオーステナイトになつてお
り、母材硬度よりも低く溶接金属とHAZおよび
母材との強度差が大きい。このため鋼管ＡはＧ・
Ｂテストが良好であるのに対し、鋼管ＢはＧ・Ｂ
テストで溶接金属部に歪が集中して問題が生じる
ことがある。また、マクロ組織、顕微鏡組織にお
いても本発明による鋼管Ａの方が従来法による鋼
管Ｂより均一性が優れており、溶接継手の性能が
良好なことが確認されている。又、本発明により
熱延９％Ni鋼板を管状成形する前に焼鈍処理を
行えば、母材部、溶接熱影響部の性質が少しも損
われていないことは前記「鉄と鋼」No.
4March1978Vol.64第324頁によつても明らかで
ある。
Bond（Meld：HAZ・50：50）、ＨはHAZを夫々
示しており、第６表のシヤルピー試験結果は溶接
部の該当箇所にノツチ位置を一致せしめたものか
ら採取したシヤルピー試験片によるものである。
またVE−196℃は−196℃の吸収エネルギーでLE
−196℃は−196℃のラテラルエキスパンジヨンで
ある。先づ鋼本体（母材部）についてみるに第５
表から明らかなように、本発明実施例による鋼管
Ａに比べて、従来法による鋼管Ｂは成形による加
工硬化が残存するために、降伏比（Y.R）が高
い。これに対し鋼管Ａは降伏比（Y.R）が80％以
下と良好であるとともに降伏応力（Y.S）、引張
強さ（T.S）もASTM規格A333（Gr，８）を十分
満足する値が得られた。また衝撃特性においても
鋼管Ａは鋼管Ｂよりも良好である。その理由は、
鋼管Ａは成形による加工硬化が製管後の焼入−焼
戻処理により消滅するのに対し、鋼管Ｂには残存
していることによると思考される。 第６表から明らかなように、溶接金属の−196
℃の靭性は、鋼管Ｂの方がコストの高いNi基合
金ワイヤーで溶接しているので、共金系ワイヤー
で溶接している鋼Ａよりは高いけれども、鋼管Ａ
の靭性もASTM規格に十分満足する。Bondおよ
びHAZの靭性は鋼管Ａの方が鋼管Ｂよりも良好
であり、鋼管ＡのHAZは母材と均一組織をして
おり、HAZの脆化は全く認められない。 第５図ａは鋼管Ａの溶接継手の硬度分布を、ま
たｂは鋼管Ｂの溶接継手の硬度（Hv）分布を示
すグラフ図である。この第５図ａ及び第５図ｂか
ら明らかなように、鋼管ＡのHAZは母材と均一
組織の焼戻マルテンサイトと一部残留オーステナ
イトになるため硬度もmaxHvが264であり、溶接
金属HAZの硬度の均一性が優れているのに対し、
鋼管Ｂは溶接のままであるためHAZ粗粒域はマ
ルテンサイト組織になり、硬度もmaxHvが364で
あつて後熱処理又は焼戻処理が必要になる。更
に、鋼管ＢにおいてはNi基合金ワイヤーで溶接
しているので安定したオーステナイトになつてお
り、母材硬度よりも低く溶接金属とHAZおよび
母材との強度差が大きい。このため鋼管ＡはＧ・
Ｂテストが良好であるのに対し、鋼管ＢはＧ・Ｂ
テストで溶接金属部に歪が集中して問題が生じる
ことがある。また、マクロ組織、顕微鏡組織にお
いても本発明による鋼管Ａの方が従来法による鋼
管Ｂより均一性が優れており、溶接継手の性能が
良好なことが確認されている。又、本発明により
熱延９％Ni鋼板を管状成形する前に焼鈍処理を
行えば、母材部、溶接熱影響部の性質が少しも損
われていないことは前記「鉄と鋼」No.
4March1978Vol.64第324頁によつても明らかで
ある。
第１図は本発明における鋼板の焼鈍温度と強度
の関係を示したグラフ図、第２図は本発明による
鋼管を連続的に焼入した場合の加熱、冷却の温度
パターンを示すグラフ図、第３図は本発明による
鋼管の焼戻時の加熱、冷却パターンを示したグラ
フ図、第４図は溶接部のシヤルビー試験箇処を示
した説明図、第５図ａ，ｂは夫々本発明による鋼
管と従来法による鋼管の溶接部の硬度分布を示す
グラフ図、第６図は本発明の製造工程図である。
の関係を示したグラフ図、第２図は本発明による
鋼管を連続的に焼入した場合の加熱、冷却の温度
パターンを示すグラフ図、第３図は本発明による
鋼管の焼戻時の加熱、冷却パターンを示したグラ
フ図、第４図は溶接部のシヤルビー試験箇処を示
した説明図、第５図ａ，ｂは夫々本発明による鋼
管と従来法による鋼管の溶接部の硬度分布を示す
グラフ図、第６図は本発明の製造工程図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 熱間圧延ままの９％Ni鋼板をUOE方式によ
り管状に成形しそのシーム部を共金系溶接ワイヤ
ーを用いてサブマージド・アーク溶接又はMIG
溶接を行い拡管サイジングした後、これを連続的
に焼入−焼戻処理する９％Ni鋼板の製造法にお
いて、 前記成形前に、熱間圧延鋼板を予め600〜640℃
にて焼鈍処理することを特徴とする９％Ni鋼板
の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17811680A JPS57101617A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Manufacture of 9%ni steel pipe |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17811680A JPS57101617A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Manufacture of 9%ni steel pipe |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS57101617A JPS57101617A (en) | 1982-06-24 |
| JPS649384B2 true JPS649384B2 (ja) | 1989-02-17 |
Family
ID=16042931
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17811680A Granted JPS57101617A (en) | 1980-12-18 | 1980-12-18 | Manufacture of 9%ni steel pipe |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS57101617A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4535890B2 (ja) * | 2005-01-21 | 2010-09-01 | ナカジマ鋼管株式会社 | 鉄骨構造物 |
| JP4760299B2 (ja) * | 2005-10-26 | 2011-08-31 | 住友金属工業株式会社 | 溶接継手及びその製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5341614A (en) * | 1976-09-29 | 1978-04-15 | Toshihiko Kojima | Complex vortex producing apparatus for diesel engine |
-
1980
- 1980-12-18 JP JP17811680A patent/JPS57101617A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS57101617A (en) | 1982-06-24 |
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