WO2002076654A1 - Procede de fabrication d'un tube en acier sans soudure - Google Patents

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WO2002076654A1
WO2002076654A1 PCT/JP2002/002756 JP0202756W WO02076654A1 WO 2002076654 A1 WO2002076654 A1 WO 2002076654A1 JP 0202756 W JP0202756 W JP 0202756W WO 02076654 A1 WO02076654 A1 WO 02076654A1
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WO
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slab
center
secondary cooling
round billet
cooling water
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PCT/JP2002/002756
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French (fr)
Inventor
Takaaki Toyooka
Yukio Miyata
Mitsuo Kimura
Seiji Itoyama
Yasuo Kishimoto
Masanori Nishikoori
Eiji Tawara
Seiji Ozaki
Original Assignee
Kawasaki Steel Corporation
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B19/00—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work
    • B21B19/02—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work the axes of the rollers being arranged essentially diagonally to the axis of the work, e.g. "cross" tube-rolling ; Diescher mills, Stiefel disc piercers or Stiefel rotary piercers
    • B21B19/04—Rolling basic material of solid, i.e. non-hollow, structure; Piercing, e.g. rotary piercing mills
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/124—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for cooling
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    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B19/00—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work
    • B21B19/02—Tube-rolling by rollers arranged outside the work and having their axes not perpendicular to the axis of the work the axes of the rollers being arranged essentially diagonally to the axis of the work, e.g. "cross" tube-rolling ; Diescher mills, Stiefel disc piercers or Stiefel rotary piercers
    • B21B19/06—Rolling hollow basic material, e.g. Assel mills

Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a seamless steel pipe, and more particularly to an improvement in the inner surface of a seamless steel pipe made of a hard-to-work material such as stainless steel and the like and the internal property of the steel pipe.
  • a rolled material (round billet) heated to a predetermined temperature is first made into a hollow shell through a piercing and rolling step using a piercing mill.
  • a piercing mill is composed of two rolls and a plug supported at the tip of a bar, as shown in FIG.
  • the round billet receives the force of rotating itself and advancing in the axial direction due to the rotation of the roll.
  • tensile stress and compressive stress are generated alternately, and the hole is easily drilled.
  • a hole is made at the center of the round billet and it becomes hollow.
  • the tube wall is further reduced between the roll and plug, forming a hollow shell.
  • the pipe is expanded by elongating mill such as elongator, plug mill, or mandrel mill to reduce the wall thickness, reheated if necessary, and then reduced in outside diameter by drawing mill such as stretch reducer, sizer, etc.
  • elongating mill such as elongator, plug mill, or mandrel mill to reduce the wall thickness, reheated if necessary, and then reduced in outside diameter by drawing mill such as stretch reducer, sizer, etc.
  • FIG. 3 is an enlarged view of an inner surface defect of the seamless steel pipe shown in FIG. Also, as shown in Fig.
  • FIG. 5 is an enlarged view of the inner surface defect of the seamless steel pipe shown in FIG.
  • the frequency of occurrence is high in stainless steel, which is difficult to process.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 8-52555 discloses a round billet in which the final solidification position of a piece is shifted from the center of the piece by 1 to 3% of the diameter of the piece in a round billet series.
  • a method for producing a seamless steel pipe having no inner surface defects has been proposed, in which a steel sheet is heated to a rolling temperature and pierced and rolled with the center of a round billet as a center to produce a hollow shell.
  • An object of the present invention is to solve the above-mentioned problems of the prior art and to propose a method for producing a seamless steel pipe having excellent properties on the inner surface of the pipe (hereinafter referred to as inner face) and the inner properties of the steel pipe (hereinafter referred to as inner property). And Disclosure of the invention
  • the present inventors have proposed that a continuous structural slab suitable for producing a round billet having a center segregation zone fragmentation degree W defined by the above formula (1) of 20% or more is less expensive, effective, and A stable manufacturing method was studied.
  • Japanese Unexamined Patent Application Publication No. 2-182347 discloses a method in which a central part and a peripheral part of a piece on the same long side surface are separated.
  • a method for varying the amount of secondary cooling water has been proposed.
  • the center deviation cannot be obtained simply by making the amount of secondary cooling water different between the central part and the peripheral part. It has been difficult to stably produce a slap capable of producing a round billet having a separation zone W of 20% or more.
  • the center segregation zone splitting degree W becomes 20% or more. It has been found that a slab capable of producing round billets can be manufactured stably.
  • a continuous structural slab is formed into a round billet by hot rolling, and then the round billet is heated to a predetermined temperature and pierced to form a hollow shell, and then the hollow shell is drawn and rolled.
  • the following round formula (1) is used as the round billet.
  • the continuous structure slab is manufactured using molten steel having a superheat degree of molten steel in a tundish of 25 to 65 ° C., and the secondary cooling water amount at the center of the slab width is changed during the manufacturing. It is preferable that the slab be made with a secondary cooling water ratio of 1.2 to 2.01 / kg-steel, with the secondary cooling water ratio up to complete solidification being increased compared to the secondary cooling water amount in the width direction peripheral part. .
  • the secondary cooling water ratio refers to the ratio between the total amount of cooling water per unit time (1 / min) and the production volume per unit time (kg-steel / min) in the secondary cooling zone.
  • FIG. 1 shows an outline of a manufacturing process of a seamless steel pipe according to the present invention.
  • FIG. 1 is an explanatory view ′ schematically showing the relationship between the porosity, the cavity, the position of the center segregation zone, the center position of the perforation, and the position of the internal defect in the present invention.
  • Figure 2 is an explanatory diagram schematically showing the relationship between the porosity, cavity, center segregation zone position and perforation position, and the relationship between internal defect positions in a conventional example using a round billet as a material.
  • FIG. 3 is an enlarged view of an inner surface defect of the seamless steel pipe shown in FIG.
  • FIG. 4 is an explanatory diagram schematically showing the relationship between the porosity, the cavity, the position of the center segregation zone and the position of the perforation, and the position of the internal defect in the conventional example using a slab as the material.
  • FIG. 5 is an enlarged view of an inner surface defect of the seamless steel pipe shown in FIG.
  • FIG. 6 is an explanatory diagram schematically showing the relationship between the porosity, the cavity, the center segregation zone position and the perforation position, and the relationship with the internal defect position in the conventional example.
  • FIG. 7 is an explanatory diagram for explaining the definition of the center segregation zone division degree W.
  • FIG. 8 is a graph showing the influence of the equiaxed crystal ratio on the shape of the central segregation zone.
  • FIG. 9 is a schematic diagram showing the classification of the shape of the central segregation zone.
  • FIG. 10 is an explanatory diagram showing a secondary cooling water amount pattern used in the example.
  • FIG. 11 is a schematic diagram showing a process of manufacturing a hollow shell from a round billet by a piercing mill.
  • FIG. 1 shows an outline of a manufacturing process of a seamless steel pipe according to the present invention.
  • molten steel having a desired composition is formed into a slab by a continuous forming method.
  • the center segregation zone is divided at the center in the slab width direction. In other words, at the center of the slab width direction, a region ( ⁇ ⁇ ) where porosity and cavity are compressed and disappear and the central segregation zone is reduced or eliminated exists at least about 10% of the width B.
  • the center segregation zone W (%) of the round billet, which is a rolled material becomes 20% or more.
  • the porosity, cavity, and central segregation zone of the round billet cross the center of the perforation greatly, preventing deterioration of inner surface properties and inner properties.
  • the method to make the area where the central segregation zone is reduced or disappeared without porosity and cavity appear at the center in the width direction of the slab is as follows. For example, a continuous forging die is subjected to forging reduction at the center in the width direction of a piece coming out of a die near the final solidification position, thereby preventing the formation of porosity and cavities and enriching the unsolidified alloy element. There is a method to drain the liquid.
  • the molten steel injected into the mold is solidified from the surface layer in contact with the mold surface due to heat removal from the mold surface, and is continuously extracted from the mold while forming a solidified shell. After leaving the mold, it is cooled by secondary cooling such as water spray, and solidifies sequentially while developing solidified shells. Forging at 1 to 10% near the final solidification position, specifically at the position where the unsolidified amount is 1 to 5%, prevents the generation of porosity and cavity and reduces or eliminates the central segregation zone. Preferred for. In the present invention, at least 10% of the width at the center in the width direction of the slab, the porosity and the cavity are compressed and disappear, and the central segregation zone is reduced or eliminated to form a region.
  • this area is less than 10% of the slab width, shear deformation will occur during piercing and rolling, and two-plate defects will occur due to porosity, cavity, central segregation zone, etc. existing in the central segregation zone. It will be easier.
  • this area is preferable as it is wider, If the area of the forging is to be widened, it is necessary to widen the forging pressure area, so that the forging load increases, and the equipment becomes large and impossible. Therefore, the upper limit of this area is approximately 50% of the width.
  • the following forging reduction forging pressure
  • forging pressure forging pressure
  • the steel in the tundish is continuously formed into pieces (slabs) using molten steel with a superheat degree of 25 to 65 ° C.
  • the amount of secondary cooling water at the center of the slab width is adjusted to the area around the slab width. Increase the amount of secondary cooling water compared to the amount of secondary cooling water, and make the secondary cooling water ratio until complete solidification is 1.2 to 2.0 l Zkg-steel.
  • Fig. 8 shows the relationship between the shape of the center segregation zone and the equiaxed crystal ratio of the continuous slab.
  • Figure 9 shows the breakdown of the shape (type) of the central segregation zone in Fig. 8.
  • B is the slab width
  • T is the slab thickness
  • ⁇ B is the center segregation zone cutting width in the slab.
  • the shape of the center segregation zone generated in the continuous structure slab is an intermediate shape from the normal shape c shown in Fig. 9 b.
  • Type a in which the central segregation zone is divided at the center of the slab width, is the most preferable shape as a material for seamless steel pipes.
  • the molten steel static pressure acting on the unsolidified metal during solidification during continuous casting is supported only by the columnar shell (solidified shell) that grows continuously from the surface. It is considered that the equiaxed crystal that has solidified and floated does not have the function to resist the static pressure of molten steel.
  • the outer shell becomes thicker than the increase in the ratio of columnar crystal solidification compared to the increase in the ratio of equiaxed crystal solidification, and the shell in the middle of solidification, which causes the generation of the center segregation zone peculiar to the continuous structure, is increased. Swelling due to the molten steel static pressure, the so-called bulging phenomenon, is also unlikely to occur. For this reason, the movement of the solute-enriched molten steel between crystals due to the flow of the residual molten steel is also suppressed, and the accumulation of the concentrated molten steel is less likely to occur, so that the center segregation zone is also small.
  • molten steel having a superheat degree of molten steel in a tundish of 25 to 65 ° C. is preferable to use as a production condition for not generating an equiaxed crystal. If the molten steel superheat is less than 25 ° C, equiaxed crystals are likely to be formed, while if it exceeds 65 ° C, the solidification rate is reduced, delaying the final solidification position is promoted, and the formation of the central segregation zone is increased. Will be encouraged. For this reason, the degree of superheat of the molten steel is preferably set to 25 to 65 ° C.
  • Some continuous manufacturing equipment has an electromagnetic stirrer that electromagnetically stirs molten steel in the mold.
  • Electromagnetic stirring in the mold promotes dissolution of the mold powder, resulting in uniform development of the solidified shell, ⁇ ⁇ reduces the microsegregation zone on the surface of the piece, and ⁇ prevents the occurrence of defects such as surface cracks on the piece.
  • the electromagnetic stirring in the mold is not used, or is used under such a condition that the equiaxed crystal ratio is not significantly increased even if used.
  • the secondary cooling water ratio until complete solidification is set to 1.2 to 2.01 / kg-steel. If the secondary cooling water ratio is less than 1.2 1 Zkg-steel, the cooling capacity is reduced and the central segregation zone cannot be separated, or the solidified shell pulsing increases, which promotes the formation of the central segregation zone. On the other hand, if the secondary cooling water ratio exceeds 2.0 l Zkg-steel, cracks on one surface and porosity at the final solidification position increase, which may cause lamination during pipe making. In addition, the slab shape becomes uneven and slab care is often required before rolling round billets. For this reason, the secondary cooling water ratio until complete solidification was set to 1.2 to 2.01 / kg-steel.
  • the amount of secondary cooling water in the secondary cooling zone is increased in the central portion of the slap width as compared with the peripheral portion in the slap width direction.
  • the amount of secondary cooling water in the central part of the slab width is increased and the development of columnar crystals is promoted. Separation becomes easy.
  • the amount of secondary cooling water in the central part of the slab ifi is 1.3 to 3 times the average amount of secondary cooling water in the peripheral part in the slab width direction on the average in the slab width direction in the entire secondary cooling zone and in the production direction. .
  • the amount of secondary cooling water does not need to be always larger in the central part of the secondary cooling zone than in the peripheral part in the width direction of the secondary cooling zone, and may be equal on the upstream side of the secondary cooling zone. It is preferable that the central part of the slab width is larger than the peripheral part in the slab width direction as an average in the slab width direction in the entire region in the secondary cooling zone manufacturing direction.
  • the “central width” here means 0.1 X (slab width length) from the center in the width direction to both sides in the width direction, or slabs from the center in the width direction to both sides in the width direction.
  • the “peripheral portion in the width direction” refers to the remaining portion excluding the width center portion and the width direction end portion from the slab width length.
  • the width direction end shall mean the greater of the 100 slabs from the slab width direction corner toward the center or the area equivalent to the slab thickness from the slab width direction corner toward the center.
  • the thickness ratio of the equiaxed crystallinity in the thickness direction at the center of the slab width be 20% or less. Therefore, since electromagnetic stirring in the secondary cooling zone tends to hinder the development and growth of columnar crystals, it is particularly preferable not to perform electromagnetic stirring in the secondary cooling zone in the present invention.
  • the area where the central segregation zone is reduced or eliminated without forging pressure on the slab and without porosity or cavity in the center in the width direction of the slab is reduced or eliminated without forging pressure on the slab and without porosity or cavity in the center in the width direction of the slab. More than 20% of the slab width.
  • It can be a round billet with a center segregation zone fragmentation degree W (%) defined by (1) of 20% or more.
  • Figure 7 shows the definition of the center segregation zone separation width A w at the center of the round billet thickness.
  • W is less than 20%, porosity, cavity, and the location of the central segregation zone correspond to the area where large shear deformation occurs when drilling, and there is a concern that internal defects may occur and cracks may occur inside the wall of the steel pipe. Is done.
  • the center segregation zone splitting degree W in round billets was limited to 20% or more. In addition, it is preferably 20 to 60%. When W exceeds 60%, surface cracks on the piece and porosity at the final solidification position increase, and there is a concern that lamination may occur during pipe making. In addition, the upper limit was set for W because the slab shape became uneven and slab care was required before round billet rolling in many cases.
  • the round billet having the above-mentioned center segregation zone separation degree w is then heated to a predetermined temperature and pierced and rolled to form a hollow shell.
  • the heating temperature is preferably in the range of 1200 to 1300 ° C. If the heating temperature is lower than 1200 ° C, deformation resistance increases and rolling becomes difficult.
  • the conditions for piercing and rolling are not particularly limited, and there are no problems under conventionally known conditions.
  • the hollow shell is reheated as required, and expanded to a desired size by using a drawing rolling machine such as a mandrel mill or a plug mill to reduce the wall thickness.
  • a drawing rolling machine such as a mandrel mill or a plug mill to reduce the wall thickness.
  • the conditions of elongation rolling do not need to be particularly limited in the present invention, and there is no problem under conventionally known conditions.
  • the elongate-rolled steel pipe that has been subjected to elongation rolling is further reheated if necessary and subjected to drawing rolling.
  • a reduction rolling machine such as a stretch reducer or a sizer to reduce the outer diameter and produce a product steel pipe having a predetermined size.
  • the conditions for the reduction rolling may be such that the rolling is performed according to a normal pass schedule, and it is not particularly limited in the present invention.
  • Example 1 Molten steel having the composition shown in Table 1 was smelted in a converter, vacuum-refined, and a slab having a thickness of 260 mm and a width of 750 mm was formed at a rate of 1.05 m / min by a continuous manufacturing method. Built at speed. At the time of continuous forging, near the final solidification position, specifically, at the position where the unsolidified amount is 2%, forging is performed at a rolling reduction of 0 to 5% over 100 to 300 thighs at the center in the width direction of the piece. did.
  • the obtained slab was cut by gas, the cross section was polished and etched, and the macrostructure was observed. By observing the porosity and cavity, the area where the central segregation zone was reduced or disappeared (central segregation zone cutting area).
  • the width ⁇ ⁇ (center segregation zone cutting width) of the center segregation zone cutting region was measured after confirming the presence or absence of the center segregation zone.
  • the etching was performed with 36% hydrochloric acid. + Performed with a saturated ferric chloride solution.
  • the obtained slab was heated to 1200 ° C and then rolled into a round billet of 140 to 260 ⁇ by hot rolling.
  • the cross section of the obtained round billet is polished and etched, and the macrostructure is observed to confirm the porosity, the cavity, and the position of the center segregation zone, and the center segregation zone splitting W is calculated by the above equation (1). did.
  • Inner and outer surfaces of the resulting product steel pipe and the inside of the steel pipe wall were inspected for defects visually, by ultrasonic inspection, and by magnetic particle inspection. Inner / outer surface properties and inner properties were evaluated based on the number of inner / outer surface flaws and cracks per 100 m of product steel pipe. (Assuming that the conventional example is 100, the ratio was evaluated.)
  • Example 2 Molten steel having the steel A composition shown in Table 1 was smelted in a converter and further subjected to vacuum refining, and then a slab having a thickness of 260 mm and a width of 750 mm was produced by a continuous production method at a rate of 1.05 m / s. It was manufactured at a min speed.
  • the continuous machine used was a vertical bending continuous machine.
  • the length of this continuous machine is 25.6 ⁇ , and the secondary cooling length is 20m from the meniscus.
  • the continuous structure was performed under the conditions shown in Table 3.
  • the degree of superheat of molten steel and the secondary cooling ratio were changed as shown in Table 3, and the amount of secondary cooling water was changed in the slab width direction as shown in Table 3.
  • the change in the amount of secondary cooling water in the slab width direction is greater at the center of the slab width (range of Wc) than at the periphery of the slab width (range of We).
  • Pattern 1 and secondary cooling water volume pattern 2 that was constant in the width direction were used.
  • the center of the slab width (the area of 0.13 B (Wc) on both sides from the center of the width; B is the slab width mm) is ⁇ times secondary compared to the peripheral part in the slab width direction. Increase the amount of cooling water and cool strongly.
  • the amount of secondary cooling water in Table 3 is shown as an average value.
  • the obtained slab is gas-cut, and the cross section perpendicular to the manufacturing direction is polished and etched.
  • the area where the center segregation zone is reduced or eliminated without porosity and cavity was confirmed, and the width ⁇ (slab center segregation band separation width) of the slab center segregation band separation region was measured.
  • the shape of the central segregation zone was classified according to the patterns (a, b, c) shown in Fig. 9.
  • the equiaxed crystal ratio in the thickness direction at the center of the slab was also measured from the macrostructure observation.
  • the obtained slab was further rolled by hot rolling into a 190 ⁇ ⁇ round billet.
  • the cross section of the obtained round billet is polished and etched, and the macrostructure is observed to confirm the porosity, the cavity, and the position of the center segregation zone.

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Description

明細書
継目無鋼管の製造方法
技術分野
本発明は、 継目無鋼管の製造方法に係り、 特にステンレス鋼などの難加工性材 料の継目無鋼管の鋼管内表面おょぴ鋼管肉厚内部性状の改善に関する。 背景技術
従来から、 継目無鋼管の製造には、 マンネスマン方式の製管法が広く用いられ ている。 このマンネスマン方式による継目無鋼管の製造方法は、 所定の温度に加 熱した圧延素材 （丸ビレッ ト） を、 まず穿孔圧延機による穿孔圧延工程を経て中 空素管とする。 一般に穿孔圧延機は、 図 1 1に示すように、 2個のロールとバー 先端に支えられているプラグなどにより構成されている。 丸ビレツトはロールの 回転を受け自身が回転するとともに軸方向に前進する力を受ける。 丸ビレツトの 中心部は引張応力と圧縮応力が交互に発生し、 穴のあきやすい状態となる。 そこ にプラグを置くと丸ビレツト中心部に穴が明き中空となる。 ロールとプラグの間 で管壁がさらに圧下され、 中空素管となる。 そののち、 ェロンゲータ、 プラグミ ル、 またはマンドレルミル等の延伸圧延機で拡管し肉厚を減じ、 さらに必要に応 じ再加熱したのちストレツチレデューサ、 サイザ等の絞り圧延機により外径を減 少させて所定寸法の継目無鋼管とする方法である。
一般に、 継目無鋼管用素材の丸ビレッ トの製造方法には 2種類ある。 ひとつは 丸ビレットを直接連続錄造する方法であり、 他のひとつは連続铸造した铸片 （以 下 「スラブ」 ともいう） から熱間圧延によって丸ビレットを製造する方法である。 上述のように、 丸ビレッ トは、 穿孔圧延工程で、 その断面中央部をプラグで穿 孔圧延され中空素管とされる。 その際、 中空素管内面に欠陥が発生する場合があ る。 その理由は以下のように考えられている。 使用する丸ビレツトが連続铸造製 の場合は、 図 2に示すように、 丸ビレットの断面中央部は、 連続铸造時の最終凝 固位置とほぼ一致する。 そのため、 断面中央部近傍にはポロシティ、 キヤビティ、 更には溶質成分である S、 P、 M n等が偏析した部分 （以下 「中心偏析帯」 とい う） が存在する。 図中斜線部分は中心偏析帯、 ポロシティ、 キヤビティを示す。 ここで、 ポロシティとは、 小さな気孔穴の集合をいい、 キヤビティとは、 ポロシ ティ以外の空孔をいう。 穿孔時に、 これらポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯 を起因として、 中空素管内面に欠陥が発生すると考えられている。 これが継目無 鋼管の内面欠陥となる。 図 3は図 2に示した継目無鋼管の内面欠陥の拡大図であ る。 また、 図 4に示すように連続铸造製スラブを熱間圧延により丸ビレットとし た場合は、 連続铸造製スラブの板厚中央部近傍が最終凝固位置となるため、 丸ビ レット断面中央部近傍にポロシティ、 キヤビティや中心偏析帯が存在する。 穿孔 時に、 これらポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯を起因として、 中空素管内面 に欠陥が発生すると考えられて.いる。 これが継目無鋼管の内面欠陥となる。 図 5 は図 4に示した継目無鋼管の内面欠陥の拡大図である。 とくに、 難加工材である ステンレス鋼でその発生頻度が高いという問題がある。
このような問題に対し、 例えば、 特開平 8 - 52555号公報には、 丸ビレット連铸 において、 铸片の最終凝固位置を铸片中心より铸片径の 1〜 3 %ずらせた丸ビレ ットを、 圧延温度に加熱し丸ビレット中心をセンターとして穿孔圧延し、 中空素 管を製造する、 内表面疵のない継目無鋼管の製造方法が提案されている。
しかし、 特開平 8-52555 号公報に記載された技術では、 内表面疵の発生は防止 することができても、 鋼管肉厚内部に二枚板状の欠陥が生じやすくなるという問 題がある。 铸片中心から铸片径の 1〜 3 %ずれた位置は、 ブラグによる穿孔時に厳しい剪 断変形を受ける位置であることが知られている。 そのような位置に濃厚な中心偏 析帯ゃポロシティ、 キヤビティが存在すると、 ポロシティ、 キヤビティの圧着が できないうえ、濃厚な中心偏析帯部へ歪みが集中することによって割れが発生し、 図 6に示すように、 二枚板状の欠陥になると考えられる。
本発明は、 上記の従来技術の問題を解決し、 管内表面 （以下内面という） 性状 および鋼管肉厚内部性状 （以下内質性状という） に優れた継目無鋼管の製造方法 を提案することを目的とする。 発明の開示
本発明者らは、 上記の課題を達成するため、 圧延素材の中心偏析帯位置と二枚 板状欠陥の発生との関係について鋭意研究した。 その結果本発明者らは （1 ) 式
W (%) = ( A w/D) X 100 …… ( 1 ) (ここで、 W : 中心偏析帯分断度 （％) 、 A w：丸ビレット厚さ中心での中心偏 析帯分断幅 （mm) 、 D ：丸ビレット全厚 （外径） （mm) )
で定義される中心偏析帯分断度 Wを 20%以上とすることにより、 鋼管の内面性状 およぴ内質性状がともに改善されることを見いだした。
さらに、 本発明者らは、 前記 （1 ) 式で定義される中心偏析帯分断度 Wが 20% 以上となる丸ビレットを製造するに好適な連続铸造製スラブのより安価で、 効果 的で、 安定的な製造方法について検討した。
連続鎵造により製造される铸片の最終凝固位置を中心から変位させる方法とし て、 例えば、 特開平 2 - 182347 号公報に、 錡片の長辺面同一面内の中央部と周辺 部で二次冷却水量を異ならせる方法が提案されている。 しかし、 本発明者らの検 討によれば、 単に二次冷却水量を中央部と周辺部で異ならせるだけでは、 中心偏 析帯分断度 Wが 20%以上となる丸ビレットを製造できるスラプを安定して錶造す ることは困難であった。
本発明者らは、 タンディッシュ内の溶鋼の過熱度 （=溶鋼温度一鋼の液相線温 度） を所定の範囲内として铸造し、 铸造中にスラブ幅中央部の二次冷却水量をス ラブ幅方向周辺部の二次冷却水量に比べ多くしたうえで、 完全凝固までの二次冷 却水比を所定の範囲内に調整することにより、 中心偏析帯分断度 Wが 20%以上と なる丸ビレツトを製造できるスラブを安定して铸造することができることを見出 した。
本発明は、 上記した知見に基づき、 さらに検討を加え完成されたものである。 すなわち、 本発明は、 連続铸造製スラブを熱間圧延により丸ビレットとし、 つい で該丸ビレットを所定の温度に加熱し穿孔圧延して中空素管としたのち、 該中空 素管を延伸圧延、 あるいはさらに絞り圧延して所定寸法の鋼管とする継目無鋼管 の製造方法において、 前記丸ビレットとして、 次 （1 ) 式
W (%) = ( Δ w/D) X 100 …… ( 1 ) (ここで、 W :中心偏析帯分断度 （％) 、 A w：丸ビレット厚さ中心での中心偏 析帯分断幅 （籠） 、 D ：丸ビレット全厚 （外径） （腿） )
で定義される中心偏析帯分断度 W (%) が 20%以上である丸ビレットを使用する ことを特徴とする内面および内質性状に優れた継目無鋼管の製造方法である。 また、 本発明では、 前記連続铸造製スラブが、 タンディッシュ内の溶鋼過熱度 を 25〜65°Cとした溶鋼を用いて铸造し、 鎵造中にスラブ幅中央部の二次冷却水量 をスラブ幅方向周辺部の二次冷却水量に比べ多くするとともに、 完全凝固までの 二次冷却水比を 1. 2 〜2. 0 1 /kg - steelとして錶造されたスラブであることが好 ましい。 なお、 二次冷却水比とは、 二次冷却帯における単位時間当たりの冷却水 の総量 （ 1 /min) と単位時間当たりの铸造量 (kg - steel/min)との比をいう。 図面の簡単な説明
図 1は本発明による継目無鋼管の製造工程の概略を示す。 同時に、 図 1は本発明 における、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯位置、 穿孔中心位置と内部欠陥 位置との関係を模式的に示す説明図'である。
図 2は素材に丸ビレットを用いた従来例における、 ポロシティ、 キヤビティ、 中 心偏析帯位置と穿孔位置との関係、 内部欠陥位置との関係を模式的にしめす説明 図である。
図 3は図 2に示した継目無鋼管の内面欠陥の拡大図である。
図 4は素材にスラブを用いた従来例における、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏 析帯位置と穿孔位置との関係、 内部欠陥位置との関係を模式的に示す説明図であ る。
図 5は図 4に示した継目無鋼管の内面欠陥の拡大図である。
図 6は従来例における、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯位置と穿孔位置と の関係、 内部欠陥位置との関係を模式的に示す説明図である。
図 7は中心偏析帯分断度 Wの定義を説明する説明図である。
図 8は中心偏析帯の形状に及ぼす等軸晶率の影響を示すグラフである。
図 9は中心偏析帯の形状の分類を示す模式図である。
図 1 0は実施例で使用した二次冷却水量パターンを示す説明図である。
図 1 1は穿孔圧延機によって丸ビレツトから中空素管を製造する土程を示す模式 図である。
発明を実施するための最良の形態
図 1に本発明にかかる継目無鋼管の製造工程の概略を示す。 本発明では、 まず、 所望の組成の溶鋼を、 連続铸造法によりスラブとする。 得られた連続铸造製スラ プを、 さらに熱間圧延により丸ビレットとし、 継目無鋼管用圧延素材とする。 本発明で使用する連続錶造製スラブは、 中心偏析帯がスラブ幅方向中央部で分 断されている。 すなわち、 スラブ幅方向中央部に、 ポロシティ、 キヤビティが圧 着されて消滅し、 かつ中心偏析帯が軽減もしくは消滅した領域 （Δ Β ) を幅 Bの 10%程度以上存在させる。 こうすると、 圧延素材である丸ビレットの中心偏析帯 分断度 W (%) が 20%以上となる。 丸ビレット断面のポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯が、 穿孔中心位置から大きく外れて、 内面性状の劣化、 および内質性 状の低下を防止できる。
ポロシティ、 キヤビティが存在せず中心偏析帯が軽減もしくは消滅した領域を、 スラブの幅方向中央部で出現させる方法は以下の通りである。 例えば、 連続铸造 铸型から出た铸片の幅方向中央部に、 その最終凝固位置近傍で、 鍛造圧下を施す ことにより、 ポロシティ、 キヤビティの生成を防止するとともに、 合金元素の濃 縮した未凝固液を排出させる方法がある。
铸型内に注入された溶鋼は、 铸型面からの抜熱により铸型面に接した表層から 凝固し、 凝固殻を形成させながら連続的に铸型から引き抜かれる。 铸型から出た のちも、 水スプレー等の二次冷却により冷却されて、 さらに凝固殻を発達させな がら、 順次凝固する。 最終凝固位置近傍、 具体的には未凝固量が 1〜5 %の位置 で 1〜： 10%の鍛圧加工を施すことが、 ポロシティ、 キヤビティの生成を防止し中 心偏析帯を軽減または消滅させるために好ましい。 本発明では、 スラブ幅方向中 央部で幅の 10%以上、 ポロシティ、 キヤビティが圧着されて消滅し、 かつ中心偏 析帯が軽減もしくは消滅した領域を形成する。
この領域が、 スラブ幅の 10%未満では、 穿孔圧延時に剪断変形が作用して、 中 心偏析帯に存在するポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯等に起因して、 二枚板 状の欠陥が生じやすくなる。 一方、 この領域は、 広いほど好ましいが、 しかしこ の領域を広くしょうとすると、 鍛圧領域を広くする必要があり、 そのため鍛圧荷 重が増大し、 装置が巨大化し実現不可能となる。 このため、 この領域は、 概ね幅 の 50%が上限となる。
本発明では、 ポロシティ、 キヤビティが存在せず中心偏析帯が軽減もしくは消 滅した領域を、 スラブの幅方向中央部で出現させる方法として、 上記した鍛造圧 下 （鍛圧） に代えて、 次のような方法とすることがより一層好ましい。
タンディッシュ内の溶鋼過熱度を 25〜65°Cとした溶鋼を用いて铸片 （スラブ） に連続铸造し、 連続鎊造中にスラブ幅中央部の二次冷却水量をスラブ幅方向周辺 部の二次冷却水量に比べ多くするとともに、 完全凝固までの二次冷却水比を 1. 2 〜2. 0 l Zkg - steelとする条件下で铸造する。
中心偏析帯をスラブ幅方向中央部で分断し、 中心偏析帯が軽減もしくは消滅し た領域を、 スラブの幅方向中央部で出現させるためには、 まず、 連続铸造に際し、 柱状晶を発達させて等軸晶の割合を減少させることが好ましい。
連続鎳造製スラブの中心偏析帯の形状と等軸晶率の関係を図 8に示す。 図 8中 の中心偏析帯の形状 （タイプ） の内訳を図 9に示す。 図 9では、 Bはスラブ幅、 Tはスラブ厚、 Δ Bはスラブにおける中心偏析帯分断幅である。 図 8からわかる ように、 等軸晶率が減少するにしたがい、 連続铸造製スラブに発生する中心偏析 帯の形状は、 図 9に示す通常の形状である cタイプから、 中間の形状である bタ イブへ、 さらには中心偏析帯がスラブ幅中央部で分断された形状である aタイプ へ移行する傾向を示している。 中心偏析帯がスラブ幅中央部で分断された aタイ プは、 継目無鋼管用素材として最も好ましい形状である。
等軸晶率の減少により、 中心偏析帯がスラブ幅中央部で分断された形状となる 正確な機構については、 現在のところ明確となっていないが、 本発明者らは、 次 のように考えている。 一般的に、 連続铸造により製造されるスラブ （鎳片） の凝固組織は、 表層から 内部に向かって、 柱状晶から等軸晶へと変化する。 鎳造条件によっても、 柱状晶 と等軸晶の構成比率は異なる。 また、 柱状晶は铸片表面から内部に向かって連続 的に成長し、 一方、 等軸晶は未凝固の残溶融金属内で核発生し、 浮遊しつつ成長 すると考えられている。 よって、 連続铸造時の凝固中の铸片に作用する未凝固金 属の溶鋼静圧は， 表面から連続的に成長する柱状晶の外殻 （凝固シェル） によつ てのみ支えられていることとなり、 凝固し浮遊している等軸晶には， 溶鋼静圧に 抗する働きは無いと考えられる。
つまり、 柱状晶凝固割合を大きくするほう力 等軸晶凝固割合を増加させるよ りも外殻が厚くなり、 連続铸造铸片特有の中心偏析帯の発生助長の原因となる、 凝固途中のシェルが溶鋼静圧による膨らみ、 いわゆるパルジング現象も起こり難 くなる。 このため、 残溶鋼の流動による結晶と結晶の間の溶質濃化溶鋼の移動も 抑制され、 濃化溶鋼の集積が起こり難くなるため、 中心偏析帯も軽微となる。 加 えて、 柱状晶割合が大きい場合には、 最終凝固する部位の、 移動が容易な結晶粒 の間の残溶鋼体積も少ないため、 パルジング現象が仮に起こったとしても濃化溶 鋼の集積が少なくなり、 結果として、 最終的に凝固する中心偏析帯の厚みは薄く なる。 溶質濃化溶鋼の移動は、 パルジング以外にも、 凝固収縮や凝固シェルの熱 収縮によっても発生するが、 この場合にも、 同様の理由で中心偏析帯の厚み、 溶 質偏析濃度は高くなる。
さらに、 柱状晶の場合、 方向性を持って凝固進行するので、 铸片表面からの冷 却の強化で、 柱状晶の成長速度を大きく出来る。 これに対して、 等軸晶では等方 向性凝固を示すので、 铸片表面からの冷却の強化に対しても外殻の厚み増加への 影響は殆ど期待できないといえる。 よって、 柱状晶割合の大きい条件で鎵片幅中 央部を強冷却すると、 その部位に相当する厚み中央部が他の部位に比較して速く 凝固が進むこととなる。
このような理由から、 少ない等軸晶率の条件下で、 スラブ幅中央付近を強冷却 することにより、 中心偏析帯の分割が促進されるものと考えられる。
等軸晶を生成させない铸造条件としては、 タンディッシュ内の溶鋼過熱度を 25 〜65°Cとした溶鋼を用いることが好ましい。 溶鋼過熱度が 25°C未満では、 等軸晶 が生成しやすく、 一方、 65°Cを超えて高くなると、 凝固速度が低下し最終凝固位 置の遅れが助長され、 中心偏析帯の生成が助長される。 このため、 溶鋼過熱度は 25〜65°Cとすることが好ましい。
なお、 連続铸造設備によっては铸型内溶鋼を電磁攪拌する電磁攪拌装置を有す るものがある。 铸型内での電磁攪拌は、 モールドパウダーの溶解を促進し凝固シ エルの均一発達をもたらし、 铸片表層のミクロ偏析帯を軽減し、 铸片の表面割れ 等の欠陥発生を防止するという優れた効果がある。 しかし、 一方において後述す る二次冷却帯での電磁攪拌ほどの影響はないが、 等軸晶を増大させる傾向が知ら れている。 したがって、 铸型内での電磁攪拌は、 これを使用しないか、 使用する にしても等軸晶率を著しく増加させない程度の条件で使用することが好ましい。 また、 二次冷却帯では、 完全凝固までの二次冷却水比を 1. 2 〜2. 0 1 /kg-ste elとする。 二次冷却水比が 1. 2 1 Zkg - steel未満では、 冷却能が低下し中心偏析 帯を分断することができないか、 あるいは凝固シェルのパルジングが大きくなり 中心偏析帯の形成が助長される。 一方、 二次冷却水比が 2. 0 l Zkg- steelを超え て多くなると铸片表面割れや最終凝固位置でのポロシティ一が増加し造管時のラ ミネーシヨンの発生が懸念される。 また、 スラブ形状も不均一になり丸ビレット 圧延前にスラブ手入れを要する場合が多くなる。 このようなことから、 完全凝固 までの二次冷却水比を 1. 2 〜2. 0 1 /kg - steelとした。 また、 本発明では二次 冷却帯での二次冷却水量を、 スラプ幅方向周辺部に比べスラプ幅中央部で多くす ることが好ましい。 スラプ幅中央部の二次冷却水量をスラプ幅方向周辺部に比べ 多くすることにより、 スラブ幅中央部での凝固シェルの成長速度が大きくなり柱 状晶の発達を促進させるため、 中心偏析帯の分断が容易となる。 また、 スラブ ifi 中央部の二次冷却水量は、 二次冷却帯铸造方向全域でのスラブ幅方向平均でスラ ブ幅方向周辺部の二次冷却水量の 1. 3 〜 3倍とすることが好ましい。 なお、 二次 冷却水量は、 二次冷却帯全域で常にスラプ幅方向周辺部に比べスラプ幅中央部で 多くする必要はなく、 二次冷却帯の上流側では等しくしてもよい。 二次冷却帯錶 造方向全域でのスラブ幅方向平均として、 スラブ幅方向周辺部に比べスラブ幅中 央部が多くなることが好ましい。
なお、 ここでいう、 「幅中央部」 とは、 幅方向中心から幅方向の両側にそれぞ れ 0. 1 X (スラブ幅長さ） 力 または幅方向中心から幅方向の両側にそれぞれス ラブ厚み Z 2の範囲のうち大きい方をいうものとする。 「幅方向周辺部」 とは、 スラブ幅長さから幅中央部と幅方向端部を除いた残りの部分をいうものとする。 幅方向端部とは、 スラブ幅方向コーナーから中心に向けて 100匪 かまたはスラブ 幅方向コ一ナーから中心に向けてスラブ厚み相当長さの領域の内大きい方をいう ものとする。
中心偏析帯をより効果的に分断するにはスラブ幅中央部の厚み方向の等軸晶率の 厚み比を 20%以下にすることが望ましい。 よって二次冷却帯での電磁攪拌は、 柱 状晶の発達 ·成長を阻害する傾向を有するため、 本発明では二次冷却帯での電磁 攪拌は行わないことが特に好ましい。
上記したような铸造条件を適正範囲内に調整する方法によれば、 スラブに鍛圧 を施すことなく、 スラブの幅方向中央部にポロシティ、 キヤビティが存在せず中 心偏析帯が軽減もしくは消滅した領域をスラブ幅の 20%以上、 出現させることが できる。 この方法によれば、 鍛圧設備を設置、 維持する経済的負荷が必要なくな るという効果もある。
このように、 ポロシティ、 キヤビティが圧着されて消滅し、 かつ中心偏析帯が 軽減もしくは消滅した領域を、 スラブの幅方向中央部に形成したスラブを、 さら に熱間圧延により、 所定寸法の丸ビレットとする。
このような方法により、 （1 ) 式
W (%) = ( A w/D) X 100 …… （ 1 ) 式
ここで、 W：中心偏析帯分断度 （％)
A w：丸ビレツト厚さ中心での中心偏析帯分断幅 （讓）
D：丸ビレット全厚 （外径） (mm)
で定義される中心偏析帯分断度 W (%) が 20%以上である丸ビレットとすること ができる。 丸ビレツト厚さ中心での中心偏析帯分断幅 A wの定義を図 7に示す。 中心偏析帯分断度 Wを 20%以上とすることにより、 穿孔圧延時に、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯の存在領域を内面から外し内面欠陥の発生を防止し内面 性状を向上させ、 さらに、 穿孔圧延時に、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯 の存在領域における剪断変形を小さくでき、 それにより二枚割れの発生を防止し て内質性状を向上させることができる。
Wが 20%未満では、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯の存在位置が、 穿孔 時、 大きな剪断変形が生じる領域に相当して、 内面欠陥おょぴ鋼管肉厚内部に二 枚割れの発生が懸念される。
このようなことから、 丸ビレットでの中心偏析帯分断度 Wを 20%以上に限定し た。 なお、 好ましくは 20〜60%である。 Wが 60%以上になると鎵片での表面割れ や最終凝固位置でのポロシティ一が増加し造管時のラミネーションの発生が懸念 される。 また、 スラブ形状も不均一になり丸ビレット圧延前にスラブ手入れを要 する場合が多くなるため、 Wに上限を設けた。 上記した中心偏析帯分断度 wを有する丸ビレツトを、 ついで所定の温度に加熱 し穿孔圧延して中空素管とする。 加熱温度は、 1200〜1300°Cの範囲とするのが好 ましく、 1200°C未満では、 変形抵抗が大きくなり、 圧延が困難となる。 一方、 13 00°Cを超えると、 δフェライトや粒界溶融により熱間加工性が低下したり、 酸化 スケール発生量が大きくなるという問題が生じる。 穿孔圧延の条件はとくに限定 されず、 通常公知の条件で何ら問題はない。
ついで、 該中空素管を、 必要に応じ再加熱し、 マンドレルミル、 プラグミル等 の延伸圧延機を利用して、 所望の寸法に拡管し、 肉厚を減少する。 延伸圧延の条 件は、 本発明ではとくに限定する必要はなく、 通常公知の条件で何ら問題はない。 延伸圧延を施された維目無鋼管は、 必要に応じさらに再加熱して絞り圧延を施 される。 絞り圧延は、 ストレツチレデュサ一、サイザ一等の絞り圧延機を利用し、 外径を縮径し、 所定寸法の製品鋼管とされるのが好ましい。 絞り圧延の条件は、 通常のパススケジュールどおり圧延すればよく、 本発明ではとくに限定する必要 はない。
実施例
(実施例 1 ) 表 1に示す組成の溶鋼を、 転炉で溶製し、 さらに真空精鍊を施 したのち、 連続铸造法で厚み： 260mm,幅： 750mm のスラブを 1. 05m/min の铸造速 度で铸造した。連続铸造に際して、最終凝固位置近傍、具体的には未凝固量が 2 % の位置で圧下率： 0〜 5 %の鍛圧加工を、 铸片の幅方向中央部で 100〜300 腿に わたって施した。
なお、 得られるスラブをガス切断し、 断面を研摩、 エッチングして、 マクロ組 織を観察することにより、 ポロシティ、 キヤビティが存在せず中心偏析帯が軽減 もしくは消滅した領域 （中心偏析帯分断領域） の有無を確認し、 中心偏析帯分断 領域の幅 Δ Β (中心偏析帯分断幅） を測定した。 なお、 エッチングは、 36%塩酸 +塩化第二鉄飽和液により行った。
得られたスラブを、 1200°Cに加熱したのち、 熱間圧延により、 140 〜260 ηιηι φ の丸ビレツトに圧延した。 得られた丸ビレツトの断面を、 研摩、 エッチングして、 マクロ組織を観察することにより、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯位置を 確認し、 前記 （1 ) 式により、 中心偏析帯分断度 Wを算出した。
このような丸ビレットを、 1250°Cに加熱したのち、 ピアサにより穿孔圧延して 中空素管とし、 ついで、 マンドレルミル圧延機により延伸圧延を行い、 外径 172m m ψ X肉厚 8 mmの鋼管とし、 ついで、 ストレツチレデューサ （絞り圧延機） によ り外径 88. 9匪 φ X肉厚 6. 5腿 の継目無鋼管 （製品鋼管） とした。
得られた製品鋼管の内面、 外面および鋼管肉厚内部の性状について、 目視、 お よび超音波探傷、 磁粉探傷により欠陥を調査した。 内外面性状、 内質性状の評価 は、 製品鋼管 100 m当たりの内外面疵、 二枚割れ個数で評価した。 （従来例を 10 0 として、 それに対する比率で評価した。 ）
その結果を表 2に示す。
本発明例はいずれも、 難加工性材料においても、 内面疵の発生が防止でき、 さ らにニ枚割れ等の鋼管肉厚内部の欠陥発生の防止もでき、 従来例にくらべ、 内面 性状および内質性状の評価が格段に向上している。 一方、 本発明の範囲を外れる 比較例は、 内面疵の発生あるいは肉厚内部に割れの発生が認められる。
(実施例 2 ) 表 1に示す鋼 A組成の溶鋼を、 転炉で溶製し、 さらに真空精鍊 を施したのち、 連続錄造法で厚み： 260mm，幅： 750mm のスラブを 1. 05m/min の錄 造速度で铸造した。
使用した ¾続铸造機は、 垂直曲げ型連続铸造機である。 なお、 この連続铸造機 は機長が 25. 6πι、 二次冷却長さがメニスカスから 20mである。 連続錶造は、 表 3 に示す条件で行った。 連続铸造に際しては、 溶鋼過熱度、 二次冷却本比を表 3に示すように変化し、 また、 二次冷却水量を表 3に示すようにスラブ幅方向で変化した。 二次冷却水量 のスラブ幅方向での変化は、 図 1 0に示すように、 スラブ幅方向周辺部 （We の 範囲） にくらべスラブ幅中央部 （Wc の範囲） で多くする、 二次冷却水量パター ン 1と、 幅方向で一定とする二次冷却水量パターン 2とした。 二次冷却水量パタ ーン 1では、 スラブ幅中央部 （幅中心から両側に 0. 13 Bの領域 （Wc) ； Bはスラ ブ幅 mm) をスラブ幅方向周辺部に比べて α倍二次冷却水量を多くし強冷却する。 なお、 二次冷却水量パターン 1では、 メニスカスから 4. 0 mまでを a = l 、 We - 100mm とし、 4. 0 mから 20mまでを α; = 2 、 We = 200mm として二次冷却した。 なお表 3の二次冷却水量は、 平均値で示した。
得られたスラブをガス切断し、 铸造方向に垂直な断面を研摩、 エッチングして、 マクロ組織を観察することにより、 ポロシティ、 キヤビティが存在せず中心偏析 帯が軽減もしくは消滅した領域 （スラブ中心偏析帯分断領域） の有無を確認し、 スラブ中心偏析帯分断領域の幅 Δ Β (スラブ中心偏析帯分断幅） を測定した。 ま た、 中心偏析帯の形状を図 9に示すパターン （a ， b , c ) で分類した。 なお、 マクロ組織観察からスラブ幅中央部厚み方向の等軸晶率についても測定した。 得られたスラブを、 さらに熱間圧延により、 190 ηιιη ψの丸ビレットに圧延した。 得られた丸ビレットの断面を、 研摩、 エッチングして、 マクロ組織を観察するこ とにより、 ポロシティ、 キヤビティ、 中心偏析帯位置を確認し、 前記 （1 ) 式に より、 中心偏析帯分断度 Wを算出した。
このような丸ビレットを、 1250°Cに加熱したのち、 ピアサにより穿孔圧延して 中空素管とし、 ついで、 マンドレルミル圧延機により延伸圧延を行い、 外径 172m m ψ X肉厚 8 mmの鋼管とし、 ついで、 ストレツチレデューサ （絞り圧延機） によ り外径 88. 9腿 φ X肉厚 6. 5讓 の継目無鋼管 （製品鋼管） とした。 得られた製品鋼管の内面の性状について、 超音波探傷法で欠陥を調査した。 内 面性状の評価は、 内面欠陥率 （製品鋼管長さ 100m当たりの欠陥個数） で評価し た。 その結果を表 3に示す。
本発明例はいずれも、 継目無鋼管の内面欠陥の発生が減り、 内面性状が向上し ている。 一方、 本発明の範囲を外れる比較例は、 内面欠陥が多発している。 産業上の利用可能'性
本発明によれば、 内面欠陥の発生や肉厚内部での二枚割れ等の内部欠陥の発生 を防止でき、 継目無鋼管の歩留り向上、 生産性の向上が可能となり、 産業上格段 の効果を奏する。
表 1
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表 2
Figure imgf000018_0002
を 100 とするネ @¾"比
表 3
鋼 鋼 ス ラ ブ 連 続 铸 造 スラフ * -^'VA' i 郷サィズ 職 備 考 管
No No 翻 簷兹 二 次 冷 却 帯 スラフ *厚 W スラ mm.
晶率 中心 中 'ufiitif帯 ビレット径 内¾5^陥
の パタ 二鶴 Φ翻水 ftt匕（平均) T mm mm D 舰 X姆 率
C 有無 ーン 厶 Bran φ 個/ 100m
氺 1 kg JDS部 We 中鄉 Wc %
1 14 有り 2 1.2 1.0 1.0 260 55 c 0 190 0 88.9X6.5 8.2 J:細
2 20 有り 2 1.2 1.0 1.0 260 30 c 0 190 0 88.9X6.5 4. 5 ami
3 25 有り 2 1.2 1.0 1.0 260 25 c 0 190 0 88.9X6.5 4. 2 j:翻
A
4 46 有り 2 1.2 1.0 1.0 260 31 c 0 190 0 88. 9X6. 5 6. 7 j:瞧
5 68 有り 2 1.2 1.0 1.0 260 32 c 0 190 0 88.9X6.5 9.4 ami
6 TO 有り 2 1.2 1.0 1.0 260 29 c 0 190 0 88.9X6.5 10.2 j:瞧
7 TO 有り 2 1. 3 1.0 1.0 260 24 c 0 190 0 88.9X6. 5 9.3 瞧
8 14 無し 1 1.2 1.0 1.2 260 40 c 0 190 0 88.9X6. 5 3.0 j:瞧
9 20 無し 1 1. 3 1.0 1.4 260 30 b 0 190 0 88.9X6. 5 3.9 j:瞧
10 25 無し 1 1.5 1.0 1.3 260 15 a 190 190 26 88.9X6. 5 0 本発明例
11 35 無し 1.5 1.0 1.5 260 20 a 210 190 29 88.9X6. 5 0 本発麵
12 46 無し 1.2 1.0 2.0 260 15 b 55 190 8 88.9X6.5 2.4 a i
13 46 無し 1. 7 1.0 2.0 260 5 a 170 190 21 88. 9X6. 5 0 本発剛
14 50 無し 1.5 1.0 2.0 260 9 a 145 190 20 88.9X6.5 0 本発明例
15 TO 有り 1.8 1.0 2.8 260 5 b 0 190 0 88.9X6.5 3.2 ]：賴
16 60 無し 1.8 1.0 2.8 260 3 a 200 190 31 88.9X6. 5 0 本発讓 図 8参照 x

Claims

請求の範囲
1 . 連続鎵造製スラブを熱間圧延により丸ビレットとし、 ついで該丸ビレット を所定の温度に加熱し穿孔圧延して中空素管としたのち、該中空素管を延伸圧延、 あるいはさらに絞り圧延して所定寸法の鋼管とする継目無鋼管の製造方法におい て、 前記丸ビレットとして、 下記 （1 ) 式で定義される中心偏析帯分断度 W (%) が 20%以上である丸ビレットを使用することを特徴とする継目無鋼管の製造方法。
記
W (%) = ( Δ w/D) X 100 …… （1 ) 式 ここで、 W：中心偏析帯分断度 （％)
A w：丸ビレツト厚さ中心での中心偏析帯分断幅 （mm)
D ：丸ビレツト外径 (mm)
2 . 前記連続铸造製スラブが、 タンディッシュ内の溶鋼過熱度を 25〜65°Cとし た溶鋼を用いて铸造し、 铸造中にスラプ幅中央部の二次冷却水量をスラブ幅方向 周辺部の二次冷却水量に比べ多くするとともに、 完全凝固までの二次冷却水比を 1. 2 〜2. 0 1 /kg-steelとして铸造されたスラブであることを特徴とする請求項 1に記載の継目無鋼瞀の製造方法。 '
3 . 前記連続鍀造製スラブが、 タンディッシュ内の溶鋼過熱度を 25〜65°Cとし た溶鋼を用いて鎵造し、 铸造中に二次冷却帯铸造方向全域のスラブ幅中央部の平 均二次冷却水量をスラブ幅方向周辺部の平均二次冷却水量の 1. 3〜3. 0倍とすると ともに、 完全凝固までの二次冷却水比を 1. 2 〜2. 0 l Zkg- steelとして铸造され たスラブであることを特徴とする請求項 1に記載の継目無鋼管の製造方法。
4 . 前記連続錶造製スラブの幅中央部の厚み方向の等軸晶率の厚み比が 20%以 下であることを特徴とする請求項 1に記載の継目無鋼管の製造方法。
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