WO2022038956A1 - 継目無鋼管およびその製造方法 - Google Patents

継目無鋼管およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2022038956A1
WO2022038956A1 PCT/JP2021/027349 JP2021027349W WO2022038956A1 WO 2022038956 A1 WO2022038956 A1 WO 2022038956A1 JP 2021027349 W JP2021027349 W JP 2021027349W WO 2022038956 A1 WO2022038956 A1 WO 2022038956A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel pipe
seamless steel
rolling
less
outer diameter
Prior art date
Application number
PCT/JP2021/027349
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
俊輔 佐々木
亮佑 舘
裕之 山▲崎▼
啓之 福田
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to BR112023002327A priority Critical patent/BR112023002327A2/pt
Priority to JP2021562012A priority patent/JP7239019B2/ja
Priority to US18/020,458 priority patent/US20230265947A1/en
Priority to EP21858105.6A priority patent/EP4169634A4/en
Priority to MX2023001817A priority patent/MX2023001817A/es
Publication of WO2022038956A1 publication Critical patent/WO2022038956A1/ja

Links

Images

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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
    • C21D8/105—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies of ferrous alloys
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16L9/00—Rigid pipes
    • F16L9/02—Rigid pipes of metal
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron

Definitions

  • the present invention relates to a seamless steel pipe and a method for manufacturing the same.
  • seamless steel pipes drilling rolling to make holes in solid materials, thinning / stretching rolling to make the wall thickness the product size, and finally standard rolling (outer diameter reduction rolling) to make the outer diameter the product size. It is manufactured by doing.
  • Seamless steel pipes are more reliable than welded steel pipes, which are welded by bending a plate, because the material of the peripheral cross section can be made uniform. Further, since the seamless steel pipe can easily form a product shape having a thick wall thickness with respect to the outer diameter, a high geometrical moment of inertia can be obtained. Therefore, seamless steel pipes are often used for parts for automobiles and heat-resistant steel pipes for boilers in power plants.
  • Patent Document 1 discloses a method for manufacturing a small-diameter seamless steel pipe having a small diameter and a thick wall, such as cold drawing a small-diameter seamless steel pipe such as various shafts of an automobile.
  • Patent Document 2 discloses a small-diameter seamless steel pipe having excellent heat resistance by containing Cr up to 25.0%.
  • the main purpose of drilling rolling and wall reduction / stretching rolling is to make holes in the material hot and reduce the wall thickness of the steel pipe, so there is no function to make the outer diameter thinner. Therefore, the seamless steel pipe obtains a predetermined dimension by standard rolling (outer diameter reduced diameter rolling) using a standard rolling mill. Since the inner diameter is smaller in the outer diameter reduced diameter rolling, a tool cannot be used on the inner surface, and the inner surface of the steel pipe is freely deformed. In such a case, the material on the inner surface of the steel pipe is not restrained or straightened, so that the wall thickness changes, or the uneven thickness generated by drilling rolling or thinning / stretching rolling remains in the product without being straightened. do.
  • the seamless steel pipe after regular rolling becomes a product as it is or after further cold working (cold drawing) if necessary. If there is uneven thickness in the seamless steel pipe after regular rolling, various problems will occur. For example, the product strength characteristics are lowest in the portion where the wall thickness is uneven and the wall thickness is thin. Since the product characteristics are guaranteed at the portion with the lowest strength characteristics, the product strength characteristics deteriorate if there is a thin portion due to uneven thickness. Further, when the pipes are joined by welding at the end portion in the longitudinal direction, the wall thickness of the joined portion does not match, so that the joining becomes poor. Therefore, strict control standards are set for the external dimensions and uneven thickness of steel pipes. Since the uneven thickness of the seamless steel pipe remains even after the cold drawing process, it is necessary to obtain a steel pipe without the uneven thickness before the cold processing.
  • the minute defects referred to here are defects that remain on the inner and outer surfaces of the steel pipe and are not detected as harmful by inspection, that is, a collection of fine defects such that the depth of the flaw is 10% or less with respect to the wall thickness. .. It has not been fully elucidated that seamless steel pipes, which have many such fine depth flaws or even fine flaws and are distributed in the circumferential direction of the inner surface of the steel pipe, cause various problems. rice field.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and the fatigue life is improved, and even when cold working (cold drawing) is performed, troubles during cold working are suppressed and the yield is improved. It is an object of the present invention to provide a seamless steel pipe that can be used and a method for manufacturing the same.
  • the shape is designed so that the product life is satisfied based on the fatigue characteristics of the material and the cross-sectional shape including the uneven thickness of the steel pipe.
  • the depth is equal to or greater than a certain depth of fine flaws, or if many fine flaws are distributed on the inner surface in the circumferential direction. It was found that the life was reduced when a longer fatigue life was required. In other words, if minute flaws can be suppressed, the wall thickness required for improving fatigue life can be reduced, and weight reduction and material cost can be reduced.
  • a seamless steel pipe having a steel pipe outer diameter Dout (mm) and a wall thickness t (mm) of t / Dout 0.05 to 0.40.
  • the maximum depth dmax (mm) of the flaw on the inner surface of the steel pipe having a cross section perpendicular to the pipe axis direction is dmax ⁇ 0.350.
  • the average flaw depth dave (mm) of a flaw having a depth of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe is dave ⁇ 0.200.
  • a seamless steel pipe having a depth of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe and having 30 or less per 1 mm inner peripheral length in the circumferential direction.
  • the seamless steel pipe has a chemical composition of% by mass.
  • the seamless steel pipe according to [1] which contains C: 0.05 to 0.45%, Si: 0.05 to 0.45%, and Mn: 0.05 to 1.2%.
  • [7] The method for manufacturing a seamless steel pipe according to any one of [1] to [6].
  • the fatigue life is improved, and even when cold working (cold drawing) is performed, troubles during cold working can be suppressed and the yield can be improved.
  • FIG. 1 is a manufacturing process for manufacturing a seamless steel pipe.
  • FIG. 2 shows the form of fine scratches generated on the inner surface of a seamless steel pipe.
  • FIG. 3 is a test piece shape for investigating the relationship between the standard rolling conditions and the crystal grain size.
  • FIG. 1 is a diagram showing a manufacturing process for manufacturing a seamless steel pipe.
  • the drilling and rolling method used in the manufacturing process of the present invention can be either a hot extrusion method effective for hot forming of difficult-to-process materials such as high alloys or a Mannesmann method suitable for mass production. Thinning and stretching rolling can be performed by any of the elongator, plug mill, mandrel mill, and push bench method. Fixed-form rolling is targeted for outer-diameter reduced-diameter rolling using hole-shaped rolls typified by sizers and reducers. That is, in the standard rolling, the outer diameter of the raw pipe after rolling is smaller than the outer diameter of the raw pipe before rolling because the standard rolling is performed while reducing the outer diameter of the pipe by using the hole type roll.
  • the present inventors have discovered that the compression strain in the circumferential direction of the pipe generated during this outer diameter reduction rolling and the thickening strain at that time are the causes of fine flaws. Furthermore, the present inventors have also found that, in addition to this strain form, the structure of the material undergoing outer diameter reduction rolling affects the generation of fine flaws.
  • FIG. 2 shows the morphology of fine flaws generated on the inner surface of the seamless steel pipe.
  • the present inventors have a maximum depth dmax (mm) of a flaw on the inner surface of a steel pipe having a cross section perpendicular to the pipe axis direction dmax ⁇ 0.350, and an average flaw of a flaw having a depth of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe. If the depth dave (mm) is dave ⁇ 0.200 and the number of flaws with a depth of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe per 1 mm of the inner peripheral length in the pipe circumferential direction is 30 or less, the fatigue life is improved. , It was found that even when performing secondary processing (cold drawing), troubles during secondary processing can be suppressed and yield can be improved.
  • the maximum depth dmax (mm) of the flaw on the inner surface of the steel pipe having a cross section perpendicular to the pipe axis direction which is a fine flaw (hereinafter, may be simply referred to as a fine flaw)
  • a fine flaw which is a fine flaw (hereinafter, may be simply referred to as a fine flaw).
  • the mechanical properties and heat resistance of the product deteriorate.
  • the average flaw depth dave (mm) of a flaw having a depth of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe exceeds 0.200 mm, the mechanical properties and heat resistance of the product are similarly deteriorated, and cold working is performed. This will damage the tool surface and shorten the tool life.
  • the mechanical properties and heat resistance of the product are similarly deteriorated, and the coldness is also deteriorated. It damages the tool surface when machining and shortens the tool life.
  • the depth of the flaw on the inner surface of the steel pipe means the flaw in the direction (depth direction) from the inner surface of the steel pipe to the outer surface.
  • the depth and distribution of the flaws may be observed by cutting out a round section of the steel pipe.
  • the portion to be sliced can be confirmed, for example, by cutting out a cross section of the sliced portion in the vicinity of the central portion in the longitudinal direction of the steel pipe, polishing the surface, and then observing with a microscope. If cutting the central part in the longitudinal direction of the steel pipe causes a problem in the product, the front and rear ends of the steel pipe may be similarly cut out and observed.
  • the tension at the rear end of the rolling tip is different from that at the stationary portion, so that fine flaws are likely to occur excessively. Therefore, when investigating fine flaws using the front and rear ends, when the outer diameter of the steel pipe rolled by the standard rolling mill is Dout, secure a distance of 10 Dout or more from the front and rear ends and collect the round slice cross section. It is preferable to investigate. Further, the observation range of the round sliced cross section may be the entire inner surface of the steel pipe (range of 0 to 360 ° in the circumferential direction of the steel pipe cross section).
  • the depth of the flaw refers to the flaw in the direction from the inner surface of the steel pipe to the outer surface (depth direction) as described above, but as shown in dmax in FIG. 2, the arc formed by the outer surface of the steel pipe A flaw in the normal direction (depth in the direction perpendicular to the outer surface of the steel pipe).
  • the seamless steel pipe in the present invention preferably has a small outer diameter of 57.2 mm or less.
  • the average crystal grain size of ferrite grains is preferably 15 ⁇ m or less.
  • the reason is to improve mechanical properties such as strength and toughness.
  • the lower limit of the particle size is not particularly limited, but if the particle size is too fine, the strength becomes too high due to the fine particle size effect, and the subsequent moldability deteriorates. Therefore, the lower limit of the particle size is preferably 0.5 ⁇ m.
  • the average crystal grain size of the old austenite grains is preferably 15 ⁇ m or more.
  • the heat resistance performance of the steel pipe is improved.
  • the quenchability austenite does not become ferrite but becomes martensite by cooling from hot
  • the structure differs depending on the amount of Cr.
  • the amount of Cr is less than 4.5%, the ferrite grain size is measured in the case of ferrite grains, and when the amount of Cr is 4.5% or more, it is hot austenite.
  • the old austenite particle size in martensite which is the particle size of the part, is measured.
  • the old austenite particle size can be measured using an optical microscope after the old austenite particles are corroded. Alternatively, it can be determined by performing crystal orientation analysis.
  • the upper limit of the average crystal grain size of the old austenite grains is not particularly limited, but if the grain size becomes too large, the mechanical properties deteriorate. Therefore, the upper limit is preferably 300 ⁇ m.
  • the seamless steel pipe of the present invention preferably has the following composition. Further, the% indication of the component composition means mass% unless otherwise specified.
  • C 0.05 to 0.45% C is an important element that affects the strength characteristics of steel pipe products. In order to obtain good strength characteristics, it is preferably contained in an amount of 0.05% or more, whereby high strength can be obtained. Increasing the content is preferable because the strength is improved. On the other hand, if the content is excessive, cold workability and weldability are impaired. Therefore, it is preferably 0.45% or less. In order to satisfy the strength, cold workability and weldability, 0.08 to 0.38% is a preferable range.
  • Si 0.05-0.45% Si is effective in increasing the strength of steel.
  • the content is preferably 0.05% or more.
  • it is preferably 0.45% or less.
  • the range of 0.10 to 0.30% is suitable for achieving both strength and workability.
  • Mn 0.05-1.2% Mn is effective in increasing the strength. In order to obtain the effect, 0.05% or more is preferable. On the other hand, if it is contained in a large amount, the ferrite phase at room temperature becomes unstable, residual austenite remains, and the fatigue strength decreases. Therefore, it is preferably 1.2% or less. The range of 0.15 to 0.80% is suitable for achieving both strength and fatigue characteristics.
  • Cr may be further contained.
  • Cr 4.5-9.5%
  • Cr is an element that improves the hardenability of steel and improves high-temperature strength and high-temperature oxidation resistance, and is useful for stably obtaining strength characteristics, high-temperature strength, and high-temperature oxidation resistance. Therefore, it is preferable to contain 4.5% or more of a material that requires mechanical properties, high temperature strength, and high temperature oxidation resistance. When the addition amount is reduced, the quenchability, high temperature strength and high temperature oxidation resistance are lowered, so that the addition amount can be appropriately adjusted according to the high temperature strength and high temperature oxidation resistance required for the application. Cr is more preferably contained in an amount of 5.0% or more in applications where heat resistance and fatigue life are required.
  • the upper limit is not particularly limited, but if the content increases, it becomes difficult to miniaturize the crystal grain size during hot rolling, and fine flaws occur during standard rolling. It will be easier to do. Therefore, it is preferably 9.5% or less. Further, in order to achieve both fine scratches and characteristics, the ratio is more preferably 7.5 to 9.0%.
  • any one or more of Ni, Mo, W, N, and B may be contained as a component other than the above. The reason for the limitation is described below.
  • Ni is effective for toughness.
  • toughness it is preferably added in the range of 0.5% or less. A more preferable range is 0.10 to 0.30%.
  • Mo is effective for heat treatment characteristics and heat resistance, and is preferably added in the range of 1.5% or less. More preferably, it is in the range of 0.3 to 1.3%.
  • W is effective for heat resistance and is preferably added in an amount of 2.5% or less. More preferably, it is in the range of 1.0 to 2.0%.
  • N is effective in improving the strength, and it is preferable that N is added in an amount of 0.10% or less. More preferably, it is in the range of 0.01 to 0.08%.
  • B is effective in improving heat resistance and hot workability, and is preferably added at 0.010% or less. More preferably, it is in the range of 0.0005 to 0.005%.
  • the rest is Fe and unavoidable impurities.
  • the unavoidable impurities for example, P: 0.030% or less and S: 0.008% or less are acceptable.
  • the steel pipe outer diameter Dout (mm) and the wall thickness t 0 (mm) before standard rolling are characterized by satisfying the following formula (1). (D ini- D out ) 2 x t 0 2 x GD 2 ⁇ 9980 (1)
  • D ini- D out 2 x t 0 2 x GD 2 ⁇ 9980
  • the inventors conducted various studies to clarify the mechanism of the occurrence of fine flaws.
  • the inventors investigated in detail the form of strain on the inner surface of the steel pipe caused by standard rolling. As a result, in regular rolling, a large compressive strain is generated in the circumferential direction of the pipe and the outer diameter is reduced, but at the same time, a strain in the thickness direction is also generated on the inner surface that can be freely deformed, and the inner surface of the steel pipe is thickened. It was found that deformation occurred. The inventors considered that this special strain change caused fine scratches on the inner surface of the steel pipe.
  • FIG. 3 shows the shape of a standard rolling simulated test piece for investigating the effects of the diameter reduction amount of a steel pipe and the crystal grain size on the generation of fine flaws in the present invention.
  • a general-purpose uniaxial compression tester (Thermec Master or Gleeble tester) can be used.
  • general-purpose test devices equipped with a resistance heating device using a direct current and an IH heating device using a coil are commercially available, and the temperature history generated by hot working can be easily simulated.
  • the upper figure of FIG. 3 is a view of the test piece from the Lt direction (L: length of the test piece, t: wall thickness of the test piece), and the lower figure is a view from the Lw direction. There is (w: width of the test piece). Both ends of the test piece may have a round bar or plate shape that can be appropriately changed according to the connection with the compression device.
  • an evaluation surface located in the axial half portion when a compression displacement is applied in the axial direction R1: R1 in FIG. 3 is an evaluation surface and simulates the inner surface of a steel pipe during standard rolling.
  • a large compressive strain is generated in the part to be used.
  • R1 forming the evaluation surface and R2 of the surface located on the opposite side of the evaluation surface are set to the radius of curvature of R1> the radius of curvature of R2, the compression displacement in the axial direction increases and the evaluation surface is bent. Bending on the inner surface occurs, which causes high thickening strain in the center of the evaluation surface.
  • the balance and magnitude of the compressive strain and the thickening strain can be easily controlled by the compressive displacement amount and R1 / R2, and the outer diameter reduced diameter rolling by any standard rolling can be accurately simulated.
  • w can be any length, but the longer w is, the more stable the stress state of the evaluation surface is, so it may be longer if there is no interference with the device.
  • the lower limit of w is preferably the same as or longer than the compression stroke length of the test piece. Since the size of the test piece in FIG. 3 is not limited and can be manufactured even in a small size, for example, a steel ingot having a small product component is cast and the ingot is subjected to arbitrary hot rolling or heat treatment to change the structure morphology. Then, if a fixed-form rolling simulated test piece is cut out from the test piece and tested, evaluation can be easily performed. In addition, it is better to collect the material before standard rolling, cut it out from it, and test it. In this mock test, for example, the difference in crystal grain size, the influence of the rolled texture on the compression direction of the test piece, and the influence of temperature and strain can be evaluated.
  • the inventors have simulated the circumferential compression strain generated on the inner surface of the steel pipe in the standard rolling, that is, the compression stroke amount in FIG. .
  • the particle size before deformation is measured in advance by microscopic observation, the average particle size is obtained by the cutting method, the relationship between the size of the particle size before deformation and the fine flaws is investigated, and the processing conditions and structure given to the fine flaws ( We were able to obtain information on the effect of the average crystal grain size before deformation).
  • the obtained tube end was subjected to intergranular corrosion of the former austenite at the center of the wall thickness and the inner surface surface layer, observed with an optical microscope, and the average particle size was measured by a cutting method.
  • the problem due to fine flaws can be overcome by satisfying the equation (1). (D ini- D out ) 2 x t 0 2 x GD 2 ⁇ 9980 (1) If this formula is satisfied, fine scratches generated on the inner surface of the steel pipe can be suppressed, the fatigue life of the product can be improved, and a seamless steel pipe having excellent cold pullability can be provided.
  • the steel pipe outer diameter Dout after regular rolling is the same as the steel pipe outer diameter Dout of the product.
  • the austenite crystal grain size GD For the structure after thinning / stretching rolling and before standard rolling, the smaller the austenite crystal grain size GD is, the better.
  • the chemical composition of the material such as the addition of a pinning element that suppresses grain growth during heating may be changed, but recrystallization or recrystallization may occur after thinning / stretching rolling and before standard rolling.
  • a method using reverse transformation is good. Recrystallization can be carried out by increasing the reduction rate, and the crystal grain size is refined by recrystallization. Further, in order to suppress grain growth after recrystallization, it is preferable to increase the rolling reduction in the wall thinning / stretching step immediately before the standard rolling.
  • the reverse transformation is a process in which the austenite phase is cooled to a ferrite transformation point or lower existing at 300 ° C. or lower after thinning / stretching rolling and before standard rolling, and then heated again to cause an austenite phase transformation.
  • the standard rolling can be performed in a state where the austenite crystal grain size after reheating is refined.
  • the cooling at this time is more effective when it is performed from the state of the austenite phase while it is hot, so a cooling start temperature of 650 ° C. or higher is preferable.
  • the austenite crystal grain size becomes finer by increasing the average cooling rate before the reverse transformation and the average heating rate of the reverse transformation, it is preferable to set each to 1.0 ° C./s or more.
  • the average cooling rate particularly affects the particle size, a larger effect can be obtained by preferably setting it at 5.0 ° C./or or higher.
  • Both the average cooling rate and the average heating rate are preferably 20 ° C./s or less because cracks may occur due to thermal stress if they are too fast. If recrystallization and reverse transformation are performed together, the effect will be further enhanced. Therefore, if it is desired to suppress fine flaws, both should be performed.
  • the reverse transformation there is no particular limitation on the reduction rate, but since the thickness is always reduced in the thinning step, the reduction is usually performed at 50% or less.
  • the product after regular rolling may be heat-treated.
  • the subsequent heat treatment does not affect the quality of the inner surface of the steel pipe.
  • a good balance of strength and toughness can be obtained by heat treatment after regular rolling.
  • the heating temperature of the product after regular rolling is 850 to 1150 ° C. and the soaking time is 10 minutes or more.
  • Cr is contained in an amount of 4.5% or more, it is preferable to heat at 950 to 1150 ° C. for 15 minutes or more and slowly cool at 1 ° C./s or less because excellent heat resistance can be obtained.
  • the present invention can be carried out as a method for manufacturing a seamless steel pipe. Specifically, after drilling rolling, thinning and stretching rolling, and before standard rolling, raw pipes (recrystallized and / or reverse transformation / recrystallization after recrystallization and before standard rolling). The tube end of the tube) is cut, the average crystal grain size GD (mm) of austenite is measured using the cooled sample, and it is inspected whether the following formula (1) is satisfied.
  • the manufacturing conditions for drilling rolling and wall thinning / stretching rolling are not particularly limited, and as described above, the drilling rolling method is a hot extrusion effective for hot forming of difficult-to-process materials such as high alloys. Either the method or the Mannesmann method suitable for mass production is possible. Thinning and stretching rolling can be performed by any of the elongator, plug mill, mandrel mill, and push bench method.
  • the method of changing the austenite crystal grain size was recrystallization, reverse transformation, or both.
  • the reduction ratio was changed by thinning rolling performed in the range of 850 to 1150 ° C. before standard rolling, and the reduction was accumulated between 1.0 and 9.5 s.
  • the cumulative reduction rate was the value shown in the table.
  • reverse transformation after thinning and stretching and rolling, the mixture was cooled to 300 ° C. or lower to normal temperature at various average cooling rates shown in the table, and then reheated to 850 ° C. or higher.
  • the reheating was atmospheric heating, and the average heating rate was 0.5 to 5.0 ° C / s depending on the wall thickness.
  • the pipe end of the raw tube (the raw tube after recrystallization and / or recrystallization treatment and before standard rolling) is cut before standard rolling.
  • the old austenite particle size GD was observed and measured using the sample after cooling.
  • the value of the formula (1) was calculated from the old austenite particle size GD.
  • the average value was calculated by observing three different fields of view of the same test piece with an optical microscope or a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 400 to 2000 times.
  • the central part in the length direction of the steel pipe was sliced, and the cross section of the inner surface of the steel pipe was mirror-polished and then fine flaws were observed.
  • the observation range was set to the range of 0 ° to 360 ° of the cross section of the inner surface of the steel pipe.
  • fine flaws the maximum depth dmax of the flaw on the inner surface of the steel pipe, the average flaw depth dave of the flaw depth of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe, and the number of flaws of 0.050 mm or more on the inner surface of the steel pipe. I asked for each.
  • Some seamless steel pipes with a Cr content of less than 4.5% were subjected to quenching (quenching temperature Q) and tempering (tempering temperature) T at the temperatures shown in Table 2 as heat treatment.
  • some seamless steel pipes having a Cr content of 4.5% or more were annealed as a heat treatment by holding them at the annealing temperature N shown in Table 2 for 15 minutes and slowly cooling them at an average cooling rate of 1 ° C./s.
  • ferrite average crystal grain size is used for materials with Cr less than 4.5%, and old austenite is used for Cr amount of 4.5% or more.
  • the average crystal grain size was measured.
  • the particle size was measured using a cutting method and used as the average crystal particle size.
  • Fatigue life was evaluated using seamless steel pipes obtained after regular rolling or heat treatment.
  • the method for evaluating fatigue life is to compress a seamless steel pipe sliced to 1/2 the outer diameter with a flat plate at the position facing the outer peripheral surface of the pipe, and generate the same stress as the yield strength of the steel pipe measured in advance according to JIS Z 2241. The number of stress loads until fatigue fracture was obtained when stress was repeatedly applied at 2 Hz.
  • Fatigue life and tool life were calculated and evaluated as relative values when the comparative example of seamless steel pipes with the same composition, the same outer diameter, and the same wall thickness was set to 1.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Extraction Processes (AREA)

Abstract

疲労寿命が向上し、冷間加工（冷間引き抜き加工）を行う場合でも、冷間加工中のトラブルを抑制し、歩留まりを向上することができる継目無鋼管およびその製造方法を提供する。 本発明に係る継目無鋼管は、鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ）と肉厚ｔ（ｍｍ）がｔ／Ｄｏｕｔ＝０．０５～０．４０である。継目無鋼管は、管軸方向に垂直な断面の鋼管内表面における疵の最大深さｄｍａｘ（ｍｍ）がｄｍａｘ≦０．３５０ｍｍで、鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の平均疵深さｄａｖｅ（ｍｍ）がｄａｖｅ≦０．２００ｍｍで、鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の管周方向内周長１ｍｍあたりの個数が３０個以下である。

Description

継目無鋼管およびその製造方法
　本発明は、継目無鋼管とその製造方法に関する。
　継目無鋼管は、中実の材料に孔をあける穿孔圧延と、引き続き肉厚を製品サイズにする減肉・延伸圧延、最後に外径を製品サイズにする定形圧延（外径縮径圧延）とを行うことで製造される。継目無鋼管は、板を曲げて溶接する溶接鋼管に比べ、周断面の材質を均一にできるため信頼性が高い。更に、継目無鋼管は、外径に対して肉厚が厚い製品形状を容易に作れるため、高い断面係数が得られる。そのため、継目無鋼管は、自動車用の部品や発電所のボイラー用耐熱鋼管に多く利用される。
　特許文献１では、自動車の各種シャフトのような細径の継目無鋼管に冷間引き抜き加工を行うような細径で肉厚が厚い細径継目無鋼管の製造方法について開示されている。特許文献２では、Crを２５．０％まで含むことで耐熱性に優れた細径継目無鋼管が開示されている。
日本特許第３０８２６６５号 日本特許第３４６３６１７号
　穿孔圧延や減肉・延伸圧延は、熱間で素材に孔をあけ、鋼管の肉厚を薄くすることが主の目的であるため、外径を細く仕上げる機能はない。そのため、継目無鋼管は、定形圧延機による定形圧延（外径縮径圧延）により所定の寸法を得る。外径縮径圧延では内径が小さくなるので、内面に工具を用いることはできず、鋼管内表面は自由変形となる。このような場合、鋼管内表面の材料は拘束や矯正されることがないため、肉厚の変化が生じる、または穿孔圧延や減肉・延伸圧延で発生した偏肉が矯正されずに製品に残存する。定形圧延後の継目無鋼管は、その後、そのまま、または必要に応じて更に冷間加工（冷間引き抜き加工）を経て製品となる。定形圧延後の継目無鋼管に偏肉があると様々な問題が起こる。例えば、製品強度特性は偏肉で肉厚が薄い部分が最も低くなる。製品特性は最も強度特性が低い部分で保証されるので、偏肉による薄い部分があると製品強度特性が低下する。また、管同士を長手方向端部にて溶接で接合する際には、接合部の肉厚が一致しないため、接合が不良になる。そのため、鋼管の外形寸法や偏肉は厳しい管理基準が設けられている。継目無鋼管の偏肉は冷間引き抜き加工を行われた後も残存するため、冷間加工前に偏肉がない鋼管を得る必要がある。
　このように、偏肉が製品に残存すると様々な不良を招く。このため、偏肉の少ない鋼管製品の製造を目的とした様々な開発が行われている。しかしながら、継目無鋼管の鋼管内表面の微小な欠陥が製品疲労特性や冷間引き抜き加工の製造性に与える影響については十分に検討されていなかった。ここでいう微小な欠陥とは、鋼管内外表面に残存し、検査で有害であると検出されない欠陥、つまり肉厚に対して疵の深さが１０％以下といった、微細な疵の集合体である。このような微細な深さの疵や、微細な疵であっても、そのような疵が多く鋼管内面周方向に分布した継目無鋼管が種々の問題を引き起こすことについては十分に解明されていなかった。
　そこで本発明は、上記実情に鑑みてなされたものであり、疲労寿命が向上し、冷間加工（冷間引き抜き加工）を行う場合でも、冷間加工中のトラブルを抑制し、歩留まりを向上することができる継目無鋼管およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋼管内表面の微細な深さの疵形状と分布を詳細に調査した結果、このような疵形態は定形圧延時に発生すること、外径縮径量が大きく肉厚が厚いときに微細な深さの疵の発生が顕著になること、このような疵が多い場合は製品品質にも影響を与えること、加えて、このような疵を有する鋼管の場合、その後の冷間引き抜き加工で工具寿命の低下や製造安定性で問題となることに気付いた。つまり、微細な疵であっても継目無鋼管では、ある深さ以上になる、または鋼管内表面周方向に微細な疵が多く分布すると問題となることを突き止めた。
　例えば、疲労強度が必要な継目無鋼管の場合は、材料の疲労特性と鋼管の偏肉を含む断面形状を基に製品寿命が満たされるように形状が設計される。本発明者らが検討した結果、強度設計上問題のない肉厚が確保されたとしても、微細な疵がある深さ以上になる、または管周方向内表面に微細な疵が多く分布すると、さらに長時間の疲労寿命を必要とする場合に、寿命が低下していることが分かった。つまり、微細な疵を抑止できれば、疲労寿命の向上のために必要とされていた肉厚を薄くできることになり、軽量化や素材費用の低廉化が可能である。
　また、例えば、継目無鋼管を母管とした冷間引き抜き加工の時には、金型間に鋼管が引き込まれて変形する際に、鋼管に形成された微細な疵がある深さ以上、または管周方向内表面に微細な疵が多く分布すると、高精度に仕上げられた内面圧延用のダイス表面を傷つけ、その結果、次に冷間引き抜き加工を行う継目無鋼管の内表面を傷つけて歩留まりを低下させること、そして、さらにダイス表面に形成された疵が顕著になると焼き付きにより冷間引き抜き加工が実施不能になるといった様々な問題を引き起こすことを突き止めた。
　本発明は以上の知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ）と肉厚ｔ（ｍｍ）がｔ／Ｄｏｕｔ＝０．０５～０．４０である継目無鋼管で、
管軸方向に垂直な断面の鋼管内表面における疵の最大深さｄｍａｘ（ｍｍ）がｄｍａｘ≦０．３５０で、
前記鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の平均疵深さｄａｖｅ（ｍｍ）がｄａｖｅ≦０．２００で、
前記鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の管周方向内周長１ｍｍあたりの個数が３０個以下である継目無鋼管。
［２］前記継目無鋼管は、フェライト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以下、または、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上である［１］に記載の継目無鋼管。
［３］前記継目無鋼管は、化学成分として、質量％で、
Ｃ：０．０５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．４５％、Ｍｎ：０．０５～１．２％を含有する［１］に記載の継目無鋼管。
［４］前記継目無鋼管は、化学成分として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．５％未満を含有し、フェライト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以下である［３］に記載の継目無鋼管。
［５］前記継目無鋼管は、化学成分として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．５～９．５％を含有し、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上である［３］に記載の継目無鋼管。
［６］前記継目無鋼管は、化学成分として、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｗ：２．５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下から選ばれる１種以上を含有する［３］～［５］のいずれかに記載の継目無鋼管。
［７］［１］～［６］のいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法であって、
穿孔圧延し、次いで減肉・延伸圧延した後、定形圧延するに際し、定形圧延前のオーステナイトの平均結晶粒径ＧＤ（ｍｍ)と定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉ（ｍｍ)と定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ)、定形圧延前の肉厚ｔ0（ｍｍ)について、下記式（１）を満たす継目無鋼管の製造方法。
（Ｄｉｎｉ－Ｄｏｕｔ）２×ｔ0 ２×ＧＤ２≦９９８０　　　（１）
［８］［７］に記載の継目無鋼管の製造方法であって、前記定形圧延後、加熱温度８５０～１１５０℃で均熱保持時間が１０分以上の熱処理を行う継目無鋼管の製造方法。
　本発明の継目無鋼管を用いることで、疲労寿命が向上し、冷間加工(冷間引き抜き加工)を行う場合でも冷間加工中のトラブルを抑制し、歩留まりを向上することができる。
図１は、継目無鋼管を製造する製造プロセスである。 図２は、継目無鋼管内表面に発生する微細疵の形態である。 図３は、定形圧延条件と結晶粒径の関係を調査するための試験片形状である。
　以下、図面を参照して、本発明の一実施形態を説明する。図１は、継目無鋼管を製造する製造プロセスを示す図である。本発明の製造プロセスに用いられる穿孔圧延方法は高合金などの難加工材の熱間成形に有効な熱間押し出し方式、または量産に向くマンネスマン方式のいずれでも可能である。減肉・延伸圧延はエロンゲーターやプラグミル、マンドレルミル、プッシュベンチ法のいずれでも可能である。定形圧延はサイザーやレデューサーに代表される孔型ロールによる外径縮径圧延が対象となる。つまり、定形圧延では孔型ロールを利用して管外径を縮径しながら定形圧延するため、圧延前素管外径よりも圧延後素管外径が小さくなる。
　本発明者らは、この外径縮径圧延時に発生する管周方向圧縮ひずみと、その時の増厚ひずみが、微細な疵の発生原因であることを発見した。さらに、本発明者らは、このひずみ形態に加えて、外径縮径圧延を受ける材料の組織が微細疵の発生に影響することも発見した。
　図２に、継目無鋼管内表面に発生する微細な疵の形態を示す。本発明者らは、管軸方向に垂直な断面の鋼管内表面における疵の最大深さｄｍａｘ（ｍｍ）がｄｍａｘ≦０．３５０で、鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の平均疵深さｄａｖｅ（ｍｍ）がｄａｖｅ≦０．２００で、鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の管周方向内周長１ｍｍあたりの個数が３０個以下であれば、疲労寿命が向上し、二次加工(冷間引き抜き)を行う場合でも二次加工中のトラブルを抑制し、歩留まりを向上することができることを見出した。
　本発明において、微細な疵（以下、単に微細疵と称することもある）である管軸方向に垂直な断面の鋼管内表面における疵の最大深さｄｍａｘ（ｍｍ）が０．３５０ｍｍを超えると、製品の機械的特性や耐熱性能が劣化する。また、鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の平均疵深さｄａｖｅ（ｍｍ）が０．２００ｍｍを超えると、同じく、製品の機械的特性や耐熱性能が劣化し、また、冷間加工を行う場合の工具表面を傷つけ、工具寿命の低下を招く。また、鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の管周方向内周長１ｍｍあたりの個数が３０個を超えると、同じく、製品の機械的特性や耐熱性能が劣化し、また、冷間加工を行う場合の工具表面を傷つけ、工具寿命の低下を招く。
　ここで、鋼管内表面における疵の深さは、鋼管内表面から外表面に向かう方向（深さ方向）の疵をいう。また、疵の深さと分布は、鋼管の輪切り断面を切り出して観察すればよい。輪切りする箇所について、例えば、鋼管の長手方向における中央部付近について輪切り断面を切り出し、表面を研磨したのちに顕微鏡で観察すれば確認できる。鋼管の長手方向における中央部を切断すると製品上問題となる場合は、鋼管の先後端について、同様に輪切り断面を切り出して観察すればよい。ただし、継目無鋼管の定形圧延では圧延先後端の張力が定常部と異なるため、微細疵が過剰に発生しやすい。そのため、先後端を利用して微細疵を調査する場合は定形圧延機で圧延された鋼管の外径をＤｏｕｔとしたときに、先後端から長さ１０Ｄｏｕｔの距離以上を確保して輪切り断面を採取して調査されることが好ましい。また、輪切り断面の観察範囲については、鋼管内表面全体（鋼管断面周方向０～３６０°の範囲）であればよい。また、疵の深さについて、前述したように、鋼管内表面から外表面に向かう方向（深さ方向）の疵をいうが、図２のｄｍａｘのように、鋼管外表面で構成される円弧の法線方向の疵をいう（鋼管外表面から直角方向の深さ）。
　本発明では、微細疵を抑制するという理由で、鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ）と鋼管肉厚ｔ（ｍｍ）がｔ／Ｄｏｕｔ＝０．０５～０．４０とする。外径に対して肉厚が薄い場合は微細疵が問題にならないため、下限は０．０５とする。一方で、外径に対して肉厚が厚すぎると定形圧延で管形状にすることが難しいため、上限は０．４０とする。
　本発明における継目無鋼管は、外径が５７．２ｍｍ以下の細径であることが好ましい。
　本発明の継目無鋼管は、フェライト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以下であることが好ましい。その理由は、強度や靭性などの機械的特性を向上させるためである。粒径の下限については特に限定はないが、あまりに細粒化すると微細粒化効果により強度が高くなりすぎて、その後の成形性が悪くなる。そのため、粒径の下限は０．５μｍが好ましい。
　また、本発明の継目無鋼管は、Ｃｒ量が４．５～９．５％の場合、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上であることが好ましい。旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上とすることにより、鋼管の耐熱性能が向上する。なお、Ｃｒを添加すると焼き入れ性（熱間からの冷却でオーステナイトがフェライトにならず、マルテンサイトになる）が向上する。そのため、Ｃｒ量によって組織が異なり、Ｃｒ量が４．５％未満の場合はフェライト粒の場合はフェライト粒径を測定し、Ｃｒ量が４．５％以上の場合は、熱間でオーステナイトだった部分の粒径であるマルテンサイト中の旧オーステナイト粒径を測定する。旧オーステナイト粒径は旧オーステナイト粒を腐食したのち光学顕微鏡を用いて測定できる。または結晶方位解析を行い、判定することもできる。なお、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径の上限については特に限定はないが、あまりに粒径が大きくなりすぎると機械的特性が低下する。そのため、上限は３００μｍとすることが好ましい。
　本発明の継目無鋼管は、以下の成分組成を有することが好ましい。また、成分組成の％表示は、特に断らない限り、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０５～０．４５％
　Ｃは鋼管製品の強度特性に影響を与える重要な元素である。良好な強度特性を得るには０．０５％以上含有することが好ましく、これにより高強度が得られる。含有量を増加させると強度が向上するため好ましい。一方で含有量が過大になると冷間加工性や溶接性を損なう。そのため、０．４５％以下とすることが好ましい。強度と冷間加工性、溶接性を満足するためには、０．０８～０．３８％が好ましい範囲となる。
　Ｓｉ：０．０５～０．４５％
　Ｓｉは鋼の強度を高めるのに有効である。その効果を得るには０．０５％以上の含有が好ましい。一方で、多量に含有すると熱間加工中の脆化を招く。そのため、０．４５％以下とすることが好ましい。強度と加工性を両立するには０．１０～０．３０％の範囲が好適である。
　Ｍｎ：０．０５～１．２％
　Ｍｎは強度を高めるのに有効である。その効果を得るには０．０５％以上が好ましい。一方で、多量に含有すると常温でのフェライト相を不安定にし、残留オーステナイトが残存して疲労強度が低下する。そのため１．２％以下とすることが好ましい。強度と疲労特性を両立するには０．１５～０．８０％の範囲が好適である。
　本発明では、さらにＣｒを含有しても良い。
　Ｃｒ：４．５～９．５％
　Ｃｒは鋼の焼き入れ性の改善や高温強度、耐高温酸化特性を向上する元素であり、強度特性や高温強度、耐高温酸化特性を安定的に得るのに役立つ。そのため、機械的特性や高温強度、耐高温酸化特性が必要な材料については４．５％以上含有することが好ましい。添加量が低減すると焼き入れ性や高温強度や耐高温酸化性能が低下するため、用途に必要な高温強度や耐高温酸化性能に応じて添加量を適宜調整できる。Ｃｒは耐熱性能と疲労寿命が求められる用途では５．０％以上の含有がより好ましい。また、より高温度域で使用するためには７．５％以上がさらに好ましい。耐高温酸化性能は含有量の増加に伴い向上するので上限は特に限定がないが、含有量が増えると、熱間圧延中の結晶粒径の微細化が難しくなり、定形圧延時に微細疵が発生しやすくなる。そのため、９．５％以下とすることが好ましい。また、微細疵と特性を良好に両立させるには７．５～９．０％とすることがより好ましい。
　一方で、高い機械的特性や高温強度、耐高温酸化特性が不要な場合にはＣｒの添加は合金コストの上昇になる。また、上述の特性向上と引き換えに冷間での成形性が低下するため、高い冷間での成形性を得るためにはＣｒは４．５％未満とすることが好ましい。より安定して冷間の成形性を得るには１．５％未満がより好ましい添加量となる。
　さらに、本発明では、上記以外の成分として、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｎ、Ｂのいずれか１種以上を含有しても良い。以下にその限定理由を述べる。
　Ｎｉは靭性に有効である。靭性が必要な場合には０．５％以下の範囲で添加されることが好ましい。より好ましい範囲は０．１０～０．３０％となる。
　Ｍｏは熱処理特性や耐熱性に有効であり、１．５％以下の範囲で添加されることが好ましい。より好ましくは０．３～１．３％の範囲となる。
　Ｗは耐熱性能に有効であり、２．５％以下で添加されることが好ましい。より好ましくは１．０～２．０％の範囲となる。
　Ｎは強度の向上に有効であり、０．１０％以下で添加されることが好ましい。より好ましくは０．０１～０．０８％の範囲となる。
　Ｂは耐熱性と熱間加工性の向上に有効であり０．０１０％以下で添加されることが好ましい。より好ましくは０．０００５～０．００５％の範囲となる。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物とする。なお、不可避的不純物としては、例えばＰ：０．０３０％以下、Ｓ：０．００８％以下が許容できる。
　次に、本発明の継目無鋼管の製造方法について説明する。
　本発明では、穿孔圧延し、次いで減肉・延伸圧延した後、定形圧延するに際し、定形圧延前のオーステナイト結晶粒径ＧＤ（ｍｍ）と定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉ（ｍｍ）と定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ）、定形圧延前の肉厚ｔ０（ｍｍ）について、下記式（１）を満たすことを特徴とする。
（Ｄｉｎｉ－Ｄｏｕｔ）２×ｔ0 ２×ＧＤ２≦９９８０　　　（１）
以下、式（１）に到った経緯について説明する。
　まず、発明者らは微細疵の発生についてメカニズムを明らかにするために種々の検討を行った。まず発明者らは、定形圧延で起こる鋼管内面のひずみの形態を詳細に調査した。その結果、定形圧延では管周方向に大きな圧縮ひずみが発生して外径が縮径されるが、それと同時に自由に変形できる内表面には厚み方向ひずみも発生し、鋼管内表面には増厚変形が発生することを突き止めた。発明者らはこの特殊なひずみ変化が鋼管内表面の微細疵を発生させていると考えた。
　一方で、微細疵は同じ外径と肉厚を持つ製品で必ずしも同じ量だけ発生するわけではなく、程度に差がある。つまり、同じ設備で同じ条件で外径縮径圧延を実施しても微細疵の程度に差があることが、これまで未解明であった。そこで発明者らは更に検討を重ね、定形圧延による外径縮径圧延によるひずみ形態に加え、外径縮径圧延を受ける材料の組織が影響することを新たに知見した。そこで定形圧延の特殊なひずみ形態を模擬し、定形圧延条件と組織の影響について検討することにした。
　具体的には、発明者らは以下の定形圧延模擬試験により定形圧延条件と組織の影響について検討した。図３に本発明で鋼管縮径量と結晶粒径が微細疵発生に与える影響を調査するための定形圧延模擬試験片の形状を示す。この試験片形状は小型でありながら単軸圧縮方向のみの制御で定形圧延の外径縮径と増厚ひずみが模擬可能である。そのため、例えば汎用の単軸圧縮試験機（サーメックマスターやグリーブル試験機）が利用可能である。更に、汎用試験装置には直流電流による抵抗加熱装置や、コイルによるIH加熱装置を具備したものも市販されており、熱間加工で発生する温度履歴も容易に模擬可能である。
　次に、図３の試験片形状で制御可能な定形圧延時のひずみ模擬方法を説明する。図３の上の図は、試験片をＬ－ｔ方向から見た図（Ｌ：試験片の長さ、ｔ：試験片の肉厚）、下の図はＬ－ｗ方向から見たものである（ｗ：試験片の幅）。なお、試験片の両端については、圧縮装置との連結に応じて適宜変更可能な、丸棒または板形状であればよい。図３の試験片形状によると軸方向に圧縮変位を与えると軸方向１／２部に位置する評価面（図３中のＲ１：Ｒ１は評価面であり、定形圧延時の鋼管内表面を模擬する部分となる）に大きな圧縮ひずみが発生する。その一方で評価面を形成するＲ１と評価面に対して反対側に位置する面のＲ２をＲ１の曲率半径＞Ｒ２の曲率半径とすると、軸方向の圧縮変位が増加するとともに評価面を曲げの内表面とした屈曲が起き、それにより評価面中央部に高い増厚ひずみが発生する。圧縮ひずみと増厚ひずみのバランスや大きさは圧縮変位量やＲ１／Ｒ２で容易に制御することが可能であり、いずれの定形圧延による外径縮径圧延も精度よく模擬可能である。ｗは任意の長さにすることができるが、ｗを長くするほどに評価面の応力状態が安定するため装置との干渉がなければ長ければよい。ｗの下限は試験片の圧縮するストローク長さと同じかそれ以上が好ましい。なお、図３の試験片の大きさに限定はなく、小型でも製作可能なため、例えば製品成分の小さな鋼塊を鋳込み、その鋼塊に任意の熱間圧延や熱処理を与えて組織形態を変化させ、そこから定形圧延模擬試験片を切り出して試験すれば、容易に評価が可能となる。また、定形圧延前の素材を採取し、そこから切り出して試験するとより良い。本模擬試験では例えば結晶粒径の差や、試験片圧縮方向に対する、圧延集合組織の影響、温度やひずみの影響を評価できる。
　発明者らはこのような定形圧延模擬試験により背景で述べた各種課題を解決すべく、定形圧延で鋼管内表面に発生する周方向圧縮ひずみを模擬したひずみ量、すなわち図３の圧縮ストローク量や、変形前の粒径を、事前に顕微鏡観察で測定し、切断法により平均粒径を求め、変形前の粒径の大きさと微細疵の関係を調査し、微細疵に与える加工条件と組織（変形前の平均結晶粒径）の影響について知見を得ることができた。
　異なる複数の鋼種について、図３の試験片を用いて、定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉと定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔ、定形圧延前の肉厚ｔ０を変化させた条件の定形圧延模擬試験を行い、試験後の試験片のｄｍａｘとｄａｖｅを測定するとともに、その時の定形圧延模擬試験前のオーステナイトの結晶粒径と比較した。なお、定形圧延前のオーステナイト粒径は定形圧延前の管端をホットソーで切断し、クロップを冷却後に観察して測定した。得られた管端は肉厚の中心と内表面表層部について、旧オーステナイト粒界腐食を行い、光学顕微鏡で観察し、切断法により平均粒径を測定した。その結果、式（１）を満たすことで、微細疵による課題を克服できることを見出した。
（Ｄｉｎｉ－Ｄｏｕｔ）２×ｔ０ ２×ＧＤ２≦９９８０　　　（１）
この式を満たせば鋼管内表面に発生する微細疵を抑制し、製品の疲労寿命を向上させることができ、冷間引き抜き性に優れた継目無鋼管を提供することが可能となる。なお、定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔは、製品の鋼管外径Ｄｏｕｔと同じである。
　この式（１）は定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉに対する定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔの差を小さくする、および／または肉厚ｔ０を薄くすると有利であり、この式を満たすように適宜、定形圧延条件を決定すればよい。
　減肉・延伸圧延後であり、かつ定形圧延前の組織についてはオーステナイト結晶粒径ＧＤが小さくなるほどよい。結晶粒径を小さくするには加熱中の粒成長を抑制するピンニング元素の添加などの素材の化学成分を変化させてもよいが、減肉・延伸圧延後、かつ定形圧延前に、再結晶や逆変態を利用する方法がよい。再結晶は圧下率を増加させることで実施可能であり、再結晶により結晶粒径は微細粒化する。また、再結晶後の粒成長を抑制するために、圧下率を増加させるのは定形圧延の直前の減肉・延伸工程が好ましい。
　再結晶による微細化は素材の化学元素と密接に関係しており，特にＣｒの効果が大きく、添加されると、減肉・延伸圧延で適切な圧延条件を選ぶことが重要となる。再結晶で結晶粒径を微細化するには８００＋２５＊Ｃｒ＋５＊Ｍｏ（℃）（Ｃｒ、Ｍｏは鋼中の含有量（質量％）以上の圧延温度かつ、減肉・延伸工程は５０％以上の圧下率での圧延を１０秒以内に終える速度で行うと再結晶による微細粒化が得られやすい。それ以上の圧下率を与えることは問題ないが、再結晶の効果が飽和することと、圧下率が過大になると圧延を行う設備の負荷が増大する。そのため、圧下率は８０％以下で管理されることが好ましい。また圧延温度はあまりに高いと、再結晶後の粒成長により結晶粒径が粗大化するので圧延温度は、１１５０℃以下とすることが好ましい。
　逆変態は、減肉・延伸圧延後、かつ定形圧延前におけるオーステナイト相を300℃以下に存在するフェライト変態点以下まで冷却し、その後、再び加熱してオーステナイト相変態をさせる処理であり、この処理を定形圧延前に実施することで再加熱後のオーステナイト結晶粒径が微細化した状態で定形圧延が可能となる。このときの冷却は熱間でオーステナイト相の状態から実施したほうが大きな効果が得られるため、650℃以上の冷却開始温度が好ましい。また、逆変態前の平均冷却速度や逆変態の平均加熱速度を早くすることでオーステナイト結晶粒径がより微細化するため、それぞれ1.0℃/s以上とすることが好ましい。また、平均冷却速度は特に粒径に影響を与えるため、好ましくは5.0℃/以上とすることで、より大きな効果が得られる。平均冷却速度、平均加熱速度のいずれについても、早すぎると熱応力により割れが入ることがあるため、20℃/s以下にすることが好ましい。再結晶と逆変態は合わせて行うと更に効果が高まるため、より微細疵を抑制したい場合は両方実施するとよい。なお、逆変態については圧下率について特段制限はないが、減肉工程では必ず減肉するため、通常５０％以下の圧下を行う。
　また、定形圧延後の製品には熱処理を行ってもよい。本発明によれば、微細疵は定形圧延で発生するため、定形圧延にて微細疵の発生を抑制できれば、その後の熱処理は鋼管内表面の品質に影響しない。定形圧延後の熱処理で良好な強度靭性バランスが得られる。熱処理条件としては、定形圧延後の製品に対して加熱温度：８５０～１１５０℃で均熱保持時間：１０分以上とすることが好ましい。Ｃｒを４．５％以上含む場合は９５０～１１５０℃で加熱時間１５分以上とし，１℃/ｓ以下で徐冷すると優れた耐熱強度が得られるため好ましい。
　本発明は、継目無鋼管の製造方法として実施することができる。具体的には、穿孔圧延し、減肉および延伸圧延した後、定形圧延前に、素管（再結晶および／または逆変態を行った場合は逆変態・再結晶の処理後定形圧延前の素管）の管端を切断し、冷却後のサンプルを用いてオーステナイトの平均結晶粒径ＧＤ（ｍｍ)を測定し、下記式（１）を満たすかどうか検査する。
（Ｄｉｎｉ－Ｄｏｕｔ）２×ｔ0 ２×ＧＤ２≦９９８０　　　（１）
定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉ（ｍｍ)、定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ)、定形圧延前の肉厚ｔ0（ｍｍ)
　上記検査工程は、製品となったときの継目無鋼管のサイズ、および強度グレードが同一の材料に対し、一回以上実施する。式（１）を満たした減肉および延伸圧延後の素管を合格とし、合格となった素管と同一サイズ、および強度グレードが同一の素管を、定形圧延して継目無鋼管を製造する。
　なお、本発明において、穿孔圧延および減肉・延伸圧延の製造条件については特段制限されず、前述したように、穿孔圧延方法は高合金などの難加工材の熱間成形に有効な熱間押し出し方式、または量産に向くマンネスマン方式のいずれでも可能である。減肉・延伸圧延はエロンゲーターやプラグミル、マンドレルミル、プッシュベンチ法のいずれでも可能である。
　次に実施例について説明する。表１に示す化学成分の鋼について、Φ（直径）１３０から１５０ｍｍの丸ビレットを製造し、マンネスマン方式で穿孔圧延、マンドレルミルで減肉・延伸圧延、その後、レデューサーで定形圧延を行った。定形圧延では定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉと定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔを測定し、比を算出した。定形圧延後の肉厚ｔ（つまり、製品の鋼管肉厚）はｔ／Ｄｏｕｔで０．０６１～０．３１５の間で製造を行った。
なお、継目無鋼管の外径は２４．５～５７．２ｍｍとして製造した。
　オーステナイト結晶粒径を変化させる方法は再結晶、または逆変態の手法、またはその両方を利用した。なお、再結晶を用いる場合は定形圧延前の850～1150℃の範囲で行う減肉圧延で圧下率を変化させ、圧下は1.0から9.5sの間で累積した。累積圧下率は表に示した値とした。逆変態を用いる場合は、減肉・延伸圧延後に、表に示す種々の平均冷却速度で300℃以下～常温まで冷却し、その後の850℃以上に再加熱した。再加熱は雰囲気加熱とし、肉厚によって0.5から5.0℃/sの平均加熱速度とした。定形圧延前の旧オーステナイト粒径は、定形圧延前に素管（再結晶および／または逆変態を行った場合は逆変態・再結晶の処理後定形圧延前の素管）の管端を切断し、冷却後のサンプルを用いて旧オーステナイト粒径ＧＤを観察し、測定した。旧オーステナイト粒径ＧＤから式（１）の値を算出した。なお、組織観察については、同一試験片の異なる視野３か所について、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡（SEM）で400から2000倍の倍率で観察し、平均値を算出した。
　定形圧延後の継目無鋼管について、鋼管長さ方向中央部を輪切りし、鋼管内表面の断面を鏡面研磨後に微細疵の観察を行った。観察範囲は鋼管内表面断面の０°から３６０°の範囲とした。微細疵として、鋼管内表面における疵の最大深さｄｍａｘ、鋼管内表面における疵深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の平均疵深さｄａｖｅ、鋼管内表面における疵深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の個数をそれぞれ求めた。
　Ｃｒ量が４．５％未満の一部の継目無鋼管には、熱処理として表２に示す温度で焼き入れ（焼入れ温度Ｑ）と焼き戻し（焼き戻し温度）Ｔを行った。また、Ｃｒ量が４．５％以上の一部の継目無鋼管には、熱処理として表２に示す焼鈍温度Ｎで１５分保持し平均冷却速度1℃/sで徐冷する焼鈍を行った。
　定形圧延後、または熱処理後の継目無鋼管は輪切り断面肉厚中央部の組織についてＣｒが４．５％未満の材料についてはフェライト平均結晶粒径、Ｃｒ量が４．５％以上については旧オーステナイト平均結晶粒径を測定した。なお、粒径は切断法を用いて測定し、平均結晶粒径とした。
　定形圧延後または熱処理後に得られた継目無鋼管を用いて、疲労寿命を評価した。疲労寿命の評価方法は外径の１／２長さで輪切りした継目無鋼管について、管外周面対向位置を平板で圧縮し、あらかじめＪＩＳ　Ｚ　２２４１に従って測定された鋼管の降伏強度と同じ応力が発生するように調整し、２Ｈｚで繰り返し応力を与えた場合について疲労破壊するまでの応力負荷回数を求めた。
　また、定形圧延後または熱処理後の継目無鋼管について、外径を１０％縮径、肉厚を１５％減肉する冷間引き抜き圧延を行い、鋼管内面を圧延する工具の寿命を評価した。工具の寿命については、工具が使用不可（使用不可の基準：工具が損傷し、製品内面品質不良と判断される）となるまでの、工具を使用した回数を評価した。
　疲労寿命、工具寿命はいずれについても、同一成分、同一外径、同一肉厚である継目無鋼管の比較例を１としたときの相対値で算出し、評価した。
　結果を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
 　表２の結果より、本発明例はいずれも微細疵が抑制されており、同一成分、同一外径、同一肉厚の比較例に比べて、疲労寿命と、冷間引き抜き加工の時の工具寿命の向上を確認した。
　Ｒ１　評価面
　Ｒ２　Ｒ１と対向する面
　Ｗ　　試験片の幅

 

Claims (8)

  1. 　鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ）と肉厚ｔ（ｍｍ）がｔ／Ｄｏｕｔ＝０．０５～０．４０である継目無鋼管で、
    管軸方向に垂直な断面の鋼管内表面における疵の最大深さｄｍａｘ（ｍｍ）がｄｍａｘ≦０．３５０で、
    前記鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の平均疵深さｄａｖｅ（ｍｍ）がｄａｖｅ≦０．２００で、
    前記鋼管内表面における深さ０．０５０ｍｍ以上の疵の管周方向内周長１ｍｍあたりの個数が３０個以下である継目無鋼管。
  2. 　前記継目無鋼管は、フェライト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以下、または、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上である請求項１に記載の継目無鋼管。
  3. 　前記継目無鋼管は、化学成分として、質量％で、
    Ｃ：０．０５～０．４５％、Ｓｉ：０．０５～０．４５％、Ｍｎ：０．０５～１．２％を含有する請求項１に記載の継目無鋼管。
  4. 　前記継目無鋼管は、化学成分として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．５％未満を含有し、フェライト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以下である請求項３に記載の継目無鋼管。
  5. 　前記継目無鋼管は、化学成分として、さらに、質量％で、Ｃｒ：４．５～９．５％を含有し、旧オーステナイト粒の平均結晶粒径が１５μｍ以上である請求項３に記載の継目無鋼管。
  6. 　前記継目無鋼管は、化学成分として、さらに、質量％で、Ｎｉ：０．５％以下、Ｍｏ：１．５％以下、Ｗ：２．５％以下、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１０％以下から選ばれる１種以上を含有する請求項３～５のいずれかに記載の継目無鋼管。
  7. 　請求項１～６のいずれかに記載の継目無鋼管の製造方法であって、
    穿孔圧延し、次いで減肉および延伸圧延した後、定形圧延するに際し、定形圧延前のオーステナイトの平均結晶粒径ＧＤ（ｍｍ)と定形圧延前の鋼管外径Ｄｉｎｉ（ｍｍ)と定形圧延後の鋼管外径Ｄｏｕｔ（ｍｍ)、定形圧延前の肉厚ｔ0（ｍｍ)について、下記式（１）を満たす継目無鋼管の製造方法。
    （Ｄｉｎｉ－Ｄｏｕｔ）２×ｔ0 ２×ＧＤ２≦９９８０　　　（１）
  8. 　請求項７に記載の継目無鋼管の製造方法であって、前記定形圧延後、加熱温度８５０～１１５０℃で均熱保持時間が１０分以上の熱処理を行う継目無鋼管の製造方法。

     
PCT/JP2021/027349 2020-08-19 2021-07-21 継目無鋼管およびその製造方法 WO2022038956A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
BR112023002327A BR112023002327A2 (pt) 2020-08-19 2021-07-21 Tubo de aço sem costuras e método para fabricação deste
JP2021562012A JP7239019B2 (ja) 2020-08-19 2021-07-21 継目無鋼管およびその製造方法
US18/020,458 US20230265947A1 (en) 2020-08-19 2021-07-21 Seamless steel pipe and method of manufacture thereof
EP21858105.6A EP4169634A4 (en) 2020-08-19 2021-07-21 SEAMLESS STEEL PIPE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME
MX2023001817A MX2023001817A (es) 2020-08-19 2021-07-21 Tubo de acero sin soldadura y metodo de fabricacion del mismo.

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2020138500 2020-08-19
JP2020-138500 2020-08-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022038956A1 true WO2022038956A1 (ja) 2022-02-24

Family

ID=80350351

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/027349 WO2022038956A1 (ja) 2020-08-19 2021-07-21 継目無鋼管およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20230265947A1 (ja)
EP (1) EP4169634A4 (ja)
JP (1) JP7239019B2 (ja)
AR (1) AR123265A1 (ja)
BR (1) BR112023002327A2 (ja)
MX (1) MX2023001817A (ja)
WO (1) WO2022038956A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115007662A (zh) * 2022-08-08 2022-09-06 承德建龙特殊钢有限公司 一种无缝钢管生产控制装置
CN115156307A (zh) * 2022-07-29 2022-10-11 无锡华贝钢管制造有限公司 适用于无缝钢管的数据处理方法及系统

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0957329A (ja) * 1995-08-28 1997-03-04 Nkk Corp ディーゼルエンジン燃料噴射管用鋼管の製造方法
JP3082665B2 (ja) 1995-06-19 2000-08-28 住友金属工業株式会社 中空棒鋼の製造方法および製造装置
JP3463617B2 (ja) 1999-08-06 2003-11-05 住友金属工業株式会社 熱間加工性に優れる継目無鋼管用オーステナイト系耐熱鋼
JP2007125588A (ja) * 2005-11-04 2007-05-24 Shinko Metal Products Kk シームレス鋼管およびその製造方法
JP2016196040A (ja) * 2015-04-06 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 マルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH046218A (ja) * 1990-04-24 1992-01-10 Nkk Corp Ｃｒ―Ｍｏ鋼継目無鋼管の製造方法
JP2001247931A (ja) * 2000-03-07 2001-09-14 Nippon Steel Corp 非調質高強度継目無し鋼管およびその製造方法
JP2008221250A (ja) * 2007-03-09 2008-09-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 継目無鋼管の製造方法
JP5324311B2 (ja) * 2009-05-15 2013-10-23 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用中空シームレスパイプ
JP6018394B2 (ja) * 2012-04-02 2016-11-02 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用中空シームレスパイプ

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3082665B2 (ja) 1995-06-19 2000-08-28 住友金属工業株式会社 中空棒鋼の製造方法および製造装置
JPH0957329A (ja) * 1995-08-28 1997-03-04 Nkk Corp ディーゼルエンジン燃料噴射管用鋼管の製造方法
JP3463617B2 (ja) 1999-08-06 2003-11-05 住友金属工業株式会社 熱間加工性に優れる継目無鋼管用オーステナイト系耐熱鋼
JP2007125588A (ja) * 2005-11-04 2007-05-24 Shinko Metal Products Kk シームレス鋼管およびその製造方法
JP2016196040A (ja) * 2015-04-06 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 マルテンサイト系高Ｃｒ鋼継目無鋼管の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP4169634A4

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115156307A (zh) * 2022-07-29 2022-10-11 无锡华贝钢管制造有限公司 适用于无缝钢管的数据处理方法及系统
CN115007662A (zh) * 2022-08-08 2022-09-06 承德建龙特殊钢有限公司 一种无缝钢管生产控制装置

Also Published As

Publication number Publication date
US20230265947A1 (en) 2023-08-24
BR112023002327A2 (pt) 2023-03-21
JP7239019B2 (ja) 2023-03-14
MX2023001817A (es) 2023-03-13
EP4169634A4 (en) 2024-04-17
JPWO2022038956A1 (ja) 2022-02-24
AR123265A1 (es) 2022-11-16
EP4169634A1 (en) 2023-04-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2718019C1 (ru) Продукт из мартенситной нержавеющей стали
JP5097017B2 (ja) 高Ｃｒフェライト系耐熱鋼材の製造方法
WO2022038956A1 (ja) 継目無鋼管およびその製造方法
RU2674176C2 (ru) Толстостенная стальная труба для нефтяных скважин и способ ее производства
TW201346044A (zh) 具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線、高強度彈簧及其製造方法
JP5348383B2 (ja) 圧潰強度に優れた高靱性溶接鋼管およびその製造方法
JP6528860B2 (ja) 非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品
JP7399855B2 (ja) ベリリウム－銅合金から形成される金属リング
KR20140050110A (ko) 비조질 기계 부품용 선재, 비조질 기계 부품용 강선 및 비조질 기계 부품과 그들의 제조 방법
JP2008208417A (ja) 熱処理用電縫溶接鋼管およびその製造方法
US20180265952A1 (en) Hollow seamless steel pipe for spring
JP2007270197A (ja) ハイドロフォーム加工用鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管と、これらの製造方法
JP6374399B2 (ja) Ｃｖｔ用リング部材及びその製造方法
JP6614245B2 (ja) 非調質機械部品用鋼線及び非調質機械部品
JP7013302B2 (ja) 二次加工性及び耐高温酸化性に優れるＡｌ含有フェライト系ステンレス鋼材および加工品
JP7319525B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP5640792B2 (ja) 圧潰強度に優れた高靱性ｕｏｅ鋼管及びその製造方法
KR20160055193A (ko) 고탄소 전봉 용접 강관의 제조 방법 및 자동차 부품
JP4319948B2 (ja) 伸びフランジ性の優れた高炭素冷延鋼板
JP2016125119A (ja) ばね用中空シームレス鋼管
WO2023190994A1 (ja) 線材
JP7307366B2 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼材
JP3582371B2 (ja) 高炭素クロム鋼線の製造方法及び機械構造部品
JP7469643B2 (ja) 鋼線、非調質機械部品用線材、及び非調質機械部品
WO2024135557A1 (ja) オーステナイト系ステンレス鋼管及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021562012

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 21858105

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021858105

Country of ref document: EP

Effective date: 20230118

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112023002327

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112023002327

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20230207

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE