JPH02138417A - 高温強度に優れた高クロム系継目無鋼管の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は高クロム系継目無鋼管の製造方法に係り、従来
法より低コスト化された高温用途に使用される高温強度
に優れた高クロム系継目無鋼管の製造方法に関する。

［従来の技術］ 継目無鋼管は一般にマンドレルミル方式、プラグミル方
式等の圧延法、あるいは、ユージンセジュルネ方式、エ
アハルトブツシュベンチ方式等の熱間押出法で製造され
るが、比較的小径サイズの造管には生産性、寸法精度が
優れているマンドレルミル方式の圧延法が広く利用され
ている。

高Ｏｒ系フェライト鋼の継目無鋼管をマンドレルミル方
式にて製造する場合には、例えば、第１図に示すように
、素材ビレット２は回転炉床式加熱炉４において所定の
温度まで加熱された後、マンネスマンピアサ６により穿
孔圧延されて中空素管８Ａとなる。あるいは、この中空
素管８Ａは中空素管製造用連続鋳造＃１１５等によって
直接製造されてもよい、この中空素管８Ａは厚肉かつ短
尺であるので、延伸圧延機であるマンドレルミルｌＯに
より減肉延伸される。マンドレルミルｌＯは中空素管８
Ａにマンドレルバ−１２を挿入した状態で延伸圧延する
圧延機であり１通常６〜８基のロールスタンドから構成
されており、各ロールスタンドは２本の孔型ロール１４
を備え、隣接するロールスタンド間ではこの孔型ロール
１４の回転軸を圧延軸に垂直な面内で相互に９０度づつ
ずらして配置している。中空素管８Ａはマンドレルミル
ｌＯで元の長さの２〜４倍の長さに延伸され、仕上圧延
用素管８Ｂとなる。仕上圧延用素管８Ｂは、必要に応じ
て再加熱炉１６によって所定の温度に再加熱された後、
仕上圧延機であるストレッチレデューサ１８によって仕
上圧延され、冷却床で常温まで冷却される。ストレッチ
レデューサ１８によって素管の外径は最大で７５％も絞
られ、素材ビレットの長さの４０倍以上にも延伸され、
さらにその外表面はストレッチレデューサ１８の最終側
の数スタンドの真円孔型ロールによって定形されるため
比較的優れた外径寸法精度の仕上管２０が得られる。そ
の後仕上管２０は、所定の機械的性値を附加する目的の
ために熱処理炉にて再び１０４０〜１０８０℃に加熱保
持され、その後常温まで空冷にて冷却される。さらに再
加熱されて７３０〜７８０℃で焼きもどされて室温まで
空冷され最終製品となる。

ところで、高温強度に優れた高Ｃｒ系鋼管としてＡＳＨ
Ｅ　５Ａ２１３（ＡＳＴＮ＾２１３）に規定されている
ＧｒａｄｅＴ９１鋼管、別名５ｕｐｅｒ９Ｃｒ鋼管が良
く知られている。この鋼管の製造条件はＡＳＭＥ／ＡＳ
ＴＮに規定されているように、ノルマ熱処理（焼きなら
し）　１０４０℃以ヒ、テンパー熱処理（焼きもどし）
　７３０　”０以上のノルマ＋テンパーの再熱処理を行
なうようになっている。

この５ｕｐｅｒ９Ｃｒ鋼管の特性等については文献等に
報告されており、例えば三菱重工技報Ｖｏ１．２３Ｎｏ
、４（１９８５）　５４３頁〜５５ｏ頁や火力原子力発
電Ｖｏ１．３Ｂ　Ｎｏ、θ（１９８５）　＋１３１頁〜
９４２頁に報告されている。

この！９ｕｐｅｒ　９Ｃｒ鋼管は鋼管に造管した後、通
常１０５０℃付近でノルマを行ない、さらに７５０〜７
７０℃付近でテンパーを行なって製造される。

最近、Ｔ９１鋼管よりも高強度な改良型Ｔｅｌ鋼管が求
められている。改良型Ｔｅ３鋼として９Ｃｒ　−１２Ｃ
ｒ系鋼にＷを添加した鋼が提案されており、例えば発明
者は特開昭ｆ１３−７８８５４等を提案している。

［発明が解決しようとする課題） ところで、近年製造コスト低減への期待は大きく、ボイ
ラ用鋼管に対してもその例外ではない。

特に５ｕｐｅｒ９Ｃｒｌｌ管等の高Ｃｒ系鋼管は５ＵＳ
３０４　ＨＴＢｔかそれ以上の高温強度を有しているが
コストは５ｕＳ３０４　ＨＴＢより安価であるので使用
増大の傾向にある。

しかしながら、高Ｃｒ系鋼管は低合金鋼よりは高価であ
るので、その低コスト化への期待は大きい。

また、高Ｃｒ系鋼管は使用前に溶接され、溶接熱影響を
緩和するため後熱処理（ＰＷＨ↑）を行なっている。こ
の後熱処理は、管の使用条件（温度、時間）と管製造時
のテンパー条件（温度、時間）を考えてその中間の条件
で行なりれているが、使用後の組織安定性からは、なる
べく高い温度で焼きもどしできることが望ましい。

このようにり来の高Ｃｒ系鋼管については、その優れた
特性を活かしつつさらにコストの低減とｐＨ）１丁の高
温化が期待されていた。

本発明は、高温環境で使用される高温強度に優れた高Ｃ
ｒ系継目無鋼管を従来法より簡素化された工程で製造す
ることを目的とする。

［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、高Ｃｒ系鋼管の優れた特性を活かしつつ
、さらにコストの低減とＰＷＨＴの高温化が実現できる
製造方法を開発すべく、成分や造管時の加熱、圧延条件
について種々検討を行なった。

高Ｃｒ系鋼管は造管後の再加熱によりノルマ熱処理を行
なった後、テンパー熱処理を行なっている０本発明者ら
は、高Ｃｒ系の継目無鋼管をマンネスマン方式で製造す
るに際して、製造工程を詳細に見直し、高Ｃｒｔ！４の
ノルマ熱処理の目的がオーステナイト状態から空冷程度
の冷却スピードで冷却し、均一なマルテンサイト組織を
得ること、その際結晶粒が粗大化しないようにする必要
があることを考慮して、造管ままでノルマ処理を行なっ
たと同様となるような造管条件を鋭意検討した結果、本
発明を達成するに至った。

すなわち、請求項１に記載の本発明は、重量％でＣ：　
０．０５〜０．１５％、Ｓｉ　：　１．０％以下、Ｍｎ
：０．２−１．０　　％、　Ｃｒ　：　　７．５　〜１
２．０％、　Ｎｏ　：　　０．５　〜１．２％、　Ｎｂ
　：　　０．０２〜０．１５％、Ｖ　　：　　０．０９
〜０．３０％、Ｎ　：０．０１〜０．０８％を含有する
高クロム系継目無鋼管を製造するに当たり、仕上圧延用
素管を８５０−１．１石θ℃に再加熱した後、仕上圧延
用素管の断面積をＡｏ（Ｃｍ２）　、仕上管の断面積を
Ａ　（Ｃｍ２）とする時に、次式 ％式％） で表わされる仕上圧延時の加工歪εが０．１以上になる
ように圧延を行ない空冷した後、７へ０〜８２０℃でテ
ンパー熱処理を施すことにより、高靭性で高温強度に優
れた高Ｃｒ系継目無鋼管の製造方法である。

また、請求項２に記載の本発明は、重量％でＣ：　０．
０５〜０．１５％、Ｓｉ　：　１．０％以下、Ｍｎ：　
０．２〜１．０％、Ｃｒ　：　７．５〜１２．０％、Ｎ
ｏ　：　０．５〜１．２％、Ｗ　：　Ｏ，ｔ〜　３．０
％、　　Ｎｂ　：　０．０２〜０．１５％、■　〜０．
０９〜０．３０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％を含有す
る高クロム系継目無鋼管を製造するに当たり、仕上圧延
■素管を　８５０〜１２００℃に再加熱した後、仕上圧
延用素管の断面積をＡｏ（Ｃｍ２）　、仕上管の断面積
をＡ（Ｃｍ２）とする時に、次式 ％式％） で表わされる仕上圧延時の加工歪εが０．１以上になる
ように圧延を行ない空冷した後、７４０〜８３０℃でテ
ンパー熱処理を施すことにより、高靭性で高温強度に優
れた高クロム系継目無鋼管の製造方法である。

［作用］ （１）以下に請求項１と請求項２のそれぞれに記載の本
発明における成分限定理由について説明する。なお、以
下に示す成分の％は全て重量％である。

Ｃ： Ｃは固溶硬化ならびに炭化物の形成・析出により、常温
や高温強度を確保するのに必須の元素である。十分な強
度を得るためには少なくとも０．０５％は必要である。

一方０．１５％を越えると焼き入れ性が増し、強度は増
加するが、溶接性、加工性が劣化するのでＣは０，１５
％以下とした。°Ｌ記理由によりｃ６は０．０５％以上
０．１５％以下とした。

Ｓｉ　： Ｓｉは脱酸剤として添加するが、多量に用いると鋼の靭
性が低下するので、良好な靭性を確保するためにＥ限を
　１．０％とした。高温長時間強度と靭性向りのために
はＳｉを下げた方がよいので下限は規定しない。

Ｍｎ　： Ｍｒ＋は脱酸、脱硫剤として、また強度、熱間加工性を
改善した適正な組織を得るために有用な元素であるが、
０．２％未満では効果が適正ではなく、一方高強度高Ｃ
ｒ鋼の場合、１．０％を越えると強度が上がるものの、
曲げ等の加工性や靭性の劣化を招くので０，２〜１．０
％とした。

Ｃｒ： Ｃ「は耐高温酸化性、高温長時間強度の向上のために添
加するもので、上記効果を発揮するためには７．５％以
上の添加が必要である。一方Ｃｒが１２．０％より多く
なると、デルタフェライトが発生し、高温長時間強度が
低下する。このためＣｒの成分範囲は７．５〜１２．０
％とした。

Ｍｏ＝ ）Ｉａは高温長時間強度を著しく高めるため、耐熱鋼に
は不可欠の元素である。Ｎｏは鋼中に固溶し強化するほ
か、炭化物を析出してクリープ強度を向丘させるが０．
５％未満ではこの効果がなく、一方１．２％を越えると
デルタフェライトが生じ高温強度が低下するためＮｏ量
は０．５〜１．２％とした。

Ｗｂ、　Ｖ： Ｗｂ、　Ｖは炭化物もしくは炭窒化物として析出し、長
時間にわたって高温強度の低下を抑制する。　Ｎｂ炭化
物もしくはＮｂ炭窒化物の溶解度積はＶ炭化物もしくは
Ｖ炭窒化物の溶解度積より小さく、析出しやすいので高
温短時間強度を著しく高めるが、単独添加ではＮｂ炭化
物、Ｎｂ炭窒化物は凝集粗大化しやすく長時間高温強度
を維持するのが困難となる。長時間強度の向上には、　
Ｗｂ、　Ｖの複合添加が有効で、製造過程で析出したＷ
ｂ（Ｃ，Ｎ）に高温で使用中Ｍ２，０６　、　Ｎ６Ｇの
炭化物が析出し、マはＶ２Ｏうの炭化物のほかに固溶状
態にあるＶが上記炭化物Ｈ２３Ｃ４、Ｎ６Ｇに拡散し、
これら炭化物の粗大化を抑制する。　Ｎｂ、　Ｖの複合
添加により微細析出したＷｂ、　Ｖの析出物、さらに長
時間経過後に微細析出するＭ２３Ｃ４、ｘ４ｃ　、固有
Ｖが高温長時間強度を向トさせる。

したがって、Ｖ単独でも微細炭化物”２９Ｃ１Ｍ６Ｇは
得られず、長時間強度を改善することはできない、　Ｎ
ｂは０．０２％、Ｖは０．０９％未満では上記の効果が
不十分である。また、ＷｂもしくはＶが多すぎても炭化
物が著しく粗大化しクリープ破断強度を下げ、しかも切
欠靭性や溶接性を低下させるので、Ｎｂは０．１５％以
下、Ｖは０．３０％以下、！：　Ｌ、り。

Ｎ： Ｎは窒化物もしくは炭窒化物の形成、さらに固有Ｎの残
存から高温長時間強度を向上させるが、０．０１％未満
ではその効果がなく、０．０８％を越えると溶接時ブロ
ーホールが形成され、著しく溶接性を劣化するので、Ｎ
は０．０１％〜ｏ、ｏｓｏ％とじた。

ｗ： ＷはＮｏと同様に高温長時間強度を著しく高める効果が
大きい元素であり、鋼中に固溶して強化するほか、炭化
物を析出してクリープ強度を向上させるが０．１％未満
ではこの効果がなく、一方３％を越えるとデルタフェラ
イト量が増し高温強度を低下させる上に貿は高価な元素
であるから、コスト高となり経済性の上からも好ましく
ない、よってＷは０．１〜３．０％とした。

（２）次に製造条件の限定理由を説明する。

（２−１）　　（請求項１に記載の本発明において仕上
圧延用素管を８５０〜１１５０℃に再加熱すること）第
２図（Ａ）に５ｕｐｅｒ９Ｃｒ鋼について再加熱炉での
温度を変えて加熱し本発明に基づいて造管、焼きもどし
熱処理（７７０℃×８０分）した鋼管の機械的性質を示
す１図から認められるように再加熱温度が８５０℃未満
では、シャルピー吸収エネルギーが低いが８５０℃以上
になると、吸収エネルギーが１５ｋｇｆ・鵬と良好な値
となる。一方再加熱温度が高くなれば吸収エネルギーは
良好となるが１１５０℃を越えると引張り強さは低下し
従来の製造法である造管後再加熱によりノルマ熱処理、
テンパー熱処理を行なったのと同じ強度となる。上記実
験結果より再加熱炉での加熱温度範囲は８５０〜１１５
０℃に限定した。

（請求項２に記載の本発明において仕上圧延用素管を８
５０−１２００℃に再加熱すること）第２図（Ｂ）にＣ
：　０．１０．　Ｓｉ　：　０．３３、Ｍｎ：０．４５
、Ｃｒ：　９．５　　Ｈａ：　Ｏ，？Ｑ、　　Ｔｔｊ：
　１．４　　Ｎｂ：０．０？、　　Ｖ　：　０．１Ｂ、
Ｎ：０．０３％鋼ニツイテ再加熱炉での温度を変えて加
熱し本発明に基づいて造管、焼きもどし熱処理（７８０
℃×６０分）した鋼管の機械的性質を示す０図から認め
られるように再加熱温度が８５０℃未満では、シャルピ
ー吸収エネルギーが低いが８５０℃以上になると、吸収
エネルギーが１０　ｋｇｆ　・■と良好な値となる。一
方再加熱温俄が高くなれば吸収エネルギーは良好となる
が１２００℃を越えると引張り強さは低下し従来の製造
法である造管後再加熱によりノルマ熱処理、テンパー熱
処理を行なったのと同じ強度となる。上記実験結果より
再加熱炉での加熱温度範囲は８５０〜１２００℃に限定
した。

（２−２）　　（請求項１と請求項２のそれぞれに記載
の本発明において仕上圧延時の加工歪εを０．１になる
ように加工すること） 什ヒ圧延用素管の断面積をＡｏ（ａｍ２）　、仕上管の
断面積をＡ　（ｃｍ２）とすると、仕上圧延時の加工歪
εは下記（１）式で表される。

ε＝交ｎ（Ａｏ／Ａ）　　　　　　　　・・・（１）什
」―圧延用素管を仕上管に圧延する時、熱間加工時の加
工歪による強度と昇と結晶粒を均一に細かくするため最
低０．１以上の加工歪εを加える必要がある。

（２−３）　　（請求項１に記載の本発明においてテン
パー熱処理を７４０〜８２０℃で行なうこと）第３図（
Ａ）に５ｕｐｅｒＱＣｒ鋼について本発明に基づいて造
管した後焼きもどし温度を種々かえて熱処理した時の硬
さ（Ｈマ）の変化を示す、ボイラ用鋼管として使用する
時１通常硬さＨＲＣ２５以下が望ましい、これは硬さＨ
マで２８５以下に相当する。第３図から認められるよう
にこの硬さ範囲を満足するためには、焼きもどし温度を
７４０℃以上にする必要がある。一方８２０℃を越える
と硬さはそれ以辷下がらずむしろ増加する傾向となる。

これは加熱により一部オーステナイトに変態し冷却中に
マルテンサイトを生じて硬化するものである。このため
焼きもどし温度を８２０℃以下とした。上記理由より焼
きもどし温度を７４０〜８２０℃にする必要がある。

（請求項２に記載の本発明においてテンパー熱処理を７
４０〜８３０℃で行なうこと） 第３図（Ｂ）にＣ：０．１Ｏ２Ｓｉ　：　０．３３、Ｍ
ｎ：０．４５．　Ｃｒ：　９．５　　　Ｎｏ：　０．７
０、　ｗ：　１．４　、　Ｎｂ：０．０７、Ｖ：　０．
１８．　　Ｎ：　０．０３％鋼ニツイテ木’Ａ明ニ基づ
いて造管した後焼きもどし温度を種々かえで熱処理した
時の硬さ（Ｈマ）の変化を示す、ボイラ用鋼管として使
用する時、通常硬さＨＲＣ２５以下が望ましく、これは
硬さＨマで２８５以下に相当する。第３図から認められ
るようにこの硬さ範囲を満足するためには、焼きもどし
温度を７４０℃以上にする必要がある。一方８１０℃を
越えると硬さはそれ以上下がらずむしろ増加する傾向と
なる。これは加熱により一部オーステナイトに変態し冷
却中にマルテンサイトを生じて硬化するものである。こ
のため焼きもどし温度を８３０℃以下とした。Ｌ記理由
より焼きもどし温度を７４０〜８３０℃にする必要があ
る。

［実施例］ （第１実施例） 第１表に示すＡ〜Ｃの３種の高Ｃｒ系フェライト鋼を用
いて第２表に示す製造条件で継目無鋼管を製造した。第
２表の製造条件において、実験Ｎｏ、１〜８は未発明例
（請求項一１に記載の本発明例）　、　Ｎｏ、９〜１４
は比較例、Ｎｏ、１５〜１Ｂは従来例である。

比較例に対して、請求項１に記載の本発明の条件を満足
していない項目はアンダーライン（または本印）を付し
て示したが、Ｎｏ、９は素管再加熱温度が１１８０℃の
例、Ｎｏ、１０は造管後のテンパー温度が７２０℃の例
、Ｎｏ、１１は素管再加熱温度が８３０℃の例、　Ｎｏ
、１２は造管後のテンパー温度が８５０℃の例、Ｎｏ１
３は造管時の加工歪（が０．０８の例、Ｎｏ、　１４は
素管再加熱温度が１１８０℃で造管後のテンパー温度が
７３０℃の例である。

従来例のＮｏ、１５　、１８は現在通常行なわれている
再加熱によるノルマ処理、テンパー処理を行なった場合
である。

上記の各種の製造条件による実験材のそれぞれの機械的
性質等を調査してその試験結果を第３表に併せて示した
。

第３表において明らかなように１本発明例はいずれも再
加熱によるノルマ処理、テンパー処理を行なう従来例Ｎ
ｏ、１５　、　Ｘ８に比べて造管後のテンパー温度を高
くしても室温および高温での強度は高くなっておりかつ
伸び、シャルピー吸収エネルギーは同等以上となってい
る。すなわち、従来例に比較して高強度で高靭性である
。一方本発明の条件を満足しない比較例は、いずれも本
発明例に比較して強度または伸びや吸収エネルギー値が
低く劣っている。

（第２実施例） 第４表に示すＤ−Ｇの４種の高Ｃｒ系フェライト鋼を用
いて第５表に示す製造条件で継目無鋼管を製造した。第
５表の製造条件において、実験Ｎｏ、１〜９は本発明例
（請求項２に記載の本発明例）、Ｎｏ、１０〜１５は比
較例、　　Ｎｏ、１６〜１７は従来例である。

比較例に対して、請求項２に記載の本発明の条件を満足
していない項目はアンダーライン（または＊印）を付し
て示したが、Ｎｏ、１０は素管再加熱温度が１２２０℃
の例、Ｎｏ、１１は造管後のテンパー温度が７１０℃の
例、Ｎｏ、１２は素管再加熱温度が８３０℃の例、Ｎｏ
、１３は造管後のテンパー温度が８５０℃の例、Ｎｏ、
１４は造管時の加工歪εが０．０９の例、Ｎｏ、ｉ５は
素管再加熱温度が１２２０℃で造管後のテンパー温度が
８５０℃の例である。

従来例のＮｏ、１８　、１７は現在通常行なわれている
再加熱によるノルマ処理、テンパー処理を行なった場合
である。

上記の各種の製造条件による実験材のそれぞれの機械的
性質等を調査してその試験結果を第６表に併せて示した
。

第６表において明らかなように、本発明例はいずれも再
加熱によるノルマ処理、テンパー処理を行なう従来例Ｎ
ｏ、１８　、１７に比べて造管後のテンパー温度を高く
しても室温および高温での強度は高くなっておりかつ伸
び、シャルピー吸収エネルギーは同等具トとなっている
。すなわち、従来例に比較して高強度で高靭性である。

−大木発明の条件を満足しない比較例は、いずれも本発
明例に比較して強度または伸びや吸収エネルギー値が低
く劣っている。

【発明の効果］ 以上説明したように１本発明によれば上記実験例からも
明らかなように高Ｏｒ系継目無鋼管を製造する際に仕上
圧延用素管を適正範囲で再加熱を行なうことにより、再
結晶状態と炭化物の再固溶化状態を達成した後、ホット
ストレッチレデューサ−圧延を行ない、その時の加工歪
（が０．１以上となるようにして圧延ままでノルマ熱処
理状態を得てその後７４０〜８２０℃もしくは７４０〜
８３０℃でテンパー熱処理を行なうことにより、再加熱
によるノルマ処理が不要となり低コスト化が達成できる
。しかも１本発明法ではテンパー温度を従来法より高温
度で実施できるので鋼管使用時溶接を行なった後の後熱
処理温度を従来より高温度にでき、鋼管の使用上有利に
することが可能である。

このことより、高強度で靭性に優れた高Ｏｒ系継目無鋼
管を広く高温用用途に使用することが可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図はマンドレルミル方式による継目無鋼管製造ライ
・ンの一例を示す概要図、第２図（Ａ）は５ｕｐｅｒ１
３Ｃｒ鋼について素管加熱温度を変えて造管し、　７７
０℃×８０分の焼もどし熱処理を行なった後の機械的性
質を示した線図、第２図（Ｂ）は９（：ｒＭｏＷ系鋼に
ついて素管加熱温度を変えて造管し、７８０℃Ｘ８０分
の焼もどし熱処理を行なった後の機械的性質を示した線
図、第３図（Ａ）は５ｕｐｅｒＱＣｒ鋼について造管後
の焼きもどし温度を変えた場合の硬さ（Ｈマ）の変化を
示した線図、第３図（Ｂ）は９Ｃｒに０賛系鋼について
造管後の焼きもどし温度を変えた場合の硬さ（Ｈマ）の
変化を示した線図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．
   ０％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：７．５〜１
   ２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．２％、Ｎｂ：０．０２〜
   ０．１５％、Ｖ：０．０９〜０．３０％、Ｎ：０．０１
   〜０．０８％を含有する高クロム系継目無鋼管を製造す
   るに当たり、仕上圧延用素管を８５０〜１１５０℃に再
   加熱した後、仕上圧延用素管の断面積をＡｏ（ｃｍ＾２
   ）、仕上管の断面積をＡ（ｃｍ＾２）とする時に、次式 ε＝ｌｎ（Ａｏ／Ａ） で表わされる仕上圧延時の加工歪εが０．１以上になる
   ように圧延を行ない空冷した後、７４０〜８２０℃でテ
   ンパー熱処理を施すことを特徴とする高温強度に優れた
   高クロム系継目無鋼管の製造方法。
2. （２）重量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：１．
   ０％以下、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｃｒ：７．５〜１
   ２．０％、Ｍｏ：０．５〜１．２％、Ｗ：０．１〜３．
   ０％、Ｎｂ：０．０２〜０．１５％、Ｖ：０．０９〜０
   ．３０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％を含有する高クロ
   ム系継目無鋼管を製造するに当たり、仕上圧延用素管を
   ８５０〜１２００℃に再加熱した後、仕上圧延用素管の
   断面積をＡｏ（ｃｍ＾２）、仕上管の断面積をＡ（ｃｍ
   ＾２）とする時に、次式ε＝ｌｎ（Ａｏ／Ａ） で表わされる仕上圧延時の加工歪εが０．１以上になる
   ように圧延を行ない空冷した後、７４０〜８３０℃でテ
   ンパー熱処理を施すことを特徴とする高温強度に優れた
   高クロム系継目無鋼管の製造方法。