JPH0250915A - 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH0250915A JPH0250915A JP19882788A JP19882788A JPH0250915A JP H0250915 A JPH0250915 A JP H0250915A JP 19882788 A JP19882788 A JP 19882788A JP 19882788 A JP19882788 A JP 19882788A JP H0250915 A JPH0250915 A JP H0250915A
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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。
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、細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の
製造法に関するものである。
製造法に関するものである。
［従来の技術］
熱延シームレス鋼管て細粒化組織の低合金高張力シーム
レス鋼管を得るには、例えば特開昭５２７７８１３号公
報のように熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
温度をＡｒ１点以下に下げて再度オーステナイト化温度
に加熱し引続き行う仕上圧延を終了後直ちに急冷し焼入
−焼戻するか、或いは通常の仕」二圧延終了後再加熱焼
入−焼戻する方法があった。
レス鋼管を得るには、例えば特開昭５２７７８１３号公
報のように熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
温度をＡｒ１点以下に下げて再度オーステナイト化温度
に加熱し引続き行う仕上圧延を終了後直ちに急冷し焼入
−焼戻するか、或いは通常の仕」二圧延終了後再加熱焼
入−焼戻する方法があった。
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、いずれの方法も熱効率上の問題のほかに
製造工程か煩雑となる欠点があった。
製造工程か煩雑となる欠点があった。
方、これまでの熱延シームレス圧延後の直接焼入処理で
はオーステナイト結晶粒度がＡＳＴＭ Ｎ： １〜６と
粗粒であり、且つバラツキが大きいため細粒化組織の低
合金高張力シームレス鋼管か得られない問題があフだ。
はオーステナイト結晶粒度がＡＳＴＭ Ｎ： １〜６と
粗粒であり、且つバラツキが大きいため細粒化組織の低
合金高張力シームレス鋼管か得られない問題があフだ。
［課題を解決するための手段］
本発明者らは、細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼
管さらには硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性
の優れたＳＭＬ （シームレス）鋼管を製造すること
を目的に多くの実験を行い検討した結果、鋼成分、熱間
圧延条件を制御することによって細粒高張力シームレス
鋼管か製造されることを知見した。
管さらには硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性
の優れたＳＭＬ （シームレス）鋼管を製造すること
を目的に多くの実験を行い検討した結果、鋼成分、熱間
圧延条件を制御することによって細粒高張力シームレス
鋼管か製造されることを知見した。
本発明は、この知見に基づいて構成したもので、その要
旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ ： ０．０５〜０．３５％、 Ｓｊ ： ０．０１〜０．５％、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．５％、 ５００１％以下、 Ｐ ： ０．０２％以下、 Ｍｏ ： ０．０５〜０．４％、 八１・ ０００５〜０１ ％ を含有し、さらに必要によっては Ｏｒ： ０．１〜１．５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．０
％、Ｖ ： ０．０１〜０１％、Ｔｉ ： ０．０１〜
０．１％、Ｂ ： ０．０００３〜０．００３％の１種
または２種以上と 希土類元素： ０．００１〜０．０５％、Ｃａ０００１
〜００２％、Ｇｏ ： ０．０５〜０．５％、Ｃｕ ：
０．１〜０．５％の１種または２種以上 を含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を熱間穿孔連
続圧延の最終過程でＡｒ３〜Ａｒ、点の温度に降下した
中空素管を該温度より高いＡｃ３〜Ａｃ３〜Ａｃ３＋１
００℃温度に加熱して仕上温度ｈ＜Ａｒ３点＋５０℃以
上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ３点
以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡｃ１
点以下の温度に加熱して冷却する熱戻処理を施ず細粒化
組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法である。
旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ ： ０．０５〜０．３５％、 Ｓｊ ： ０．０１〜０．５％、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．５％、 ５００１％以下、 Ｐ ： ０．０２％以下、 Ｍｏ ： ０．０５〜０．４％、 八１・ ０００５〜０１ ％ を含有し、さらに必要によっては Ｏｒ： ０．１〜１．５％、Ｎｉ ： ０．１〜２．０
％、Ｖ ： ０．０１〜０１％、Ｔｉ ： ０．０１〜
０．１％、Ｂ ： ０．０００３〜０．００３％の１種
または２種以上と 希土類元素： ０．００１〜０．０５％、Ｃａ０００１
〜００２％、Ｇｏ ： ０．０５〜０．５％、Ｃｕ ：
０．１〜０．５％の１種または２種以上 を含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を熱間穿孔連
続圧延の最終過程でＡｒ３〜Ａｒ、点の温度に降下した
中空素管を該温度より高いＡｃ３〜Ａｃ３〜Ａｃ３＋１
００℃温度に加熱して仕上温度ｈ＜Ａｒ３点＋５０℃以
上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ３点
以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡｃ１
点以下の温度に加熱して冷却する熱戻処理を施ず細粒化
組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法である。
［作用］
以下本発明の製造方法について詳細に説明する。
先ず、本発明において上記の様な鋼成分に限定した理由
について説明する。
について説明する。
ＣおよびＭｎは、焼入効果を増して強度を高め降伏点６
０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２の高張力鋼を安定して得るため
および細粒化を図るため重要である。少な過ぎるとその
効果がなく、多過ぎると焼割れを誘発する原因となるた
め、それぞれ０．０５〜０．３５％、０．１５〜１．５
％とした。
０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ２の高張力鋼を安定して得るため
および細粒化を図るため重要である。少な過ぎるとその
効果がなく、多過ぎると焼割れを誘発する原因となるた
め、それぞれ０．０５〜０．３５％、０．１５〜１．５
％とした。
Ｓｉは、脱酸剤が残存したもので強度を高める有効な成
分である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜０５
％とした。
分である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜０５
％とした。
Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を生じ易く有害
な成分としてその含有量を０．０２％以下とした。
な成分としてその含有量を０．０２％以下とした。
ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延で延伸し低温靭
性に有害な成分としてその含有量を０．０２％以下とし
た。
性に有害な成分としてその含有量を０．０２％以下とし
た。
Ｍｏは、強度の上昇、靭性の改善等に有効である。少な
過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその効果が飽和し
、しかも非常に高価であるため０．０５〜０．４＊とじ
た。
過ぎるとその効果がなく、多過ぎてもその効果が飽和し
、しかも非常に高価であるため０．０５〜０．４＊とじ
た。
Ａ１は、Ｓｉと同様脱酸剤が残存したもので、鋼中の不
純物成分として含まれるＮと結合して結晶粒の成長を抑
えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性を改善する。少
な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在物を増加し
て鋼の性質を脆化するため０．００５〜０．１９６とし
た。
純物成分として含まれるＮと結合して結晶粒の成長を抑
えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性を改善する。少
な過ぎるとその効果がなく、多過ぎると介在物を増加し
て鋼の性質を脆化するため０．００５〜０．１９６とし
た。
上記の成分組成の鋼でさらに鋼の強度を高める場合Ｃｒ
等の成分を必要に応じて選択的に添加する。Ｃｒ、 Ｎ
ｉ、Ｖは、鋼の焼入性を増して、強度を高めるために添
加するものである。少な過ぎるとその効果がなく、多過
ぎてもその効果か飽和し、しかも非常に高価であるため
それぞれ０．０１〜１５％、０．１〜２．０％、０．旧
〜Ｏ１％とした。
等の成分を必要に応じて選択的に添加する。Ｃｒ、 Ｎ
ｉ、Ｖは、鋼の焼入性を増して、強度を高めるために添
加するものである。少な過ぎるとその効果がなく、多過
ぎてもその効果か飽和し、しかも非常に高価であるため
それぞれ０．０１〜１５％、０．１〜２．０％、０．旧
〜Ｏ１％とした。
Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれるＮと結合して
結晶粒の成長を抑えて強度を高めると共に、脱酸、脱窒
の作用からＢによる焼入性を発揮させる。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎるとＴｊＣを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため０．０
１〜０１％とした。
結晶粒の成長を抑えて強度を高めると共に、脱酸、脱窒
の作用からＢによる焼入性を発揮させる。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎるとＴｊＣを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため０．０
１〜０１％とした。
Ｂは、焼入性を著しく向上せしめて強度を高める。少な
過ぎるとその効果がなく、多過ぎても効果は変わらす、
靭性や熱間加工性を劣化させるのて０．０００３〜０．
００３％とした。
過ぎるとその効果がなく、多過ぎても効果は変わらす、
靭性や熱間加工性を劣化させるのて０．０００３〜０．
００３％とした。
さらに本発明は、近年のシームレス鋼管の使用環境を鑑
み上記の成分組成で構成される鋼ＳＳＣを改善するため
に希土類元素等の成分を必要に応じて選択的に添加する
。希土類元素、Ｃａは、介在物の形態を球状化させて無
害化する有効な成分である。少な過ぎるとその効果がな
く、多過ぎると介在物を増加して耐ＳＳＣ性を低下させ
るのでそれぞれ０００１〜００５％、０００１〜０．０
２％とした。
み上記の成分組成で構成される鋼ＳＳＣを改善するため
に希土類元素等の成分を必要に応じて選択的に添加する
。希土類元素、Ｃａは、介在物の形態を球状化させて無
害化する有効な成分である。少な過ぎるとその効果がな
く、多過ぎると介在物を増加して耐ＳＳＣ性を低下させ
るのでそれぞれ０００１〜００５％、０００１〜０．０
２％とした。
Ｇ：Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐ＳＳＣ
性に有効に働く。少な過きるとその効果がなく、多過ぎ
るとその効果か飽和するためそれぞれ０．０５〜０５％
、０．１〜０５％とした。
性に有効に働く。少な過きるとその効果がなく、多過ぎ
るとその効果か飽和するためそれぞれ０．０５〜０５％
、０．１〜０５％とした。
次に熱間穿孔連続圧延の最終過程の圧延条件を上記のよ
うに限定した理由について説明１−る。
うに限定した理由について説明１−る。
上記の様な成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉であ
るいはさらに真空脱カス処理を経て溶製さね、連続鋳造
法または造塊分塊法て鋼片を製造する。鋼片は、直ちに
あるいは一旦冷却された後１２００℃以上の温度に加熱
する。加熱温度は、熱間穿孔連続圧延の前にはとんとの
Ｃ，Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねはならない。この温度は本発明の成分範囲内
てあれば１２００℃以−ヒの温度て全て固溶し、また熱
間成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温
度は１２００℃以上とした。
るいはさらに真空脱カス処理を経て溶製さね、連続鋳造
法または造塊分塊法て鋼片を製造する。鋼片は、直ちに
あるいは一旦冷却された後１２００℃以上の温度に加熱
する。加熱温度は、熱間穿孔連続圧延の前にはとんとの
Ｃ，Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねはならない。この温度は本発明の成分範囲内
てあれば１２００℃以−ヒの温度て全て固溶し、また熱
間成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温
度は１２００℃以上とした。
高温度に加熱された鋼片は熱間穿孔連続圧延機に搬送さ
れ、目標の外径、肉厚に圧延されて中空素管に粗成形す
る。この圧延は製造された鋼管の材質に大きな影響を及
ぼずもので、図は直接焼入処理後のオースブナイト（以
下、γと記す。）粒度に及ぼす熱間穿孔連続圧延後の再
加熱温度の影響を示したものである。再加熱温度かへ〇
３点＋１００℃以上ては、面接焼入処理後のγね度はＡ
ＳＴＭＮ：１程度に粗大化する。従ってγ粒の粗大化を
防止するには熱間穿孔連続圧延後の再加熱温度はＡｃ３
〜Ａｃ１〜Ａｃ、＋］ｏｏ℃温度にすることか必要であ
る。
れ、目標の外径、肉厚に圧延されて中空素管に粗成形す
る。この圧延は製造された鋼管の材質に大きな影響を及
ぼずもので、図は直接焼入処理後のオースブナイト（以
下、γと記す。）粒度に及ぼす熱間穿孔連続圧延後の再
加熱温度の影響を示したものである。再加熱温度かへ〇
３点＋１００℃以上ては、面接焼入処理後のγね度はＡ
ＳＴＭＮ：１程度に粗大化する。従ってγ粒の粗大化を
防止するには熱間穿孔連続圧延後の再加熱温度はＡｃ３
〜Ａｃ１〜Ａｃ、＋］ｏｏ℃温度にすることか必要であ
る。
このような加熱温度の影響については、本発明渚らの推
測によると、現状の熱間穿孔連続圧延工程でやむをえず
該素管の温度がＡｒ、〜Ａｒ、点に降温しα十γの二相
状態となり、その後へＣ３煮貝七の温度に加熱されると
熱間穿孔連続圧延の最終工程か比較的低温度で小さい圧
下量の下ではα→γ変態した逆変態γ粒か加熱された未
変態γ粒へ杓界移動を起こし粗大化組織となると考えら
れる。
測によると、現状の熱間穿孔連続圧延工程でやむをえず
該素管の温度がＡｒ、〜Ａｒ、点に降温しα十γの二相
状態となり、その後へＣ３煮貝七の温度に加熱されると
熱間穿孔連続圧延の最終工程か比較的低温度で小さい圧
下量の下ではα→γ変態した逆変態γ粒か加熱された未
変態γ粒へ杓界移動を起こし粗大化組織となると考えら
れる。
すなわち、熱間穿孔連続圧延の最終工程で圧Ｆ量が比較
的小さい場合、再加熱でα→γへ逆変態したγ粒が未変
態γ粒へ粒界移動を起こし、γ粒は通常の二次再結晶に
よる粗大化温度にくらへ著しく低い温度て粗大化か起こ
ると考えられる。よって、熱間穿孔連続圧延後の再加熱
温度はＡｃ３＋１００℃の温度以下に限定した。
的小さい場合、再加熱でα→γへ逆変態したγ粒が未変
態γ粒へ粒界移動を起こし、γ粒は通常の二次再結晶に
よる粗大化温度にくらへ著しく低い温度て粗大化か起こ
ると考えられる。よって、熱間穿孔連続圧延後の再加熱
温度はＡｃ３＋１００℃の温度以下に限定した。
また、熱間最終仕上温度についてはあまり低くなると高
強度を得るために必要とされる焼入時の完全γ状態が確
保できないためＡｒ３点＋５０℃とした。焼入処理開始
温度は、十分な焼入組織を確保し必要とする強度を得る
ためＡｒ３点以上とした。
強度を得るために必要とされる焼入時の完全γ状態が確
保できないためＡｒ３点＋５０℃とした。焼入処理開始
温度は、十分な焼入組織を確保し必要とする強度を得る
ためＡｒ３点以上とした。
焼入時の冷却速度は特に限定しないか空冷より速い速度
とする。焼戻温度は、強度および靭性の安定化を確保す
る必要からＡｃ１点以下とした。その加熱方法について
は特に限定しない。
とする。焼戻温度は、強度および靭性の安定化を確保す
る必要からＡｃ１点以下とした。その加熱方法について
は特に限定しない。
以上の製造条件で得られる鋼は粗大粒を含むことなく細
粒化組織の高張力シームレス鋼管の製造に有効である。
粒化組織の高張力シームレス鋼管の製造に有効である。
［実施例］
次に本発明の実施例について説明する。
第１表は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を
熱間穿孔連続圧延後再加熱してその後熱間最終仕上圧延
を行って直接焼入−焼戻しだ鋼管の強度、靭性、γ粒度
および耐ＳＳＣ性を示す。
熱間穿孔連続圧延後再加熱してその後熱間最終仕上圧延
を行って直接焼入−焼戻しだ鋼管の強度、靭性、γ粒度
および耐ＳＳＣ性を示す。
尚、耐ＳＳＣ性はＮＡｃ３〜ＡｃＥ ＴＭ０１−７７に
従って定荷重方式によりａ ｔｈ（Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ
ＳＩ：ｒｅｓｓ）を求めて評価した。
従って定荷重方式によりａ ｔｈ（Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ
ＳＩ：ｒｅｓｓ）を求めて評価した。
本発明によって製造された鋼管は、高強度を有しかつ従
来法に比しγ粒度は微細てあり高靭性か得られ耐ＳＳＣ
性はσｔｈて０．２０ｙ以上向上することがわかる。
来法に比しγ粒度は微細てあり高靭性か得られ耐ＳＳＣ
性はσｔｈて０．２０ｙ以上向上することがわかる。
［発明の効果］
上記のような本発明法によって製造された鋼管は、高強
度を有しざらに細粒であるため低温靭性および耐ＳＳＣ
性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐食環境において
使用される。
度を有しざらに細粒であるため低温靭性および耐ＳＳＣ
性が優れ、極北の寒冷地や硫化物応力腐食環境において
使用される。
第１図は、直接焼入処理後のγ粒度に及ぼす熱間穿孔連
続圧延後の再加熱温度の影響を示したものである。
続圧延後の再加熱温度の影響を示したものである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％（重量％、以下同じ）、Ｓｉ
：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延の最終過程でＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に
降下した中空素管を該温度より高いＡｃ＿３〜Ａｃ＿３
＋１００℃温度に加熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０
℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ
＿３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いて
Ａｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を施
すことを特徴とする細粒化組織の低合金高張力シームレ
ス鋼管の製造法。 ２、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ
：０．０００３〜０．００３％の１種または２種以上を
含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔連
続圧延の最終過程でＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下
した中空素管を該温度より高いＡｃ＿３〜Ａｃ＿３＋１
００℃温度に加熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０℃以
上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ＿３
点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡｃ
＿１点以下の温度に加熱して冷却する熱戻処理を施すこ
とを特徴とする細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼
管の製造法。 ３、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１〜０．０２％、Ｃｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０
．１〜０．５％の１種または２種以上を含有し残部が実
質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延の最終過
程でＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中空素管を
該温度より高いＡｃ＿３〜Ａｃ＿３＋１００℃温度に加
熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０℃以上の熱間仕上圧
延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ＿３点以上の温度か
ら急冷する焼入処理を施し、続いてＡｃ＿１点以下の温
度に加熱して冷却する熱戻処理を施すことを特徴とする
細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法。 ４、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ
：０．０００３〜０．００３％の１種または２種以上と
、 希土類元素：０．００１〜０．０５％、Ｃａ：０．００
１〜０．０２％、Ｃｏ：０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０
．１〜０．５％の１種または２種以上、 を含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔
連続圧延の最終過程でＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降
下した中空素管を該温度より高いＡｃ＿３〜Ａｃ＿３＋
１００℃温度に加熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ＿
３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡ
ｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する熱戻処理を施す
ことを特徴とする細粒化組織の低合金高張力シームレス
鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882788A JPH0250915A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882788A JPH0250915A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0250915A true JPH0250915A (ja) | 1990-02-20 |
Family
ID=16397578
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19882788A Pending JPH0250915A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0250915A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7481897B2 (en) * | 2000-09-01 | 2009-01-27 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel |
| EP2133442A4 (en) * | 2007-03-30 | 2010-04-28 | Sumitomo Metal Ind | STEEL WITH LOW ALLOY, SEAMLESS STEEL TUBE FOR OIL DRILLING, AND METHOD FOR PRODUCING SEAMLESS STEEL TUBE |
| US7776160B2 (en) * | 2000-09-01 | 2010-08-17 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel tubing |
| CN111139339A (zh) * | 2020-02-12 | 2020-05-12 | 首钢集团有限公司 | 一种调控结构钢强度和屈强比的热处理方法 |
-
1988
- 1988-08-11 JP JP19882788A patent/JPH0250915A/ja active Pending
Cited By (4)
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