JPH0641637A - 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH0641637A JPH0641637A JP10708692A JP10708692A JPH0641637A JP H0641637 A JPH0641637 A JP H0641637A JP 10708692 A JP10708692 A JP 10708692A JP 10708692 A JP10708692 A JP 10708692A JP H0641637 A JPH0641637 A JP H0641637A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は、熱延シームレス材のオーステナイ
ト結晶粒コントロール技術により、圧延終了後空冷処理
で微細化組織の低降伏比高靭性シームレス鋼管を提供す
る。 【構成】 アズロール化の障害となっていた圧延中のオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制する製造法を考案した。
０．００５〜０．１％Ｔｉを添加し熱間圧延中に１１０
０〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面減少率で
１５％以上の熱間連続圧延を行ない再結晶オーステナイ
ト粒の粗大化を防止する。さらに、０．００５〜０．１
％Ｎｂ添加により圧延後の再加熱炉で起こるオーステナ
イト粒の異常粗大化を防止し、Ａｒ3 点以上の温度から
空冷処理を行う。
ト結晶粒コントロール技術により、圧延終了後空冷処理
で微細化組織の低降伏比高靭性シームレス鋼管を提供す
る。 【構成】 アズロール化の障害となっていた圧延中のオ
ーステナイト粒の粗大化を抑制する製造法を考案した。
０．００５〜０．１％Ｔｉを添加し熱間圧延中に１１０
０〜９００℃まで強制冷却し、その後肉厚断面減少率で
１５％以上の熱間連続圧延を行ない再結晶オーステナイ
ト粒の粗大化を防止する。さらに、０．００５〜０．１
％Ｎｂ添加により圧延後の再加熱炉で起こるオーステナ
イト粒の異常粗大化を防止し、Ａｒ3 点以上の温度から
空冷処理を行う。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は低降伏比高靭性シームレ
ス鋼管製造法に関するものである。
ス鋼管製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー資源の枯渇化により、
極北でのガス井、油井開発が活発化してきた。このた
め、生産物の輸送用機材としての低合金シームレス鋼管
に対して、寒冷地での高圧操業に使用に耐えるため、低
降伏比で且つ高靭性（−６０℃保証）、高強度（Ｘ５２
以上）を兼ね備えた性質が要求される傾向にある。高強
度材に低降伏比を付与するには、例えば「鉄と鋼」（’
８７−Ｓ１３１５）ではＣ量の増加あるいは焼入後の焼
戻温度を低下すること等が報告されている。しかしなが
ら、Ｃ量の増加はラインパイプ材の基本的な使用性能で
ある溶接性が著しく低下させ、またこの場合溶接前に予
熱が必要となるがラインパイプの敷設時に著しい作業性
の低下をきたす。一方、低温焼戻処理で製造したライン
パイプ材は低温靭性が不安定となるため寒冷地での使用
に制約があった。
極北でのガス井、油井開発が活発化してきた。このた
め、生産物の輸送用機材としての低合金シームレス鋼管
に対して、寒冷地での高圧操業に使用に耐えるため、低
降伏比で且つ高靭性（−６０℃保証）、高強度（Ｘ５２
以上）を兼ね備えた性質が要求される傾向にある。高強
度材に低降伏比を付与するには、例えば「鉄と鋼」（’
８７−Ｓ１３１５）ではＣ量の増加あるいは焼入後の焼
戻温度を低下すること等が報告されている。しかしなが
ら、Ｃ量の増加はラインパイプ材の基本的な使用性能で
ある溶接性が著しく低下させ、またこの場合溶接前に予
熱が必要となるがラインパイプの敷設時に著しい作業性
の低下をきたす。一方、低温焼戻処理で製造したライン
パイプ材は低温靭性が不安定となるため寒冷地での使用
に制約があった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は前記したよう
な技術上の制約がなく、鋼成分、熱間圧延条件を調整す
ることにより、微細化組織とした低降伏比高靭性のシー
ムレス鋼管を製造する方法を供給することを目的とす
る。
な技術上の制約がなく、鋼成分、熱間圧延条件を調整す
ることにより、微細化組織とした低降伏比高靭性のシー
ムレス鋼管を製造する方法を供給することを目的とす
る。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成するために構成したもので、その要旨は、重量％とし
て Ｃ ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５
％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、Ｓ ：０．０１％以
下、Ｐ ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％、Ｎ ：０．０１％以下、を含有し、必要に応
じて Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ ：０．０１〜０．１％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％ の１種または２種以上と、さらに必要に応じて 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種以上を含有して、残部が実質的にＦｅ
からなる鋼片を１２００℃以上に加熱した後、熱間穿孔
連続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、
引き続き肉厚断面減少率で１５％以上の熱間連続圧延を
行ない、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素
管を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱後、仕上
温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、こ
のようにして得られた仕上げ鋼管を該温度から空冷処理
を施すことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管
の製造法である。
成するために構成したもので、その要旨は、重量％とし
て Ｃ ：０．０５〜０．３５％、Ｓｉ：０．０１〜２．５
％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、Ｓ ：０．０１％以
下、Ｐ ：０．０２％以下、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．００５〜０．１％、Ｎｂ：０．００５〜
０．１％、Ｎ ：０．０１％以下、を含有し、必要に応
じて Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．４％、
Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ ：０．０１〜０．１％、
Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％ の１種または２種以上と、さらに必要に応じて 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種以上を含有して、残部が実質的にＦｅ
からなる鋼片を１２００℃以上に加熱した後、熱間穿孔
連続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、
引き続き肉厚断面減少率で１５％以上の熱間連続圧延を
行ない、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素
管を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱後、仕上
温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、こ
のようにして得られた仕上げ鋼管を該温度から空冷処理
を施すことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管
の製造法である。
【０００５】
【作用】以下本発明の製造法について詳細に説明する。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃ，Ｍｎは、強度の確保のためお
よび微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、多過ぎると溶接性の低下の原因となるためそ
れぞれ０．０５〜０．３５％，０．１５〜２．５％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〜
２．５％とした。
先ず、本発明において上記のような鋼成分に限定した理
由について説明する。Ｃ，Ｍｎは、強度の確保のためお
よび微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、多過ぎると溶接性の低下の原因となるためそ
れぞれ０．０５〜０．３５％，０．１５〜２．５％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〜
２．５％とした。
【０００６】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。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。Ａｌ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〜
０．１％とした。
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。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。Ａｌ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〜
０．１％とした。
【０００７】Ｔｉ，Ｎｂは、何れもシームレス圧延中の
結晶粒径の制御元素として本発明の成分の中で最も重要
な元素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれ
るＮと結合して、熱間穿孔圧延中の結晶粒抑制および熱
間連続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し
その後行う熱間連続圧延中の結晶粒の成長を抑え、耐Ｓ
ＳＣ性、低温靭性を高めると共に、脱酸、脱窒の作用か
らＢによる焼入性を発揮させ強度を高める。少な過ぎる
とその効果がなく、多過ぎるとＴｉＣ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。そのた
め０．０１〜０．１％とした。一方、Ｎｂは熱間穿孔連
続圧延終了後の結晶粒径を制御する。熱間穿孔連続圧延
終了後８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した該素管を
該温度より高い９００〜１０００℃に加熱した場合のγ
粒は、再結晶によりγ粒粗大化温度が著しく低下し通常
の再加熱温度（最終仕上圧延後に焼入処理を行うために
必要とされる再加熱温度）では異常粗大化する。Ｎｂ
は、このような圧延履歴を持ったγ粒の異常粗大化を抑
制する重要な元素である。少な過ぎるとその効果がな
く、多過ぎるとその効果が飽和し、しかも非常に高価で
あるため０．００５〜０．１％とした。
結晶粒径の制御元素として本発明の成分の中で最も重要
な元素である。Ｔｉは、鋼中の不純物成分として含まれ
るＮと結合して、熱間穿孔圧延中の結晶粒抑制および熱
間連続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し
その後行う熱間連続圧延中の結晶粒の成長を抑え、耐Ｓ
ＳＣ性、低温靭性を高めると共に、脱酸、脱窒の作用か
らＢによる焼入性を発揮させ強度を高める。少な過ぎる
とその効果がなく、多過ぎるとＴｉＣ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。そのた
め０．０１〜０．１％とした。一方、Ｎｂは熱間穿孔連
続圧延終了後の結晶粒径を制御する。熱間穿孔連続圧延
終了後８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した該素管を
該温度より高い９００〜１０００℃に加熱した場合のγ
粒は、再結晶によりγ粒粗大化温度が著しく低下し通常
の再加熱温度（最終仕上圧延後に焼入処理を行うために
必要とされる再加熱温度）では異常粗大化する。Ｎｂ
は、このような圧延履歴を持ったγ粒の異常粗大化を抑
制する重要な元素である。少な過ぎるとその効果がな
く、多過ぎるとその効果が飽和し、しかも非常に高価で
あるため０．００５〜０．１％とした。
【０００８】上記の成分組成の鋼で更に鋼の強度を高め
る場合、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ等を必要に応じて選択的
に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、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それぞれ０．１〜１．５％，０．０
５〜０．４０％，０．１〜２．０％，０．０１〜０．１
％とした。
る場合、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖ等を必要に応じて選択的
に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、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それぞれ０．１〜１．５％，０．０
５〜０．４０％，０．１〜２．０％，０．０１〜０．１
％とした。
【０００９】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の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ＳＳ
Ｃ性を低下させるのでそれぞれ０．００１〜０．０５
％，０．００１〜０．０２％とした。Ｃｏ，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。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎるとその効果
が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．５％，０．１〜
０．５％とした。
使用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼の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ＳＳ
Ｃ性を低下させるのでそれぞれ０．００１〜０．０５
％，０．００１〜０．０２％とした。Ｃｏ，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。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎるとその効果
が飽和するためそれぞれ０．０５〜０．５％，０．１〜
０．５％とした。
【００１０】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する。上記
のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉である
いはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造法
または造塊分塊法で鋼片を製造する。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、熱間押込連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。本発明の成分範囲内であれば１
２００℃以上の温度で全ての成分は固溶し、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。
件を上記のように限定した理由について説明する。上記
のような成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉である
いはさらに真空脱ガス処理を経て溶製され、連続鋳造法
または造塊分塊法で鋼片を製造する。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、熱間押込連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ，Ｖ，Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。本発明の成分範囲内であれば１
２００℃以上の温度で全ての成分は固溶し、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。
【００１１】高温度に加熱された鋼片は熱間穿孔圧延機
に搬送される。穿孔圧延が行なわれた素管は、その後熱
間連続圧延途中に強制冷却し、目標の外径、肉厚に圧延
されて中空素管に粗成形するがこの強制冷却温度が１１
００℃以上では圧延後の再結晶粒は著しく成長するため
目的とする微細粒は得られない。図１は熱間連続圧延後
の再結晶γ粒度に及ぼす強制冷却後の圧延温度の影響を
示したものである。熱間連続圧延後の再結晶γ粒度は、
圧延温度が１１００℃以上では再結晶粒の著しい成長が
起こりＡＳＴＭNo．１〜２程度となる。したがって、強
制冷却温度は１１００℃以下が必要である。また、圧延
温度が９００℃以下では圧延負荷の増大により鋼管の成
形性が著しく低下し目標の外径、肉厚が得られにくくな
る。よって、熱間連続圧延途中の強制冷却温度は１１０
０℃〜９００℃とした。強制冷却後の熱間連続圧下量は
小さいと微粒化効果がなくなるため１５％以上とした。
に搬送される。穿孔圧延が行なわれた素管は、その後熱
間連続圧延途中に強制冷却し、目標の外径、肉厚に圧延
されて中空素管に粗成形するがこの強制冷却温度が１１
００℃以上では圧延後の再結晶粒は著しく成長するため
目的とする微細粒は得られない。図１は熱間連続圧延後
の再結晶γ粒度に及ぼす強制冷却後の圧延温度の影響を
示したものである。熱間連続圧延後の再結晶γ粒度は、
圧延温度が１１００℃以上では再結晶粒の著しい成長が
起こりＡＳＴＭNo．１〜２程度となる。したがって、強
制冷却温度は１１００℃以下が必要である。また、圧延
温度が９００℃以下では圧延負荷の増大により鋼管の成
形性が著しく低下し目標の外径、肉厚が得られにくくな
る。よって、熱間連続圧延途中の強制冷却温度は１１０
０℃〜９００℃とした。強制冷却後の熱間連続圧下量は
小さいと微粒化効果がなくなるため１５％以上とした。
【００１２】熱間穿孔連続圧延終了後８５０℃〜Ａｒ1
点の温度まで降下した該素管は、該温度より高い９００
〜１０００℃に再加熱して仕上温度が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、Ａｒ
3 点以上の温度から空冷処理を施す。図２はこの圧延で
製造された鋼管のフェライト粒度に及ぼすＮｂの影響を
示したものである。結晶粒制御元素としてＴｉを添加し
１１００℃〜９００℃間での圧延で微細γ粒を得ても、
空冷処理後のフェライト粒度は、Ｎｂが添加されないか
添加量０．００５％以下では著しく粗粒化しＡＳＴＭN
o．５程度のγ粒度となる。Ｎｂを０．００５〜０．１
％添加すると粒成長は抑制される。このようなＮｂの影
響については、本発明者らの推測によると、Ｎｂが添加
されない場合、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８５０℃〜Ａｒ1点の温度まで降下し
熱間穿孔連続圧延での最終過程が比較的低い温度で弱加
工の条件では、特定のγ粒が周辺のγ粒へ粒界移動し粗
大組織となることが考えられる。このようなγ粒からの
空冷で得られるフェライト粒は粗粒となる。Ｎｂ０．０
０５％以上の添加は、このような圧延履歴を持ったγ粒
の成長粗大化を抑制する重要な働きをする。すなわち、
Ｎｂは熱間穿孔連続圧延後の冷却時およびその後の再加
熱時にＮｂＣとして析出しγ粒の粗大化を抑制し粗粒フ
ェライト粒を得るため重要な効果を発揮することを知見
した。
点の温度まで降下した該素管は、該温度より高い９００
〜１０００℃に再加熱して仕上温度が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、Ａｒ
3 点以上の温度から空冷処理を施す。図２はこの圧延で
製造された鋼管のフェライト粒度に及ぼすＮｂの影響を
示したものである。結晶粒制御元素としてＴｉを添加し
１１００℃〜９００℃間での圧延で微細γ粒を得ても、
空冷処理後のフェライト粒度は、Ｎｂが添加されないか
添加量０．００５％以下では著しく粗粒化しＡＳＴＭN
o．５程度のγ粒度となる。Ｎｂを０．００５〜０．１
％添加すると粒成長は抑制される。このようなＮｂの影
響については、本発明者らの推測によると、Ｎｂが添加
されない場合、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８５０℃〜Ａｒ1点の温度まで降下し
熱間穿孔連続圧延での最終過程が比較的低い温度で弱加
工の条件では、特定のγ粒が周辺のγ粒へ粒界移動し粗
大組織となることが考えられる。このようなγ粒からの
空冷で得られるフェライト粒は粗粒となる。Ｎｂ０．０
０５％以上の添加は、このような圧延履歴を持ったγ粒
の成長粗大化を抑制する重要な働きをする。すなわち、
Ｎｂは熱間穿孔連続圧延後の冷却時およびその後の再加
熱時にＮｂＣとして析出しγ粒の粗大化を抑制し粗粒フ
ェライト粒を得るため重要な効果を発揮することを知見
した。
【００１３】このような成分元素および圧下条件で圧延
され８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下した中空素管を９
００〜１０００℃に加熱する。この加熱温度は、９００
℃以下では仕上げ圧延後のパイプ形状が不十分となる
が、１０００℃以上では鋼表面に多量の酸化スケールが
生じ鋼管の形状精度の確保に悪影響を及ぼすため９００
〜１０００℃の温度に限定した。以上の製造条件で得ら
れるフェライト粒は粗大化を含むことなく細粒化組織の
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造に有効である。
され８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下した中空素管を９
００〜１０００℃に加熱する。この加熱温度は、９００
℃以下では仕上げ圧延後のパイプ形状が不十分となる
が、１０００℃以上では鋼表面に多量の酸化スケールが
生じ鋼管の形状精度の確保に悪影響を及ぼすため９００
〜１０００℃の温度に限定した。以上の製造条件で得ら
れるフェライト粒は粗大化を含むことなく細粒化組織の
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造に有効である。
【００１４】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
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
孔圧延後、熱間連続圧延途中強制冷却し熱間連続圧延後
再加熱し、その後熱間最終圧延を行って空冷し製造した
鋼管の靭性、フェライト粒度を示した。
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
孔圧延後、熱間連続圧延途中強制冷却し熱間連続圧延後
再加熱し、その後熱間最終圧延を行って空冷し製造した
鋼管の靭性、フェライト粒度を示した。
【００１５】本発明によって製造された鋼管は、比較法
に比しフェライト粒は微細であり高靭性が得られること
がわかる。
に比しフェライト粒は微細であり高靭性が得られること
がわかる。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【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、高強度を有しさ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。
た鋼管は、高強度を有しさ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。
【図１】熱間穿孔連続圧延後のγ粒度に及ぼす強制冷却
後の圧延温度の影響を示す図。
後の圧延温度の影響を示す図。
【図２】直接焼入処理後のγ粒度に及ぼすＮｂ量の影響
を示す図。
を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 佐藤 久美 福岡県北九州市戸畑区飛幡町１番１号 新 日本製鐵株式会社八幡製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を１２００
℃以上に加熱した後、熱間穿孔連続圧延途中に１１００
℃〜９００℃まで強制冷却し、引き続き肉厚断面減少率
で１５％以上の熱間連続圧延を行ない、８５０℃〜Ａｒ
1 点の温度まで降下した中空素管を該温度より高い９０
０〜１０００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃
以上の熱間仕上圧延を施し、このようにして得られた仕
上げ鋼管を該温度から空冷処理を施すことを特徴とする
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 を含有して、さらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％ の１種または２種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１２００℃以上に加熱した後、熱間穿孔連
続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、引
き続き肉厚断面減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行
ない、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管
を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温
度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、この
ようにして得られた仕上げ鋼管を該温度から空冷処理を
施すことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の
製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 を含有して、さらに 希土類元素：０．００１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 の１種または２種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１２００℃以上に加熱した後、熱間穿孔連
続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、引
き続き肉厚断面減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行
ない、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管
を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温
度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、この
ようにして得られた仕上げ鋼管を該温度から空冷処理を
施すことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の
製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．００５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 を含有して、さらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％ の１種または２種以上と 希土類元素：０．００１〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５〜０．５％、 Ｃｕ：０．１〜０．５％、 の１種または２種以上を含有して残部が実質的にＦｅか
らなる鋼片を１２００℃以上に加熱した後、熱間穿孔連
続圧延途中に１１００℃〜９００℃まで強制冷却し、引
き続き肉厚断面減少率で１５％以上の熱間連続圧延を行
ない、８５０℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した中空素管
を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱後、仕上温
度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、この
ようにして得られた仕上げ鋼管を該温度から空冷処理を
施すことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の
製造法。
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|---|---|---|---|
| JP4107086A JP2556643B2 (ja) | 1992-04-24 | 1992-04-24 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
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|---|---|---|---|
| JP4107086A JP2556643B2 (ja) | 1992-04-24 | 1992-04-24 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0641637A true JPH0641637A (ja) | 1994-02-15 |
| JP2556643B2 JP2556643B2 (ja) | 1996-11-20 |
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ID=14450122
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4107086A Expired - Fee Related JP2556643B2 (ja) | 1992-04-24 | 1992-04-24 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2556643B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5686051A (en) * | 1994-11-11 | 1997-11-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Ozone water production apparatus |
| US5882609A (en) * | 1996-03-05 | 1999-03-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Ozone production apparatus |
| KR100340545B1 (ko) * | 1997-11-25 | 2002-09-18 | 주식회사 포스코 | 열처리간략형80kgf/㎟급강관용열연강대의제조방법 |
| CN117947343A (zh) * | 2024-02-04 | 2024-04-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种油缸用无缝钢管及其制造方法 |
-
1992
- 1992-04-24 JP JP4107086A patent/JP2556643B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5686051A (en) * | 1994-11-11 | 1997-11-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Ozone water production apparatus |
| US5882609A (en) * | 1996-03-05 | 1999-03-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Ozone production apparatus |
| KR100340545B1 (ko) * | 1997-11-25 | 2002-09-18 | 주식회사 포스코 | 열처리간략형80kgf/㎟급강관용열연강대의제조방법 |
| CN117947343A (zh) * | 2024-02-04 | 2024-04-30 | 鞍钢股份有限公司 | 一种油缸用无缝钢管及其制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2556643B2 (ja) | 1996-11-20 |
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