JPH07204734A - 高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法 - Google Patents
高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法Info
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- JPH07204734A JPH07204734A JP484494A JP484494A JPH07204734A JP H07204734 A JPH07204734 A JP H07204734A JP 484494 A JP484494 A JP 484494A JP 484494 A JP484494 A JP 484494A JP H07204734 A JPH07204734 A JP H07204734A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法を
提供する。 【構成】 所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った
後、鍛接する鍛接管の製造方法において、所定の成分の
鋼帯で１３５０℃〜１４５０℃で加熱し、鍛接すること
を特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法。 【効果】 高張力高靭性の鍛接鋼管の製造が可能となっ
た。
提供する。 【構成】 所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った
後、鍛接する鍛接管の製造方法において、所定の成分の
鋼帯で１３５０℃〜１４５０℃で加熱し、鍛接すること
を特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法。 【効果】 高張力高靭性の鍛接鋼管の製造が可能となっ
た。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高張力高靭性の鍛接鋼
管の製造方法に関する。
管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】一般に、鍛接管は図２に示すように、所
定の幅の鋼帯を連続的に加熱炉に挿入し、約１２００℃
〜１３５０℃に加熱後、成形スタンドで成形し、鍛接直
前で酸素ブローをし鍛接する。その後ストレッチレデュ
ーサーで絞り、所定の外径肉厚にする。この方法は、鋼
管を製造する方法としては最も高能率、高生産性の方法
であり一般的に広く使用されているが、高温に加熱する
ため多くのエネルギーを必要とするため、特開昭５８−
１２２１８８に記載されているように、低温加熱後、エ
ッジ端部のみ高周波加熱した後、鍛接直前で酸素ブロー
をし鍛接する方法がある。又、衝合部品質を向上させる
ために、特開昭６０−１５０８２号公報に記載されてい
るように、比較的低温で高周波抵抗溶接を実施し、その
後ビード除去切削を実施、再び約９００℃〜１１００℃
に加熱後ストレッチレデューサーで絞る方法がある。
定の幅の鋼帯を連続的に加熱炉に挿入し、約１２００℃
〜１３５０℃に加熱後、成形スタンドで成形し、鍛接直
前で酸素ブローをし鍛接する。その後ストレッチレデュ
ーサーで絞り、所定の外径肉厚にする。この方法は、鋼
管を製造する方法としては最も高能率、高生産性の方法
であり一般的に広く使用されているが、高温に加熱する
ため多くのエネルギーを必要とするため、特開昭５８−
１２２１８８に記載されているように、低温加熱後、エ
ッジ端部のみ高周波加熱した後、鍛接直前で酸素ブロー
をし鍛接する方法がある。又、衝合部品質を向上させる
ために、特開昭６０−１５０８２号公報に記載されてい
るように、比較的低温で高周波抵抗溶接を実施し、その
後ビード除去切削を実施、再び約９００℃〜１１００℃
に加熱後ストレッチレデューサーで絞る方法がある。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】一般に、鍛接鋼管の製
造方法において、鍛接直前に酸素ブローを実施するが、
酸素ブローは、エッジに付着したスケールを除去すると
ともに、酸化熱によりエッジを加熱するという２つの目
的がある。このため、この方法で製造できる成分はかな
り限定される。すなわち、高張力高靭性鋼管のように添
加元素が多いと融点が下がり、融けやすくなり、エッジ
に付着したスケールは除去しやすくなり前者の目的は達
成できるが、融点が下がるために酸化熱ではエッジ部を
鍛接可能な温度まで上げることができず、鍛接ができな
いという問題点がある。
造方法において、鍛接直前に酸素ブローを実施するが、
酸素ブローは、エッジに付着したスケールを除去すると
ともに、酸化熱によりエッジを加熱するという２つの目
的がある。このため、この方法で製造できる成分はかな
り限定される。すなわち、高張力高靭性鋼管のように添
加元素が多いと融点が下がり、融けやすくなり、エッジ
に付着したスケールは除去しやすくなり前者の目的は達
成できるが、融点が下がるために酸化熱ではエッジ部を
鍛接可能な温度まで上げることができず、鍛接ができな
いという問題点がある。
【０００４】この問題点を解決するために、鍛接時に高
周波誘導加熱を付加する方法及び比較的低温で高周波抵
抗溶接を実施するという方法も考案されているが、これ
らの方法では高周波抵抗溶接であるために加熱幅が広
く、鍛接時に盛り上がり、すなわちビードが発生し、そ
の後そのビード除去を切削を実施することが必要になる
とともに、鍛接部とその他の部分とに温度差があるため
にその後のストレッチレデューサーで絞る場合に偏肉が
発生してしまう。そこで再び約９００℃〜１１００℃に
加熱後ストレッチレデューサーで絞らなければならな
い。これらの新たな問題点のために、能率及び生産性を
大きく阻害する。
周波誘導加熱を付加する方法及び比較的低温で高周波抵
抗溶接を実施するという方法も考案されているが、これ
らの方法では高周波抵抗溶接であるために加熱幅が広
く、鍛接時に盛り上がり、すなわちビードが発生し、そ
の後そのビード除去を切削を実施することが必要になる
とともに、鍛接部とその他の部分とに温度差があるため
にその後のストレッチレデューサーで絞る場合に偏肉が
発生してしまう。そこで再び約９００℃〜１１００℃に
加熱後ストレッチレデューサーで絞らなければならな
い。これらの新たな問題点のために、能率及び生産性を
大きく阻害する。
【０００５】本発明はこのような従来の鍛接鋼管の製造
方法での問題点を解決し、高強度高靭性の鍛接鋼管の製
造方法を提供することを目的とするものである。
方法での問題点を解決し、高強度高靭性の鍛接鋼管の製
造方法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記の目的を達成するた
めに本発明は、 （１）所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った後、鍛
接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法であり、 （２）所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った後、鍛
接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｔｉ：０．０１〜０．０７％、 Ｂ ：１０〜３０PPM を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法、及び、 （３）所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った後、鍛
接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｍｏ：０．７％以下、 Ｃｒ：０．７％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．０７％、 Ｂ ：１０〜３０PPM を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法である。
めに本発明は、 （１）所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った後、鍛
接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法であり、 （２）所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った後、鍛
接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｔｉ：０．０１〜０．０７％、 Ｂ ：１０〜３０PPM を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法、及び、 （３）所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行った後、鍛
接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｍｏ：０．７％以下、 Ｃｒ：０．７％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．０７％、 Ｂ ：１０〜３０PPM を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法である。
【０００７】以下に本発明を詳細に説明する。図１に本
発明の製造工程を示す。従来の工程は図２に示すように
所定の幅の鋼帯を連続的に加熱炉に挿入し、約１２００
℃〜１３５０℃に加熱後、成形スタンドで成形し、鍛接
直前で酸素ブローをし鍛接する。その後ストレッチレデ
ューサーで絞り、所定の外径肉厚にする。この方法で
は、先に述べたように、製造できる成分はかなり限定さ
れる。すなわち、添加元素が多いと融点が下がり、融け
やすくなり、エッジに付着したスケールは除去しやすく
なり前者の目的は達成できるが、融点が下がるために酸
化熱ではエッジ部を鍛接可能な温度まで上げることがで
きず、鍛接ができないという問題点がある。
発明の製造工程を示す。従来の工程は図２に示すように
所定の幅の鋼帯を連続的に加熱炉に挿入し、約１２００
℃〜１３５０℃に加熱後、成形スタンドで成形し、鍛接
直前で酸素ブローをし鍛接する。その後ストレッチレデ
ューサーで絞り、所定の外径肉厚にする。この方法で
は、先に述べたように、製造できる成分はかなり限定さ
れる。すなわち、添加元素が多いと融点が下がり、融け
やすくなり、エッジに付着したスケールは除去しやすく
なり前者の目的は達成できるが、融点が下がるために酸
化熱ではエッジ部を鍛接可能な温度まで上げることがで
きず、鍛接ができないという問題点がある。
【０００８】図１に示す本発明の方法は、所定の幅の鋼
帯を連続的に加熱炉に挿入し、約１３５０℃〜１４５０
℃に加熱後、成形スタンドで成形し、鍛接直前で酸素ブ
ローをし鍛接する。その後ストレッチレデューサーで絞
り、所定の外径肉厚にすることは従来の方法と同じであ
る。このように加熱温度を高くすることにより、酸素ブ
ローにより、鋼帯の融点が低くてもエッジを鍛接温度で
ある１４００℃〜１５００℃に加熱することが可能とな
る。その際、加熱温度は、スケールの溶融温度が１３５
０℃〜１４００℃であるため、下限を１３５０℃とする
ことが必要で、１４００℃以上とするのがより好まし
い。又、加熱温度が１４５０℃を超えると偏熱があるた
めに一部が融点を超え、溶融してしまうためにこの温度
以下にしなければならない。
帯を連続的に加熱炉に挿入し、約１３５０℃〜１４５０
℃に加熱後、成形スタンドで成形し、鍛接直前で酸素ブ
ローをし鍛接する。その後ストレッチレデューサーで絞
り、所定の外径肉厚にすることは従来の方法と同じであ
る。このように加熱温度を高くすることにより、酸素ブ
ローにより、鋼帯の融点が低くてもエッジを鍛接温度で
ある１４００℃〜１５００℃に加熱することが可能とな
る。その際、加熱温度は、スケールの溶融温度が１３５
０℃〜１４００℃であるため、下限を１３５０℃とする
ことが必要で、１４００℃以上とするのがより好まし
い。又、加熱温度が１４５０℃を超えると偏熱があるた
めに一部が融点を超え、溶融してしまうためにこの温度
以下にしなければならない。
【０００９】高張力高靭性鍛接鋼管は以上の方法を採用
して製造することが必要であるが、鋼の成分も所定の範
囲に規定する。以下に本発明に使用する鋼板の成分につ
いて限定理由を説明する。請求項１の発明においては、
Ｃ量は少なければ延性が良好であり、加工性に優れてい
るが、所要の強度が得られないことから下限を０．１％
とした。又、０．３％を超えると造管時の成形性、冷間
加工性及び靭性が低下する傾向にあり、上限を０．３％
とした。
して製造することが必要であるが、鋼の成分も所定の範
囲に規定する。以下に本発明に使用する鋼板の成分につ
いて限定理由を説明する。請求項１の発明においては、
Ｃ量は少なければ延性が良好であり、加工性に優れてい
るが、所要の強度が得られないことから下限を０．１％
とした。又、０．３％を超えると造管時の成形性、冷間
加工性及び靭性が低下する傾向にあり、上限を０．３％
とした。
【００１０】Ｓｉは強度を確保するための有効な元素で
あるが、キルド鋼の場合、０．０５％未満に抑えること
は製鋼技術上難しく、又、０．５％を超えると延靭性の
悪化が無視しがたくなるため、０．５％を上限とした。
Ｍｎについては、１．０％未満では強度不足となり、又
３．０％を超えると加工性が低下することから、下限を
１．０％、上限を３．０％とした。
あるが、キルド鋼の場合、０．０５％未満に抑えること
は製鋼技術上難しく、又、０．５％を超えると延靭性の
悪化が無視しがたくなるため、０．５％を上限とした。
Ｍｎについては、１．０％未満では強度不足となり、又
３．０％を超えると加工性が低下することから、下限を
１．０％、上限を３．０％とした。
【００１１】Ｐは製鋼時不可避的に混入する元素である
が、０．０２％を超えると特に超高張力鋼管の鍛接時に
鍛接部割れを発生しやすいため、上限を０．０２％とし
た。ＳもＰと同様に製鋼時不可避的に混入する元素であ
り、０．０２％を超えると鍛接時に鍛接部割れを発生し
やすいため、上限を０．０２％とした。Ａｌはキルド鋼
の場合、０．０１％未満に抑えることは製鋼技術上難し
く、又、０．０８％を超えると鋳片の割れ、酸化物系巨
大介在物形成による内質欠陥等を引き起こしやすいため
０．０８％を上限とした。
が、０．０２％を超えると特に超高張力鋼管の鍛接時に
鍛接部割れを発生しやすいため、上限を０．０２％とし
た。ＳもＰと同様に製鋼時不可避的に混入する元素であ
り、０．０２％を超えると鍛接時に鍛接部割れを発生し
やすいため、上限を０．０２％とした。Ａｌはキルド鋼
の場合、０．０１％未満に抑えることは製鋼技術上難し
く、又、０．０８％を超えると鋳片の割れ、酸化物系巨
大介在物形成による内質欠陥等を引き起こしやすいため
０．０８％を上限とした。
【００１２】請求項２の発明では請求項１の元素の他に
以下の元素を添加するが、その他の元素の添加理由は請
求項１と同じである。すなわち、Ｂは冷却過程において
フェライト変態を遅らせて高強度変態組織を得るために
必須の元素であるが、本発明鋼の成分組成においても１
０PPM 未満では強度不足となり、３０PPM ％を超えると
Boron Constituent が生成して延靭性が著しく低下する
ため、下限を１０PPM 、上限を３０PPM とした。Ｔｉは
強度を制御するための重要な元素であるが、０．０１％
未満では強度不足となり、０．０７％を超えて添加して
も効果の向上のないことから、下限を０．０１％、上限
を０．０７％とした。
以下の元素を添加するが、その他の元素の添加理由は請
求項１と同じである。すなわち、Ｂは冷却過程において
フェライト変態を遅らせて高強度変態組織を得るために
必須の元素であるが、本発明鋼の成分組成においても１
０PPM 未満では強度不足となり、３０PPM ％を超えると
Boron Constituent が生成して延靭性が著しく低下する
ため、下限を１０PPM 、上限を３０PPM とした。Ｔｉは
強度を制御するための重要な元素であるが、０．０１％
未満では強度不足となり、０．０７％を超えて添加して
も効果の向上のないことから、下限を０．０１％、上限
を０．０７％とした。
【００１３】請求項３の発明では請求項２とＳｉが異な
る他に以下の元素を更に添加するが、その他の元素の添
加理由は請求項２と同じである。すなわち、Ｓｉは強度
を確保するための有効な元素であるが、キルド鋼の場
合、０．０５％未満に抑えることは製鋼技術上難しく、
又、０．５％を超えると延靭性が悪化するが、Ｍｏ，Ｃ
ｒ等と同時に、１．０％まで添加することにより残留オ
ーステナイトが生成し強度延性バランスが著しく向上す
るために、１．０％を上限とした。Ｍｏは、鋼材の強度
を上昇させる元素であり、延靭性を過度に害さない範囲
での添加は高強度鍛接鋼管の製造に有効である。よっ
て、Ｍｏは上限を０．７％として添加する。
る他に以下の元素を更に添加するが、その他の元素の添
加理由は請求項２と同じである。すなわち、Ｓｉは強度
を確保するための有効な元素であるが、キルド鋼の場
合、０．０５％未満に抑えることは製鋼技術上難しく、
又、０．５％を超えると延靭性が悪化するが、Ｍｏ，Ｃ
ｒ等と同時に、１．０％まで添加することにより残留オ
ーステナイトが生成し強度延性バランスが著しく向上す
るために、１．０％を上限とした。Ｍｏは、鋼材の強度
を上昇させる元素であり、延靭性を過度に害さない範囲
での添加は高強度鍛接鋼管の製造に有効である。よっ
て、Ｍｏは上限を０．７％として添加する。
【００１４】Ｃｒは、Ｍｏと同様に鋼材の強度を上昇さ
せる元素であり、延靭性を過度に害さない範囲での添加
は高強度鍛接鋼管の製造に有効である。よって、上限を
０．７％として添加する。この他に必要に応じてＮｂ，
Ｖを添加してもよい。
せる元素であり、延靭性を過度に害さない範囲での添加
は高強度鍛接鋼管の製造に有効である。よって、上限を
０．７％として添加する。この他に必要に応じてＮｂ，
Ｖを添加してもよい。
【００１５】
【実施例】サイズφ４２．７×ｔ４．０で従来法と本発
明の方法による場合とを、表１に比較した。従来法は、
加熱温度が低いために衝合部品質は安定せず、高張力高
靭性鋼管は製造できなかった。本発明法は成分を所定の
成分にするとともに、加熱温度を上げることにより高張
力高靭性鍛接鋼管の製造が可能となった。
明の方法による場合とを、表１に比較した。従来法は、
加熱温度が低いために衝合部品質は安定せず、高張力高
靭性鋼管は製造できなかった。本発明法は成分を所定の
成分にするとともに、加熱温度を上げることにより高張
力高靭性鍛接鋼管の製造が可能となった。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【発明の効果】従来の製造方法で高張力高靭性鍛接鋼管
を製造しようとすれば、衝合部品質が不安定で、製造で
きる成分はかなり限定される。すなわち、高張力高靭性
鋼管のように添加元素が多いと融点が下がり、融けやす
くなり、エッジに付着したスケールは除去しやすくなり
前者の目的は達成できるが、融点が下がるために酸化熱
ではエッジ部を鍛接可能な温度まで上げることができ
ず、鍛接ができないという問題点があった。本発明の方
法を適用することによって、安定した衝合部品質で高張
力高靭性鍛接鋼管の製造が可能となった。
を製造しようとすれば、衝合部品質が不安定で、製造で
きる成分はかなり限定される。すなわち、高張力高靭性
鋼管のように添加元素が多いと融点が下がり、融けやす
くなり、エッジに付着したスケールは除去しやすくなり
前者の目的は達成できるが、融点が下がるために酸化熱
ではエッジ部を鍛接可能な温度まで上げることができ
ず、鍛接ができないという問題点があった。本発明の方
法を適用することによって、安定した衝合部品質で高張
力高靭性鍛接鋼管の製造が可能となった。
【図１】本発明の製造工程を示す図。
【図２】従来の製造工程を示した図。
Claims (3)
- 【請求項１】 所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行っ
た後、鍛接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％ を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法。 - 【請求項２】 所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行っ
た後、鍛接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｔｉ：０．０１〜０．０７％、 Ｂ ：１０〜３０PPM を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法。 - 【請求項３】 所定の幅の鋼帯を加熱し熱間成形を行っ
た後、鍛接する鍛接管の製造方法において、 Ｃ ：０．１〜０．３％以下、 Ｓｉ：０．０５〜１．０％、 Ｍｎ：１．０〜２．５％、 Ｐ ：０．０２％以下、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ａｌ：０．０１〜０．０８％、 Ｍｏ：０．７％以下、 Ｃｒ：０．７％以下、 Ｔｉ：０．０１〜０．０７％、 Ｂ ：１０〜３０PPM を含有し、残部Ｆｅ及び不可避の元素分からなる成分と
した鋼帯を、加熱温度を１３５０℃〜１４５０℃とし、
鍛接することを特徴とする高張力高靭性鍛接鋼管の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP484494A JPH07204734A (ja) | 1994-01-20 | 1994-01-20 | 高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP484494A JPH07204734A (ja) | 1994-01-20 | 1994-01-20 | 高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07204734A true JPH07204734A (ja) | 1995-08-08 |
Family
ID=11594998
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP484494A Pending JPH07204734A (ja) | 1994-01-20 | 1994-01-20 | 高張力高靭性鍛接鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07204734A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014210953A (ja) * | 2013-04-18 | 2014-11-13 | 新日鐵住金株式会社 | スケール剥離性に優れた鍛接鋼管用鋼材 |
| WO2021133345A1 (en) * | 2019-12-24 | 2021-07-01 | Ti̇rsan Kardan Sanayi̇ Ve Ti̇caret Anoni̇m Şi̇rketi̇ | Micro-alloy steel composition with improved mechanical properties |
-
1994
- 1994-01-20 JP JP484494A patent/JPH07204734A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2014210953A (ja) * | 2013-04-18 | 2014-11-13 | 新日鐵住金株式会社 | スケール剥離性に優れた鍛接鋼管用鋼材 |
| WO2021133345A1 (en) * | 2019-12-24 | 2021-07-01 | Ti̇rsan Kardan Sanayi̇ Ve Ti̇caret Anoni̇m Şi̇rketi̇ | Micro-alloy steel composition with improved mechanical properties |
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| A02 | Decision of refusal |
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