JPH09111344A - 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 - Google Patents
高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法Info
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- JPH09111344A JPH09111344A JP27033295A JP27033295A JPH09111344A JP H09111344 A JPH09111344 A JP H09111344A JP 27033295 A JP27033295 A JP 27033295A JP 27033295 A JP27033295 A JP 27033295A JP H09111344 A JPH09111344 A JP H09111344A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 本発明は鋼成分や圧延・熱処理条件を制御す
ることにより高強度で且つ低降伏比のシームレス鋼管、
更には耐ＳＳＣ性に優れ、或いは更に細粒組織をもった
高靭性シームレス鋼管の製造法を提供する。 【解決手段】 重量％として、C:0.02/0.2、Si:0.01/0.
5 、Mn:0.15/2.5 、 P≦0.02、 S≦0.01、Al:0.005/0.
1、 N≦0.01、およびTi:0.005/0.1を含有し、さらにCr,
Mo,Ni,V,B,REM,Ca,Co,Cu の１種または２種以上を必要
に応じて含有してなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延で中空
素管とし、次いで仕上圧延して仕上鋼管を製造し、この
鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷する焼入れ処理を施
した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度に加熱してから急冷
し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加熱冷却する焼戻し処
理を行うことを特徴とする。
ることにより高強度で且つ低降伏比のシームレス鋼管、
更には耐ＳＳＣ性に優れ、或いは更に細粒組織をもった
高靭性シームレス鋼管の製造法を提供する。 【解決手段】 重量％として、C:0.02/0.2、Si:0.01/0.
5 、Mn:0.15/2.5 、 P≦0.02、 S≦0.01、Al:0.005/0.
1、 N≦0.01、およびTi:0.005/0.1を含有し、さらにCr,
Mo,Ni,V,B,REM,Ca,Co,Cu の１種または２種以上を必要
に応じて含有してなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延で中空
素管とし、次いで仕上圧延して仕上鋼管を製造し、この
鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷する焼入れ処理を施
した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度に加熱してから急冷
し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加熱冷却する焼戻し処
理を行うことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度で且つ低降
伏比であるシームレス鋼管の製造方法に関するものであ
る。
伏比であるシームレス鋼管の製造方法に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】油井等の掘削用或いは石油や天然ガスを
搬送するラインパイプ等に使用されるシームレス鋼管
は、破壊に対する安全性を向上させる観点から、降伏比
の低い特性が要求される。熱延シームレス鋼管で低降伏
比鋼管とするには、圧延ままか、または圧延後オーステ
ナイト域まで再加熱し空冷する焼ならし処理を行い、組
織的にフェライト・パーライトの２層組織にする方法が
ある。しかしこのような方法ではいずれにおいてもＡＰ
Ｉ−Ｘグレードの高強度は得られない。一方、高強度化
するために焼入れ−焼戻し処理をすると低降伏比が達成
できないという問題があった。
搬送するラインパイプ等に使用されるシームレス鋼管
は、破壊に対する安全性を向上させる観点から、降伏比
の低い特性が要求される。熱延シームレス鋼管で低降伏
比鋼管とするには、圧延ままか、または圧延後オーステ
ナイト域まで再加熱し空冷する焼ならし処理を行い、組
織的にフェライト・パーライトの２層組織にする方法が
ある。しかしこのような方法ではいずれにおいてもＡＰ
Ｉ−Ｘグレードの高強度は得られない。一方、高強度化
するために焼入れ−焼戻し処理をすると低降伏比が達成
できないという問題があった。
【０００３】この様な問題を解決するために、特開平２
−２８２４２７号公報には、常温でフェライトとパーラ
イトの混合組織を有する鋼をＡｃ1 変態点＋１０℃から
Ａｃ1 変態点＋９０℃の温度に加熱、保定後急速冷却処
理を施し、その後焼戻し処理をする最高硬さと降伏比の
低い高強度鋼管の製造法が開示されている。また、「材
料とプロセス」（No.3,Vol.4,1991 日本鉄鋼協会・第１
２１回（春季）講演大会予稿 552）にはシームレス工程
で圧延されたＮｂ−Ｍｏ系鋼管を、焼入(930℃×10min
水冷）処理材（ベイナイト主体組織）から２層温度域に
加熱・水冷−焼戻して低降伏比材を得ることが提示され
ている。さらに特開平３−６４４１５号公報では、Ｔｉ
およびＮｂを含有する鋼片を穿孔圧延し、温度降下した
素管を再加熱して仕上圧延した後、焼き入れ、焼戻し処
理して細粒組織の高靭性シームレス鋼管の製造法が開示
されている。
−２８２４２７号公報には、常温でフェライトとパーラ
イトの混合組織を有する鋼をＡｃ1 変態点＋１０℃から
Ａｃ1 変態点＋９０℃の温度に加熱、保定後急速冷却処
理を施し、その後焼戻し処理をする最高硬さと降伏比の
低い高強度鋼管の製造法が開示されている。また、「材
料とプロセス」（No.3,Vol.4,1991 日本鉄鋼協会・第１
２１回（春季）講演大会予稿 552）にはシームレス工程
で圧延されたＮｂ−Ｍｏ系鋼管を、焼入(930℃×10min
水冷）処理材（ベイナイト主体組織）から２層温度域に
加熱・水冷−焼戻して低降伏比材を得ることが提示され
ている。さらに特開平３−６４４１５号公報では、Ｔｉ
およびＮｂを含有する鋼片を穿孔圧延し、温度降下した
素管を再加熱して仕上圧延した後、焼き入れ、焼戻し処
理して細粒組織の高靭性シームレス鋼管の製造法が開示
されている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかし、熱間のシーム
レス圧延では、圧延後のオーステナイト結晶粒度がＡＳ
ＴＭ No.１〜６とばらつきが大きいため、上記熱処理を
施しても強度、降伏比の安定したシームレス鋼管が得ら
れないという問題があった。本発明はこの様な問題を解
消するものであって、鋼成分や圧延・熱処理条件を制御
することにより安定した高強度で且つ低降伏比のシーム
レス鋼管の製造法を提供することを目的とする。
レス圧延では、圧延後のオーステナイト結晶粒度がＡＳ
ＴＭ No.１〜６とばらつきが大きいため、上記熱処理を
施しても強度、降伏比の安定したシームレス鋼管が得ら
れないという問題があった。本発明はこの様な問題を解
消するものであって、鋼成分や圧延・熱処理条件を制御
することにより安定した高強度で且つ低降伏比のシーム
レス鋼管の製造法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】すなわち本発明は、以下
の構成を要旨とする。重量％として、 Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 を含有し、更に必要に応じて Ｃｒ：０．１％〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｎｉ：０．１％〜２．０％、 Ｖ ：０．０１％〜０．１％ Ｂ ：０．０００３％〜０．００３０％ からなる第１群元素と、希土類元素：０．００１％〜
０．０５％、Ｃａ：０．００１％〜０．０２％、Ｃｏ：
０．０５％〜０．５％、Ｃｕ：０．１％〜０．５％から
なる第２群元素であって、この両群より選ばれた少なく
とも一種を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼片
を、熱間穿孔連続圧延の最終過程で９００〜７００℃の
温度で圧下率３〜１５％の加工を施し、Ａｒ3 点−１０
０℃〜Ａｒ3 点＋５０℃の温度に降下させた中空素管
を、該素管温度より高い９００〜１０００℃の間に加熱
してから、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上
圧延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度か
ら急冷する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間
の温度に加熱してから急却し、次いでＡｃ1 点以下の温
度に加熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする高
強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造法である。
の構成を要旨とする。重量％として、 Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下、 を含有し、更に必要に応じて Ｃｒ：０．１％〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｎｉ：０．１％〜２．０％、 Ｖ ：０．０１％〜０．１％ Ｂ ：０．０００３％〜０．００３０％ からなる第１群元素と、希土類元素：０．００１％〜
０．０５％、Ｃａ：０．００１％〜０．０２％、Ｃｏ：
０．０５％〜０．５％、Ｃｕ：０．１％〜０．５％から
なる第２群元素であって、この両群より選ばれた少なく
とも一種を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼片
を、熱間穿孔連続圧延の最終過程で９００〜７００℃の
温度で圧下率３〜１５％の加工を施し、Ａｒ3 点−１０
０℃〜Ａｒ3 点＋５０℃の温度に降下させた中空素管
を、該素管温度より高い９００〜１０００℃の間に加熱
してから、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上
圧延を施し、得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度か
ら急冷する焼入れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間
の温度に加熱してから急却し、次いでＡｃ1 点以下の温
度に加熱冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする高
強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造法である。
【０００６】
【発明の実施の形態】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、焼入れ
効果を増して強度を高め降伏点４０〜６０kgf/mm2 の高
張力鋼を安定して得るためおよび降伏比を低下させるた
め重要である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と焼割れの誘発および高硬度化し耐ＳＳＣ性の低下をき
たすためそれぞれ０．０２〜０．２０％、０．１５〜
２．５％とした。
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、焼入れ
効果を増して強度を高め降伏点４０〜６０kgf/mm2 の高
張力鋼を安定して得るためおよび降伏比を低下させるた
め重要である。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎる
と焼割れの誘発および高硬度化し耐ＳＳＣ性の低下をき
たすためそれぞれ０．０２〜０．２０％、０．１５〜
２．５％とした。
【０００７】Ｓｉは、脱酸剤が残存したもので強度を高
めるためおよび降伏比を低下させ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性を低下させるため０．０１〜０．５％と
した。
めるためおよび降伏比を低下させ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性を低下させるため０．０１〜０．５％と
した。
【０００８】Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を
生じやすく有害な成分であり、また低温靭性の劣化をき
たすためその含有量を０．０２０％以下とした。Ｓは、
ＭｎＳ系介在物を形成して熱間連続圧延で延伸し層状組
織を形成し、鋼の破壊伝播性能を改善する。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０．０１％とした。
生じやすく有害な成分であり、また低温靭性の劣化をき
たすためその含有量を０．０２０％以下とした。Ｓは、
ＭｎＳ系介在物を形成して熱間連続圧延で延伸し層状組
織を形成し、鋼の破壊伝播性能を改善する。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０．０１％とした。
【０００９】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破壊伝播性能を改善する。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。
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破壊伝播性能を改善する。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。
【００１０】Ｔｉは、シームレス圧延中の結晶粒径制御
元素として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、熱間圧延中の結晶
粒制御および熱間圧延後の結晶粒の成長を抑え鋼の破壊
伝播性能を改善すると共に、脱酸、脱窒の作用から後述
のＢの焼入れ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
させるため０．００５〜０．１％とした。Ｎは、後述の
Ｂの焼入れ性を低下させる有害な成分としてその含有量
を０．０１％以下とした。
元素として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、熱間圧延中の結晶
粒制御および熱間圧延後の結晶粒の成長を抑え鋼の破壊
伝播性能を改善すると共に、脱酸、脱窒の作用から後述
のＢの焼入れ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
させるため０．００５〜０．１％とした。Ｎは、後述の
Ｂの焼入れ性を低下させる有害な成分としてその含有量
を０．０１％以下とした。
【００１１】上記の成分組成の鋼で更に鋼の強度を高め
る場合Ｃｒ等の成分を必要に応じて選択的に添加する。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、鋼の焼入れ性を増して、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が飽和し、しかも非常
に高価であるため、それぞれについて上，下限を限定
し、Ｃｒは０．１〜１．５％、Ｍｏは０．０５〜０．５
％、Ｎｉは０．１〜２．０％、Ｖは０．０１〜０．１％
とした。またＢは、焼入れ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
果は変わらない一方、靭性や熱間加工性を劣化させるの
でその含有範囲を０．０００３〜０．００３０％とし
た。上記ＣｒないしＢの各元素は必要に応じて選択的に
添加すれば良い。
る場合Ｃｒ等の成分を必要に応じて選択的に添加する。
Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、鋼の焼入れ性を増して、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が飽和し、しかも非常
に高価であるため、それぞれについて上，下限を限定
し、Ｃｒは０．１〜１．５％、Ｍｏは０．０５〜０．５
％、Ｎｉは０．１〜２．０％、Ｖは０．０１〜０．１％
とした。またＢは、焼入れ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
果は変わらない一方、靭性や熱間加工性を劣化させるの
でその含有範囲を０．０００３〜０．００３０％とし
た。上記ＣｒないしＢの各元素は必要に応じて選択的に
添加すれば良い。
【００１２】更に本発明は、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耐ＳＳＣ
性を改善するために希土類元素，Ｃａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の
成分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素、Ｃ
ａ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希土類元素
は０．００１〜０．０５％、Ｃａは０．００１〜０．０
２％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Ｃｏは０．
０５〜０．５％、Ｃｕは０．１〜０．５％とした。
用環境を鑑み上記の成分組成で構成される鋼の耐ＳＳＣ
性を改善するために希土類元素，Ｃａ，Ｃｏ，Ｃｕ等の
成分を必要に応じて選択的に添加する。希土類元素、Ｃ
ａ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希土類元素
は０．００１〜０．０５％、Ｃａは０．００１〜０．０
２％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Ｃｏは０．
０５〜０．５％、Ｃｕは０．１〜０．５％とした。
【００１３】次に熱間シームレス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或いは更に真空脱ガ
ス処理を経て溶製され、連続鋳造法又は造塊分塊法で鋼
片を製造する。鋼片は、直ちに或いは一旦冷却された後
高温に加熱し熱間穿孔圧延を行う。加熱温度は、熱間穿
孔圧延を容易にするため十分高くしておかなければなら
ない。本発明成分範囲内の鋼であれば１２００℃以上の
温度で熱間穿孔加工してもなんら支障が生じないため、
その加熱温度は１０００〜１２５０℃とした。
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或いは更に真空脱ガ
ス処理を経て溶製され、連続鋳造法又は造塊分塊法で鋼
片を製造する。鋼片は、直ちに或いは一旦冷却された後
高温に加熱し熱間穿孔圧延を行う。加熱温度は、熱間穿
孔圧延を容易にするため十分高くしておかなければなら
ない。本発明成分範囲内の鋼であれば１２００℃以上の
温度で熱間穿孔加工してもなんら支障が生じないため、
その加熱温度は１０００〜１２５０℃とした。
【００１４】熱間鋼片は穿孔圧延後熱間連続圧延機に搬
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、製管された鋼管の材質、特に結晶
粒度、降伏比に大きな影響を及ぼす。図１および図２は
圧延直後のオーステナイト粒度を調べるため圧延後に急
冷処理した鋼管（表１ 鋼 No.５の成分）のγ粒度と熱
間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、再加熱開始温
度、再加熱炉温度との関係を示す。図に示すように圧延
直後のγ粒度は、各条件により、ＡＳＴＭ No.０〜８と
大きく変化する。
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、製管された鋼管の材質、特に結晶
粒度、降伏比に大きな影響を及ぼす。図１および図２は
圧延直後のオーステナイト粒度を調べるため圧延後に急
冷処理した鋼管（表１ 鋼 No.５の成分）のγ粒度と熱
間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、再加熱開始温
度、再加熱炉温度との関係を示す。図に示すように圧延
直後のγ粒度は、各条件により、ＡＳＴＭ No.０〜８と
大きく変化する。
【００１５】本発明等の研究によると、ＡＰＩ Ｘグレ
ード級の高強度鋼の降伏比は、焼入れ処理前の結晶粒度
に影響され結晶粒径が比較的大きいほど降伏比は低下す
ること、そして、降伏比とラインパイプ材などで要求さ
れる低温靭性を満足するγ粒度はＡＳＴＭ No.３〜５と
する必要があることを突き止めた。また、ＡＳＴＭ No.
３〜５のγ粒度を得るには熱間穿孔連続圧延の最終過程
から再加熱で起こる歪誘起粒成長後の二次再結晶により
引き起こされるγ粒粗大化現象の利用が不可欠であるこ
とを見出だした。
ード級の高強度鋼の降伏比は、焼入れ処理前の結晶粒度
に影響され結晶粒径が比較的大きいほど降伏比は低下す
ること、そして、降伏比とラインパイプ材などで要求さ
れる低温靭性を満足するγ粒度はＡＳＴＭ No.３〜５と
する必要があることを突き止めた。また、ＡＳＴＭ No.
３〜５のγ粒度を得るには熱間穿孔連続圧延の最終過程
から再加熱で起こる歪誘起粒成長後の二次再結晶により
引き起こされるγ粒粗大化現象の利用が不可欠であるこ
とを見出だした。
【００１６】歪み誘起粒成長を利用したγ粒度制御は、
熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、再加熱開始
温度、再加熱炉温度を以下のように規定することにより
可能となる。すなわち、熱間穿孔連続圧延の最終圧延で
の圧下温度は９００℃超では加工により導入された歪み
エネルギーが回復、再結晶により低下するため歪み誘起
粒成長の駆動力が消失するため結晶粒径の粗大化が起こ
らず、鋼管の降伏比の低下を阻害する。よって、熱間穿
孔連続圧延の最終過程での圧下温度は９００〜７００℃
に限定する。
熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧延条件、再加熱開始
温度、再加熱炉温度を以下のように規定することにより
可能となる。すなわち、熱間穿孔連続圧延の最終圧延で
の圧下温度は９００℃超では加工により導入された歪み
エネルギーが回復、再結晶により低下するため歪み誘起
粒成長の駆動力が消失するため結晶粒径の粗大化が起こ
らず、鋼管の降伏比の低下を阻害する。よって、熱間穿
孔連続圧延の最終過程での圧下温度は９００〜７００℃
に限定する。
【００１７】かかる熱間穿孔連続圧延において、圧下量
が０〜２％では歪み誘起粒成長の駆動力が不十分であ
り、１５％以上では蓄積される歪みエネルギーが大きく
なり過ぎて圧下後或いはその後の再加熱過程で歪みエネ
ルギーを持たないγ粒の成長により歪み誘起粒成長の駆
動力が消失するため、結晶粒径の粗大化が起こらず鋼管
の降伏比の低下を阻害する。よって、熱間穿孔連続圧延
の最終過程での圧下量は３〜１５％に限定した。
が０〜２％では歪み誘起粒成長の駆動力が不十分であ
り、１５％以上では蓄積される歪みエネルギーが大きく
なり過ぎて圧下後或いはその後の再加熱過程で歪みエネ
ルギーを持たないγ粒の成長により歪み誘起粒成長の駆
動力が消失するため、結晶粒径の粗大化が起こらず鋼管
の降伏比の低下を阻害する。よって、熱間穿孔連続圧延
の最終過程での圧下量は３〜１５％に限定した。
【００１８】圧下後８５０℃〜Ａｒ1 点の温度に降下し
た中空粗管は、再加熱されて仕上圧延されるが、この再
加熱開始温度は、Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −１５０℃
ではγ粒の急激な異常粗大化が起こり低温靭性が著しく
劣化し、また、Ａｒ3 ＋５０℃では歪み誘起粒成長の駆
動力が消失し適度なγ粒粗大化が起こらず、鋼管の降伏
比の低下を阻害する。よって、圧下後の再加熱開始温度
はＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 ＋５０℃にする。一方、再
加熱温度は９００℃未満ではγ粒の成長に不十分である
と共に熱間最終仕上圧延後の焼入れ温度が確保できず、
また１０００℃を超えてはγ粒の急激な粗大化が起き、
低温靭性が著しく劣化すると共に鋼表面に多量の酸化ス
ケールが生じ鋼管の表面品位に悪影響を及ぼす。よっ
て、仕上圧延時の再加熱温度は９００℃〜１０００℃の
温度にする。
た中空粗管は、再加熱されて仕上圧延されるが、この再
加熱開始温度は、Ａｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 −１５０℃
ではγ粒の急激な異常粗大化が起こり低温靭性が著しく
劣化し、また、Ａｒ3 ＋５０℃では歪み誘起粒成長の駆
動力が消失し適度なγ粒粗大化が起こらず、鋼管の降伏
比の低下を阻害する。よって、圧下後の再加熱開始温度
はＡｒ3 −１００℃〜Ａｒ3 ＋５０℃にする。一方、再
加熱温度は９００℃未満ではγ粒の成長に不十分である
と共に熱間最終仕上圧延後の焼入れ温度が確保できず、
また１０００℃を超えてはγ粒の急激な粗大化が起き、
低温靭性が著しく劣化すると共に鋼表面に多量の酸化ス
ケールが生じ鋼管の表面品位に悪影響を及ぼす。よっ
て、仕上圧延時の再加熱温度は９００℃〜１０００℃の
温度にする。
【００１９】９００〜１０００℃に加熱された中空素管
には仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる熱間最終仕
上圧延を施し、得られた仕上鋼管に焼入れ処理が施され
る。熱間最終仕上圧延後の冷却開始温度は、安定した十
分な焼入れ組織となり、必要とする強度、耐サワー性お
よび靭性を確保し、且つ焼入れ処理後に行うＡｃ3 〜Ａ
ｃ1 点からの急冷処理で得られる組織の均一性を確保す
る必要性からＡｒ3 点＋５０℃以上とする。
には仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上となる熱間最終仕
上圧延を施し、得られた仕上鋼管に焼入れ処理が施され
る。熱間最終仕上圧延後の冷却開始温度は、安定した十
分な焼入れ組織となり、必要とする強度、耐サワー性お
よび靭性を確保し、且つ焼入れ処理後に行うＡｃ3 〜Ａ
ｃ1 点からの急冷処理で得られる組織の均一性を確保す
る必要性からＡｒ3 点＋５０℃以上とする。
【００２０】Ａｒ3 点＋５０℃以上から急冷する焼入れ
処理を施した後、続いてＡｃ3 〜Ａｃ1 点に再加熱しそ
の後急冷処理を施す。この処理は、細粒組織の高強度且
つ低降伏比を得るための本発明上重要な工程である。再
加熱温度は、目標とする強度、降伏比に大きく影響す
る。この温度はＡｃ3 〜Ａｃ1 範囲であるならば特に限
定しないがＡｃ1 点＋５０℃未満になると強度の著しい
低下をきたし、またＡｃ3 点−５０℃以上では降伏比が
高くなる傾向があるため、Ａｃ1 点＋５０℃〜Ａｃ3 点
−５０℃の温度範囲とするのがが好ましい。直接焼入れ
時およびＡｃ3 〜Ａｃ1 点からの冷却速度は特に限定し
ないが空冷より速い速度とする。
処理を施した後、続いてＡｃ3 〜Ａｃ1 点に再加熱しそ
の後急冷処理を施す。この処理は、細粒組織の高強度且
つ低降伏比を得るための本発明上重要な工程である。再
加熱温度は、目標とする強度、降伏比に大きく影響す
る。この温度はＡｃ3 〜Ａｃ1 範囲であるならば特に限
定しないがＡｃ1 点＋５０℃未満になると強度の著しい
低下をきたし、またＡｃ3 点−５０℃以上では降伏比が
高くなる傾向があるため、Ａｃ1 点＋５０℃〜Ａｃ3 点
−５０℃の温度範囲とするのがが好ましい。直接焼入れ
時およびＡｃ3 〜Ａｃ1 点からの冷却速度は特に限定し
ないが空冷より速い速度とする。
【００２１】その後、Ａｃ1 点以下の温度に加熱して冷
却する焼戻し処理を行う。焼戻し温度は、強度、耐サワ
ー性および靭性の安定化を確保するために行うもので、
Ａｃ1 点以下であれば良い。その加熱方法については特
に限定しない。
却する焼戻し処理を行う。焼戻し温度は、強度、耐サワ
ー性および靭性の安定化を確保するために行うもので、
Ａｃ1 点以下であれば良い。その加熱方法については特
に限定しない。
【００２２】以上の製造条件で得られる鋼管は、γ粒の
ばらつきがなく、細粒組織で且つ高強度、低降伏比で耐
サワー性、靭性の諸特性を具備する必要のあるシームレ
ス鋼管に好適である。
ばらつきがなく、細粒組織で且つ高強度、低降伏比で耐
サワー性、靭性の諸特性を具備する必要のあるシームレ
ス鋼管に好適である。
【００２３】
【実施例】表１に示す成分の溶鋼を転炉で精錬し、該溶
鋼を連続鋳造で鋳片とし、これを以下に示す条件で、シ
ームレス圧延−直接焼入れおよび引続きＡｃ1 〜Ａｃ3
点への加熱急冷する二相域処理、Ａｃ1 以下の焼戻し処
理を施した。
鋼を連続鋳造で鋳片とし、これを以下に示す条件で、シ
ームレス圧延−直接焼入れおよび引続きＡｃ1 〜Ａｃ3
点への加熱急冷する二相域処理、Ａｃ1 以下の焼戻し処
理を施した。
【００２４】本発明の鋳片処理条件は以下の通りであ
る。 鋳片加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延の最終圧延：８５０℃×５％ 再加熱開始温度 ：Ａｒ3 −７５℃〜Ａｒ3 ＋５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 直接焼入れ温度 ：９００℃ 二相域加熱温度 ：７８０〜８６０℃ 焼戻し温度 ：６００℃ また、比較例として下記の処理を施した。 加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延の最終圧延：９５０℃×５％ 再加熱開始温度 ：Ａｒ3 ＋５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 再加熱焼入れ温度 ：９５０℃ 焼戻し温度 ：６００℃
る。 鋳片加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延の最終圧延：８５０℃×５％ 再加熱開始温度 ：Ａｒ3 −７５℃〜Ａｒ3 ＋５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 直接焼入れ温度 ：９００℃ 二相域加熱温度 ：７８０〜８６０℃ 焼戻し温度 ：６００℃ また、比較例として下記の処理を施した。 加熱温度 ：１２００℃ 熱間穿孔連続圧延の最終圧延：９５０℃×５％ 再加熱開始温度 ：Ａｒ3 ＋５０℃ 最終仕上圧延温度 ：８５０℃ 最終仕上圧下量 ：２０％ 再加熱焼入れ温度 ：９５０℃ 焼戻し温度 ：６００℃
【００２５】上記処理によって得られたシームレス鋼管
の特性（降伏強度、降伏比、耐ＳＣＣ性）を表２に示
す。耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従った
荷重方式によるσｔｈ（Threshold Stress）を求めて評
価した。これから明らかのように本発明によって製造さ
れた鋼管は、高強度、低降伏比で耐サワー性が得られて
いることがわかる。
の特性（降伏強度、降伏比、耐ＳＣＣ性）を表２に示
す。耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従った
荷重方式によるσｔｈ（Threshold Stress）を求めて評
価した。これから明らかのように本発明によって製造さ
れた鋼管は、高強度、低降伏比で耐サワー性が得られて
いることがわかる。
【００２６】
【表１】
【００２７】
【表２】
【００２８】
【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、高強度降伏比であり、耐サワー性に優れ、劣
悪な油井環境において使用される。
た鋼管は、高強度降伏比であり、耐サワー性に優れ、劣
悪な油井環境において使用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】急冷後のオーステナイト粒度に及ぼす再加熱開
始温度と熱間穿孔連続圧延の最終圧下率の影響を示す
図。
始温度と熱間穿孔連続圧延の最終圧下率の影響を示す
図。
【図２】急冷後のオーステナイト粒度に及ぼす圧下温度
と再加熱炉温度との影響を示す図。
と再加熱炉温度との影響を示す図。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０２％〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１％〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５％〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ａｌ：０．００５％〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５％〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、残部が実質的にＦｅよりなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延の最終過程で９００〜７００℃の温度で圧下
率３〜１５％の加工を施し、Ａｒ3 点−１００℃〜Ａｒ
3 点＋５０℃の温度に降下させた中空素管を、該素管温
度より高い９００〜１０００℃の間に加熱してから、仕
上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、
得られた仕上鋼管をＡｒ3 点以上の温度から急冷する焼
入れ処理を施した後、Ａｃ1 〜Ａｃ3 点間の温度に加熱
してから急冷し、次いでＡｃ1 点以下の温度に加熱冷却
する焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度で且つ低
降伏比シームレス鋼管の製造方法。 - 【請求項２】 鋼片成分としてさらに、重量％として Ｃｒ：０．１％〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｎｉ：０．１％〜２．０％、 Ｖ ：０．０１％〜０．１％ Ｂ ：０．０００３％〜０．００３０％ からなる群の元素より選ばれた少なくとも１種を含有す
ることを特徴とする請求項１記載の高強度で且つ低降伏
比シームレス鋼管の製造方法。 - 【請求項３】 鋼片成分としてさらに、重量％として 希土類元素：０．００１％〜０．０５％、 Ｃａ：０．００１％〜０．０２％、 Ｃｏ：０．０５％〜０．５％、 Ｃｕ：０．１％〜０．５％ からなる群の元素より選ばれた少なくとも１種を含有す
ることを特徴とする請求項１或いは２記載の高強度で且
つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27033295A JPH09111344A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27033295A JPH09111344A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09111344A true JPH09111344A (ja) | 1997-04-28 |
Family
ID=17484789
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27033295A Withdrawn JPH09111344A (ja) | 1995-10-18 | 1995-10-18 | 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH09111344A (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006176840A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-07-06 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼片の製造方法 |
| KR100627461B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2006-09-22 | 주식회사 포스코 | 고강도 라인파이프용 열연강판의 제조방법 |
| US7481897B2 (en) * | 2000-09-01 | 2009-01-27 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel |
| US7776160B2 (en) * | 2000-09-01 | 2010-08-17 | Trw Automotive U.S. Llc | Method of producing a cold temperature high toughness structural steel tubing |
| JP2010189765A (ja) * | 2010-03-29 | 2010-09-02 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 鋼片の製造方法 |
| CN103290338A (zh) * | 2013-06-18 | 2013-09-11 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种含稀土的l690q管线用无缝钢管及其生产方法 |
| CN103409702A (zh) * | 2013-06-18 | 2013-11-27 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种含稀土的l830q管线用无缝钢管及其生产方法 |
| CN103409685A (zh) * | 2013-08-09 | 2013-11-27 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种核电站常规岛用无缝钢管及其生产工艺 |
| CN104141093A (zh) * | 2013-05-10 | 2014-11-12 | 河北钢铁股份有限公司承德分公司 | 屈服强度达700MPa的汽车厢体用带钢及其轧制方法 |
| CN104561774A (zh) * | 2013-10-10 | 2015-04-29 | 鞍钢股份有限公司 | 一种p110级直缝焊石油套管及其制造方法 |
| CN114717476A (zh) * | 2022-03-11 | 2022-07-08 | 天津钢管制造有限公司 | 提升轧态碳钢无缝钢管性能的方法 |
| CN116970786A (zh) * | 2023-06-28 | 2023-10-31 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种含稀土770MPa级起重机臂架用无缝钢管调质热处理方法 |
-
1995
- 1995-10-18 JP JP27033295A patent/JPH09111344A/ja not_active Withdrawn
Cited By (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100627461B1 (ko) * | 1999-12-28 | 2006-09-22 | 주식회사 포스코 | 고강도 라인파이프용 열연강판의 제조방법 |
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| CN116970786A (zh) * | 2023-06-28 | 2023-10-31 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种含稀土770MPa级起重机臂架用无缝钢管调质热处理方法 |
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
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