JPH06184635A - 破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法Info
- Publication number
- JPH06184635A JPH06184635A JP33906292A JP33906292A JPH06184635A JP H06184635 A JPH06184635 A JP H06184635A JP 33906292 A JP33906292 A JP 33906292A JP 33906292 A JP33906292 A JP 33906292A JP H06184635 A JPH06184635 A JP H06184635A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- rolling
- point
- steel pipe
- quenching
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 シームレス圧延ままでオーステナイト（γ）
粒度１０番以上を得、その後のＤＱＴ処理により破壊伝
播特性の優れたシームレス鋼管を得る。 【構成】 １１００℃以上に加熱された鋼片を穿孔圧延
して得られた中空素管を、前段および最終段の傾斜圧延
機前にＡｒ3 点〜１１００℃にして、それぞれの傾斜圧
延機で断面減少率にして２０〜７０％の加工を施し、更
にその後の連続圧延機でＡｒ3 点〜９００℃間で２０〜
７０％の加工を施し、ＡＳＴＭ No．１０以上のγ粒を
得その後焼入焼戻しを行う。 【効果】 傾斜圧延機は剪断ひずみが大きいため通常の
他の圧延機に比べて得られるγ粒度は９番以上で、更に
直後の連続圧延で１０番以上の未再結晶の微細γ粒が得
られる。未再結晶かつ微細γ粒からの焼入焼戻し処理に
より破壊伝播特性の優れたシームレス鋼管が得られる。
粒度１０番以上を得、その後のＤＱＴ処理により破壊伝
播特性の優れたシームレス鋼管を得る。 【構成】 １１００℃以上に加熱された鋼片を穿孔圧延
して得られた中空素管を、前段および最終段の傾斜圧延
機前にＡｒ3 点〜１１００℃にして、それぞれの傾斜圧
延機で断面減少率にして２０〜７０％の加工を施し、更
にその後の連続圧延機でＡｒ3 点〜９００℃間で２０〜
７０％の加工を施し、ＡＳＴＭ No．１０以上のγ粒を
得その後焼入焼戻しを行う。 【効果】 傾斜圧延機は剪断ひずみが大きいため通常の
他の圧延機に比べて得られるγ粒度は９番以上で、更に
直後の連続圧延で１０番以上の未再結晶の微細γ粒が得
られる。未再結晶かつ微細γ粒からの焼入焼戻し処理に
より破壊伝播特性の優れたシームレス鋼管が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、破壊伝播特性の優れた
高強度シームレス鋼管の製造法に関するものである。
高強度シームレス鋼管の製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、エネルギー資源としてガス井、油
井開発は極北、高深度化する傾向にあり開発機材として
使用されるシームレス鋼管に対しては、高強度、高靭性
（破壊伝播特性）を兼ね備えた性質が要求されている。
井開発は極北、高深度化する傾向にあり開発機材として
使用されるシームレス鋼管に対しては、高強度、高靭性
（破壊伝播特性）を兼ね備えた性質が要求されている。
【０００３】従来より、このような諸特性を同時に満足
するには、破壊時にセパレーション効果が発揮できる層
状組織で且つ結晶粒度ＡＳＴＭ No．６以上の微細組織
が有効であることが本発明者等によって確かめられてい
る。一方、熱間シームレス鋼管の圧延工程は、鋳造鋼片
の穿孔圧延、延伸圧延、仕上圧延工程に分けられるが、
成型体および表面品位の確保のため通常１１００℃以上
の高温域で加工が行なわれるため、セパレーション効果
が発揮できる層状組織となりにくく、又圧延後の再結晶
γ粒の成長が著しく、結晶粒度はＡＳＴＭ No．６以下
の粗粒組織となる。すなわち、近年の油井開発機材とし
て要求される特性を満足するには層状組織とＡＳＴＭ
No．６以上の微細組織を安定して得る必要があるが、層
状組織を有しＡＳＴＭ No．６以上の微細組織を確保し
破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管を得るには
熱間シームレス圧延直後に焼入する直接焼入−焼戻し工
程では不十分であった。
するには、破壊時にセパレーション効果が発揮できる層
状組織で且つ結晶粒度ＡＳＴＭ No．６以上の微細組織
が有効であることが本発明者等によって確かめられてい
る。一方、熱間シームレス鋼管の圧延工程は、鋳造鋼片
の穿孔圧延、延伸圧延、仕上圧延工程に分けられるが、
成型体および表面品位の確保のため通常１１００℃以上
の高温域で加工が行なわれるため、セパレーション効果
が発揮できる層状組織となりにくく、又圧延後の再結晶
γ粒の成長が著しく、結晶粒度はＡＳＴＭ No．６以下
の粗粒組織となる。すなわち、近年の油井開発機材とし
て要求される特性を満足するには層状組織とＡＳＴＭ
No．６以上の微細組織を安定して得る必要があるが、層
状組織を有しＡＳＴＭ No．６以上の微細組織を確保し
破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管を得るには
熱間シームレス圧延直後に焼入する直接焼入−焼戻し工
程では不十分であった。
【０００４】そのため、例えば特開昭５２−７７８１３
号公報では熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
Ａｒ1 点以下に下げて再度オーステナイト化し引き続き
行う仕上圧延後に焼入−焼戻し微細組織化するか、通常
の仕上圧延後に再加熱焼入−焼戻しを行い徹底的に微細
組織にする必要があった。
号公報では熱間粗圧延した中空素管を強制的に一旦鋼の
Ａｒ1 点以下に下げて再度オーステナイト化し引き続き
行う仕上圧延後に焼入−焼戻し微細組織化するか、通常
の仕上圧延後に再加熱焼入−焼戻しを行い徹底的に微細
組織にする必要があった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記の
ような方法はいずれにおいても熱効率上の問題のほかに
製造工程が煩雑となる欠点があった。一方、従来の熱間
シームレス圧延ままで近年の油井開発に要求される特性
を満足できる必要条件である結晶粒度ＡＳＴＭNo．６以
上が得られないため、直接焼入処理等の省工程で破壊伝
播特性の優れた高強度シームレス鋼管が得られない問題
があった。
ような方法はいずれにおいても熱効率上の問題のほかに
製造工程が煩雑となる欠点があった。一方、従来の熱間
シームレス圧延ままで近年の油井開発に要求される特性
を満足できる必要条件である結晶粒度ＡＳＴＭNo．６以
上が得られないため、直接焼入処理等の省工程で破壊伝
播特性の優れた高強度シームレス鋼管が得られない問題
があった。
【０００６】本発明は、上記従来の問題点を解消すべく
多くの実験を行い検討した結果なされたものであって、
鋼成分、熱間圧延条件を制御することによって破壊伝播
特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法を提供する
ことを目的とする。
多くの実験を行い検討した結果なされたものであって、
鋼成分、熱間圧延条件を制御することによって破壊伝播
特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法を提供する
ことを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、前記目的を達
成するために構成したものであり、その要旨とするとこ
ろは、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１
〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２
０％以下、 Ｓ ：０．００５〜０．１％、 Ａｌ：０．００
５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、更に必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１
〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％、 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種又は２種以上を含有して残部が実質的にＦｅから
なる鋼片を１１００℃以上に加熱し熱間穿孔圧延した中
空素管をＡｒ3 点〜１１００℃まで冷却し、その直後の
前段の傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、更に前段傾斜圧延による加工時の発熱で
Ａｒ3 点〜１１００℃まで昇温保持された中空粗管をそ
の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、その後、形状矯正連続圧延をＡｒ1 点〜
９００℃の温度で２０〜７０％の成形加工を施した鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施した
後、続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻
し処理を行う耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シームレ
ス鋼管の製造法である。
成するために構成したものであり、その要旨とするとこ
ろは、重量％として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１
〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２
０％以下、 Ｓ ：０．００５〜０．１％、 Ａｌ：０．００
５〜０．１％、 Ｔｉ：０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００
５〜０．１％、 Ｎ ：０．０１％以下 を含有し、更に必要によっては Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５
〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１
〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％、 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種又は２種以上を含有して残部が実質的にＦｅから
なる鋼片を１１００℃以上に加熱し熱間穿孔圧延した中
空素管をＡｒ3 点〜１１００℃まで冷却し、その直後の
前段の傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、更に前段傾斜圧延による加工時の発熱で
Ａｒ3 点〜１１００℃まで昇温保持された中空粗管をそ
の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、その後、形状矯正連続圧延をＡｒ1 点〜
９００℃の温度で２０〜７０％の成形加工を施した鋼管
を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する焼入処理を施した
後、続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻
し処理を行う耐ＳＳＣ性の優れた高強度高靭性シームレ
ス鋼管の製造法である。
【０００８】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、焼入効果を増し
て強度を高め降伏点３０〜６０kgf/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、多過ぎると焼割れの誘発お
よび高硬度化し耐ＳＳＣ性の低下を来すためそれぞれ
０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．５％とした。
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、焼入効果を増し
て強度を高め降伏点３０〜６０kgf/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、多過ぎると焼割れの誘発お
よび高硬度化し耐ＳＳＣ性の低下を来すためそれぞれ
０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．５％とした。
【０００９】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耐ＳＳＣ性を低下させるた
め０．０１〜０．５％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であり、又低温靭
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０．００５〜０．１％
とした。
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耐ＳＳＣ性を低下させるた
め０．０１〜０．５％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であり、又低温靭
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０．００５〜０．１％
とした。
【００１０】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。
【００１１】Ｔｉ，Ｎｂは、いずれもシームレス圧延中
の結晶粒径制御元素で、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。一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒成
長抑制および連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度まで
降下した該素管を該温度より高い９００〜１１００℃に
加熱した場合の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、多過ぎてもその
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。
の結晶粒径制御元素で、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。一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒成
長抑制および連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度まで
降下した該素管を該温度より高い９００〜１１００℃に
加熱した場合の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、多過ぎてもその
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。
【００１２】Ｎは、後述のＢの焼入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。
な成分として、その含有量を０．０１％以下とした。
【００１３】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０．０１〜１．５％、０．０
５〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜０．１％
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
わらず、靭性や熱間加工性を劣化させるので０．０００
３〜０．００３％とした。
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０．０１〜１．５％、０．０
５〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜０．１％
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
わらず、靭性や熱間加工性を劣化させるので０．０００
３〜０．００３％とした。
【００１４】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Ｓ
ＳＣ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。
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Ｓ
ＳＣ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。
【００１５】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あるいは更に真空脱
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、直ちにあるいは一旦冷却され
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ねばなら
ない。本発明の成分範囲内であれば１１００℃以上の温
度で熱間穿孔加工上なんら支障が生じないのでその温度
は１１００℃以上とした。
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あるいは更に真空脱
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、直ちにあるいは一旦冷却され
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ねばなら
ない。本発明の成分範囲内であれば１１００℃以上の温
度で熱間穿孔加工上なんら支障が生じないのでその温度
は１１００℃以上とした。
【００１６】穿孔圧延が行なわれた中空素管は、前段の
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜１１００℃の温度に冷却し、
直ちに粗加工する傾斜圧延を行う。傾斜圧延機（エロン
ゲーターミルなど）は、シームレス鋼管の圧延に使用さ
れる他の圧延機（マンドレルミル、プラグミルなど）や
鋼板の圧延機と異なり、剪断ひずみの成分が非常に大き
い。したがって、断面積減少率から予測されるひずみ量
と比べて実質的なひずみ量は格段に大きい。このため、
傾斜圧延機では小さな断面積減少率の加工であっても図
１で示すように剪断ひずみの小さい圧延機と比べて細粒
が得られ、又、加工発熱が大きいため直後の最終段の傾
斜圧延に必要な温度の確保が可能となる。
傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜１１００℃の温度に冷却し、
直ちに粗加工する傾斜圧延を行う。傾斜圧延機（エロン
ゲーターミルなど）は、シームレス鋼管の圧延に使用さ
れる他の圧延機（マンドレルミル、プラグミルなど）や
鋼板の圧延機と異なり、剪断ひずみの成分が非常に大き
い。したがって、断面積減少率から予測されるひずみ量
と比べて実質的なひずみ量は格段に大きい。このため、
傾斜圧延機では小さな断面積減少率の加工であっても図
１で示すように剪断ひずみの小さい圧延機と比べて細粒
が得られ、又、加工発熱が大きいため直後の最終段の傾
斜圧延に必要な温度の確保が可能となる。
【００１７】前段の傾斜圧延機で圧延された中空粗管は
Ａｒ3 点〜１１００℃の温度に昇温保持され、最終段の
傾斜圧延機で鋼管の最終形状に近い外径、肉厚まで粗加
工する傾斜圧延を行う。最終段の傾斜圧延機の結晶粒径
の微細化に対する効果は、図１に示した前段の傾斜圧延
機と同様である。傾斜圧延機の圧延温度は、高いと再結
晶粒の著しい成長が起こるが、低すぎると圧延負荷の増
大により鋼の成形性が著しく低下し、目標とする外径、
肉厚が得られにくく再結晶による結晶粒の微細化が図れ
ないため、前段、最終段ともＡｒ3 点〜１１００℃に限
定した。
Ａｒ3 点〜１１００℃の温度に昇温保持され、最終段の
傾斜圧延機で鋼管の最終形状に近い外径、肉厚まで粗加
工する傾斜圧延を行う。最終段の傾斜圧延機の結晶粒径
の微細化に対する効果は、図１に示した前段の傾斜圧延
機と同様である。傾斜圧延機の圧延温度は、高いと再結
晶粒の著しい成長が起こるが、低すぎると圧延負荷の増
大により鋼の成形性が著しく低下し、目標とする外径、
肉厚が得られにくく再結晶による結晶粒の微細化が図れ
ないため、前段、最終段ともＡｒ3 点〜１１００℃に限
定した。
【００１８】又、傾斜圧延機では前段、最終段共に再結
晶は大部分動的に起こるので、結晶粒度は加工量によら
ない。しかし、再結晶する臨界ひずみは超えている必要
がある。圧下率は、再結晶が圧延終了後にも静的に起こ
ることを考慮して下限を２０％とした。一方、圧下率が
余り大きすぎると、圧延が困難になりパイプの成形性や
表面品位の低下が起こるため、上限を７０％とした。
晶は大部分動的に起こるので、結晶粒度は加工量によら
ない。しかし、再結晶する臨界ひずみは超えている必要
がある。圧下率は、再結晶が圧延終了後にも静的に起こ
ることを考慮して下限を２０％とした。一方、圧下率が
余り大きすぎると、圧延が困難になりパイプの成形性や
表面品位の低下が起こるため、上限を７０％とした。
【００１９】前段および最終段の傾斜圧延により微細化
された該粗管は圧延終了後、Ａｒ1点〜９００℃の温度
で、更に形状矯正のため肉厚断面減少率で２０〜７０％
の連続圧延を行う。圧延温度は、連続圧延終了後の冷却
でより微細組織を得るため、未再結晶の強い層状組織を
得る必要があるためＡｒ1 点〜９００℃とした。加工量
は、あまり小さいと十分な層状組織が得られず、又、大
きすぎると圧延負荷が大きくなり成形性が低下するため
肉厚断面減少率で２０〜７０％とした。
された該粗管は圧延終了後、Ａｒ1点〜９００℃の温度
で、更に形状矯正のため肉厚断面減少率で２０〜７０％
の連続圧延を行う。圧延温度は、連続圧延終了後の冷却
でより微細組織を得るため、未再結晶の強い層状組織を
得る必要があるためＡｒ1 点〜９００℃とした。加工量
は、あまり小さいと十分な層状組織が得られず、又、大
きすぎると圧延負荷が大きくなり成形性が低下するため
肉厚断面減少率で２０〜７０％とした。
【００２０】以上の圧延により微細で且つ強い層状組織
を得た該粗管は、Ａｒ3 点以上の温度から焼入処理を行
う。焼入処理開始温度は、十分な焼入組織を確保し必要
とする強度を確保するためＡｒ3 点以上とした。焼入時
の冷却速度は特に限定しないが空冷より速い速度とす
る。
を得た該粗管は、Ａｒ3 点以上の温度から焼入処理を行
う。焼入処理開始温度は、十分な焼入組織を確保し必要
とする強度を確保するためＡｒ3 点以上とした。焼入時
の冷却速度は特に限定しないが空冷より速い速度とす
る。
【００２１】焼入後、鋼の性質（脆性破壊伝播特性、強
度、および耐ＳＳＣ性など）の安定化のため焼戻し処理
を行う。焼戻し温度は、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。
度、および耐ＳＳＣ性など）の安定化のため焼戻し処理
を行う。焼戻し温度は、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。
【００２２】以上の製造条件で得られるγは粗大粒を含
むことなく脆性破壊伝播特性の優れた高強度高靭性シー
ムレス鋼管の製造に有効である。
むことなく脆性破壊伝播特性の優れた高強度高靭性シー
ムレス鋼管の製造に有効である。
【００２３】
【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の化学成
分であり（表１−１）、これを熱間シームレス圧延を行
って直接焼入焼戻しした本発明法および従来法による鋼
管の強度、脆性破壊伝播特性、γ粒度を表１−２に示し
た。本発明法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粒度は微細であり高脆性破壊伝播特
性が得られることがわかる。
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片の化学成
分であり（表１−１）、これを熱間シームレス圧延を行
って直接焼入焼戻しした本発明法および従来法による鋼
管の強度、脆性破壊伝播特性、γ粒度を表１−２に示し
た。本発明法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粒度は微細であり高脆性破壊伝播特
性が得られることがわかる。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【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、高強度を有し更に細粒であるため脆性破壊伝
播特性が優れ、極北の寒冷地において使用される。
た鋼管は、高強度を有し更に細粒であるため脆性破壊伝
播特性が優れ、極北の寒冷地において使用される。
【図１】通常の鋼板圧延法と傾斜圧延後のγ粒度と圧延
温度の影響を示す図である。
温度の影響を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．００５〜０．１％、 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１１００
℃以上に加熱熱間穿孔圧延した中空素管をＡｒ3 点〜１
１００℃まで冷却し、その直後の前段の傾斜圧延機で肉
厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施し、更に前
段傾斜圧延による加工発熱でＡｒ3 点〜１１００℃まで
昇温保持された中空粗管をその最終傾斜圧延機で肉厚断
面減少率で２０〜７０％の成形加工を施し、その後、形
状矯正連続圧延をＡｒ1 点〜９００℃の温度で２０〜７
０％の施した鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度から急冷する
焼入処理を施した後、続いてＡｃ1 点以下の温度に加熱
して冷却する焼戻し処理を行うことを特徴とする破壊伝
播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．００５〜０．１％、 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、更に Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％ の１種又は２種以上を含有して残部が実質的にＦｅから
なる鋼片を１１００℃以上に加熱し熱間穿孔圧延した中
空素管をＡｒ3 点〜１１００℃まで冷却し、その直後の
前段の傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、更に前段傾斜圧延による加工発熱でＡｒ
3 点〜１１００℃まで昇温保持された中空粗管をその最
終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加
工を施し、その後、形状矯正連続圧延をＡｒ1 点〜９０
０℃の温度で２０〜７０％の施した鋼管を、Ａｒ3 点以
上の温度から急冷する焼入処理を施した後、続いてＡｃ
1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行うこ
とを特徴とする破壊伝播特性の優れた高強度シームレス
鋼管の製造法。 - 【請求項３】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．００５〜０．１％、 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、更に 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種又は２種以上を含有して残部が実質的にＦｅから
なる鋼片を１１００℃以上に加熱し熱間穿孔圧延した中
空素管をＡｒ3 点〜１１００℃まで冷却し、その直後の
前段の傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、更に前段傾斜圧延による加工発熱でＡｒ
3 点〜１１００℃まで昇温保持された中空粗管をその最
終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加
工を施し、その後、形状矯正連続圧延をＡｒ1 点〜９０
０℃の温度で２０〜７０％の施した鋼管を、Ａｒ3 点以
上の温度から急冷する焼入処理を施した後、続いてＡｃ
1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行うこ
とを特徴とする破壊伝播特性の優れた高強度シームレス
鋼管の製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．００５〜０．１％、 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、更に Ｃｒ：０．１〜１．５％、 Ｍｏ：０．０５〜０．５％、 Ｎｉ：０．１〜２．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００３３％ の１種又は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種又は２種以上を含有して残部が実質的にＦｅから
なる鋼片を１１００℃以上に加熱し熱間穿孔圧延した中
空素管をＡｒ3 点〜１１００℃まで冷却し、その直後の
前段の傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成
形加工を施し、更に前段傾斜圧延による加工発熱でＡｒ
3 点〜１１００℃まで昇温保持された中空粗管をその最
終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加
工を施し、その後、形状矯正連続圧延をＡｒ1 点〜９０
０℃の温度で２０〜７０％の施した鋼管を、Ａｒ3 点以
上の温度から急冷する焼入処理を施した後、続いてＡｃ
1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を行うこ
とを特徴とする破壊伝播特性の優れた高強度シームレス
鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33906292A JPH06184635A (ja) | 1992-12-18 | 1992-12-18 | 破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33906292A JPH06184635A (ja) | 1992-12-18 | 1992-12-18 | 破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06184635A true JPH06184635A (ja) | 1994-07-05 |
Family
ID=18323905
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33906292A Pending JPH06184635A (ja) | 1992-12-18 | 1992-12-18 | 破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06184635A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996036742A1 (fr) * | 1995-05-15 | 1996-11-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres |
| 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 |
| CN110004363A (zh) * | 2019-04-04 | 2019-07-12 | 靖江特殊钢有限公司 | 一种耐磨无缝钢管及其制造方法 |
| CN111485172A (zh) * | 2020-04-07 | 2020-08-04 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土微合金化核电用无缝钢管及其生产方法 |
-
1992
- 1992-12-18 JP JP33906292A patent/JPH06184635A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1996036742A1 (fr) * | 1995-05-15 | 1996-11-21 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Procede de production de tubes d'acier sans soudure a haute resistance, non susceptibles de fissuration par les composes soufres |
| US5938865A (en) * | 1995-05-15 | 1999-08-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltc. | Process for producing high-strength seamless steel pipe having excellent sulfide stress cracking resistance |
| 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 |
| CN110004363A (zh) * | 2019-04-04 | 2019-07-12 | 靖江特殊钢有限公司 | 一种耐磨无缝钢管及其制造方法 |
| CN111485172A (zh) * | 2020-04-07 | 2020-08-04 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种稀土微合金化核电用无缝钢管及其生产方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2567150B2 (ja) | 低温用高強度低降伏比ラインパイプ材の製造法 | |
| JP2672441B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH09111343A (ja) | 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH09111344A (ja) | 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 | |
| JP3765277B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼片および鋼管の製造方法 | |
| JP3959667B2 (ja) | 高強度鋼管の製造方法 | |
| JPH06184636A (ja) | 溶接性の優れた高強度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP2527511B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた高強度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 | |
| JPH05271772A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管の製造法 | |
| JP4196501B2 (ja) | 高強度で靱性に優れたシームレス鋼管用鋼 | |
| JPH06184635A (ja) | 破壊伝播特性の優れた高強度シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH0250916A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 | |
| JP3717745B2 (ja) | マンドレルバーとその製造方法 | |
| JP2551692B2 (ja) | 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法 | |
| JP3249210B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP2527512B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シ―ムレス鋼管の製造法 | |
| JP2525961B2 (ja) | 細粒化組織の高靭性シ―ムレス鋼管の製造方法 | |
| JP3059993B2 (ja) | 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法 | |
| JP3589066B2 (ja) | 高強度高靱性継目無鋼管の製造方法 | |
| JPH11302785A (ja) | 継目無鋼管用鋼 | |
| JP2556643B2 (ja) | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP3046183B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性に優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JPH06172855A (ja) | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP3145515B2 (ja) | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP2567151B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた油井用鋼管の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20010327 |