JPH1136017A - 継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法 - Google Patents
継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法Info
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- JPH1136017A JPH1136017A JP20981897A JP20981897A JPH1136017A JP H1136017 A JPH1136017 A JP H1136017A JP 20981897 A JP20981897 A JP 20981897A JP 20981897 A JP20981897 A JP 20981897A JP H1136017 A JPH1136017 A JP H1136017A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 成分および製造条件を限定することにより、
引張強さが882N/mm2以上かつ耐力比が0.75以上と調質材
並みに優れ、2UE20℃＝49J/cm2（2mmUノッチシャルピー
衝撃試験による20℃での衝撃値）以上である高周波焼入
れが可能な継目無非調質鋼管を提供する。 【解決手段】 重量比にして、C:0.35〜0.45% 、Si:0.1
0 〜0.80% 、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.
8%、V:0.05〜0.30% 、Al:0.01 〜0.05% 、N:0.008 〜0.
050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭
素当量(Ceq) が0.83以上であり、かつ(Mn+Cr)/C ≦6.0
であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を11
00〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管
成形後、再熱炉にて950 〜1000℃に均熱後、外径絞り機
等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷する
ことを特徴とする。
引張強さが882N/mm2以上かつ耐力比が0.75以上と調質材
並みに優れ、2UE20℃＝49J/cm2（2mmUノッチシャルピー
衝撃試験による20℃での衝撃値）以上である高周波焼入
れが可能な継目無非調質鋼管を提供する。 【解決手段】 重量比にして、C:0.35〜0.45% 、Si:0.1
0 〜0.80% 、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.
8%、V:0.05〜0.30% 、Al:0.01 〜0.05% 、N:0.008 〜0.
050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭
素当量(Ceq) が0.83以上であり、かつ(Mn+Cr)/C ≦6.0
であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を11
00〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管
成形後、再熱炉にて950 〜1000℃に均熱後、外径絞り機
等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷する
ことを特徴とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐力比に優れる高
周波焼入れ可能な継目無高強度非調質鋼管の製造方法に
関する。
周波焼入れ可能な継目無高強度非調質鋼管の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】産業車両や建設機械等のシャフト類、シ
リンダー類用として使用されている継目無鋼管として
は、従来の炭素鋼に調質を施したものから調質を省略し
た非調質鋼管が採用されており、例えば特開平5-202447
号に提案の発明がある。この提案では、強度を各合金元
素の寄与率を足し合わせて整理した炭素当量において上
限を設けており、引張強度は882N/mm2以下に限定され
る。しかし近年では、さらなる軽量化すなわち強度を上
昇させることにより薄肉化への要求が高まっており、当
該特許ではこの要求に限りがある。
リンダー類用として使用されている継目無鋼管として
は、従来の炭素鋼に調質を施したものから調質を省略し
た非調質鋼管が採用されており、例えば特開平5-202447
号に提案の発明がある。この提案では、強度を各合金元
素の寄与率を足し合わせて整理した炭素当量において上
限を設けており、引張強度は882N/mm2以下に限定され
る。しかし近年では、さらなる軽量化すなわち強度を上
昇させることにより薄肉化への要求が高まっており、当
該特許ではこの要求に限りがある。
【０００３】引張強度882N/mm2以上の非調質鋼管に関す
るものとしては、例えば特開平4-358025号および特開平
8-100214号に提案の発明がある。ここで耐摩耗性、耐か
じり性および高疲労強度が要求される場合には表面を高
周波焼入れされるが、当該提案のＣ量の上限は0.30% で
ある。高周波焼入れとして要求される表面硬さはＣ量で
決まり、一般的に035%以上が必要とされるが、当該特許
のＣ量では満足できない。
るものとしては、例えば特開平4-358025号および特開平
8-100214号に提案の発明がある。ここで耐摩耗性、耐か
じり性および高疲労強度が要求される場合には表面を高
周波焼入れされるが、当該提案のＣ量の上限は0.30% で
ある。高周波焼入れとして要求される表面硬さはＣ量で
決まり、一般的に035%以上が必要とされるが、当該特許
のＣ量では満足できない。
【０００４】また非調質鋼は、調質鋼に比べて一般的に
耐力比（0.2%耐力／引張強さ）が低い。0.2%耐力あるい
は降伏強さはHall-Petchの関係から結晶粒を微細化する
ことで改善されることは知られており、前記提案ではTi
およびNbの添加により炭窒化物を形成させ、熱間圧延時
の結晶粒の粗大化を防止している。しかしこれらの元素
は高価であることからコストアップの要因となってお
り、また改善されたとしても調質鋼の耐力比（0.75以
上）には及ばない。
耐力比（0.2%耐力／引張強さ）が低い。0.2%耐力あるい
は降伏強さはHall-Petchの関係から結晶粒を微細化する
ことで改善されることは知られており、前記提案ではTi
およびNbの添加により炭窒化物を形成させ、熱間圧延時
の結晶粒の粗大化を防止している。しかしこれらの元素
は高価であることからコストアップの要因となってお
り、また改善されたとしても調質鋼の耐力比（0.75以
上）には及ばない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記問題を解
決するものであって、成分および製造条件を限定するこ
とにより、引張強さが882N/mm2以上かつ耐力比が0.75以
上と調質材並みに優れ、2UE20℃＝49J/cm2 （2mmUノッ
チシャルピー衝撃試験による20℃での衝撃値）以上であ
る高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を提供するこ
とを目的とする。
決するものであって、成分および製造条件を限定するこ
とにより、引張強さが882N/mm2以上かつ耐力比が0.75以
上と調質材並みに優れ、2UE20℃＝49J/cm2 （2mmUノッ
チシャルピー衝撃試験による20℃での衝撃値）以上であ
る高周波焼入れが可能な継目無非調質鋼管を提供するこ
とを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記のように、TiやNbな
どの高価な元素を添加したとしても調質鋼並みの耐力比
が得られないことから、本発明者らは化学成分および製
造方法の種々検討を行った結果、下記に示す成分および
製造方法により、引張強さが882N/mm2以上かつTiおよび
Nbを添加しなくとも耐力比が0.75以上と調質材並みに優
れ、2UE20℃＝49J/cm2 （2mmUノッチシャルピー衝撃試
験による20℃での衝撃値）以上を満足する高周波焼入れ
が可能な継目無非調質鋼管を発明した。
どの高価な元素を添加したとしても調質鋼並みの耐力比
が得られないことから、本発明者らは化学成分および製
造方法の種々検討を行った結果、下記に示す成分および
製造方法により、引張強さが882N/mm2以上かつTiおよび
Nbを添加しなくとも耐力比が0.75以上と調質材並みに優
れ、2UE20℃＝49J/cm2 （2mmUノッチシャルピー衝撃試
験による20℃での衝撃値）以上を満足する高周波焼入れ
が可能な継目無非調質鋼管を発明した。
【０００７】すなわち、上記の課題を解決するための請
求項１の発明の手段は、重量比にして、C:0.35〜0.45%
、Si:0.10 〜0.80% 、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、C
r:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30% 、Al:0.01 〜0.05% 、N:
0.008 〜0.050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで
表される炭素当量(Ceq) が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C ≦6.
0 であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を
1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素
管成形後、再熱炉にて950 〜1000℃に均熱後、外径絞り
機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷す
ることを特徴とする。
求項１の発明の手段は、重量比にして、C:0.35〜0.45%
、Si:0.10 〜0.80% 、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、C
r:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30% 、Al:0.01 〜0.05% 、N:
0.008 〜0.050%を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで
表される炭素当量(Ceq) が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C ≦6.
0 であり、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を
1100〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素
管成形後、再熱炉にて950 〜1000℃に均熱後、外径絞り
機等により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷す
ることを特徴とする。
【０００８】以下に成分の限定理由を述べる。 C:0.35〜0.45% Ｃは、高周波焼入れ硬さと強度を確保するために0.35%
以上を必要とする。しかし、多すぎると靭性が低下する
ため0.45% を上限とした。
以上を必要とする。しかし、多すぎると靭性が低下する
ため0.45% を上限とした。
【０００９】Si:0.05 〜0.8% Siは、溶製時の脱酸材であるとともにフェライト中に固
溶して強化する元素であり、強度（特に降伏強度）を確
保するために添加され、0.05% 未満ではその効果が不足
し、多すぎると靭性及び被削性を劣化させるため上限を
0.8%とする。
溶して強化する元素であり、強度（特に降伏強度）を確
保するために添加され、0.05% 未満ではその効果が不足
し、多すぎると靭性及び被削性を劣化させるため上限を
0.8%とする。
【００１０】Mn:1.2〜2.0% Mnは、Siと同様に溶製時の脱酸材であるとともにフェラ
イト中に固溶して強化する元素であり、強度（特に降伏
強度）を確保させるために1.2%以上を必要とする。しか
し、多すぎると靭性が劣化し、またベイナイト組織を生
じて残留オーステナイトの存在によりかえって耐力比も
低下するので、2.0%を上限とする。
イト中に固溶して強化する元素であり、強度（特に降伏
強度）を確保させるために1.2%以上を必要とする。しか
し、多すぎると靭性が劣化し、またベイナイト組織を生
じて残留オーステナイトの存在によりかえって耐力比も
低下するので、2.0%を上限とする。
【００１１】S:0.020%以下 Ｓを添加するとフェライト強化元素であるMnと結合して
MnS を形成し、鋼中に固溶するMn量が低下するために降
伏強度が低下し、また後述する温度範囲では鋼管の内面
キズの要因となり易いため、S の上限を0.02% 以下とす
る必要がある。
MnS を形成し、鋼中に固溶するMn量が低下するために降
伏強度が低下し、また後述する温度範囲では鋼管の内面
キズの要因となり易いため、S の上限を0.02% 以下とす
る必要がある。
【００１２】Cr:0.3〜0.8% Crは、Mnと同様にフェライト中に固溶して強度（特に降
伏強度）を確保するのに必要な元素であるが、その効果
を発揮するには0.3%以上を必要とする。しかし、多すぎ
るとベイナイト組織を現出させて耐力比を低下させ、靱
性も劣化するので0.8%を上限とする。
伏強度）を確保するのに必要な元素であるが、その効果
を発揮するには0.3%以上を必要とする。しかし、多すぎ
るとベイナイト組織を現出させて耐力比を低下させ、靱
性も劣化するので0.8%を上限とする。
【００１３】V:0.05〜0.3% Ｖは、微細な炭窒化物を析出して強度を確保するのに重
要な元素であり、0.05% 未満ではその作用が不足する。
多量に添加してもその効果は飽和し、コストアップとな
ることから0.3%を上限とする。
要な元素であり、0.05% 未満ではその作用が不足する。
多量に添加してもその効果は飽和し、コストアップとな
ることから0.3%を上限とする。
【００１４】Al:0.01 〜0.05% Alは、MnおよびSiと同様に溶製時の脱酸材であるととも
に、N と結合してAlNを生成させて結晶粒粗大化を防止
するのに必須の元素である。特に熱間連続穿孔圧延にて
素管に圧延した際、仕上げ圧延を行うには変形抵抗低減
のために再熱させる必要があり、その際の結晶粒粗大化
を防止するのに必要である。Alが0.01%より少ないと上
記効果は期待できず、多量に添加すると介在物を生成し
て機械的特性に悪影響を及ぼすので上限を0.05% とす
る。
に、N と結合してAlNを生成させて結晶粒粗大化を防止
するのに必須の元素である。特に熱間連続穿孔圧延にて
素管に圧延した際、仕上げ圧延を行うには変形抵抗低減
のために再熱させる必要があり、その際の結晶粒粗大化
を防止するのに必要である。Alが0.01%より少ないと上
記効果は期待できず、多量に添加すると介在物を生成し
て機械的特性に悪影響を及ぼすので上限を0.05% とす
る。
【００１５】N:0.008 〜0.050% Ｎは、Alと結合してAlN を生成させて結晶粒粗大化防止
に必須の元素であり、0.008%以上を必要とする。しか
し、多量に添加すると、熱間加工性および機械的性質を
劣化させるので0.050%を上限とする。
に必須の元素であり、0.008%以上を必要とする。しか
し、多量に添加すると、熱間加工性および機械的性質を
劣化させるので0.050%を上限とする。
【００１６】Ceq=C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2V≧0.83 以上に示した成分の限定に加え、引張強さ882N/mm2を有
するために上記の式で与えられる炭素当量(Ceq) を0.83
以上に制限する。
するために上記の式で与えられる炭素当量(Ceq) を0.83
以上に制限する。
【００１７】(Mn+Cr)/C ≦6.0 上記成分範囲では、C 、MnおよびCrの成分バランスにお
いてフェライト・パーライト組織もしくはベイナイト組
織を現出する可能性がある。特にベイナイト組織が現出
すると残留オーステナイトの存在により耐力比を低下さ
せる。発明者らは、ベイナイトが生成する要因としてMn
およびCrの添加がベイナイト組織を現出させ、C の添加
がそれを抑制することを見出し、ベイナイト組織を現出
させない(Mn+Cr)/C ≦6.0 に限定する。
いてフェライト・パーライト組織もしくはベイナイト組
織を現出する可能性がある。特にベイナイト組織が現出
すると残留オーステナイトの存在により耐力比を低下さ
せる。発明者らは、ベイナイトが生成する要因としてMn
およびCrの添加がベイナイト組織を現出させ、C の添加
がそれを抑制することを見出し、ベイナイト組織を現出
させない(Mn+Cr)/C ≦6.0 に限定する。
【００１８】ここで継目無鋼管の製造方法は、以下に要
約される。鋼片を加熱した後、ピアシングミルにて穿孔
し、マンドレルバーを挿入して延伸圧延を行い、素管を
製造する。この後、外径絞り機等により定型圧延を行う
が、素管製造段階で温度が低下しており、また温度分布
が均一でないため、均熱のために再熱炉へ挿入される。
所定の温度へ再熱された後、外径絞り機等により定型圧
延を行った後、空冷される。本発明者らはこの製造条件
において、耐力比におよぼす加熱温度及び再熱温度の影
響を確認することにより、耐力比に優れる製造条件を検
討した。
約される。鋼片を加熱した後、ピアシングミルにて穿孔
し、マンドレルバーを挿入して延伸圧延を行い、素管を
製造する。この後、外径絞り機等により定型圧延を行う
が、素管製造段階で温度が低下しており、また温度分布
が均一でないため、均熱のために再熱炉へ挿入される。
所定の温度へ再熱された後、外径絞り機等により定型圧
延を行った後、空冷される。本発明者らはこの製造条件
において、耐力比におよぼす加熱温度及び再熱温度の影
響を確認することにより、耐力比に優れる製造条件を検
討した。
【００１９】鋼片の加熱温度は、C 、Cr、V を固溶さ
せ、穿孔時の変形抵抗低減およびキズの問題から1100℃
以上にする必要がある。しかし加熱温度を高すぎると結
晶粒粗大化防止として作用するAlN が固溶してしまうた
め、圧延前の結晶粒が粗大化し、また素管圧延の仕上が
り温度が高くなるために結晶粒粗大化を助長させ、その
結果として耐力比が低下するので上限を1200℃以下とす
る必要がある。
せ、穿孔時の変形抵抗低減およびキズの問題から1100℃
以上にする必要がある。しかし加熱温度を高すぎると結
晶粒粗大化防止として作用するAlN が固溶してしまうた
め、圧延前の結晶粒が粗大化し、また素管圧延の仕上が
り温度が高くなるために結晶粒粗大化を助長させ、その
結果として耐力比が低下するので上限を1200℃以下とす
る必要がある。
【００２０】素管圧延を行った後、定型圧延を行うため
均熱を施すが、その際の温度が低いと変形抵抗が高くな
るので形状が不定形になり、またフェライト面積率が増
加して強度が低下するので、950 ℃以上を必要とする。
しかし再熱温度を高くしすぎるとAlN が粗大化して結晶
粒粗大化のピン止めとしての作用が薄れるために、結晶
粒が粗大化して耐力比が低下し、また酸化スケールを生
じて表面性状を劣化させるので、1000℃を上限とする。
均熱を施すが、その際の温度が低いと変形抵抗が高くな
るので形状が不定形になり、またフェライト面積率が増
加して強度が低下するので、950 ℃以上を必要とする。
しかし再熱温度を高くしすぎるとAlN が粗大化して結晶
粒粗大化のピン止めとしての作用が薄れるために、結晶
粒が粗大化して耐力比が低下し、また酸化スケールを生
じて表面性状を劣化させるので、1000℃を上限とする。
【００２１】
【発明実施の形態】本発明は、引張強さが882N/mm2以上
かつ調質鋼並みの耐力比0.75以上が得られ、2UE20℃＝4
9J/cm2 （2mmUノッチシャルピー衝撃試験による20℃で
の衝撃値）以上を満足する高周波焼入れが可能な継目無
非調質鋼管を得るものである。
かつ調質鋼並みの耐力比0.75以上が得られ、2UE20℃＝4
9J/cm2 （2mmUノッチシャルピー衝撃試験による20℃で
の衝撃値）以上を満足する高周波焼入れが可能な継目無
非調質鋼管を得るものである。
【００２２】したがって、本発明を実施するには、重量
比にして、C:0.35〜0.45% 、Si:0.10 〜0.80% 、Mn:1.2
〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30
%、Al:0.01 〜0.05% 、N:0.008 〜0.050%を含有し、C+1
/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq) が0.8
3以上かつ(Mn+Cr)/C ≦6.0 であり、残部がFeおよび不
可避不純物からなる鋼片を1100〜1200℃の範囲で加熱
し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950
〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕
上げ圧延を行った後、空冷する必要がある。
比にして、C:0.35〜0.45% 、Si:0.10 〜0.80% 、Mn:1.2
〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8%、V:0.05〜0.30
%、Al:0.01 〜0.05% 、N:0.008 〜0.050%を含有し、C+1
/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される炭素当量(Ceq) が0.8
3以上かつ(Mn+Cr)/C ≦6.0 であり、残部がFeおよび不
可避不純物からなる鋼片を1100〜1200℃の範囲で加熱
し、熱間連続穿孔圧延にて素管成形後、再熱炉にて950
〜1000℃に均熱後、外径絞り機等により所定の寸法に仕
上げ圧延を行った後、空冷する必要がある。
【００２３】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を真空溶解炉にて1t
鋼塊を溶製し、φ140mm 鋼片へ鍛伸した。これらの鋼片
を1180℃に加熱した後、ピアシングミルにて外径φ138m
m×肉厚25mmへ穿孔圧延し、マンドレルバーを挿入して
トランスバルエロンゲーターにて外径φ121mm ×肉厚19
mmに延伸圧延した。その後、再熱炉にて980 ℃に均熱し
てシンキングミルおよびサイザーにより外径φ105mm ×
肉厚20mmへ外径絞り圧延を行って空冷した。
鋼塊を溶製し、φ140mm 鋼片へ鍛伸した。これらの鋼片
を1180℃に加熱した後、ピアシングミルにて外径φ138m
m×肉厚25mmへ穿孔圧延し、マンドレルバーを挿入して
トランスバルエロンゲーターにて外径φ121mm ×肉厚19
mmに延伸圧延した。その後、再熱炉にて980 ℃に均熱し
てシンキングミルおよびサイザーにより外径φ105mm ×
肉厚20mmへ外径絞り圧延を行って空冷した。
【００２４】
【表１】
【００２５】表１において、番号１〜３は発明鋼であ
り、番号４〜12は比較鋼である。比較項において、下線
で示す番号４はＳが上限以上であり、番号５および６は
Ｃがそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号
５は(Mn+Cr)/C が6.0 以上である。番号７および８はMn
がそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号８
は(Mn+Cr)/C が6.0 以上である。番号９および10は、Cr
がそれぞれ下限以下および上限以上である。番号11、1
2、13および14は、それぞれSi、Al、ＶおよびＮが下限
以下である。
り、番号４〜12は比較鋼である。比較項において、下線
で示す番号４はＳが上限以上であり、番号５および６は
Ｃがそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号
５は(Mn+Cr)/C が6.0 以上である。番号７および８はMn
がそれぞれ下限以下および上限以上であり、特に番号８
は(Mn+Cr)/C が6.0 以上である。番号９および10は、Cr
がそれぞれ下限以下および上限以上である。番号11、1
2、13および14は、それぞれSi、Al、ＶおよびＮが下限
以下である。
【００２６】
【表２】
【００２７】これら管材において圧延方向と平行に引張
試験片（JIS ４号）およびシャルピー衝撃試験片（JIS
３号）を割り出して試験を行い、同時に光学顕微鏡にて
ミクロ組織観察も行った。これら試験結果を表２に示
す。番号１〜３はすべて引張強さ882N/mm2以上、2UE
20℃＝49J/cm2 以上を満足しており、また耐力比も0.75
以上と高い。番号４および５は引張強度および衝撃値は
満足しているものの、耐力比が低い。特に番号５はベイ
ナイト組織が現出して残留オーステナイトが存在するた
めに耐力比が低下している。番号６〜14は、引張強度は
満足しているものの、耐力比が低く、また衝撃値も目標
値を達成していない。
試験片（JIS ４号）およびシャルピー衝撃試験片（JIS
３号）を割り出して試験を行い、同時に光学顕微鏡にて
ミクロ組織観察も行った。これら試験結果を表２に示
す。番号１〜３はすべて引張強さ882N/mm2以上、2UE
20℃＝49J/cm2 以上を満足しており、また耐力比も0.75
以上と高い。番号４および５は引張強度および衝撃値は
満足しているものの、耐力比が低い。特に番号５はベイ
ナイト組織が現出して残留オーステナイトが存在するた
めに耐力比が低下している。番号６〜14は、引張強度は
満足しているものの、耐力比が低く、また衝撃値も目標
値を達成していない。
【００２８】
【表３】
【００２９】ここで熱間圧延条件を変えて実施した例に
ついて説明する。表３に番号１の鋼の熱間圧延におい
て、鋼片の加熱温度（抽出温度）および再熱炉の温度を
変えたときの、引張強さ、0.2%耐力および耐力比を示
す。
ついて説明する。表３に番号１の鋼の熱間圧延におい
て、鋼片の加熱温度（抽出温度）および再熱炉の温度を
変えたときの、引張強さ、0.2%耐力および耐力比を示
す。
【００３０】番号１’は番号１の鋼の熱間圧延における
鋼片の加熱温度を1230℃としたもので、番号１に比べて
鋼片加熱時の温度が高いので結晶粒粗大化のピン止めと
して作用するAlN が固溶してしまったために、結晶粒が
粗大化して耐力比が低下したものと思われる。番号１”
は番号１の鋼片の再熱炉の温度出側の温度を1030℃とし
たものでAlN が粗大化してピン止め作用が薄れたため
に、結晶粒が粗大化して耐力比が低下したものと考えら
れる。
鋼片の加熱温度を1230℃としたもので、番号１に比べて
鋼片加熱時の温度が高いので結晶粒粗大化のピン止めと
して作用するAlN が固溶してしまったために、結晶粒が
粗大化して耐力比が低下したものと思われる。番号１”
は番号１の鋼片の再熱炉の温度出側の温度を1030℃とし
たものでAlN が粗大化してピン止め作用が薄れたため
に、結晶粒が粗大化して耐力比が低下したものと考えら
れる。
【００３１】
【発明の効果】この発明によれば、引張強さ882N/mm2以
上かつ耐力比が0.75以上と調質材並みに優れ、2UE20℃
＝49J/cm2 以上を満足し、高周波焼入れ用途にも適用可
能な非調質鋼管が提供できることから、従来の鋼管の薄
肉化はもちろん、棒鋼を中空化することにより大幅な軽
量化およびコストダウンが可能となる。
上かつ耐力比が0.75以上と調質材並みに優れ、2UE20℃
＝49J/cm2 以上を満足し、高周波焼入れ用途にも適用可
能な非調質鋼管が提供できることから、従来の鋼管の薄
肉化はもちろん、棒鋼を中空化することにより大幅な軽
量化およびコストダウンが可能となる。
Claims (1)
- 【請求項１】重量比にして、C:0.35〜0.45% 、Si:0.10
〜0.80% 、Mn:1.2〜2.0%、S:0.020%以下、Cr:0.3〜0.8
%、V:0.05〜0.30% 、Al:0.01 〜0.05% 、N:0.008 〜0.0
50%、を含有し、C+1/7Si+1/5Mn+1/9Cr+1/2Vで表される
炭素当量(Ceq) が0.83以上かつ(Mn+Cr)/C ≦6.0 であ
り、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼片を、1100
〜1200℃の範囲で加熱し、熱間連続穿孔圧延にて素管成
形後、再熱炉にて950 〜1000℃に均熱後、外径絞り機等
により所定の寸法に仕上げ圧延を行った後、空冷するこ
とを特徴とする継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20981897A JP3544455B2 (ja) | 1997-07-19 | 1997-07-19 | 継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20981897A JP3544455B2 (ja) | 1997-07-19 | 1997-07-19 | 継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1136017A true JPH1136017A (ja) | 1999-02-09 |
| JP3544455B2 JP3544455B2 (ja) | 2004-07-21 |
Family
ID=16579130
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20981897A Expired - Fee Related JP3544455B2 (ja) | 1997-07-19 | 1997-07-19 | 継目無鋼管用高強度非調質鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3544455B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274315A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Nippon Steel Corp | リング状歯車素材用鋼管 |
| JP2007119865A (ja) * | 2005-10-28 | 2007-05-17 | Nippon Steel Corp | 機械構造部材用鋼管およびその製造方法 |
| WO2007114413A1 (ja) | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Nippon Steel Corporation | 靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管及びその製造方法 |
| CN102767532A (zh) * | 2012-08-10 | 2012-11-07 | 河北临泉泵业有限公司 | 一种充水式潜水电泵的轴及其轴材的制作工艺 |
| CN114433797A (zh) * | 2022-02-10 | 2022-05-06 | 天津钢管制造有限公司 | 具有碳当量要求的石油套管及制备方法 |
-
1997
- 1997-07-19 JP JP20981897A patent/JP3544455B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006274315A (ja) * | 2005-03-28 | 2006-10-12 | Nippon Steel Corp | リング状歯車素材用鋼管 |
| JP2007119865A (ja) * | 2005-10-28 | 2007-05-17 | Nippon Steel Corp | 機械構造部材用鋼管およびその製造方法 |
| WO2007114413A1 (ja) | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Nippon Steel Corporation | 靭性と溶接性に優れた機械構造用高強度シームレス鋼管及びその製造方法 |
| CN102767532A (zh) * | 2012-08-10 | 2012-11-07 | 河北临泉泵业有限公司 | 一种充水式潜水电泵的轴及其轴材的制作工艺 |
| CN102767532B (zh) * | 2012-08-10 | 2014-10-22 | 河北临泉泵业有限公司 | 一种充水式潜水电泵的轴及其轴材的制作工艺 |
| CN114433797A (zh) * | 2022-02-10 | 2022-05-06 | 天津钢管制造有限公司 | 具有碳当量要求的石油套管及制备方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3544455B2 (ja) | 2004-07-21 |
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