JP2000096142A - 鋼管の絞り圧延方法 - Google Patents
鋼管の絞り圧延方法Info
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- JP2000096142A JP2000096142A JP10267106A JP26710698A JP2000096142A JP 2000096142 A JP2000096142 A JP 2000096142A JP 10267106 A JP10267106 A JP 10267106A JP 26710698 A JP26710698 A JP 26710698A JP 2000096142 A JP2000096142 A JP 2000096142A
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
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Abstract
(57)【要約】
【課 題】 大幅な工程改造を要さず、鋼管に優れた延
性及び耐衝突衝撃特性を付与せしめ得る鋼管の絞り圧延
方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.005 〜0.30％、Si：0.01〜3.0
％、Mn：0.01〜2.0 ％、Al：0.001 〜0.10％を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する素
材を素管に加工した後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％
以上の絞り圧延を行い、次いでAr1 点以下まで冷却を
行い、次いでAc1 点〜400 ℃で縮径率20％以上の絞り
圧延を行う。なお、の前に950 ℃超での絞り圧延を先
行（）させるとさらによい。
性及び耐衝突衝撃特性を付与せしめ得る鋼管の絞り圧延
方法を提供する。 【解決手段】 Ｃ：0.005 〜0.30％、Si：0.01〜3.0
％、Mn：0.01〜2.0 ％、Al：0.001 〜0.10％を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する素
材を素管に加工した後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％
以上の絞り圧延を行い、次いでAr1 点以下まで冷却を
行い、次いでAc1 点〜400 ℃で縮径率20％以上の絞り
圧延を行う。なお、の前に950 ℃超での絞り圧延を先
行（）させるとさらによい。
Description
【０００１】（用語の定義） 化学組成に係る％：重量％。 縮径率：ある一連のパスによる絞り圧延において、圧延
前、圧延後の管外径をそれぞれＤ0 、Ｄ1 とすれば、該
絞り圧延による縮径率ｒは、式ｒ＝（Ｄ0 −Ｄ 1 ）／Ｄ
0 で表される（％を付すときはこの式の値を100 倍す
る）。なお、単パス圧延の縮径率を、とくに「縮径率／
パス」と記す。
前、圧延後の管外径をそれぞれＤ0 、Ｄ1 とすれば、該
絞り圧延による縮径率ｒは、式ｒ＝（Ｄ0 −Ｄ 1 ）／Ｄ
0 で表される（％を付すときはこの式の値を100 倍す
る）。なお、単パス圧延の縮径率を、とくに「縮径率／
パス」と記す。
【０００２】φ，Ｔ：例えばφ100 mm×Ｔ6.0 mmは、管
の外径が100 mmで肉厚が6.0 mmの意である。 std. ：例えば10std.は、レデューサのスタンド数が10
スタンドの意である。
の外径が100 mmで肉厚が6.0 mmの意である。 std. ：例えば10std.は、レデューサのスタンド数が10
スタンドの意である。
【０００３】
【発明の属する技術分野】本発明は、鋼管の絞り圧延方
法に関し、特に、鋼管に優れた機械的性質を付与できる
絞り圧延方法に関する。
法に関し、特に、鋼管に優れた機械的性質を付与できる
絞り圧延方法に関する。
【０００４】
【従来の技術】鋼材の強度を増加させるためには、Mn、
Si等の合金元素の添加や、さらに、制御圧延、制御冷
却、焼入れ焼戻し等の熱処理あるいは、Nb、Ｖ等の析出
硬化型元素の添加などが利用されている。しかし、鋼材
には、強度のみでなく延性・靱性が高いことが必要で、
以前から、強度と延性・靱性がバランスよく向上した鋼
材が要望されている。
Si等の合金元素の添加や、さらに、制御圧延、制御冷
却、焼入れ焼戻し等の熱処理あるいは、Nb、Ｖ等の析出
硬化型元素の添加などが利用されている。しかし、鋼材
には、強度のみでなく延性・靱性が高いことが必要で、
以前から、強度と延性・靱性がバランスよく向上した鋼
材が要望されている。
【０００５】結晶粒の微細化は、強度、延性・靱性を共
に向上させうる数少ない手段として重要である。結晶粒
を微細化する方法としては、オーステナイト粒の粗大化
を防止して、微細オーステナイトからオーステナイト−
フェライト変態を利用しフェライト粒を微細化する方
法、加工によりオーステナイト粒を微細化しフェライト
粒を微細化する方法、あるいは焼入れ焼戻し処理による
マルテンサイト、下部べイナイトを利用する方法などが
ある。
に向上させうる数少ない手段として重要である。結晶粒
を微細化する方法としては、オーステナイト粒の粗大化
を防止して、微細オーステナイトからオーステナイト−
フェライト変態を利用しフェライト粒を微細化する方
法、加工によりオーステナイト粒を微細化しフェライト
粒を微細化する方法、あるいは焼入れ焼戻し処理による
マルテンサイト、下部べイナイトを利用する方法などが
ある。
【０００６】なかでも、オーステナイト域における強加
工とそれに続くオーステナイト−フェライト変態により
フェライト粒を微細化する制御圧延が、鋼材製造に広く
利用されている。また、微量のNbを添加しオーステナイ
ト粒の再結晶を抑制してフェライト粒を一層微細化する
ことも行われている。オーステナイトの未再結晶温度域
で加工を施すことにより、オーステナイト粒が伸長して
粒内に変形帯が生成し、この変形帯からフェライト粒が
生成して、フェライト粒が一層微細化される。さらにフ
ェライト粒を微細化するために、加工の途中あるいは加
工後に冷却を行う工程、すなわち制御冷却も利用される
ようになっている。
工とそれに続くオーステナイト−フェライト変態により
フェライト粒を微細化する制御圧延が、鋼材製造に広く
利用されている。また、微量のNbを添加しオーステナイ
ト粒の再結晶を抑制してフェライト粒を一層微細化する
ことも行われている。オーステナイトの未再結晶温度域
で加工を施すことにより、オーステナイト粒が伸長して
粒内に変形帯が生成し、この変形帯からフェライト粒が
生成して、フェライト粒が一層微細化される。さらにフ
ェライト粒を微細化するために、加工の途中あるいは加
工後に冷却を行う工程、すなわち制御冷却も利用される
ようになっている。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記方
法では、最近強く要望されている高安全性自動車に適し
た構成部材としての耐衝突衝撃特性を高めた鋼管を製造
するうえで、設備の改造等を含む大幅な工程改造が必要
となり、コスト面で限界があった。本発明は、かかる問
題を有利に解決し、大幅な工程改造を要さず、鋼管に優
れた延性及び耐衝突衝撃特性を付与せしめ得る鋼管の絞
り圧延方法を提供することを目的とする。
法では、最近強く要望されている高安全性自動車に適し
た構成部材としての耐衝突衝撃特性を高めた鋼管を製造
するうえで、設備の改造等を含む大幅な工程改造が必要
となり、コスト面で限界があった。本発明は、かかる問
題を有利に解決し、大幅な工程改造を要さず、鋼管に優
れた延性及び耐衝突衝撃特性を付与せしめ得る鋼管の絞
り圧延方法を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、延性に優
れた高強度鋼管を高造管速度で生産できる鋼管製造プロ
セスについて鋭意検討した結果、特定組成の素管を、あ
る限られた条件で熱間絞り圧延後オーステナイトをフェ
ライト−パーライトまたはべイナイトまたはマルテンサ
イトまたはこれらの混合に変態させ更に温間絞り圧延す
ることにより、ミクロ組織がフェライト粒径２μｍ以下
の微細かつ均一なフェライト、セメンタイト組織にな
り、高強度でかつ延性・靱性に優れる鋼管が得られるこ
とを見いだし、以下に述べる本発明をなした。
れた高強度鋼管を高造管速度で生産できる鋼管製造プロ
セスについて鋭意検討した結果、特定組成の素管を、あ
る限られた条件で熱間絞り圧延後オーステナイトをフェ
ライト−パーライトまたはべイナイトまたはマルテンサ
イトまたはこれらの混合に変態させ更に温間絞り圧延す
ることにより、ミクロ組織がフェライト粒径２μｍ以下
の微細かつ均一なフェライト、セメンタイト組織にな
り、高強度でかつ延性・靱性に優れる鋼管が得られるこ
とを見いだし、以下に述べる本発明をなした。
【０００９】すなわち本発明は、Ｃ：0.005 〜0.30％、
Si：0.01〜3.0 ％、Mn：0.01〜4.0％、Al：0.001 〜0.1
0％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学
組成を有する素材を素管に加工した後、950 ℃〜Ar3 点
で縮径率10％以上の絞り圧延を行い、次いでAr1 点以下
まで冷却を行い、次いでAc1 点〜400 ℃で縮径率20％以
上の絞り圧延を行うことを特徴とする鋼管の絞り圧延方
法である。
Si：0.01〜3.0 ％、Mn：0.01〜4.0％、Al：0.001 〜0.1
0％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学
組成を有する素材を素管に加工した後、950 ℃〜Ar3 点
で縮径率10％以上の絞り圧延を行い、次いでAr1 点以下
まで冷却を行い、次いでAc1 点〜400 ℃で縮径率20％以
上の絞り圧延を行うことを特徴とする鋼管の絞り圧延方
法である。
【００１０】本発明では、前記素材を素管に加工した
後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％以上の前記絞り圧延を
行う前に、950 ℃超で縮径率10％以上の絞り圧延を行う
ことが好ましい。また、本発明では、前記素材の化学組
成（以下、単に組成ともいう）にさらに、Cu：１％以
下、Ni：２％以下、Cr：２％以下、Mo：１％以下のうち
から選ばれた１種又は２種以上、および／または、Nb：
0.1 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下、Ti：0.2 ％以下、Ｂ：0.
004 ％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上、およ
び／または、REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうち
から選ばれた１種又は２種が付加されてもよい。
後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％以上の前記絞り圧延を
行う前に、950 ℃超で縮径率10％以上の絞り圧延を行う
ことが好ましい。また、本発明では、前記素材の化学組
成（以下、単に組成ともいう）にさらに、Cu：１％以
下、Ni：２％以下、Cr：２％以下、Mo：１％以下のうち
から選ばれた１種又は２種以上、および／または、Nb：
0.1 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下、Ti：0.2 ％以下、Ｂ：0.
004 ％以下のうちから選ばれた１種又は２種以上、およ
び／または、REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうち
から選ばれた１種又は２種が付加されてもよい。
【００１１】
【発明の実施の形態】本発明では、特定組成になる鋼を
素材として用いるが、素材を素管（鋼管）に加工する手
段（造管法）は特に限定されない。高周波電流を利用し
た電気抵抗溶接法（素管名称：電縫鋼管）、オープン管
両エッジ部を固相圧接温度域に加熱し圧接接合する固相
圧接法（素管名称：固相圧接鋼管）、鍛接法（素管名
称：鍛接鋼管）、およびマンネスマン式穿孔圧延法（素
管名称：継目無鋼管）いずれも好適に使用できる。
素材として用いるが、素材を素管（鋼管）に加工する手
段（造管法）は特に限定されない。高周波電流を利用し
た電気抵抗溶接法（素管名称：電縫鋼管）、オープン管
両エッジ部を固相圧接温度域に加熱し圧接接合する固相
圧接法（素管名称：固相圧接鋼管）、鍛接法（素管名
称：鍛接鋼管）、およびマンネスマン式穿孔圧延法（素
管名称：継目無鋼管）いずれも好適に使用できる。
【００１２】次に、素材の組成の限定理由を説明する。 Ｃ：0.005 〜0.30％ Ｃは、基地中に固溶あるいは炭化物として析出し、鋼の
強度を増加させる元素であり、また、硬質な第２相とし
て析出した微細なセメンタイトが延性（一様伸び）向上
に寄与する。所望の強度を確保し、第２相として析出し
たセメンタイト等による延性向上の効果を得るために
は、Ｃは0.005 ％以上、より好ましくは0.04％以上、の
含有を必要とするが、0.30％を超えて含有すると強度が
高くなりすぎ延性が劣化する。このようなことから、Ｃ
は0.005 〜0.30％の範囲に限定した。なお、より好まし
い範囲は0.04〜0.30％である。
強度を増加させる元素であり、また、硬質な第２相とし
て析出した微細なセメンタイトが延性（一様伸び）向上
に寄与する。所望の強度を確保し、第２相として析出し
たセメンタイト等による延性向上の効果を得るために
は、Ｃは0.005 ％以上、より好ましくは0.04％以上、の
含有を必要とするが、0.30％を超えて含有すると強度が
高くなりすぎ延性が劣化する。このようなことから、Ｃ
は0.005 〜0.30％の範囲に限定した。なお、より好まし
い範囲は0.04〜0.30％である。
【００１３】Si：0.01〜3.0 ％ Siは、脱酸元素として作用するとともに、基地中に固溶
し鋼の強度を増加させる。この効果は、0.01％以上、好
ましくは0.1 ％以上、の含有で認められるが、3.0 を超
える含有は延性を劣化させる。このことから、Siは0.01
〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、耐疲労特性を向上さ
せるには、Siは1.5 ％以下とするのが好ましい。1.5 ％
を超えると介在物を生成するため、耐疲労特性が劣化す
る。よって、好ましいのは0.1 〜1.5 ％の範囲である。
し鋼の強度を増加させる。この効果は、0.01％以上、好
ましくは0.1 ％以上、の含有で認められるが、3.0 を超
える含有は延性を劣化させる。このことから、Siは0.01
〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、耐疲労特性を向上さ
せるには、Siは1.5 ％以下とするのが好ましい。1.5 ％
を超えると介在物を生成するため、耐疲労特性が劣化す
る。よって、好ましいのは0.1 〜1.5 ％の範囲である。
【００１４】Mn：0.01〜4.0 ％ Mnは、鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では第
２相としてのセメンタイトの微細析出を促進させる。0.
01％未満では、所望の強度が確保できないうえ、セメン
タイトの微細析出が阻害される。また、4.0 ％を超える
と、強度が増加しすぎて延性が劣化する。このため、Mn
は0.01〜4.0 ％の範囲に限定した。なお、強度−伸びバ
ランスの観点から、Mnは0.2 〜1.3 ％の範囲が好まし
く、より好ましくは0.6 〜1.3 ％の範囲である。
２相としてのセメンタイトの微細析出を促進させる。0.
01％未満では、所望の強度が確保できないうえ、セメン
タイトの微細析出が阻害される。また、4.0 ％を超える
と、強度が増加しすぎて延性が劣化する。このため、Mn
は0.01〜4.0 ％の範囲に限定した。なお、強度−伸びバ
ランスの観点から、Mnは0.2 〜1.3 ％の範囲が好まし
く、より好ましくは0.6 〜1.3 ％の範囲である。
【００１５】Al：0.001 〜0.10％ Alは、結晶粒径を微細化する作用を有している。結晶粒
微細化のためには、少なくとも0.001 ％以上の含有を必
要とするが、0.10％を超えると酸化物系介在物量が増加
し清浄度が劣化する。このため、Alは0.001 〜0.10％の
範囲に限定した。なお、好ましくは0.015 〜0.06％であ
る。
微細化のためには、少なくとも0.001 ％以上の含有を必
要とするが、0.10％を超えると酸化物系介在物量が増加
し清浄度が劣化する。このため、Alは0.001 〜0.10％の
範囲に限定した。なお、好ましくは0.015 〜0.06％であ
る。
【００１６】上記した素材鋼管の基本組成に加えて、つ
ぎに述べる合金元素群を単独あるいは複合して添加して
もよい。 Cu：１％以下、Ni：２％以下、Cr：２％以下、Mo：１％
以下のうちから選ばれた１種又は２種以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも強度を増加させる元素であ
り、必要に応じ１種または２種以上を添加できる。これ
ら元素は、変態点を低下させ、フェライト粒あるいは第
２相を微細化する効果を有している。しかし、Cuは多量
添加すると熱間加工性が劣化するため、１％を上限とし
た。Niは強度増加とともに靱性をも改善するが２％を超
えて添加しても効果が飽和しコスト高になるため、２％
を上限とした。Cr、Moは多量添加すると溶接性、延性が
劣化するうえコスト高となるため、それぞれ２％、１％
を上限とした。なお、好ましくはCu：0.1 〜0.6 ％、N
i：0.1 〜1.0 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.05〜0.5
％である。
ぎに述べる合金元素群を単独あるいは複合して添加して
もよい。 Cu：１％以下、Ni：２％以下、Cr：２％以下、Mo：１％
以下のうちから選ばれた１種又は２種以上 Cu、Ni、Cr、Moはいずれも強度を増加させる元素であ
り、必要に応じ１種または２種以上を添加できる。これ
ら元素は、変態点を低下させ、フェライト粒あるいは第
２相を微細化する効果を有している。しかし、Cuは多量
添加すると熱間加工性が劣化するため、１％を上限とし
た。Niは強度増加とともに靱性をも改善するが２％を超
えて添加しても効果が飽和しコスト高になるため、２％
を上限とした。Cr、Moは多量添加すると溶接性、延性が
劣化するうえコスト高となるため、それぞれ２％、１％
を上限とした。なお、好ましくはCu：0.1 〜0.6 ％、N
i：0.1 〜1.0 ％、Cr：0.1 〜1.5 ％、Mo：0.05〜0.5
％である。
【００１７】Nb：0.1 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下、Ti：0.
2 ％以下、Ｂ：0.004 ％以下のうちから選ばれた１種ま
たは２種以上 Nb、Ｖ、Ti、Ｂは、炭化物、窒化物または炭窒化物とし
て析出し、結晶粒の微細化と高強度化に寄与する元素で
あり、特に高温に加熱される接合部を有する鋼管では、
接合時の加熱過程での粒の微細化や、冷却過程でフェラ
イトの析出核として作用し、接合部の硬化を防止する効
果もあり、必要に応じ１種または２種以上添加できる。
しかし、多量添加すると、溶接性、靱性とも劣化するた
め、Nbは0.1 ％、Ｖは0.3 ％、Tiは0.2 ％、Ｂは0.004
％をそれぞれ上限とした。なお、好ましくはNb：0.005
〜0.05％、Ｖ：0.05〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.10％、
Ｂ：0.0005〜0.002 ％である。
2 ％以下、Ｂ：0.004 ％以下のうちから選ばれた１種ま
たは２種以上 Nb、Ｖ、Ti、Ｂは、炭化物、窒化物または炭窒化物とし
て析出し、結晶粒の微細化と高強度化に寄与する元素で
あり、特に高温に加熱される接合部を有する鋼管では、
接合時の加熱過程での粒の微細化や、冷却過程でフェラ
イトの析出核として作用し、接合部の硬化を防止する効
果もあり、必要に応じ１種または２種以上添加できる。
しかし、多量添加すると、溶接性、靱性とも劣化するた
め、Nbは0.1 ％、Ｖは0.3 ％、Tiは0.2 ％、Ｂは0.004
％をそれぞれ上限とした。なお、好ましくはNb：0.005
〜0.05％、Ｖ：0.05〜0.1 ％、Ti：0.005 〜0.10％、
Ｂ：0.0005〜0.002 ％である。
【００１８】REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以下のうち
から選ばれた１種または２種 REM 、Caは、いずれも介在物の形状を調整し加工性を向
上させる作用を有しており、さらに、硫化物、酸化物ま
たは硫酸化物として析出し、接合部を有する鋼管での接
合部の硬化を防止する作用をも有し、必要に応じ１種以
上添加できる。REM が0.02％を超え、あるいは、Caが0.
01％を超えると介在物が多くなりすぎ清浄度が低下し、
延性が劣化する。なお、REM が0.004 ％未満、Caが0.00
1 ％未満ではこの作用による効果が少ないため、REM ：
0.004 ％以上、Ca：0.001 ％以上とするのが好ましい。
から選ばれた１種または２種 REM 、Caは、いずれも介在物の形状を調整し加工性を向
上させる作用を有しており、さらに、硫化物、酸化物ま
たは硫酸化物として析出し、接合部を有する鋼管での接
合部の硬化を防止する作用をも有し、必要に応じ１種以
上添加できる。REM が0.02％を超え、あるいは、Caが0.
01％を超えると介在物が多くなりすぎ清浄度が低下し、
延性が劣化する。なお、REM が0.004 ％未満、Caが0.00
1 ％未満ではこの作用による効果が少ないため、REM ：
0.004 ％以上、Ca：0.001 ％以上とするのが好ましい。
【００１９】素材組成における上記成分元素以外の組成
部分（残部）は、Feおよび不可避的不純物からなる。不
可避的不純物としては、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.006
％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.020 ％以下が許容さ
れる。 Ｎ：0.010 ％以下 Ｎは、Alと結合して結晶粒を微細化するに必要な量、0.
010 ％までは許容できるが、それ以上の含有は延性を劣
化させるため、0.010 ％以下に低減するのが好ましい。
なお、より好ましくは、Ｎは0.002 〜0.006 ％である。
部分（残部）は、Feおよび不可避的不純物からなる。不
可避的不純物としては、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.006
％以下、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.020 ％以下が許容さ
れる。 Ｎ：0.010 ％以下 Ｎは、Alと結合して結晶粒を微細化するに必要な量、0.
010 ％までは許容できるが、それ以上の含有は延性を劣
化させるため、0.010 ％以下に低減するのが好ましい。
なお、より好ましくは、Ｎは0.002 〜0.006 ％である。
【００２０】Ｏ：0.006 ％以下 Ｏは、酸化物として清浄度を劣化させるため、できるだ
け低減するのが好ましいが、0.006 ％までは許容でき
る。 Ｐ：0.025 ％以下 Ｐは、粒界に偏析し、靱性を劣化させるため、できるだ
け低減するのが好ましいが、0.025 ％までは許容でき
る。
け低減するのが好ましいが、0.006 ％までは許容でき
る。 Ｐ：0.025 ％以下 Ｐは、粒界に偏析し、靱性を劣化させるため、できるだ
け低減するのが好ましいが、0.025 ％までは許容でき
る。
【００２１】Ｓ：0.020 ％以下 Ｓは、硫化物を増加し清浄度を劣化させるため、できる
だけ低減するのが好ましいが、0.020 ％までは許容でき
る。次に、本発明の絞り圧延工程について説明する。絞
り圧延は、３ロール式の絞り圧延機（レデューサ）によ
り行うのが好ましいが、３ロール式に限定されるもので
はない。レデューサは複数のスタンドをタンデムに配置
した連続圧延可能なものがよい。スタンド数は被圧延管
のレデューサ入側および出側での目標寸法により適宜定
められる。
だけ低減するのが好ましいが、0.020 ％までは許容でき
る。次に、本発明の絞り圧延工程について説明する。絞
り圧延は、３ロール式の絞り圧延機（レデューサ）によ
り行うのが好ましいが、３ロール式に限定されるもので
はない。レデューサは複数のスタンドをタンデムに配置
した連続圧延可能なものがよい。スタンド数は被圧延管
のレデューサ入側および出側での目標寸法により適宜定
められる。
【００２２】本発明では、上記組成を有する素材を素管
に加工した後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％以上の絞り
圧延（熱間低温域圧延という）を行い、次いでAr1 点以
下まで冷却（中間冷却という）を行い、次いでAc1 点〜
400 ℃で縮径率20％以上の絞り圧延（温間圧延という）
を行う。より好ましくは、加工後の素管に、熱間低温域
圧延に先行して、950 ℃超で縮径率10％以上の絞り圧延
（熱間高温域圧延という）を行う。
に加工した後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％以上の絞り
圧延（熱間低温域圧延という）を行い、次いでAr1 点以
下まで冷却（中間冷却という）を行い、次いでAc1 点〜
400 ℃で縮径率20％以上の絞り圧延（温間圧延という）
を行う。より好ましくは、加工後の素管に、熱間低温域
圧延に先行して、950 ℃超で縮径率10％以上の絞り圧延
（熱間高温域圧延という）を行う。
【００２３】図１は、本発明の絞り圧延方法を示す模式
図であり、図中、、、は、熱間低温域圧延、中
間冷却、温間圧延、熱間高温域圧延にそれぞれ対応する
工程を示す。工程（熱間低温域圧延）は、変態前のオ
ーステナイト組織を微細化するために必要なプロセスで
ある。工程での温度が950 ℃を超えると、オーステナ
イトの再結晶・粒成長が促進され、以後の工程、で
微細なフェライト−パーライト組織にすることが困難に
なる。また、この温度がAr3 点未満になると、圧延中に
析出したフェライトが優先的に加工され未変態オーステ
ナイト部分の加工量が不十分となる結果、組織が不均一
になる。このことから、工程の温度域は950℃〜Ar3
点に限定される。また、工程での縮径率が10％に満た
ないと、オーステナイト粒を十分に微細化させることが
できないため、工程での縮径率は10％以上に限定され
る。
図であり、図中、、、は、熱間低温域圧延、中
間冷却、温間圧延、熱間高温域圧延にそれぞれ対応する
工程を示す。工程（熱間低温域圧延）は、変態前のオ
ーステナイト組織を微細化するために必要なプロセスで
ある。工程での温度が950 ℃を超えると、オーステナ
イトの再結晶・粒成長が促進され、以後の工程、で
微細なフェライト−パーライト組織にすることが困難に
なる。また、この温度がAr3 点未満になると、圧延中に
析出したフェライトが優先的に加工され未変態オーステ
ナイト部分の加工量が不十分となる結果、組織が不均一
になる。このことから、工程の温度域は950℃〜Ar3
点に限定される。また、工程での縮径率が10％に満た
ないと、オーステナイト粒を十分に微細化させることが
できないため、工程での縮径率は10％以上に限定され
る。
【００２４】また、工程（熱間高温域圧延）を工程
に先行させることにより、工程に入る材料のオーステ
ナイト粒径をさらに細粒にすることができる。しかし、
縮径率10％未満ではこの更なるオーステナイト細粒化効
果がほとんど得られないため、工程は、縮径率10％以
上に限定される。なお、工程を工程と区別するため
に950 ℃超としたが、工程先行付加による前記効果は
1100℃超えではそれほど顕著でないため、工程は950
℃超1100℃以下の温度域にて行うのがよい。
に先行させることにより、工程に入る材料のオーステ
ナイト粒径をさらに細粒にすることができる。しかし、
縮径率10％未満ではこの更なるオーステナイト細粒化効
果がほとんど得られないため、工程は、縮径率10％以
上に限定される。なお、工程を工程と区別するため
に950 ℃超としたが、工程先行付加による前記効果は
1100℃超えではそれほど顕著でないため、工程は950
℃超1100℃以下の温度域にて行うのがよい。
【００２５】なお、素材を素管に加工する造管法によっ
ては、加工後の材料温度が直ちには工程あるいは工程
の圧延温度域に入らない場合があるが、高温側に外れ
ているときには空冷あるいは強制冷却（水スプレー冷
却、衝風冷却、ミスト冷却等）により、低温側に外れて
いるときには加熱（輻射加熱、高周波加熱等）により、
材料温度をこの圧延温度域にもってくることが容易であ
る。
ては、加工後の材料温度が直ちには工程あるいは工程
の圧延温度域に入らない場合があるが、高温側に外れ
ているときには空冷あるいは強制冷却（水スプレー冷
却、衝風冷却、ミスト冷却等）により、低温側に外れて
いるときには加熱（輻射加熱、高周波加熱等）により、
材料温度をこの圧延温度域にもってくることが容易であ
る。
【００２６】工程（中間冷却）は、工程で形成した
微細なオーステナイト組織をフェライト−パーライト組
織に変態させるために必要なプロセスである。Ar3 点以
上からAr1 点以下まで冷却することにより、マルテンサ
イト変態あるいはべイナイト変態を起こさせずにフェラ
イト−パーライト組織とすることができる。なお、本発
明における素材組成では、Ar3 点〜Ar1 点間の平均冷却
速度は、200 ℃/min以下とするのが望ましい。中間冷却
終了温度はAr1 点以下の範囲で任意に選択できるが、生
産性及び省エネルギーの観点からすればAr1 点直下とす
るのが好ましい。
微細なオーステナイト組織をフェライト−パーライト組
織に変態させるために必要なプロセスである。Ar3 点以
上からAr1 点以下まで冷却することにより、マルテンサ
イト変態あるいはべイナイト変態を起こさせずにフェラ
イト−パーライト組織とすることができる。なお、本発
明における素材組成では、Ar3 点〜Ar1 点間の平均冷却
速度は、200 ℃/min以下とするのが望ましい。中間冷却
終了温度はAr1 点以下の範囲で任意に選択できるが、生
産性及び省エネルギーの観点からすればAr1 点直下とす
るのが好ましい。
【００２７】工程（温間圧延）は、フェライトに十分
な加工歪を導入して粒径２μｍ以下にまで組織の微細化
を達成するために必要なプロセスである。ここでの温度
がAc 1 点を超えると部分的にオーステナイト変態が生じ
るため組織が不均一になりやすい。また、400 ℃未満で
絞り圧延すると、青熱脆性により脆化して圧延中に材料
が破断するおそれがある。また、加工硬化が大きくなっ
て焼付きが発生しやすく、製品での延性も低下する。こ
のため、工程の温度域はAc1 点〜400 ℃に限定され
る。また、縮径率20％未満の絞り圧延では、フェライト
粒径を２μｍ以下に微細化することができないため、縮
径率は20％以上に限定される。なお、フェライトの再結
晶を促進させてより細粒化させる観点から、工程で
は、少なくともいずれかの圧延パスの縮径率／パスを６
％以上とするのが望ましい。
な加工歪を導入して粒径２μｍ以下にまで組織の微細化
を達成するために必要なプロセスである。ここでの温度
がAc 1 点を超えると部分的にオーステナイト変態が生じ
るため組織が不均一になりやすい。また、400 ℃未満で
絞り圧延すると、青熱脆性により脆化して圧延中に材料
が破断するおそれがある。また、加工硬化が大きくなっ
て焼付きが発生しやすく、製品での延性も低下する。こ
のため、工程の温度域はAc1 点〜400 ℃に限定され
る。また、縮径率20％未満の絞り圧延では、フェライト
粒径を２μｍ以下に微細化することができないため、縮
径率は20％以上に限定される。なお、フェライトの再結
晶を促進させてより細粒化させる観点から、工程で
は、少なくともいずれかの圧延パスの縮径率／パスを６
％以上とするのが望ましい。
【００２８】工程終了時の材料温度が直ちには工程
の圧延温度域に入らない場合、加熱（輻射加熱、高周波
加熱等）または空冷もしくは強制冷却（水スプレー冷
却、衝風冷却、ミスト冷却等）を行うことにより、材料
温度をこの圧延温度域にもってくることができる。
の圧延温度域に入らない場合、加熱（輻射加熱、高周波
加熱等）または空冷もしくは強制冷却（水スプレー冷
却、衝風冷却、ミスト冷却等）を行うことにより、材料
温度をこの圧延温度域にもってくることができる。
【００２９】
【実施例】表１に組成を示す鋼Ａ，Ｂ，Ｃ，Ｆ，Ｇ，
Ｈ，Ｉ，Ｋを素材として、表２に示す素管（φ146.0 mm
×Ｔ5.5 mm）に加工（造管）し、これら素管に、多スタ
ンド・タンデム配置の３ロール式レデューサを用い以下
の条件で工程→→を連続実施して製品を得た。
Ｈ，Ｉ，Ｋを素材として、表２に示す素管（φ146.0 mm
×Ｔ5.5 mm）に加工（造管）し、これら素管に、多スタ
ンド・タンデム配置の３ロール式レデューサを用い以下
の条件で工程→→を連続実施して製品を得た。
【００３０】 工程：φ62.0mm×Ｔ5.0 mm（開始925 ℃，終了850 ℃，22std.） 工程：冷却速度60℃/min，580 ℃終了 工程：φ25.4mm×Ｔ4.5 mm（開始700 ℃，終了655 ℃，16std.） 圧延速度（最終スタンド出側）400 ｍ/min なお、工程に付記した管寸法はその工程での仕上寸法で
ある（以下同じ）。
ある（以下同じ）。
【００３１】また、表１に組成を示す鋼Ｄ，Ｅ，Ｊ，
Ｆ，Ｌを素材として、表２に示す素管（φ192.0 mm×Ｔ
12.0mm）に加工（造管）し、これら素管に、多スタンド
の３ロール・レデューサを用い以下の条件で工程→
→→を連続実施して製品を得た。 工程：φ 158.0mm×Ｔ12.0mm（開始1025℃，終了975 ℃，18std.） 工程： φ71.5mm×Ｔ11.0mm（開始930 ℃，終了875 ℃，24std.） 工程：冷却速度40℃/min，560 ℃終了 工程： φ33.0mm×Ｔ10.0mm（開始680 ℃，終了645 ℃，18std.） 圧延速度（最終スタンド出側）500 ｍ/min ここで、表２中素管の欄に「固相」と記した固相圧接鋼
管は、熱延鋼帯を600℃に予熱炉で予熱後、複数の成形
ロールで連続的に管状に成形し、その継ぎ目部を誘導加
熱により、1000℃に予熱後未溶融温度域の1450℃まで加
熱し、スクイズロールによりアプセットすることにより
造管された。「ＳＭＬ」と記した継目無鋼管は、連続鋳
造製ビレットを加熱しマンネスマンマンドレルミルにて
穿孔圧延することにより造管された。「ＥＲＷ」と記し
た電縫鋼管は、熱延鋼帯を複数の成形ロールで連続的に
管状に成形しその継ぎ目部を誘導加熱により溶融温度域
に加熱後スクイズロールによりアプセットする常法によ
り造管された。
Ｆ，Ｌを素材として、表２に示す素管（φ192.0 mm×Ｔ
12.0mm）に加工（造管）し、これら素管に、多スタンド
の３ロール・レデューサを用い以下の条件で工程→
→→を連続実施して製品を得た。 工程：φ 158.0mm×Ｔ12.0mm（開始1025℃，終了975 ℃，18std.） 工程： φ71.5mm×Ｔ11.0mm（開始930 ℃，終了875 ℃，24std.） 工程：冷却速度40℃/min，560 ℃終了 工程： φ33.0mm×Ｔ10.0mm（開始680 ℃，終了645 ℃，18std.） 圧延速度（最終スタンド出側）500 ｍ/min ここで、表２中素管の欄に「固相」と記した固相圧接鋼
管は、熱延鋼帯を600℃に予熱炉で予熱後、複数の成形
ロールで連続的に管状に成形し、その継ぎ目部を誘導加
熱により、1000℃に予熱後未溶融温度域の1450℃まで加
熱し、スクイズロールによりアプセットすることにより
造管された。「ＳＭＬ」と記した継目無鋼管は、連続鋳
造製ビレットを加熱しマンネスマンマンドレルミルにて
穿孔圧延することにより造管された。「ＥＲＷ」と記し
た電縫鋼管は、熱延鋼帯を複数の成形ロールで連続的に
管状に成形しその継ぎ目部を誘導加熱により溶融温度域
に加熱後スクイズロールによりアプセットする常法によ
り造管された。
【００３２】なお、造管後の素管は一旦常温に冷却さ
れ、誘導加熱により工程あるいは工程の温度域に加
熱された。工程での冷却にはミスト冷却が採用され
た。工程から工程に至る間の材料は誘導加熱により
加熱された。絞り圧延後の製品について、引張特性、衝
突衝撃特性、フェライト粒径を調査した結果を、比較の
ために一部の素材を造管後工程のみによって製品とし
たもの、および造管のみによって製品としたものについ
て前記同様に調査した結果と併せて表２に示す。
れ、誘導加熱により工程あるいは工程の温度域に加
熱された。工程での冷却にはミスト冷却が採用され
た。工程から工程に至る間の材料は誘導加熱により
加熱された。絞り圧延後の製品について、引張特性、衝
突衝撃特性、フェライト粒径を調査した結果を、比較の
ために一部の素材を造管後工程のみによって製品とし
たもの、および造管のみによって製品としたものについ
て前記同様に調査した結果と併せて表２に示す。
【００３３】引張試験にはJIS 11号試験片を用い、伸び
の値は、試験片サイズ効果を考慮して、換算式El＝El
0(√(a0/a))0.4（ここに、El0 ：実測伸び，a0：定数29
2mm2，a ：試験片断面積(mm2) ）による換算値で評価し
た。衝突衝撃特性は、歪速度 2000s-1の高速引張試験を
行い、得られた応力−歪曲線から歪量30％までの吸収エ
ネルギーを求め、衝突衝撃吸収エネルギーとして評価し
た。（衝突衝撃特性は、実際に自動車が衝突する時の歪
速度1000〜 2000s-1における材料の変形エネルギーで代
表され、この値が大きいほど同特性が優れる。）表２よ
り、造管のみによる製品ではフェライト粒が９μｍ以上
と大きく、温間圧延（工程）によりかなり小さくする
ことができるが、最小でも３μｍ超の粒径にとどまるの
に対し、本発明に従い熱間低温域圧延（工程）→中間
冷却（工程）→温間圧延（工程）を順次行うと、製
品のフェライト粒が２μｍ以下に微細化し、さらに熱間
低温域圧延（工程）に先立って熱間高温域圧延（工程
）を行うとそれが１μｍ以下へとさらに微細化し、そ
の結果、強度がより高くしかも延性及び耐衝突衝撃特性
の格段に優れた鋼管が得られることが明らかである。
の値は、試験片サイズ効果を考慮して、換算式El＝El
0(√(a0/a))0.4（ここに、El0 ：実測伸び，a0：定数29
2mm2，a ：試験片断面積(mm2) ）による換算値で評価し
た。衝突衝撃特性は、歪速度 2000s-1の高速引張試験を
行い、得られた応力−歪曲線から歪量30％までの吸収エ
ネルギーを求め、衝突衝撃吸収エネルギーとして評価し
た。（衝突衝撃特性は、実際に自動車が衝突する時の歪
速度1000〜 2000s-1における材料の変形エネルギーで代
表され、この値が大きいほど同特性が優れる。）表２よ
り、造管のみによる製品ではフェライト粒が９μｍ以上
と大きく、温間圧延（工程）によりかなり小さくする
ことができるが、最小でも３μｍ超の粒径にとどまるの
に対し、本発明に従い熱間低温域圧延（工程）→中間
冷却（工程）→温間圧延（工程）を順次行うと、製
品のフェライト粒が２μｍ以下に微細化し、さらに熱間
低温域圧延（工程）に先立って熱間高温域圧延（工程
）を行うとそれが１μｍ以下へとさらに微細化し、そ
の結果、強度がより高くしかも延性及び耐衝突衝撃特性
の格段に優れた鋼管が得られることが明らかである。
【００３４】本発明を実施するには、既存のレデューサ
に簡単な加熱手段（誘導加熱装置等）や冷却手段（ミス
ト冷却装置等）を付加するだけでよいから、大幅な工程
改造を伴うことなく、高い生産性を維持することができ
る。
に簡単な加熱手段（誘導加熱装置等）や冷却手段（ミス
ト冷却装置等）を付加するだけでよいから、大幅な工程
改造を伴うことなく、高い生産性を維持することができ
る。
【００３５】
【表１】
【００３６】
【表２】
【００３７】
【発明の効果】かくして本発明によれば、大幅な工程改
造を要さずに、フェライト粒を２μｍ以下に微細化させ
ることができ、延性及び耐衝突衝撃特性の格段に優れた
鋼管が高能率で生産できるという優れた効果を奏する。
造を要さずに、フェライト粒を２μｍ以下に微細化させ
ることができ、延性及び耐衝突衝撃特性の格段に優れた
鋼管が高能率で生産できるという優れた効果を奏する。
【図１】本発明の絞り圧延方法を示す模式図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 西森 正徳 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 板谷 元晶 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 橋本 裕二 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 岡部 能知 愛知県半田市川崎町１丁目１番地 川崎製 鉄株式会社知多製造所内 (72)発明者 森田 正彦 岡山県倉敷市水島川崎通１丁目（番地な し） 川崎製鉄株式会社水島製鉄所内 Ｆターム(参考） 4K032 AA01 AA02 AA04 AA05 AA08 AA11 AA12 AA14 AA16 AA17 AA19 AA22 AA23 AA24 AA26 AA27 AA29 AA31 AA32 AA35 AA36 AA40 BA03 CB02 CC01 CC02
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：0.005 〜0.30％、Si：0.01〜3.0
％、Mn：0.01〜4.0 ％、Al：0.001 〜0.10％を含有し、
残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する素
材を素管に加工した後、950 ℃〜Ar3 点で縮径率10％以
上の絞り圧延を行い、次いでAr1 点以下まで冷却を行
い、次いでAc1 点〜400 ℃で縮径率20％以上の絞り圧延
を行うことを特徴とする鋼管の絞り圧延方法。 - 【請求項２】 前記素材を素管に加工した後、950 ℃〜
Ar3 点で縮径率10％以上の前記絞り圧延を行う前に、95
0 ℃超で縮径率10％以上の絞り圧延を行う請求項１記載
の方法。 - 【請求項３】 前記素材の化学組成にさらに、Cu：１％
以下、Ni：２％以下、Cr：２％以下、Mo：１％以下のう
ちから選ばれた１種又は２種以上、および／または、N
b：0.1 ％以下、Ｖ：0.3 ％以下、Ti：0.2 ％以下、
Ｂ：0.004 ％以下のうちから選ばれた１種又は２種以
上、および／または、REM ：0.02％以下、Ca：0.01％以
下のうちから選ばれた１種又は２種が付加された請求項
１または２記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26710698A JP3785828B2 (ja) | 1998-09-21 | 1998-09-21 | 鋼管の絞り圧延方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26710698A JP3785828B2 (ja) | 1998-09-21 | 1998-09-21 | 鋼管の絞り圧延方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000096142A true JP2000096142A (ja) | 2000-04-04 |
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ID=17440157
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26710698A Expired - Fee Related JP3785828B2 (ja) | 1998-09-21 | 1998-09-21 | 鋼管の絞り圧延方法 |
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Cited By (7)
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|---|---|---|---|---|
| WO2001096624A1 (fr) * | 2000-06-14 | 2001-12-20 | Kawasaki Steel Corporation | Tuyau en acier a haute teneur en carbone, possedant d'excellentes aptitudes au formage a froid et a la trempe a haute frequence, et procede de production associe |
| JP2002294405A (ja) * | 2001-04-02 | 2002-10-09 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた鋼管およびその製造方法 |
| WO2002103069A1 (en) * | 2000-01-28 | 2002-12-27 | Kawasaki Steel Corporation | Steel pipe having high formability and method for production thereof |
| WO2002103070A1 (fr) * | 2001-06-14 | 2002-12-27 | Kawasaki Steel Corporation | Procede de production de tuyaux en acier presentant une tenacite elevee |
| EP1816225A1 (en) * | 2004-11-26 | 2007-08-08 | JFE Steel Corporation | Steel pipe having excellent electromagnetic properties and process for producing the same |
| KR100878731B1 (ko) * | 2001-05-31 | 2009-01-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 하이드로 포밍성이 우수한 용접강관 및 그 제조방법 |
| US7591914B2 (en) * | 2000-01-28 | 2009-09-22 | Jfe Steel Corporation | High-workability steel pipe and method of producing same |
-
1998
- 1998-09-21 JP JP26710698A patent/JP3785828B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| JP4567907B2 (ja) * | 2001-04-02 | 2010-10-27 | 新日本製鐵株式会社 | ハイドロフォーム成形性に優れた鋼管およびその製造方法 |
| KR100878731B1 (ko) * | 2001-05-31 | 2009-01-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 하이드로 포밍성이 우수한 용접강관 및 그 제조방법 |
| WO2002103070A1 (fr) * | 2001-06-14 | 2002-12-27 | Kawasaki Steel Corporation | Procede de production de tuyaux en acier presentant une tenacite elevee |
| EP1816225A1 (en) * | 2004-11-26 | 2007-08-08 | JFE Steel Corporation | Steel pipe having excellent electromagnetic properties and process for producing the same |
| EP1816225A4 (en) * | 2004-11-26 | 2009-03-25 | Jfe Steel Corp | STEEL TUBE WITH OUTSTANDING ELECTROMAGNETIC PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US7942984B2 (en) | 2004-11-26 | 2011-05-17 | Jfe Steel Corporation | Steel pipe with good magnetic properties and method of producing the same |
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|---|---|
| JP3785828B2 (ja) | 2006-06-14 |
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