JP3249210B2 - 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法Info
- Publication number
- JP3249210B2 JP3249210B2 JP34285892A JP34285892A JP3249210B2 JP 3249210 B2 JP3249210 B2 JP 3249210B2 JP 34285892 A JP34285892 A JP 34285892A JP 34285892 A JP34285892 A JP 34285892A JP 3249210 B2 JP3249210 B2 JP 3249210B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- point
- less
- rolling
- steel pipe
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐ＳＳＣ性の優れた低
硬度高靭性シームレス鋼管の製造法に関するものであ
る。
硬度高靭性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のガス井、
油井開発は硫化水素濃度の高い環境で且つ極北化する傾
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、耐水素割れ性を保つため低硬度で且つ高靭性
（−６０℃保証）を兼ね備えた性質が要求される。従来
より、このような諸特性を同時に満足するにはＡＳＴＭ
No．６以下の結晶粒度では困難であることが本発明者
等によって確かめられている。
油井開発は硫化水素濃度の高い環境で且つ極北化する傾
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、耐水素割れ性を保つため低硬度で且つ高靭性
（−６０℃保証）を兼ね備えた性質が要求される。従来
より、このような諸特性を同時に満足するにはＡＳＴＭ
No．６以下の結晶粒度では困難であることが本発明者
等によって確かめられている。
【０００３】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、成型性および表面品位の確保のため通常１１０
０℃以上の高温域で加工が行われる。よって、再結晶粒
の粒成長は著しく、その結晶粒度はＡＳＴＭ No．６よ
り粗粒となる。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ＡＳＴＭ No．６以上の微
細化組織を安定して得る必要があるが、ＡＳＴＭ No．
６以上の微細化組織を確保し耐ＳＳＣ性の優れた高強度
低靭性シームレス鋼管を得るには熱間シームレス圧延後
に焼入−焼戻しする直接焼入工程では不十分であるた
め、例えば特開昭５２−７７８１３号公報のように熱間
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−焼戻しするか、或いは通常の仕上圧延後に再加
熱焼入−焼戻しする必要があった。
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、成型性および表面品位の確保のため通常１１０
０℃以上の高温域で加工が行われる。よって、再結晶粒
の粒成長は著しく、その結晶粒度はＡＳＴＭ No．６よ
り粗粒となる。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ＡＳＴＭ No．６以上の微
細化組織を安定して得る必要があるが、ＡＳＴＭ No．
６以上の微細化組織を確保し耐ＳＳＣ性の優れた高強度
低靭性シームレス鋼管を得るには熱間シームレス圧延後
に焼入−焼戻しする直接焼入工程では不十分であるた
め、例えば特開昭５２−７７８１３号公報のように熱間
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−焼戻しするか、或いは通常の仕上圧延後に再加
熱焼入−焼戻しする必要があった。
【０００４】
【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耐ＳＳ
Ｃ性の優れた低硬度高靭性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耐ＳＳ
Ｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管が得られない
問題があった。
【０００５】本発明はこのような従来の問題を解消する
ものであって、鋼成分，熱間圧延条件を制御することに
よって耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管
の製造法を提供することを目的とする。
ものであって、鋼成分，熱間圧延条件を制御することに
よって耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管
の製造法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】本発明は、上記目的を達
成するために構成したもので、その要旨は、重量％とし
て Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０
１〜０．５％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、
Ｓ ：０．０１０％以下、Ｐ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜
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：０．０
５〜０．５％、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：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：
０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％ の１種または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 〜１１００℃点まで冷却し、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、更に前段傾斜圧延時の加工発熱により
Ａｒ3 〜１１００℃点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行った後Ａ
ｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度
より高い９００〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ
3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、
Ａｒ3 点以上の温度からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼の
Ａｒ1 点直下の温度となるまで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却し、引き続きＡｒ1 点直下の温度から１５０℃／
ｓ超の速度で常温まで冷却を施す耐ＳＳＣ性の優れた低
硬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、その要旨は、重量％とし
て Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０
１〜０．５％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、
Ｓ ：０．０１０％以下、Ｐ ：０．０２０％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：
０．００５〜０．１％、 Ｎｂ：０．００５〜
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：０．０
５〜０．５％、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：０．００１〜０．０２％、 Ｃｏ：
０．０５〜０．５％、Ｃｕ：０．１〜０．５％ の１種または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 〜１１００℃点まで冷却し、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、更に前段傾斜圧延時の加工発熱により
Ａｒ3 〜１１００℃点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行った後Ａ
ｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度
より高い９００〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ
3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、
Ａｒ3 点以上の温度からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼の
Ａｒ1 点直下の温度となるまで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却し、引き続きＡｒ1 点直下の温度から１５０℃／
ｓ超の速度で常温まで冷却を施す耐ＳＳＣ性の優れた低
硬度高靭性シームレス鋼管の製造法である。
【０００７】
【作用】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、多過ぎるとパイプ焼入端から１
〜２mmがＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷
却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が図れ
ず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原因とな
るためそれぞれ０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．
５％とした。
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、多過ぎるとパイプ焼入端から１
〜２mmがＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷
却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が図れ
ず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原因とな
るためそれぞれ０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．
５％とした。
【０００８】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鋼の耐ＳＳＣ性を低下させ
るため０．０１〜０．５％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鋼の耐ＳＳＣ性を低下させ
るため０．０１〜０．５％とした。
【０００９】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、また低温靭性の劣化をきた
すためその含有量を０．００５％以下とした。Ｓは、Ｍ
ｎＳ系介在物を形成して熱間連続圧延で延伸し低温靭性
に有害な成分としてその含有量を０．０２％以下とし
た。
生じ易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０．００５％以下とした。Ｓは、Ｍ
ｎＳ系介在物を形成して熱間連続圧延で延伸し低温靭性
に有害な成分としてその含有量を０．０２％以下とし
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低温靭性を改善する。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低温靭性を改善する。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として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、熱間傾斜圧延中の結晶粒制御および熱
間傾斜圧延後の結晶粒の成長を抑える重要な元素であ
る。結晶粒の成長抑制が不十分であるとパイプ焼入端か
ら１〜２mmがＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が
図れず、更に引き続き行う１５０℃／ｓ以上の冷却時に
パイプ焼入端から１〜２mm以外の部分の硬さが著しく上
昇し耐ＳＳＣ性の劣化をきたす。また、傾斜圧延、その
後の連続圧延終了後Ａｒ3 点〜９００℃の温度まで降下
した該素管を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱
した場合のγ粒度は、再結晶によりγ粒度粗大化温度が
著しく低下し通常の再加熱温度（最終仕上圧延後に焼入
処理を行うために必要とされる再加熱温度）では異常粗
大化する。Ｎｂはこのような圧延履歴をもったγ粒の異
常粗大化を抑制する重要な元素である。添加量が少な過
ぎると効果がなく、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として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、熱間傾斜圧延中の結晶粒制御および熱
間傾斜圧延後の結晶粒の成長を抑える重要な元素であ
る。結晶粒の成長抑制が不十分であるとパイプ焼入端か
ら１〜２mmがＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が
図れず、更に引き続き行う１５０℃／ｓ以上の冷却時に
パイプ焼入端から１〜２mm以外の部分の硬さが著しく上
昇し耐ＳＳＣ性の劣化をきたす。また、傾斜圧延、その
後の連続圧延終了後Ａｒ3 点〜９００℃の温度まで降下
した該素管を該温度より高い９００〜１０００℃に加熱
した場合のγ粒度は、再結晶によりγ粒度粗大化温度が
著しく低下し通常の再加熱温度（最終仕上圧延後に焼入
処理を行うために必要とされる再加熱温度）では異常粗
大化する。Ｎｂはこのような圧延履歴をもったγ粒の異
常粗大化を抑制する重要な元素である。添加量が少な過
ぎると効果がなく、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、後述のようにＢを添加した場合の焼
入性を低下させる有害な成分となるのでその含有量を
０．０１％以下とした。
入性を低下させる有害な成分となるのでその含有量を
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パイプ焼入端か
ら１〜２mmがＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が
図れず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原因
となる。しかも非常に高価であるため、それぞれ０．０
１〜１．５％、０．０５〜０．５％、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０．０００３〜０．００３３％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パイプ焼入端か
ら１〜２mmがＡｒ1 点直下まで１５０℃／ｓ以下の速度
で冷却しても硬さの低減（ビッカース硬さ＜２４８）が
図れず耐ＳＳＣ性の劣化をきたし、また靭性劣化の原因
となる。しかも非常に高価であるため、それぞれ０．０
１〜１．５％、０．０５〜０．５％、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０．０００３〜０．００３３％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、連続鋳造法または造塊分塊法
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する。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
温度で熱間成形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、連続鋳造法または造塊分塊法
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する。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
温度で熱間成形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】穿孔圧延が行われた中空素管は、傾斜圧延
機前でＡｒ3 点〜１１００℃の温度にし、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
等）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、プラグミル等）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。前段の傾斜圧延機で圧延された中空粗管はＡｒ3
〜１１００℃の温度に昇温保持され、その後、Ａｒ3 〜
１１００℃の温度に昇温保持された粗管は最終段の傾斜
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。傾斜圧延機は、剪断ひずみの成分
が非常に大きいため実質的なひずみ量は格段に大きくな
り、前述の加工発熱効果に加えて、低温圧延においても
容易に再結晶組織が得られ、図１で示すように同一断面
積減少率であっても剪断ひずみの小さい圧延機と比べて
細粒が得られる。傾斜圧延の圧延温度は高いと再結晶粒
の著しい成長が起こり、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、最終段共Ａｒ3 〜１１００℃に限定した。
機前でＡｒ3 点〜１１００℃の温度にし、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
等）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、プラグミル等）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。前段の傾斜圧延機で圧延された中空粗管はＡｒ3
〜１１００℃の温度に昇温保持され、その後、Ａｒ3 〜
１１００℃の温度に昇温保持された粗管は最終段の傾斜
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。傾斜圧延機は、剪断ひずみの成分
が非常に大きいため実質的なひずみ量は格段に大きくな
り、前述の加工発熱効果に加えて、低温圧延においても
容易に再結晶組織が得られ、図１で示すように同一断面
積減少率であっても剪断ひずみの小さい圧延機と比べて
細粒が得られる。傾斜圧延の圧延温度は高いと再結晶粒
の著しい成長が起こり、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、最終段共Ａｒ3 〜１１００℃に限定した。
【００１７】また、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。
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。
【００１８】最終段の傾斜圧延終了後、中空粗管を更に
形状矯正のための連続圧延しＡｒ1点〜９００℃の温度
まで降下した該粗管は、該温度より高い９００〜１１０
０℃に再加熱される。この再加熱温度は、最終仕上圧延
後のγ粒径の整粒、細粒化に影響する。すなわち、最終
段の傾斜圧延それに続く熱間連続圧延温度がＡｒ3 点近
傍に低下した場合、熱間連続圧延後にパイプ全体にわた
って再結晶が完了せず未再結晶組織が部分的に残存す
る。図２は、最終段の傾斜圧延条件と再加熱前組織の未
再結晶率の関係を示した。最終段の傾斜圧延機前のγ粒
度は、通常ＡＳＴＭ No．３〜ＡＳＴＭ No．６の範囲
にあり、ＡＳＴＭ No．６程度の細粒であると傾斜圧延
温度がＡｒ3 点近傍でも未再結晶率は２０％以下とほぼ
再結晶組織の状態であるが、ＡＳＴＭ No．３程度の中
空素管では傾斜圧延前温度がＡｒ3点近傍では未再結晶
組織率は４０％と上昇する。この場合、その後の熱間連
続圧延機においても再結晶しない場合があり、未再結晶
ままの状態で再加熱炉に挿入される。このような未再結
晶ままの組織から冷却された鋼は均一な性質が得られな
い。よって、その後の再加熱炉で再結晶させ、細粒化、
整粒化させる必要がある。本発明の範囲であれば９００
℃以上の再加熱で未再結晶組織はなくなることが確認さ
れた。しかし、あまり高温にすると結晶粒径が粗大化す
るとともにパイプ表面スケールが多く生成し表面品位が
劣化するため、上限を１１００℃とした。
形状矯正のための連続圧延しＡｒ1点〜９００℃の温度
まで降下した該粗管は、該温度より高い９００〜１１０
０℃に再加熱される。この再加熱温度は、最終仕上圧延
後のγ粒径の整粒、細粒化に影響する。すなわち、最終
段の傾斜圧延それに続く熱間連続圧延温度がＡｒ3 点近
傍に低下した場合、熱間連続圧延後にパイプ全体にわた
って再結晶が完了せず未再結晶組織が部分的に残存す
る。図２は、最終段の傾斜圧延条件と再加熱前組織の未
再結晶率の関係を示した。最終段の傾斜圧延機前のγ粒
度は、通常ＡＳＴＭ No．３〜ＡＳＴＭ No．６の範囲
にあり、ＡＳＴＭ No．６程度の細粒であると傾斜圧延
温度がＡｒ3 点近傍でも未再結晶率は２０％以下とほぼ
再結晶組織の状態であるが、ＡＳＴＭ No．３程度の中
空素管では傾斜圧延前温度がＡｒ3点近傍では未再結晶
組織率は４０％と上昇する。この場合、その後の熱間連
続圧延機においても再結晶しない場合があり、未再結晶
ままの状態で再加熱炉に挿入される。このような未再結
晶ままの組織から冷却された鋼は均一な性質が得られな
い。よって、その後の再加熱炉で再結晶させ、細粒化、
整粒化させる必要がある。本発明の範囲であれば９００
℃以上の再加熱で未再結晶組織はなくなることが確認さ
れた。しかし、あまり高温にすると結晶粒径が粗大化す
るとともにパイプ表面スケールが多く生成し表面品位が
劣化するため、上限を１１００℃とした。
【００１９】再加熱後Ａｒ3 ＋５０℃以上の温度で熱間
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、あまり低くなると高
強度を得るために必要とされる冷却時の完全γの状態が
確保できないためＡｒ3 ＋５０℃とした。
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、あまり低くなると高
強度を得るために必要とされる冷却時の完全γの状態が
確保できないためＡｒ3 ＋５０℃とした。
【００２０】熱間最終仕上圧延後にＡｒ3 点以上の温度
からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼のＡｒ1 点直下の温度
となるまで１５０℃／ｓ以下の速度で冷却し、引き続き
Ａｒ1 点直下の温度から１５０℃／ｓ超の速度で常温ま
で冷却を行う。焼入処理開始温度は、細粒フェライト組
織＋ベイナイト＋マルテンサイトの混合組織を確保し、
必要とする強度を確保するためＡｒ3 点以上とした。
からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼のＡｒ1 点直下の温度
となるまで１５０℃／ｓ以下の速度で冷却し、引き続き
Ａｒ1 点直下の温度から１５０℃／ｓ超の速度で常温ま
で冷却を行う。焼入処理開始温度は、細粒フェライト組
織＋ベイナイト＋マルテンサイトの混合組織を確保し、
必要とする強度を確保するためＡｒ3 点以上とした。
【００２１】冷却速度は、強度、靭性の確保および耐Ｓ
ＳＣ性の向上を図るため特に重要である。冷却速度は、
冷媒すなわち冷却水の温度を一定とした場合、水量密度
の大小により決まり、その水量密度は焼入端から１〜２
mm点の冷却速度に最も大きく影響を及ぼす。強度確保に
必要な水量密度で冷却すると焼入端から１〜２mm点の冷
却速度が大きくなり、焼戻し後の硬さが上昇し、耐ＳＳ
Ｃ性が低下する。耐ＳＳＣ性の確保には、ビッカース硬
さ２５０以下にする必要があり、本発明範囲の鋼成分で
は冷却速度を１５０℃／ｓ以下とする必要がある。しか
しながら、焼入端から１〜２mm点の冷却速度を１５０℃
／ｓ以下とすると必要な強度が確保できない。よって、
冷却速度（ここでは、焼入端から１〜２mm点の冷却速
度）は焼入端から１〜２mm点が鋼のＡｒ1 点を切るまで
１５０℃／ｓ以下で行い、引き続き１５０℃／ｓ超とな
るような大きな水量密度でパイプ内面側の冷却速度を確
保する必要がある。
ＳＣ性の向上を図るため特に重要である。冷却速度は、
冷媒すなわち冷却水の温度を一定とした場合、水量密度
の大小により決まり、その水量密度は焼入端から１〜２
mm点の冷却速度に最も大きく影響を及ぼす。強度確保に
必要な水量密度で冷却すると焼入端から１〜２mm点の冷
却速度が大きくなり、焼戻し後の硬さが上昇し、耐ＳＳ
Ｃ性が低下する。耐ＳＳＣ性の確保には、ビッカース硬
さ２５０以下にする必要があり、本発明範囲の鋼成分で
は冷却速度を１５０℃／ｓ以下とする必要がある。しか
しながら、焼入端から１〜２mm点の冷却速度を１５０℃
／ｓ以下とすると必要な強度が確保できない。よって、
冷却速度（ここでは、焼入端から１〜２mm点の冷却速
度）は焼入端から１〜２mm点が鋼のＡｒ1 点を切るまで
１５０℃／ｓ以下で行い、引き続き１５０℃／ｓ超とな
るような大きな水量密度でパイプ内面側の冷却速度を確
保する必要がある。
【００２２】冷却方法は特に限定しないが、冷却後、焼
入端から１〜２mm間が鋼のＡｃ1 点以上に復熱する前に
急冷却する必要がある。このような熱サイクルを安定し
て行うためには、パイプ外表面からのスプレー冷却が望
ましい。冷媒は、必要とする強度、靭性および表面硬さ
のレベルに応じて水単独あるいは水＋空気を選択でき
る。
入端から１〜２mm間が鋼のＡｃ1 点以上に復熱する前に
急冷却する必要がある。このような熱サイクルを安定し
て行うためには、パイプ外表面からのスプレー冷却が望
ましい。冷媒は、必要とする強度、靭性および表面硬さ
のレベルに応じて水単独あるいは水＋空気を選択でき
る。
【００２３】尚、本発明において、仕上鋼管の冷却を、
焼入端１〜２mm点を基準にしたのは、１mm未満では脱炭
層あるいはスケールで硬度測定が難しくなること、また
２mmを超えると冷却速度の影響が小さく敏感に材質を管
理することができない。つまり、１〜２mmの深さは冷却
速度の影響を敏感に受け材質を管理し易い範囲であるか
らである。
焼入端１〜２mm点を基準にしたのは、１mm未満では脱炭
層あるいはスケールで硬度測定が難しくなること、また
２mmを超えると冷却速度の影響が小さく敏感に材質を管
理することができない。つまり、１〜２mmの深さは冷却
速度の影響を敏感に受け材質を管理し易い範囲であるか
らである。
【００２４】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。
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。
【００２５】以上の製造条件で得られる鋼は粗大粒を含
むことなく低硬度高靭性シームレス鋼管の製造に有効で
ある。
むことなく低硬度高靭性シームレス鋼管の製造に有効で
ある。
【００２６】また、熱間最終仕上圧延後に冷却速度１０
℃／ｓ以下の放冷処理を行っても、従来鋼よりα変態前
の結晶粒径は微細であるため、変態は細粒フェライト組
織が得られ、高靭性および耐ＳＳＣ性鋼が得られること
は言うまでもない。
℃／ｓ以下の放冷処理を行っても、従来鋼よりα変態前
の結晶粒径は微細であるため、変態は細粒フェライト組
織が得られ、高靭性および耐ＳＳＣ性鋼が得られること
は言うまでもない。
【００２７】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。転炉
で溶製し連続鋳造を経て製造された表１−１に示す成分
を有する鋼片を表１−２に示す条件で熱間シームレス圧
延を行ってパイプ焼入端から１〜２mmがＡｒ1 点直下ま
で１５０℃／ｓ以下の速度で冷却して、引き続きＡｒ1
点直下の温度から１５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却
を施すかあるいは更に焼戻した鋼管の強度（ＹＳ）、硬
さ、γ粒度および耐ＳＳＣ性を同表に示した。なお、耐
ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従って定荷重
方式によるσｔｈ（Threshold Stress）を求めて評価し
た。本発明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粒度は微細であり低硬度が得られ耐Ｓ
ＳＣ性はσｔｈで０．２σｙ以上向上することがわか
る。
で溶製し連続鋳造を経て製造された表１−１に示す成分
を有する鋼片を表１−２に示す条件で熱間シームレス圧
延を行ってパイプ焼入端から１〜２mmがＡｒ1 点直下ま
で１５０℃／ｓ以下の速度で冷却して、引き続きＡｒ1
点直下の温度から１５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却
を施すかあるいは更に焼戻した鋼管の強度（ＹＳ）、硬
さ、γ粒度および耐ＳＳＣ性を同表に示した。なお、耐
ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従って定荷重
方式によるσｔｈ（Threshold Stress）を求めて評価し
た。本発明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粒度は微細であり低硬度が得られ耐Ｓ
ＳＣ性はσｔｈで０．２σｙ以上向上することがわか
る。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】
【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最高硬さが低く、低
温靭性および耐ＳＳＣ性が優れているため、極北の寒冷
地や硫化物応力腐食環境において使用される。
た鋼管は、高強度を有し更に細粒で最高硬さが低く、低
温靭性および耐ＳＳＣ性が優れているため、極北の寒冷
地や硫化物応力腐食環境において使用される。
【図１】通常の鋼板圧延法と最終段の傾斜圧延後のγ粒
度と圧延温度の影響を示す図。
度と圧延温度の影響を示す図。
【図２】最終段の傾斜圧延条件と再加熱前組織の未再結
晶率の関係を示す図。
晶率の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C21D 8/00 - 8/10 C22C 38/00 - 38/60
Claims (8)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｐ ：０．０２０％以下、 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
℃以上に加熱し熱間穿孔圧延した中空素管をＡｒ3 〜１
１００℃点まで冷却し、その直後の前段の傾斜圧延機で
肉厚断面減少率が２０〜７０％の成形加工を施し、更に
前段傾斜圧延時の加工発熱によりＡｒ3 〜１１００℃点
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行った後Ａｒ1 点〜９００℃の
温度まで降下した中空粗管を該温度より高い９００〜１
１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の
熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、Ａｒ3 点以上の温度
からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼のＡｒ1 点直下の温度
まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷却し、引き続きＡｒ1
点直下の温度から１５０℃／ｓ超の速度で常温まで冷却
を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭
性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 請求項１記載の処理に引き続き、更にＡ
ｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を施す
ことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シー
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％、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｐ ：０．０２０％以下、 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種または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 〜１１００℃点まで冷却し、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、更に前段傾斜圧延時の加工発熱により
Ａｒ3 〜１１００℃点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行った後Ａ
ｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度
より高い９００〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ
3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、
Ａｒ3 点以上の温度からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼の
Ａｒ1 点直下の温度まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷却
し、引き続きＡｒ1 点直下の温度から１５０℃／ｓ超の
速度で常温まで冷却を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性
の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項４】 請求項３記載の処理に引き続き、更にＡ
ｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を施す
ことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シー
ムレス鋼管の製造法。 - 【請求項５】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｐ ：０．０２０％以下、 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種または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 〜１１００℃点まで冷却し、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、更に前段傾斜圧延時の加工発熱により
Ａｒ3 〜１１００℃点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が２０〜７０％の成
形加工を施し、その後、形状矯正連続圧延を行った後Ａ
ｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度
より高い９００〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ
3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、
Ａｒ3 点以上の温度からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼の
Ａｒ1 点直下の温度まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷却
し、引き続きＡｒ1 点直下の温度から１５０℃／ｓ超の
速度で常温まで冷却を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性
の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項６】 請求項５記載の処理に引き続き、更にＡ
ｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を施す
ことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シー
ムレス鋼管の製造法。 - 【請求項７】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｐ ：０．０２０％以下、 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種または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種または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 〜１１００℃点まで冷却し、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、更に前段傾斜圧延時の加工発熱により
Ａｒ3 〜１１００℃点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が２０〜７０％の成
形加工を施し、その後、形状矯正連続圧延を行った後Ａ
ｒ1 点〜９００℃の温度まで降下した中空粗管を該温度
より高い９００〜１１００℃に加熱後、仕上温度がＡｒ
3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施した仕上鋼管を、
Ａｒ3 点以上の温度からパイプ焼入端１〜２mm点が鋼の
Ａｒ1 点直下の温度まで１５０℃／ｓ以下の速度で冷却
し、引き続きＡｒ1 点直下の温度から１５０℃／ｓ超の
速度で常温まで冷却を施すことを特徴とする耐ＳＳＣ性
の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項８】 請求項７記載の処理に引き続き、更にＡ
ｃ1 点以下の温度に加熱して冷却する焼戻し処理を施す
ことを特徴とする耐ＳＳＣ性の優れた低硬度高靭性シー
ムレス鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34285892A JP3249210B2 (ja) | 1992-12-22 | 1992-12-22 | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34285892A JP3249210B2 (ja) | 1992-12-22 | 1992-12-22 | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06184711A JPH06184711A (ja) | 1994-07-05 |
| JP3249210B2 true JP3249210B2 (ja) | 2002-01-21 |
Family
ID=18357042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34285892A Expired - Fee Related JP3249210B2 (ja) | 1992-12-22 | 1992-12-22 | 耐ｓｓｃ性の優れた低硬度高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3249210B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| 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 |
| US6540848B2 (en) * | 2000-02-02 | 2003-04-01 | Kawasaki Steel Corporation | High strength, high toughness, seamless steel pipe for line pipe |
| DE112015003075T5 (de) * | 2014-06-30 | 2017-03-23 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | Mantelrohr für Erdöl mit ultrahoher Stärke und Zähigkeit sowie dessen Herstellungsverfahren |
| CN114559261B (zh) * | 2022-03-14 | 2023-04-25 | 湖北理工学院 | 半轴套管加工方法 |
-
1992
- 1992-12-22 JP JP34285892A patent/JP3249210B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH06184711A (ja) | 1994-07-05 |
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 | |
| JP2579094B2 (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用鋼管の製造法 | |
| JPH09111344A (ja) | 高強度で且つ低降伏比シームレス鋼管の製造方法 | |
| JPH09111343A (ja) | 高強度低降伏比シームレス鋼管の製造法 | |
| 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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP4196501B2 (ja) | 高強度で靱性に優れたシームレス鋼管用鋼 | |
| JP2551692B2 (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 | |
| 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 | |
| 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 | |
| JP3145515B2 (ja) | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 | |
| JP2556643B2 (ja) | 低降伏比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 | |
| JP2662485B2 (ja) | 低温靭性の良い鋼板およびその製造方法 | |
| JPH01123029A (ja) | ステンレス鋼継目無し管の製造方法 | |
| JP2567151B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた油井用鋼管の製造法 | |
| JP2564425B2 (ja) | 耐ｓｓｃ性の優れた高靭性４０キロ級鋼管の製造法 | |
| JPH0250915A (ja) | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20011002 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |