JPH0250913A - 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH0250913A JPH0250913A JP19882588A JP19882588A JPH0250913A JP H0250913 A JPH0250913 A JP H0250913A JP 19882588 A JP19882588 A JP 19882588A JP 19882588 A JP19882588 A JP 19882588A JP H0250913 A JPH0250913 A JP H0250913A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は、細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の
製造法に関するものである。
製造法に関するものである。
［従来の技術］
熱延シームレス鋼管て細粒化組織の低合金高張力シーム
レス鋼管を得るには、例えは特開昭５２７７ｇ＋３月公
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
温度をＡｒ１点以下に下げて再度オーステナイト化温度
に加熱し、引続き行う仕上圧延を終了後直ちに急冷焼入
し一焼戻するか、或いは通常の仕上圧延終了後再加熱焼
入−焼戻する方法があった。
レス鋼管を得るには、例えは特開昭５２７７ｇ＋３月公
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
温度をＡｒ１点以下に下げて再度オーステナイト化温度
に加熱し、引続き行う仕上圧延を終了後直ちに急冷焼入
し一焼戻するか、或いは通常の仕上圧延終了後再加熱焼
入−焼戻する方法があった。
［発明が解決しようとする課題］
しかしながら、上記のような工程はいずれも熱効率上の
問題のほかに製造工程が煩雑となる欠点があった。一方
、これまての熱延シームレス圧延後の直接焼入処理では
オースブナイト結晶粒度が八ＳＴＭ Ｎｏ、 １〜６と
粗粒であり、且つバラツキか大きいため細粒化組織の低
合金高張力シームレス鋼管が得られない問題があった。
問題のほかに製造工程が煩雑となる欠点があった。一方
、これまての熱延シームレス圧延後の直接焼入処理では
オースブナイト結晶粒度が八ＳＴＭ Ｎｏ、 １〜６と
粗粒であり、且つバラツキか大きいため細粒化組織の低
合金高張力シームレス鋼管が得られない問題があった。
［課題を解決するだめの手段］
本発明者らは、細粒化組織の低合金高張力シムレス鋼管
さらには硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性の
優れたＳＭＬ （シームレス）鋼管を製造することを目
的に多くの実験を行い検討した結果、鋼成分、熱間圧延
条件を制御することによって細粒高張力シームレス鋼管
が製造されることを知見した。
さらには硫化物応力割れ（以下、ＳＳＣと記す。）性の
優れたＳＭＬ （シームレス）鋼管を製造することを目
的に多くの実験を行い検討した結果、鋼成分、熱間圧延
条件を制御することによって細粒高張力シームレス鋼管
が製造されることを知見した。
本発明は、この知見に基ついて構成したものて、その要
旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ ： ０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ ： ０．０１〜０．５％、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．５％、 Ｓ ： ０．０１％以下、 Ｐ ： ０．０２％以下、 Ｍｏ ： ０．０５〜０．４％、 Ａｌ ： ０．００５〜０．１％ を含有し、さらに必要によっては Ｏｒ： ０．１〜１．５％、Ｎｌ：０１〜２０％、Ｖ
： ０．０１〜０．１ ％、Ｔｉ ： ０．０１〜０１
％、Ｂ・０．０００３〜０００３％の１種または２種以
上と 希土類元素 ０ 、 ＯＯｌ 〜０ 、０５％、Ｃａ
： ０．００１〜０．０２％、 Ｇｏ ＋ ０．
０５〜０．５ ％、 Ｇｕ ： Ｑ、１ 〜０
．５ ％の １ ＃１または２種以上 を含存し・残部が実質的にＦｅからなる鋼片を熱間穿孔
連続圧延の最終過程でその鋼がもつ再結晶温度以上て圧
延を施してＡｒ３〜Ａｒ、点の温度に降下した中空素管
を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ３点＋
５０℃以上の熱間什」二圧延を施して得られた仕上鋼管
をＡｒ３点以上の温度がら急冷する焼入処理を施し、続
いてＡｃ、煮貝下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を
施す細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法
である。
旨は、 温度１２００℃以上に加熱された Ｃ ： ０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ ： ０．０１〜０．５％、 Ｍｎ ： ０．１５〜１．５％、 Ｓ ： ０．０１％以下、 Ｐ ： ０．０２％以下、 Ｍｏ ： ０．０５〜０．４％、 Ａｌ ： ０．００５〜０．１％ を含有し、さらに必要によっては Ｏｒ： ０．１〜１．５％、Ｎｌ：０１〜２０％、Ｖ
： ０．０１〜０．１ ％、Ｔｉ ： ０．０１〜０１
％、Ｂ・０．０００３〜０００３％の１種または２種以
上と 希土類元素 ０ 、 ＯＯｌ 〜０ 、０５％、Ｃａ
： ０．００１〜０．０２％、 Ｇｏ ＋ ０．
０５〜０．５ ％、 Ｇｕ ： Ｑ、１ 〜０
．５ ％の １ ＃１または２種以上 を含存し・残部が実質的にＦｅからなる鋼片を熱間穿孔
連続圧延の最終過程でその鋼がもつ再結晶温度以上て圧
延を施してＡｒ３〜Ａｒ、点の温度に降下した中空素管
を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ３点＋
５０℃以上の熱間什」二圧延を施して得られた仕上鋼管
をＡｒ３点以上の温度がら急冷する焼入処理を施し、続
いてＡｃ、煮貝下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を
施す細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法
である。
［作用］
以下本発明の製造方法について詳細に説明する。
先ず、本発明において上記の様な鋼成分に限定した理由
について説明する。
について説明する。
ＣおよびＭｎは、焼入効果を増して強度を高め降伏点６
０〜８０Ｊｆ／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。少な過きるとその効
果がなく、多過ぎると焼割れを誘発する原因となるため
、それぞれ０．０５〜０．３５％、０１５〜１．５％と
した。
０〜８０Ｊｆ／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。少な過きるとその効
果がなく、多過ぎると焼割れを誘発する原因となるため
、それぞれ０．０５〜０．３５％、０１５〜１．５％と
した。
Ｓ】は、脱酸剤か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かなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜０．
５％とした。
分である。少な過ぎるとその効果かなく、多過ぎると介
在物を増加して鋼の性質を脆化するため０．０１〜０．
５％とした。
Ｐは、粒界偏析を起こして加工の際き裂を生し易く有害
な成分としでその含有量を０．０２％以下とした。
な成分としでその含有量を０．０２％以下とした。
ＳはＭｎＳ系介在物を形成して熱間圧延で延伸し低温靭
性に有害な成分としでその含有量を００２％以下とした
。
性に有害な成分としでその含有量を００２％以下とした
。
Ｍｏは、強度の上昇、靭性の改善等に有効である。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０．０５〜０．４＊とじ
た。
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０．０５〜０．４＊とじ
た。
Ａ１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
えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性を改善する。少
な過ぎるとその効果かなく、多過ぎると介在物を増加し
て鋼の性質を脆化するため０００５〜Ｏ，］％とした。
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
えて鋼の遷移温度を低下させて低温靭性を改善する。少
な過ぎるとその効果かなく、多過ぎると介在物を増加し
て鋼の性質を脆化するため０００５〜Ｏ，］％とした。
上記の成分組成の鋼でさら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、 Ｎ
ｉ、 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゜１〜２．０％、０
．０１〜０１％とした。
等の成分を必要に応じて選択的に添加する。Ｃｒ、 Ｎ
ｉ、 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゜１〜２．０％、０
．０１〜０１％とした。
Ｔｉは、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強度を高めると共に、脱酸、脱窒
の作用からＢによる焼入性を発揮させる。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎるとＴＩＧを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため００１
〜０．１％とした。
結晶粒の成長を抑えて強度を高めると共に、脱酸、脱窒
の作用からＢによる焼入性を発揮させる。少な過ぎると
その効果がなく、多過ぎるとＴＩＧを析出して鋼を脆化
し、また介在物を増加し鋼の性質を脆化するため００１
〜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．
００３％とした。
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．
００３％とした。
さらに本発明は、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ＳＳＣ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。
み上記の成分組成で構成される鋼のＳＳＣ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。
稀土類元素、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ＳＳＣ性を低下させる
のでそれぞれ０．００１〜０．０５％、０．００１〜０
．０２％とした。
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
のでそれぞれ０．００１〜０．０５％、０．００１〜０
．０２％とした。
Ｇｏ、 Ｃｕは、鋼中への水素侵入抑制効果があり耐Ｓ
ＳＣ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％、０１〜０．５％とした。
ＳＣ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％、０１〜０．５％とした。
次に熱間穿孔連続圧延の最終過程の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。
うに限定した理由について説明する。
上記の様な成分組成の鋼は転炉、電気炉等の溶解炉であ
るいはさら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１２００℃以上の温度に加熱
する。加熱温度は、熱間穿孔連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ、■、Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。この温度は本発明の成分範囲内
であれば１２００℃以上の温度で全て固溶し、また熱間
成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温度
は１２００℃以上とした。
るいはさら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１２００℃以上の温度に加熱
する。加熱温度は、熱間穿孔連続圧延の前にほとんどの
Ｃ，Ｃｒ、■、Ｔｉ等を固溶させておくために十分高く
しておかねばならない。この温度は本発明の成分範囲内
であれば１２００℃以上の温度で全て固溶し、また熱間
成形加工能率上なんら支障を生じないのでその加熱温度
は１２００℃以上とした。
高温度に加熱された鋼片は熱間穿孔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。この圧延は製造された鋼管の材質に大きな影響を及
ぼすもので、図は直接焼入処理後のオーステナイト（以
下、γと記す。）粒度に及ぼす熱間穿孔連続圧延の最終
過程ての圧下温度の影響を示したものである。熱間穿孔
連続圧延の最終過程での圧下を再結晶温度以下で行うと
、直接焼入処理後のγ粒は粗大化しＡＳＴＭ Ｎｏ、１
程度となる。従ってγ粒の粗大化を防止するには鋼の再
結晶温度以上て圧下を行う必要がある。
れ、目標の外径、肉厚に圧延されて中空素管に粗成形す
る。この圧延は製造された鋼管の材質に大きな影響を及
ぼすもので、図は直接焼入処理後のオーステナイト（以
下、γと記す。）粒度に及ぼす熱間穿孔連続圧延の最終
過程ての圧下温度の影響を示したものである。熱間穿孔
連続圧延の最終過程での圧下を再結晶温度以下で行うと
、直接焼入処理後のγ粒は粗大化しＡＳＴＭ Ｎｏ、１
程度となる。従ってγ粒の粗大化を防止するには鋼の再
結晶温度以上て圧下を行う必要がある。
このような圧下温度の影響については、現状の熱間穿孔
連続圧延工程てはやむをえず該素管の温度がＡｒ３〜Ａ
ｒ、点に降温しγ＋αの二相状態から熱間最終仕上圧延
前の再加熱炉てＡＣ３点以上に加熱されるため、圧下量
が比較的小さい場合、熱間穿孔連続圧延の最終工程にお
ける圧下温度の高低によって再加熱時の再結晶挙動か異
なる。
連続圧延工程てはやむをえず該素管の温度がＡｒ３〜Ａ
ｒ、点に降温しγ＋αの二相状態から熱間最終仕上圧延
前の再加熱炉てＡＣ３点以上に加熱されるため、圧下量
が比較的小さい場合、熱間穿孔連続圧延の最終工程にお
ける圧下温度の高低によって再加熱時の再結晶挙動か異
なる。
すなわち、再結晶温度以上の高い温度での圧下の場合に
は、圧下によるひずみエネルギーは圧下後の回復現象等
によってγ中に蓄えらゎることなく解放されるが、再結
晶温度以下の比較的低い温度では圧下によるひずみエネ
ルギーが解放されないまま降温する。この場合Ａｒ３〜
Ａｒ１点の間てはひすみのないαとひずみの残ったまま
のγが混在した二相状態となる。このような二相状態か
ら再加熱されると一旦α相となり、再γ化したひずみを
全く持たない逆変態γ粒が核となフて周辺の加工の影響
が残ったままの未変態γ粒へ粒界移動を起こし、γ粒が
粗大化する。
は、圧下によるひずみエネルギーは圧下後の回復現象等
によってγ中に蓄えらゎることなく解放されるが、再結
晶温度以下の比較的低い温度では圧下によるひずみエネ
ルギーが解放されないまま降温する。この場合Ａｒ３〜
Ａｒ１点の間てはひすみのないαとひずみの残ったまま
のγが混在した二相状態となる。このような二相状態か
ら再加熱されると一旦α相となり、再γ化したひずみを
全く持たない逆変態γ粒が核となフて周辺の加工の影響
が残ったままの未変態γ粒へ粒界移動を起こし、γ粒が
粗大化する。
熱間穿孔連続圧延の最終過程で圧下温度が再結晶温度以
下では再加熱時のγの再結晶粗大化が著しくなり、再結
晶温度以上ではγ粒の粗大化は全く起らす細粒子が得ら
れる。よって、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧下温
度は、再結晶温度域以上とした。
下では再加熱時のγの再結晶粗大化が著しくなり、再結
晶温度以上ではγ粒の粗大化は全く起らす細粒子が得ら
れる。よって、熱間穿孔連続圧延の最終過程での圧下温
度は、再結晶温度域以上とした。
次にこのような圧下量て圧延されＡｒ３〜Ａｒ、点の温
度に硬化した中空素管を９００〜］０００”Ｃに加熱す
る。この加熱温度は９００ ”Ｃ以下では熱間最終仕上
圧延後の焼入温度か確保できず、また１ｏ００”ｃ以上
では鋼表面に多量の酸化スケールが生じ鋼管の形状精度
の確保に悪影響を及ぼずため９００〜１０００℃の温度
に限定した。
度に硬化した中空素管を９００〜］０００”Ｃに加熱す
る。この加熱温度は９００ ”Ｃ以下では熱間最終仕上
圧延後の焼入温度か確保できず、また１ｏ００”ｃ以上
では鋼表面に多量の酸化スケールが生じ鋼管の形状精度
の確保に悪影響を及ぼずため９００〜１０００℃の温度
に限定した。
また、熱間最終仕上温度についてもあまり低くなると、
高強度を得るために必要とされる焼入時の完全γの状態
が確保できないためＡｒ３点＋５０”Ｃとした。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
を得るためＡｒ３点以上とした。
高強度を得るために必要とされる焼入時の完全γの状態
が確保できないためＡｒ３点＋５０”Ｃとした。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
を得るためＡｒ３点以上とした。
焼入時の冷却速度は特に限定しないか空冷より速い速度
とする。焼戻温度は、強度および靭性の安定化を確保す
る必要がらＡｃ、煮貝下とした。その加熱方法について
は特に限定しない。以上の製造条件で得られる鋼は粗大
粒を含むことなく細粒化組織の高張力シームレス鋼管の
製造に有効である。
とする。焼戻温度は、強度および靭性の安定化を確保す
る必要がらＡｃ、煮貝下とした。その加熱方法について
は特に限定しない。以上の製造条件で得られる鋼は粗大
粒を含むことなく細粒化組織の高張力シームレス鋼管の
製造に有効である。
［実施例コ
次に本発明の実施例について説明する。
第１表は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を
熱間穿孔連続圧延後再加熱しでその後熱間最終仕上圧延
を行って直接焼入−焼戻しだ鋼管の強度、靭性、γ粒度
および耐ＳＳＣ性を示す。
熱間穿孔連続圧延後再加熱しでその後熱間最終仕上圧延
を行って直接焼入−焼戻しだ鋼管の強度、靭性、γ粒度
および耐ＳＳＣ性を示す。
尚、耐ＳＳＣ性はＮＡＣＥ ＴＭＯＩ−７７に従って定
荷重方式によりａ ｔｈ（Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ ５ｔｒ
ｅｓｓ）を求めて評価した。
荷重方式によりａ ｔｈ（Ｔｈｒｅｓｈｏｌｄ ５ｔｒ
ｅｓｓ）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粒度は微細であり高靭性が得られ、耐ＳＳ
Ｃ性はσｔｈで０２０ｙ以上向上することかわかる。
来法に比しγ粒度は微細であり高靭性が得られ、耐ＳＳ
Ｃ性はσｔｈで０２０ｙ以上向上することかわかる。
［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
度を有しざらに細粒であるため低温靭性および耐ＳＳＣ
性が優れ、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。
度を有しざらに細粒であるため低温靭性および耐ＳＳＣ
性が優れ、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。
図は、直接焼入処理後のγ粒度に及ぼす熱間穿孔連続圧
延の最終過程での圧下温度の影響を示す。
延の最終過程での圧下温度の影響を示す。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％（重量％、以下同じ）、Ｓｉ
：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有して残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿
孔連続圧延の最終過程でその鋼がもつ再結晶温度以上で
圧延を施してＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中
空素管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ
＿３点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕
上鋼管をＡｒ＿３点以上の温度から急冷する焼入処理を
施し、続いてＡｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する
焼戻処理を施すことを特徴とする細粒化組織の低合金高
張力シームレス鋼管の製造法。 ２、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ
：０．０００３〜０．００３％の１種または２種以上を
含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔連
続圧延の最終過程でその鋼がもつ再結晶温度以上で圧延
を施してＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中空素
管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ＿３
点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼
管をＡｒ＿３点以上の温度から急冷する焼入処理を施し
、続いてＡｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する焼戻
処理を施すことを特徴とする細粒化組織の低合金高張力
シームレス鋼管の製造法。 ３、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 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種または２種以上を含有し残部が実
質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔連続圧延の最終過
程でその鋼がもつ再結晶温度以上で圧延を施してＡｒ＿
３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中空素管を９００〜１
０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ＿３点＋５０℃以下
の熱間仕上圧延を施して得られた仕上鋼管をＡｒ＿３点
以上の温度から急冷する焼入処理を施し、続いてＡｃ＿
１点以下の温度に加熱して冷却する焼戻処理を施すこと
を特徴とする細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管
の製造法。 ４、温度１２００℃以上に加熱された Ｃ：０．０５〜０．３５％、 Ｓｉ：０．０１〜０．５％、 Ｍｎ：０．１５〜１．５％、 Ｓ：０．０１％以下、 Ｐ：０．０２％以下、 Ｍｏ：０．０５〜０．４％、 Ａｌ：０．００５〜０．１％ を含有しさらに、 Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜２．０％、Ｖ
：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．０１〜０．１％、Ｂ
：０．０００３〜０．００３％の１種または２種以上と
、 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種または２種以上、 を含有し残部が実質的にＦｅからなる鋼片を、熱間穿孔
連続圧延の最終過程でその鋼がもつ再結晶温度以上で圧
延を施してＡｒ＿３〜Ａｒ＿１点の温度に降下した中空
素管を９００〜１０００℃に加熱して仕上温度がＡｒ＿
３点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施して選られた仕上
鋼管をＡｒ＿３点以上の温度から急冷する焼入処理を施
し、続いてＡｃ＿１点以下の温度に加熱して冷却する焼
戻処理を施すことを特徴とする細粒化組織の低合金高張
力シームレス鋼管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882588A JPH0250913A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19882588A JPH0250913A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0250913A true JPH0250913A (ja) | 1990-02-20 |
Family
ID=16397542
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19882588A Pending JPH0250913A (ja) | 1988-08-11 | 1988-08-11 | 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0250913A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5873960A (en) * | 1994-10-20 | 1999-02-23 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method and facility for manufacturing seamless steel pipe |
| DE10229109A1 (de) * | 2002-06-25 | 2004-01-29 | V&M Deutschland Gmbh | Nahtloses Leitungsrohr aus hochfestem und hochzähem Stahl |
| JP2007196237A (ja) * | 2006-01-24 | 2007-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 機械構造部品用継目無鋼管の製造方法 |
| WO2021039431A1 (ja) * | 2019-08-27 | 2021-03-04 | 日本製鉄株式会社 | サワー環境での使用に適した鋼材 |
-
1988
- 1988-08-11 JP JP19882588A patent/JPH0250913A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5873960A (en) * | 1994-10-20 | 1999-02-23 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method and facility for manufacturing seamless steel pipe |
| DE10229109A1 (de) * | 2002-06-25 | 2004-01-29 | V&M Deutschland Gmbh | Nahtloses Leitungsrohr aus hochfestem und hochzähem Stahl |
| JP2007196237A (ja) * | 2006-01-24 | 2007-08-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 機械構造部品用継目無鋼管の製造方法 |
| WO2021039431A1 (ja) * | 2019-08-27 | 2021-03-04 | 日本製鉄株式会社 | サワー環境での使用に適した鋼材 |
| JPWO2021039431A1 (ja) * | 2019-08-27 | 2021-03-04 |
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