JPH05279738A - 耐摩耗鋼管の製造法 - Google Patents
耐摩耗鋼管の製造法Info
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- JPH05279738A JPH05279738A JP4081110A JP8111092A JPH05279738A JP H05279738 A JPH05279738 A JP H05279738A JP 4081110 A JP4081110 A JP 4081110A JP 8111092 A JP8111092 A JP 8111092A JP H05279738 A JPH05279738 A JP H05279738A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐摩耗性に優れた鋼管を安価に製造する方法
を提供する。 【構成】 本発明は、外層材の成分として耐摩耗性の優
れた高炭素成分の低合金鋼とし、内層材の成分として、
溶接性の良い低炭素成分の低合金鋼とする複層スラブを
素材として、加熱、圧延、加速冷却により鋼板を製造し
た後、ＵＯＥ成形して内外面１層の潜弧溶接法でシーム
溶接することにより、耐摩耗性に優れた鋼管を安価に製
造できる。
を提供する。 【構成】 本発明は、外層材の成分として耐摩耗性の優
れた高炭素成分の低合金鋼とし、内層材の成分として、
溶接性の良い低炭素成分の低合金鋼とする複層スラブを
素材として、加熱、圧延、加速冷却により鋼板を製造し
た後、ＵＯＥ成形して内外面１層の潜弧溶接法でシーム
溶接することにより、耐摩耗性に優れた鋼管を安価に製
造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は石油やガスの掘削あるい
はラインパイプで要求される鋼管内面側の耐摩耗鋼管の
製造法に関する。
はラインパイプで要求される鋼管内面側の耐摩耗鋼管の
製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、石油やガスを掘削する際に水平掘
りが盛んに行なわれるようになっているが、ドリルパイ
プとケーシングパイプの接触によるケーシングパイプ内
面側の摩耗損傷が問題となっている。またスラリー管に
おいても管内面の耐摩耗性を高めることが要求されてい
る。
りが盛んに行なわれるようになっているが、ドリルパイ
プとケーシングパイプの接触によるケーシングパイプ内
面側の摩耗損傷が問題となっている。またスラリー管に
おいても管内面の耐摩耗性を高めることが要求されてい
る。
【０００３】耐摩耗性を向上させるためには、例えば特
開昭６２−２７０７２５号公報に開示されている通り、
鋼板全体の硬度を高めることが効果的であるが、鋼板を
ＵＯＥ成形後、溶接時間短縮のために内外面１層の潜弧
溶接を行なった場合、母材の希釈が大きいために溶接金
属中にＣが多量に混入し、溶接金属部で割れが発生す
る。
開昭６２−２７０７２５号公報に開示されている通り、
鋼板全体の硬度を高めることが効果的であるが、鋼板を
ＵＯＥ成形後、溶接時間短縮のために内外面１層の潜弧
溶接を行なった場合、母材の希釈が大きいために溶接金
属中にＣが多量に混入し、溶接金属部で割れが発生す
る。
【０００４】このため鋼管全体を高硬度化することは好
ましくない。また、溶接時の割れ発生を抑制するため
に、各層毎に予熱等を入念に行ないながら内外面多層溶
接を実施した場合でも、溶接金属部の割れを完全に防止
することは難しく、かつ溶接時間が莫大に増加し生産性
がきわめて悪くなる。
ましくない。また、溶接時の割れ発生を抑制するため
に、各層毎に予熱等を入念に行ないながら内外面多層溶
接を実施した場合でも、溶接金属部の割れを完全に防止
することは難しく、かつ溶接時間が莫大に増加し生産性
がきわめて悪くなる。
【０００５】また近年、異種金属やセラミックス等を溶
射する技術や表面処理等を施して、鋼管の表面近傍だけ
を硬化させる方法が検討されているが、いずれも生産性
の観点からは得策とはいえない。
射する技術や表面処理等を施して、鋼管の表面近傍だけ
を硬化させる方法が検討されているが、いずれも生産性
の観点からは得策とはいえない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は、耐摩
耗特性の優れた鋼管を安価に製造するための製造法を提
供するものである。
耗特性の優れた鋼管を安価に製造するための製造法を提
供するものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明の要旨は外層材の
成分として重量％で、Ｃ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．１
０％以下、を基本成分とした耐摩耗特性に優れた高炭素
成分の低合金鋼とし、内層材の成分として重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．２〜２．０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０３
％、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．１０％以下、必
要に応じて、Ｎｉ：０．０５〜４．００％、Ｃｕ：０．
０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．３５％、Ｖ：０．００５〜０．０８
０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００５％の一種または二種以上を含有させ、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物の低合金鋼からなる複層ス
ラブを１０００℃以上の温度に加熱し、８００℃以上の
温度で圧延を終了した後、冷却速度５〜４０℃／秒で５
５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その後放冷した
鋼板をＵＯＥ成形して内外面１層潜弧溶接法でシーム溶
接することである。
成分として重量％で、Ｃ：０．２５〜０．６％、Ｓｉ：
０．６％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０％、Ａｌ：０．１
０％以下、を基本成分とした耐摩耗特性に優れた高炭素
成分の低合金鋼とし、内層材の成分として重量％で、
Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍ
ｎ：１．２〜２．０％、Ｔｉ：０．００４〜０．０３
％、Ｎ：０．００６％以下、Ａｌ：０．１０％以下、必
要に応じて、Ｎｉ：０．０５〜４．００％、Ｃｕ：０．
０５〜１．５０％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍ
ｏ：０．０５〜０．３５％、Ｖ：０．００５〜０．０８
０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：０．０００
５〜０．００５％の一種または二種以上を含有させ、残
部Ｆｅおよび不可避的不純物の低合金鋼からなる複層ス
ラブを１０００℃以上の温度に加熱し、８００℃以上の
温度で圧延を終了した後、冷却速度５〜４０℃／秒で５
５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その後放冷した
鋼板をＵＯＥ成形して内外面１層潜弧溶接法でシーム溶
接することである。
【０００８】
【作用】複層スラブは例えば特開昭６３−１０８９４７
号公報に開示されている方法によって製造されるもので
あるが、ここではスラブ製造の手段には特にこだわらな
い。複層スラブの概略図を図１に示す。成分を異にする
外層部１と内層部２からなるスラブ３が複層スラブであ
る。
号公報に開示されている方法によって製造されるもので
あるが、ここではスラブ製造の手段には特にこだわらな
い。複層スラブの概略図を図１に示す。成分を異にする
外層部１と内層部２からなるスラブ３が複層スラブであ
る。
【０００９】本発明は外層部１を高炭素成分の低合金鋼
とすることにより耐摩耗性を外層部で確保し、内層部２
を溶接性の良い低炭素成分の低合金鋼とすることにより
ＵＯＥ成形後の内外面１層潜弧溶接時の割れ発生を抑制
して、耐摩耗性の優れた鋼管を安価に製造することを可
能とするものである。なお、この時の外層部厚みｔは、
最終製品の厚みによって適宜設定することができるが、
一般的には全厚みｗの５〜２０％程度が適当である。
とすることにより耐摩耗性を外層部で確保し、内層部２
を溶接性の良い低炭素成分の低合金鋼とすることにより
ＵＯＥ成形後の内外面１層潜弧溶接時の割れ発生を抑制
して、耐摩耗性の優れた鋼管を安価に製造することを可
能とするものである。なお、この時の外層部厚みｔは、
最終製品の厚みによって適宜設定することができるが、
一般的には全厚みｗの５〜２０％程度が適当である。
【００１０】以下、本発明について詳細に説明する。ま
ず、本発明における鋼成分の限定理由について説明す
る。外層材の成分は、硬さを上昇させて耐摩耗性を確保
するものであり、熱間圧延および圧延後の冷却条件が一
定の場合には、硬さはＣ量に依存する。本発明の耐摩耗
性鋼管ではビッカース硬度４００以上を狙うものであ
り、その点からＣ量は０．２５％以上必要となる。一
方、Ｃ量が０．６％を超えると熱間圧延時やＵＯＥ成形
時に割れが発生するためにその上限を０．６％とした。
ず、本発明における鋼成分の限定理由について説明す
る。外層材の成分は、硬さを上昇させて耐摩耗性を確保
するものであり、熱間圧延および圧延後の冷却条件が一
定の場合には、硬さはＣ量に依存する。本発明の耐摩耗
性鋼管ではビッカース硬度４００以上を狙うものであ
り、その点からＣ量は０．２５％以上必要となる。一
方、Ｃ量が０．６％を超えると熱間圧延時やＵＯＥ成形
時に割れが発生するためにその上限を０．６％とした。
【００１１】Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を
阻害する。従って、その上限を０．６％以下とすること
が必要である。
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を
阻害する。従って、その上限を０．６％以下とすること
が必要である。
【００１２】Ｍｎは硬さの上昇に寄与する元素である。
Ｍｎ量０．５％未満では硬さの上昇が得られない。また
Ｍｎ量が３．０％を超えるとＵＯＥの成形性が劣化す
る。このためＭｎ量を０．５〜３．０％とする。
Ｍｎ量０．５％未満では硬さの上昇が得られない。また
Ｍｎ量が３．０％を超えるとＵＯＥの成形性が劣化す
る。このためＭｎ量を０．５〜３．０％とする。
【００１３】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
【００１４】Ｎｂ，Ｖ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃ
ｒ，Ｂの添加は本発明の必須条件ではないが、これらの
元素の添加は組織の微細化や焼入性の向上に寄与するの
で、選択的に添加することは本発明の主旨に反しない。
また非金属介在物の形態制御を目的としたＣａ，Ｚｒの
添加も本発明の主旨を損なうものでない。
ｒ，Ｂの添加は本発明の必須条件ではないが、これらの
元素の添加は組織の微細化や焼入性の向上に寄与するの
で、選択的に添加することは本発明の主旨に反しない。
また非金属介在物の形態制御を目的としたＣａ，Ｚｒの
添加も本発明の主旨を損なうものでない。
【００１５】内層材の成分は、油井用鋼管や、スラリー
管（ラインパイプ）としての基本特性を維持することを
前提としたものである。Ｃは必要な引張強度を得るため
に０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、
Ｃの過度の添加は溶接性の劣化をもたらすことから、そ
の上限を０．１５％とする。
管（ラインパイプ）としての基本特性を維持することを
前提としたものである。Ｃは必要な引張強度を得るため
に０．０１％以上の添加が必要である。しかしながら、
Ｃの過度の添加は溶接性の劣化をもたらすことから、そ
の上限を０．１５％とする。
【００１６】Ｓｉは脱酸上鋼に含まれる元素であるが、
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を
阻害する。従って、その上限を０．６％以下とすること
が必要である。
その過剰添加は溶接性、溶接熱影響部（ＨＡＺ）靭性を
阻害する。従って、その上限を０．６％以下とすること
が必要である。
【００１７】Ｍｎは、強度、靭性並びに焼入性を確保す
る上で有用な元素であり、１．２％以上の添加が必要で
ある。しかしＭｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性の
劣化を招くためその上限を２．０％とする。
る上で有用な元素であり、１．２％以上の添加が必要で
ある。しかしＭｎ量が多すぎると溶接性、ＨＡＺ靭性の
劣化を招くためその上限を２．０％とする。
【００１８】Ｔｉは溶接時のオーステナイト粒の粗大化
を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保する上で有用である。しか
し、０．００４％未満の添加では効果がなく、また０．
０３％以上の添加ではＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡ
Ｚ靭性の劣化を招くため、その添加量を０．００４〜
０．０３％に限定する。
を抑制し、ＨＡＺ靭性を確保する上で有用である。しか
し、０．００４％未満の添加では効果がなく、また０．
０３％以上の添加ではＴｉＣの析出硬化により逆にＨＡ
Ｚ靭性の劣化を招くため、その添加量を０．００４〜
０．０３％に限定する。
【００１９】Ｎは一般に不可避的不純物として鋼中に含
まれるが、Ｎの過量添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くた
め、その上限を０．００６％とする。
まれるが、Ｎの過量添加はＨＡＺ靭性の劣化を招くた
め、その上限を０．００６％とする。
【００２０】Ａｌは一般に脱酸上鋼に含まれる元素であ
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
るが、ＳｉおよびＭｎあるいはＴｉによっても脱酸は行
なわれるので、本発明ではＡｌについては下限を限定し
ない。しかし、Ａｌ量が多くなると鋼の清浄度が悪くな
り、ＨＡＺ靭性が劣化するので上限を０．１％とする。
【００２１】なお、Ｐ，Ｓは不可避的不純物として鋼中
に含まれる。本発明では、その量を特に限定しないが、
これらは母材ならびに溶接部の靭性を劣化させるため、
その量は極力少ない方が好ましく、それぞれ０．０３
％，０．０１％以下とすることが望ましい。
に含まれる。本発明では、その量を特に限定しないが、
これらは母材ならびに溶接部の靭性を劣化させるため、
その量は極力少ない方が好ましく、それぞれ０．０３
％，０．０１％以下とすることが望ましい。
【００２２】本発明鋼においては、さらに必要によりＮ
ｉ：０．０５〜４．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０
％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜
０．３５％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５
％のうちいずれか一種、または二種以上を含有させるこ
とができる。
ｉ：０．０５〜４．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．５０
％、Ｃｒ：０．０５〜１．００％、Ｍｏ：０．０５〜
０．３５％、Ｖ：０．００５〜０．０８０％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％、Ｃａ：０．０００５〜０．００５
％のうちいずれか一種、または二種以上を含有させるこ
とができる。
【００２３】これらの元素を含有させる主たる目的は本
発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上およ
び製造板厚の拡大を可能にするところにあり、その添加
量は溶接性およびＨＡＺ靭性等の面から自ずと制限され
るべき性質のものである。
発明鋼の特徴を損なうことなく、強度、靭性の向上およ
び製造板厚の拡大を可能にするところにあり、その添加
量は溶接性およびＨＡＺ靭性等の面から自ずと制限され
るべき性質のものである。
【００２４】Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靭性に悪影響を及ぼ
すことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０
５％以下では効果が薄く、４．００％以上の添加は溶接
性に好ましくないために上限を４．００％とした。
すことなく、母材の強度、靭性を向上させるが、０．０
５％以下では効果が薄く、４．００％以上の添加は溶接
性に好ましくないために上限を４．００％とした。
【００２５】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果とともに耐食
性、耐水素誘起割れ性等にも効果があるが、１．５０％
を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造
困難となる。このため上限を１．５０％とした。
性、耐水素誘起割れ性等にも効果があるが、１．５０％
を超えると熱間圧延時にＣｕ−クラックが発生し、製造
困難となる。このため上限を１．５０％とした。
【００２６】Ｃｒは母材の強度を高める元素であり、
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
１．００％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させる
ため、その上限を１．００％とする。
０．０５％以上の添加が必要である。しかし、Ｃｒ量が
１．００％を超えると溶接性やＨＡＺ靭性を劣化させる
ため、その上限を１．００％とする。
【００２７】Ｍｏは母材の強度を向上させる元素であ
り、０．０５％以上添加しないとその効果がない。しか
し、０．３５％を超えると溶接部靭性および溶接性の劣
化を招き好ましくないため、上限を０．３５％に限定す
る。
り、０．０５％以上添加しないとその効果がない。しか
し、０．３５％を超えると溶接部靭性および溶接性の劣
化を招き好ましくないため、上限を０．３５％に限定す
る。
【００２８】Ｖは圧延組織の細粒化と析出強化のために
含有させるもので、強度、靭性をともに向上させる元素
であるが０．００５％未満では十分にその効果が得られ
ず、また０．０８０％を超えると溶接性および溶接部靭
性に有害であるためにその範囲を０．００５〜０．０８
０に制限した。
含有させるもので、強度、靭性をともに向上させる元素
であるが０．００５％未満では十分にその効果が得られ
ず、また０．０８０％を超えると溶接性および溶接部靭
性に有害であるためにその範囲を０．００５〜０．０８
０に制限した。
【００２９】Ｎｂは結晶粒の微細化や析出硬化に寄与
し、鋼を強靭化する効果を有する。この効果を発揮させ
るために０．０１％以上のＮｂ添加が必要である。しか
し、Ｎｂを０．１％以上添加すると、溶接部の靭性が劣
化するので、その上限を０．１％とした。
し、鋼を強靭化する効果を有する。この効果を発揮させ
るために０．０１％以上のＮｂ添加が必要である。しか
し、Ｎｂを０．１％以上添加すると、溶接部の靭性が劣
化するので、その上限を０．１％とした。
【００３０】Ｃａは硫化物の形態を制御し、シャルピー
吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上させるほか、
耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣ
ａ量は０．０００５％以下では実用上効果がなく、ま
た、０．００５％を超えるとＣａＯ，ＣａＳが多量に生
成して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も
害し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加
量の範囲を０．０００５〜０．００５％とする。
吸収エネルギーを増加させ低温靭性を向上させるほか、
耐水素誘起割れ性の改善にも効果を発揮する。しかしＣ
ａ量は０．０００５％以下では実用上効果がなく、ま
た、０．００５％を超えるとＣａＯ，ＣａＳが多量に生
成して大型介在物となり、鋼の靭性のみならず清浄度も
害し、さらに溶接性にも悪影響を与えるので、Ｃａ添加
量の範囲を０．０００５〜０．００５％とする。
【００３１】つぎに複層スラブの熱間圧延条件について
説明する。まず、スラブの加熱温度は１０００℃以上と
する必要がある。加熱温度が１０００℃未満になると外
層材のオーステナイト粒が極度に微細化し、冷却時に焼
入性が低下するために硬さの上昇が不十分となる。また
内層材においてもＮｂ，Ｖの固溶が不十分となり強度が
確保できないためである。
説明する。まず、スラブの加熱温度は１０００℃以上と
する必要がある。加熱温度が１０００℃未満になると外
層材のオーステナイト粒が極度に微細化し、冷却時に焼
入性が低下するために硬さの上昇が不十分となる。また
内層材においてもＮｂ，Ｖの固溶が不十分となり強度が
確保できないためである。
【００３２】つぎに、圧延終了温度は８００℃以上とす
る必要がある。圧延を８００℃未満で終了した場合、オ
ーステナイトが過度に細粒化あるいは延伸化するので焼
入性が低下し、外層材において硬さの上昇が不十分とな
るからである。
る必要がある。圧延を８００℃未満で終了した場合、オ
ーステナイトが過度に細粒化あるいは延伸化するので焼
入性が低下し、外層材において硬さの上昇が不十分とな
るからである。
【００３３】つぎに圧延後の冷却は、冷却速度５〜４０
℃／秒で５５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その
後放冷する。冷却速度を５〜４０℃／秒とする理由は、
５℃／秒未満では外層材において、硬さの上昇が不十分
となるためであり、また４０℃／秒超では、粗大かつ多
量のマルテンサイトが生成し、延靭性を劣化させるとと
もに割れの発生を誘発するからである。
℃／秒で５５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その
後放冷する。冷却速度を５〜４０℃／秒とする理由は、
５℃／秒未満では外層材において、硬さの上昇が不十分
となるためであり、また４０℃／秒超では、粗大かつ多
量のマルテンサイトが生成し、延靭性を劣化させるとと
もに割れの発生を誘発するからである。
【００３４】冷却停止温度を５５０℃以下の任意の温度
と指定したのは、冷却停止温度が５５０℃を超えると、
外層材において冷却停止後の放冷中に軟化し、硬さの上
昇が不十分となるとともに、内層材においても十分な強
度上昇が期待できないためである。冷却停止温度の下限
については要求される特性や成分によって異なるが、適
宜その条件を選択することができる。なお、冷却媒体と
しては一般的には噴霧水あるいは水が適当である。
と指定したのは、冷却停止温度が５５０℃を超えると、
外層材において冷却停止後の放冷中に軟化し、硬さの上
昇が不十分となるとともに、内層材においても十分な強
度上昇が期待できないためである。冷却停止温度の下限
については要求される特性や成分によって異なるが、適
宜その条件を選択することができる。なお、冷却媒体と
しては一般的には噴霧水あるいは水が適当である。
【００３５】また本発明に従って製造した鋼を脱水素等
の目的で再加熱する場合、６００℃超では強度の劣化を
招き好ましくない。しかし、約６００℃以下の温度に再
加熱することは若干の強度低下はあるものの、本発明の
特徴を損なうものでない。
の目的で再加熱する場合、６００℃超では強度の劣化を
招き好ましくない。しかし、約６００℃以下の温度に再
加熱することは若干の強度低下はあるものの、本発明の
特徴を損なうものでない。
【００３６】以上のような条件で製造された鋼板をＵＯ
Ｅ成形した後、内外面１層潜弧溶接法でシーム溶接す
る。鋼管を安価に製造するためには、溶接時間の低減が
必須であり、内外面１層潜弧溶接法によるシーム溶接が
有効である。この際、鋼板全体の硬さが非常に高い場合
には、内外面１層潜弧溶接時に割れが発生する。
Ｅ成形した後、内外面１層潜弧溶接法でシーム溶接す
る。鋼管を安価に製造するためには、溶接時間の低減が
必須であり、内外面１層潜弧溶接法によるシーム溶接が
有効である。この際、鋼板全体の硬さが非常に高い場合
には、内外面１層潜弧溶接時に割れが発生する。
【００３７】しかし、本複層鋼板は溶接性の良い低炭素
の低合金鋼を内層材としており、全厚みに対する内層材
の割合も８０％以上であることから、内外面１層潜弧溶
接の場合でも希釈率に注意して溶接材料および溶接条件
を設定することにより溶接割れは未然に防止でき、耐摩
耗性の優れた鋼管が安価に製造できる。
の低合金鋼を内層材としており、全厚みに対する内層材
の割合も８０％以上であることから、内外面１層潜弧溶
接の場合でも希釈率に注意して溶接材料および溶接条件
を設定することにより溶接割れは未然に防止でき、耐摩
耗性の優れた鋼管が安価に製造できる。
【００３８】
【実施例】表１に供試鋼管の化学成分と製造条件および
機械的性質を示す。種々の板厚の鋼板を製造した後、Ｕ
ＯＥ成形し、内外面１層潜弧溶接法により製造した鋼管
の機械的性質、およびシーム溶接部の割れ発生状況を調
査した。引張特性はＡＰＩ引張試験片、シャルピー特性
は内層材１／４ｔ部から採取したＪＩＳ４号試験片を用
いて調査した。また耐摩耗性については外層材をビッカ
ース硬さ計で測定し、Ｈｖ４００以上を目標とした。表
１において、鋼１〜４は本発明鋼、５〜１１は比較鋼を
示す。
機械的性質を示す。種々の板厚の鋼板を製造した後、Ｕ
ＯＥ成形し、内外面１層潜弧溶接法により製造した鋼管
の機械的性質、およびシーム溶接部の割れ発生状況を調
査した。引張特性はＡＰＩ引張試験片、シャルピー特性
は内層材１／４ｔ部から採取したＪＩＳ４号試験片を用
いて調査した。また耐摩耗性については外層材をビッカ
ース硬さ計で測定し、Ｈｖ４００以上を目標とした。表
１において、鋼１〜４は本発明鋼、５〜１１は比較鋼を
示す。
【００３９】
【表１】
【００４０】
【表２】
【００４１】本発明鋼１〜４はシーム溶接部の割れ発生
もなく、良好な耐摩耗性を示す。これに対して、比較鋼
５はスラブ再加熱温度が低すぎるために、外層材の硬さ
が低く、良好な耐摩耗性が得られないと同時に内層材で
十分な強度が得られない。比較鋼６は圧延終了温度が低
すぎるために外層材の硬さが低く、良好な耐摩耗性が得
られない。比較鋼７は加速冷却時の冷却速度が遅いため
に外層材の硬さが低く、良好な耐摩耗性が得られない。
もなく、良好な耐摩耗性を示す。これに対して、比較鋼
５はスラブ再加熱温度が低すぎるために、外層材の硬さ
が低く、良好な耐摩耗性が得られないと同時に内層材で
十分な強度が得られない。比較鋼６は圧延終了温度が低
すぎるために外層材の硬さが低く、良好な耐摩耗性が得
られない。比較鋼７は加速冷却時の冷却速度が遅いため
に外層材の硬さが低く、良好な耐摩耗性が得られない。
【００４２】比較鋼８は加速冷却時の冷却速度が大きす
ぎるために靭性が劣化し、外層材で割れが発生する。比
較鋼９は冷却停止温度が高すぎるために、外層材の硬さ
が低く、良好な耐摩耗性が得られないと同時に内層材で
十分な強度が得られない。比較鋼１０は高Ｃ成分系の単
層スラブであるために、靭性が劣化し、シーム溶接時に
割れが発生する。比較鋼１１は低Ｃ成分系の単層スラブ
であるために表層部の硬さが低く、耐摩耗性が劣化す
る。
ぎるために靭性が劣化し、外層材で割れが発生する。比
較鋼９は冷却停止温度が高すぎるために、外層材の硬さ
が低く、良好な耐摩耗性が得られないと同時に内層材で
十分な強度が得られない。比較鋼１０は高Ｃ成分系の単
層スラブであるために、靭性が劣化し、シーム溶接時に
割れが発生する。比較鋼１１は低Ｃ成分系の単層スラブ
であるために表層部の硬さが低く、耐摩耗性が劣化す
る。
【００４３】
【発明の効果】本発明は耐摩耗性の優れた鋼管を安価に
製造する手段を提供するものであり、この鋼管は産業
上、きわめて大きな効果が期待できる。
製造する手段を提供するものであり、この鋼管は産業
上、きわめて大きな効果が期待できる。
【図１】複層スラブの概略図である。
【符号の説明】 １ 外層部 ２ 内層部 ３ スラブ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/14 38/50
Claims (2)
- 【請求項１】 外層材の成分として重量％で、 Ｃ ：０．２５〜０．６％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：０．５〜３．０％、 Ａｌ：０．１０％以下、 を基本成分とした耐摩耗特性に優れた高炭素成分の低合
金鋼とし、 内層材の成分として重量％で、 Ｃ ：０．０１〜０．１５％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．２〜２．０％、 Ｔｉ：０．００４〜０．０３％、 Ｎ ：０．００６％以下、 Ａｌ：０．１０％以下、 残部Ｆｅおよび不可避的不純物の低合金鋼からなる複層
スラブを１０００℃以上の温度に加熱し、８００℃以上
の温度で圧延を終了した後、冷却速度５〜４０℃／秒で
５５０℃以下、任意の温度まで加速冷却、その後放冷し
た鋼板をＵＯＥ成形して内外面１層潜弧溶接法でシーム
溶接することを特徴とする耐摩耗鋼管の製造法。 - 【請求項２】 内層材の成分として重量％で、 Ｎｉ：０．０５〜４．００％、 Ｃｕ：０．０５〜１．５０％、 Ｃｒ：０．０５〜１．００％、 Ｍｏ：０．０５〜０．３５％、 Ｖ ：０．００５〜０．０８０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．０００５〜０．００５％の一種または二種以
上を含有することを特徴とする請求項１記載の耐摩耗鋼
管の製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4081110A JPH05279738A (ja) | 1992-04-02 | 1992-04-02 | 耐摩耗鋼管の製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4081110A JPH05279738A (ja) | 1992-04-02 | 1992-04-02 | 耐摩耗鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05279738A true JPH05279738A (ja) | 1993-10-26 |
Family
ID=13737246
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4081110A Pending JPH05279738A (ja) | 1992-04-02 | 1992-04-02 | 耐摩耗鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05279738A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5794840A (en) * | 1995-06-14 | 1998-08-18 | Mannesmann Aktiengesellschaft | Process for the production of pipes by the UOE process |
| WO2012087028A3 (ko) * | 2010-12-23 | 2012-09-07 | 주식회사 포스코 | 내마모성, 내식성 및 저온인성이 우수한 오일샌드 슬러리 파이프용 강판 및 그 제조방법 |
| CN112090955A (zh) * | 2020-09-04 | 2020-12-18 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 一种耐腐蚀弹簧扁钢的复合轧制方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61207511A (ja) * | 1985-03-11 | 1986-09-13 | Nippon Steel Corp | 耐摩毛構造用鋼材の製造法 |
| JPH03227233A (ja) * | 1990-02-02 | 1991-10-08 | Nippon Steel Corp | 加工性および溶接性に優れた耐摩耗複合鋼板 |
| JPH03285770A (ja) * | 1990-03-30 | 1991-12-16 | Nippon Steel Corp | 耐サワーガス性に優れた大径鋼管の製造方法 |
-
1992
- 1992-04-02 JP JP4081110A patent/JPH05279738A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61207511A (ja) * | 1985-03-11 | 1986-09-13 | Nippon Steel Corp | 耐摩毛構造用鋼材の製造法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| US9238849B2 (en) | 2010-12-23 | 2016-01-19 | Posco | Steel sheet for an oil sand slurry pipe having excellent abrasion resistance, corrosion resistance, and low-temperature toughness and method for manufacturing same |
| CN112090955A (zh) * | 2020-09-04 | 2020-12-18 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 一种耐腐蚀弹簧扁钢的复合轧制方法 |
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