JPH06172855A - 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 - Google Patents
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法Info
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- JPH06172855A JPH06172855A JP33065792A JP33065792A JPH06172855A JP H06172855 A JPH06172855 A JP H06172855A JP 33065792 A JP33065792 A JP 33065792A JP 33065792 A JP33065792 A JP 33065792A JP H06172855 A JPH06172855 A JP H06172855A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 シームレス工程で４０％以上の未再結晶状態
からの空冷処理で、低降伏比の高靭性耐ＳＳＣ鋼管を得
る。 【構成】 １１００℃以上に加熱された鋼片を穿孔圧延
して得られた中空素管を、前段及び最終段の傾斜圧延前
にＡｒ3 点〜１１００℃およびＡｒ3 点〜９００℃に冷
却しそれぞれの傾斜圧延機で断面積減少率にして２０〜
７０％の加工を施し未再結晶組織率を４０％以上にし、
その後冷却速度１０℃／ｓ以下の速度で冷却する。 【効果】 傾斜圧延機は剪断ひずみが大きいため通常の
他の圧延機に比べて導入される転位は格段に多い。転位
密度の高いオーステナイト状態からの放冷処理により微
細フェライト組織が得られ、低降伏比高靭性の耐ＳＳＣ
鋼管が得られる。
からの空冷処理で、低降伏比の高靭性耐ＳＳＣ鋼管を得
る。 【構成】 １１００℃以上に加熱された鋼片を穿孔圧延
して得られた中空素管を、前段及び最終段の傾斜圧延前
にＡｒ3 点〜１１００℃およびＡｒ3 点〜９００℃に冷
却しそれぞれの傾斜圧延機で断面積減少率にして２０〜
７０％の加工を施し未再結晶組織率を４０％以上にし、
その後冷却速度１０℃／ｓ以下の速度で冷却する。 【効果】 傾斜圧延機は剪断ひずみが大きいため通常の
他の圧延機に比べて導入される転位は格段に多い。転位
密度の高いオーステナイト状態からの放冷処理により微
細フェライト組織が得られ、低降伏比高靭性の耐ＳＳＣ
鋼管が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、低降伏比高靭性シーム
レス鋼管の製造法に関するものである。
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、エネルギー資源の枯渇化により、
極北でのガス井、油井開発が活発化してきた。このた
め、生産物の輸送用機材としてのシームレス鋼管に対し
て、寒冷地での高圧操業の使用に耐えるため、低降伏比
で且つ高靭性（−６０℃保証）高強度（Ｘ５２以上）を
兼ね備えた性質が要求されている。高強度材に低降伏比
を付与するには、例えば「鉄と鋼、’８７−Ｓ１３１
５」ではＣ量を増加、焼入後の焼戻し温度を低下するこ
となどが報告されている。しかしながら、Ｃ量の増加は
ラインパイプ用鋼の基本的な使用性能である溶接性を著
しく低下させ、その結果、現地溶接前に予熱が必要とな
るなどラインパイプ敷設時の作業性を著しく低下させ
る。一方、低温焼戻し処理で製造したラインパイプ用鋼
は低温靭性が不安定になるため寒冷地での使用に制約が
あった。
極北でのガス井、油井開発が活発化してきた。このた
め、生産物の輸送用機材としてのシームレス鋼管に対し
て、寒冷地での高圧操業の使用に耐えるため、低降伏比
で且つ高靭性（−６０℃保証）高強度（Ｘ５２以上）を
兼ね備えた性質が要求されている。高強度材に低降伏比
を付与するには、例えば「鉄と鋼、’８７−Ｓ１３１
５」ではＣ量を増加、焼入後の焼戻し温度を低下するこ
となどが報告されている。しかしながら、Ｃ量の増加は
ラインパイプ用鋼の基本的な使用性能である溶接性を著
しく低下させ、その結果、現地溶接前に予熱が必要とな
るなどラインパイプ敷設時の作業性を著しく低下させ
る。一方、低温焼戻し処理で製造したラインパイプ用鋼
は低温靭性が不安定になるため寒冷地での使用に制約が
あった。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記したよ
うな現状にかんがみ、鋼成分、熱間圧延条件を制御する
ことによって低降伏比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。
うな現状にかんがみ、鋼成分、熱間圧延条件を制御する
ことによって低降伏比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。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明は、上記目的を達
成するために以下の構成を要旨とする。すなわち重量％
として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０
１〜２．５％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、
Ｐ ：０．０２０％以下、Ｓ ：０．０１０％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℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管をＡｒ3 点〜１１００℃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、更に前段の傾斜圧延機による加工
時の発熱で昇温した中空粗管を最終段の傾斜圧延機前で
Ａｒ3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧
延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施し
て未再結晶組織を全肉厚断面の４０％以上残し、その
後、形状矯正熱間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
〜９５０℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上
の熱間仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷
処理を行う低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法であ
る。
成するために以下の構成を要旨とする。すなわち重量％
として Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０
１〜２．５％、Ｍｎ：０．１５〜２．５％、
Ｐ ：０．０２０％以下、Ｓ ：０．０１０％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℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管をＡｒ3 点〜１１００℃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、更に前段の傾斜圧延機による加工
時の発熱で昇温した中空粗管を最終段の傾斜圧延機前で
Ａｒ3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧
延機で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施し
て未再結晶組織を全肉厚断面の４０％以上残し、その
後、形状矯正熱間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
〜９５０℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上
の熱間仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷
処理を行う低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法であ
る。
【０００５】
【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、強度の確保のためお
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、多過ぎると溶接性の低下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、強度の確保のためお
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、多過ぎると溶接性の低下の原因となるためそ
れぞれ０．０３〜０．２０％、０．１５〜２．５％とし
た。
【０００６】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性質を低下させるため
０．０１〜２．５％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性質を低下させるため
０．０１〜２．５％とした。
【０００７】Ｐ，Ｓは、本発明のなかで靭性の改善のた
めに特に重要な元素である。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、Ｓは、Ｍｎ
Ｓ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それぞれ０．０１０％以
下、０．０１０％以下とした。
めに特に重要な元素である。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、Ｓは、Ｍｎ
Ｓ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それぞれ０．０１０％以
下、０．０１０％以下とした。
【０００８】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
粒の成長を抑えて耐ＳＳＣ性の向上および低温靭性を改
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
粒の成長を抑えて耐ＳＳＣ性の向上および低温靭性を改
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。
【０００９】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、熱間穿孔圧延中の結晶粒制御および熱
間穿孔圧延した中空素管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工後の結晶粒
径の粗大化を抑え低温靭性を改善させると共に、脱酸、
脱窒の作用から後述のＢの焼入性を発揮させ強度を高め
る。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎるとＴｉＣを
析出して鋼を脆化させるため０．００５〜０．１％とし
た。一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒成長抑制および
連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した該素
管を該温度より高い９００〜９５０℃に加熱した場合の
γ粒の異常粗大化を抑制する重要な元素である。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０．００５〜０．１％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、熱間穿孔圧延中の結晶粒制御および熱
間穿孔圧延した中空素管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工後の結晶粒
径の粗大化を抑え低温靭性を改善させると共に、脱酸、
脱窒の作用から後述のＢの焼入性を発揮させ強度を高め
る。少な過ぎるとその効果がなく、多過ぎるとＴｉＣを
析出して鋼を脆化させるため０．００５〜０．１％とし
た。一方、Ｎｂは、傾斜圧延中の結晶粒成長抑制および
連続圧延後９００℃〜Ａｒ1 点の温度まで降下した該素
管を該温度より高い９００〜９５０℃に加熱した場合の
γ粒の異常粗大化を抑制する重要な元素である。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０．００５〜０．１％とし
た。
【００１０】Ｎは、Ｂの効果を低下させる有害な成分と
して、その含有量を０．０１％以下とした。
して、その含有量を０．０１％以下とした。
【００１１】上記の成分組成の鋼で更に鋼の強度を高め
る場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖなどの成分を必要に応じて
選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、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％、０．０５
〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜０．１％と
した。Ｂは、フェライトの析出を抑制し強度を高める。
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。
る場合Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖなどの成分を必要に応じて
選択的に添加する。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎｉ，Ｖは、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％、０．０５
〜０．５％、０．１〜２．０％、０．０１〜０．１％と
した。Ｂは、フェライトの析出を抑制し強度を高める。
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。
【００１２】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など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
ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．００１〜０．０
５％、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など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
ＳＳＣ性を低下させるのでそれぞれ０．００１〜０．０
５％、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。
【００１３】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、電気炉など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行う。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
上の温度で熱間穿孔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、電気炉など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行う。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
上の温度で熱間穿孔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。
【００１４】穿孔圧延が行われた中空素管は、前段の傾
斜圧延機前でＡｒ3 点〜１１００℃の温度に冷却し、直
ちに粗加工する傾斜圧延を行う。傾斜圧延機（エロンゲ
ータミルなど）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、プラグミルなど）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
熱が大きく最終段の傾斜圧延温度をＡｒ3 点〜９００℃
に冷却する必要がある。Ａｒ3 点〜９００℃の温度に冷
却された中空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、小さな断面積減少
率の加工であってもオーステナイト組織は大きな変形を
受け、その後のフェライト変態時に微細なフェライト組
織が生成される。
斜圧延機前でＡｒ3 点〜１１００℃の温度に冷却し、直
ちに粗加工する傾斜圧延を行う。傾斜圧延機（エロンゲ
ータミルなど）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、プラグミルなど）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
熱が大きく最終段の傾斜圧延温度をＡｒ3 点〜９００℃
に冷却する必要がある。Ａｒ3 点〜９００℃の温度に冷
却された中空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、小さな断面積減少
率の加工であってもオーステナイト組織は大きな変形を
受け、その後のフェライト変態時に微細なフェライト組
織が生成される。
【００１５】図１の写真は、同一断面積減少率（４０
％）のエロンゲータミル（Ａ）と板圧延機（Ｂ）のそれ
ぞれで圧延した材料の金属組織を示した。この組織写真
よりエロンゲータミルでは、オーステナイト組織の変形
が板圧延機に比べて大きいことがわかる。すなわち、低
温でのエロンゲータ圧延では、未再結晶オーステナイト
組織に多くの転位が導入され微細なフェライト組織の生
成が促進される。この場合、圧延温度が９００℃以上で
は未再結晶オーステナイト組織率が低下し、微細なフェ
ライト組織の生成が抑制され、目的とする細粒フェライ
ト鋼は得られないため圧延温度の上限を９００℃とし
た。一方、圧延温度が低くな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
られにくくなるためＡｒ3 点以上とした。
％）のエロンゲータミル（Ａ）と板圧延機（Ｂ）のそれ
ぞれで圧延した材料の金属組織を示した。この組織写真
よりエロンゲータミルでは、オーステナイト組織の変形
が板圧延機に比べて大きいことがわかる。すなわち、低
温でのエロンゲータ圧延では、未再結晶オーステナイト
組織に多くの転位が導入され微細なフェライト組織の生
成が促進される。この場合、圧延温度が９００℃以上で
は未再結晶オーステナイト組織率が低下し、微細なフェ
ライト組織の生成が抑制され、目的とする細粒フェライ
ト鋼は得られないため圧延温度の上限を９００℃とし
た。一方、圧延温度が低くな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
られにくくなるためＡｒ3 点以上とした。
【００１６】中空粗管の温度制御方法は、放冷あるいは
強制冷却いずれによっても良い。また、圧下率は、小さ
いと微細なフェライト組織が生成しないため下限を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。
強制冷却いずれによっても良い。また、圧下率は、小さ
いと微細なフェライト組織が生成しないため下限を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。
【００１７】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を行い、Ａｒ1 点〜９００℃
の温度まで降下した該粗管は、該温度より高い９００〜
９５０℃に再加熱する。この再加熱温度が高いと再結晶
が進行し転位密度の低下により微細なフェライト組織が
生成しないため上限を９５０℃とした。また、低すぎる
と再加熱後の最終仕上圧延での圧延温度が低下し形状の
確保が困難となるため下限を９００℃とした。
形状矯正のための連続圧延を行い、Ａｒ1 点〜９００℃
の温度まで降下した該粗管は、該温度より高い９００〜
９５０℃に再加熱する。この再加熱温度が高いと再結晶
が進行し転位密度の低下により微細なフェライト組織が
生成しないため上限を９５０℃とした。また、低すぎる
と再加熱後の最終仕上圧延での圧延温度が低下し形状の
確保が困難となるため下限を９００℃とした。
【００１８】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、あまり低くなると形
状の確保が困難となるＡｒ3 ＋５０℃以上とした。熱間
最終仕上圧延後に完全γ状態から放冷処理を行う。放冷
開始温度は、均一な組織を確保し必要とする特性を確保
するためＡｒ3 点以上とした。放冷後の組織は、焼入組
織や中間段階組織が出現し降伏比を高めるためフェライ
ト組織が望ましい。よって、放冷時の冷却速度は１０℃
／ｓ以下とする。以上の製造条件で得られる鋼は、低降
伏比で靭性の優れた耐ＳＳＣ性シームレス鋼管の製造に
有効である。
最終仕上圧延を行う。圧延温度は、あまり低くなると形
状の確保が困難となるＡｒ3 ＋５０℃以上とした。熱間
最終仕上圧延後に完全γ状態から放冷処理を行う。放冷
開始温度は、均一な組織を確保し必要とする特性を確保
するためＡｒ3 点以上とした。放冷後の組織は、焼入組
織や中間段階組織が出現し降伏比を高めるためフェライ
ト組織が望ましい。よって、放冷時の冷却速度は１０℃
／ｓ以下とする。以上の製造条件で得られる鋼は、低降
伏比で靭性の優れた耐ＳＳＣ性シームレス鋼管の製造に
有効である。
【００１９】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って直接焼入焼戻しした鋼管の降伏
比、靭性、および耐ＳＳＣ性を示す。耐ＳＳＣ性は、Ｎ
ＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従って定荷重方式によりσｔ
ｈ（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、低降伏比で高
靭性が得られ耐ＳＳＣ性が向上することがわかる。
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って直接焼入焼戻しした鋼管の降伏
比、靭性、および耐ＳＳＣ性を示す。耐ＳＳＣ性は、Ｎ
ＡＣＥ ＴＭ０１−７７に従って定荷重方式によりσｔ
ｈ（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、低降伏比で高
靭性が得られ耐ＳＳＣ性が向上することがわかる。
【００２０】
【表１】
【００２１】
【表２】
【００２２】
【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、低降伏比で更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。
た鋼管は、低降伏比で更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１】（Ａ）は最終段の傾斜圧延後、（Ｂ）は板圧延
後における材料の未再結晶金属組織を示す１００倍拡大
写真。
後における材料の未再結晶金属組織を示す１００倍拡大
写真。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成５年９月３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１９
【補正方法】変更
【補正内容】
【００１９】
【実施例】次に本発明の実施例について説明する。表１
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って放冷した鋼管の降伏比、靱性、お
よび耐ＳＳＣ性を示す。耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ
０１−７７に従って定荷重方式によりσｔｈ（Ｔｈｒｅ
ｓｈｏｌｄＳｔｒｅｓｓ）を求めて評価した。本発明に
よって製造された鋼管は、低降伏比で高靱性が得られ耐
ＳＳＣ性が向上することがわかる。
は転炉で溶製し連続鋳造を経て製造された鋼片を熱間シ
ームレス圧延を行って放冷した鋼管の降伏比、靱性、お
よび耐ＳＳＣ性を示す。耐ＳＳＣ性は、ＮＡＣＥ ＴＭ
０１−７７に従って定荷重方式によりσｔｈ（Ｔｈｒｅ
ｓｈｏｌｄＳｔｒｅｓｓ）を求めて評価した。本発明に
よって製造された鋼管は、低降伏比で高靱性が得られ耐
ＳＳＣ性が向上することがわかる。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％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
℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧延した中空素管をＡｒ
3 点〜１１００℃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、
更に前段の傾斜圧延機による加工発熱で昇温した中空粗
管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ3 点〜９００℃まで冷
却し、その直後の最終傾斜圧延機で肉厚断面減少率で２
０〜７０％の成形加工を施して未再結晶組織を全肉厚断
面の４０％以上残し、その後、形状矯正熱間連続圧延を
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９００〜９５０℃に加熱後、仕上温
度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間仕上圧延を施し、冷却
速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を行うことを特徴とする
低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法。 - 【請求項２】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％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℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管をＡｒ3 点〜１１００℃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、更に前段の傾斜圧延機による加工
発熱で昇温した中空粗管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施して未
再結晶組織を全肉厚断面の４０％以上残し、その後、形
状矯正熱間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９００〜９５
０℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間
仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を
行うことを特徴とする低降伏比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：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％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℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管をＡｒ3 点〜１１００℃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、更に前段の傾斜圧延機で加工発熱
で昇温した中空粗管をその最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施して未
再結晶組織を全肉厚断面の４０％以上残し、その後、形
状矯正熱間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９００〜９５
０℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間
仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を
行うことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の
製造法。 - 【請求項４】 重量％として、 Ｃ ：０．０３〜０．２０％、 Ｓｉ：０．０１〜２．５％、 Ｍｎ：０．１５〜２．５％、 Ｐ ：０．０２０％以下、 Ｓ ：０．０１０％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℃以上に加熱した後、熱間穿孔圧
延した中空素管をＡｒ3 点〜１１００℃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、更に前段の傾斜圧延機による加工
発熱で昇温した中空粗管を最終段の傾斜圧延機前でＡｒ
3 点〜９００℃まで冷却し、その直後の最終傾斜圧延機
で肉厚断面減少率で２０〜７０％の成形加工を施して未
再結晶組織を全肉厚断面の４０％以上残し、その後、形
状矯正熱間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９００〜９５
０℃に加熱後、仕上温度がＡｒ3 点＋５０℃以上の熱間
仕上圧延を施し、冷却速度１０℃／ｓ以下の放冷処理を
行うことを特徴とする低降伏比高靭性シームレス鋼管の
製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP33065792A JPH06172855A (ja) | 1992-12-10 | 1992-12-10 | 低降伏比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 |
|---|---|---|---|
| JP33065792A JPH06172855A (ja) | 1992-12-10 | 1992-12-10 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06172855A true JPH06172855A (ja) | 1994-06-21 |
Family
ID=18235126
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP33065792A Pending JPH06172855A (ja) | 1992-12-10 | 1992-12-10 | 低降伏比高靭性シームレス鋼管の製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06172855A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1681364A1 (en) * | 2003-10-20 | 2006-07-19 | JFE Steel Corporation | Expansible seamless steel pipe for use in oil well and method for production thereof |
| WO2009106033A1 (de) * | 2008-02-28 | 2009-09-03 | V & M Deutschland Gmbh | Hochfester niedriglegierter stahl für nahtlose rohre mit hervorragender schweissbarkeit und korrosionsbeständigkeit |
| CN102039312A (zh) * | 2010-10-18 | 2011-05-04 | 胡顺珍 | 新型高效紧凑型热轧无缝钢管生产工艺 |
| WO2013018564A1 (en) * | 2011-08-01 | 2013-02-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Controlled rolling method of seamless steel tube excellent in strength and low-temperature toughness |
| CN103060686A (zh) * | 2012-12-27 | 2013-04-24 | 江苏长强钢铁有限公司 | 高性能n80级非调制石油套管用无缝钢管及其制造方法 |
-
1992
- 1992-12-10 JP JP33065792A patent/JPH06172855A/ja active Pending
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| CN103649344B (zh) * | 2011-08-01 | 2016-07-06 | 新日铁住金株式会社 | 强度和低温韧性优异的无缝钢管的控制轧制方法 |
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| CN103060686B (zh) * | 2012-12-27 | 2015-04-15 | 江苏长强钢铁有限公司 | 高性能n80级非调制石油套管用无缝钢管及其制造方法 |
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