JPS59182919A - 高張力低合金鋼管の製造方法 - Google Patents
高張力低合金鋼管の製造方法Info
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- JPS59182919A JPS59182919A JP5646683A JP5646683A JPS59182919A JP S59182919 A JPS59182919 A JP S59182919A JP 5646683 A JP5646683 A JP 5646683A JP 5646683 A JP5646683 A JP 5646683A JP S59182919 A JPS59182919 A JP S59182919A
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- steel pipe
- alloy steel
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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
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- Organic Chemistry (AREA)
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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】
この発明は、引張強さ：９５〜１２０ ｋｇｆ、ろｄの
高強度を示す高張力低合金継目無鋼管を歩留り良く安定
して製造する方法に関するものである。
高強度を示す高張力低合金継目無鋼管を歩留り良く安定
して製造する方法に関するものである。
今日、継目無鋼管の製造方法として多数のものが知られ
ており、鋼管の材質、形状、その他の要因に応じて最適
なものが選択され実施されてきているが、その中でも、
マンドレルミル方式に代表される穿孔圧延型製管法は、
鋼管製造能率が高く大量生産に適していることから、現
在、継目無鋼管製造方法の中で最も大きな比重を占める
に至っているものである。
ており、鋼管の材質、形状、その他の要因に応じて最適
なものが選択され実施されてきているが、その中でも、
マンドレルミル方式に代表される穿孔圧延型製管法は、
鋼管製造能率が高く大量生産に適していることから、現
在、継目無鋼管製造方法の中で最も大きな比重を占める
に至っているものである。
このような穿孔圧延型製管法は、プラグ等を使用して加
熱されたビレットの穿孔、圧延を行う工程と、これに続
く絞り圧延によって仕上げを行う工程とから成っている
が、この場合、穿孔・圧延工程を経ると鋼材温度が’７
００〜８００℃程度に降下してしまうのが普通であり、
次工程である絞り圧延時の引抜荷重が犬となることから
、通常は、仕上り温度が８００〜８５０℃程度となるよ
うに絞り圧延の前に再加熱を実施することが行われてい
た。
熱されたビレットの穿孔、圧延を行う工程と、これに続
く絞り圧延によって仕上げを行う工程とから成っている
が、この場合、穿孔・圧延工程を経ると鋼材温度が’７
００〜８００℃程度に降下してしまうのが普通であり、
次工程である絞り圧延時の引抜荷重が犬となることから
、通常は、仕上り温度が８００〜８５０℃程度となるよ
うに絞り圧延の前に再加熱を実施することが行われてい
た。
ところで、近年、各種構造部材軽量化の声は、２輪車の
フロントフォーク、クレーンのブーム材等の継目無鋼管
部材にまで及んできており、引張強さ：９５〜１２０
ｋｇｆ／−程度の高張力鋼管に対する要望が日々高まっ
ているが、本出願人はこれらの要求に対処するために、
穿孔型製管機での製管によって前記９５〜１２０ ｋｇ
ｆ／−の引張強度を有する高張力鋼管を製造し得る低合
金鋼を、特開昭５５−１３１１５９号として先に提案し
た。
フロントフォーク、クレーンのブーム材等の継目無鋼管
部材にまで及んできており、引張強さ：９５〜１２０
ｋｇｆ／−程度の高張力鋼管に対する要望が日々高まっ
ているが、本出願人はこれらの要求に対処するために、
穿孔型製管機での製管によって前記９５〜１２０ ｋｇ
ｆ／−の引張強度を有する高張力鋼管を製造し得る低合
金鋼を、特開昭５５−１３１１５９号として先に提案し
た。
この特開昭５５−１３１１５号として提案された高張力
鋼（以下、「先の提案鋼」と呼ぶ）は、Ｃ，Ｍｎ、Ｃｒ
、Ｃｕ及びＮ１の適量添加によって強度及び靭性を確保
するとともに、適量のＳｌ及びｓｏｔ、ＡＱの添加によ
って脱酸を十分行わせて組織の微細化を図り、かつ適量
のＭｏ、 Ｖの添加で焼戻し温度を高めて靭性を向上
させ、またＮを適量範囲に、そしてＰ、 Ａｓ、 Ｓｂ
、 Ｂｉ、Ｓｎ等の不純物を極力低位に規制することに
よって、Ｎ１必要量を低減すると同時に良好な熱間製管
性を達成したものである。
鋼（以下、「先の提案鋼」と呼ぶ）は、Ｃ，Ｍｎ、Ｃｒ
、Ｃｕ及びＮ１の適量添加によって強度及び靭性を確保
するとともに、適量のＳｌ及びｓｏｔ、ＡＱの添加によ
って脱酸を十分行わせて組織の微細化を図り、かつ適量
のＭｏ、 Ｖの添加で焼戻し温度を高めて靭性を向上
させ、またＮを適量範囲に、そしてＰ、 Ａｓ、 Ｓｂ
、 Ｂｉ、Ｓｎ等の不純物を極力低位に規制することに
よって、Ｎ１必要量を低減すると同時に良好な熱間製管
性を達成したものである。
しかしながら、このような先の提案鋼に、前述のような
通常の穿孔圧延型製管法を適用して製管実施例 ■ 得られる製品のへん平試験成績があまシ良くない、 ■ 絞り圧延後、常温まで大気放冷し、矯正、切断等の
次工程に付している間に割れを発生する場合がある、 等の問題点の存在することが、本発明者等のその後の検
討で明らかになっためである。
通常の穿孔圧延型製管法を適用して製管実施例 ■ 得られる製品のへん平試験成績があまシ良くない、 ■ 絞り圧延後、常温まで大気放冷し、矯正、切断等の
次工程に付している間に割れを発生する場合がある、 等の問題点の存在することが、本発明者等のその後の検
討で明らかになっためである。
本発明者等は、上述のような観点から、引張強さ：９５
〜１２０．ｋｌｉｌｆ／ｍ＋＋ｆの高強度を示すととも
にへん平試験成績も良好な高張力継目無鋼管を、製管工
程中に割れの発生を伴うことなく安定して製造する手段
を見出すべく、まず、先の提案鋼を穿孔圧延型製管法に
て製管した際に遭遇する前記間融点発生原因について検
討を加えたところ、先の提案鋼は、焼準じ一焼戻し熱処
理により引張強さ：９５〜１２０ ｋｇｆ７ｍ＝の高張
力が得られる非常に焼入れ性の良好な鋼であるため、オ
ーステナイト組織状態からの大気放冷によって容易にマ
ルテンサイト組織が得られるが、かかる鋼においては、
穿孔圧延型製管法における仕上圧延の仕上り温度がオー
ステナイトの再結晶温度以下になると、圧延によって変
形したオーステナイト粒が整粒とならずに変形粒のまま
となり、その後の空気冷却によって変形オーステナイト
粒からマルテンサイト変態を生ずることになる。ところ
が、この変形オーステナイト粒から変態したマルテンサ
イト組織が鋼管の静的へん平性質及び衝撃へん平性質を
悪化させ、冷却後の鋼管処理工程で割れを発生させる原
因となる、 ５ − との事実を確認したのである。
〜１２０．ｋｌｉｌｆ／ｍ＋＋ｆの高強度を示すととも
にへん平試験成績も良好な高張力継目無鋼管を、製管工
程中に割れの発生を伴うことなく安定して製造する手段
を見出すべく、まず、先の提案鋼を穿孔圧延型製管法に
て製管した際に遭遇する前記間融点発生原因について検
討を加えたところ、先の提案鋼は、焼準じ一焼戻し熱処
理により引張強さ：９５〜１２０ ｋｇｆ７ｍ＝の高張
力が得られる非常に焼入れ性の良好な鋼であるため、オ
ーステナイト組織状態からの大気放冷によって容易にマ
ルテンサイト組織が得られるが、かかる鋼においては、
穿孔圧延型製管法における仕上圧延の仕上り温度がオー
ステナイトの再結晶温度以下になると、圧延によって変
形したオーステナイト粒が整粒とならずに変形粒のまま
となり、その後の空気冷却によって変形オーステナイト
粒からマルテンサイト変態を生ずることになる。ところ
が、この変形オーステナイト粒から変態したマルテンサ
イト組織が鋼管の静的へん平性質及び衝撃へん平性質を
悪化させ、冷却後の鋼管処理工程で割れを発生させる原
因となる、 ５ − との事実を確認したのである。
そこで本発明者等は、極めて高い引張強度を実現する先
の提案鋼に穿孔圧延型製管法を適用して靭性の良好な製
品を得るには、仕上圧延後に細粒かつ整粒のオーステナ
イトを再結晶させ、冷却後の鋼管の組織を、との細粒か
つ整粒オーステナイト粒から変態したマルテンサイト組
織にする必要があるとの認識の下に、それを実現し得る
手段を模索した結果 先の提案鋼を用いて穿孔圧延型製管法にて製管する際に
、穿孔・圧延後の再加熱温度、及び絞り圧延時の仕上り
温度を適当にコントロールすることにより、絞り圧延後
に細粒かつ整粒のオーステナイトを再結晶させることが
でき、これをそのまま大気放冷すれば細粒かつ整粒のマ
ルテンサイト組織が得られて、熱間圧延の壕まで良好な
靭性を示し、冷却後の各工程中においても割れを生ずる
ことのない高張力継目無鋼管が得られること、を知見す
るに至ったのである。
の提案鋼に穿孔圧延型製管法を適用して靭性の良好な製
品を得るには、仕上圧延後に細粒かつ整粒のオーステナ
イトを再結晶させ、冷却後の鋼管の組織を、との細粒か
つ整粒オーステナイト粒から変態したマルテンサイト組
織にする必要があるとの認識の下に、それを実現し得る
手段を模索した結果 先の提案鋼を用いて穿孔圧延型製管法にて製管する際に
、穿孔・圧延後の再加熱温度、及び絞り圧延時の仕上り
温度を適当にコントロールすることにより、絞り圧延後
に細粒かつ整粒のオーステナイトを再結晶させることが
でき、これをそのまま大気放冷すれば細粒かつ整粒のマ
ルテンサイト組織が得られて、熱間圧延の壕まで良好な
靭性を示し、冷却後の各工程中においても割れを生ずる
ことのない高張力継目無鋼管が得られること、を知見す
るに至ったのである。
第１及び２図は、第１表に示しだ成分組成の鋼 ６−
を用いた板圧延によるシミュレーションテストの結果を
示すものであって、第１図は仕上圧延後大気放冷しだ後
の顕微鏡組織（倍率： ４００倍、オーステナイト粒界
エツチング）を示す写真図、第２図は仕上り温度とシャ
ルピー衝撃値との関係を示す線図である。
示すものであって、第１図は仕上圧延後大気放冷しだ後
の顕微鏡組織（倍率： ４００倍、オーステナイト粒界
エツチング）を示す写真図、第２図は仕上り温度とシャ
ルピー衝撃値との関係を示す線図である。
なお、このときの圧延シミュレーションテストの条件は
第３図に模式図で示した通りであった。
第３図に模式図で示した通りであった。
第 １ 表
第１図に示される結果からは次のことが明らかである。
即ち、仕上圧延の仕上り温度が８５０℃以下では、圧延
後大気放冷した鋼材の顕微鏡組織は変形オーステナイト
粒から変態したマルテンサイト組織であり、仕上９温度
が８６０〜９２０℃では整粒のオーステナイト粒から変
態したマルテンサイトが得られていること。
後大気放冷した鋼材の顕微鏡組織は変形オーステナイト
粒から変態したマルテンサイト組織であり、仕上９温度
が８６０〜９２０℃では整粒のオーステナイト粒から変
態したマルテンサイトが得られていること。
そして、第２図からは、シャルピー衝撃値は顕微鏡組織
と良く対応し、整粒のオーステナイトから変態したマル
テンサイト組織の得られる８６０℃以上の仕上り温度の
場合に、シャルピー衝撃値の顕著な向上をみるというこ
とが明らかである。
と良く対応し、整粒のオーステナイトから変態したマル
テンサイト組織の得られる８６０℃以上の仕上り温度の
場合に、シャルピー衝撃値の顕著な向上をみるというこ
とが明らかである。
この発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、
穿孔圧延型製管法にて継目無鋼管を製造するに際して、
Ｃ：０．３０〜０４５％（以下、係は重量割合とする）
。
。
Ｓｉ： ０．１０〜０．５０％、 Ｍｎ： １．３０〜
２．００ ％。
２．００ ％。
Ｃｒ： ０．６０〜１．５０％、 Ｎｉ： ０．３０〜
０．８０％。
０．８０％。
Ｍｏ ： Ｏ］−５〜０．５０％、 Ｖ ： ０．０５
〜０．４０％。
〜０．４０％。
Ｃｕ ： ０．２ Ｃ１〜０．５０ ’％。
ｓｏＬ、ＡＱ ： ０．０１０〜０．０８０％。
Ｎ：０．００２０〜０．０２００％。
を含有し、
Ｆｅ及び不可避不純物；残り。
から成る成分組成を有し、かつ、不純物中における
Ｐ：０．０２５％以下。
Ａｓ、 Ｂｉ、 Ｓｂ及びＳｎ：各々０．００３０％以
下。
下。
である高張力低合金鋼を使用し、これを常法通りに加熱
し、穿孔、圧延を施した後、引続いて９５０〜１０５０
℃に再加熱し、仕上り温度：８６０〜９００℃の仕上圧
延を行うことにより、引張強度が高く、かつへん平性質
の良好な高張力低合金継目無鋼管を歩留り良く安定して
製造することに特徴を有するものである。
し、穿孔、圧延を施した後、引続いて９５０〜１０５０
℃に再加熱し、仕上り温度：８６０〜９００℃の仕上圧
延を行うことにより、引張強度が高く、かつへん平性質
の良好な高張力低合金継目無鋼管を歩留り良く安定して
製造することに特徴を有するものである。
なお、この場合、穿孔圧延後６５０℃以下に一旦冷却し
た後、９５０〜１０５０℃のオーステナイト化温度に再
加熱すると、オーステナイトが一層フエライトに変態し
た後再度最初の加熱温度よｐ低温でオーステナイト化す
るので、よシ細粒のオーステナイトが形成され、仕上圧
延の細粒化効 ９ − 果と相俟ってさらなる細・整粒のマルテンサイト組織を
達成することができ、得られる鋼管の靭性が一層向上す
る。従って、前記の再加熱は、鋼材の温度が６５０℃以
下に降下してから行うのが望ましい。
た後、９５０〜１０５０℃のオーステナイト化温度に再
加熱すると、オーステナイトが一層フエライトに変態し
た後再度最初の加熱温度よｐ低温でオーステナイト化す
るので、よシ細粒のオーステナイトが形成され、仕上圧
延の細粒化効 ９ − 果と相俟ってさらなる細・整粒のマルテンサイト組織を
達成することができ、得られる鋼管の靭性が一層向上す
る。従って、前記の再加熱は、鋼材の温度が６５０℃以
下に降下してから行うのが望ましい。
つぎに、この発明の方法において、鋼の成分組成を前記
の如くに数値限定した理由を説明し、併せて、再加熱温
度と仕上圧延の仕上シ温度を前記範囲に限定した理由に
ついて再度明確に説明する。
の如くに数値限定した理由を説明し、併せて、再加熱温
度と仕上圧延の仕上シ温度を前記範囲に限定した理由に
ついて再度明確に説明する。
Ａ、鋼の成分組成
（ａ）Ｃ
Ｃ成分の含有量が０．３０％未満では所望の強度を得る
ことができず、他方０．４５％を越えて含有させると熱
間製管性が低下する。
ことができず、他方０．４５％を越えて含有させると熱
間製管性が低下する。
（ｂ） ５ｉ
Ｓｉ成分の含有量が０．１０％未満では脱酸及び鋼組織
の微粒化効果に乏しく、他方０．５０％を越えて含有さ
せると靭性が劣化する。
の微粒化効果に乏しく、他方０．５０％を越えて含有さ
せると靭性が劣化する。
（Ｃ）Ｍｎ
Ｍｎ成分の含有量が１３０％未満では所望の強度１０−
を得ることができず、他方２００％を越えて含有させる
と熱間製管性が低下する。
と熱間製管性が低下する。
（ｄ）Ｃｒ
Ｃｒ成分の含有量が０．６０％未満では所望の強度を得
ることができず、他方１．５０％を越えて含有させると
熱間製管性が低下する。
ることができず、他方１．５０％を越えて含有させると
熱間製管性が低下する。
（ｅ）Ｎ１
Ｎｉ成分は靭性向上に最も効果のある元素であるが、そ
の含有量が０．３０％未満では前記効果が十分でなく、
他方、所望の靭性を確保するには０．８０％捷での含有
量で十分であり、それ以上の添加は返って熱間加工性を
低下させることとなる。
の含有量が０．３０％未満では前記効果が十分でなく、
他方、所望の靭性を確保するには０．８０％捷での含有
量で十分であり、それ以上の添加は返って熱間加工性を
低下させることとなる。
（ｆ） ＭＯ
Ｍｏ成分は靭性向上を目的として添加される元素である
が、Ｏ１Ｓ係未満の含有量では焼戻し温度を高めて靭性
を向上させる効果に乏しく、他方、０．５０％を越えて
添加してもそれ以上の向上効果が認められず、経済性に
欠けることとなる。
が、Ｏ１Ｓ係未満の含有量では焼戻し温度を高めて靭性
を向上させる効果に乏しく、他方、０．５０％を越えて
添加してもそれ以上の向上効果が認められず、経済性に
欠けることとなる。
（ｇ） Ｖ
■成分はＭＯと共存することによって焼戻し温度上昇に
効果のある元素であるが、その含有量が００５０％未満
では前記効果に乏しく、他方０．４０係を越えて含有さ
せてもそれ以上の効果の向」二がみられないばかりでな
く、逆に靭性を低下させることとなる。
効果のある元素であるが、その含有量が００５０％未満
では前記効果に乏しく、他方０．４０係を越えて含有さ
せてもそれ以上の効果の向」二がみられないばかりでな
く、逆に靭性を低下させることとなる。
（ｈ） Ｃｕ
Ｃｕ成分の含有量が０．２０％未満では所望の強度及び
靭性を得ることができず、他方０．５０ ％を越えて含
有させると熱間製管性が低下する。
靭性を得ることができず、他方０．５０ ％を越えて含
有させると熱間製管性が低下する。
（ｉ） ｓ ｏＬ ＡＡ
ｓｏムＡＱ成分の含有量が０．０ ］、 ００％満では
脱酸及び鋼組織の微粒化効果に乏しく、他方０．０８０
係を越えて含有させると溶製上の問題が生ずる。
脱酸及び鋼組織の微粒化効果に乏しく、他方０．０８０
係を越えて含有させると溶製上の問題が生ずる。
（ｊ） Ｎ
Ｎ成分はＡＰ、と共存することによってＰ等の不純物に
基づく焼戻し脆性を防止する性質を有しているが、その
含有量が０．００２０％未満では焼戻し脆性防止効果に
乏しく、他方ｏ、 ０２００ ％を越えて含有させると
熱間製管性を低下させる。
基づく焼戻し脆性を防止する性質を有しているが、その
含有量が０．００２０％未満では焼戻し脆性防止効果に
乏しく、他方ｏ、 ０２００ ％を越えて含有させると
熱間製管性を低下させる。
（ｋ）Ｐ
Ｐは鋼の不可避的な不純成分であり、その含有量が０．
０２５ ％を越えると焼戻し脆性を生じ熱間製管性を低
下させる。
０２５ ％を越えると焼戻し脆性を生じ熱間製管性を低
下させる。
（ｔ） Ａｓ、 Ｂｉ 、 Ｓｂ 、及びＳｎこれら
の元素も、いずれも鋼の不純成分であり、その含有量が
それぞれについて０．００３０％を越えると焼戻し脆性
を生じて熱間製管性を低下させる。
の元素も、いずれも鋼の不純成分であり、その含有量が
それぞれについて０．００３０％を越えると焼戻し脆性
を生じて熱間製管性を低下させる。
Ｂ、再加熱温度、及び仕上圧延仕上り温度仕上圧延の仕
上り温度が８６０℃を下回る場合には、その後の大気放
冷中に、変形されたままのオーステナイト粒が変態して
マルテンサイト組織となり、鋼管の靭性を劣化すること
となる。他方、該仕上り温度が９００℃を越えると、絞
り圧延中に鋼管が破断する恐れがあることから、仕上圧
延の仕上シ温度を８６０〜９００℃と定めたのである。
上り温度が８６０℃を下回る場合には、その後の大気放
冷中に、変形されたままのオーステナイト粒が変態して
マルテンサイト組織となり、鋼管の靭性を劣化すること
となる。他方、該仕上り温度が９００℃を越えると、絞
り圧延中に鋼管が破断する恐れがあることから、仕上圧
延の仕上シ温度を８６０〜９００℃と定めたのである。
また、仕上圧延のだめの鋼材再加熱温度は、仕上シ温度
が制限されれば、下限はその圧延作業の流れから自ずと
決定されるものであシ、再加熱温度が９５０℃未満では
仕上圧延の仕上シ温度：１３− ８６０℃を確保することができず、他方、再加熱温度が
１０５０℃を越えるとオーステナイト粒が大きくなって
靭性が劣化するとともに仕上圧延の仕上シ温度が高くな
り過ぎて炉から出した後しばらく待つ必要が出てくるの
で、再加熱温度を９５０〜１０５０℃と定めたのである
。そして、円滑な作業性を確保するには、９５０〜１０
００℃の温度域に再加熱することが推奨される。
が制限されれば、下限はその圧延作業の流れから自ずと
決定されるものであシ、再加熱温度が９５０℃未満では
仕上圧延の仕上シ温度：１３− ８６０℃を確保することができず、他方、再加熱温度が
１０５０℃を越えるとオーステナイト粒が大きくなって
靭性が劣化するとともに仕上圧延の仕上シ温度が高くな
り過ぎて炉から出した後しばらく待つ必要が出てくるの
で、再加熱温度を９５０〜１０５０℃と定めたのである
。そして、円滑な作業性を確保するには、９５０〜１０
００℃の温度域に再加熱することが推奨される。
ついで、この発明を実施例により比較例と対比しながら
説明する。
説明する。
実施例
まず、常法によシ第２表に示される如き成分組成の鋼を
溶製し、直径：１８７７１１７１１のビレットを製造し
た。
溶製し、直径：１８７７１１７１１のビレットを製造し
た。
つぎに、これを１２００℃に加熱後、マンネスマン・プ
ラグミル方式に従って、第１ピアサ−２第２ピアサ−に
て穿孔し、プラグミルにて圧延した後、第３表に示す再
加熱温度にそれぞれ加熱し、続いてリーラ−及びサイザ
ーにて仕上圧延を施して、直径： ４ Ｂ、 ６ ｍｙ
ｎ、肉厚：４．５７１＋７１１の継目無鋼管１４− を製造した。なお、この際の丙加熱直前の鋼材温度も第
３表に併せて示した。
ラグミル方式に従って、第１ピアサ−２第２ピアサ−に
て穿孔し、プラグミルにて圧延した後、第３表に示す再
加熱温度にそれぞれ加熱し、続いてリーラ−及びサイザ
ーにて仕上圧延を施して、直径： ４ Ｂ、 ６ ｍｙ
ｎ、肉厚：４．５７１＋７１１の継目無鋼管１４− を製造した。なお、この際の丙加熱直前の鋼材温度も第
３表に併せて示した。
仕上圧延後の鋼管はそのまま常温壕で大気放冷されたが
、その各々に６２０℃での焼戻し処理を施し、へん平試
験並ひに引張試験を実施した。このようにして得られた
結果も、第３表に併せて示した。なお、各試験はそれぞ
れ３個ずつの試料について実施しだものである。壕だ、
第４図は仕上圧延後大気放冷した鋼管の顕微鏡組織図（
倍率：４００倍）であり、第４図（ａ）は試験番号ｌの
本発明方法で得られた鋼管のもの、第４図（ｂ）は試験
番号２の比較法で得られた銅管のものである。
、その各々に６２０℃での焼戻し処理を施し、へん平試
験並ひに引張試験を実施した。このようにして得られた
結果も、第３表に併せて示した。なお、各試験はそれぞ
れ３個ずつの試料について実施しだものである。壕だ、
第４図は仕上圧延後大気放冷した鋼管の顕微鏡組織図（
倍率：４００倍）であり、第４図（ａ）は試験番号ｌの
本発明方法で得られた鋼管のもの、第４図（ｂ）は試験
番号２の比較法で得られた銅管のものである。
これらに示される結果からも、本発明方法によれば、引
張強さ： １００ ｋｙｆ／ｍｍ以上の高強度を有し、
しかも、静的へん平性及び衝撃へん平性により評価され
る靭性か極めて優れた継目無鋼管が得られるのに対して
、再加熱温度及び仕上圧延仕上り温度が本発明の範囲か
ら外れた比較法では靭性の劣る鋼管しか得られないこと
が明白である。
張強さ： １００ ｋｙｆ／ｍｍ以上の高強度を有し、
しかも、静的へん平性及び衝撃へん平性により評価され
る靭性か極めて優れた継目無鋼管が得られるのに対して
、再加熱温度及び仕上圧延仕上り温度が本発明の範囲か
ら外れた比較法では靭性の劣る鋼管しか得られないこと
が明白である。
上述のように、本発明によれば、鋼管製造工程中のトラ
ブル発生もなく、引張強度の極めて高い継目無鋼管を安
定して製造することができ、継目無鋼管の適用分野を更
に拡大することが可能となるなど、工業上有用な効果が
もたらされるのである。
ブル発生もなく、引張強度の極めて高い継目無鋼管を安
定して製造することができ、継目無鋼管の適用分野を更
に拡大することが可能となるなど、工業上有用な効果が
もたらされるのである。
第１図は各種仕上圧延仕上り温度における大気放冷後の
鋼管の組織を示す顕微鏡写真図、第２図は仕上圧延仕上
り温度とシャルピー衝撃値との関係を示す線図、第３図
は圧延シミュレーション模式図、第４図は仕上圧延後大
気放冷しだ鋼管の顕微鏡写真図であり、第４図（ａ）は
本発明方法で得られた鋼管の例、第４図（ｂ）は比較法
で得られた鋼管の例である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほかコ９名第１図 ４００ 第２図 第３図 Ｂ−？ 閏 − （ａ） Ｘ４ＱＱ （ｂ） ４００
鋼管の組織を示す顕微鏡写真図、第２図は仕上圧延仕上
り温度とシャルピー衝撃値との関係を示す線図、第３図
は圧延シミュレーション模式図、第４図は仕上圧延後大
気放冷しだ鋼管の顕微鏡写真図であり、第４図（ａ）は
本発明方法で得られた鋼管の例、第４図（ｂ）は比較法
で得られた鋼管の例である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫 ほかコ９名第１図 ４００ 第２図 第３図 Ｂ−？ 閏 − （ａ） Ｘ４ＱＱ （ｂ） ４００
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 穿孔圧延型製管法にて継目無鋼管を製造するに際して、
重量割合で、 Ｃ： ０３０〜０４５％、Ｓｉ：０．１０〜０５０係。 Ｍｎ： １．３０〜２．００％、 Ｃｒ ： ０．６
０〜１．５０９６゜Ｎｉ： ０．３０〜０．８０％、
Ｍｏ： ０．１５〜０．５０％。 Ｖ ： ０．０５〜０．４０％、 Ｃｕ ： ０．２
０〜０．５０％。 ｓｏＬ、ＡＱ ： ０．０１０〜００８０％。 Ｎ ： ０．００２０〜０．０２００％。 を含有し、 Ｆｅ及び不可避不純物：残シ。 から成る成分組成を有し、かつ、不純物中における Ｐ：０．０２５％以下。 １− Ａｓ、 Ｂｉ 、 Ｓｂ及びＳｎ：各々Ｏ，ＯＯ３０％
以下。 である高張力低合金鋼を使用し、これを常法通りに加熱
し、穿孔、圧延を施した後、引続いて９５０〜１０５０
℃に再加熱し、仕上シ温度：８６０〜９００℃の仕上圧
延を行うことを特徴とする高張力低合金鋼管の製造方法
。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5646683A JPS59182919A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | 高張力低合金鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5646683A JPS59182919A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | 高張力低合金鋼管の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59182919A true JPS59182919A (ja) | 1984-10-17 |
Family
ID=13027876
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5646683A Pending JPS59182919A (ja) | 1983-03-31 | 1983-03-31 | 高張力低合金鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59182919A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01247532A (ja) * | 1988-03-29 | 1989-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | スプリング用継目無鋼管の製造方法 |
| US8313591B2 (en) * | 2008-12-25 | 2012-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic heat resistant alloy |
| JP2013530907A (ja) * | 2010-07-21 | 2013-08-01 | 湖南三一智能控制設備有限公司 | クレーンブームの連繋構造 |
| US8601852B2 (en) | 2006-03-28 | 2013-12-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of manufacturing seamless pipe and tube |
-
1983
- 1983-03-31 JP JP5646683A patent/JPS59182919A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01247532A (ja) * | 1988-03-29 | 1989-10-03 | Sumitomo Metal Ind Ltd | スプリング用継目無鋼管の製造方法 |
| US8601852B2 (en) | 2006-03-28 | 2013-12-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Method of manufacturing seamless pipe and tube |
| US8313591B2 (en) * | 2008-12-25 | 2012-11-20 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Austenitic heat resistant alloy |
| JP2013530907A (ja) * | 2010-07-21 | 2013-08-01 | 湖南三一智能控制設備有限公司 | クレーンブームの連繋構造 |
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