JPH0660346B2

JPH0660346B2 - 高強度鋼管継手の製造方法

Info

Publication number: JPH0660346B2
Application number: JP4512987A
Authority: JP
Inventors: 伸夫鹿内; 寿俊田川; 俊道大森; 宣博岩崎; 裕長縄; 新作井
Original assignee: 日本鋼管株式会社
Priority date: 1987-03-02
Filing date: 1987-03-02
Publication date: 1994-08-10
Anticipated expiration: 2009-08-10
Also published as: JPS63213620A

Description

【発明の詳細な説明】「発明の目的」（産業上の利用分野）本発明は温間成形法による高強度鋼管継手の製造法に関
するものである。

（従来の技術）鋼管継手の中で、複雑な形状を有するものについての製
造法としては、従来、熱間成形法、温間成形法、および
冷間成形法が知られている。

先ず、熱間成形法について述べると、この成形法は素材
鋼板を８００〜１０００℃程度に加熱した後成形される
ものであり、製品の材質特性を満足させるためには、成
形後焼ならし、焼入焼戻等の熱処理が施される。これは
熱間成形においては通常オーステナイト域に加熱される
ため、素材が初期に有していた特性が大きく変化するこ
とがあるためである。しかし、熱間成形法は高温で成形
するから加熱に要する費用はコストアップとなるが、成
形性が良好であり、比較的小さな容量のプレス機器でも
充分成形しうる特徴があり、材質的な点についても前述
のように熱処理で補うこと可能であり、高強度材の成形
も問題はない。

継ぎに温間成形法であるが、一般的にはＡｃ_１変態点以
下の５００〜７００℃に加熱して行なわれる。熱間成形
に比較して加熱温度が低いため加熱コストが低廉であり
成形精度も良好である。又、冷間成形に比較して成形性
が良好であるから、プレスの容量も比較的小さなもので
も使用することができる。この成形法ではオーステナイ
ト変態を経ないですむため、前述の熱間成形に比較して
素材の特性が著しく変化することはないので、温間成形
のままで充分であり、その後の熱処理は不要である。最
後の冷間成形法は、前述の２方法に比較して加熱は不要
であるが、高強度材ではスプリングバックが大となり加
工精度は劣る。又、この方法ではプレスの容量も大きな
ものが必要となり、高強度材を得るには板厚、形状にお
いて制限が必要とされる。又、この方法では加工硬化が
顕著なため最終的には応力除去の焼鈍のような熱処理を
必要とすることが多い。

しかし、ＴＳ＞６０kgｆ／mm²のような高強度鋼の場合
にはプレス等の成形機の容量からの制限もあって、温間
もしくは冷間成形は困難と予想され、特に高強度鋼管継
手の製造法では熱間成形が主流になると思われる。

しかし、コストの点からは温間成形法が望ましいのは当
然であり、その要望も高いが、従来の温間成形法では成
形ままで所定の品質を確保しそのまま使用するか、成形
後は応力除去鈍を行なう程度で、通常は焼ならし、もし
くは焼入焼戻を行なわないので、素材鋼板としては焼入
焼戻材もしくは焼入れのままの素材が広く用いられてい
る。それは、これ等の素材が比較的容易に高強度が得ら
れ溶接性も良好なためであり、例えば特公昭６０−４８
８８号でもこの旨が明示されているが、後述するように
比較的高温域で温間成形し且つ６０kgｆ／mm²以上の高
強度材を得るにはそれだけでは不充分であり、合金元素
の多量の添加が必要である。温間成形による高強度鋼管
継手の製造法については下記の点が問題とされている。

(1)成形性を向上させるため、比較的高温度域での温間
成形を行なうためには、素材は充分に高い焼戻温度でも
強度を確保できるようにする必要があるため、合金元素
の多量添加によるコストアップと、溶接性の劣化が懸念
される。

(2)焼戻温度を低下させて強度を確保する場合には一般
に靱性が劣化する。更に温間成形時の加熱温度を低くす
る必要があるため成形性が劣化し、形状、板厚等に制限
が生ずる。

(3)素材の前処理として少なくとも焼入処理が必要とさ
れるのでコストアップとなる傾向がある。

（発明が解決しようとする問題点）本発明は、以上詳述したような現状に鑑み創案されたも
のであって、温間成形法により高強度鋼管継手を製造す
る際の問題点である合金元素多量添加によるコストアッ
プ、溶接性の劣化、成形性の劣化等を解決するために、
合金組成の選択、熱処理条件の変更等により低コストで
靱性、溶接性の優れた高強度鋼管継手の製造法を提する
ことを目的とする。

「発明の構成」（問題点を解決するための手段）本発明者等は前項の目的を達成するために (1)重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物より成る鋼を、９
００〜１３００℃に加熱し、９７０℃以下で圧下率５０
％以上、且つオーステナイト粒度をＡＳＴＭ粒度No.５
以上で熱間圧延し、且つ仕上温度をＡｒ_３〜９５０℃と
する圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜９５０℃から空冷を
超える冷却速度で２５０℃以下まで冷却し、次いで４５
０℃〜Ａｃ_１に加熱後空冷中で温間成形することを特徴
とする高強度鋼管継手の製造法。

(2)重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％、を含有し更に Cu：0.1〜2.0％、Ni：0.1〜9.0％、 Cr：0.05〜2.5％、Mo：0.03〜2.0％、Ｖ：0.01〜0.15％、Nb：0.005〜0.10％、 Ti：0.003〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.01％、の１種もしくは２種以上を含み残部Fe及び不可避的不純
物より成る鋼を、９００〜１３００℃に加熱し、９７０
℃以下で圧下率５０％以上、且つオーステナイト粒度を
ＡＳＴＭ粒度No.５以上で熱間圧延し、且つ仕上温度を
Ａｒ_３〜９５０℃とする圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜
９５０℃から空冷を超える冷却速度で２５０℃以下まで
冷却し、次いで４５０℃〜Ａｃ_１に加熱後、空冷中で温
間成形することを特徴とする高強度鋼管継手の製造法。

(3)重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物より成る鋼を、９
００〜１３００℃に加熱し、９７０℃以下で圧下率５０
％以上、且つオーステナイト粒度をＡＳＴＭ粒度No.５
以上で熱間圧延し、且つ仕上温度をＡｒ_３〜９５０℃と
する圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜９５０℃から空冷を
超える冷却速度で２５０℃以下まで冷却し、次いで４５
０℃〜Ａｃ_１で焼戻し処理を行ない、引き続き４５０℃
以上焼戻し温度以下に加熱し、空冷中で温間成形するこ
とを特徴とする高強度鋼管継手の製造方法。

(4)重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％、を含有し更に Cu：0.1〜2.0％、Ni：0.1〜9.0％、 Cr：0.05〜2.5％、Mo：0.03〜2.0％、Ｖ：0.01〜0.15％、Nb：0.005〜0.10％、 Ti：0.003〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.01％、の１種もしくは２種以上を含み残部Fe及び不可避的不純
物より成る鋼を、９００〜１３００℃に加熱し、９７０
℃以下で圧下率５０％以上、且つオーステナイト粒度を
ＡＳＴＭ粒度No.５以上で熱間圧延し、且つ仕上温度を
Ａｒ_３〜９５０℃とする圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜
９５０℃から空冷を超える冷却速度で２５０℃以下まで
冷却し、次いで４５０℃〜Ａｃ_１で焼戻し温度以下に加
熱し、空冷中で温間成形することを特徴とする高強度鋼
管継手の製造法。

を茲に提案する。

本発明方法により溶接性に優れ、靱性良好な高強度鋼管
継手の製造が可能である。温間成形後ＳＲ処理を実施す
ることも予想されるが、何ら問題を生ずることはない。

（作用）従来技術の項で述べたように、多くの利点があるにも拘
らず加熱コストが高く成形後の熱処理で変形し易い欠点
を有する熱間成形法、高強度材を得るにはプレス等の成
形機の容量、並びに板厚、形状に関して大きな制限のあ
る冷間成形法、のいずれをも避けて、加熱コストの点、
板厚、形状の制限を受けない温間成形法の改良が本発明
の主旨であり、高強度高靱性鋼管継手（エルボ、ティ
ー、レデューサー、キャップ等）の製造法に関するもの
である。

本発明の目的を達成するための温間成形法の開発に際し
特に次の３点に留意した。

a)合金元素は、可能な限りその添加量を低減してコスト
低下を図ると共に溶接性の向上を図る。

b)焼戻温度を上昇せしめ、温間成形時の加熱温度を高め
に設定しうるようにし、成形性を向上せしめ、プレス等
の容量に応じて広範囲な加熱温度の選択を可能とする。

c)素材の前処理としての再加熱焼入処理を不要としコス
トの低減を図る。

第１図はSi−Mn鋼（第１表の鋼番Ａ）について直接焼入
鋼と再加熱焼入鋼の焼戻温度と引張り強度を図示したも
のであり、この結果から直接焼入法は、従来の再加熱法
に比較して同一成分でも充分に高い焼入性があるため
に、焼戻温度を高めることが可能であり、又、合金元素
の添加量の低減も可能なことから溶接性の向上並びにコ
ストの低下が可能であることが判った。又、直接焼入材
は、焼戻軟化抵抗が大きく特にＶ，Mo，Mb等の析出硬化
型元素を含む場合は顕著であり、焼戻温度を高めること
ができる。これら焼入性の向上と高温焼戻の双方が可能
なことから温間成形時の加熱温度を広範囲に設定できる
ことになり、プレス容量に応じて成形が容易な温度範囲
に任意に設定でき、しかも直接焼入の採用により再加熱
焼入が不要となった。

次に本発明の高強度鋼管継手を製造するに当っての化学
組成および熱処理条件についてその限定理由を説明す
る。

Ｃ：0.03〜0.30％Ｃは高強度鋼を得るための必須元素の１つであって、0.
03％以下では充分な強度が得られず、0.30％以上では溶
接性を著しく劣化させるので、頭書記載の範囲0.03〜0.
30％とした。

Si：0.02〜0.70％ Siは脱酸元素として、又強度を高める元素として有効で
ある。しかし、0.02％未満では添加の硬化はなく、0.70
％以上の添加は溶接性を劣化させるので0.02〜0.70％と
した。

Mn：0.3〜2.5％ Mnは焼入性を高めるのに有効な元素であり、本願のよう
な高強度材においては必須の元素であるが、0.3％未満
ではその効果は非常に小さく、又2.5％を超えると溶接
性を損うので0.3〜2.5％とした。

Ｐ：0.025％以下Ｐは不可避的不純物である。0.025％超えでは焼戻脆化
等を顕著に生じさせ靱性劣化の原因となる。

Ｓ：0.025％以下Ｐと同様に不可避的不純物である。0.025％超えでは靱
性劣化と共に異方性が顕著となる。

Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％Ａｌは脱酸元素、組織の細粒化元素として有効な元素で
ある。しかし、0.002％未満では添加の効果がなく0.10
％を超えるとスラブの表面割れ、鋼の清浄性の低下をも
たらすので0.002〜0.10％とした。

次に本発明においては上記のような基本成分系に対し、
強度改善元素としてCr、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Cu、Niおよび
Ｂの何れか１種または２種以上を含有させることができ
る。

即ちCr、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Cu、NiおよびＢは何れも強度
改善に有効な元素であって、Cr0.05％未満、Moは0.03％
未満、Ｖは0.01％未満、Nbは0.005％未満、Tiは0.003％
未満、CuおよびNiは0.1％未満、Ｂが0.0003％未満では
その強度上昇効果が乏しく、一方Crは2.5％超え、Moは
2.0％超え、Ｖは0.15％超え、Nbは0.10％超え、Tiは0.2
％超え、Cuが2.0％超え、Niが9.0％超え、Ｂが0.01％超
えでは夫々溶接性の劣化、改善効果の飽和あるいは靱性
劣化如きの原因となるので、Crは0.05〜2.5％、Moは0.0
3〜2.0％、Ｖは0.01〜0.15％、Nbは0.005〜0.10％、Ti
は0.003〜0.2％、Cuは0.1〜2.0％、Niは0.1〜9.0％、Ｂ
は0.0003〜0.01％とした。

スラブの加熱温度：９００〜１３００℃ スラブの加熱温度は、製品の強度、靱性、並びに圧延能
率、加熱原単位に影響を与える。所定の強度を確保する
範囲内では低温加熱が望ましいが、９００℃未満では所
定の圧下量、仕上温度の確保が困難となり圧延能率も低
下する。一方１３００℃を超える加熱温度ではオーステ
ナイト粒が著しく粗大となり、靱性劣化の原因となり且
つ加熱コストも上昇する。そこで加熱温度は９００〜１
３００℃の範囲とした。

圧延条件：９７０℃以下５０％以上の圧延を行ないオー
ステナイト粒度がＡＳＴＭ粒度No.５以上とする。

靱性は結晶粒の微細化によって向上する。第２図に示す
ようにＡＳＴＭ粒度No.５以上であれば、安定した靱性
を有する製品が得られる。９７０℃以下５０％以上の圧
下の圧延条件がこの粒度を得るために必要である。圧下
率の増大は細粒化に有効であり、圧延仕上温度制冷却開
始温度等を確保できる範囲では何ら問題とならないの
で、特に上限は限定しない。

圧延仕上温度：Ａｒ_３〜９５０℃ 圧延仕上温度は強制冷却開始温度に著しく影響を与える
ため強制冷却開始温度が充分確保できる範囲でなければ
ならない。Ａｒ_３点未満の場合には初析フェライトが析
出し、充分な強度が得られない。又、９５０℃を超える
場合には組織の粒度が大きくなり、靱性の劣化をもたら
す。従ってＡｒ_３〜９５０℃の範囲とした。

強制冷却開始温度：Ａｒ_３〜９５０℃ Ａｒ_３点未満の強制冷却開始温度では、初析フェライト
が析出するため充分な強度は得られない。又、９５０℃
を超える場合には圧延仕上温度も９５０℃以上となっ
て、組織の粒径は粗大化し靱性の劣化をもたらす。従っ
てＡｒ_３〜９５０℃の範囲とした。

冷却停止温度：２５０℃以下第３図に示すように、安定した高強度を得るためには２
５０℃以下とする必要がある、２５０℃以下としたのは
この温度が変態が完全に終了し安定した材質の得られる
上限の温度であるからであり、従って下限については限
定しない。

冷却速度：空冷を超える速度成分系によって異なるが、直接焼入効果を得るには少な
くとも空冷以上でないとその効果を生じない。

焼戻温度：４５０℃以上Ａｃ_１変態点以下４５０℃未満では充分な焼戻効果が得られず、延靱性が
低下する。Ａｃ_１以上では一部オーステナイト変態をす
るため強度、靱性が低下する。したがって４５０℃以上
Ａｃ_１変態点以下とする。尚、特許請求の範囲１、２の
場合はこの加熱が温間成形時の加熱を兼ねることにな
る。４５０℃未満では成形が困難となる。

温間成形時の加熱温度：焼戻温度以下４５０℃以上 a)特許請求の範囲３、４の場合に適用される。焼戻温度
超えでは所定の強度が得られず、４５０℃未満では成形
性が著しく低下するため、焼戻温度以下、４５０℃以上
とした。

b)特許請求の範囲１、２は前述の通り焼戻処理と兼用と
なる。

（実施例）第１表に供試鋼の化学組成を示す。何れも本発明で規定
する範囲内の組成である。

第２表は鋼番Ａ〜Ｇを用いて９０°ＥＬＢＯＷを試作し
たデータである。

表中の冷却開始温度の欄で“−”は冷却を空冷条件で行
ない、他は水冷により各冷却開始温度から２５０℃以下
までを３０℃／ｓ〜４０℃／ｓの冷却速度で冷却したも
のである。比較法No.１、４、８、１１、１４、１７、
２０は圧延後空冷し再加熱焼入れし、焼戻後所定の温度
に加熱し温間成形した。これらの方法は本発明法No.３
−ｂ、６−ｂ、１０、１３、１６、１９、２１に比較し
て、約１０kgｆ／mm²強度が低く（No.２０と２１では約
６kgｆ／mm²）充分な特性が得られていない。本発明法
では同一成分においても、高強度、高靱性が得られてい
る。比較法No.２−ａ、２−ｂ、５−ｂ、９、１２、１
５、１８は圧延条件−冷却条件が、本発明の範囲外にな
っており、最終製品での強度、靱性が本発明法よりも劣
っている。オーステナイト粒度については、再加熱焼入
処理材（No.１、４、８、１１、１４、１７、２０）で
はＡＳＴＭ粒度No.５以上であり、また直接焼入処理材
の本発明法および比較法のNo.１５以外は全て粒度No.５
以上である。

圧延条件が本発明の範囲外であるNo.１５ではＡＳＴＭ
粒度No.５未満になり粗粒鋼となって低い靱性を示して
いる。また、焼戻工程を省略し温間成形時の加熱によっ
てそれを代替しているNo.３−ａ、５−ａ、６−ａにつ
いても本発明法は充分に高強度が得られるのに対して、
比較法５−ａは低強度である。鋼管継手の製造工程で
は、応力除去焼鈍（ＳＲ）が行なわれることがあるが、
No.７（６００℃×１Ｈ→炉冷）に示すように、焼戻温
度（あるいは加工時の加熱温度）以下であれば何ら材質
上問題はない。本発明法は高温焼戻を行なっても充分に
良好な品質が得られるという特徴を有しており、実施例
でも殆どの鋼が６８０℃の加熱によっても高強度、高靱
性を維持している。

「発明の効果」本発明方法により従来法より高い焼入性が得られること
から、合金元素の添加量の節減が可能となり、それに伴
いコストの低減を図ることができ、併せて靱性、溶接性
も向上した高強度鋼管継手を得ることができた。又、前
述の焼入性の向上と併せて焼戻軟化抵抗が大きくなるた
め焼戻温度を高めることが可能であり、温間成形時の加
熱温度を高めることができ成形性も向上した。更にプレ
ス容量、加熱原単位に応じて成形時の加熱温度を広範囲
に選択することができ、しかも再加熱焼入れも不要とな
り、温間成形のための加熱と焼戻処理を兼用することも
可能であるから、より一層の製造コストの低減を図るこ
とができた。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼について直接焼入した場合と再加熱焼
入した場合の焼戻温度と引張り強度の関係を示したも
の。第２図は焼入−焼戻材についてＡＳＴＭ粒度番号と
ｖＴｓの関係を示す図面であり、第３図は強制冷却の際
の冷却停止温度と被処理材の強度の関係を示すものであ
る。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者岩崎宣博東京都千代田区丸の内１丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者長縄裕東京都千代田区丸の内１丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者作井新東京都千代田区丸の内１丁目１番２号日本鋼管株式会社内

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物より成る鋼を、９
００〜１３００℃に加熱し、９７０℃以下で圧下率５０
％以上、且つオーステナイト粒度をＡＳＴＭ粒度No.５
以上で熱間圧延し、且つ仕上温度をＡｒ_３〜９５０℃と
する圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜９５０℃から空冷を
超える冷却速度で２５０℃以下まで冷却し、次いで４５
０℃〜Ａｃ_１に加熱後空冷中で温間成形することを特徴
とする高強度鋼管継手の製造法。
【請求項２】重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％、を含有し更に Cu：0.1〜2.0％、Ni：0.1〜9.0％、 Cr：0.05〜2.5％、Mo：0.03〜2.0％、Ｖ：0.01〜0.15％、Nb：0.005〜0.10％、 Ti：0.003〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.01％、の１種もしくは２種以上を含み残部Fe及び不可避的不純
物より成る鋼を、９００〜１３００℃に加熱し、９７０
℃以下で圧下率５０％以上、且つオーステナイト粒度を
ＡＳＴＭ粒度No.５以上で熱間圧延し、且つ仕上温度を
Ａｒ_３〜９５０℃とする圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜
９５０℃から空冷を超える冷却速度で２５０℃以下まで
冷却し、次いで４５０℃〜Ａｃ_１に加熱後、空冷中で温
間成形することを特徴とする高強度鋼管継手の製造法。
【請求項３】重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％を含有し、残部Fe及び不可避的不純物より成る鋼を、９
００〜１３００℃に加熱し、９７０℃以下で圧下率５０
％以上、且つオーステナイト粒度をＡＳＴＭ粒度No.５
以上で熱間圧延し、且つ仕上温度をＡｒ_３〜９５０℃と
する圧延を行ない、その後Ａｒ_３〜９５０℃から空冷を
超える冷却速度で２５０℃以下まで冷却し、次いで４５
０℃〜Ａｃ_１で焼戻し処理を行ない、引き続き４５０℃
以上焼戻し温度以下に加熱し、空冷中で温間成形するこ
とを特徴とする高強度鋼管継手の製造法。
【請求項４】重量％でＣ：0.03〜0.30％、Si：0.02〜0.70％、 Mn：0.3〜2.5％、Ｐ：0.025％以下、Ｓ：0.025％以下、Sol.Ａｌ：0.002〜0.10％、を含有し更に Cu：0.1〜2.0％、Ni：0.1〜9.0％、 Cr：0.05〜2.5％、Mo：0.03〜2.0％、Ｖ：0.01〜0.15％、Nb：0.005〜0.10％、 Ti：0.003〜0.2％、Ｂ：0.0003〜0.01％、の１種もしくは２種以上を含み、残部Fe及び不可避的不
純物より成る鋼を、９００〜１３００℃に加熱し、９７
０℃以下で圧下率５０％以上、且つオーステナイト粒度
をＡＳＴＭ粒度No.５以上で熱間圧延し、且つ仕上温度
をＡｒ_３〜９５０℃とする圧延を行ない、その後Ａｒ_３
〜９５０℃から空冷を超える冷却速度で２５０℃以下ま
で冷却し、次いで４５０℃〜Ａｃ_１で焼戻し処理を行な
い、引き続き４５０℃以上焼戻し温度以下に加熱し、空
冷中で温間成形することを特徴とする高強度鋼管継手の
製造法。