JPH0892649A - 高強度熱間ベンド鋼管の製造方法 - Google Patents
高強度熱間ベンド鋼管の製造方法Info
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- JPH0892649A JPH0892649A JP19044395A JP19044395A JPH0892649A JP H0892649 A JPH0892649 A JP H0892649A JP 19044395 A JP19044395 A JP 19044395A JP 19044395 A JP19044395 A JP 19044395A JP H0892649 A JPH0892649 A JP H0892649A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 大径溶接ベンド鋼管において、サワーの環境
でも使用できる高強度かつ高靱性の溶接金属を有する溶
接ベンド鋼管の製造方法を提供する。 【解決手段】 母材鋼管の化学成分を特定し、低酸素系
フラックス、低炭素Ti-B系溶接ワイヤを用いてベンド鋼
管を製造し、かつ、そのベンド鋼管の溶接金属の化学成
分を特定した範囲に抑え、所定の加熱、加工、焼入れ、
焼戻し、冷却を行って高強度熱間ベンド鋼管を製造す
る。
でも使用できる高強度かつ高靱性の溶接金属を有する溶
接ベンド鋼管の製造方法を提供する。 【解決手段】 母材鋼管の化学成分を特定し、低酸素系
フラックス、低炭素Ti-B系溶接ワイヤを用いてベンド鋼
管を製造し、かつ、そのベンド鋼管の溶接金属の化学成
分を特定した範囲に抑え、所定の加熱、加工、焼入れ、
焼戻し、冷却を行って高強度熱間ベンド鋼管を製造す
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、サブマージアーク溶
接法により溶接し、誘導加熱により曲げられる大径溶接
鋼管などの製造方法に関し、特に、溶接部の低温靱性お
よび強度に優れた溶接ベンド鋼管の製造方法に関する。
接法により溶接し、誘導加熱により曲げられる大径溶接
鋼管などの製造方法に関し、特に、溶接部の低温靱性お
よび強度に優れた溶接ベンド鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】産業用原燃料として採掘される原油や天
然ガス、或いはそれらを精製して得られた液体もしくは
気体、或いはその他の液体、気体、スラリーなどを大量
輸送する手段としてラインパイプが用いられていること
は良く知られている。このラインパイプは産業用原燃料
の大量輸送の方法として極めて効果的な手段であり、よ
り厳しい環境に耐え得るラインパイプが要求されてい
る。特に寒冷地にラインパイプを配備する場合の対策と
して、ラインパイプ用の鋼材および溶接金属には、高張
力化と同時に優れた低温衝撃靱性を確保することが要求
されており、また、このようなラインパイプに使用され
る溶接ベンド鋼管においても、直管と同等以上の特性が
要求されている。
然ガス、或いはそれらを精製して得られた液体もしくは
気体、或いはその他の液体、気体、スラリーなどを大量
輸送する手段としてラインパイプが用いられていること
は良く知られている。このラインパイプは産業用原燃料
の大量輸送の方法として極めて効果的な手段であり、よ
り厳しい環境に耐え得るラインパイプが要求されてい
る。特に寒冷地にラインパイプを配備する場合の対策と
して、ラインパイプ用の鋼材および溶接金属には、高張
力化と同時に優れた低温衝撃靱性を確保することが要求
されており、また、このようなラインパイプに使用され
る溶接ベンド鋼管においても、直管と同等以上の特性が
要求されている。
【０００３】一般に、大径溶接ベンド鋼管では、図４に
示すように、サブマージアーク溶接法などにより溶接し
て得られる溶接鋼管を高周波誘導加熱により曲げ加工し
たのち溶接鋼管を水冷してさらに鋼管全体を600 ℃付近
でテンパーすることにより製造する方法が知られてい
る。このとき、大径溶接ベンド鋼管を製造する方法とし
ては、特開昭61-117223 号公報や特公平1-38851 号公報
にベンド管溶接金属の化学組成や熱処理条件が示されて
いる。
示すように、サブマージアーク溶接法などにより溶接し
て得られる溶接鋼管を高周波誘導加熱により曲げ加工し
たのち溶接鋼管を水冷してさらに鋼管全体を600 ℃付近
でテンパーすることにより製造する方法が知られてい
る。このとき、大径溶接ベンド鋼管を製造する方法とし
ては、特開昭61-117223 号公報や特公平1-38851 号公報
にベンド管溶接金属の化学組成や熱処理条件が示されて
いる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
61-117223 号公報や特公平1-38851 号公報に開示されて
いるベンド鋼管溶接金属においては、テンパー処理後の
溶接金属には、溶接金属内に極めて微細な析出物などが
形成されて靱性には好ましくない現象が起こり、靱性が
著しく劣化することになる。しかも、溶接金属内にNiな
どの合金元素が多量に添加されているが、これらの合金
元素は溶接金属の靱性の面からは良好な元素であるが、
溶接時に高温割れを起こしやすく、また高温割れを起こ
さないまでも高温割れの感受性を著しく高める元素であ
る。これらのベンド鋼管は一般にサワーと呼ばれる硫化
物が存在するような苛酷な環境でも利用されているが、
Niは硫化物応力腐食割れを非常に起こしやすい元素であ
るために、このようにNiが多量に添加されている溶接金
属を有するようなベンド鋼管においてはサワーの環境で
使用する場合の材料としては全く役に立たない。
61-117223 号公報や特公平1-38851 号公報に開示されて
いるベンド鋼管溶接金属においては、テンパー処理後の
溶接金属には、溶接金属内に極めて微細な析出物などが
形成されて靱性には好ましくない現象が起こり、靱性が
著しく劣化することになる。しかも、溶接金属内にNiな
どの合金元素が多量に添加されているが、これらの合金
元素は溶接金属の靱性の面からは良好な元素であるが、
溶接時に高温割れを起こしやすく、また高温割れを起こ
さないまでも高温割れの感受性を著しく高める元素であ
る。これらのベンド鋼管は一般にサワーと呼ばれる硫化
物が存在するような苛酷な環境でも利用されているが、
Niは硫化物応力腐食割れを非常に起こしやすい元素であ
るために、このようにNiが多量に添加されている溶接金
属を有するようなベンド鋼管においてはサワーの環境で
使用する場合の材料としては全く役に立たない。
【０００５】また図４に示されるようなベンド鋼管の製
造方法の場合は、一本のベンド鋼管内に曲げ部には焼入
れ・焼戻し（ＱＴ）処理が、直管部にはテンパー（また
は焼戻し・Ｔ）処理がかかるため、鋼管の溶接金属にお
いても曲げ部はＱＴ処理がかかり直管部にはテンパー処
理がかかることになるが、この場合においても、ＱＴ処
理後の溶接金属とテンパー処理後の溶接金属ともに高張
力化と同時に優れた低温衝撃靱性を満足されていること
が必要である。ところが、上述のサワーの環境でも使用
できるようなベンド鋼管で、ＱＴ処理後およびテンパー
処理後のいずれの状態でも強度と靱性を確保できるよう
なベンド鋼管は得られておらず、現在のところこれを満
足させる技術もなく、このような方法でベンド鋼管を製
造するうえでベンド鋼管の溶接金属の特性を満足させる
ことが困難であるという問題点がある。
造方法の場合は、一本のベンド鋼管内に曲げ部には焼入
れ・焼戻し（ＱＴ）処理が、直管部にはテンパー（また
は焼戻し・Ｔ）処理がかかるため、鋼管の溶接金属にお
いても曲げ部はＱＴ処理がかかり直管部にはテンパー処
理がかかることになるが、この場合においても、ＱＴ処
理後の溶接金属とテンパー処理後の溶接金属ともに高張
力化と同時に優れた低温衝撃靱性を満足されていること
が必要である。ところが、上述のサワーの環境でも使用
できるようなベンド鋼管で、ＱＴ処理後およびテンパー
処理後のいずれの状態でも強度と靱性を確保できるよう
なベンド鋼管は得られておらず、現在のところこれを満
足させる技術もなく、このような方法でベンド鋼管を製
造するうえでベンド鋼管の溶接金属の特性を満足させる
ことが困難であるという問題点がある。
【０００６】この発明は、このような事情を鑑みてなさ
れたものであり、直管製造の際にサブマージアーク溶接
による内外面一層溶接を行ったのち熱間で曲げ加工を行
う大径溶接ベンド鋼管の製造において、前記のような熱
処理がかかっても、なお溶接部における低温靱性が優れ
た高強度のベンド鋼管が得られるベンド鋼管の製造方法
を提供することを目的とした。
れたものであり、直管製造の際にサブマージアーク溶接
による内外面一層溶接を行ったのち熱間で曲げ加工を行
う大径溶接ベンド鋼管の製造において、前記のような熱
処理がかかっても、なお溶接部における低温靱性が優れ
た高強度のベンド鋼管が得られるベンド鋼管の製造方法
を提供することを目的とした。
【０００７】なお、本発明の製造方法が目標とした溶接
ベンド鋼管の強度はＸ−６５級以上であり、靱性は切欠
靱性値（vE-30 ℃）で100J以上である。
ベンド鋼管の強度はＸ−６５級以上であり、靱性は切欠
靱性値（vE-30 ℃）で100J以上である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】この発明は、熱間による
部分曲げ加工を前提として、母材鋼板と溶接ワイヤおよ
び溶接条件を規定したのちに、溶接金属の化学組成のみ
ならず曲げ加工条件および加工後の熱処理条件までを総
合的に規定して、耐サワー性にも優れたベンド鋼管の強
度確保と靱性確保を行ったものであり、その要旨はつぎ
のとおりである。
部分曲げ加工を前提として、母材鋼板と溶接ワイヤおよ
び溶接条件を規定したのちに、溶接金属の化学組成のみ
ならず曲げ加工条件および加工後の熱処理条件までを総
合的に規定して、耐サワー性にも優れたベンド鋼管の強
度確保と靱性確保を行ったものであり、その要旨はつぎ
のとおりである。
【０００９】第１の発明は、mass％で、Ｃ：0.02〜0.10
％、Si：0.5 ％以下、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以
下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.1 ％以
下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.0035％
以下を含み、さらにTi：0.05％以下、Mo：0.5 ％以下の
１種または２種を含有し、残部が不可避的不純物および
Feからなる母材に低酸素系フラックスおよび低炭素Ti-B
系溶接ワイヤを用いて内外面に１パス潜孤溶接を行い、
その後曲げ加工し、さらに熱処理する熱間ベンド鋼管の
製造方法であって、該熱間ベンド鋼管の溶接金属が、
Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.6 ％以下、Mn：1.60％以下、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、A
l：0.02％以下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、
Ｏ：0.035 ％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなり、かつ溶接金属のＰcmが0.07％以上、0.21
％以下となるように溶接し、その後Ac3 〜1100℃の温度
に加熱してから曲げ加工し、さらにその後、300 ℃以下
の温度まで50℃/sec以下の速度で強制冷却したのち、鋼
管全体を400 ℃から550 ℃の温度で10分以上加熱して0.
03℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高
強度熱間ベンド鋼管の製造方法である。
％、Si：0.5 ％以下、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以
下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.1 ％以
下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.0035％
以下を含み、さらにTi：0.05％以下、Mo：0.5 ％以下の
１種または２種を含有し、残部が不可避的不純物および
Feからなる母材に低酸素系フラックスおよび低炭素Ti-B
系溶接ワイヤを用いて内外面に１パス潜孤溶接を行い、
その後曲げ加工し、さらに熱処理する熱間ベンド鋼管の
製造方法であって、該熱間ベンド鋼管の溶接金属が、
Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.6 ％以下、Mn：1.60％以下、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、A
l：0.02％以下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、
Ｏ：0.035 ％以下を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなり、かつ溶接金属のＰcmが0.07％以上、0.21
％以下となるように溶接し、その後Ac3 〜1100℃の温度
に加熱してから曲げ加工し、さらにその後、300 ℃以下
の温度まで50℃/sec以下の速度で強制冷却したのち、鋼
管全体を400 ℃から550 ℃の温度で10分以上加熱して0.
03℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高
強度熱間ベンド鋼管の製造方法である。
【００１０】第２の発明は、mass％で、Ｃ：0.02〜0.10
％、Si：0.5 ％以下、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以
下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.1 ％以
下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.0035％
以下を含み、さらにTi：0.05％以下、Mo：0.5 ％以下の
１種または２種を含有し、残部が不可避的不純物および
Feからなる母材に低酸素系フラックスおよび低炭素Ti-B
系溶接ワイヤを用いて内外面に１パス潜孤溶接を行い、
その後曲げ加工し、さらに熱処理する熱間ベンド鋼管の
製造方法であって、該熱間ベンド鋼管の溶接金属が、
Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.6 ％以下、Mn：1.60％以下、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、A
l：0.02％以下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、
Ｏ：0.035 ％以下を含有すると共に、さらにMo：0.5 ％
以下、Ti：0.05％以下、B ：0.0030％以下、Cu：0.5 ％
以下のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がFe
および不可避的不純物からなり、かつ溶接金属のＰcmが
0.07％以上、0.21％以下となるように溶接し、その後Ac
3〜1100℃の温度に加熱してから曲げ加工し、さらにそ
の後、300 ℃以下の温度まで50℃/sec以下の速度で強制
冷却したのち、鋼管全体を400 ℃から550 ℃の温度で10
分以上加熱して0.03℃/sec以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする高強度熱間ベンド鋼管の製造方法であ
る。
％、Si：0.5 ％以下、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以
下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.1 ％以
下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.0035％
以下を含み、さらにTi：0.05％以下、Mo：0.5 ％以下の
１種または２種を含有し、残部が不可避的不純物および
Feからなる母材に低酸素系フラックスおよび低炭素Ti-B
系溶接ワイヤを用いて内外面に１パス潜孤溶接を行い、
その後曲げ加工し、さらに熱処理する熱間ベンド鋼管の
製造方法であって、該熱間ベンド鋼管の溶接金属が、
Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.6 ％以下、Mn：1.60％以下、
Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、A
l：0.02％以下、Ni：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、
Ｏ：0.035 ％以下を含有すると共に、さらにMo：0.5 ％
以下、Ti：0.05％以下、B ：0.0030％以下、Cu：0.5 ％
以下のいずれか１種または２種以上を含有し、残部がFe
および不可避的不純物からなり、かつ溶接金属のＰcmが
0.07％以上、0.21％以下となるように溶接し、その後Ac
3〜1100℃の温度に加熱してから曲げ加工し、さらにそ
の後、300 ℃以下の温度まで50℃/sec以下の速度で強制
冷却したのち、鋼管全体を400 ℃から550 ℃の温度で10
分以上加熱して0.03℃/sec以上の冷却速度で冷却するこ
とを特徴とする高強度熱間ベンド鋼管の製造方法であ
る。
【００１１】
【作用】上記したような本発明の母材となる鋼板におけ
る化学成分限定理由について以下に説明する。 Ｃ：Ｃは、0.02mass％( 以下％と略す）未満では必要強
度が得られず、0.10％を超えると溶接部の炭素量が増加
して溶接部の靱性を損なうので0.02〜0.10％の範囲とし
た。
る化学成分限定理由について以下に説明する。 Ｃ：Ｃは、0.02mass％( 以下％と略す）未満では必要強
度が得られず、0.10％を超えると溶接部の炭素量が増加
して溶接部の靱性を損なうので0.02〜0.10％の範囲とし
た。
【００１２】Si：Siは、脱酸上必要な元素であるが、0.
5 ％を超すと母材の靱性を劣化させるばかりか溶接金属
の靱性も劣化させるために0.5 ％を上限とした。 Mn：Mnは、鋼の強度を確保するために、0.5 ％以上は必
要である。しかし、2.0 ％を超すと母材の靱性を劣化さ
せるために、0.5 〜2.0 ％の範囲とした。 Ｐ：Ｐは、中心偏析を助長させる元素であり、低いこと
が好ましく、0.02％を上限とした。
5 ％を超すと母材の靱性を劣化させるばかりか溶接金属
の靱性も劣化させるために0.5 ％を上限とした。 Mn：Mnは、鋼の強度を確保するために、0.5 ％以上は必
要である。しかし、2.0 ％を超すと母材の靱性を劣化さ
せるために、0.5 〜2.0 ％の範囲とした。 Ｐ：Ｐは、中心偏析を助長させる元素であり、低いこと
が好ましく、0.02％を上限とした。
【００１３】Ｓ：Ｓは、0.02％を超えると母材の靱性が
劣化するとともに、水素誘起割れを起こしやすくなるた
めに、0.02％を上限とした。 Nb：Nbは、母材の強度を確保するために必要な元素であ
るが、本来、溶接金属の靱性確保の点からは少ないほう
がよく、0.05％を上限とすべきである。 Al：Alは、脱酸上必然的に含有される元素であるが、0.
1 ％を超えるとＨＡＺ靱性を劣化させるとともに、硫化
物応力腐食割れ感受性を上げるために上限を0.1 ％とし
た。
劣化するとともに、水素誘起割れを起こしやすくなるた
めに、0.02％を上限とした。 Nb：Nbは、母材の強度を確保するために必要な元素であ
るが、本来、溶接金属の靱性確保の点からは少ないほう
がよく、0.05％を上限とすべきである。 Al：Alは、脱酸上必然的に含有される元素であるが、0.
1 ％を超えるとＨＡＺ靱性を劣化させるとともに、硫化
物応力腐食割れ感受性を上げるために上限を0.1 ％とし
た。
【００１４】Ni：Niは、よく知られているように鋼板お
よび溶接金属の靱性の面からは良好な元素であるが、鋼
板からの希釈により入り込むNiは溶接時に高温割れを起
こしやすく、また高温割れを起こさないまでも高温割れ
感受性を著しく高める元素であるばかりか、硫化物応力
腐食割れを非常に起こしやすいために、0.4 ％を上限と
した。
よび溶接金属の靱性の面からは良好な元素であるが、鋼
板からの希釈により入り込むNiは溶接時に高温割れを起
こしやすく、また高温割れを起こさないまでも高温割れ
感受性を著しく高める元素であるばかりか、硫化物応力
腐食割れを非常に起こしやすいために、0.4 ％を上限と
した。
【００１５】Ｎ：Ｎは、溶接金属の靱性確保の点で0.01
％以下にする必要がある。0.01％を超えるＮ量では、母
材の希釈から、溶接金属中に溶け込むＮにより溶接金属
中の固溶Ｎ量が増えることになり、溶接金属の靱性を低
減させるために0.01％を上限とすべきである。 Ｏ：Ｏは、鋼板においては、靱性を劣化させる有害元素
であるために低いほうが好ましく、0.0035％を超えて含
有する場合、靱性を劣化させるばかりか、酸化物系の介
在物として存在して硫化物応力腐食割れを非常に起こし
やすいために、0.0035％を上限とした。
％以下にする必要がある。0.01％を超えるＮ量では、母
材の希釈から、溶接金属中に溶け込むＮにより溶接金属
中の固溶Ｎ量が増えることになり、溶接金属の靱性を低
減させるために0.01％を上限とすべきである。 Ｏ：Ｏは、鋼板においては、靱性を劣化させる有害元素
であるために低いほうが好ましく、0.0035％を超えて含
有する場合、靱性を劣化させるばかりか、酸化物系の介
在物として存在して硫化物応力腐食割れを非常に起こし
やすいために、0.0035％を上限とした。
【００１６】本発明に使用する溶接ワイヤは、ワイヤ成
分に、特にTiとＢを含有するTi-B系の溶接ワイヤであれ
ば、通常ベンド鋼管の溶接に用いるものでよい。Tiは、
溶接金属中で酸素と結び付き、酸化物を形成する。この
酸化物が溶接金属のミクロ組織を微細化するので、溶接
金属は高強度と高靱性を確保することができる。また、
Ｂは溶接金属の焼入性を高める元素であるとともに、溶
接金属内にTiと同時に添加されることにより、溶接金属
内の粗大な粒界フェライトの生成を抑制して、溶接金属
のミクロ組織を微細化し、高強度と高靱性を確保するこ
とができる。
分に、特にTiとＢを含有するTi-B系の溶接ワイヤであれ
ば、通常ベンド鋼管の溶接に用いるものでよい。Tiは、
溶接金属中で酸素と結び付き、酸化物を形成する。この
酸化物が溶接金属のミクロ組織を微細化するので、溶接
金属は高強度と高靱性を確保することができる。また、
Ｂは溶接金属の焼入性を高める元素であるとともに、溶
接金属内にTiと同時に添加されることにより、溶接金属
内の粗大な粒界フェライトの生成を抑制して、溶接金属
のミクロ組織を微細化し、高強度と高靱性を確保するこ
とができる。
【００１７】さらに、フラックスとしては、通常ベンド
鋼管の溶接に用いるものであって、特に低酸素系のフラ
ックスを使用する。一般に、Ti、Ｂを含有する溶接ワイ
ヤを使用して溶接した場合、溶接金属中の酸素量をコン
トロールすることが非常に重要になる。すなわち、酸素
量が多すぎる場合、溶接金属中の介在物を増加させ、靱
性に悪影響を及ぼすとともに、上述のTi、Ｂの効果がな
くなり、溶接金属内に粗大な粒界フェライトが生成され
やすくなり、強度と靱性が劣化することになるからであ
る。溶接金属の付加成分としてTi、Ｂの金属粉ないし合
金粉を含んでもよい。
鋼管の溶接に用いるものであって、特に低酸素系のフラ
ックスを使用する。一般に、Ti、Ｂを含有する溶接ワイ
ヤを使用して溶接した場合、溶接金属中の酸素量をコン
トロールすることが非常に重要になる。すなわち、酸素
量が多すぎる場合、溶接金属中の介在物を増加させ、靱
性に悪影響を及ぼすとともに、上述のTi、Ｂの効果がな
くなり、溶接金属内に粗大な粒界フェライトが生成され
やすくなり、強度と靱性が劣化することになるからであ
る。溶接金属の付加成分としてTi、Ｂの金属粉ないし合
金粉を含んでもよい。
【００１８】また、上記したような本発明の溶接金属に
おける化学成分限定理由について説明すると以下のとお
りである。 Ｃ：テンパー後およびＱＴ後の強度と靱性に非常に大き
な影響を及ぼす元素であり、0.02％未満では必要強度が
得られず、また0.10％超では強度的には満足できても高
靱性が得られず、しかも溶接金属の凝固割れ感受性が大
きくなるため、0.02〜0.10％の範囲とした。
おける化学成分限定理由について説明すると以下のとお
りである。 Ｃ：テンパー後およびＱＴ後の強度と靱性に非常に大き
な影響を及ぼす元素であり、0.02％未満では必要強度が
得られず、また0.10％超では強度的には満足できても高
靱性が得られず、しかも溶接金属の凝固割れ感受性が大
きくなるため、0.02〜0.10％の範囲とした。
【００１９】Si：Siは母材、溶接ワイヤ、フラックスか
ら溶接金属中に入るが、Siが0.6 ％を超えると、ＱＴ部
およびテンパー部のいずれにおいても溶接金属の靱性が
低下するために0.6 ％を上限とした。 Mn：Mnは溶接金属の脱酸の上では不可欠の元素であると
同時に強度、靱性の上からも重要な元素であるが、Mnが
1.6 ％を超えると強度は高くなるが、焼入れ性が大きく
なりすぎてラス状組織となり、テンパー部の靱性が劣化
するために1.6％を上限とした。
ら溶接金属中に入るが、Siが0.6 ％を超えると、ＱＴ部
およびテンパー部のいずれにおいても溶接金属の靱性が
低下するために0.6 ％を上限とした。 Mn：Mnは溶接金属の脱酸の上では不可欠の元素であると
同時に強度、靱性の上からも重要な元素であるが、Mnが
1.6 ％を超えると強度は高くなるが、焼入れ性が大きく
なりすぎてラス状組織となり、テンパー部の靱性が劣化
するために1.6％を上限とした。
【００２０】Ｐ：Ｐは溶接金属の靱性を劣化させる元素
であるため少ないほうが好ましく、溶接金属の靱性低下
を防止するためには0.02％以下とすべきである。 Ｓ：ＳもＰと同様に溶接金属の靱性を劣化させる元素で
あるため少ないほうが好ましく、溶接金属の靱性低下を
防止するためには0.02％以下とすべきである。 Nb：溶接金属に含まれているNbは、溶接材料から添加さ
れているのではなく、母材から希釈されることによって
添加されている。本来、溶接金属の靱性確保の点からは
少ないほうがよく、0.05％を上限とすべきである。
であるため少ないほうが好ましく、溶接金属の靱性低下
を防止するためには0.02％以下とすべきである。 Ｓ：ＳもＰと同様に溶接金属の靱性を劣化させる元素で
あるため少ないほうが好ましく、溶接金属の靱性低下を
防止するためには0.02％以下とすべきである。 Nb：溶接金属に含まれているNbは、溶接材料から添加さ
れているのではなく、母材から希釈されることによって
添加されている。本来、溶接金属の靱性確保の点からは
少ないほうがよく、0.05％を上限とすべきである。
【００２１】Al：Alは溶接金属を脱酸させるために含有
されているが、0.02％を超えると溶接金属の靱性を劣化
させるので0.02％以下とすべきである。 Ni：Niは、前記のように、溶接金属の靱性の面からは良
好な元素であるが、溶接時に高温割れを起こしやすく、
また高温割れを起こさないまでも高温割れの感受性を著
しく高める元素であるばかりか、Niは硫化物応力腐食割
れを非常に起こしやすい元素であるために、Niが0.4 ％
以上も多量に添加されている溶接金属を有するようなベ
ンド鋼管ではサワーの環境で使用する場合の材料として
は全く役に立たないために、その上限を0.4 ％とした。
されているが、0.02％を超えると溶接金属の靱性を劣化
させるので0.02％以下とすべきである。 Ni：Niは、前記のように、溶接金属の靱性の面からは良
好な元素であるが、溶接時に高温割れを起こしやすく、
また高温割れを起こさないまでも高温割れの感受性を著
しく高める元素であるばかりか、Niは硫化物応力腐食割
れを非常に起こしやすい元素であるために、Niが0.4 ％
以上も多量に添加されている溶接金属を有するようなベ
ンド鋼管ではサワーの環境で使用する場合の材料として
は全く役に立たないために、その上限を0.4 ％とした。
【００２２】Ｎ：Ｎは溶接金属の靱性向上には有害であ
るために低いほうが好ましく、0.01％を上限とすべきで
ある。 Ｏ：Ｏは溶接のまま、ＱＴおよびテンパー時のいずれの
状態においても溶接金属の靱性に大きく影響し、0.035
％を超えるような場合は溶接金属の靱性を劣化させるた
めに、0.035 ％を上限とした。
るために低いほうが好ましく、0.01％を上限とすべきで
ある。 Ｏ：Ｏは溶接のまま、ＱＴおよびテンパー時のいずれの
状態においても溶接金属の靱性に大きく影響し、0.035
％を超えるような場合は溶接金属の靱性を劣化させるた
めに、0.035 ％を上限とした。
【００２３】上記のような基本的成分組成のものに対
し、任意成分として添加される各成分については以下の
とおりである。 Mo：Moは溶接ままの溶接金属靱性を向上させるのに有効
な元素であるが、ＱＴ時には著しい硬化元素であるため
に靱性低下を招くのでこれらのバランスから0.5 ％を上
限とすべきである。
し、任意成分として添加される各成分については以下の
とおりである。 Mo：Moは溶接ままの溶接金属靱性を向上させるのに有効
な元素であるが、ＱＴ時には著しい硬化元素であるため
に靱性低下を招くのでこれらのバランスから0.5 ％を上
限とすべきである。
【００２４】Ti：Tiは高温加熱時にオーステナイト粒の
成長を抑制するとともに、冷却途中に生成するフェライ
ト粒を細かくする作用が顕著であるが、0.05％を超える
と組織が劣化して靱性が大幅に劣化するために上限を0.
05％とした。 Ｂ：Ｂは溶接ままおよびテンパー時の溶接金属の靱性向
上には効果的な元素であるが、Ｂ量が0.003 ％を超える
とＱＴ時の組織が劣化して靱性が劣化するため上限を0.
003 ％とした。
成長を抑制するとともに、冷却途中に生成するフェライ
ト粒を細かくする作用が顕著であるが、0.05％を超える
と組織が劣化して靱性が大幅に劣化するために上限を0.
05％とした。 Ｂ：Ｂは溶接ままおよびテンパー時の溶接金属の靱性向
上には効果的な元素であるが、Ｂ量が0.003 ％を超える
とＱＴ時の組織が劣化して靱性が劣化するため上限を0.
003 ％とした。
【００２５】Cu：Cuは溶接ワイヤから不純物として溶接
金属内に添加されるが、0.5 ％を超えると溶接金属に凝
固割れが生ずるようになるので、0.5 ％を上限とした。 Ｐcmの限定理由は以下のとおりである。鋼管の溶接性を
表す指標として従来からＰcmが用いられていることは良
く知られており、耐サワー鋼管用の溶接金属としては本
来Ｐcmが低いほうが好ましい。しかしながら、Ｐcmが0.
07％未満の溶接金属においては、ＱＴ時には充分な靱性
が得られるものの、溶接金属の焼入れ性が低いために、
テンパー部ではその組織が初析フェライト主体の組織に
なり、充分な靱性が得られないばかりか強度を満足させ
ることも困難である。すなわち、図１はＰcmと溶接金属
の靱性の関係を表したグラフであるが、図１から、Ｐcm
＝0.07％ではテンパー部、ＱＴ部ともに充分な靱性が得
られているが、Ｐcm＝0.05％ではテンパー部の靱性が劣
化していることが明らかであるために、Ｐcmの下限を0.
07％とした。
金属内に添加されるが、0.5 ％を超えると溶接金属に凝
固割れが生ずるようになるので、0.5 ％を上限とした。 Ｐcmの限定理由は以下のとおりである。鋼管の溶接性を
表す指標として従来からＰcmが用いられていることは良
く知られており、耐サワー鋼管用の溶接金属としては本
来Ｐcmが低いほうが好ましい。しかしながら、Ｐcmが0.
07％未満の溶接金属においては、ＱＴ時には充分な靱性
が得られるものの、溶接金属の焼入れ性が低いために、
テンパー部ではその組織が初析フェライト主体の組織に
なり、充分な靱性が得られないばかりか強度を満足させ
ることも困難である。すなわち、図１はＰcmと溶接金属
の靱性の関係を表したグラフであるが、図１から、Ｐcm
＝0.07％ではテンパー部、ＱＴ部ともに充分な靱性が得
られているが、Ｐcm＝0.05％ではテンパー部の靱性が劣
化していることが明らかであるために、Ｐcmの下限を0.
07％とした。
【００２６】また、図１に示されるように、Ｐcmが0.21
％超となるような溶接金属の場合は、テンパー部の特性
は良好であるが、ＱＴ時に焼入れ性が高すぎるために上
部ベイナイト組織となり、靱性が著しく劣化することが
わかる。したがって、Ｐcmの上限を0.21％とした。次に
熱処理条件の限定理由について説明する。この発明にお
いては、ベンド鋼管曲げ部の焼入れ温度をAc3 〜1100℃
の温度範囲にする。これは、焼入れ温度がAc3 点未満の
場合は溶接金属の組織はオーステナイト組織にフェライ
ト組織が混入した組織となるために強度が低下し、1100
℃を超えると溶接金属の強度は充分であるがオーステナ
イト組織が粗粒化するために靱性が劣化するからであ
る。
％超となるような溶接金属の場合は、テンパー部の特性
は良好であるが、ＱＴ時に焼入れ性が高すぎるために上
部ベイナイト組織となり、靱性が著しく劣化することが
わかる。したがって、Ｐcmの上限を0.21％とした。次に
熱処理条件の限定理由について説明する。この発明にお
いては、ベンド鋼管曲げ部の焼入れ温度をAc3 〜1100℃
の温度範囲にする。これは、焼入れ温度がAc3 点未満の
場合は溶接金属の組織はオーステナイト組織にフェライ
ト組織が混入した組織となるために強度が低下し、1100
℃を超えると溶接金属の強度は充分であるがオーステナ
イト組織が粗粒化するために靱性が劣化するからであ
る。
【００２７】また、加熱したのち300 ℃以下までの冷却
速度が50℃/secを超えるような場合には、溶接金属に焼
きが入りすぎて、その組織が上部ベイナイト主体の組織
となり、ＱＴ部の靱性を著しく劣化させるために、300
℃以下までの冷却速度を50℃/sec以下とした。ただし、
この冷却速度は曲げ加工装置と溶接金属の化学組成およ
び板厚に大きく影響を受けるものであり、たとえば板厚
が非常に薄い場合は冷却速度はこの範囲外になることも
あり得るが、上記のように、冷却速度を限定する主旨は
溶接金属の組織を上部ベイナイト組織にしないことにあ
るため、溶接金属の組織が上部ベイナイト主体の組織に
ならないような冷却速度であればこの範囲外であっても
問題ないことはいうまでもない。
速度が50℃/secを超えるような場合には、溶接金属に焼
きが入りすぎて、その組織が上部ベイナイト主体の組織
となり、ＱＴ部の靱性を著しく劣化させるために、300
℃以下までの冷却速度を50℃/sec以下とした。ただし、
この冷却速度は曲げ加工装置と溶接金属の化学組成およ
び板厚に大きく影響を受けるものであり、たとえば板厚
が非常に薄い場合は冷却速度はこの範囲外になることも
あり得るが、上記のように、冷却速度を限定する主旨は
溶接金属の組織を上部ベイナイト組織にしないことにあ
るため、溶接金属の組織が上部ベイナイト主体の組織に
ならないような冷却速度であればこの範囲外であっても
問題ないことはいうまでもない。
【００２８】曲げ部および直線部のテンパー処理は、40
0 〜550 ℃に10分以上加熱したのち0.03℃/sec以上の冷
却速度で冷却する方法であり、この限定理由は以下の如
くである。すなわち、図２は溶接金属の靱性に及ぼすテ
ンパー温度の影響を示したものであるが、テンパーはAc
1 点以下の温度である600 ℃付近で行われるのが一般的
である。しかしながら図２から理解できるように、600
℃でテンパーした場合の溶接金属の靱性劣化は大きく-3
0 ℃での吸収エネルギー値は100J以下である。これに対
して400 ℃から550 ℃でテンパーした場合には靱性劣化
が抑制されており、-30 ℃での吸収エネルギー値が平均
100J以上になるような溶接金属が得られている。また、
400 ℃以下でテンパーした場合には靱性が劣化する傾向
が認められ、テンパー処理温度を400 〜550 ℃に限定し
た。
0 〜550 ℃に10分以上加熱したのち0.03℃/sec以上の冷
却速度で冷却する方法であり、この限定理由は以下の如
くである。すなわち、図２は溶接金属の靱性に及ぼすテ
ンパー温度の影響を示したものであるが、テンパーはAc
1 点以下の温度である600 ℃付近で行われるのが一般的
である。しかしながら図２から理解できるように、600
℃でテンパーした場合の溶接金属の靱性劣化は大きく-3
0 ℃での吸収エネルギー値は100J以下である。これに対
して400 ℃から550 ℃でテンパーした場合には靱性劣化
が抑制されており、-30 ℃での吸収エネルギー値が平均
100J以上になるような溶接金属が得られている。また、
400 ℃以下でテンパーした場合には靱性が劣化する傾向
が認められ、テンパー処理温度を400 〜550 ℃に限定し
た。
【００２９】次に図３は、テンパー後の溶接金属の靱性
と冷却速度の関係を示したのであるが、溶接金属を加熱
したのち、100 ℃までを0.01℃/secで冷却した場合に
は、溶接金属の靱性が著しく劣化することが伺えるが、
100 ℃までを0.03℃/sec以上で冷却すれば溶接金属は高
靱性を保つ傾向が認められるためテンパー後の100 ℃ま
での冷却速度を0.03℃/sec以上に限定した。さらに、テ
ンパーの時間があまりにも短いと、テンパーにより応力
を除去する効果がなくなるが、テンパーの時間が10分以
上あればその効果が現れると考えられるために、テンパ
ー時間は最低10分以上とした。
と冷却速度の関係を示したのであるが、溶接金属を加熱
したのち、100 ℃までを0.01℃/secで冷却した場合に
は、溶接金属の靱性が著しく劣化することが伺えるが、
100 ℃までを0.03℃/sec以上で冷却すれば溶接金属は高
靱性を保つ傾向が認められるためテンパー後の100 ℃ま
での冷却速度を0.03℃/sec以上に限定した。さらに、テ
ンパーの時間があまりにも短いと、テンパーにより応力
を除去する効果がなくなるが、テンパーの時間が10分以
上あればその効果が現れると考えられるために、テンパ
ー時間は最低10分以上とした。
【００３０】
【実施例】本発明によるものの具体的な製造例について
説明すると以下のとおりである。本発明者らの用いた供
試鋼板はいずれも板厚18.9mmであり、表１に示すよう
に、0.05Ｃ−0.3Si −1.2Mn −0.05Nb−0.2Ni 系鋼板Ａ
と、 0.1Ｃ−0.3Si −1.4Mn −0.02Nb−0.2Ni 系鋼板Ｂ
とをそれぞれ４電極サブマージアーク溶接法により両面
一層溶接し、試験片とした。その溶接条件は、前記鋼板
の内面側に4.9mm 、外面側に7.8mm で各45°と40°の開
先を形成し、内面は前極から溶接電流−電圧をそれぞれ
1050Ａ−35Ｖ、 820Ａ−38Ｖ、 630Ａ−38Ｖ、 500Ａ−
38Ｖ、溶接速度1750mm/min、外面は1130Ａ−35Ｖ、 940
Ａ−38Ｖ、 790Ａ−38Ｖ、 600Ａ−38Ｖ、溶接速度1800
mm/minで溶接した。
説明すると以下のとおりである。本発明者らの用いた供
試鋼板はいずれも板厚18.9mmであり、表１に示すよう
に、0.05Ｃ−0.3Si −1.2Mn −0.05Nb−0.2Ni 系鋼板Ａ
と、 0.1Ｃ−0.3Si −1.4Mn −0.02Nb−0.2Ni 系鋼板Ｂ
とをそれぞれ４電極サブマージアーク溶接法により両面
一層溶接し、試験片とした。その溶接条件は、前記鋼板
の内面側に4.9mm 、外面側に7.8mm で各45°と40°の開
先を形成し、内面は前極から溶接電流−電圧をそれぞれ
1050Ａ−35Ｖ、 820Ａ−38Ｖ、 630Ａ−38Ｖ、 500Ａ−
38Ｖ、溶接速度1750mm/min、外面は1130Ａ−35Ｖ、 940
Ａ−38Ｖ、 790Ａ−38Ｖ、 600Ａ−38Ｖ、溶接速度1800
mm/minで溶接した。
【００３１】
【表１】
【００３２】サブマージアーク溶接用の溶接ワイヤとし
ては、表２に示すような化学組成を有する溶接ワイヤを
使用し、フラックスとしては表３に示すような高塩基性
フラックスを使用した。また、該フラックスにMn、Niあ
るいはCu粉を添加したものを使用した。
ては、表２に示すような化学組成を有する溶接ワイヤを
使用し、フラックスとしては表３に示すような高塩基性
フラックスを使用した。また、該フラックスにMn、Niあ
るいはCu粉を添加したものを使用した。
【００３３】
【表２】
【００３４】
【表３】
【００３５】このようにして得られた溶接金属の化学組
成は次の表４のとおりであった。ア〜カが本発明の範囲
内のものであり、キ〜サがその範囲から外れるものであ
る。
成は次の表４のとおりであった。ア〜カが本発明の範囲
内のものであり、キ〜サがその範囲から外れるものであ
る。
【００３６】
【表４】
【００３７】この溶接金属に付与された熱処理条件は表
５のとおりである。表５中、実施例Ａ〜Ｅは本発明にて
規定した熱処理範囲内のもの、比較例Ｆ〜Ｊはその範囲
から外れるものである。表中、Ｑ処理とあるのは曲げ加
工時に付与される焼入れ条件、Ｔ処理とあるのはテンパ
ー条件を表す。
５のとおりである。表５中、実施例Ａ〜Ｅは本発明にて
規定した熱処理範囲内のもの、比較例Ｆ〜Ｊはその範囲
から外れるものである。表中、Ｑ処理とあるのは曲げ加
工時に付与される焼入れ条件、Ｔ処理とあるのはテンパ
ー条件を表す。
【００３８】
【表５】
【００３９】ここで、表４に示す組成の溶接金属を有す
る試験片を用いて、表５に示す熱処理条件で曲げ加工お
よびテンパー処理に相当する熱履歴を付与した後、該溶
接金属の機械的性質を調べた結果を、つぎの表６〜表７
に示した。
る試験片を用いて、表５に示す熱処理条件で曲げ加工お
よびテンパー処理に相当する熱履歴を付与した後、該溶
接金属の機械的性質を調べた結果を、つぎの表６〜表７
に示した。
【００４０】
【表６】
【００４１】
【表７】
【００４２】表６において、実施例No. １〜５は本発明
にて規定した範囲内のもの、比較例No. ６〜10は熱処理
範囲が本発明にて規定した範囲から外れるものである。
実施例No. １〜５はいずれも溶接金属のＱＴ部とテンパ
ー部との双方とも-30℃においてシャルピー吸収エネル
ギーが100J以上である。また、各実施例では充分な引張
強度を有している。すなわち、本発明にて規定した範囲
内のものであれば溶接のままおよびＱＴ後およびテンパ
ー後のいずれの状態においても高強度、高靱性を得てい
ることは明らかである。
にて規定した範囲内のもの、比較例No. ６〜10は熱処理
範囲が本発明にて規定した範囲から外れるものである。
実施例No. １〜５はいずれも溶接金属のＱＴ部とテンパ
ー部との双方とも-30℃においてシャルピー吸収エネル
ギーが100J以上である。また、各実施例では充分な引張
強度を有している。すなわち、本発明にて規定した範囲
内のものであれば溶接のままおよびＱＴ後およびテンパ
ー後のいずれの状態においても高強度、高靱性を得てい
ることは明らかである。
【００４３】これに対して、比較例No. ６はテンパー時
の冷却速度が0.02℃/secであり、比較例No. ８はテンパ
ー時の冷却速度が0.02℃/secであり、かつテンパー温度
が550 ℃を超えており、比較例No. ９はテンパー温度が
550 ℃を超えており、比較例No. 10はテンパー温度が40
0 ℃未満であり、比較例No. ７は曲げ加工時の加熱温度
が1100℃を超えており、いずれもこの発明に規定した組
成の範囲外であるため、-30 ℃において、シャルピー衝
撃試験における衝撃エネルギーが、ＱＴ部あるいはテン
パー部で100J以下になっている。
の冷却速度が0.02℃/secであり、比較例No. ８はテンパ
ー時の冷却速度が0.02℃/secであり、かつテンパー温度
が550 ℃を超えており、比較例No. ９はテンパー温度が
550 ℃を超えており、比較例No. 10はテンパー温度が40
0 ℃未満であり、比較例No. ７は曲げ加工時の加熱温度
が1100℃を超えており、いずれもこの発明に規定した組
成の範囲外であるため、-30 ℃において、シャルピー衝
撃試験における衝撃エネルギーが、ＱＴ部あるいはテン
パー部で100J以下になっている。
【００４４】表７の比較例No. 11〜18は、熱処理条件は
本発明の範囲内であるが、溶接金属の化学組成が本発明
の範囲から外れる場合の比較例である。比較例No. 11、
12は溶接金属内のＣが0.10％を超える場合、比較例No.
13、14は溶接金属内のMnが1.6 ％を超える場合であり、
いずれも本発明で規定した化学組成の範囲外であるた
め、ＱＴ部あるいはテンパー部における-30 ℃のシャル
ピー吸収エネルギーが100J未満となり、靱性が劣化して
いることが明らかである。また、比較例No. 15、16は溶
接金属内のNiが0.4 ％を超える場合であり、前記のよう
に耐SSC 性が著しく劣化していることが伺える。さらに
比較例No. 17はＰcmが0.21％を超えるためにＱＴ部に於
ける-30 ℃のシャルピー吸収エネルギーが100J未満であ
り、比較例No. 18はＰcmが0.07％未満であるためにテン
パー部における-30 ℃のシャルピー吸収エネルギーが10
0J未満となっており、いずれも不適であることがわか
る。
本発明の範囲内であるが、溶接金属の化学組成が本発明
の範囲から外れる場合の比較例である。比較例No. 11、
12は溶接金属内のＣが0.10％を超える場合、比較例No.
13、14は溶接金属内のMnが1.6 ％を超える場合であり、
いずれも本発明で規定した化学組成の範囲外であるた
め、ＱＴ部あるいはテンパー部における-30 ℃のシャル
ピー吸収エネルギーが100J未満となり、靱性が劣化して
いることが明らかである。また、比較例No. 15、16は溶
接金属内のNiが0.4 ％を超える場合であり、前記のよう
に耐SSC 性が著しく劣化していることが伺える。さらに
比較例No. 17はＰcmが0.21％を超えるためにＱＴ部に於
ける-30 ℃のシャルピー吸収エネルギーが100J未満であ
り、比較例No. 18はＰcmが0.07％未満であるためにテン
パー部における-30 ℃のシャルピー吸収エネルギーが10
0J未満となっており、いずれも不適であることがわか
る。
【００４５】また、表７の実施例No. 19〜21は表４に示
すように、溶接金属にTi、Ｂ、Mo、Cuのいずれか１種あ
るいは２種以上を含む場合、これら元素を含まない表６
の実施例No. １に比べて、溶接金属の低温靱性がさらに
向上している。
すように、溶接金属にTi、Ｂ、Mo、Cuのいずれか１種あ
るいは２種以上を含む場合、これら元素を含まない表６
の実施例No. １に比べて、溶接金属の低温靱性がさらに
向上している。
【００４６】
【発明の効果】以上説明したような本発明によるときは
ＱＴ処理後の溶接金属とテンパー処理後の溶接金属とも
に高張力化と同時に優れた低温衝撃靱性を満足させ得る
ものであり、サワーの環境でも使用できる上に、また好
ましい低コスト化を図って溶接ベンド鋼管を製造し得る
ものであって、工業的にその効果は極めて大きい発明で
ある。
ＱＴ処理後の溶接金属とテンパー処理後の溶接金属とも
に高張力化と同時に優れた低温衝撃靱性を満足させ得る
ものであり、サワーの環境でも使用できる上に、また好
ましい低コスト化を図って溶接ベンド鋼管を製造し得る
ものであって、工業的にその効果は極めて大きい発明で
ある。
【図面の簡単な説明】
【図１】焼入れ・焼戻し部と焼戻し部のＰcmとvE-30 の
関係を示す特性図。
関係を示す特性図。
【図２】焼戻し温度とvE-30 の関係を示す特性図。
【図３】焼戻し後の冷却速度とvE-30 の関係を示す特性
図。
図。
【図４】ベンド鋼管の熱処理の説明図。
【図５】実施例での溶接開先形状を示す説明図。
フロントページの続き (72)発明者 阪口 修一 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 (72)発明者 山口 忠政 東京都千代田区内幸町２丁目２番３号 川 崎製鉄株式会社内
Claims (2)
- 【請求項１】 mass％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.5
％以下、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02
％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.1 ％以下、Ni：0.4 ％
以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.0035％以下を含み、さ
らにTi：0.05％以下、Mo：0.5 ％以下の１種または２種
を含有し、残部が不可避的不純物およびFeからなる母材
に低酸素系フラックスおよび低炭素Ti-B系溶接ワイヤを
用いて内外面に１パス潜孤溶接を行い、その後曲げ加工
し、さらに熱処理する熱間ベンド鋼管の製造方法であっ
て、 該熱間ベンド鋼管の溶接金属が、Ｃ：0.02〜0.10％、S
i：0.6 ％以下、Mn：1.60％以下、Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.02％以下、N
i：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.035 ％以下
を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、か
つ溶接金属のＰcmが0.07％以上、0.21％以下となるよう
に溶接し、その後Ac3 〜1100℃の温度に加熱してから曲
げ加工し、さらにその後、300 ℃以下の温度まで50℃/s
ec以下の速度で強制冷却したのち、鋼管全体を400 ℃か
ら550 ℃の温度で10分以上加熱して0.03℃/sec以上の冷
却速度で冷却することを特徴とする高強度熱間ベンド鋼
管の製造方法。 - 【請求項２】 mass％で、Ｃ：0.02〜0.10％、Si：0.5
％以下、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ｐ：0.02％以下、Ｓ：0.02
％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.1 ％以下、Ni：0.4 ％
以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.0035％以下を含み、さ
らにTi：0.05％以下、Mo：0.5 ％以下の１種または２種
を含有し、残部が不可避的不純物およびFeからなる母材
に低酸素系フラックスおよび低炭素Ti-B系溶接ワイヤを
用いて内外面に１パス潜孤溶接を行い、その後曲げ加工
し、さらに熱処理する熱間ベンド鋼管の製造方法であっ
て、 該熱間ベンド鋼管の溶接金属が、Ｃ：0.02〜0.10％、S
i：0.6 ％以下、Mn：1.60％以下、Ｐ：0.02％以下、
Ｓ：0.02％以下、Nb：0.05％以下、Al：0.02％以下、N
i：0.4 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｏ：0.035 ％以下
を含有すると共に、さらにMo：0.5 ％以下、Ti：0.05％
以下、B ：0.0030％以下、Cu：0.5 ％以下のいずれか１
種または２種以上を含有し、残部がFeおよび不可避的不
純物からなり、かつ溶接金属のＰcmが0.07％以上、0.21
％以下となるように溶接し、その後Ac3〜1100℃の温度
に加熱してから曲げ加工し、さらにその後、300 ℃以下
の温度まで50℃/sec以下の速度で強制冷却したのち、鋼
管全体を400 ℃から550 ℃の温度で10分以上加熱して0.
03℃/sec以上の冷却速度で冷却することを特徴とする高
強度熱間ベンド鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19044395A JP3887832B2 (ja) | 1994-07-27 | 1995-07-26 | 高強度熱間ベンド鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17524894 | 1994-07-27 | ||
| JP6-175248 | 1994-07-27 | ||
| JP19044395A JP3887832B2 (ja) | 1994-07-27 | 1995-07-26 | 高強度熱間ベンド鋼管の製造方法 |
Publications (2)
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