JPH09295067A - 優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高強度と溶接部の低温靱性に優れたベンド管
の製造方法を提供する。 【解決手段】 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−Ｎｂ−微量Ｔｉを
含み、かつＡｌ、Ｎ、酸素、Ｔｉ量のバランスを考慮し
た溶接金属部を有する鋼管を加熱後、曲げ加工しながら
その直後に焼入れ処理する。溶接部の低温靱性に優れた
高強度ベンド管（ＡＰＩ規格Ｘ６５以上）を安価に製造
できる。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ６５
以上の強度と溶接部の靱性に優れたベンド管（曲がり
管）の製造法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】原油・天然ガスを輸送するパイプライン
に使用するラインパイプ（直管）や異形管（ベンド管、
エルボー管、Ｔ字管など）には、安全性の観点から優れ
た強度、低温靱性、溶接性などが求められる。特にパイ
プライン敷設域の寒冷地化や深海化にともない、例えば
−６０℃での低温靱性の確保や、厚肉化が要求されるよ
うになっている。

【０００３】従来、ベンド管などは、直管に比較して鋼
管の機械的性質（強度、低温靱性など）が劣化するた
め、特開昭６２−１０２１２号公報、特開平４−１５４
９１３号公報、特開平７−３３３０号公報、特開平５−
２７９７４３号公報、特開昭５９−２３２２２５号公
報、特開昭６１−１１７２２３号公報などに示されるよ
うに、ベンド管の機械的性質を改善する方法が種々提案
されている。

【０００４】例えば、特開昭６２−１０２１２号公報、
特開平４−１５４９１３号公報、特開平７−３３３０号
公報、特開平５−２７９７４３号公報に記載のものは、
鋼管を加熱後、曲げ加工しながら焼入れした後、特定の
範囲内で焼戻し処理する方法である。しかしながら、こ
れらの方法は、焼戻し処理が必須であるため、生産性や
製造コストの観点から問題があった。

【０００５】また、特開昭６１−１１７２２３号公報に
は、特定の成分の溶接金属を有する鋼管から焼戻し処理
を省略してベンド管を製造する方法が開示されている。
しかしながら、厚みが２０ｍｍ超の厚肉になると鋼管を
溶接する際に必然的に溶接入熱を大きくしなければなら
ず、溶接金属部の強度と良好な低温靱性を確保するため
には、新たな溶接金属成分の適正値を求める必要があ
る。すなわち、溶接入熱が大きくなると溶接後の冷却速
度が遅くなるため、旧オーステナイト（γ）粒界から粗
大な粒界フェライトが生成して強度・低温靱性が劣化す
る。そこで、生産性に優れ、高強度でかつ低温での優れ
た溶接部靱性を有するベンド管の開発が強く望まれてい
た。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、生産性に優
れ、高強度でかつ低温での優れた溶接部靱性を有するベ
ンド管の製造技術を安価に提供することを目的とするも
のである。

【０００７】

【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
とするところは下記のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：１．６超〜２．２％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜
０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．
００１〜０．０１０％、Ｏ：０．０４％以下を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ下記の式
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲に
ある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１０００℃に
加熱後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴と
する優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製
造法。

【０００８】 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ （２）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：１．６超〜２．２％、Ｐ：０．０
１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜
０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０
０５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．
００１〜０．０１０％、Ｏ：０．０４％以下を含有し、
さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：０．１〜１．０
％、Ｍｏ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０
％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％、Ｃａ：０．００
１〜０．００５％のうち１種または２種以上を含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ下記の式
で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲に
ある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１０００℃に
加熱後、曲げ加工しながら直ちに急冷することを特徴と
する優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製
造法。

【０００９】 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ 以下に、本発明の優れた溶接金属部靱性を有する高強度
ベンド管の製造法について詳細に説明する。従来より、
低炭素−Ｎｂ系鋼管を加熱後、曲げ加工しながら焼入れ
処理することにより高強度と良好な低温靱性を確保でき
ることが知られている（特開平１−４４７６９号公
報）。しかしながら、極厚化した場合、溶接入熱が必然
的に大きくなり溶接後の冷却速度が小さくなるため、粗
大な粒界フェライト等が生成して溶接金属部の低温靱性
は劣化する。このため、さらに合金元素量の増加が必要
となる。しかしながら、単に溶接金属の合金元素量を増
加させた場合は、敷設現地での中継ぎ溶接の時に、鋼管
長手方向溶接（シーム溶接）と現地での中継ぎ溶接が交
差した部分（Ｔ−クロス部）の硬さが高くなり、割れ等
の問題が生じる。

【００１０】そこで、本発明者らは、極厚高強度ベンド
管溶接部の低温靱性を改善し、Ｔ−クロス部の硬さを低
減するために鋭意研究した結果、本発明を完成するに至
った。すなわち、本発明は、（１）低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ
−Ｎｂ−微量Ｔｉを含み、かつＡｌ、Ｎ、酸素、Ｔｉ量
のバランスを考慮して各添加量を適正化した溶接金属成
分を有する鋼管であること、（２）この鋼管を加熱後、
曲げ加工しながら、その直後に焼入れ処理すること、を
特徴とする。これによって、高強度と優れた低温靱性、
さらにはＴ−クロス部の低硬度化を同時に達成できる。

【００１１】鋼管長手方向の溶接金属部の低温靱性は、
（１）結晶粒のサイズ、（２）島状マルテンサイトなど
の硬化相の分散状態など種々の冶金学的要因に支配され
る。特に極厚化するほど溶接入熱が大きくなるため、溶
接後の冷却速度が必然的に小さくなり、粗大なフェライ
トなどが生成して低温靱性が劣化する。この場合、合金
元素の添加量を増加させて、粗大な粒界フェライトの生
成を抑制することが必須である。しかしながら、合金元
素添加量の増加はＴ−クロス部での硬さの上昇を招くた
め、添加する合金元素の種類と添加量の適正化が重要と
なる。特にＭｎとＣｒを同時に添加させることが、安価
でかつ長手方向溶接金属部の粗大な粒界フェライトの抑
制による低温靱性の改善とＴ−クロス部の低硬度化に極
めて有効であることを本発明者らは見出した。また、Ａ
ｌ、Ｎ、酸素およびＴｉ量のバランスを適正化すること
により、低温靱性を飛躍的に改善できることがわかっ
た。すなわち、Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋
３．４Ｎ｝−Ｔｉで表される式において、Ｐ値が−０．
０１０〜０．０１０％になるように各成分を適正化する
ことにより、低温靱性が向上する。

【００１２】以上のような効果を十分に発揮させるため
には、Ｍｎ量は１．６超〜２．２％、Ｃｒ量は０．０５
〜０．５％とする必要がある。ＭｎおよびＣｒ量が少な
い場合には、厚手材において溶接入熱が大きくなって溶
接後の冷却速度が小さくなり、粗大な粒界フェライトが
生成して低温靱性が劣化する。粗大な粒界フェライトを
抑制するためには、Ｍｎ量は１．６％超、Ｃｒ量は０．
０５％以上が必要である。一方で、ＭｎおよびＣｒ量が
多くなると、焼入れ性が大きくなり、島状マルテンサイ
トが生成して低温靱性を劣化させるため、その上限の値
を、それぞれＭｎは２．２％、Ｃｒは０．５％とした。

【００１３】さらに、低温靱性を改善するためにＰ値を
適正化する必要がある。Ｐ値はＴｉ量の過不足を示した
もので、Ｐ値が低い（マイナス）場合には、Ｔｉが過剰
に添加されていることになり、ＴｉＣなどの析出硬化に
より低温靱性が劣化する。一方、Ｐ値が高い（プラス）
場合には、Ｔｉ量が不足（または酸素量が過剰）してい
るため、低温靱性が劣化する。良好な低温靱性を得るた
めには、Ｐ値を−０．０１０〜０．０１０％にする必要
がある。

【００１４】Ａｌは、通常、脱酸剤として鋼に含まれる
元素であり、組織の微細化にも効果を有する。しかし、
Ａｌ量が０．０５％を超えるとＡｌ系非金属介在物が増
加して鋼の清浄度を害するので、上限を０．０５％とし
た。Ｔｉ添加は微細なＴｉ酸化物やＴｉＮを形成し、再
加熱時のオーステナイト粒の粗大化の抑制や、γ−α変
態時の粒内変態フェライトの生成核としてミクロ組織を
微細化し、低温靱性を改善する。このような効果を発現
させるためには、最低０．００５％のＴｉ添加が必要で
ある。しかし、Ｔｉ量が多過ぎると、ＴｉＣによる析出
硬化が生じ、低温靱性が劣化するので、その上限は０．
０３０％に限定しなければならない。

【００１５】ＮはＴｉＮを形成して再加熱時のオーステ
ナイト粒の粗大化を抑制して低温靱性を向上させる。こ
のために必要な最小量は０．００１％である。しかし、
Ｎ量が多過ぎると固溶Ｎの増加による靱性劣化の原因と
なるので、その上限は０．０１０％に抑える必要があ
る。Ｏ量の低減は鋼中の酸化物を少なくして、低温靱性
の改善に効果がある。従って、Ｏ量は低いほど好まし
い。Ｏ量が多すぎると鋼の清浄度が劣化し、低温靱性が
劣化するので、その上限の値を０．０４％とする。

【００１６】次に、本発明のその他の成分元素の限定理
由について説明する。Ｃの下限０．０３％は、溶接部の
強度、低温靱性の確保ならびにＮｂ、Ｖ添加による析出
硬化、結晶粒の微細化効果を発揮させるための最小量で
ある。しかし、Ｃ量が多過ぎると低温靱性、現地溶接性
（Ｔ−クロス部の硬さ）の著しい劣化を招くので、上限
を０．１０％とした。

【００１７】Ｓｉは脱酸や強度向上のために添加する元
素であるが、多く添加すると低温靱性を劣化させるの
で、上限を０．３％とした。溶接金属の脱酸はＴｉある
いはＡｌのみでも十分である。Ｎｂは結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靱化する作用を有する。この
効果を発揮させるための最小量として、その下限を０．
０１％とした。しかし、０．１０％を超えるＮｂ添加
は、現地溶接性や低温靱性に悪影響を及ぼすので、その
上限を０．１０％とした。

【００１８】さらに、本発明では不純物元素であるＰ、
Ｓ量を、それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０３
０％以下とする。その主たる理由は、低温靱性をより一
層向上させるためである。Ｐ量の低減は溶接金属が凝固
する際の偏析を低減し、粒界破壊を防止して低温靱性を
向上させる。また、Ｓ量の低減は延靱性を向上させる効
果がある。従って、Ｐ、Ｓ量は低いほど好ましい。

【００１９】次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａを
添加する理由について説明する。基本となる成分にさら
にこれらの元素を添加する主たる目的は、本発明鋼の優
れた特徴を損なうことなく、製造可能な板厚の拡大や強
度・靱性などの特性の向上を図るためである。従って、
その添加量は自ら制限されるべき性質のものである。

【００２０】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼
の強度を低温靱性を劣化させることなく向上させるため
である。この効果を発揮させるためには、０．１％以上
の添加が必要である。しかし、添加量が多すぎると経済
性だけでなく、現地溶接性や低温靱性などを劣化させる
ので、その上限を１．０％とした。ＣｕはＮｉとほぼ同
様の効果を持つとともに、耐食性、耐水素誘起割れ特性
の向上にも効果がある。また、Ｃｕ析出硬化によって強
度を大幅に増加させる。この効果を発揮させるために
は、０．１％以上の添加が必要である。しかし、過剰に
添加すると、析出硬化により低温靱性の低下が生じるの
で、その上限を１．０％とした。

【００２１】Ｍｏは溶接部の強度を増加させる効果があ
る。このような効果を得るためには、Ｍｏは最低０．１
％が必要である。しかし、過剰なＭｏ添加は低温靱性、
現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とし
た。ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。この効果を発
揮させるためには、０．０１％以上のＶ添加が必要であ
る。Ｖの上限は、現地溶接性、低温靱性の観点から０．
１０％まで許容できる。

【００２２】Ｂは極微量で鋼の焼入れ性を飛躍的に高め
る。このような効果を得るためには、Ｂは最低でも０．
０００３％が必要である。一方、過剰に添加すると、低
温靱性を劣化させるだけでなく、却ってＢの焼入れ性向
上効果を消失せしめることもあるので、その上限を０．
００３％とした。Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御
し、低温靱性を向上（シャルピー試験における吸収エネ
ルギーの増加など）させる。しかし、Ｃａ量が０．００
１％未満では実用上の効果がなく、また０．００５％を
超えて添加すると、ＣａＯ−ＣａＳが大量に生成して、
クラスター、大型介在物となり、鋼の清浄度を害するだ
けでなく、現地溶接性にも悪影響を及ぼす。このため、
Ｃａ添加量を０．００１〜０．００５％に制限した。

【００２３】次に、本発明の製造条件の限定理由につい
て説明する。本発明では、鋼管を９００〜１０００℃の
温度範囲に再加熱後、曲げ加工し、その後焼入れする必
要がある。鋼管の加熱温度を９００℃以上とする理由
は、オーステナイト域で合金元素を十分に溶体化させ、
強度を向上させるためである。しかし、加熱温度が１０
００℃を超えると、加熱時のオーステナイト粒が成長
し、結晶粒が大きくなって低温靱性の劣化を招いたり、
ベンド管の所定の寸法が得られなくなる。このため、加
熱温度の上限は１０００℃とした。

【００２４】加熱後、鋼管を曲げ加工し、その直後に焼
入れ処理する必要がある。これは、曲げ加工後、直ちに
焼入れ処理することにより、高強度と優れた低温靱性を
得るためである。曲げ加工後、直ちに焼入れしないと鋼
管の温度が低下して、フェライトなどの生成により高強
度化が達成できない。なお、焼入れ処理時の冷却速度は
１５℃／秒以上が望ましい。

【００２５】

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態について述べ
る。表１に示す成分を有する鋼板を溶接して鋼管を製造
した。成形方法はＵＯＥおよびＢＲ（ベンディングロー
ル）である。その後、種々の溶接金属成分を有する鋼管
からベンド管を製造して諸性質を調査した。機械的性質
は圧延と直角方向で調査した。

【００２６】実施例を表２、表３（表２のつづき−
１）、表４（表２のつづき−２）、表５（表２のつづき
−３）に示す。

【００２７】

【表１】

【００２８】

【表２】

【００２９】

【表３】

【００３０】

【表４】

【００３１】

【表５】

【００３２】本発明の鋼管は優れた溶接金属部の強度・
低温靱性を有するのに対して、比較鋼は化学成分または
鋼管製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。鋼
９はＣ量が多過ぎるため、低温靱性（シャルピー吸収エ
ネルギー、遷移温度）が悪い。鋼１０はＭｎ量が低過ぎ
るため、低温靱性が悪い。鋼１１はＮｂが添加されてい
ないため、低温靱性が悪い。鋼１２はＴｉが添加されて
いないため、低温靱性が劣る。鋼１３はＣｒ量が多過ぎ
るため、低温靱性が劣る。鋼１４はＣｒ量が少な過ぎる
ため、Ｔ−クロス部の硬さが高く、溶接性が悪い。鋼１
５はＰ値が小さ過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１６は
Ｐ値が高過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１７は鋼管の
再加熱温度が高過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１８は
鋼管の再加熱温度が低過ぎるため、強度が低い。鋼１９
は曲げ加工後空冷したため、強度が低い。

【００３３】

【発明の効果】本発明により低温靱性に優れた極厚高強
度ベンド管（ＡＰＩ規格Ｘ６５以上）が安定して製造で
きるようになった。その結果、パイプラインの輸送効率
の向上が可能となった。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/38 Ｃ２２Ｃ 38/38 38/58 38/58

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．６超〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ：０．０４％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、か
   つ下記の式で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１
   ０の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１
   ０００℃に加熱後、曲げ加工しながら直ちに急冷するこ
   とを特徴とする優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベ
   ンド管の製造法。 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．６超〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ：０．０４％以下 を含有し、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ：０．０１〜０．１０％、 Ｂ：０．０００３〜０．００３％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
   可避的不純物からなり、かつ下記の式で定義されるＰ値
   が−０．０１０〜０．０１０の範囲にある溶接金属部を
   有する鋼管を、９００〜１０００℃に加熱後、曲げ加工
   しながら直ちに急冷することを特徴とする優れた溶接金
   属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法。 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ