JPH11172375A - 溶接金属部の靭性に優れた高強度ベンド管およびその製造法 - Google Patents
溶接金属部の靭性に優れた高強度ベンド管およびその製造法Info
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Abstract
接部靭性を有するベンド管を提供する。 【解決手段】 溶接金属部が、低C−高Mn−Ni−C
r−Mo−微量Tiを含む限定された成分系で、かつ
(1)式のP値を限定した成分組成であり、平均粒径で
10μm以下のオーステナイトから変態したベイナイト
を体積分率で70%以上含有するミクロ組織のベンド
管。780℃〜880℃の温度域に加熱後、曲げ加工し
直ちに10℃/秒以上の冷却速度で水冷することで上記
ミクロ組織とする製造法。 【効果】 上記高強度高靭性ベンド管が安定して製造で
きるようになり、パイプラインの安全性が著しく向上し
た。
Description
PI)規格でX100以上(降伏強さで約690N/mm
2 以上)の高強度と溶接金属部の靭性に優れたベンド管
(曲がり管)およびその製造法に関するものである。
パイプラインに使用されるラインパイプ(直管)や異形
管(ベンド管、エルボー管、T字管など)は、(1) 高圧
化による輸送効率の向上や、(2) 薄肉化による現地での
溶接能率向上のため、ますます高張力化する傾向にあ
る。これまでにAPI規格でX80までのラインパイプ
の実用化が進行中であるが、さらに高強度のラインパイ
プや異形管に対するニーズがでてきた。
管の機械的性質(強度、低温靭性など)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
など、ベンド管の機械的性質を改善する方法が種々開示
されている。
特開平4−154913号公報、特開平7−3330号
公報、特開平5−279743号公報には、鋼管を加熱
後、曲げ加工しながら焼入れした後、冷却後特定の範囲
内で焼戻し処理する方法が開示されている。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。
は、生産性の向上や製造コストの低減を図るために、焼
戻し処理を省略して高強度と良好な低温靭性を確保する
ためのベンド管の製造法が記載されている。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
製造する方法が記載されている。さらに特開平1−44
769号公報には、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
な低温靭性を確保できることが開示されている。しかし
ながらこれらの方法では、せいぜいX70(降伏強さ4
90N/mm2 )ベンド管の製造が限界と考えられる。
は、さらなる合金元素の添加が必要となり、上述した方
法では加熱〜曲げ加工〜水冷後の組織中に、粗大な上部
ベイナイトや、MA(Martensite-Austenite Constituen
t)いわゆるマルテンサイトとオーステナイトが共存した
組織が生成するため、低温靭性を安定的に確保すること
は不可能であると考えられる。
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。そこ
で、生産性に優れ、高強度でかつ低温での優れた溶接金
属部靭性を有するベンド管の開発が強く望まれていた。
れ、高強度でかつ低温での優れた溶接部靭性を有するベ
ンド管およびその製造法を提供することを目的とする。
の本発明ベンド管は、溶接金属部が、重量%にて、C:
0.03〜0.10%、Si:0.6%以下、Mn:
1.5〜2.2%、P:0.015%以下、S:0.0
10%以下、Ni:0.80〜2.5%、Cr:0.2
0〜1.5%、Mo:0.20〜1.5%、Nb:0.
01〜0.10%、Ti:0.005〜0.030%、
Al:0.06%以下、N:0.001〜0.010
%、O:0.050%以下を含有し残部がFeおよび不
可避的不純物からなり、かつ下記(1)式で定義される
P値が0.23〜0.40の範囲の成分組成であり、さ
らに平均粒径で10μm以下のオーステナイトから変態
したベイナイトを体積分率で70%以上含有するミクロ
組織を有していることを特徴とする溶接金属部の靭性に
優れた高強度ベンド管である。 P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni +0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb ・・・(1)
に、Cu:0.1〜1.0%、V:0.01〜0.10
%、B:0.0003〜0.0030%、Ca:0.0
01〜0.005%のうち1種または2種以上を含有す
る成分組成であることが好ましい。
ベンド管において記載された成分組成である鋼管を、7
80〜880℃に加熱後、曲げ加工し直ちに10℃/秒
以上の冷却速度で水冷することを特徴とする溶接金属部
の靭性に優れた高強度ベンド管の製造法である。
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靭性を確保できることが、特開
平1−44769号公報により知られている。しかしな
がら、X100以上の強度を満足させるためにはさらに
合金元素の添加が必要となる。そして、単に溶接金属部
の合金元素量を増加させただけでは低温靭性が劣化し、
鋼管長手方向のシーム溶接と現地での中継ぎ溶接が交差
した部位、すなわちT−クロス部の硬さが上昇すること
により割れの感受性が高まる。
溶接金属部の低温靭性さらにはT−クロス部の耐割れ性
を確保するためには、溶接金属部について、新たな成分
組成とミクロ組織の適正化が必要となる。そしてミクロ
組織適正化のための製造条件が必要となる。
を改善するために鋭意研究した結果、本発明に至った。
すなわち、本発明ベンド管の特徴は、(1) 溶接金属部の
成分組成が低C−高Mn−Ni−Cr−Mo−微量Ti
系で、上記のような限定された量の元素を含み、かつ
(2) 上記(1)式で定義されるP値が0.23〜0.4
0の範囲であること、および(3) 溶接金属部のミクロ組
織が平均粒径で10μm以下のオーステナイトから変態
したベイナイトを体積分率で70%以上含有することで
ある。そしてこのようなミクロ組織は、後述の本発明法
により得られる。これによってX100以上の高強度と
良好な溶接金属部の低温靭性を有するベンド管が得られ
る。
(1) 結晶粒のサイズ、(2) MA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。特に高強度化
するほど合金元素添加量が大きくなるため、靭性に有害
な粗大な上部ベイナイトおよびMAが生成して低温靭性
が劣化する。上部ベイナイト組織が生成する場合には、
結晶粒を微細化させて低温靭性を向上させることが必要
である。
m以下のオーステナイトから変態したベイナイトであれ
ば、有効結晶粒径が小さいために良好な低温靭性が得ら
れる。この時、ベイナイト組織を70%以上含有しない
と必要とするX100以上の強度が得られない。しかし
ながら、上述のように、溶接金属部のミクロ組織を厳密
に制御しても目的とする特性を有する鋼材は得られな
い。このためにはミクロ組織と同時に成分組成を限定す
る必要がある。
て説明する。Cは0.03〜0.10%に限定する。C
は母材および溶接部の強度向上に有効な元素であり、ベ
イナイトを主体とする組織において目的の強度を得るた
めには、最低0.03%は必要である。またこの量はN
b,V添加による析出硬化、結晶粒の微細化効果の発現
のための最小量でもある。しかしC量が多すぎると低温
靭性、T−クロス部での耐割れ性(現地溶接性)の著し
い劣化を招くので、その上限を0.10%とした。
であるが、多く添加すると低温靭性、現地溶接性を著し
く劣化させるので、上限を0.6%とした。鋼の脱酸は
TiあるいはAlでも十分可能であり、Siは必ずしも
添加する必要はない。Mnは強度、低温靭性を確保する
上で不可欠な元素であり、その下限は1.5%である。
しかしMnが多すぎると鋼の焼入性が増加して低温靭
性、現地溶接性を劣化させるのでその上限を2.2%と
した。
炭素成分系の強度を低温靭性や現地溶接性を劣化させる
ことなく向上させるためである。Ni添加は、MnやC
r,Mo添加に比較して低温靭性に有害な硬化組織を形
成することが少なく、Ni添加が低温靭性の改善にも有
効である。この効果を発揮させるためには、0.80%
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、HAZ靭性や現地溶接性を劣化させ
るので、その上限を2.5%とした。
この効果を発揮させるためには0.20%以上の添加が
必要である。しかし、多すぎると低温靭性や現地溶接性
を著しく劣化させる。このためCr量の上限を1.5%
とした。Moを添加する理由は、鋼の焼入性を向上さ
せ、目的とするベイナイトイ主体の組織を得るためであ
る。このような効果を得るためには、Moは最低0.2
0%必要である。しかし過剰なMo添加は低温靭性、現
地溶接性を劣化させるので、その上限を1.5%とし
た。
0.01〜0.10%、Ti:0.005〜0.030
%を含有する。NbはMoと共存して結晶粒の微細化や
析出硬化に寄与し、鋼を強靭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Nbを0.10%超添加すると、
低温靭性や現地溶接性に悪影響をもたらすので、その上
限を0.10%とした。
加熱時のオーステナイト粒の粗大化を抑制してミクロ組
織を微細化し、低温靭性を改善する。このようなTi添
加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量が多すぎると、TiN
の粗大化やTiCによる析出硬化が生じ、低温靭性が劣
化するので、その上限は0.030%に限定した。
で、組織の微細化にも効果を有する。しかしAl量が
0.06%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0.06%とした。脱
酸はTiあるいはSiでも可能であり、Alは必ずしも
添加する必要はない。
イト粒の粗大化を抑制し、低温靭性を向上させる。この
ために必要な最小量は0.001%である。しかし、多
すぎると固溶Nによる低温靭性の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。
S,O量をそれぞれ、0.015%以下、0.010%
以下、0.050%以下とする。この主たる理由は、低
温靭性をより一層向上させるためである。P量の低減は
粒界破壊を防止し低温靭性を向上させる。またS量の低
減は延靭性を向上させる効果がある。O量の低減は鋼中
の酸化物を少なくして、低温靭性の改善に効果がある。
B,Caを添加する理由について説明する。基本となる
成分に加えて、さらにこれらの元素を添加する主たる目
的は、本発明ベンド管の優れた特長を損なうことなく、
製造可能な板厚の拡大や母材の強度・靭性などの特性の
向上をはかるためである。したがって、その添加量は自
ら制限されるべき性質のものである。
ンド管の強度を低温靭性や現地溶接性を劣化させること
なく向上させるためである。Cu添加は、MnやCr,
Mo添加に比較して低温靭性に有害な硬化組織を形成す
ることが少なく、Cu添加が低温靭性の改善にも有効で
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。しかし過剰に添加すると析出硬化によ
り低温靭性の低下が生じるので、その上限を1.0%と
した。
その効果はNbに比較して弱い。しかし、高強度鋼にお
けるV添加の効果は大きい。この効果を発揮させるため
には0.01%以上の添加が必要である。その上限は低
温靭性や現地溶接性の点から0.10%まで許容でき
る。
て目的とするベイナイトを主体とする組織を得ることが
できる。さらにBは、Moの焼入性向上効果を高めると
ともにNbと共存して相乗的に焼入性を増す。このよう
な効果を得るためには、Bは最低でも0.0003%必
要である。一方、過剰に添加すると、低温靭性を劣化さ
せるだけでなく、かえってBの焼入性向上効果を消失せ
しめることもあるので、その上限を0.0030%とし
た。
低温靭性を向上(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0.001%未
満では実用上効果がなく、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およぼす。このためCa添
加量を0.001〜0.005%に制限した。
発明ベンド管ではさらに、溶接金属部の成分組成を、
(1)式で定義されるP値が0.23以上かつ0.40
以下の範囲となるように制限する必要がある。これは低
温靭性、現地溶接性を損なうことなく、目的とする強度
・低温靭性のバランスを達成するためである。P値の下
限を0.23とした理由はX100以上の強度と優れた
低温靭性を得るためである。またP値の上限を0.40
としたのは優れた低温靭性、現地溶接性を維持するため
である。
法では、上述した成分組成からなる溶接金属部を有する
鋼管を、780〜880℃の温度範囲に加熱後、曲げ加
工し直ちに10℃/秒以上の冷却速度で水冷する必要が
ある。
は、加熱時に一部オーステナイト化させて、組織を微細
化すること、および曲げ加工後の水冷により所定の強度
を得るためである。鋼管の加熱温度が780℃未満の場
合、加熱前の旧オーステナイト粒界でのみオーステナイ
ト化され、この領域にCが拡散、濃縮すると、曲げ加工
後の水冷時に粗大かつ列状のMAが生成して低温靭性が
劣化する。このため加熱温度の下限は780℃とした。
しかし加熱温度が880℃を超えると、加熱時のオース
テナイト粒が成長し、変態後の組織が粗大化して低温靭
性の劣化を招いてしまう。このため加熱温度の上限は8
80℃とした。
秒以上の冷却速度で水冷する必要がある。これは水冷す
ることにより70%以上の微細なベイナイト組織を生成
させて、高強度と優れた低温靭性を得るためである。冷
却速度が10℃/秒未満の場合、微細なベイナイト組織
が得られず、高強度と良好な低温靭性が同時に得られな
い。このため水冷時の冷却速度の下限を10℃/秒とし
た。曲げ加工後、直ちに水冷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。なお水冷開始は、曲げ加工に支障を来さない範囲
であれば曲げ加工完了前であってもよい。
表2に示すような種々の溶接金属成分を有するベンド管
を製造して、諸性質を調査した結果を表3に示す。機械
的性質は圧延と直角方向で調査した。本発明例No.1〜
No.6の本発明ベンド管の溶接金属部はX100以上の
高い強度と良好な低温靭性を有する。これに対して比較
例No.7〜No.19のベンド管は、成分組成またはミク
ロ組織が適切でなく、いずれかの特性が劣る。
ンド管の成分組成からなり、かつ本発明法の条件を満た
しているので、適切なミクロ組織を有し、所定の高い強
度と良好な低温靭性を有する。これに対して比較例No.
17〜No.19は、成分組成は適切だが本発明法の条件
から外れているので特性が劣る。
悪い。No.8はNi量が少ないため強度・低温靭性バラ
ンスが悪い。No.9はCr量が少ないため、強度・低温
靭性バランスが悪い。No.10はCr量が多すぎるため
低温靭性が悪い。No.11はMo量が少ないため低温靭
性が悪い。No.12はMo量が多すぎるため低温靭性が
悪い。No.13はP値が小さいためX100以上の強度
が得られない。No.14はP値が高すぎるため低温靭性
が悪い。No.15は旧オーステナイト粒径が大きいため
低温靭性が悪い。No.16はベイナイト分率が低いため
X100以上の強度を満足しない。
め、旧オーステナイト粒径が大きくなり低温靭性が悪
い。No.18は同加熱温度が高いため、旧オーステナイ
ト粒径が大きくなり低温靭性が悪い。No.19は曲げ加
工後の冷却速度が遅いため、ベイナイト分率が低下して
低温靭性が悪い。
規格X100以上(降伏強さで約690N/mm2 以上)
の高強度を有しかつ低温靭性に優れている。そして本発
明法により、このような高強度かつ高温靭のベンド管が
安定して製造できるようになった。その結果、パイプラ
インの安全性が著しく向上するとともに、パイプライン
の輸送効率の向上が可能となった。
Claims (3)
- 【請求項1】 溶接金属部が、重量%にて、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.5〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.010%以下、 Ni:0.80〜2.5%、 Cr:0.20〜1.5%、 Mo:0.20〜1.5%、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.06%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.050%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
つ下記(1)式で定義されるP値が0.23〜0.40
の範囲の成分組成であり、さらに平均粒径で10μm以
下のオーステナイトから変態したベイナイトを体積分率
で70%以上含有するミクロ組織を有していることを特
徴とする溶接金属部の靭性に優れた高強度ベンド管。 P=C+0.11Si+0.03Mn+0.02Ni +0.04Cr+0.07Mo+1.46Nb ・・・(1) - 【請求項2】 金属溶接部が、重量%にてさらに、 Cu:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.0030%、 Ca:0.001〜0.005% のうち1種または2種以上を含有する成分組成であるこ
とを特徴とする請求項1記載の溶接金属部の靭性に優れ
た高強度ベンド管。 - 【請求項3】 金属溶接部が請求項1または2に記載さ
れた成分組成である鋼管を、780〜880℃に加熱
後、曲げ加工し直ちに10℃/秒以上の冷却速度で水冷
することを特徴とする溶接金属部の靭性に優れた高強度
ベンド管の製造法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP34346997A JP3466451B2 (ja) | 1997-12-12 | 1997-12-12 | 溶接金属部の靭性に優れた高強度ベンド管およびその製造法 |
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JPH11172375A true JPH11172375A (ja) | 1999-06-29 |
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Country | Link |
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JP (1) | JP3466451B2 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011096510A1 (ja) * | 2010-02-04 | 2011-08-11 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶接鋼管及びその製造方法 |
-
1997
- 1997-12-12 JP JP34346997A patent/JP3466451B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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WO2011096510A1 (ja) * | 2010-02-04 | 2011-08-11 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶接鋼管及びその製造方法 |
JP4837807B2 (ja) * | 2010-02-04 | 2011-12-14 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度溶接鋼管及びその製造方法 |
CN102741443A (zh) * | 2010-02-04 | 2012-10-17 | 新日本制铁株式会社 | 高强度焊接钢管及其制造方法 |
US8974610B2 (en) | 2010-02-04 | 2015-03-10 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength welded steel pipe and method for producing the same |
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