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

Abstract

(57)【要約】 【課題】 ＡＰＩ規格Ｘ１００以上の高強度と良好な溶
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

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、米国石油協会（Ａ
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。

【０００２】

【従来の技術】原油や天然ガスを長距離輸送するための
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。

【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。

【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。

【０００５】一方、特開昭５９−２３２２２５号公報に
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。

【０００６】Ｘ１００以上の強度を満足させるために
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。

【０００７】また合金元素の多量な添加により、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。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。

【０００８】

【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。

【０００９】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
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）

【００１０】そして、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：０．０
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。

【００１１】また本発明法は、金属溶接部が上記本発明
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。

【００１２】

【発明の実施の形態】前述のとおり、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。

【００１３】したがって、Ｘ１００以上の強度と良好な
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。

【００１４】そこで、高強度ベンド管溶接部の低温靭性
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。

【００１５】鋼管長手方向の溶接金属部の低温靭性は、
(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。

【００１６】本発明者らの研究結果、平均粒径で１０μ
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。

【００１７】以下に本発明の成分元素の限定理由につい
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。

【００１８】Ｓｉは脱酸や強度向上のため添加する元素
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。

【００１９】Ｎｉを添加する目的は、本発明における低
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。

【００２０】Ｃｒは鋼の強度を増加させる効果があり、
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。

【００２１】また本発明では、必須の元素としてＮｂ：
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。

【００２２】一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
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。

【００２３】Ａｌは通常脱酸材として鋼に含まれる元素
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。

【００２４】ＮはＴｉＮを形成して加熱時のオーステナ
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。

【００２５】さらに本発明では、不純物元素であるＰ，
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。

【００２６】つぎに、好ましい条件としてＣｕ，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。

【００２７】Ｃｕを添加する目的は、低炭素の本発明ベ
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。

【００２８】Ｖは、ほぼＮｂと同様の効果を有するが、
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。

【００２９】Ｂは、極微量で鋼の焼入性を飛躍的に高め
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。

【００３０】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
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。

【００３１】以上の個々の添加元素の限定に加えて、本
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。

【００３２】つぎに本発明法について説明する。本発明
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。

【００３３】鋼管の加熱温度を７８０℃以上とする理由
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。

【００３４】加熱後、鋼管を曲げ加工し直ちに１０℃／
秒以上の冷却速度で水冷する必要がある。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。

【００３５】

【実施例】表１に示すような一定の鋼成分の鋼管から、
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。

【００３６】また本発明例No．１〜No．６は、本発明ベ
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。

【００３７】No．７はＣ量が多すぎるため、低温靭性が
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。

【００３８】No．１７は曲げ加工時の加熱温度が低いた
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．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。

【００３９】

【表１】

【００４０】

【表２】

【００４１】

【表３】

【００４２】

【発明の効果】本発明ベンド管は、溶接金属部がＡＰＩ
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。

フロントページの続き (72)発明者 小山 邦夫 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内 (72)発明者 朝日 均 千葉県富津市新富20−１ 新日本製鐵株式 会社技術開発本部内

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. 【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）
2. 【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。
3. 【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。