JPS6367525B2 - - Google Patents
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Description
この発明は、高張力高靭性曲り管の製造方法に
関するものであつて、従来、調質型、即ち、焼入
れ処理（Ｑ）と焼戻し処理（Ｔ）を行つて製造す
る曲り管では必らずしも十分とは云えなかつた靭
性を改善し、かつ前記QT処理のうち、Ｔ処理を
省略することによつて、製造能率の向上および熱
処理費用の低減を図ることを目的とする。 石油や天然ガス等の輸送手段としてパイプライ
ンが用いられているが、近年、苛酷な環境下での
エネルギー資源の開発の活発化に伴ない、所謂、
直管だけでなく、曲り管の分野においても、例え
ばvTrsが−46℃以下の低温靭性が要求されるよ
うになつてきた。 従来、曲り管は、後述するように、直管を連続
的に押し進めながら、高周波加熱コイル内を通し
て加熱しながら曲げる方法、または、軸方向にそ
つて曲つた半円筒形状の鋼板を２つ溶接により接
合する方法等によつて製造されているが、何れも
焼準型が主流を占めていた。 近年、輸送効率の向上を図るために、パイプラ
イン用輸送管は厚肉高張力化の傾向にあり、この
ために、曲り管においても直管と同様に厚肉高張
力化が要求されている。これに伴つて曲り管も従
来の焼準型では強度的に対処できなくなり、調質
型（QT型）が多くなつてきた。即ち、焼準型で
高強度のものを製造しようとすると、鋼材の炭素
当量が大きくなつて溶接性が悪くなり、コストも
増大する。 ところで、調質型は低い炭素当量で高張力化が
可能であるために制御圧延（CR）を適用するこ
とができない領域（例えば、厚肉高張力鋼管）で
のプロセスとして知られている。しかし、鋼管に
限らず調質型鋼材は、その靭性が制御圧延鋼材に
比べると劣つているのが現状であり、従来から調
質型鋼材を扱う上で問題となつていた。 上述した問題に対して、調質型鋼材において
は、特開昭51−14814号公報に記載されている
（CR＋QT）法、特開昭55−97423号公報に記載
されているQQ′T法、鉄と鋼Vol66（1980）No.
4S590に記載されているQQT法（繰り返し焼入れ
法）等、熱処理前組織の細粒化、または熱処理に
よる組織の細粒化によつて靭性の改善を試みた例
はあるが、これらの方法は何れも熱処理工程が多
く（最低でも１回のＱ工程と１回のＴ工程）、製
造能率上適切なものではない。 この発明は、上述した問題点を解決するために
なされたものであつて、 Ｃ：0.002〜0.06％、 Si：0.05〜0.8％、 Mn：0.8〜2.2％、 Nb：0.002〜0.1％、 Ｎ：0.002〜0.01％、 Al：0.01〜0.08％、 残り鉄および不可避不純物、 さらに必要に応じて、上記成分組成に、 Cu：1.0％以下、 Ni：3.0％以下、 Cr；1.0％以下、 Mo：0.8％以下、 Ｖ：0.1％以下、 Ti：0.1％以下、 Ｂ：0.003％以下、 Ca：0.0002〜0.01％ のうちの１種または２種以上を含有する鋼管を、
Ac3点以上に加熱した後、前記鋼管に、焼入れ処
理を施こしながら曲げ加工を施こすことに特徴を
有する。 この発明の構成は大きく分けて次の２点からな
る。すなわち、 Ｃ量を0.06％以下にして焼入性を低下させ、
Ｑままで細粒のベイナイトとフエライトとの混
合組織とすること（Ｃ量の低下による強度低下
の補償は、Mn量の増加またはCr、Mo等の合
金添加によつて補う。）および、 焼戻し処理工程を省略することである。 従来、調質型鋼材に含有するＣ量は、一般的に
0.10％以上であつて、その前提は、焼きを出来る
だけ入れることにあつた。しかし、パイプライン
用輸送管程度の引張強度（40〜70Kg／mm2）を出す
のに必要な成分では、焼入れ処理後に完全マルテ
ンサイトまたはマルテンサイトと下部ベイナイト
組織との混合組織にすることができず、ともすれ
ば、上部ベイナイトが現われて靭性が劣化する。
そこで、Ｃ量を減少させて、むしろフエライトと
ベイナイトとの混合組織にすることを考えた。 第１図は、Ｃ−Mn−Nb−Ｖ系の厚さ32mmの鋼
材におけるＱままおよびQT（調質処理）後の引
張強度TSおよび靭性（シヤルピーvTrs）に及ぼ
す、Ｃ量の影響を示した図である。熱処理条件
は、Ｑ（焼入れ処理）として、950℃で２分間加熱
し、この後、800℃から400℃までの平均冷却速度
が22℃／secで焼入れ処理を行い、Ｔ（焼戻し処
理）として、640℃で６分間加熱し、この後空冷
を行う条件である。 第１図から明らかなように、Ｃ量が減少するに
従つて靭性は向上し、しかも、ＱままとQT後の
差は小さくなる。即ち、Ｃ量は低下すると焼戻し
処理の有無による靭性の差は小さくなり、Ｑまま
でも高い靭性が得られることがわかる。一方、強
度に関しては、Ｃ量が低下するに従つてTSは低
下し、しかも靭性の挙動と同様に、ＱままとQT
後の差が小さくなる。即ち、焼入性が劣つても焼
戻し処理による強度変化は小さくなる。 以上のことから、Ｃ量を減少させるとＱままで
も靭性は良好であり、勿論強度に関してもQT後
よりは有利であることがわかる。このことが、こ
の発明の大きな特徴の１つであり、直管をオース
テナイト化温度から焼入れ処理を施こしながら曲
げ加工を施こすだけで、即ち、Ｑベンドを行うだ
けで優れた靭性を得ることができるのである。 第１図から明らかなように、靭性を向上させる
ためにＣ量を減少させると、強度はこれに伴つて
低下する。そこで、この発明は、強度補償の面か
らMn、Mo、Cr等の元素を必要量添加する。 第２図は、厚さ32mmの鋼板について、Ｑままに
おける炭素当量、即ち、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋（Cu＋Ni）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／
５ と、TSおよびvTrsとの関係をＣ量別に示した図
である。第２図から明らかなように、Ｃ量が低減
しても他元素の添加によつて炭素当量を一定基準
以上にすれば、必要な強度を維持することができ
ることがわかる。例えば、API5LXの引張り強さ
（TS）規格から、X60ではCeq0.25、X70では
Ceq0.275となる。一方、靭性レベルは、従来成
分の調質型（QT型）の曲り管ではvTrsが、−60
℃よりも高温側にあるので、このレベルより靭性
を改善させるにはCeq0.37、好ましくはCeq
0.33に収める必要がある。なお、前記Ceqの式に
は関与していないＢ添加鋼についてもvTrs、TS
とCeqの関係は、図示の通り成立つている。 第３図は、0.04％Ｃ−0.2％Si−1.5％Mn−Ｐ〓−
0.002％Ｓ−0.035％Nb−0.0038％Ｎ系の厚さ16mm
の鋼板を、960℃に30秒保持後、35〜40℃／secの
冷却速度で焼戻し処理を施こさないで、焼入れ処
理のみ施こした場合のTSおよびvTrsに及ぼすＰ
量の影響を示した図である。 第３図から明らかなように、Ｃ量が少ないので
Ｑままでも優れた靭性を示すが、Ｐ量を0.01％以
下にすれば、靭性は更に向上することがわかる。
これはＰ量が減少することによつて、所謂、固溶
強化度が減り、この結果、靭性が改善されるもの
と考えられる。このことから、不可避不純物とし
てのＰはＱままの靭性を更に改善させる意味で
0.01％以下に抑えることが好ましい。 次に、上述した事項を考慮して、この発明にお
ける成分組成の限定理由について説明する。 Ｃは、第２図に示す如く、0.06％を越えるとＱ
ままでvTrs＞−60℃となり、従来の調質型（QT
型）曲り管で得られる靭性レベルより高い靭性が
望めないことから上限は0.06％とした。一方、下
限については、下げれば下げるほど強度が出にく
く、この分、他元素の補充が必要であるが、靭性
を改善するには低い方が良い。従つて、実操業上
得られ易い0.002％をその下限とした。 Siは脱酸効果の点から0.05％以上とするが、0.8
％を越えると靭性に悪影響を及ぼすので0.8％を
上限とした。 MnはＣを低減したときの強度補償元素として
重要であり、少なくとも0.8％以上は必要である。
また上限は第２図の靭性上の配慮（Ceq0.37）
から考えて2.2％とした。 Nbは、熱処理前の組織を微細化しておくと、
焼入後の靭性も改善されることから、制御圧延の
際の組織の微細化を図る上で少なくとも0.002％
は添加する必要があり、一方、多量に添加すると
鋼塊に表面疵が生じるので、その上限を0.1％と
した。 Alは、脱酸剤として有効であり、またAlNと
して、Ｑ加熱時の結晶粒の粗大化を防止する効果
があることから、少なくとも0.01％以上とする。
また、Ｂを含有する場合は、焼入れ加熱時にBN
のＮと結びついて固溶Ｂをつくり、鋼の焼入性を
高める効果もあるが、0.08％を越えると鋼塊の表
面疵発生の恐れがあるため0.08％を上限とする。 Ｎは、AlNとして焼入加熱温度でのオーステ
ナイト粒を微細に保つために、少くとも、0.002
％は必要であり、また、0.01％を超えると靭性、
特に溶接部の靭性を害するので0.002〜0.01％と
した。 この発明における対象鋼は前記組成を基本成分
とするものであるが、必要とする強度等の調整の
ために、上記成分の他にさらにCu、Ni、Cr、
Mo、Ｖ、Ti、Ｂ、Caの１種または２種以上を含
有させてもよい。 次に、上記基本成分に更に含有させる、上記元
素の限定理由について説明する。 Cuは、強度を増加させるとともに、耐水素誘
起割れなどの観点から添加するが、多すぎると熱
間加工性を害するため1.0％を上限とする。 Niは、調質型鋼においても強度靭性を得る有
効な元素であり、しかも、Cu疵の発生を防止す
る作用もあるが、3.0％を越えて含有させると、
溶接時の高温割れの可能性が増し、また、高価な
元素であるため、3.0％を上限とする。 Crは、強度改善に効くが、多すぎると靭性を
劣化させるため1.0％を上限とする。 Moは、鋼の強度向上および組織のベイナイト
化に寄与するが、多すぎると却つて靭性あるいは
溶接性を害するから0.8％を上限とする。 Ｖは、鋼の強度確保にとつて重要な元素であ
る。しかし、多すぎると靭性に悪影響を及ぼすた
めにその上限を0.1％とするが、特に、溶接部の
靭性を確保する上では少ない方が好ましい。例え
ば、0.03％Ｃ−0.2％Si−1.5％Mn−0.28％Ca−
0.10％Ni−0.04％Nb−0.04％Ｖ系の厚さ18.3mmの
鋼板およびこの成分系とＶを含有しない以外は同
一の成分系の厚さ18.3mmの鋼板を、0.06％Ｃ−0.7
％Mn系のワイヤおよび塩基性フラツクスで同一
条件で潜弧溶接を行い、この後、950℃の温度に
１分間保持し、次いで、焼入れ処理したときの溶
接金属のvTrsは、Ｖありの場合−40℃であるの
に対して、Ｖなしの場合−58℃であつた。このこ
とからもＶは含有させない方が靭性確保の点で良
いことがわかる。 Tiは、Nbと同様に熱処理前の組織の細粒化に
有効であるとともに、ＢをＮから庇護する目的で
添加しても良いが、0.1％を越えて含有させても、
上述した効果に変化が認められないので、その上
限を0.1％とする。 Ｂは、極低Ｃ領域の焼入性の低下（強度の低
下）を補うものであるが、多すぎると靭性を害す
るので0.003％を上限とする。 Caは、硫化物系介在物を球状化して耐水素誘
起割れ性を改善する効果を有するため0.0002％以
上添加しても良いが、0.01％を越えると、カルシ
ウムオキシサルフアイド、カルシウムアルミネー
ト等を形成し、むしろ耐水素誘起割れ性は劣化す
る。従つて、0.0002〜0.01％とした。 次に、上記成分組成を有する鋼の圧延条件につ
いて説明する。圧延は、後処理の曲げ加工を施こ
しながら焼入れ処理（Ｑベンド）を施した後の組
織を細粒化して靭性を改善する意味で、制御圧延
が有効であり、望ましくは未再結晶温度以下で50
％以上の圧下率を確保した方が良いが、これに特
に限定はされない。また、鋼管に焼入れ処理を施
こしながら曲げ加工を施こすに際してのAc3点以
上の加熱およびオーステナイト域での保持につい
て云えば、工業的には誘導加熱による短時間加
熱、短時間保持がオーステナイト粒の粗大化を防
止する点から望ましいが、この点についても特に
限定されない。強いて云うならば、加熱速度は３
℃／sec以上、保持時間は10分間以内、また、焼
入れ処理における冷却速度は10℃／sec以上とす
るのが好ましい。 なお、この発明における特定成分組成を有する
鋼管とは継目無し鋼管のみを指すものでないこと
は云うまでもない。溶接鋼管の溶接部も母材板と
同様の考え方が成立し、溶接金属を低炭素化する
ことによつて、焼入れ処理を施こしながら曲げ加
工を施こしたまま（Ｑベンドまま）でも靭性は向
上する。この場合、溶接部を有する鋼管をオース
テナイト化した後、前記鋼管に焼入れ処理を施こ
しながら曲げ加工を施こすことになるので、溶接
熱影響部の靭性も当然良くなる。 次に、この発明の実施例について説明する。 第１表に示すような成分組成を有する各種鋼管
を、第４図に示すような装置によつて、同表に示
す条件および後述する条件に従つて処理し、得ら
れた曲り管１〜１０についてそれぞれ引張試験お
よびシヤルピー試験を行つた。この結果を合わせ
て同表に示す。焼入加熱温度での保持時間は30〜
90秒、冷却速度は15〜50℃／secであり、試験片
は、曲り管の背側部（テンシヨンサイド）から切
り取つたものである。上記装置について説明すれ
ば次の通りである。処理前の鋼管１は、その一端
が支点０を中心として旋回自在なアーム３に取り
付けられたクランプ４によつて把持されている。
鋼管１をガイドローラ２を介して押し進めると、
鋼管１は、旋回前のアーム３の後方に設けられた
高周波加熱コイル５によつて部分的にオーステナ
イト域、即ち、Ac3点以上の温度に加熱される。
このように加熱された鋼管１は、高周波加熱コイ
ル５の直前に設けられたスプレーノズル６からの
冷却水によつて加熱された直後に冷却され焼入れ
処理が施こされる。このときに鋼管１を押し進め
ると、オーステナイト域に加熱された変形抵抗の
小さい部分に曲げ加工が施こされ、必然的に焼入
れままの曲り管１′が製造される。この方法は、
一例であつて他の方法により鋼管１に焼入れ処理
を施こしながら曲げ加工を施こしても良いことは
勿論である。
関するものであつて、従来、調質型、即ち、焼入
れ処理（Ｑ）と焼戻し処理（Ｔ）を行つて製造す
る曲り管では必らずしも十分とは云えなかつた靭
性を改善し、かつ前記QT処理のうち、Ｔ処理を
省略することによつて、製造能率の向上および熱
処理費用の低減を図ることを目的とする。 石油や天然ガス等の輸送手段としてパイプライ
ンが用いられているが、近年、苛酷な環境下での
エネルギー資源の開発の活発化に伴ない、所謂、
直管だけでなく、曲り管の分野においても、例え
ばvTrsが−46℃以下の低温靭性が要求されるよ
うになつてきた。 従来、曲り管は、後述するように、直管を連続
的に押し進めながら、高周波加熱コイル内を通し
て加熱しながら曲げる方法、または、軸方向にそ
つて曲つた半円筒形状の鋼板を２つ溶接により接
合する方法等によつて製造されているが、何れも
焼準型が主流を占めていた。 近年、輸送効率の向上を図るために、パイプラ
イン用輸送管は厚肉高張力化の傾向にあり、この
ために、曲り管においても直管と同様に厚肉高張
力化が要求されている。これに伴つて曲り管も従
来の焼準型では強度的に対処できなくなり、調質
型（QT型）が多くなつてきた。即ち、焼準型で
高強度のものを製造しようとすると、鋼材の炭素
当量が大きくなつて溶接性が悪くなり、コストも
増大する。 ところで、調質型は低い炭素当量で高張力化が
可能であるために制御圧延（CR）を適用するこ
とができない領域（例えば、厚肉高張力鋼管）で
のプロセスとして知られている。しかし、鋼管に
限らず調質型鋼材は、その靭性が制御圧延鋼材に
比べると劣つているのが現状であり、従来から調
質型鋼材を扱う上で問題となつていた。 上述した問題に対して、調質型鋼材において
は、特開昭51−14814号公報に記載されている
（CR＋QT）法、特開昭55−97423号公報に記載
されているQQ′T法、鉄と鋼Vol66（1980）No.
4S590に記載されているQQT法（繰り返し焼入れ
法）等、熱処理前組織の細粒化、または熱処理に
よる組織の細粒化によつて靭性の改善を試みた例
はあるが、これらの方法は何れも熱処理工程が多
く（最低でも１回のＱ工程と１回のＴ工程）、製
造能率上適切なものではない。 この発明は、上述した問題点を解決するために
なされたものであつて、 Ｃ：0.002〜0.06％、 Si：0.05〜0.8％、 Mn：0.8〜2.2％、 Nb：0.002〜0.1％、 Ｎ：0.002〜0.01％、 Al：0.01〜0.08％、 残り鉄および不可避不純物、 さらに必要に応じて、上記成分組成に、 Cu：1.0％以下、 Ni：3.0％以下、 Cr；1.0％以下、 Mo：0.8％以下、 Ｖ：0.1％以下、 Ti：0.1％以下、 Ｂ：0.003％以下、 Ca：0.0002〜0.01％ のうちの１種または２種以上を含有する鋼管を、
Ac3点以上に加熱した後、前記鋼管に、焼入れ処
理を施こしながら曲げ加工を施こすことに特徴を
有する。 この発明の構成は大きく分けて次の２点からな
る。すなわち、 Ｃ量を0.06％以下にして焼入性を低下させ、
Ｑままで細粒のベイナイトとフエライトとの混
合組織とすること（Ｃ量の低下による強度低下
の補償は、Mn量の増加またはCr、Mo等の合
金添加によつて補う。）および、 焼戻し処理工程を省略することである。 従来、調質型鋼材に含有するＣ量は、一般的に
0.10％以上であつて、その前提は、焼きを出来る
だけ入れることにあつた。しかし、パイプライン
用輸送管程度の引張強度（40〜70Kg／mm2）を出す
のに必要な成分では、焼入れ処理後に完全マルテ
ンサイトまたはマルテンサイトと下部ベイナイト
組織との混合組織にすることができず、ともすれ
ば、上部ベイナイトが現われて靭性が劣化する。
そこで、Ｃ量を減少させて、むしろフエライトと
ベイナイトとの混合組織にすることを考えた。 第１図は、Ｃ−Mn−Nb−Ｖ系の厚さ32mmの鋼
材におけるＱままおよびQT（調質処理）後の引
張強度TSおよび靭性（シヤルピーvTrs）に及ぼ
す、Ｃ量の影響を示した図である。熱処理条件
は、Ｑ（焼入れ処理）として、950℃で２分間加熱
し、この後、800℃から400℃までの平均冷却速度
が22℃／secで焼入れ処理を行い、Ｔ（焼戻し処
理）として、640℃で６分間加熱し、この後空冷
を行う条件である。 第１図から明らかなように、Ｃ量が減少するに
従つて靭性は向上し、しかも、ＱままとQT後の
差は小さくなる。即ち、Ｃ量は低下すると焼戻し
処理の有無による靭性の差は小さくなり、Ｑまま
でも高い靭性が得られることがわかる。一方、強
度に関しては、Ｃ量が低下するに従つてTSは低
下し、しかも靭性の挙動と同様に、ＱままとQT
後の差が小さくなる。即ち、焼入性が劣つても焼
戻し処理による強度変化は小さくなる。 以上のことから、Ｃ量を減少させるとＱままで
も靭性は良好であり、勿論強度に関してもQT後
よりは有利であることがわかる。このことが、こ
の発明の大きな特徴の１つであり、直管をオース
テナイト化温度から焼入れ処理を施こしながら曲
げ加工を施こすだけで、即ち、Ｑベンドを行うだ
けで優れた靭性を得ることができるのである。 第１図から明らかなように、靭性を向上させる
ためにＣ量を減少させると、強度はこれに伴つて
低下する。そこで、この発明は、強度補償の面か
らMn、Mo、Cr等の元素を必要量添加する。 第２図は、厚さ32mmの鋼板について、Ｑままに
おける炭素当量、即ち、 Ceq＝Ｃ＋Mn／６＋（Cu＋Ni）／15＋（Cr＋Mo＋Ｖ）／
５ と、TSおよびvTrsとの関係をＣ量別に示した図
である。第２図から明らかなように、Ｃ量が低減
しても他元素の添加によつて炭素当量を一定基準
以上にすれば、必要な強度を維持することができ
ることがわかる。例えば、API5LXの引張り強さ
（TS）規格から、X60ではCeq0.25、X70では
Ceq0.275となる。一方、靭性レベルは、従来成
分の調質型（QT型）の曲り管ではvTrsが、−60
℃よりも高温側にあるので、このレベルより靭性
を改善させるにはCeq0.37、好ましくはCeq
0.33に収める必要がある。なお、前記Ceqの式に
は関与していないＢ添加鋼についてもvTrs、TS
とCeqの関係は、図示の通り成立つている。 第３図は、0.04％Ｃ−0.2％Si−1.5％Mn−Ｐ〓−
0.002％Ｓ−0.035％Nb−0.0038％Ｎ系の厚さ16mm
の鋼板を、960℃に30秒保持後、35〜40℃／secの
冷却速度で焼戻し処理を施こさないで、焼入れ処
理のみ施こした場合のTSおよびvTrsに及ぼすＰ
量の影響を示した図である。 第３図から明らかなように、Ｃ量が少ないので
Ｑままでも優れた靭性を示すが、Ｐ量を0.01％以
下にすれば、靭性は更に向上することがわかる。
これはＰ量が減少することによつて、所謂、固溶
強化度が減り、この結果、靭性が改善されるもの
と考えられる。このことから、不可避不純物とし
てのＰはＱままの靭性を更に改善させる意味で
0.01％以下に抑えることが好ましい。 次に、上述した事項を考慮して、この発明にお
ける成分組成の限定理由について説明する。 Ｃは、第２図に示す如く、0.06％を越えるとＱ
ままでvTrs＞−60℃となり、従来の調質型（QT
型）曲り管で得られる靭性レベルより高い靭性が
望めないことから上限は0.06％とした。一方、下
限については、下げれば下げるほど強度が出にく
く、この分、他元素の補充が必要であるが、靭性
を改善するには低い方が良い。従つて、実操業上
得られ易い0.002％をその下限とした。 Siは脱酸効果の点から0.05％以上とするが、0.8
％を越えると靭性に悪影響を及ぼすので0.8％を
上限とした。 MnはＣを低減したときの強度補償元素として
重要であり、少なくとも0.8％以上は必要である。
また上限は第２図の靭性上の配慮（Ceq0.37）
から考えて2.2％とした。 Nbは、熱処理前の組織を微細化しておくと、
焼入後の靭性も改善されることから、制御圧延の
際の組織の微細化を図る上で少なくとも0.002％
は添加する必要があり、一方、多量に添加すると
鋼塊に表面疵が生じるので、その上限を0.1％と
した。 Alは、脱酸剤として有効であり、またAlNと
して、Ｑ加熱時の結晶粒の粗大化を防止する効果
があることから、少なくとも0.01％以上とする。
また、Ｂを含有する場合は、焼入れ加熱時にBN
のＮと結びついて固溶Ｂをつくり、鋼の焼入性を
高める効果もあるが、0.08％を越えると鋼塊の表
面疵発生の恐れがあるため0.08％を上限とする。 Ｎは、AlNとして焼入加熱温度でのオーステ
ナイト粒を微細に保つために、少くとも、0.002
％は必要であり、また、0.01％を超えると靭性、
特に溶接部の靭性を害するので0.002〜0.01％と
した。 この発明における対象鋼は前記組成を基本成分
とするものであるが、必要とする強度等の調整の
ために、上記成分の他にさらにCu、Ni、Cr、
Mo、Ｖ、Ti、Ｂ、Caの１種または２種以上を含
有させてもよい。 次に、上記基本成分に更に含有させる、上記元
素の限定理由について説明する。 Cuは、強度を増加させるとともに、耐水素誘
起割れなどの観点から添加するが、多すぎると熱
間加工性を害するため1.0％を上限とする。 Niは、調質型鋼においても強度靭性を得る有
効な元素であり、しかも、Cu疵の発生を防止す
る作用もあるが、3.0％を越えて含有させると、
溶接時の高温割れの可能性が増し、また、高価な
元素であるため、3.0％を上限とする。 Crは、強度改善に効くが、多すぎると靭性を
劣化させるため1.0％を上限とする。 Moは、鋼の強度向上および組織のベイナイト
化に寄与するが、多すぎると却つて靭性あるいは
溶接性を害するから0.8％を上限とする。 Ｖは、鋼の強度確保にとつて重要な元素であ
る。しかし、多すぎると靭性に悪影響を及ぼすた
めにその上限を0.1％とするが、特に、溶接部の
靭性を確保する上では少ない方が好ましい。例え
ば、0.03％Ｃ−0.2％Si−1.5％Mn−0.28％Ca−
0.10％Ni−0.04％Nb−0.04％Ｖ系の厚さ18.3mmの
鋼板およびこの成分系とＶを含有しない以外は同
一の成分系の厚さ18.3mmの鋼板を、0.06％Ｃ−0.7
％Mn系のワイヤおよび塩基性フラツクスで同一
条件で潜弧溶接を行い、この後、950℃の温度に
１分間保持し、次いで、焼入れ処理したときの溶
接金属のvTrsは、Ｖありの場合−40℃であるの
に対して、Ｖなしの場合−58℃であつた。このこ
とからもＶは含有させない方が靭性確保の点で良
いことがわかる。 Tiは、Nbと同様に熱処理前の組織の細粒化に
有効であるとともに、ＢをＮから庇護する目的で
添加しても良いが、0.1％を越えて含有させても、
上述した効果に変化が認められないので、その上
限を0.1％とする。 Ｂは、極低Ｃ領域の焼入性の低下（強度の低
下）を補うものであるが、多すぎると靭性を害す
るので0.003％を上限とする。 Caは、硫化物系介在物を球状化して耐水素誘
起割れ性を改善する効果を有するため0.0002％以
上添加しても良いが、0.01％を越えると、カルシ
ウムオキシサルフアイド、カルシウムアルミネー
ト等を形成し、むしろ耐水素誘起割れ性は劣化す
る。従つて、0.0002〜0.01％とした。 次に、上記成分組成を有する鋼の圧延条件につ
いて説明する。圧延は、後処理の曲げ加工を施こ
しながら焼入れ処理（Ｑベンド）を施した後の組
織を細粒化して靭性を改善する意味で、制御圧延
が有効であり、望ましくは未再結晶温度以下で50
％以上の圧下率を確保した方が良いが、これに特
に限定はされない。また、鋼管に焼入れ処理を施
こしながら曲げ加工を施こすに際してのAc3点以
上の加熱およびオーステナイト域での保持につい
て云えば、工業的には誘導加熱による短時間加
熱、短時間保持がオーステナイト粒の粗大化を防
止する点から望ましいが、この点についても特に
限定されない。強いて云うならば、加熱速度は３
℃／sec以上、保持時間は10分間以内、また、焼
入れ処理における冷却速度は10℃／sec以上とす
るのが好ましい。 なお、この発明における特定成分組成を有する
鋼管とは継目無し鋼管のみを指すものでないこと
は云うまでもない。溶接鋼管の溶接部も母材板と
同様の考え方が成立し、溶接金属を低炭素化する
ことによつて、焼入れ処理を施こしながら曲げ加
工を施こしたまま（Ｑベンドまま）でも靭性は向
上する。この場合、溶接部を有する鋼管をオース
テナイト化した後、前記鋼管に焼入れ処理を施こ
しながら曲げ加工を施こすことになるので、溶接
熱影響部の靭性も当然良くなる。 次に、この発明の実施例について説明する。 第１表に示すような成分組成を有する各種鋼管
を、第４図に示すような装置によつて、同表に示
す条件および後述する条件に従つて処理し、得ら
れた曲り管１〜１０についてそれぞれ引張試験お
よびシヤルピー試験を行つた。この結果を合わせ
て同表に示す。焼入加熱温度での保持時間は30〜
90秒、冷却速度は15〜50℃／secであり、試験片
は、曲り管の背側部（テンシヨンサイド）から切
り取つたものである。上記装置について説明すれ
ば次の通りである。処理前の鋼管１は、その一端
が支点０を中心として旋回自在なアーム３に取り
付けられたクランプ４によつて把持されている。
鋼管１をガイドローラ２を介して押し進めると、
鋼管１は、旋回前のアーム３の後方に設けられた
高周波加熱コイル５によつて部分的にオーステナ
イト域、即ち、Ac3点以上の温度に加熱される。
このように加熱された鋼管１は、高周波加熱コイ
ル５の直前に設けられたスプレーノズル６からの
冷却水によつて加熱された直後に冷却され焼入れ
処理が施こされる。このときに鋼管１を押し進め
ると、オーステナイト域に加熱された変形抵抗の
小さい部分に曲げ加工が施こされ、必然的に焼入
れままの曲り管１′が製造される。この方法は、
一例であつて他の方法により鋼管１に焼入れ処理
を施こしながら曲げ加工を施こしても良いことは
勿論である。
【表】
【表】
第１表から明らかなように、比較曲り管の鋼成
分はＣ量が高い、所謂調質型であり、Ｑベンドし
た後、焼戻し処理が施こされているので、得られ
た比較曲り管の靭性は、vTrsで−60℃以上であ
る。これに対して、本発明曲り管は、Ｑベンドま
までvTrs＜−60℃と良好な靭性が得られ、しか
も、例えば−46℃での吸収エネルギーも30Kgｍ以
上の高エネルギーとなつている。特に本発明曲り
管９および１０はＰ量を低減しているので、より
一層靭性が改善されていることがわかる。 以上説明したように、この発明によれば、高張
力高靭性の曲り管を能率良く製造することができ
るという有用な効果がもたらされる。
分はＣ量が高い、所謂調質型であり、Ｑベンドし
た後、焼戻し処理が施こされているので、得られ
た比較曲り管の靭性は、vTrsで−60℃以上であ
る。これに対して、本発明曲り管は、Ｑベンドま
までvTrs＜−60℃と良好な靭性が得られ、しか
も、例えば−46℃での吸収エネルギーも30Kgｍ以
上の高エネルギーとなつている。特に本発明曲り
管９および１０はＰ量を低減しているので、より
一層靭性が改善されていることがわかる。 以上説明したように、この発明によれば、高張
力高靭性の曲り管を能率良く製造することができ
るという有用な効果がもたらされる。
第１図は、Ｃ量と、TSおよびvTrsとの関係を
示す図、第２図は、炭素当量Ceqと、TSおよび
vTrsとの関係を示す図、第３図は、Ｐ量と、TS
およびvTrsとの関係を示す図、第４図は、曲り
管の製造装置の平面図である。図面において、 １……鋼管、１′……曲り管、２……ガイドロ
ーラ、３……アーム、４……クランプ、５……高
周波加熱コイル、６……スプレーノズル。
示す図、第２図は、炭素当量Ceqと、TSおよび
vTrsとの関係を示す図、第３図は、Ｐ量と、TS
およびvTrsとの関係を示す図、第４図は、曲り
管の製造装置の平面図である。図面において、 １……鋼管、１′……曲り管、２……ガイドロ
ーラ、３……アーム、４……クランプ、５……高
周波加熱コイル、６……スプレーノズル。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.002〜0.06％、 Si：0.05〜0.8％、 Mn：0.8〜2.2％、 Nb：0.002〜0.1％、 Ｎ：0.002〜0.01％、 Al：0.01〜0.08％、 残り鉄および不可避不純物 からなる鋼管を、Ac3点以上に加熱した後、前記
鋼管に、焼入れ処理を施こしながら曲げ加工を施
こすことを特徴とする、高張力高靭性曲り管の製
造方法。 ２ Ｃ：0.002〜0.06％、 Si：0.05〜0.8％、 Mn：0.8〜2.2％、 Nb：0.002〜0.1％、 Ｎ：0.002〜0.01％、 Al：0.01〜0.08％、 残り鉄および不可避不純物、 および、上記成分組成に更に、 Cu：1.0％以下、 Ni：3.0％以下、 Cr；1.0％以下、 Mo：0.8％以下、 Ｖ：0.1％以下、 Ti：0.1％以下、 Ｂ：0.003％以下、 Ca：0.0002〜0.01％ のうちの１種または２種以上を含有する鋼管を、
Ac3点以上に加熱した後、前記鋼管に、焼入れ処
理を施こしながら曲げ加工を施こすことを特徴と
する、高張力高靭性曲り管の製造方法。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10428983A JPS59232225A (ja) | 1983-06-13 | 1983-06-13 | 高張力高靭性曲り管の製造方法 |
| CA000454582A CA1249121A (en) | 1983-06-13 | 1984-05-17 | Method for manufacturing bent steel pipe excellent in strength and low-temperature toughness |
| SE8402898A SE462102B (sv) | 1983-06-13 | 1984-05-29 | Foerfarande foer framstaellning av boejt staalroer |
| GB08413740A GB2144148B (en) | 1983-06-13 | 1984-05-30 | Method for manufacturing bent steel pipe |
| BE0/213091A BE899854A (fr) | 1983-06-13 | 1984-06-07 | Procede pour fabriquer du tube d'acier cintre ayant une resistance mecanique et une tenacite a basse temperature excellentes. |
| IT21334/84A IT1174159B (it) | 1983-06-13 | 1984-06-08 | Metodo per la fabbricazione di tubi di acciaio piegatti, presentanti una resistenza meccanica ed una tenacita' a bassa temperatura eccelenti |
| FR848409238A FR2547750B1 (fr) | 1983-06-13 | 1984-06-13 | Procede de fabrication de tubes coudes d'acier |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP10428983A JPS59232225A (ja) | 1983-06-13 | 1983-06-13 | 高張力高靭性曲り管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS59232225A JPS59232225A (ja) | 1984-12-27 |
| JPS6367525B2 true JPS6367525B2 (ja) | 1988-12-26 |
Family
ID=14376767
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP10428983A Granted JPS59232225A (ja) | 1983-06-13 | 1983-06-13 | 高張力高靭性曲り管の製造方法 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS59232225A (ja) |
| BE (1) | BE899854A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1993016823A1 (en) * | 1992-02-21 | 1993-09-02 | Nkk Corporation | Method of manufacturing bent pipe of high tensile steel |
| WO1998024942A1 (fr) * | 1996-12-06 | 1998-06-11 | Kawasaki Steel Corporation | Feuille d'acier pour tuyau a enroulement double et procede de production du tuyau |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61127849A (ja) * | 1984-11-26 | 1986-06-16 | Kawasaki Steel Corp | 曲管加工用管用鋼 |
| JPS62151545A (ja) * | 1985-12-25 | 1987-07-06 | Kawasaki Steel Corp | 厚肉高強度低ＰｃＭ曲管とその製造方法 |
| JPS63177925A (ja) * | 1987-01-16 | 1988-07-22 | Nippon Steel Corp | 加工のままで低硬さの高周波曲げ管の製造方法 |
| JPS63317218A (ja) * | 1987-06-19 | 1988-12-26 | Nippon Steel Corp | 加工のままで低硬さの高周波曲げ管の製造方法 |
| JPS63317217A (ja) * | 1987-06-19 | 1988-12-26 | Nippon Steel Corp | 加工のままで低硬さの高周波曲げ管の製造方法 |
| JP4649753B2 (ja) * | 2000-03-31 | 2011-03-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靱性に優れた高強度厚肉溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法 |
| JP5229300B2 (ja) * | 2000-03-31 | 2013-07-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靱性に優れた高強度厚肉溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法 |
| CN115418565B (zh) * | 2022-08-25 | 2023-09-05 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 一种高镍低温钢中厚板的生产方法 |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57134517A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Nippon Steel Corp | Production of high-toughness fine-grain ferrite steel |
-
1983
- 1983-06-13 JP JP10428983A patent/JPS59232225A/ja active Granted
-
1984
- 1984-06-07 BE BE0/213091A patent/BE899854A/fr not_active IP Right Cessation
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57134517A (en) * | 1981-02-12 | 1982-08-19 | Nippon Steel Corp | Production of high-toughness fine-grain ferrite steel |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO1993016823A1 (en) * | 1992-02-21 | 1993-09-02 | Nkk Corporation | Method of manufacturing bent pipe of high tensile steel |
| WO1998024942A1 (fr) * | 1996-12-06 | 1998-06-11 | Kawasaki Steel Corporation | Feuille d'acier pour tuyau a enroulement double et procede de production du tuyau |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS59232225A (ja) | 1984-12-27 |
| BE899854A (fr) | 1984-10-01 |
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