JPWO2008139639A1

JPWO2008139639A1 - ベンド管及びその製造方法

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Publication number: JPWO2008139639A1
Application number: JP2009513963A
Authority: JP
Inventors: 伸彰高橋; 山本　昭夫; 昭夫山本; 昌彦濱田
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2007-05-16
Filing date: 2007-06-28
Publication date: 2010-07-29
Also published as: CA2687436C; CN101688282A; CN101688282B; CN102605276A; NO20093314L; US7780800B2; EP2147986A4; EP2147986B1; KR20100020970A; KR101175420B1; WO2008139639A1; RU2420599C1; CA2687436A1; US20080283160A1; NO341765B1; EP2147986A1

Abstract

母材が高い強度と優れた靭性とをともに有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当以上のベンド管を提供する。熱間圧延した後に７００〜５００℃で５℃／ｓｅｃ未満となる板厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより厚鋼板を製造し、この厚鋼板を素材とする溶接鋼管であるベンド素管を製造し、このベンド素管を９００〜１１００℃に加熱して曲げ加工した後、７００〜５００℃で５℃／ｓｅｃ以上の肉厚方向中心部の冷却速度で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後３００〜５００℃で焼き戻すことにより、ＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当以上のベンド管を製造する。

Description

本発明は、ベンド管及びその製造方法に関する。具体的には、本発明は、母材が高い強度と優れた靭性とを有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当以上の超高強度のベンド管及びその製造方法に関する。

パイプラインの建設コストを低減するため、主に大口径のラインパイプ用鋼管として、高強度の溶接鋼管が用いられる。既設のパイプラインには、ＡＰＩ規格Ｘ７０グレードの高強度の溶接鋼管が多用され、さらに強度を高めたＡＰＩ規格Ｘ８０グレードの溶接鋼管は僅か数例しか実用化されていない。近年、パイプラインにＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当やＡＰＩ規格Ｘ１２０グレード相当といった、これまでには存在しない超高強度の溶接鋼管を用いることが検討されている。現在、これらの超高強度の溶接鋼管は、ラインパイプ用鋼管として規格化されてはいないものの、近い将来正式に規格化される可能性が高い。

なお、以降の説明では、「ＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当」、「ＡＰＩ規格Ｘ１２０グレード相当」を、それぞれ、「Ｘ１００グレード」、「Ｘ１２０グレード」と略記する。例えば、Ｘ１００グレードの規格は、「母材の降伏強度ＹＳ：６９０ＭＰａ以上、引張強度：７６０ＭＰａ以上、降伏比：９７．０％以下、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：８０Ｊ以上、溶接金属の−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４０Ｊ以上、延性破面率：５０％以上、溶接熱影響部の−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４０Ｊ以上、延性破面率：５０％以上」と予想されている。

ラインパイプ用の溶接鋼管の超高強度化に伴って、パイプラインの建設に不可欠となるベンド管に関しても、Ｘ１００グレード以上の超高強度化が要求される可能性が高い。しかし、超高強度のベンド管の製造技術は十分に確立されていない。ベンド管の製造では不可欠である熱処理によって、ベンド管の強度及び靱性を高いレベルで両立することが困難になるからである。

高強度のベンド管に関する発明は、これまでにも多数提案されている（例えば特許文献１〜５参照）。特許文献１〜５により開示された発明は、いずれも、曲げ加工を行われる前の鋼管であるベンド素管の組成やベンド管の製造条件を定めることによって、高強度のベンド管を製造する発明である。しかし、これらの発明は、ベンド素管やその素材である厚鋼板の製造条件を考慮するものではない。
特開平７−３３３０号公報特開平８−９２６４９号公報特開２００３−２７７８３１号公報特開２００４−３３２０８３号公報特開２００５−３５０７２４号公報

本発明者らが検討した結果、これらの従来の発明に基づいて例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造しようとすると、ベンド管の溶接金属の靭性が低下し、目標の靱性が得られないという課題があることが分かった。この理由を説明する。

曲げ加工後にＸ１００グレード以上の母材の強度を確保するために、母材の組成を、合金元素を比較的多量に含有する組成とする必要がある。また、ベンド素管の製造における拡管工程での溶接金属の破断を防止するために、溶接金属の合金元素の含有量が母材の合金元素の含有量よりも多い、いわゆるオーバーマッチの組成とすることにより溶接金属の強度を母材の強度よりも高める必要もある。

したがって、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造するためには、必然的に、溶接金属の合金元素の含有量は相当高くなり、これにより、ベンド管の溶接金属の強度がかなり上昇する。一般的に強度と靭性とは反比例するので、ベンド管の溶接金属の靭性が低下し、目標の靱性を得られなくなる。

本発明の目的は、母材が高い強度と優れた靭性とを有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管及びその製造方法を提供することである。

例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造するに際し、ベンド素管の素材である厚鋼板の熱間圧延後に、これまで慣用されてきたように水冷するのではなく、例えば空冷することにより、７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ未満の板厚方向中心部の冷却速度で冷却する。

これにより、厚鋼板の強度を、水冷により製造する場合に比較して３０〜１００ＭＰａ程度低下することができる。したがって、オーバーマッチの組成を維持しながら、ベンド素管の溶接金属の強度も３０〜１００ＭＰａ程度低下することができる。

次に、この厚鋼板を素材とするとともに溶接金属の強度も３０〜１００ＭＰａ程度低下したベンド素管に曲げ加工を行う。そして、その後に行われる焼入れ焼戻しの条件を、これまでの条件とは変更することにより、ベンド管の強度をベンド素管の強度よりも３０〜１００ＭＰａ程度上昇する。

これらにより、母材が高い強度と優れた靭性とをともに有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を、溶接金属の合金元素の含有量を増加することなく、確実に製造することができる。

略述すると、本発明は、「熱間圧延後の冷却速度を低下することにより強度を低下して厚鋼板を製造し、この厚鋼板を素材とするとともに溶接金属の強度も低下してオーバーマッチの組成を維持しながらベンド素管を製造することによりベンド素管の拡管工程での溶接金属の破断を防止し、このベンド素管に曲げ加工を行い、さらに、曲げ加工後の焼入れ焼戻し条件を変更してベンド管の強度を高めることにより、母材が高い強度と優れた靭性とをともに有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造できる」という、独創的な技術思想に基づく発明である。

本発明は、熱間圧延した後に７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ未満となる板厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより厚鋼板を製造し、この厚鋼板を素材とする溶接鋼管であるベンド素管を製造し、このベンド素管を熱間で曲げ加工した後、７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ以上の肉厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより、母材の引張強度がベンド素管の母材の引張強度よりも高いベンド管を製造することを特徴とするベンド管の製造方法である。

また、本発明は、熱間圧延した後に７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ未満となる板厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより厚鋼板を製造し、この厚鋼板を素材とする溶接鋼管であるベンド素管を製造し、このベンド素管を９００℃以上１１００℃以下の温度域に加熱して曲げ加工した後、７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ以上の肉厚方向中心部の冷却速度で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後３００℃以上５００℃以下の温度域で焼き戻すことを特徴とするベンド管の製造方法である。

これらの本発明に係るベンド管の製造方法では、ベンド管が、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下（本明細書では特にことわりがない限り組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．４％以上２．２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００８％以下を有し、Ｃｕ：０.０５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下又はＣｒ：０．０５％以上１．０％以下の１種又は２種以上を有し、さらに、Ｎｂ：０．００５％以上０．１％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１％以下又はＴｉ：０．００５％以上０．０３％以下の１種又は２種以上を有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、下記（１）式により求められる炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以上である鋼組成を有する母材を備え、Ｘ１００グレード以上のベンド管であることが、例示される。

別の観点からは、本発明は、ベンド素管に曲げ加工を行われることにより製造されるベンド管であって、Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下、Ｍｎ：１．４％以上２．２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下、Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下、Ｎ：０．００８％以下を有し、Ｃｕ：０.０５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下又はＣｒ：０．０５％以上１．０％以下の１種又は２種以上を有し、さらに、Ｎｂ：０．００５％以上０．１％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１％以下又はＴｉ：０．００５％以上０．０３％以下の１種又は２種以上を有し、残部Ｆｅ及び不純物からからなり、上記（１）式により求められる炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以上である鋼組成を有する母材を備え、強度が前記ベンド素管の強度よりも３０ＭＰａ以上高いことを特徴とするＸ１００グレード以上のベンド管である。

これらの本発明では、ベンド管の母材が任意添加元素として、Ｂ：０．０３０％以下、及び／又は、Ｃａ：０．００５％以下を、さらに含有してもよい。
これらの本発明では、ベンド管の溶接金属のＢ含有量が５ｐｐｍ以下であるとともに溶接金属のＯ含有量が２８０ｐｐｍ以下であることが望ましい。

これらの本発明では、「ベンド管」は、母材及び溶接金属を有する溶接鋼管に曲げ加工を行うことにより得られるベンド管を意味する。また、本発明において「Ｘ１００グレード以上」とは、母材の降伏強度ＹＳ：６９０ＭＰａ以上、引張強度：７６０ＭＰａ以上という特性を備えることを意味する。

本発明によれば、母材が高い強度と優れた靭性とを有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を提供することができる。このため、Ｘ１００グレードやＸ１２０グレードといった超高強度の溶接鋼管をラインパイプ用として用いることができるようになり、パイプラインの建設コストを低減することができる。

図１における線ａは、熱間圧延後に２０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷して製造されるベンド素管用の厚鋼板の炭素当量と引張強度との関係を定性的に示すグラフ（比較例）であり、線ｂは、５℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で空冷して製造されるベンド素管用の厚鋼板の炭素当量と引張強度との関係を定性的に示すグラフ（本発明例）であり、線ｄは、このどちらかの厚鋼板を用いて製造されるベンド素管の溶接金属の炭素当量と引張強度との関係を定性的に示すグラフであり、さらに、線ｃは、このベンド素管を用いて製造されたベンド管の母材及び溶接金属それぞれに関する炭素当量Ｃｅｑ（％）と周方向の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との関係を、定性的に示すグラフである。焼戻し条件（焼戻しなし（ＡｓＱ）、３５０℃での焼戻し、４００℃での焼戻し、又は４５０℃での焼戻し）とシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーｖＥ−１０ｄｅｇ．℃（Ｊ）との関係を示すグラフである。焼戻し条件（ベンド素管、焼戻しなし（ＡｓＱ）、３５０℃での焼戻し、４００℃での焼戻し、又は４５０℃での焼戻し）と母材の強度（０．５％ＹＳ、ＴＳ）との関係を示すグラフである。焼戻し条件（ベンド素管、焼戻しなし（ＡｓＱ）、３５０℃での焼戻し、４００℃での焼戻し、又は４５０℃での焼戻し）と、溶接金属の内面及び外面の強度（ＹＳ、ＴＳ）との関係を示すグラフである。炭素当量Ｃｅｑが０．４０％である組成の溶接金属の熱処理後の靱性（−１０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）に及ぼす焼入れ温度と溶接金属のＢ含有量（２４ｐｐｍ、３ｐｐｍ）との影響を示すグラフである。

以下、本発明を実施するための最良の形態を、添付図面を参照しながら詳細に説明する。はじめに、本実施の形態におけるベンド管及びその製造方法において、ベンド素管用の厚鋼板、ベンド素管又はベンド管の母材の組成を限定する理由を説明する。
（Ｃ：０．０３％以上０．１２％以下）
Ｃは、強度の上昇に有効な元素であり、Ｘ１００グレード以上の強度を有するために０．０３％以上含有する。一方、Ｃ含有量が０．１２％を超えると、靭性が著しく低下して母材の機械的特性に悪影響を及ぼすとともに、スラブの表面傷の発生が増加する。このため、Ｃ含有量は０．０３％以上０．１２％以下とする。同様の観点から、Ｃ含有量の上限は０．０８％であることが望ましく、下限は０．０４％であることが望ましい。
（Ｓｉ：０．０５％以上０．５０％以下）
Ｓｉは、鋼の脱酸剤として、また鋼を強化するために含有する。Ｓｉ含有量が０．０５％未満であると脱酸が不十分となる。一方、Ｓｉ含有量が０．５０％を越えると溶接熱影響部に縞状マルテンサイトが多量に生成して靭性が著しく低下し、ベンド管の機械的性質が低下する。そこで、Ｓｉ含有量は０．０５％以上０．５０％以下とする。同様の観点からＳｉ含有量の上限は０．２０％であることが望ましい。Ｓｉ含有量は、ベンド素管用の厚鋼板の板厚とのバランスを考慮して決定することが望ましい。
（Ｍｎ：１．４％以上２．２％以下）
Ｍｎは、鋼の強度及び靱性をともに高める基本元素であり、強度を確保するために１．４％以上含有する。しかし、Ｍｎ含有量が２．２％を超えると、溶接金属の靭性が低下するとともにベンド管の母材及び溶接熱影響部の靭性も低下する。このため、Ｍｎ含有量は１．４％以上２．２％以下とする。同様の観点からＭｎ含有量の上限は２．０％であることが望ましく、下限は１．４５％であることが望ましい。
（Ｓ：０．０１％以下）
Ｓ含有量が０．０１％を超えると母材の靭性が劣化する。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。同様の観点からＳ含有量の上限は０．００４％であることが望ましい。
（Ｍｏ：０．０５％以上１．０％以下）
Ｍｏは、０．０５％以上含有することにより、ベンド管の母材及び溶接熱影響部の靭性の劣化を抑制するとともに、ベンド管の母材及び溶接部の強度を高める。しかし、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、ベンド管の現地周溶接性や溶接熱影響部の靭性が劣化する。そこで、Ｍｏ含有量は０．０５％以上１．０％以下とする。同様の観点からＭｏ含有量の上限は０．４０％であることが望ましく、下限は０．１０％であることが望ましい。
（Ａｌ：０．００５％以上０．０６％以下）
Ａｌは、Ｓｉと同様に、０．００５％以上含有することにより鋼の脱酸材として作用する。しかし、Ａｌは、０．０６％含有すれば十分な脱酸効果を得られ、これを超えて含有してもコストが上昇するだけとなる。そこで、Ａｌ含有量は０．００５％以上０．０６％以下と限定する。同様の観点からＡｌ含有量の上限は０．０５０％であることが望ましく、下限は０．０１０％であることが望ましい。
（Ｎ：０．００８％以下）
Ｎは、ＶやＴｉ等と窒化物を形成して高温強度を高める。しかし、Ｎ含有量が０．００８％を超えると、Ｎｂ、ＶやＴｉとともに炭窒化物を形成し、母材及び溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。同様の観点からＮ含有量の上限は０．００５０％であることが望ましい。
（Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下又はＣｒ：０．０５％以上１．０％以下の１種又は２種以上）
Ｃｕ、Ｎｉ又はＣｒは、いずれも、０．０５％以上含有することにより、固溶強化と焼入れ性の増大効果による組織変化とを通じて、靭性を大きく損なうことなく強度を高めることができる。

しかし、Ｃｕ含有量が１．０％を超えるとスラブの表面傷に有害なＣｕチェッキングが発生するためにスラブを低温で加熱する必要が生じ、製造条件が制限される。このため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上１．０％以下とする。

また、Ｎｉは、ベンド管の母材及び溶接熱影響部の靭性の劣化を抑制する作用を有するが、Ｎｉ含有量が２．０％を超えるとコストの上昇が顕著になる。このため、Ｎｉ含有量は０．０５％以上２．０％以下とする。

さらに、Ｃｒ含有量が１．０％を超えると溶接熱影響部の靭性が低下する。このため、Ｃｒ含有量は０．０５％以上１．０％以下とする。
Ｃｕ、Ｎｉ又はＣｒは、一種を単独で、又は二種以上を複合して含有する。
（Ｎｂ：０．００５％以上０．１％以下、Ｖ：０．００５％以上０．１％以下、又はＴｉ：０．００５％以上０．０３％以下の１種又は２種以上）
Ｎｂ、Ｖ又はＴｉは、いずれも、０．００５％以上含有することにより、析出強化や焼入れ性の増大による強度の上昇、あるいは、結晶粒の微細化に伴う靭性の改善に大きな効果がある。特にＴｉは、ＴｉＮを生成して溶接熱影響部の粒成長を抑制して靭性を向上する。しかし、Ｔｉを過剰に含有すると、溶接金属の靭性が低下する。そこで、Ｎｂ含有量は０．００５％以上０．１％以下とし、Ｖ含有量は０．００５％以上０．１％以下とし、さらにＴｉ含有量は０．００５％以上０．０３％以下と限定する。

Ｎｂ、Ｖ又はＴｉは、一種を単独で、又は二種以上を複合して含有する。
これらの必須元素に加えて、必要に応じて、以下に説明する任意添加元素を１種又は２種以上含有してもよい。そこで、任意添加元素についても説明する。
（Ｂ：０．０３０％以下）
Ｂは、鋼の焼入れ性を顕著に増大させる。しかし、Ｂ含有量が０．００３０％を越えると溶接性が低下する。そこで、Ｂを含有する場合にはその含有量は０．０３０％以下とする。焼入れ性の増大効果を確実に得るためには、Ｂ含有量は０．００５％以上とすることが望ましい。
（Ｃａ：０．００５％以下）
Ｃａは、介在物の球状化に効果があり、水素誘起割れやラメラーティアーを防止する。しかし、Ｃａ含有量が０．００５％を超えるとこの効果は飽和する。そこで、Ｃａを含有する場合にはその含有量は０．００５％以下とする。

上記以外の組成は、Ｆｅ及び不純物である。
以上説明した組成とともに、ベンド素管用の厚鋼板、ベンド素管又はベンド管の母材の炭素当量Ｃｅｑと、ベンド素管又はベンド管の溶接金属のＢ含有量及びＯ含有量は、いずれも、例えばＸ１００グレード以上といった高強度及び高靭性のベンド管を製造するためには重要である。そこで、これらについても説明する。
（炭素当量Ｃｅｑ：０．４５％以上）
例えばＸ１００グレード以上といった超高強度を確保するために、炭素当量Ｃｅｑは０．４５％以上とする。同様の観点から炭素当量Ｃｅｑは０．４８％以上であることが望ましい。

なお、炭素当量Ｃｅｑは下記式により与えられる。

（溶接金属のＢ含有量：５ｐｐｍ以下（ボロンフリー）、Ｏ含有量：２８０ｐｐｍ以下）
ベンド素管の強度を低減することが、溶接金属の靭性の向上に影響する。さらに、冶金的に溶接金属の靱性の向上に影響する因子は、ベンド素管の溶接金属におけるＢ含有量及びＯ含有量である。Ｂ含有量及びＯ含有量は、いずれも、溶接時のフラックス成分に依存する。

目標の靱性を得るために、溶接金属のＯ含有量は、できるだけ低いことが望ましく、例えば２８０ｐｐｍ以下とすることが望ましい。溶接金属のＯ含有量を低減するには、溶接の際に塩基度が高いフラックスを用いればよい。

Ｘ７０グレードまでの直管のＵＯＥ鋼管のシーム溶接金属のＢ含有量は、靱性の低下を防止するために、一般的に１０ｐｐｍ以上３０ｐｐｍ以下である。これにより、粒界フェライトの析出を抑制して均質なアシキュラーフェライト組織を得ることができ、靱性の低下を防止する。

しかし、Ｘ７０グレードを超える超高強度のＵＯＥ鋼管の溶接金属は、逆にＢを含有しないことが靱性を向上するためには望ましい。この理由は、焼き入れ性の増加によりＢを含有しなくとも粒界フェライトの析出を十分に防止できるとともに、Ｂを含有するとむしろ組織のラス化が促進されて靱性が低下するからである。

次に、本実施の形態のベンドの製造方法を説明する。
本実施の形態では、上述した鋼組成を有する鋼片に周知慣用の手段により熱間圧延を行う。そして、熱間圧延した後に、７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ未満の板厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより、ベンド素管用の厚鋼板を製造する。

従来の製造方法によって例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造するには、合金元素を多く含有する被圧延材を用い、熱間圧延を終了した後に水冷し、例えば２０℃／ｓｅｃ以上の高い冷却速度で焼き入れることによって、ベンド素管の素材である厚鋼板を超高強度化する。そして、この厚鋼板を素材として溶接鋼管であるベンド素管を製管する。この製管の際の拡管工程における溶接金属の破断を防止するために、溶接金属の強度を、超高強度化された母材の強度よりもさらに高くする。このため、従来の製造方法によって例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造しようとすると、ベンド管の溶接金属の強度が過剰に上昇し、これに伴って、ベンド管の溶接金属の靭性が不可避的に低下する。

これに対し、本実施の形態では、ベンド素管用の厚鋼板の合金元素の含有量を特に高めずに、熱間圧延後に７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ未満の板厚方向中心部の冷却速度で冷却することによりベンド素管用の厚鋼板を製造する。これにより、ベンド素管用の厚鋼板の強度を、熱間圧延後に水冷する場合よりも約３０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下程度低下することができる。これに応じて、ベンド素管の溶接金属の強度も、熱間圧延後に水冷する場合よりも３０ＭＰａ以上１００ＭＰａ以下程度低下することができる。したがって、ベンド管の溶接金属の靱性を充分に確保することができる。

本実施の形態では、このようにして製造された厚鋼板を素材として、例えばＵＯＥ製管法等の周知、慣用の手段により、溶接鋼管であるベンド素管を製造する。ベンド素管の製管法は特定の方法に限定する必要はない。また、このような製管法は当業者にとっては周知であるので、その説明は省略する。

本実施の形態では、このようにしてベンド素管を製造した段階では、ベンド素管の強度は、最終的な目標である例えばＸ１００グレード以上の強度よりも３０〜１００ＭＰａ程度低い。しかし、後述するように、曲げ加工後に行う焼入れ焼戻しの条件を最適化することによってベンド管の強度をベンド素管の強度よりも約３０〜１００ＭＰａ程度高めるので、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造できる。

本実施の形態では、このようにして製造されたベンド素管を、９００℃以上１１００℃以下の温度域に加熱して曲げ加工した後、７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ以上の肉厚方向中心部の冷却速度で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後３００℃以上５００℃以下の温度範囲で焼き戻す、すなわち３００℃以上５００℃以下の温度範囲で時効処理する。

曲げ加工は、周知、慣用であるように、ベンド素管の溶接金属が曲げ加工部の内側に位置するようにして、行う。
本実施の形態は、特にＸ１００グレード以上といった超高強度になるにつれて困難となるベンド管での溶接金属の靭性の低下を解決するために、ベンド素管用の厚鋼板の熱間圧延後の冷却条件を、従来の冷却条件とは異ならせてベンド素管を製造するとともに、曲げ加工後の焼入れ焼戻しの条件も、従来の焼入れ焼戻し条件とは異ならせてベンド管を製造する。

ここで、曲げ加工後の熱処理として、９００℃以上１１００℃以下での加熱と、７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ以上の板厚方向中心部の冷却速度で３００℃以下、例えば室温までの冷却とを行った上で、３００℃以上５００℃以下の低温での焼戻しを行う。

３００℃以上５００℃以下という低い温度範囲では、転位はそれほど自由に動くことができない。したがって、転位はセメンタイトのみにより十分にピンニングされる。このため、本実施の形態によれば、転位のピンニング作用を奏する析出物を必要としないので、引張強度を殆ど低下することなく、降伏強度のみ上昇することができる。

本実施の形態によれば、適正な成分系を用いてベンド素管の強度を低下するとともに、曲げ加工後に適切な熱処理を行うことによりベンド管の超高強度化を図る。このため、本実施の形態によれば、合金元素を多量に含有することによるコストの上昇を伴うことなく、母材が高い強度と優れた靭性とを有するとともに、溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造することができる。

本実施の形態は、曲げ加工後の強度及び靭性の確保に重点を置いた焼き入れまま、つまり焼戻しを省略する従来の発明や、曲げ加工後の高強度及び高靭性を確保するための高温での焼戻しを行う従来の発明等とは異なる。本実施の形態は、熱間圧延後に７００℃以下５００℃以上の温度域で５℃／ｓｅｃ未満の板厚方向中心部の冷却速度で冷却されて製造された厚鋼板を素材として用いて、ベンド素管を製管する。このため、厚鋼板の強度を低下することができ、これに伴って、ベンド管の溶接金属の強度も低下することができる。

したがって、本実施の形態により、熱間圧延後に水冷されて製造される厚鋼板を素材とするベンド管の母材の強度が不可避的に高まることに起因して低下する溶接金属の靭性を、大幅に向上することができる。このため、例えばＸ１００グレード以上といった超高強度のベンド管における技術課題である溶接金属の靭性の低下を、事実上解消することができる。

図１における線ａは、熱間圧延後に２０℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷して製造されるベンド素管用の厚鋼板の炭素当量と引張強度との関係を定性的に示すグラフ（比較例）であり、線ｂは、５℃／ｓｅｃ未満の冷却速度で空冷して製造されるベンド素管用の厚鋼板の炭素当量と引張強度との関係を定性的に示すグラフ（本発明例）であり、線ｄは、このどちらかの厚鋼板を用いて製造されるベンド素管の溶接金属の炭素当量と引張強度との関係を定性的に示すグラフであり、さらに、線ｃは、このベンド素管を用いて製造されたベンド管の母材及び溶接金属それぞれに関する炭素当量Ｃｅｑ（％）と周方向の引張強度ＴＳ（ＭＰａ）との関係を、定性的に示すグラフである。

同図にグラフで示すように、Ｘ１００グレードを満足する超高強度のベンド管を製造する場合を例にとって説明する。はじめに、厚鋼板の母材の組成として炭素当量がＡである成分を選択すると、ベンド素管の母材の強度は、素材である厚鋼板の製造時に水冷（例えば冷却速度２０℃／ｓｅｃ）を用いるときには白三角印となり、空冷（例えば冷却速度５℃／ｓｅｃ）を用いるときには黒三角印となる。また、溶接金属の強度は、ベンド素管の製管工程での破断を防止するために、母材の強度よりも高くする必要がある。ラインｄ上で白三角印により示す母材の強度に見合う溶接金属の強度は白丸印であり、その組成は炭素当量がＢである成分となる。

これに対し、黒三角印に見合うベンド素管の溶接金属は、ラインｄで示すベンド管での強度をも考慮すると黒丸印により示され、その組成は炭素当量がＣである成分となる。
図１に示すグラフから、ベンド素管の素材である厚鋼板の熱間圧延後の冷却条件の違いによりこの厚鋼板の強度は大きく変化するため、これに見合う溶接金属の強度及び成分も大きく相違することがわかる。一般的に強度及び靭性は反比例するので、炭素当量がＢである成分を有するベンド管の溶接金属の靱性は、炭素当量がＣである成分を有するベンド管の溶接金属の靱性よりも、かなり低下していることがわかる。

このように、本発明により、ベンド素管の溶接金属の合金元素の含有量を、炭素当量がＢである成分から炭素当量がＣである成分へと大幅に低減することができるので、ベンド管の溶接金属の靱性を大幅に向上することができる。

このようにして、本実施の形態によれば、母材が高い強度と優れた靭性とを有するとともに溶接金属も優れた靭性を有する、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管を製造することができる。具体的には、本実施の形態により製造されるＸ１００グレード以上のベンド管は、母材の降伏強度ＹＳ：６９０ＭＰａ以上、引張強度：７６０ＭＰａ以上、降伏比：９７．０％以下、−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：８０Ｊ以上であり、溶接金属の−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４０Ｊ以上、延性破面率：５０％以上であり、さらに、溶接熱影響部の−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４０Ｊ以上、延性破面率：５０％以上の性能を有する。

次に、本実施の形態の効果を確認するため、以下に説明する直線加熱試験を行った。ベンド管を実際に製造して試験を行うのでは試験に要するコストの上昇が大きい。この直線加熱試験は、実際のベンド管の製造工程から曲げ加工工程のみを除外して製造される直管の機械的特性を評価する試験であって、ベンド管の製造工程における熱処理条件の有効性を比較的安価かつ容易に判定することができる。

直線加熱試験は、具体的には、熱間圧延後に２５℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷して得られた厚鋼板を素材とするベンド素管を用い、曲げ加工せずに焼入れした後、焼戻しなし、３５０、４００又は４５０℃の焼戻し温度で焼き戻すことによって、行った。

直線加熱試験に用いたベンド素管は、外径９１４ｍｍ、肉厚１６ｍｍのＵＯＥ鋼管である。表１には、このベンド素管の母材及び溶接金属の組成を示す。表２には、このベンド素管の母材、溶接金属及び溶接熱影響部の各種の機械的特性を示す。

この直線加熱試験では、熱間圧延後に２５℃／ｓｅｃの冷却速度で水冷することによりベンド素管の素材である厚鋼板を製造し、さらに、この厚鋼板の強度に応じて、溶接金属の組成を、合金元素の含有量が多い組成とした（表１参照）。このため、ベンド素管の溶接金属の強度は非常に高くなっている。

このベンド素管を１０３０℃に加熱し、肉厚方向中心部における測定値１６℃／秒の冷却速度で３００℃以下の温度まで水冷し、その後常温まで放冷した。その後、表３に示す焼戻し条件で熱処理した。焼き戻し処理における保持時間は、１時間／１インチ（２５．４ｍｍ）を基準とした。このため、本試験での保持時間は、ベンド素管の肉厚が１６ｍｍであるので、約３８分間とした。

表３には、得られた直管の母材の引張試験の結果（ＹＳ、ＴＳ、ＹＲ）と、母材のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーと、溶接金属のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー及びＳＡ（延性破面率）と、溶接熱影響部のシャルピー衝撃試験における吸収エネルギー及びＳＡ（延性破面率）とを示す。引張試験は、ＡＰＩに規定される板状の引張り試験片を用いて行い、さらに、シャルピー試験は、１０ｍｍ×１０ｍｍの２ｍｍＶノッチシャルピー試験片を用いて−１０℃の試験温度で行った。

図２は、焼戻し条件（焼戻しなし（ＡｓＱ）、３５０℃での焼戻し、４００℃での焼戻し又は、４５０℃での焼戻し）とシャルピー衝撃試験における吸収エネルギーｖＥ−１０ｄｅｇ．℃（Ｊ）との関係を示すグラフである。図２のグラフにおいて、黒丸印は母材を示し、黒三角印は溶接金属を示し、さらに、白丸印は溶接熱影響部を示す。

図３は、焼戻し条件（ベンド素管、焼戻しなし（ＡｓＱ）、３５０℃での焼戻し、４００℃での焼戻し又は、４５０℃での焼戻し）と母材の強度（０．５％ＹＳ、ＴＳ）との関係を示すグラフである。

さらに、図４は、焼戻し条件（ベンド素管、焼戻しなし（ＡｓＱ）、３５０℃での焼戻し、４００℃での焼戻し又は、４５０℃での焼戻し）と、溶接金属の内面及び外面の強度（ＹＳ、ＴＳ）との関係を示すグラフである。

図２〜４に示すグラフから、直管の母材の引張強度及び靭性はいずれも良好であることがわかる。しかし、溶接金属の靭性は、吸収エネルギーｖＥ−１０ｄｅｇ．℃が５０Ｊ程度と極めて不芳である。このように溶接金属の靱性が不芳であるのは、母材の強度が９００ＭＰａ程度であるのに対し、溶接金属の強度が１０５０ＭＰａ程度と高いためである。

つまり、溶接金属の合金元素の含有量を低減することによってベンド管の溶接金属の強度を低下することが、例えばＸ１００グレード以上といった超高強度のベンド管の溶接金属の靭性を確保するためには、有効である。しかし、溶接金属の合金元素の含有量を単に低減するのでは、溶接金属の組成がいわゆるアンダーマッチとなって溶接金属の強度が母材の強度よりも低下し、ベンド素管の製管時における拡管工程で溶接金属が破断する。これに対し、本実施の形態では、ベンド素管の母材である厚鋼板の強度を低下するため、ベンド素管の溶接金属がオーバーマッチの組成であることを維持しながら、溶接金属の合金元素の含有量を低減することができる。

さらに、図５は、炭素当量Ｃｅｑが０．４０％である組成（Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．６％、Ｃｕ：０．１５％、Ｎｉ：１．０％、Ｃｒ：０．４５％、Ｍｏ：０．２５％、Ｔｉ：０．０１２％、Ｏ：０．０１８％、ＣＥ（ＩＩＷ）：０．５６％、残部Ｆｅ及び不純物）溶接金属の熱処理後の靱性（−１０℃でのシャルピー衝撃試験の吸収エネルギー）に及ぼす焼入れ温度と溶接金属のＢ含有量（２４ｐｐｍ、３ｐｐｍ）との影響を示すグラフである。

上述したように、ベンド管の溶接金属の靭性を向上するには、溶接金属の強度を低下することが最も有効である。さらに、図５にグラフで示すように、溶接金属のＢ含有量を５ｐｐｍ以下に低減することによっても、溶接金属の靱性を向上できる。このため、溶接金属のＢ含有量を５ｐｐｍ以下に低減することも望ましい。

一般に、Ｘ７０グレード以下のベンド管ではボロン添加型フラックスを用いる。しかし、例えばＸ１００グレード以上の超高強度のベンド管ではＢをできるだけ含有しないフラックスを用いることが、溶接金属の靱性を高めるためには望ましい。焼き入れ性の増加によりＢを含有しなくとも粒界のフェライトの析出を充分に防止できるとともに、Ｂを含有することにより組織のラス化がむしろ促進され、靱性が低下するからである。

実施例を参照しながら、本発明をより具体的に説明する。
鋼片に熱間圧延を行った後に空冷又は水冷することにより、表４に示す鋼組成、炭素当量Ｃｅｑ及び溶接割れ感受性指数Ｐｃｍを有する厚鋼板を製造した。そして、この厚鋼板を素材としてＵＯＥ製管法により、ＵＯＥ鋼管であるベンド素管を製造した。

このベンド素管を、肉厚方向中心部の温度が表４に示す加熱温度となるように加熱してから曲げ加工した。曲げ加工した後に直ちに表４に示すベンド管冷却速度で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後、表４に示すベンド管焼戻し温度で焼き戻すことにより、外径９１４．４ｍｍ、肉厚１６ｍｍ及び全長１２０００ｍｍのベンド管を製造した。

表４における「Ｐｌａｔｅ冷却速度」とは、厚鋼板の熱間圧延後における水冷速度（３５、２０又は２２℃／ｓｅｃ）又は空冷速度（３、２℃／ｓｅｃ）を、その板厚方向中心部の位置で測定した値である。また、表４における「ベンド管冷却速度」とは、ベンド管の肉厚方向中心部の位置で測定した値である。さらに、表４における「ベンド管焼戻温度」も同様にベンド管の肉厚方向中心部の位置で測定した値である。

焼戻時間は、１時間／１インチ（２５．４ｍｍ）を基準としたので、６０分×１６ｍｍ／２５．４ｍｍ＝３８分とした。これら以外の肉厚のベンド管を製造する場合にもこの基準を採用することが望ましい。このように焼戻時間を規定することが望ましい理由は、焼戻時間が過剰に長いと生産性が低下するとともに、内部まで均一に焼戻しの効果を得るためには最低必要な時間が存在するからである。したがって、この基準により算出される保持時間ｔに対して０．８ｔ以上１．２ｔ以下の時間で焼戻すことが望ましい。

ベンド素管及びベンド管についての試験結果を表５にまとめて示す。表５における左側の２列の値はベンド素管の結果を示し、これら以外の全ての値はベンド管の結果を示す。

表４、５におけるＮｏ．１、３、６、７、８、９及び１０は、本発明例である。表４、５におけるＮｏ．２、４、５、１１、１２及び１３は、組成又は製造条件のいずれかが本発明で規定する条件を外れる比較例である。

表５に示す曲げ加工部の溶接金属の靭性の目標は、現在一般的に議論されているＸ１００グレードで規格化されると予想される値（−１０℃でのシャルピー吸収エネルギー：４０Ｊ以上、延性破面率：５０％以上）とした。

表５に示す結果から、本発明例では、ベンド管の母材及び溶接金属の強度が、ベンド素管の母材及び溶接金属の強度よりも、いずれも高いことがわかる。
また、表５に示す結果から、本発明例によれば、Ｘ１００グレード以上の目標性能を十分に満足することができ、Ｘ１００グレード以上の超高強度のベンド管を確実に製造できるのに対し、本発明で規定する条件を外れると、Ｘ１００グレード以上の目標性能を満足できないことがわかる。

Claims

熱間圧延した後に７００〜５００℃の温度域で５℃／ｓｅｃ未満となる板厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより厚鋼板を製造し、該厚鋼板を素材とする溶接鋼管であるベンド素管を製造し、該ベンド素管を熱間で曲げ加工した後、７００〜５００℃の温度域で５℃／ｓｅｃ以上の肉厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより、母材の引張強度が前記ベンド素管の母材の引張強度よりも高いベンド管を製造することを特徴とするベンド管の製造方法。
熱間圧延した後に７００〜５００℃の温度域で５℃／ｓｅｃ未満となる板厚方向中心部の冷却速度で冷却することにより厚鋼板を製造し、該厚鋼板を素材とする溶接鋼管であるベンド素管を製造し、該ベンド素管を９００℃以上１１００℃以下の温度域に加熱して曲げ加工した後、７００〜５００℃の温度域で５℃／ｓｅｃ以上の肉厚方向中心部の冷却速度で３００℃以下の温度域まで冷却し、その後３００℃以上５００℃以下の温度域で焼き戻すことを特徴とするベンド管の製造方法。
前記ベンド管は、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００８％以下を有し、Ｃｕ：０.０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％又はＣｒ：０．０５〜１．０％の１種又は２種以上を有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％又はＴｉ：０．００５〜０．０３％の１種又は２種以上を有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、下記式により求められる炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以上である鋼組成を有する母材を備え、、ＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当以上のベンド管である請求項１又は請求項２に記載されたベンド管の製造方法。
前記ベンド管の母材がＢ：０．０３０質量％以下を含有する請求項３に記載されたベンド管の製造方法。
前記ベンド管の母材がＣａ：０．００５質量％以下を含有する請求項３又は請求項４に記載されたベンド管の製造方法。
ベンド素管に曲げ加工を行われることにより製造されるベンド管であって、
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．０５〜０．５０％、Ｍｎ：１．４〜２．２％、Ｓ：０．０１％以下、Ｍｏ：０．０５〜１．０％、Ａｌ：０．００５〜０．０６％、Ｎ：０．００８％以下を有し、Ｃｕ：０.０５〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜２．０％又はＣｒ：０．０５〜１．０％の１種又は２種以上を有し、さらに、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、Ｖ：０．００５〜０．１％又はＴｉ：０．００５〜０．０３％の１種又は２種以上を有し、残部Ｆｅ及び不純物からなり、下記式により求められる炭素当量Ｃｅｑが０．４５％以上である鋼組成を有する母材を備え、強度が前記ベンド素管の強度よりも３０ＭＰａ以上高いことを特徴とするＡＰＩ規格Ｘ１００グレード相当以上のベンド管。
さらに、前記母材がＢ：０．０３０質量％以下を含有する請求項６に記載されたベンド管。
さらに、前記母材がＣａ：０．００５質量％以下を含有する請求項６又は請求項７に記載されたベンド管。