JP2003342638A - 高強度ベンド管の製造法 - Google Patents
高強度ベンド管の製造法Info
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Abstract
に優れたベンド管の製造方法を提供する。 【解決手段】 実質的にAlを含有しない低C−低Si
−Nb−微量Ti系の母材と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800〜
900℃に加熱後、曲げ加工しながらその直後に焼入れ
処理する。 【効果】 母材および溶接金属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
きるようになった。
Description
(降伏強度:約551N/mm2 )以上X100(降伏
強度:約689N/mm2 )以下の強度と高靱性を有す
るベンド管(曲がり管)の製造法に関するものである。
に使用するラインパイプ(直管)や異形管(ベンド管、
エルボ−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、敷設時のコスト削
減、高圧輸送によるコスト削減のニーズに伴い、X80
〜X100級の高強度ベンド管が要求されるようになっ
ている。
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4−15491
3号公報、特開平7−3330号公報、特開平5−27
9743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。
開平4−154913号公報、特開平7−3330号公
報、特開平5−279743号公報は、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。
5号公報では、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靱性
を確保するためのベンド管の製造法が記載されている。
しかしながら、これはC量の低減による強度の低下をM
n,Cr,Moを添加して高強度化するものであり、こ
の場合、加熱〜加工〜焼入れ後の組織中にMA(Martens
ite-Austenite Constituent)、いわゆるマルテンサイト
とオ−ステナイトが共存した組織が生成するため、極低
温での靱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。そこで、X80〜X100級の高強度を有
し、かつ低温での優れた靱性を有する高強度ベンド管の
開発が強く望まれていた。
100級の強度と低温での優れた靱性を有する高強度ベ
ンド管の製造技術を提供するものである。
で(以下、各成分の含有量は質量%を意味する。)、
C:0.03〜0.10、 Si:0.3以下、 M
n:0.8〜2.2、P:0.015以下、 S:0.
003以下、 Nb:0.01〜0.10、Ti:0.
005〜0.030、 Al:0.004以下、 N:
0.001〜0.006、 O:0.006以下に、必
要に応じてさらに、Ni:0.1〜1.0、 Cu:
0.1〜1.0、 Cr:0.1〜1.0、Mo:0.
1〜1.0、 V:0.01〜0.10、 B:0.0
003〜0.002、 Ca:0.001〜0.005
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつCEB=C+Mn/6+
(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15で定義
されるCEB値が0.40〜0.60の範囲にある母材
と、C:0.03〜0.10、 Si:0.6以下、
Mn:1.0〜2.2、P:0.015以下、 S:
0.01以下、 Ti:0.005〜0.030、A
l:0.05以下、 N:0.001〜0.010、
O:0.04以下に、必要に応じてさらに、Ni:0.
1〜1.0、 Cu:0.1〜1.0、 Cr:0.1
〜1.0、Mo:0.1〜1.0、 Nb:0.005
〜0.05、 V:0.01〜0.10、 B:0.0
003〜0.003、 Ca:0.001〜0.005
のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつP={1.5(O−0.8
9Al)+3.4N}−Tiで定義されるP値が−0.
010〜0.010の範囲にあり、さらにCEW=C+
Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/
15で定義されるCEW値が0.45〜0.75の範囲
にある溶接金属部を有する鋼管を800〜900℃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
る低温靭性に優れた高強度ベンド管の製造法である。
た高強度ベンド管の製造方法について詳細に説明する。
従来より、極低炭素−高Mn−Nb−(Mo、Cr)−
微量Ti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(特開昭59−232225号公
報)。しかしながらX80以上に高強度化、極厚化する
場合、さらに合金元素量の増加が必要となり、ベンド管
母材の低温靱性は不十分となる。
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、高強度化する場合、さらに合金元素量の
増加が必要となるが、従来の製造法では結晶粒の粗大化
と相まって溶接金属の低温靭性は劣化する。
高強度ベンド管の母材および溶接金属部の低温靱性を改
善するために鋭意研究した結果、本発明に至った。すな
わち本発明の特徴は、(1)実質的にAlを含有しない
低C−低Si−Nb−微量Ti系の母材と低C−高Mn
−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成分を有する鋼管であること、
(2)この鋼管を適正な温度範囲に加熱後、曲げ加工し
ながら、その直後に焼入れ処理することにあり、これら
によって母材と溶接金属部の高強度と優れた低温靱性を
同時に達成できる。
イズ、(2)MAや上部ベイナイト(Bu)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。と
くに高強度化、厚肉化するほど合金元素の添加量は必然
的に多くなり、焼入れ時の組織は上部ベイナイト主体の
組織となり、MA生成の完全抑制は困難になる。本発明
では鋼中のSi量とAl量を極力低減することにより、
上部ベイナイトが生成する場合でもMAの生成量が抑制
され、かつ微細に分散させて、低温靱性を向上させる。
SiとAlを添加した場合には、SiやAlはセメンタ
イトへの溶解度が小さく、セメンタイト中にSiやAl
が固溶しないために、未変態オ−ステナイト中でγが安
定化してMAの生成が顕著になる。
のSiおよびAlの量をそれぞれSi:0.3%以下、
Al:0.004%以下に限定した。Si、Al量の上
限の値はMAの生成を抑制して、低温靱性を向上させる
ために必要な値である。Siは脱酸や強度向上のために
必要な元素であり、その上限の値を0.3%とした。た
だし、Si量は強度が確保できる範囲内でできるだけ少
ない方が望ましい。
本発明では好ましくない元素である。Al量が0.00
4%を超えるとHAZでのMAの生成量が顕著となり、
低温靱性の劣化を招くので、上限を0.004%とし
た。鋼の脱酸はTiのみでも十分であり、Si,Alは
必ずしも添加する必要はない。
影響部(HAZ)の強度、低温靱性の確保ならびにN
b,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、現地溶接性の著しい劣化を招くので、上限を
0.10%とした。
欠な元素であり、その下限は0.8%である。しかしM
nが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、HA
Z靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので、上限を2.2
%とした。
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Nbを0.10%超添加すると、
現地溶接性やHAZ靱性に悪影響をもたらすので、その
上限を0.10%とした。
再加熱時および溶接HAZのオ−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、母材およびHAZの
低温靱性を改善する。このようなTiNの効果を発現さ
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、TiNの粗大化やTi
C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0.03%に限定しなければならない。
S,O量をそれぞれ、0.015%以下、0.003%
以下、0.006%以下とする。この主たる理由は母
材、HAZ靱性の低温靱性をより一層向上させるためで
ある。P量の低減は連続鋳造スラブの中心偏析を低減
し、粒界破壊を防止し低温靱性を向上させる。またS量
の低減は延伸化したMnSを低減して延靱性を向上させ
る効果がある。O量の低減は鋼中の酸化物を少なくし
て、低温靱性の改善に効果がある。したがってP,S,
O量は低いほど好ましい。
び溶接HAZのオ−ステナイト粒の粗大化を抑制して母
材、HAZの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。しかし多過ぎるとスラブ
表面疵や固溶NによるHAZ靱性の劣化の原因となるの
で、その上限は0.006%に抑える必要がある。
Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15で定義されるC
EB値を0.4〜0.6の範囲に限定する必要がある。
CEB値が0.4未満では十分な強度が得られない。ま
たCEB値が0.6を超えると強度が大きく上昇し、靭
性の劣化が起こる。
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。とくに高強度化、厚肉化するほど合金元素の
添加量は必然的に多くなり、焼入れ時の組織は上部ベイ
ナイト主体の組織となり、従来の加熱温度においては結
晶粒の粗大化と相まって靭性の劣化は避けられない。
ン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。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)しているために、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。
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など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
溶接性の著しい劣化を招くので、上限を0.10%とし
た。
のため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0.6%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。
欠な元素であり、その下限は0.8%である。しかしM
nが多過ぎると鋼の焼入性が増加して現地溶接性、HA
Z靱性を劣化させるだけでなく、連続鋳造鋼片の中心偏
析を助長し、低温靱性も劣化させるので上限を2.2%
とした。
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.
005%とした。しかしNbを0.05%以上添加する
と、現地溶接性やHAZ靱性に悪影響をもたらすので、
その上限を0.05%とした。
再加熱時および溶接HAZのオ−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、母材およびHAZの
低温靱性を改善する。このようなTiNの効果を発現さ
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、TiNの粗大化やTi
C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0.03%に限定しなければならない。
で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。
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。しかし多
過ぎると固溶Nの増加による靱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。
低温靱性の改善に効果がある。したがってO量は低いほ
ど好ましい。O量が多すぎると清浄度が劣化して、低温
靱性が劣化するので、その上限の値は0.04%であ
る。
S量をそれぞれ、0.015%以下、0.01%以下と
する。この主たる理由は母材、HAZ靱性の低温靱性を
より一層向上させるためである。P量の低減は連続鋳造
スラブの中心偏析を低減し、粒界破壊を防止し低温靱性
を向上させる。またS量の低減は延伸化したMnSを低
減して延靱性を向上させる効果がある。したがってP,
S量は低いほど好ましい。
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
の拡大や母材の強度・靱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。
強度を低温靱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Cr、Mo添加に
比較して圧延組織(特にスラブの中心偏析帯)中に低温
靱性に有害な硬化組織を形成することが少なく、強度を
増加させる。この効果を発揮させるために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HAZ靱性などを劣化させ
るので、その上限を1.0%とした。Niは連続鋳造
時、熱間圧延時におけるCuクラックの防止にも有効で
ある。
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
母材、HAZの靱性低下や熱間圧延時にCuクラックが
生じるので、その上限を1.0%とした。
り、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、多過ぎると現地溶接性やHAZ
靱性を著しく劣化させる。このためCr量の上限は1.
0%である。
を増加させる効果がある。Nbと共存して制御圧延時に
オ−ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オ−ステナイ
ト組織の微細化にも効果がある。このような効果を得る
ためには、Moは最低0.1%必要である。しかし過剰
なMo添加はHAZ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。
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0.005%とし
た。しかしNbを0.05%以上添加すると、現地溶接
性やHAZ靱性に悪影響をもたらすので、その上限を
0.05%とした。
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。その上限は現地溶接性、HAZ靱性の点から
0.10%まで許容できる。
る。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
靱性を劣化させるだけでなく、かえって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.
0030%とした。
低温靱性を向上(シャルピ−試験における吸収エネルギ
−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−、
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。
Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15で定義されるC
EW値を0.45〜0.75の範囲に限定する必要があ
る。CEB値が0.4未満では十分な強度が得られな
い。またCEB値が0.6を超えると強度が大きく上昇
し、靭性の劣化が起こる。なお、上記成分を有する鋼の
圧延方法として、制御圧延または制御圧延〜加速冷却す
ることが望ましい。これはベンド管の袖部の強度と低温
靱性を確保するためである。
る。本発明では、鋼管を800〜900℃の温度範囲に
再加熱後、曲げ加工して、その後焼入れする必要があ
る。鋼管の加熱温度を800℃以上とする理由は、オ−
ステナイト域で合金元素を十分に溶体化させ、強度と低
温靱性を向上させるためである。しかし加熱温度が90
0℃を超えると、溶接金属において加熱時のオ−ステナ
イト粒が著しく成長し、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
なるためである。このため加熱温度の上限は900℃と
した。
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10
℃/秒以上が望ましい。
造した。成形方法はUOEおよびBR(ベンディングロ
−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。母材及び溶接金属の
成分、鋼管の製造法、ベンド条件、及び母材及び溶接金
属の機械的性質を表1(表1−1、表1−2)及び表2
に示す。表から明らかなように、本発明の鋼管は優れた
強度・低温靱性を有する。
管製造条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。すな
わち、鋼6は母材のC量が多過ぎるため、母材の低温靱
性が悪い。鋼7は母材のMn量が高過ぎるため、母材の
低温靱性が悪い。鋼8は母材のAl量が多過ぎるため、
HAZの低温靱性が悪い。鋼9は母材のCEB値が小さ
いため、十分な強度が得られない。鋼10は母材のCE
B値が大きいため、強度が著しく上昇し、低温靭性も悪
い。
溶接金属の低温靱性が悪い。鋼12は溶接金属のMn量
が少な過ぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。鋼13は
P値が小さすぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼
14はP値が高すぎるため溶接金属の低温靱性が悪い。
鋼15は鋼管の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が
悪い。鋼16は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が
低い。鋼17は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
ンド管(API規格X80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。
Claims (4)
- 【請求項1】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.3%以下、 Mn:0.8〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.004%以下、 N :0.001〜0.006%、O :0.006%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、 CEB=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 で定義されるCEB値が0.40〜0.60の範囲にあ
る母材と、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.0〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.01%以下、 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、 P={1.5(O−0.89Al)+3.4N}−Ti で定義されるP値が−0.010〜0.010の範囲に
あり、さらにかつ、 CEW=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(N
i+Cu)/15 で定義されるCEW値が0.45〜0.75の範囲にあ
る溶接金属部を有する鋼管を800〜900℃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
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。 - 【請求項2】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.3%以下、 Mn:0.8〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.004%以下、 N :0.001〜0.006%、O :0.006%以下 を含有し、さらに、 Ni:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.002% Ca:0.001〜0.005%のうち一種または二種
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 CEB=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 で定義されるCEB値が0.40〜0.60の範囲にあ
る母材と、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6以下%、 Mn:1.0〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.01以下%、 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、 P={1.5(O−0.89Al)+3.4N}−Ti で定義されるP値が−0.010〜0.010の範囲に
あり、さらに、 CEW=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(N
i+Cu)/15 で定義されるCEW値が0.45〜0.75の範囲にあ
るる溶接金属部を有する鋼管を800〜900℃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
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。 - 【請求項3】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.3以下%、 Mn:0.8〜2.2%、 P :0.015以下%、 S :0.003%以下、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.004%以下、 N :0.001〜0.006%、O :0.006%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、 CEB=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 で定義されるCEB値が0.40〜0.60の範囲にあ
る母材と、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.0〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.01%以下、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.04%以下 に、さらに、 Ni:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 Nb:0.005〜0.05%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.003%、Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、 かつ、P={1.5(O−0.89Al)+3.4N}−Ti で定義されるP値が−0.010〜0.010の範囲に
あり、さらに、 CEW=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 で定義されるCEW値が0.45〜0.75の範囲にあ
る溶接金属部を有する鋼管を800〜900℃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
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。 - 【請求項4】 質量%で、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.3%以下、 Mn:0.8〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.003%以下、 Nb:0.01〜0.10%、 Ti:0.005〜0.030%、Al:0.004%以下、 N :0.001〜0.006%、O :0.006%以下 に、さらに、 Ni:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 V :0.01〜0.10%、 B:0.0003〜0.002%、 Ca:0.001〜0.005%のうち一種または二種
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、 CEB=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 で定義されるCEB値が0.40〜0.60の範囲にあ
る母材と、 C :0.03〜0.10%、 Si:0.6%以下、 Mn:1.0〜2.2%、 P :0.015%以下、 S :0.01%以下、 Ti:0.005〜0.030%、 Al:0.05%以下、 N :0.001〜0.010%、 O :0.04%以下 に、さらに、 Ni:0.1〜1.0%、 Cu:0.1〜1.0%、 Cr:0.1〜1.0%、 Mo:0.1〜1.0%、 Nb:0.005〜0.05%、 V :0.01〜0.10%、 B :0.0003〜0.003、Ca:0.001〜0.005% のうち一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不
可避的不純物からなり、かつ、P={1.5(O−0.
89Al)+3.4N}−Tiで定義されるP値が−
0.010〜0.010の範囲にあり、さらに、 CEW=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15 で定義されるCEW値が0.45〜0.75の範囲にあ
る溶接金属部を有する鋼管を800〜900℃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
低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法。
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