JP3466450B2 - 高強度高靭性ベンド管およびその製造法 - Google Patents

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）の高強度と高靭性を有するベンド管（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。しかしなが
らこれらの方法では、せいぜいＸ７０（降伏強さ４９０
Ｎ／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。このような背景のもと、
低温での優れた靭性を有する超高強度ベンド管（Ｘ１０
０以上）の開発が強く要望されていた。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明は低温靭性に優
れた降伏強さ６９０Ｎ／mm² 以上（ＡＰＩ規格Ｘ１００
以上）の高強度高靭性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。

【０００８】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成する本発
明の第１発明ベンド管は、重量％にて、Ｃ：０．０３〜
０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：１．８〜２．
５％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．００３％以下、
Ｎｉ：０．２０〜１．０％、Ｍｏ：０．２５〜０．６０
％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜
０．０３０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１
〜０．００６％、Ｏ：０．００５％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Ｐ₁ 値が２．５〜３．８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高強度高
靭性ベンド管である。 Ｐ₁ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ ・・・・・（１）

【０００９】第２発明ベンド管は、重量％にて、Ｃ：
０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．６％以下、Ｍｎ：
１．７〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０
０３％以下、Ｎｉ：０．１０〜１．０％、Ｍｏ：０．１
５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、Ｂ：０．０００３〜０．０
０２０％、Ａｌ：０．０６％以下、Ｎ：０．００１〜
０．００６％、Ｏ：０．００５％以下を含有し残部がＦ
ｅおよび不可避的不純物からなり、かつ下記（２）式で
定義されるＰ₂ 値が２．５〜４．０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高強度高靭
性ベンド管である。 Ｐ₂ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・・・（２）

【００１０】そして第１発明ベンド管および第２発明ベ
ンド管において、重量％にてさらに、Ｃｕ：０．１〜
１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜
０．１０％、Ｃａ：０．００１〜０．００５％のうち１
種または２種以上を含有することが好ましい。

【００１１】また本発明法は、上記第１発明ベンド管お
よび第２発明ベンド管において記載された成分組成から
なる鋼管を、７８０〜９００℃未満に加熱後、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
徴とする高強度高靭性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、極低炭素−高Ｍｎ
−Ｎｂ−（Ｍｏ，Ｃｒ）−微量Ｔｉ鋼管を、Ａｃ₃ 温度
以上に加熱後、曲げ加工しながら焼入れ処理することに
より、Ｘ７０程度の高強度と良好な低温靭性を確保でき
ることが、特開昭５９−２３２２２５号公報に開示され
ている。しかしながらＸ１００以上の高強度を得るため
には、さらに合金元素を添加することが必要となる。そ
して合金元素の添加により、母材の低温靭性が不十分と
なる。そこで、曲げ加工した超高強度ベンド管の低温靭
性を改善するために鋭意研究した結果、本発明に至っ
た。

【００１３】本発明ベンド管は、後述の本発明法のよう
に、微細なオーステナイトの状態で曲げ加工し直ちに水
冷することにより、変態後のベイナイトの有効結晶粒を
著しく細粒化することができ、低温靭性を改善できる。
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。このとき、ベイナイト組織を７
０％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。

【００１４】低合金鋼の低温靭性は、(1) 結晶粒のサイ
ズ、(2) 上記ＭＡや上部ベイナ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。特に高強
度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
の生成や結晶粒の粗大化と相まって低温靭性は劣化す
る。しかしながら、上述のように、鋼材のミクロ組織を
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化学成分を限定
する必要がある。

【００１５】したがって本発明の第１発明ベンド管は、
(1) 低Ｃ−高Ｍｎ−Ｎｉ−Ｍｏ−Ｎｂ−Ｔｉ系の限定し
た成分で、(2) 上記（１）式で定義されるＰ₁ 値が２．
５〜３．８の範囲の成分組成からなる鋼を母材とし、さ
らに、(3) 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
ミクロ組織としたことにより、Ｘ１００以上の高強度を
有するとともに良好な低温靭性を有するものである。

【００１６】以下に第１発明ベンド管における成分組成
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Ｎｂ，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
量が多すぎると母材、ＨＡＺ（溶接熱影響部）の低温靭
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。

【００１７】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ＨＡＺの靭性および現地溶接
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は強度および低温靭
性を確保する上で不可欠な元素であり、その下限は１．
８％である。しかしＭｎが多すぎると、鋼の焼入性が増
加してＨＡＺの靭性および現地溶接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、母材の低温
靭性をも劣化させるのでその上限を２．５％とした。

【００１８】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明成
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
に低温靭性に有害な硬化組織を形成することが少なく、
微量のＮｉ添加がＨＡＺ靭性の改善にも有効であること
が判明した。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、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１．０％とした。

【００１９】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．
２５％必要である。しかし過剰なＭｏ添加はＨＡＺ靭
性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を０．６０
％とした。

【００２０】また第１発明ベンド管では、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、ＨＡＺ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。

【００２１】一方、Ｔｉ添加は微細なＴｉＮを形成し、
加熱時および溶接ＨＡＺ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、母材およびＨＡＺの低
温靭性を改善する。またＡｌ量が少ないとき（たとえば
０．００５％以下）、Ｔｉは酸化物を形成し、ＨＡＺに
おいて粒内フェライト生成核として作用し、ＨＡＺ組織
を微細化する効果も有する。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。

【００２２】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。

【００２３】ＮはＴｉＮを形成して加熱時および溶接Ｈ
ＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制して、母材およ
びＨＡＺの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、多すぎるとスラブ
表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靭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。

【００２４】また不純物元素であるＰ，Ｓ，Ｏ量を、そ
れぞれ、０．０１５％以下、０．００３％以下、０．０
０５％以下とする。この主たる理由は、母材およびＨＡ
Ｚの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
防止し低温靭性を向上させる。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。

【００２５】つぎに、好ましい条件としてＣｕ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｃａの１種または２種以上を添加する理由について
説明する。基本となる上記成分に加えて、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。

【００２６】ＣｕはＮｉとほぼ同様な効果を持つととも
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
り母材およびＨＡＺの靭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。

【００２７】Ｃｒは母材および溶接部の強度を増加させ
る効果があり、この効果を発揮させるためには０．１％
以上の添加が必要である。しかし、多すぎるとＨＡＺ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０．６％とした。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ＨＡＺ靭性や現地溶接性の点から０．１０％まで
許容できる。

【００２８】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％以
下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。

【００２９】以上の個々の添加元素の限定に加えて、さ
らに上記（１）式で定義されるＰ₁値を２．５以上かつ
３．８以下に制限する必要がある。これはＨＡＺ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
性バランスを達成するためである。Ｐ₁ 値の下限を２．
５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Ｐ₁ 値の上限を３．８としたの
は優れたＨＡＺ靭性、現地溶接性を維持するためであ
る。

【００３０】つぎに第２発明ベンド管は、(1) 上記のよ
うな低Ｃ−高Ｍｎ−Ｍｏ−Ｎｂ−微量Ｂ−微量Ｔｉ系の
限定した成分で、(2) 上記（２）式で定義されるＰ₂ 値
が２．５〜４．０の範囲の成分組成からなる鋼を母材と
し、さらに、(3) 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
有するミクロ組織としたことにより、Ｘ１００以上の高
強度を有するとともに良好な低温靭性を有するものであ
る。

【００３１】第２発明ベンド管における成分系はＢを添
加している。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主体とする組織を得るために、
第２発明ベンド管において必要不可欠の元素である。後
述のＰ₂ 値において１に相当する、すなわち１％Ｍｎに
相当する効果がある。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
０．００２０％とした。

【００３２】このようにＢを添加した結果、Ｍｎは１．
７％以上２．２％以下、Ｎｉは０．１０％以上１．０％
以下、Ｍｏは０．１５％以上０．５０％以下とし、その
他の元素Ｃ，Ｓｉ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ａｌ，Ｎ，Ｐ，Ｓおよ
びＯの量は第１発明ベンド管におけると同様である。そ
してこれら各元素量の限定理由も、第１発明ベンド管に
おけると同様である。

【００３３】また好ましい条件として、Ｃｕ，Ｃｒ，
Ｖ，Ｃａの１種または２種以上を添加する理由、および
その添加量の限定理由も第１発明ベンド管におけると同
様である。さらに第２発明ベンド管においては、上記
（２）式で定義されるＰ₂ 値を２．５以上かつ４．０以
下に制限する必要があり、その理由も第１発明ベンド管
におけると同様である。

【００３４】このような第１発明ベンド管および第２発
明ベンド管は、上記成分組成からなる鋼を溶製し、周知
の方法により鋼管とした後、後述の本発明法により曲げ
加工して製造することができる。鋼管とする際には、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。こうすることにより鋼管のミクロ
組織が微細化し、加熱〜曲げ加工時に微細なオーステナ
イトが生成して、焼入処理後のミクロ組織が微細なベイ
ナイト主体の組織となる。この結果、ベンド管の所定の
強度と低温靭性を確保することができる。

【００３５】つぎに本発明法について説明する。本発明
法は、上記第１発明ベンド管および第２発明ベンド管に
おいて示した各成分組成の鋼管を、７８０〜９００℃未
満のいわゆるγ／α２相域に加熱後、曲げ加工し直ちに
１０℃／秒以上の冷却速度で水冷する方法である。

【００３６】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９００℃以上となると、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
９００℃未満とした。

【００３７】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。

【００３８】

【実施例】［実施例１］：表１に示す種々の鋼成分の鋼
管からベンド管を製造して、諸性質を調査した結果を表
２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．１〜３，５，６の第１発明ベンド管は、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．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。

【００３９】また本発明例No．１〜３，５，６は、第１
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。

【００４０】No．７はＣ量が多すぎるため、低温靭性が
悪い。No．８はＭｎ量が少ないため低温靭性が悪い。N
o．９はＭｎ量が多すぎるため、低温靭性が悪い。No．
１０はＮｉ量が少ない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Ｐ₁ 値が小
さいためＸ１００以上の強度が得られない。No．１４は
Ｐ₁ 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．１
６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。

【００４１】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
工直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。

【００４２】

【表１】

【００４３】

【表２】

【００４４】［実施例２］：表３に示す種々の鋼成分の
鋼管からベンド管を製造して、諸性質を調査した結果を
表４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．２１〜２３，２５，２６の第２発明ベンド
管は、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．２７〜No．４１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。

【００４５】また本発明例No．２１〜２３，２５，２６
は、第２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．３９〜No．４１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。

【００４６】No．２７はＣ量が多すぎるため、低温靭性
が悪い。No．２８はＭｎ量が少ないため低温靭性が悪
い。No．２９はＭｎ量が多すぎるため、低温靭性が悪
い。No．３０はＮｉ量が少ないため低温靭性が悪い。N
o．３１はＭｏ量が少ないため低温靭性が悪い。No．３
２はＭｏ量が多すぎるため低温靭性が悪い。No．３３は
Ｂ量が少ないため強度が低く、低温靭性が悪い。No．３
４はＢ量が多すぎるために低温靭性が悪い。No．３５は
Ｐ₂ 値が小さいためＸ１００以上の強度が得られない。
No．３６はＰ₂ 値が高すぎるため低温靭性が悪い。No．
３７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．３８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。

【００４７】No．３９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．４０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．４１は曲げ加
工直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。

【００４８】

【表３】

【００４９】

【表４】

【００５０】

【発明の効果】本発明ベンド管は、ＡＰＩ規格でＸ１０
０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靭性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 丸山 直紀 神奈川県川崎市中原区井田３丁目35番１ 号 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 (56)参考文献 特開 平９−31536（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−296253（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−263831（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−279743（ＪＰ，Ａ) 特開 平９−296217（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−232225（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/10,9/08 B21D 7/16

Claims (4)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％にて、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．２０〜１．０％、 Ｍｏ：０．２５〜０．６０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００５％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Ｐ₁ 値が２．５〜３．８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
   とする高強度高靭性ベンド管。 Ｐ₁ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ ・・・・・（１）
2. 【請求項２】 重量％にて、 Ｃ ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．６％以下、 Ｍｎ：１．７〜２．２％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００３％以下、 Ｎｉ：０．１０〜１．０％、 Ｍｏ：０．１５〜０．５０％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ｂ ：０．０００３〜０．００２０％、 Ａｌ：０．０６％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ ：０．００５％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（２）式で定義されるＰ₂ 値が２．５〜４．０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
   とする高強度高靭性ベンド管。 Ｐ₂ ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋２Ｍｏ ・・・・・（２）
3. 【請求項３】 重量％にてさらに、 Ｃｕ：０．１〜１．０％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％ のうち１種または２種以上を含有することを特徴とする
   請求項１または２記載の高強度高靭性ベンド管。
4. 【請求項４】 請求項１，２または３に記載された成分
   組成からなる鋼管を、７８０〜９００℃未満に加熱後、
   曲げ加工し直ちに１０℃／秒以上の冷却速度で水冷する
   ことを特徴とする高強度高靭性ベンド管の製造法。