JP3603695B2 - 低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法に関する。詳しくは、引張強さで７６０ＭＰａ以上の高強度を有するとともに低温靱性と溶接性にも優れ、天然ガスや原油を輸送するためのラインパイプ及び各種圧力容器などに利用されるベンド管を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
天然ガスや原油を長距離に亘って輸送するパイプラインにおいて、輸送コストを低減することは普遍的なニーズである。このため、パイプラインの操業圧力を上昇させて輸送効率を高めることが試みられている。パイプラインの操業圧力を高めるには、パイプラインで使用されるラインパイプに対して、従来からの強度グレードのままでその肉厚を増加させる方法が考えられる。しかし、このラインパイプの肉厚増加法によれば、現地での溶接施工能率の低下及び構造物の重量増加による施工効率の低下を招いてしまう。
【０００３】
したがって、ラインパイプの強度そのものを高めることで肉厚の増大を制限しようとする動きが高まっており、現在では米国石油協会（ＡＰＩ）でＸ８０グレード（降伏強さが５５１ＭＰａ以上、引張強さが６２０ＭＰａ以上）のラインパイプが規格化され実用に供されている。
【０００４】
しかしながら、産業界にはパイプラインの操業圧力を更に上昇させて輸送効率を一層高めたいとする動きがあり、したがって、上記Ｘ８０グレードを超える高強度のラインパイプに対する要望が極めて大きくなっている。
【０００５】
Ｘ８０グレードを超える高強度のラインパイプに対しては、例えば、特開平８−２０９２８８号公報及び特開平８−２０９２９０号公報に、引張強さが９５０ＭＰａ以上であるＸ１００超のラインパイプが提案されている。なお、Ｘ１００グレードの強度とは、降伏強さが６８９ＭＰａ以上、引張強さが７５８ＭＰａ以上である。
【０００６】
上記のうち、特開平８−２０９２８８号公報には、化学組成とミクロ組織を調整し、Ｃｕの時効析出を利用してＸ１００超のラインパイプを得るための「低温靱性の優れた溶接性高張力鋼」が開示されている。又、特開平８−２０９２９０号公報には、Ｍｎの含有量を高めた化学組成とミクロ組織を調整してＸ１００超のラインパイプを得るための「低温靱性の優れた溶接性高張力鋼」が開示されている。
【０００７】
上記の各公報で提案された技術はいずれもＸ１００超の高強度ラインパイプを対象としてはいるものの、その技術の本質は「鋼板」に係るものである。したがって、目的とするラインパイプはその鋼板から冷間成形とシーム溶接により製造される鋼管、つまり「直管」に他ならない。しかし、長大なパイプラインや複雑な構造の圧力容器の場合、直線状の「直管」を用いるだけでは施工が不可能であり、複雑な地形や設計に応じて「曲管」を用いる必要がある。
【０００８】
この「曲管」としては、通常、熱間又は温間で「直管」を（曲げ）加工して製造されるベンド管が使用される。
【０００９】
強度グレードがＸ８０以下のベンド管に低温靱性と溶接性とを具備させることは比較的容易であり、各種の製造技術が知られている。しかし、鋼板の強度が高くなるほど溶接性と低温靱性とを両立させるために、組織の微細化などを目的とした制御圧延技術の占める役割が大きくなる。したがって、制御圧延した強度の高い鋼板から作製した鋼管（直管）、特に引張強さが７６０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の直管を熱間や温間で曲げ加工して曲管にする場合には、加熱によって制御圧延の効果が消失してしまう。つまり、高強度のベンド管ほどその素材である直管に対する機械的特性の低下が激しくなる。こうした理由から、従来Ｘ１００及びＸ１００超の高強度ベンド管の有効な製造技術は見いだされていなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、７６０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、優れた母材及び溶接部靱性と溶接性をも兼ね備え、天然ガスや原油を輸送するためのラインパイプ及び各種圧力容器などに利用されるベンド管の製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下記に示す低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法を要旨とする。
【００１２】
すなわち、「重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｍｎ：０．８〜１．７％、Ｎｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％、Ａｌ：０．０３％以下を含み、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．００３％以下、Ｎは０．００４％以下で、更に下記Ｅ１式で表されるｆｎ１の値が０．４０％以下の化学組成を有する鋼管を、８００〜１０００℃の温度域に加熱して曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法。ここで、ｆｎ１＝３０Ｎ（％）＋Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋５Ａｌ（％）・・・Ｅ１」である。
【００１３】
なお、上記の各温度は鋼管（直管）やベンド管の肉厚中心部の温度をいい、「冷却速度」もベンド管の肉厚中心部における冷却速度をいう。
【００１４】
本発明者らは、直管を曲げ加工して７６０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度ベンド管を、母材、溶接部の靱性を損なうことなく製造するために種々検討を行った。その結果、下記の知見が得られた。
【００１５】
（ａ）曲げ加工、なかでも熱間曲げ加工によって生ずる組織及び機械的特性の劣化を抑制するためには、母材の素材鋼にＮｂ及びＢを含有させ、更にその効果を安定化させるためにＮｉ及びＭｏを適量含有させればよい。
【００１６】
（ｂ）Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮは熱間曲げ加工の工程で生ずる特性劣化の原因となる元素である。したがって、上記元素の含有量を制限することにより、ベンド管の低温靱性を高めることができる。
【００１７】
（ｃ）引張強さが７６０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼において、熱間曲げ加工の工程で生ずる低温靱性の低下を抑制するには、前記したＥ１式で表されるｆｎ１の値を制限する必要があること。
【００１８】
（ｄ）上記の化学組成制御を行うとともに、熱間曲げ加工でベンド管を製造する際の加熱温度及び曲げ加工を施した後の冷却条件を適正化することで、７６０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度ベンド管を母材、溶接部の靱性を損なうことなく製造することができる。
【００１９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２０】
【発明の実際の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「重量％」を意味する。
【００２１】
（Ａ）鋼管の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは、強度上昇に有効な元素であり、本発明における所望の強度（７６０ＭＰａ以上の引張強さ）を得るためには、０．０２％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．１２％を超えると、溶接性が劣化するだけでなく、熱間曲げ加工後の母材、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０２〜０．１２％とした。
【００２２】
Ｍｎ：０．８〜１．７％
Ｍｎは、強度上昇に有効な元素であり、そのためには０．８％以上含有させる必要がある。しかし、１．７％を超えて含有させると溶接部の靱性が劣化し、更に、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．８〜１．７％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８〜１．５％とすることが好ましい。
【００２３】
Ｎｉ：０．４〜２．５％
Ｎｉは、強度上昇作用、靱性及び脆性亀裂の伝播停止特性を改善する作用を有する。更に、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。これらの効果を得るには、Ｎｉを０．４％以上含有させることが必要である。しかし、２．５％を超えて含有させてもコストアップに見合うだけの強度上昇と靱性の改善が得られない。したがって、Ｎｉの含有量を０．４〜２．５％とした。なお、Ｎｉの含有量は１．２〜２．５％とすることが好ましい。
【００２４】
Ｍｏ：０．０５〜０．６％
Ｍｏは、強度上昇作用を有すると同時に、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。しかし、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が得られない。一方、０．６％を超えて含有させると、コストアップに見合うだけの強度上昇と靱性の改善が得られないばかりでなく、却って母材と溶接部の靱性低下を招く。したがって、Ｍｏの含有量を０．０５〜０．６％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．２〜０．６％とすることが好ましい。
【００２５】
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％
Ｎｂは、熱間曲げ加工によって生ずる組織及び機械的特性の劣化を抑制して、曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。この効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが必要である。しかし、０．０４％を超えて含有させると、溶接性が低下すると同時に、却って熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の低温靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０４％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０２％とすることが好ましい。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％
Ｂは、強度上昇作用に加えて、熱間曲げ加工によって生ずる組織及び機械的特性の劣化を抑制し、曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。しかし、その含有量が０．０００５％未満では前記の効果が得られない。一方、０．００１５％を超えると、溶接性が低下すると同時に、却って熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の低温靱性が低下する。このため、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００１５％とした。なお、Ｂ含有量は０．０００８％以上とすることが好ましい。
【００２７】
なお、前記量のＮｂと上記量のＢを複合して含有させ、しかも、前記量のＮｉ及びＭｏを同時に含有させることで、熱間曲げ加工によって生ずる組織と機械的特性の劣化の抑制作用が極めて安定して得られる。
【００２８】
Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは通常脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．２０％を超えると、溶接熱影響部の靱性が低下するし、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が損なわれる。したがって、Ｓｉの含有量を０．２０％以下とした。
【００２９】
Ｃｕ：０〜０．６％
Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば、強度上昇作用や耐食性向上作用が得られる。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．６％を超えると、靱性の低下を招く。したがって、Ｃｕの含有量を０〜０．６％とした。
【００３０】
Ｃｒ：０〜０．８％
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば、強度上昇や耐食性向上の効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．８％を超えると、母材及び溶接部の靱性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜０．８％とした。
【００３１】
Ｖ：０〜０．１％
Ｖも添加しなくてもよい。添加すれば、強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると、母材及び溶接部の靱性が低下する。このため、Ｖの含有量を０〜０．１％とした。
【００３２】
Ｔｉ：０〜０．０３％
Ｔｉは添加しなくてもよい。添加すれば、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒微細化効果がある。この効果を確実に得るには、Ｔｉは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。なお、Ｎｂ添加鋼の場合には、連続鋳造スラブ表面のヒビ割れ発生がＮｂによって助長されるので、ヒビ割れ発生の抑制のために前記の量のＴｉを含有させることが特に望ましい。しかし、その含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮが粗大化してオーステナイト結晶粒微細化効果が消滅してしまう。このため、Ｔｉの含有量を０〜０．０３％とした。
【００３３】
Ｃａ：０〜０．００３％
Ｃａも添加しなくてもよい。添加すれば、鋼中のＭｎＳの形態を制御して鋼材の圧延方向と直角な方向の靱性を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００３％を超えると、鋼中の非金属介在物が増加して内部欠陥発生の原因となる。したがって、Ｃａの含有量を０〜０．００３％とした。
【００３４】
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは通常脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０３％を超えると、溶接熱影響部の靱性が低下するし、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が損なわれる。したがって、Ａｌの含有量を０．０３％以下とした。
【００３５】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｓ及びＮの含有量を下記のとおりに制限する。
【００３６】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは粒界で脆性破壊を生じさせて鋼の靱性を低下させるばかりでなく、スラブの中心偏析を大きくする。特に、その含有量が０．０１５％を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．０１５％以下とした。
【００３７】
Ｓ：０．００３％以下
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、このＭｎＳが圧延により延伸して鋼材の靱性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．００３％を超えると上記の靱性低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量を０．００３％以下とした。
【００３８】
Ｎ：０．００４％以下
Ｎは母材及び溶接部の靱性を低下させることに加えて、熱間曲げ加工後の特性低下を顕著化させる有害な元素である。特に、その含有量が０．００４％を超えると、他の条件を調整してもベンド管としての良好な特性が得られなくなる。したがって、不純物元素としてのＮの含有量を０．００４％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００３％以下とすることが望ましい。
【００３９】
ｆｎ１の値：０．４０％以下
引張強さが７６０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼管の場合、化学組成が既に述べた値であっても、前記Ｅ１式で表されるｆｎ１の値が０．４０％を超えると、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が低下してしまう。したがって、ｆｎ１の値を０．４０％以下とした。なお、特に引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度材の特性を安定化させるには、ｆｎ１の値を０．３０％以下とすることが好ましい。
【００４０】
（Ｂ）ベンド管の製造条件
（Ｂ−１）鋼管の加熱温度
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼管の加熱温度は８００〜１０００℃とする必要がある。加熱温度が１０００℃を超えると、組織が粗大化して低温靱性が劣化する。更に、再固溶したＮ、Ｓ、ＣやＡｌなどの元素が曲げ加工中にオーステナイト粒界等に移動することによる低温靱性の低下も生ずる。一方、加熱温度が８００℃未満では、曲げ加工を施した後、下記（Ｂ−３）項で述べる条件で冷却しても低温靱性が低下する。したがって、鋼管の加熱温度を８００〜１０００℃とした。
【００４１】
（Ｂ−２）曲げ加工
曲げ加工の方法は特に規定する必要はない。通常のベンド管製造で用いられる曲げ加工法とすればよい。
【００４２】
（Ｂ−３）曲げ加工後の冷却
良好な靱性と７６０ＭＰａ以上の引張強さを得るには、鋼管を前記（Ｂ−１）項に記載の温度に加熱して曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度Ｔ２まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要がある。
【００４３】
８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却するのは、この処理によって低温靱性に有害な元素を固着して無害化を図るためである。温度Ｔ１が８００℃を超えると、低温靱性に有害な元素の無害化が十分なされないので、低温靱性が低下してしまう。一方、温度Ｔ１が６５０℃を下回ると、次に、４００℃以下の温度Ｔ２まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却しても、焼入れ不足となって、低温靱性が低下する。
【００４４】
上記温度Ｔ１まで冷却する際の冷却速度が１２０℃／分を超える場合にも、低温靱性に有害な元素の無害化が十分なされないので、低温靱性が低下してしまう。
【００４５】
次に、温度Ｔ２から、つまり温度Ｔ１から５℃／秒以上で行う冷却の停止温度が４００℃を超えると、靱性の低下や靱性のバラツキが顕著になる。又、８００〜６５０℃の温度Ｔ１から４００℃以下の温度Ｔ２まで冷却する際の冷却速度が５℃／分を下回る場合にも、靱性の低下や靱性のバラツキが顕著になる。
【００４６】
したがって、鋼管に曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度Ｔ２まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却することとした。
【００４７】
なお、鋼管に曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで行う冷却処理は、例えば空冷とすればよい。又、温度Ｔ１から４００℃以下の温度Ｔ２まで行う冷却は、例えば通常の水、油やミストによる冷却処理とすればよい。
【００４８】
以下、実施例により本発明を詳しく説明する。
【００４９】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する転炉−連続鋳造設備で製造した鋼片を、通常の方法で熱間圧延及びシーム溶接して直径（外径）が９１０ｍｍで肉厚が２０ｍｍの鋼管を製造し、次に、この鋼管を素材として、表２に示す種々の条件でベンド管を製造した。
【００５０】
表１における鋼Ａ〜Ｈは化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例、鋼Ｉ〜Ｍは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例である。
【００５１】
表２における「温度Ｔ１」は鋼管の曲げ加工の次に行う冷却の停止温度、換言すれば、この冷却に続けて行う冷却の開始温度を示し、「温度Ｔ２」は前記の温度Ｔ１から行う冷却の停止温度を示す。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
このようにして得た肉厚２０ｍｍのベンド管の母材部から、ＡＰＩ（米国石油協会）規格５Ｌに記載の引張試験片とＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を、又、溶接継ぎ手部からもＡＰＩ規格５Ｌに記載の引張試験片とＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を採取し、母材部の引張特性（降伏強さ、引張強さ及び伸び）とシャルピー衝撃特性（破面遷移温度ｖＴｓ（℃））、及び溶接継手部の引張特性（引張強さ）と−１０℃でのシャルピー衝撃特性（吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ））を調査した。なお、溶接継ぎ手部のシャルピー試験片は、ノッチ部においてＸ開先で溶接された溶接金属を５０％、母材部（ＨＡＺ部）を５０％含むようにして加工した。
【００５５】
表３に、上記の試験結果を示す。
【００５６】
【表３】
【００５７】
表３から、試験番号１〜１２の本発明に係るベンド管、つまり、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼管を素材として本発明で規定した条件で製造したベンド管はいずれも、母材及び溶接部ともに７６０ＭＰａ以上の大きな引張強さを有するとともに、優れた靱性（シャルピー衝撃試験特性）を有することが明らかである。なお、上記ベンド管の素材である鋼管（直管）にはシーム溶接での不良部は検出されなかった。
【００５８】
これに対して、試験番号１３〜１５のベンド管は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａの鋼管を素材とするものの、製造条件が本発明で規定した条件から外れるため母材及び溶接継ぎ手部の低温靱性が劣っている。
【００５９】
試験番号１６〜２０のベンド管は、化学組成が本発明で規定する含有量の範囲から外れるため母材及び溶接継ぎ手部の低温靱性が劣っている。
【００６０】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、７６０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、優れた母材及び溶接部靱性と溶接性をも兼ね備えるベンド管を比較的容易に製造することができる。
【発明の属する技術分野】
本発明は、低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法に関する。詳しくは、引張強さで７６０ＭＰａ以上の高強度を有するとともに低温靱性と溶接性にも優れ、天然ガスや原油を輸送するためのラインパイプ及び各種圧力容器などに利用されるベンド管を製造する方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
天然ガスや原油を長距離に亘って輸送するパイプラインにおいて、輸送コストを低減することは普遍的なニーズである。このため、パイプラインの操業圧力を上昇させて輸送効率を高めることが試みられている。パイプラインの操業圧力を高めるには、パイプラインで使用されるラインパイプに対して、従来からの強度グレードのままでその肉厚を増加させる方法が考えられる。しかし、このラインパイプの肉厚増加法によれば、現地での溶接施工能率の低下及び構造物の重量増加による施工効率の低下を招いてしまう。
【０００３】
したがって、ラインパイプの強度そのものを高めることで肉厚の増大を制限しようとする動きが高まっており、現在では米国石油協会（ＡＰＩ）でＸ８０グレード（降伏強さが５５１ＭＰａ以上、引張強さが６２０ＭＰａ以上）のラインパイプが規格化され実用に供されている。
【０００４】
しかしながら、産業界にはパイプラインの操業圧力を更に上昇させて輸送効率を一層高めたいとする動きがあり、したがって、上記Ｘ８０グレードを超える高強度のラインパイプに対する要望が極めて大きくなっている。
【０００５】
Ｘ８０グレードを超える高強度のラインパイプに対しては、例えば、特開平８−２０９２８８号公報及び特開平８−２０９２９０号公報に、引張強さが９５０ＭＰａ以上であるＸ１００超のラインパイプが提案されている。なお、Ｘ１００グレードの強度とは、降伏強さが６８９ＭＰａ以上、引張強さが７５８ＭＰａ以上である。
【０００６】
上記のうち、特開平８−２０９２８８号公報には、化学組成とミクロ組織を調整し、Ｃｕの時効析出を利用してＸ１００超のラインパイプを得るための「低温靱性の優れた溶接性高張力鋼」が開示されている。又、特開平８−２０９２９０号公報には、Ｍｎの含有量を高めた化学組成とミクロ組織を調整してＸ１００超のラインパイプを得るための「低温靱性の優れた溶接性高張力鋼」が開示されている。
【０００７】
上記の各公報で提案された技術はいずれもＸ１００超の高強度ラインパイプを対象としてはいるものの、その技術の本質は「鋼板」に係るものである。したがって、目的とするラインパイプはその鋼板から冷間成形とシーム溶接により製造される鋼管、つまり「直管」に他ならない。しかし、長大なパイプラインや複雑な構造の圧力容器の場合、直線状の「直管」を用いるだけでは施工が不可能であり、複雑な地形や設計に応じて「曲管」を用いる必要がある。
【０００８】
この「曲管」としては、通常、熱間又は温間で「直管」を（曲げ）加工して製造されるベンド管が使用される。
【０００９】
強度グレードがＸ８０以下のベンド管に低温靱性と溶接性とを具備させることは比較的容易であり、各種の製造技術が知られている。しかし、鋼板の強度が高くなるほど溶接性と低温靱性とを両立させるために、組織の微細化などを目的とした制御圧延技術の占める役割が大きくなる。したがって、制御圧延した強度の高い鋼板から作製した鋼管（直管）、特に引張強さが７６０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の直管を熱間や温間で曲げ加工して曲管にする場合には、加熱によって制御圧延の効果が消失してしまう。つまり、高強度のベンド管ほどその素材である直管に対する機械的特性の低下が激しくなる。こうした理由から、従来Ｘ１００及びＸ１００超の高強度ベンド管の有効な製造技術は見いだされていなかった。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みなされたもので、その目的は、７６０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、優れた母材及び溶接部靱性と溶接性をも兼ね備え、天然ガスや原油を輸送するためのラインパイプ及び各種圧力容器などに利用されるベンド管の製造方法を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明は、下記に示す低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法を要旨とする。
【００１２】
すなわち、「重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｍｎ：０．８〜１．７％、Ｎｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％、Ａｌ：０．０３％以下を含み、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．００３％以下、Ｎは０．００４％以下で、更に下記Ｅ１式で表されるｆｎ１の値が０．４０％以下の化学組成を有する鋼管を、８００〜１０００℃の温度域に加熱して曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法。ここで、ｆｎ１＝３０Ｎ（％）＋Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋５Ａｌ（％）・・・Ｅ１」である。
【００１３】
なお、上記の各温度は鋼管（直管）やベンド管の肉厚中心部の温度をいい、「冷却速度」もベンド管の肉厚中心部における冷却速度をいう。
【００１４】
本発明者らは、直管を曲げ加工して７６０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度ベンド管を、母材、溶接部の靱性を損なうことなく製造するために種々検討を行った。その結果、下記の知見が得られた。
【００１５】
（ａ）曲げ加工、なかでも熱間曲げ加工によって生ずる組織及び機械的特性の劣化を抑制するためには、母材の素材鋼にＮｂ及びＢを含有させ、更にその効果を安定化させるためにＮｉ及びＭｏを適量含有させればよい。
【００１６】
（ｂ）Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ及びＮは熱間曲げ加工の工程で生ずる特性劣化の原因となる元素である。したがって、上記元素の含有量を制限することにより、ベンド管の低温靱性を高めることができる。
【００１７】
（ｃ）引張強さが７６０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼において、熱間曲げ加工の工程で生ずる低温靱性の低下を抑制するには、前記したＥ１式で表されるｆｎ１の値を制限する必要があること。
【００１８】
（ｄ）上記の化学組成制御を行うとともに、熱間曲げ加工でベンド管を製造する際の加熱温度及び曲げ加工を施した後の冷却条件を適正化することで、７６０ＭＰａ以上の引張強さを有する高強度ベンド管を母材、溶接部の靱性を損なうことなく製造することができる。
【００１９】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００２０】
【発明の実際の形態】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」表示は「重量％」を意味する。
【００２１】
（Ａ）鋼管の化学組成
Ｃ：０．０２〜０．１２％
Ｃは、強度上昇に有効な元素であり、本発明における所望の強度（７６０ＭＰａ以上の引張強さ）を得るためには、０．０２％以上含有させる必要がある。しかし、その含有量が０．１２％を超えると、溶接性が劣化するだけでなく、熱間曲げ加工後の母材、溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．０２〜０．１２％とした。
【００２２】
Ｍｎ：０．８〜１．７％
Ｍｎは、強度上昇に有効な元素であり、そのためには０．８％以上含有させる必要がある。しかし、１．７％を超えて含有させると溶接部の靱性が劣化し、更に、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が低下する。したがって、Ｍｎの含有量を０．８〜１．７％とした。なお、Ｍｎの含有量は０．８〜１．５％とすることが好ましい。
【００２３】
Ｎｉ：０．４〜２．５％
Ｎｉは、強度上昇作用、靱性及び脆性亀裂の伝播停止特性を改善する作用を有する。更に、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。これらの効果を得るには、Ｎｉを０．４％以上含有させることが必要である。しかし、２．５％を超えて含有させてもコストアップに見合うだけの強度上昇と靱性の改善が得られない。したがって、Ｎｉの含有量を０．４〜２．５％とした。なお、Ｎｉの含有量は１．２〜２．５％とすることが好ましい。
【００２４】
Ｍｏ：０．０５〜０．６％
Ｍｏは、強度上昇作用を有すると同時に、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。しかし、その含有量が０．０５％未満では前記の効果が得られない。一方、０．６％を超えて含有させると、コストアップに見合うだけの強度上昇と靱性の改善が得られないばかりでなく、却って母材と溶接部の靱性低下を招く。したがって、Ｍｏの含有量を０．０５〜０．６％とした。なお、Ｍｏの含有量は０．２〜０．６％とすることが好ましい。
【００２５】
Ｎｂ：０．００５〜０．０４％
Ｎｂは、熱間曲げ加工によって生ずる組織及び機械的特性の劣化を抑制して、曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。この効果を得るためには、Ｎｂを０．００５％以上含有させることが必要である。しかし、０．０４％を超えて含有させると、溶接性が低下すると同時に、却って熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の低温靱性の低下を招く。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０４％とした。なお、Ｎｂの含有量は０．００５〜０．０２％とすることが好ましい。
【００２６】
Ｂ：０．０００５〜０．００１５％
Ｂは、強度上昇作用に加えて、熱間曲げ加工によって生ずる組織及び機械的特性の劣化を抑制し、曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性劣化を抑制する作用を有する。しかし、その含有量が０．０００５％未満では前記の効果が得られない。一方、０．００１５％を超えると、溶接性が低下すると同時に、却って熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の低温靱性が低下する。このため、Ｂの含有量を０．０００５〜０．００１５％とした。なお、Ｂ含有量は０．０００８％以上とすることが好ましい。
【００２７】
なお、前記量のＮｂと上記量のＢを複合して含有させ、しかも、前記量のＮｉ及びＭｏを同時に含有させることで、熱間曲げ加工によって生ずる組織と機械的特性の劣化の抑制作用が極めて安定して得られる。
【００２８】
Ｓｉ：０．２０％以下
Ｓｉは通常脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．２０％を超えると、溶接熱影響部の靱性が低下するし、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が損なわれる。したがって、Ｓｉの含有量を０．２０％以下とした。
【００２９】
Ｃｕ：０〜０．６％
Ｃｕは添加しなくてもよい。添加すれば、強度上昇作用や耐食性向上作用が得られる。この効果を確実に得るには、Ｃｕは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．６％を超えると、靱性の低下を招く。したがって、Ｃｕの含有量を０〜０．６％とした。
【００３０】
Ｃｒ：０〜０．８％
Ｃｒは添加しなくてもよい。添加すれば、強度上昇や耐食性向上の効果を有する。この効果を確実に得るには、Ｃｒは０．１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．８％を超えると、母材及び溶接部の靱性が低下する。したがって、Ｃｒの含有量を０〜０．８％とした。
【００３１】
Ｖ：０〜０．１％
Ｖも添加しなくてもよい。添加すれば、強度を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｖは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．１％を超えると、母材及び溶接部の靱性が低下する。このため、Ｖの含有量を０〜０．１％とした。
【００３２】
Ｔｉ：０〜０．０３％
Ｔｉは添加しなくてもよい。添加すれば、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒微細化効果がある。この効果を確実に得るには、Ｔｉは０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。なお、Ｎｂ添加鋼の場合には、連続鋳造スラブ表面のヒビ割れ発生がＮｂによって助長されるので、ヒビ割れ発生の抑制のために前記の量のＴｉを含有させることが特に望ましい。しかし、その含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮが粗大化してオーステナイト結晶粒微細化効果が消滅してしまう。このため、Ｔｉの含有量を０〜０．０３％とした。
【００３３】
Ｃａ：０〜０．００３％
Ｃａも添加しなくてもよい。添加すれば、鋼中のＭｎＳの形態を制御して鋼材の圧延方向と直角な方向の靱性を高める効果がある。この効果を確実に得るには、Ｃａは０．００１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、その含有量が０．００３％を超えると、鋼中の非金属介在物が増加して内部欠陥発生の原因となる。したがって、Ｃａの含有量を０〜０．００３％とした。
【００３４】
Ａｌ：０．０３％以下
Ａｌは通常脱酸剤として添加されるが、その含有量が０．０３％を超えると、溶接熱影響部の靱性が低下するし、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が損なわれる。したがって、Ａｌの含有量を０．０３％以下とした。
【００３５】
本発明においては、不純物元素としてのＰ、Ｓ及びＮの含有量を下記のとおりに制限する。
【００３６】
Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは粒界で脆性破壊を生じさせて鋼の靱性を低下させるばかりでなく、スラブの中心偏析を大きくする。特に、その含有量が０．０１５％を超えると靱性の低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＰの含有量を０．０１５％以下とした。
【００３７】
Ｓ：０．００３％以下
ＳはＭｎと結合してＭｎＳを形成し、このＭｎＳが圧延により延伸して鋼材の靱性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．００３％を超えると上記の靱性低下が著しくなる。したがって、不純物元素としてのＳの含有量を０．００３％以下とした。
【００３８】
Ｎ：０．００４％以下
Ｎは母材及び溶接部の靱性を低下させることに加えて、熱間曲げ加工後の特性低下を顕著化させる有害な元素である。特に、その含有量が０．００４％を超えると、他の条件を調整してもベンド管としての良好な特性が得られなくなる。したがって、不純物元素としてのＮの含有量を０．００４％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００３％以下とすることが望ましい。
【００３９】
ｆｎ１の値：０．４０％以下
引張強さが７６０ＭＰａ以上、なかでも９００ＭＰａ以上の高強度鋼管の場合、化学組成が既に述べた値であっても、前記Ｅ１式で表されるｆｎ１の値が０．４０％を超えると、熱間曲げ加工後の母材及び溶接熱影響部の靱性が低下してしまう。したがって、ｆｎ１の値を０．４０％以下とした。なお、特に引張強さが９００ＭＰａ以上の高強度材の特性を安定化させるには、ｆｎ１の値を０．３０％以下とすることが好ましい。
【００４０】
（Ｂ）ベンド管の製造条件
（Ｂ−１）鋼管の加熱温度
上記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼管の加熱温度は８００〜１０００℃とする必要がある。加熱温度が１０００℃を超えると、組織が粗大化して低温靱性が劣化する。更に、再固溶したＮ、Ｓ、ＣやＡｌなどの元素が曲げ加工中にオーステナイト粒界等に移動することによる低温靱性の低下も生ずる。一方、加熱温度が８００℃未満では、曲げ加工を施した後、下記（Ｂ−３）項で述べる条件で冷却しても低温靱性が低下する。したがって、鋼管の加熱温度を８００〜１０００℃とした。
【００４１】
（Ｂ−２）曲げ加工
曲げ加工の方法は特に規定する必要はない。通常のベンド管製造で用いられる曲げ加工法とすればよい。
【００４２】
（Ｂ−３）曲げ加工後の冷却
良好な靱性と７６０ＭＰａ以上の引張強さを得るには、鋼管を前記（Ｂ−１）項に記載の温度に加熱して曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度Ｔ２まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却する必要がある。
【００４３】
８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却するのは、この処理によって低温靱性に有害な元素を固着して無害化を図るためである。温度Ｔ１が８００℃を超えると、低温靱性に有害な元素の無害化が十分なされないので、低温靱性が低下してしまう。一方、温度Ｔ１が６５０℃を下回ると、次に、４００℃以下の温度Ｔ２まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却しても、焼入れ不足となって、低温靱性が低下する。
【００４４】
上記温度Ｔ１まで冷却する際の冷却速度が１２０℃／分を超える場合にも、低温靱性に有害な元素の無害化が十分なされないので、低温靱性が低下してしまう。
【００４５】
次に、温度Ｔ２から、つまり温度Ｔ１から５℃／秒以上で行う冷却の停止温度が４００℃を超えると、靱性の低下や靱性のバラツキが顕著になる。又、８００〜６５０℃の温度Ｔ１から４００℃以下の温度Ｔ２まで冷却する際の冷却速度が５℃／分を下回る場合にも、靱性の低下や靱性のバラツキが顕著になる。
【００４６】
したがって、鋼管に曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度Ｔ２まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却することとした。
【００４７】
なお、鋼管に曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度Ｔ１まで行う冷却処理は、例えば空冷とすればよい。又、温度Ｔ１から４００℃以下の温度Ｔ２まで行う冷却は、例えば通常の水、油やミストによる冷却処理とすればよい。
【００４８】
以下、実施例により本発明を詳しく説明する。
【００４９】
【実施例】
表１に示す化学組成を有する転炉−連続鋳造設備で製造した鋼片を、通常の方法で熱間圧延及びシーム溶接して直径（外径）が９１０ｍｍで肉厚が２０ｍｍの鋼管を製造し、次に、この鋼管を素材として、表２に示す種々の条件でベンド管を製造した。
【００５０】
表１における鋼Ａ〜Ｈは化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例、鋼Ｉ〜Ｍは成分のいずれかが本発明で規定する含有量の範囲から外れた比較例である。
【００５１】
表２における「温度Ｔ１」は鋼管の曲げ加工の次に行う冷却の停止温度、換言すれば、この冷却に続けて行う冷却の開始温度を示し、「温度Ｔ２」は前記の温度Ｔ１から行う冷却の停止温度を示す。
【００５２】
【表１】
【表２】
このようにして得た肉厚２０ｍｍのベンド管の母材部から、ＡＰＩ（米国石油協会）規格５Ｌに記載の引張試験片とＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を、又、溶接継ぎ手部からもＡＰＩ規格５Ｌに記載の引張試験片とＪＩＳ４号シャルピー衝撃試験片を採取し、母材部の引張特性（降伏強さ、引張強さ及び伸び）とシャルピー衝撃特性（破面遷移温度ｖＴｓ（℃））、及び溶接継手部の引張特性（引張強さ）と−１０℃でのシャルピー衝撃特性（吸収エネルギーｖＥ−１０（Ｊ））を調査した。なお、溶接継ぎ手部のシャルピー試験片は、ノッチ部においてＸ開先で溶接された溶接金属を５０％、母材部（ＨＡＺ部）を５０％含むようにして加工した。
【００５５】
表３に、上記の試験結果を示す。
【００５６】
【表３】
表３から、試験番号１〜１２の本発明に係るベンド管、つまり、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼管を素材として本発明で規定した条件で製造したベンド管はいずれも、母材及び溶接部ともに７６０ＭＰａ以上の大きな引張強さを有するとともに、優れた靱性（シャルピー衝撃試験特性）を有することが明らかである。なお、上記ベンド管の素材である鋼管（直管）にはシーム溶接での不良部は検出されなかった。
【００５８】
これに対して、試験番号１３〜１５のベンド管は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼Ａの鋼管を素材とするものの、製造条件が本発明で規定した条件から外れるため母材及び溶接継ぎ手部の低温靱性が劣っている。
【００５９】
試験番号１６〜２０のベンド管は、化学組成が本発明で規定する含有量の範囲から外れるため母材及び溶接継ぎ手部の低温靱性が劣っている。
【００６０】
【発明の効果】
本発明の方法によれば、７６０ＭＰａ以上の引張強さを有するとともに、優れた母材及び溶接部靱性と溶接性をも兼ね備えるベンド管を比較的容易に製造することができる。
Claims (1)
- 重量％で、Ｃ：０．０２〜０．１２％、Ｍｎ：０．８〜１．７％、Ｎｉ：０．４〜２．５％、Ｍｏ：０．０５〜０．６％、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％、Ｂ：０．０００５〜０．００１５％、Ｓｉ：０．２０％以下、Ｃｕ：０〜０．６％、Ｃｒ：０〜０．８％、Ｖ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．０３％、Ｃａ：０〜０．００３％、Ａｌ：０．０３％以下を含み、残部はＦｅ及び不可避不純物からなり、不純物中のＰは０．０１５％以下、Ｓは０．００３％以下、Ｎは０．００４％以下で、更に下記Ｅ１式で表されるｆｎ１の値が０．４０％以下の化学組成を有する鋼管を、８００〜１０００℃の温度域に加熱して曲げ加工を施した後、８００〜６５０℃の温度まで１２０℃／分以下の冷却速度で冷却し、次いで、４００℃以下の温度まで５℃／秒以上の冷却速度で冷却することを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管の製造方法。
ｆｎ１＝３０Ｎ（％）＋Ｃ（％）＋Ｓｉ（％）＋５Ａｌ（％）・・・Ｅ１
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