JPH09296217A - 低温靱性の優れた高強度ベンド管の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 【課題】 高強度と溶接金属部の低温靱性に優れたベン
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系の母材と低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ−Ｎｂ
−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部を有する鋼管を加熱後、曲げ
加工しながらその直後に焼入れ処理する。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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、ＡＰＩ規格Ｘ６５
以上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。

【０００２】

【従来の技術】原油・天然ガスを輸送するパイプライン
に使用するラインパイプ（直管）や異形管（ベンド管、
エルボー管、Ｔ字管など）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にともない、−６０
℃での低温靱性の確保や、厚肉化が要求されるようにな
っている。

【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、低温靱性など）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
などに示されるように、ベンド管の機械的性質を改善す
る方法が種々提案されている。

【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号公報に記載のものは、
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。

【０００５】これらに対して、特開昭５９−２３２２２
５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靱性
を確保するためのベンド管の製造法が開示されている。
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（Ｍａｒ
ｔｅｎｓｉｔｅ−Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔ
ｕｅｎｔ）、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、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、生産性に優れ、高強度でかつ極低温での優れた靱性
を有する極厚ベンド管の開発が強く望まれていた。

【０００６】

【発明が解決しようとする課題】本発明は、生産性に優
れ、高強度でかつ極低温での優れた靱性を有する極厚ベ
ンド管の製造法を提供することを目的とするものであ
る。

【０００７】

【課題を解決するための手段】すなわち、本発明の要旨
とするところは下記のとおりである。 （１）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：
０．００４％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００３％以下を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる母材と、Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６超〜２．２％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．
０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、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
下記の式で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０
の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１０
００℃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。

【０００８】 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ （２）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：
０．００４％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００３％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１種または２種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材
と、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．６超〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、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、かつ下記の式で定義される
Ｐ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にある溶接金属
部を有する鋼管を、９００〜１０００℃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。

【０００９】 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ （３）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：
０．００４％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００３％以下を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなる母材と、Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：１．６超〜２．２％、Ｐ：
０．０１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．
０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：
０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５％以下、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．０４％以下を
含有し、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：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１種または２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
下記の式で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１０
の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１０
００℃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。

【００１０】 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ （４）重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：
０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．２％、Ｐ：０．０１
５％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎｂ：０．０１〜
０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：
０．００４％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％、
Ｏ：０．００３％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１種または２種以上を
含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材
と、Ｃ：０．０３〜０．１０％、Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．６超〜２．２％、Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．０５〜０．５％、Ｎ
ｂ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０
３０％、Ａｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．
０１０％、Ｏ：０．０４％以下を含有し、さらにＮｉ：
０．１〜１．０％、Ｃｕ：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１種または２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、かつ下記の式で定義さ
れるＰ値が−０．０１０〜０．０１０の範囲にある溶接
金属部を有する鋼管を、９００〜１０００℃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。

【００１１】 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ 以下に、本発明の低温靱性の優れた高強度ベンド管の製
造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、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、母材の低温靱性は不十分となる。

【００１２】一方、溶接金属については、低炭素−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、厚肉化した場合、溶接入熱が必然的に大きくなり
溶接後の冷却速度が小さくなるため、粗大な粒界フェラ
イト等が生成して溶接金属部の低温靱性は劣化する。こ
のため、さらに合金元素量の増加が必要となる。しかし
ながら、単に溶接金属の合金元素量を増加させた場合
は、敷設現地での中継ぎ溶接の時に、鋼管長手方向溶接
（シーム溶接）と現地での中継ぎ溶接が交差した部分
（Ｔ−クロス部）の硬さが高くなり、割れ等の問題が生
じる。

【００１３】そこで、本発明者らは、加熱後、曲げ加工
し、焼入れままの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
明に完成するに至った。すなわち、本発明は、（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−Ｃｒ−Ｎｂ−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、を特徴とする。これ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。

【００１４】低合金鋼の低温靱性は、（１）結晶粒のサ
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。特
に厚肉化、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
織となって、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、未変態オーステナイト中でγが安
定化してＭＡの生成が顕著になる。

【００１５】この効果を十分に発揮させるために、母材
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。Ａｌは、通常、脱酸剤として
鋼に含まれるが、本発明では好ましくない元素である。
Ａｌ量が０．００４％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。

【００１６】Ｃの下限０．０３％は母材および溶接熱影
響部（ＨＡＺ）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。Ｍｎは強度、低温靱性を確保する上で不
可欠な元素であり、その下限は０．８％である。しか
し、Ｍｎが多過ぎると、鋼の焼入れ性が増加して、現地
溶接性、ＨＡＺ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。

【００１７】Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や
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、０．１０％を超えてＮｂを添加
すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすの
で、その上限を０．１０％とした。Ｔｉ添加は微細なＴ
ｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接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ＴｉＣによる析出硬化が生じて低
温靱性が劣化するので、その上限は０．０３０％に限定
しなければならない。

【００１８】さらに本発明では、不純物元素であるＰ、
Ｓ、Ｏ量を、それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．
０３０％以下、Ｏ：０．００３％以下とする。その主た
る理由は、母材、ＨＡＺ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、粒界破壊を防止して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。従って、
Ｐ、Ｓ、Ｏ量は低いほど好ましい。

【００１９】ＮはＴｉＮを形成してスラブ再加熱時およ
び溶接ＨＡＺのオーステナイト粒の粗大化を抑制し、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、Ｎ量が多過ぎる
とスラブ表面疵や固溶ＮによるＨＡＺ靱性劣化の原因と
なるので、その上限は０．００６％に抑える必要があ
る。

【００２０】次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、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。従って、その添加量は自ら制限されるべき性質の
ものである。

【００２１】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼
の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は、０．１
％以上のＮｉ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、Ｎｉの上限を１．０％とした。Ｎ
ｉ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。

【００２２】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持つととも
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Ｃ
ｕ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。

【００２３】Ｃｒは母材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、Ｃｒ量が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％とする。Ｍｏは母材、溶接部の強度を増
加させる効果がある。Ｎｂと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組
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％が必要である。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。

【００２４】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。この
効果を発揮させるためには０．０１％以上のＶ添加が必
要である。その上限は、現地溶接性、ＨＡＺ靱性の観点
から０．１０％まで許容できる。Ｂは極微量で鋼の焼入
れ性を飛躍的に高める。このような効果を得るために
は、Ｂは最低でも０．０００３％が必要である。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、
却って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０．００２％とした。

【００２５】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（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％
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及ぼす。このため、Ｃａ添
加量を０．００１〜０．００５％に制限した。

【００２６】一方、鋼管長手方向の溶接金属部の低温靱
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。特に極厚化するほど溶接入熱が大きくなる
ため、溶接後の冷却速度が必然的に小さくなり、粗大な
フェライトなどが生成して低温靱性が劣化する。この場
合、合金元素の添加量を増加させて、粗大な粒界フェラ
イトの生成を抑制することが必須である。しかしなが
ら、合金元素添加量の増加はＴ−クロス部での硬さの上
昇を招くため、添加する合金元素の種類と添加量の適正
化が重要である。特にＭｎとＣｒを同時に添加させるこ
とが、安価でかつ長手方向溶接金属部の粗大な粒界フェ
ライトの抑制による低温靱性の改善とＴ−クロス部の低
硬度化に極めて有効であることを本発明者らは見出し
た。また、Ａｌ、Ｎ、酸素およびＴｉ量のバランスを適
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−０．８９
Ａｌ）＋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。

【００２７】以上のような効果を十分に発揮させるため
には、Ｍｎ量は１．６超〜２．２％、Ｃｒ量は０．０５
〜０．５％とする必要がある。ＭｎおよびＣｒ量が少な
い場合には、厚手材において溶接入熱が大きくなって溶
接後の冷却速度が小さくなり、粗大な粒界フェライトが
生成して低温靱性が劣化する。粗大な粒界フェライトを
抑制するためには、Ｍｎ量は１．６％超、Ｃｒ量は０．
０５％以上が必要である。一方で、ＭｎおよびＣｒ量が
多くなると、焼入れ性が大きくなり、島状マルテンサイ
トが生成して低温靱性を劣化させるため、その上限の値
を、それぞれＭｎは２．２％、Ｃｒは０．５％とした。

【００２８】さらに、溶接金属部の低温靱性を改善する
ためにＰ値を適正化する必要がある。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などの
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
％の範囲にする必要がある。

【００２９】溶接金属部のＣの下限０．０３％は、溶接
金属部の強度、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０．１
０％とした。Ｓｉは溶接金属部において脱酸や強度向上
のために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０．３％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。

【００３０】Ｎｂは制御圧延において結晶粒の微細化や
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、０．１０％を超えてＮｂを添加
すると、現地溶接性やＨＡＺ靱性に悪影響を及ぼすの
で、その上限を０．１０％とした。Ｔｉ添加は微細はＴ
ｉＮを形成し、スラブ再加熱時および溶接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ＴｉＣによる析出硬化が生じて低温
靱性が劣化するので、その上限は０．０３０％に限定し
なければならない。

【００３１】Ａｌは、通常、脱酸剤として鋼に含まれる
元素であり、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。ＮはＴｉＮを形成して再加熱時のオーステナイト粒
の粗大化を抑制し、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、Ｎ量が多
過ぎると固溶Ｎの増加による靱性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。

【００３２】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。従って、Ｏ量は低いほど
好ましい。Ｏ量が多すぎると鋼の清浄度が劣化して低温
靱性が劣化するので、その上限の値を０．０４％とす
る。さらに、本発明では不純物元素であるＰ、Ｓ量を、
それぞれＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０３０％以下
とする。その主たる理由は、母材、ＨＡＺ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、粒界破壊を防止して低温靱
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、延靱性を向上させる効果がある。従って、
Ｐ、Ｓ量は低いほど好ましい。

【００３３】次に、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、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。従って、その添加量は自ら制限されるべき性質の
ものである。

【００３４】Ｎｉを添加する目的は、低炭素の本発明鋼
の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は、０．１
％以上のＮｉ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、Ｎｉの上限を１．０％とした。Ｎ
ｉ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。

【００３５】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を持つととも
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Ｃ
ｕ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。

【００３６】Ｃｒは母材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、Ｃｒ量が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％とする。Ｍｏは母材、溶接部の強度を増
加させる効果がある。Ｎｂと共存して制御圧延時にオー
ステナイトの再結晶を強力に抑制し、オーステナイト組
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％が必要である。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。

【００３７】ＶはほぼＮｂと同様の効果を有する。この
効果を発揮させるためには０．０１％以上のＶ添加が必
要である。その上限は、現地溶接性、ＨＡＺ靱性の観点
から０．１０％まで許容できる。Ｂは極微量で鋼の焼入
れ性を飛躍的に高める。このような効果を得るために
は、Ｂは最低でも０．０００３％が必要である。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、
却って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０．００２％とした。

【００３８】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（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％
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及ぼす。このため、Ｃａ添
加量を０．００１〜０．００５％に制限した。

【００３９】なお、上記成分を有する鋼の圧延方法とし
ては、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。次に、製造条件の限定理由について
説明する。本発明では、鋼管を９００〜１０００℃の温
度範囲に再加熱後、曲げ加工し、その後焼入れする必要
がある。

【００４０】鋼管の加熱温度を９００℃以上とする理由
は、オー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１０００℃を超えると、加熱時のオーステナイト
粒が成長し、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。この
ため、加熱温度の上限は１０００℃とした。

【００４１】加熱後、鋼管を曲げ加工して、その直後に
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
１５℃／秒以上が望ましい。

【００４２】

【発明の実施の形態】本発明の実施の形態について述べ
る。種々の成分を有する鋼板を溶接して鋼管を製造し
た。成形方法はＵＯＥおよびＢＲ（ベンディングロー
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。

【００４３】実施例を表１、表２（表１のつづき−
１）、表３（表１のつづき−２）、表４（表１のつづき
−３）、表５（表１のつづき−４）、表６（表１のつづ
き−５）に示す。

【００４４】

【表１】

【００４５】

【表２】

【００４６】

【表３】

【００４７】

【表４】

【００４８】

【表５】

【００４９】

【表６】

【００５０】本発明の鋼管は優れた強度・低温靱性を有
する。これに対して比較鋼は、化学成分または鋼管製造
条件が適切でなく、いずれかの特性が劣る。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は溶接金属のＣ量が多過ぎるため、溶接金
属の低温靱性が悪い。鋼１０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１１は溶接
金属中にＣｒが添加されていないため、Ｔ−クロス部の
硬さが高く、溶接性が悪い。鋼１２はＰ値が小さ過ぎる
ため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１３はＰ値が高過
ぎるため、溶接金属の低温靱性が悪い。鋼１４は鋼管の
再加熱温度が高過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１５は
鋼管の再加熱温度が低過ぎるため、強度が低い。鋼１６
は曲げ加工後空冷したため、強度が低い。

【００５１】

【発明の効果】本発明により低温靱性に優れた極厚高強
度ベンド管（ＡＰＩ規格Ｘ６５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。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｚ 38/14 38/14 38/58 38/58

Claims (4)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００３％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材
   と、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．６超〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 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
   つ下記の式で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１
   ０の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１
   ０００℃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。 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
2. 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００３％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１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
   可避的不純物からなる母材と、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．６超〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 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
   つ下記の式で定義されるＰ値が−０．０１０〜０．０１
   ０の範囲にある溶接金属部を有する鋼管を、９００〜１
   ０００℃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。 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
3. 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００３％以下 を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる母材
   と、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．６超〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ：０．０４％以下 を含有し、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：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１種または２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、かつ下記の式で定義されるＰ値
   が−０．０１０〜０．０１０の範囲にある溶接金属部を
   有する鋼管を、９００〜１０００℃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。 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
4. 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．００４％以下、 Ｎ：０．００１〜０．００６％、 Ｏ：０．００３％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１種または２種以上を含有し、残部が鉄および不
   可避的不純物からなる母材と、 Ｃ：０．０３〜０．１０％、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：１．６超〜２．２％、 Ｐ：０．０１５％以下、 Ｓ：０．０３０％以下、 Ｃｒ：０．０５〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ：０．００１〜０．０１０％、 Ｏ：０．０４％以下 を含有し、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：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１種または２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、かつ下記の式で定義されるＰ値
   が−０．０１０〜０．０１０の範囲にある溶接金属部を
   有する鋼管を、９００〜１０００℃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。 Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ