JPS62107023A - 溶接鋼管の加工方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用骨ＩＰ） この発明は溶接鋼管の加工方法に関するものでとくに溶
接鋼管を用いるパイプライン中で河川横断部分などに使
用される曲管の素材パイプに適用することができるよう
な二次加工性を具備させ得る溶接金属の成分範囲の究明
と、上記の如き加工過程を経た後において優れた機械的
性能が得られる加工条件についての解明に基いて、該溶
接金属組成の成分範囲に限定した溶接鋼管を曲管として
の使用に供するための加工条件を特定した溶接鋼管の加
工方法を提供しようとするものである。

石油、天然ガスなどの大量輸送方法としてパイプライン
による方法はもっとも効率が良く、世界各地に長距離パ
イプラインが数多（建設されているが、輸送効率を上げ
るため最近では管内の輸送圧力を増加させる傾向にある
。

管内圧力が高くなるほどパイプに要求される強度も高く
なるが、中でも寒冷地で使用される場合には強度ととも
に低温での高じん性が必要とされ、鋼板については化学
組成の調整や特殊制御圧延法の適用により要求性能をほ
ぼ満足できるものが得られている。

この種の鋼管には一般にＮｂを含有した非調質高張力鋼
板が使用されるが、圧延温度と圧下率を制御し、強度と
じん性を確保して、ｕＯＲ法、ベンディングロール法、
スパイラル法などにより成形後通常は両面一層サブマー
ジアーク溶接方法により製管される。

ところでパイプラインにおける河川横断部分やポンプス
テーションまわりなどの曲線配管部分には、ライン本管
と同一外径の曲管が使用されるが、従来鍛造や溶接加工
により別途製作されていたこの曲管も、納期やコストの
面から、最近では前述のような溶接鋼管を曲げ加工して
充当しようとする機運が強まりつつある。

曲げ加工性の面から通常は高温で加工されるが溶接のま
までは高強度、高じん性を有する上記溶接鋼管も高温加
熱加工による曲管成形を経た後、その際加熱条件によっ
てはじん性が劣化しとくに溶接金属のしん性劣化は著る
しいためこれを防止する事が大きな課題となっていた。

（従来の技術） 溶接後にいわゆるＱ−Ｔ処理やノルマ（Ｎｏｒｍａ）処
理により、高強度で高じん性を有する溶接金属を得る方
法についてはすでに開示され、たとえば特公昭５５−１
９２９７号、同５６−１９３８１号各公報に溶接金属の
化学組成や、熱処理条件が示されているが曲管製造の場
合には曲げ加工時に鋼管各部に相当大きな加工歪が生じ
、析出や組織変化などしん性にとって好ましくない現像
が起り、じん性劣化が助長されることになる。

それ故、単に直管のＱ−Ｔ条件の応用のみではこの問題
の解決は困難であり上記公報に示されているＱ−Ｔ法は
全く役に立たず曲管を作るための適正な溶接金属、加熱
加工条件が必要なのである。

本発明者らは曲管を作るための適正溶接金属化学組成、
加工熱処理条件について数多くの検討を行ったが、たと
えば特願昭５９−１１３７８６号明細書において溶接の
ままおよび高温での曲げ加工後の両方の状態で、−４６
℃での吸収エネルギが７ｋｇｆｗ程度の優れたしん性と
十分な強度を有する溶接金属と熱間加工条件についてす
でに従業じた。

（発明が解決しようとする問題点） その後さらに詳細な検討をした結果、溶接のままでの吸
収エネルギが低くても、一定範囲内の化学組成を有する
溶接金属を、これに適した条件で曲げ加工などの熱間２
次加工とその後３００℃に至る冷却速度の制ｆｉｌ　（
以下単に加工熱処理という）を施すと、−４６℃におい
ても溶接金属につきｌＱｋｇｆｍ以上の極めて良好なし
ん性を有することが見い出された。

即ちこの発明で示される加工熱処理では溶接のままでの
しん性、強度を対象としているわけでなく、加工熱処理
後のみのしん性、強度を対象としたものである。

（問題点を解決するための手段） この発明はＣ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．ｌＯ〜
０　、５０ｉｎ　ｔ％、Ｍｎ：０．８Ｑ　〜２．３０ｗ
ｔ％、Ｐ　：０．０２０ｗｔ％以下、Ｓ　：０．０２０
ｗｔ％以下、ＡＬ：０．ＯＩＱ〜Ｏ，Ｏ’？Ｏｗｔ％、
Ｎｉ：１．００ｗｔ％以下、Ｍｏ：０．２０ｗｔ％以下
、Ｔｉ：０．００５〜０．０４０轄ｔ％、Ｂ　：０．０
０１５−ｔ％以下を含み、Ｎ　：０．０１０ｗｔ％以下
、０　：０．０１０〜０．０３５轄ｔχであってさらに
０　、０３５ｗ　ｔ％以下のＮｂおよび０．０４０ｗｔ
％以下のＶのうちの１種以上を含有し、残部は溶接上不
可避的に入ってくる混入成分および鉄の溶接金属組成に
成る継手溶接部を有する溶接鋼管を、加熱温度８５０〜
１０５０℃において３００秒以内の保持時間で熱間二次
加工を施し、その後３００℃に至る冷却過程の平均冷却
速度を２〜ｂの範囲に制御して冷却することを特徴する
溶接鋼管の加工方法である。

この発明がもたらされた基本たる知見についてまず以下
に説明する。

高温における曲管成形後に降伏強度４０〜６０ｋｇｆ／
ａｎ２、−４６℃でｌＱｋｇｆｍ程度の低温じん性を有
する溶接金属を得るためには溶接金属の化学組成を特定
化し、しかも熱間での曲げ加工は１粒の粗大化を防止す
るため最高温度８５０〜１０５０℃に加熱して、３００
秒以内の保持時間内に行う必要のあることが判明した。

また強度とじん性を同時に確保するためには、冷却過程
における平均抜熱速度を２〜ｂ囲に制御して冷却するこ
とが重要であることもわかった。

このような加工熱処理の条件は溶接金属の化学組成との
関係でつぎに示すような意味を有している。

すなわち一般に溶接金属のしん性を向上させるためには
溶接金属中酸素量を低減することが有効でありとくに溶
接のままで用いられる鋼管や鋼材では、高じん性を得る
ために酸素量を低減する対策がとられる。

この対策は加工熱処理後の場合でも一般的には当てはま
るが高温加熱では酸素（酸化物）が１粒の成長抑制作用
を有しているため過度に酸素量を低減することは加工熱
処理後のしん性面からは好ましくなく、適正な酸素量、
即ち０．０１０−０．０３５％の含有量として前述の如
り、８５０〜１０５０℃の範囲の最高加熱温度で３００
秒以内に二次加工を施すことが重要なのである。

なお熱間曲げ加工後のしん性のみならず溶接のままでの
しん性をも考慮した場合の適正酸素量に関しその範囲は
、添加する合金元素、とくに焼入性を高めるＭｏ　＋　
Ｂ　、　Ｎｉ　量などとの関係の下で上記０．０１０〜
０．０３５％の範囲よりは高酸素側となるが、熱間２次
加工後のしん性、強度のみを対象とするこの発明にあっ
ては前述の範囲が適正となる。

すなわち溶接のままでのしん性を向上ささせるためには
合金元素を添加して組織を微細化する必要があるが、こ
の場合酸素量を低減しすぎると、逆に組織が粗くなって
、じん性を確保することが困難になるため０．０１０−
０．０３５％の範囲よりは高酸素側に適正域が存在する
のに反し、この発明では溶接のままでのしん性を問題と
せず、加工熱処理後のみのそれを対象としているので、
酸素の適正範囲は０．０１０−０．０３５％となるので
ある。

次に加熱時間については溶接のままでのしん性をも考慮
する場合には前述の如く焼入性を高める”　＋　Ｎｉが
添加されるが、この場合高温で保持する時間が長いと、
どうしてもγ粒が粗大化傾向にあり、焼入性を高める合
金元素の効果とあいまって冷却時に焼が入りすぎて高じ
ん性が期待できなくなる。したがって高温での加工時間
は最大１２０秒程変電でに制御される。

これに対し、加工熱処理後のしん性強度のみを対象とし
ているこの発明では口やＮｉ量が少いため、合金元素に
よる焼入性は大幅に軽減され、そのぶん高温での曲げ加
工時間はやや長くすることが可能であり、３００秒以内
であれば問題は無い。

このように溶接のままでのしん性を問題とせず、加工熱
処理後のしん性、強度のみを対象としたこの発明では、
適正酸素量、高温での加工時間などが８１旧などの合金
元素量との兼ね合いで特願昭５９−１１３７８６号明細
書に開示した場合とは異なっているが、適正な化学組成
、加工条件により一４６℃においてもｌＱｋｇｆｍ以上
という極めて優れたしん性が得られるのである。

なお８５０℃より低い温度での熱間曲げ加工は変形の抵
抗が大きく、短時間での加工が困難となる。

また一般に鋼管用素材にはＮｂを含む制御圧延鋼板が使
用され、Ｎｂは溶接ままでは溶接金属中に固溶していて
、溶接金属しん性に決定的な影響を及ぼさないが、その
後の再加熱処理により、微細なＮｂ炭窒化物として析出
するとじん性は顕著に劣化する。

したがってＮｂを含む溶接金属を熱処理して使用する場
合には微細な炭窒化物が生じないように留意しなければ
ならないが、最高加熱温度の上限を１０５０℃として溶
接金属中のＮｂ量の上限を０．０３５％とすることによ
り、焼戻し時のＮｂ炭窒化物微細析出によるしん性劣化
の軽減は可能となる。

また曲げ加工後の冷却過程における加熱温度から３００
℃までの平均冷却速度に関しては、６０℃／ｓｅｃより
早い場合には溶接金属の硬化が大きくなりすぎ、じん性
の確保が困難となる。一方冷却速度が２℃／ｓｅｃより
遅くなると粗大なフェライトが生成してじん性を確保す
ることがむずかしくなるとともに強度の低下も大きくな
る。

加熱温度から３００℃に至る間に適正な冷却速度があり
、それに応じて溶接金属の組成も規制する必要のあるこ
とが見出されたのである。

なお、冷却後の焼戻処理は、もちろん必要に応じて実施
すれば良い。

（作用） 加工熱処理の溶接金属強度と低温じん性を確保するため
には前述のような加工熱処理条件が必要であるが、それ
以外にも溶接金属化学組成の規制を行わないと一４６℃
レベルの低温じん性を確保することは困難である。溶接
金属化学組成を特定化し、適正な加工熱処理条件を適用
することにより加工熱処理後十分な強度と低温じん性を
有する溶接金属が得られるのである。

つぎに溶接金属の化学組成を特定化した理由について述
べる。

Ｃ；上記の熱処理条件のもとではＣ量が０．　ｉｓ％を
超えると、焼入時（冷却時）にしん性に有害な高炭素マ
ルテンサイトが生成し、焼戻しによってもじん性は向上
しないためＣ量は０．１５％以下にする必要がある。

Ｓｉ　：　Ｓｔは母材などからこの種の溶接金属には不
可欠に入ってくろく成分であり、じん性対策上からも０
．１０％以上は下限値として必要である。

一方０．５０％を超えると加工熱処理後、ボリゴナルフ
ヱライト粒が大きくなり良好なしん性は得られないため
Ｓｉ量は０．１０％〜０．５０％とした。

Ｍｎ　：　Ｍｎは溶接金属の脱酸の上では不可欠の元素
であると同時に強度、じん性の上からも重要であり、０
．００％より少ないと脱酸不足になりやすくかつ溶接金
属の強度を保つことがむずかしい。一方２．３０％を超
えると焼入れ性が大きくなりすぎてラス状組織となり、
じん性が劣化するためその上限は２．３０％とする必要
がある。

Ｐ、Ｓ：ＰとＳは不純物元素として溶接金属に入ってく
るが、じん性を劣化させる元素であるため少ないにこし
たことはないが、上記特許請求の範囲であればいずれも
０．０２０％までは許されるため上限を０．０２０％と
した。

八Ｉ：＾！は脱酸上および窒素を固定する上から、また
組織微細化の面からも必要な元素であるが、０．０１０
％より少ないとその硬化は期待できず、一方０．０７０
％を超えるとフェライトが粗大になり加工熱処理後のし
ん性が著るしく不良となるためその上限を０．０７０％
にする必要がある。

Ｎｉ　：　Ｎｉは加工熱処理後の溶接金属のしん性を害
することなく、強度のみを上げる効果を有している元素
であり、この効果は広範囲の添加量によっても変らない
。しかしながら添加量が多くなりすぎると溶接時に高温
割れ発生の危険性が増すことおよび、冷却時に強度が高
くなりすぎることから１．００％を上限とした。

’　　　　Ｍｏ　：　Ｍｏは焼入性を高め、溶接のまま
溶接金属のしん性向上には極めて効果的な元素であり、
とくに後記するＴｉ　、　Ｂと同時に添加する場合には
極めて良好なしん性を有する溶接金属が得られるが、一
方加工熱処理時に高炭素マルテンサイトを生成しやすく
、焼戻しによってもじん性は向上しないため、加工熱処
理後のしん性を対象とする場合にはＭｏは少ない方が良
い。しかし強度向上面では加工処理後であっても大きな
効果を有することから加工熱処理後の強度、じん性の両
者を勘案した場合、添加量の上限は０．２０％である。

Ｔｉ　：　Ｔｉは高温加熱時に１粒の成長を抑制すると
ともに冷却途中に生成するフェライト粒を細かくする作
用が顕著であるが、０．００５％未満ではその効果は小
さく一方０．０４０％を超えると固溶Ｔｉにより組織劣
化がおこるため加工熱処理後のしん性は大幅に劣化する
。したがって上限は０．０４０％とした。

Ｂ　：Ｂは溶接のまま溶接金属のしん性向上には効果的
な元素であるが、加工熱処理後のしん性、強度のみを対
象として考える場合０．００１５％までの添加であれば
じん性にとくに有害では無く、強度確保の面から少量含
ませても良い。

Ｂ量が０．００１５％を超えると加工熱処理後の冷却時
焼入性が増加し、それに応じてじん性劣化が起こるため
上限を０．００１５％とした。

Ｎ　：Ｎについては固？、−Ｎによるしん性劣化を防止
するため、そのおそれのない０．０１０％以下に限定し
た。

０　：０については加工熱処理条件のところで述べたご
とく、加工熱処理後のしん性を考慮すると０．０１０−
０．０３５％にする必要がある。

Ｎｂ　、　Ｖ　：通常溶接鋼管用母材にはＮｂやＶを含
む制御圧延鋼板が用いられるが、溶接時には母材希釈に
より溶接金属にこれらの元素が含有される。

溶接のままではこれらの元素は固溶状態にあり、じん性
に決定的な影響をおよぼさないが、加工熱処理、焼戻し
過程で微細に析出するとじん性は大幅に劣化する。

前記加工熱処理条件の場合にはＮｂｌが０．０３５％以
下、ｖｌが０．０４０％以下であればこれらの１種以上
を含んでいてもじん性の確保は可能であることからそれ
ぞれの上限を０．０３５％、０．０４０％とした。

（実施例） 以下に本発明の実施例について説明する。

実施例１ 表１に示す化学３■成を有する板厚２５．４ｍ−の鋼板
に角度６０°、深さｌｌ＋ｕのＶ溝加工を施し、表２に
示すワイヤと表３に示すフラックスを組み合わせて入熱
６８ＫＪ／　ｃｒｓのＶ溝一層サブマージアーク溶接を
行った。なお溶接金属の成分調整のため溶接前問先内に
必要な合金を適宜適量散布して溶接を行った。

また溶接金属の酸素量はフラックスの塩基度と母材、ワ
イヤ、散布合金中の脱酸元素の量によって決まるが、主
として組合せるフラックスを変えることにより変化させ
た。

表１　　　イノ＋−ａ工填反のイヒごｉ秀Ｕ之（ｗｔχ
）表４は溶接金属の化学組成であるが、これらの溶接金
属を用いて加工熱処理条件の影響について検討した。

加熱は高周波加熱で行い、加熱保持中に２０ｋｇｆ／ａ
ｍ”の圧縮応力を付与し、熱間二次加工とした。

まず加熱温度の影響に関し、表４中の溶接金属陽３に７
５０〜１１５０℃の加熱、保持時間１８０秒で各熱温度
から３００℃に至るまでの平均冷却速度が２０’Ｃ／ｓ
ｅｃとなる熱処理を施し、その後６００℃で焼戻し処理
をしたときの一４６℃における吸収エネルギの変化を第
１図に示す。

第１図から明らかなように８５０〜１０５０℃の範囲で
良好なしん性が得られる。

８５０℃より低温では部分的にしかオーステナイト化し
ないため組織が不均一となってじん性は劣化する。また
１０５０℃より高温ではオーステナイト粒が粗大化して
ラス状組織となるためぜい化し、適正な加熱温度は８５
０〜１０５０℃であることがわかる。

つぎに加熱保持時間の影響に関しては同じく表４中隘３
溶接金属に９００℃、１０５０℃での保持時間を２０〜
５００秒に変化させて各加熱温度から３００℃に至るま
での平均冷却速度が２０℃八ｅへとなる熱処理を施し、
その後６００℃で焼戻し処理をしたときの一４６℃にお
ける吸収エネルギ変化を第２図に示す。

上記の加熱温度での保持時間が３００秒以内であれば溶
接金属の組織は微細なフェライトであるが３００秒を超
えるとラス状組織が生じるためしん性は劣化し、３００
秒内に加工熱処理を施す必要があることがわかる。

第３図は加熱温度９５０℃、保持時間１８０秒のとき、
９５０℃から３００℃までの平均冷却速度を変化させた
場合の一４６℃における吸収エネルギを示したものであ
る。なお用いた溶接金属、焼戻し条件などは前出の例と
全く同じである。

図３に示すごとく２〜ｂ が良好で高じん性を示すのに対し、この範囲外ではじん
性が劣化している。

つぎに溶接金属酸素量の影響に関し表４に示したＮｏ　
１　ｘＮｏ　５溶接金属を用い加熱温度９５０℃、保持
時間１８０秒、９５０℃から３００℃までの平均冷却速
度２０℃八ｅｃとなる熱処理を施し、その後６００℃で
焼戻し処理を行ったときの結果を第４図に示した。

酸素量が０．ｏｔｏ〜０．０３５％の範囲では良好なし
ん性かえられるのに対し、この範囲からはずれると良好
なしん性が得られなくなる。

これは酸素量が少なくなるとオーステナイト粒が粗大化
して加熱冷却後ラス状組織となりやすいためであり、一
方０．０３５％を超えると介在物増加により高じん性が
得られなくなる。

以上本灸朋で規定した熱処理条件と溶接金属酸素量につ
いて述べた。

実施例２ 表１に示した鋼板にＶ開先を付し表２、表３の溶接材料
を組合せて入熱量６ＢＫＪ／　ｃｍのＶ溝一層サブマー
ジアーク溶接を行った。なお溶接金属の成分調整のため
溶接前に開先内に必要な合金を適宜適当量散布して溶接
を行った。

その後溶接金属を９５０℃に高周波加熱し、１５０秒保
持後３００℃まで平均冷却速度２０℃／ｓｅｃで冷却し
た。なお、９５０℃に保持中２０ｋｇｆ／ａｍ”の圧縮
応力を付与して熱間二次加工とした。

冷却後６００℃で焼戻し処理を行った後の溶接金属の一
４６℃における吸収エネルギと硬さおよび溶接金属化学
組成を表５に示す。

表５においてこの発明の溶接金属へｌ〜八へ熱処理後−
４６℃における吸収エネルギがいずれも１３ｋｇｆｍ以
上となっているのに対し比較例旧〜Ｂ６では良好なしん
性が得られない。

Ａ１〜八６では溶接金属の硬さも十分でＸ−７０クラス
（ＡＰＩ）の鋼管にも十分適用できる。

実施例３ 表６に示す溶接金属シーム部を有する外径７１１龍、肉
厚３１．７５　ａｍのＡＰ　［５ＬＸ−Ｘ６５試験鋼管
２次加工として１０００℃において曲率半径３５００ｎ
、４５°の曲管加工を２００秒以内に行い、１０００℃
〜３００℃間を平均１０℃／ｓｅｃで冷却後、加熱部分
を６００℃で焼戻し処理した。

その部分から衝撃試験片を採取して一４６℃における吸
収エネルギを調べた。本発明の条件を満たず溶接金属で
は吸収エネルギが良好であるのに対し、比較した溶接金
属では良好なしん性が得られない。

引張強度はいずれも６０ｋｇｆ／＋ｎ２以上は確保でき
た。

（発明の効果） 以上のようにこの発明による溶接鋼管と熱間加工方法に
よればパイプライン中で必要とされる優れた機械的性能
を存する曲管を容易に製造することができるため、特別
仕様の鍛造曲管との間における納期調整の必要がなくパ
イプラインの施工は有利に可能となる。

【図面の簡単な説明】

第１図〜第４図は表４に示した溶接金属のしん性におよ
ぼす熱履歴条件の影響について、第１図は加熱温度、ま
た第２図は９００℃、１０５０℃における保持時間、第
３図は加熱温度〜３００℃間の冷却速度、そして第４図
は溶接金属酸素量との関係を示すものである。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １、Ｃ：０．１５ｗｔ％以下、Ｓｉ：０．１０〜０．５
   ０ｗｔ％Ｍｎ：０．８０〜２．３０ｗｔ％、Ｐ：０．０
   ２０ｗｔ％以下Ｓ：０．０２０ｗｔ％以下、Ａｌ：０．
   ０１０〜０．０７０ｗｔ％Ｎｉ：１．００ｗｔ％以下、
   Ｍｏ：０．２０ｗｔ％以下Ｔｉ：０．００５〜０．０４
   ０ｗｔ％、Ｂ：０．００１５ｗｔ％以下を含み、 Ｎ：０．０１０ｗｔ％以下 Ｏ：０．０１０〜０．０３５ｗｔ％ であってさらに０．０３５ｗｔ％以下のＮｂおよび０．
   ０４０ｗｔ％以下のＶのうちの１種以上を含有し、残部
   は溶接上不可避的に入ってくる混入成分および鉄の溶接
   金属組成に成る 継手溶接部を有する溶接鋼管を、 加熱温度８５０〜１０５０℃において３００秒以内の保
   持時間で熱間二次加工を施し、その後３００℃に至る冷
   却過程の平均冷却速度を２〜６０℃／ｓｅｃの範囲に制
   御して冷却することを特徴する溶接鋼管の加工方法。