(57)【要約】      （修正有）【課題】耐時効性に優れ、フレア加工などの強加工を行っても割れ難い優れた成形性を備える鍛接鋼管の製造方法を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０２〜０．０６％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１４％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．０１００％以下を含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して鋼帯とし、前記鋼帯を、６００〜７００℃の巻き取り温度で巻取り、前記鋼帯を、加熱炉で１２５０〜１３００℃の加熱温度に加熱し、加熱された前記鋼帯を円筒状に成形し、成形された前記鋼帯の幅方向端部を鍛接し、次いで熱間絞り圧延を行う、鍛接鋼管の製造方法。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、
Ｐ  ：０．０３０％以下、
Ｓ  ：０．０１４％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０１００％以下を含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して鋼帯とし、
前記鋼帯を、６００〜７００℃の巻き取り温度で巻取り、
前記鋼帯を、加熱炉で１２５０〜１３００℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼帯を円筒状に成形し、
成形された前記鋼帯の幅方向端部を鍛接し、
次いで熱間絞り圧延を行う、鍛接鋼管の製造方法。
【請求項２】
前記熱間絞り圧延における入側温度が８５０〜１１００℃、出側温度が７５０〜１０００℃である、請求項１に記載の鍛接鋼管の製造方法。
【請求項３】
前記成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０３％以下をさらに含む、請求項１または２に記載の鍛接鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鍛接鋼管の製造方法に関し、特に、耐時効性に優れ、フレア加工などの強加工を行っても割れ難い優れた成形性を備える鍛接鋼管を製造することができる鍛接鋼管の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
配管の接続方法には様々なものがあるが、その一つに管端つば出し継手がある。管端つば出し継手は、接続する管に対して、管端部を外側に向かって押し広げる、いわゆるフレア加工（つば出し加工）を施し、フレア加工が施された管同士をフランジなどで挟んで固定する方法である。管端つば出し継手は、溶接が不要で、施工が容易であるため、近年、幅広く利用されている。
【０００３】
管端つば出し継手が適用される配管としては、これまで、フレア加工のような強加工を施しても割れがたい性能を有する電縫鋼管が一般的に用いられてきた。しかし、近年、管端つば出し継手が適用される配管においても、電縫鋼管より安価である鍛接鋼管を用いたいという需要が増大している。
【０００４】
鍛接鋼管とは、鋼帯の幅方向端部を圧接して拡散接合（鍛接）することによって製造される鋼管であり、一般的には、熱延鋼帯を加熱炉で加熱し、成形鍛接機で筒状に成形して鍛接した後、さらに熱間絞り圧延することによって製造される。
【０００５】
フレア加工を考慮した鍛接鋼管に関する技術としては、例えば、特許文献１が挙げられる。特許文献１では、鍛接鋼管製造時における鋼帯端部の加熱条件と鍛接時の雰囲気を制御することにより、フレア加工による割れの発生を抑制する方法が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開２０１４−０７９８０５号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
特許文献１で提案されている方法によれば、フレア加工時の鍛接部における割れを抑制することができる。しかし、フレア加工は、拡管率が１６０％にも達する強加工であるため、鍛接部に限らず、鍛接部以外の母材部でも割れが生じる場合がある。そのため、厳しいフレア加工を施しても割れが発生することのない鍛接鋼管が求められている。
【０００８】
本発明は上記の事情に鑑みてなされたものであり、耐時効性に優れ、フレア加工などの強加工を行っても割れ難い優れた成形性を備える鍛接鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明者らは、フレア加工時に発生する割れの原因について検討を行い、下記（１）および（２）の知見を得た。
【００１０】
（１）フレア加工は、通常、鋼管の製造時ではなく配管の施工時に現場で行われるため、鋼管の製造からフレア加工が行われるまでの間に時効硬化が起こる結果、成形性が劣化し、加工時に割れが発生する。特に、鍛接鋼管は溶融亜鉛系めっきを施して用いられることが多く、溶融めっき時の熱によっても時効硬化が進むと考えられる。したがって、鍛接鋼管の耐時効性を向上させれば、フレア加工時の割れを抑制することができる。
【００１１】
（２）時効硬化は、鋼中に固溶していたＣやＮが経時的に析出することにより硬度が上昇する現象である。そこで、鋼中のＣ量と、熱間圧延後の巻き取り温度を特定の範囲に制御することにより、固溶Ｃに起因する時効硬化（Ｃ時効）を抑制することができる。また、鋼中のＡｌ、Ｎ量と熱間圧延後の巻き取り温度を特定の範囲に制御することにより、熱延鋼帯製造時に粗大なＡｌＮを析出させ、固溶Ｎに起因する時効硬化（Ｎ時効）を抑制するとともに、鍛接鋼管製造時のフェライト粒成長性を促し、鍛接鋼管の成形性を向上させることができる。
【００１２】
本発明は、上記の新規な知見に立脚するものであり、その要旨構成は、以下のとおりである。
【００１３】
１．質量％で、
Ｃ  ：０．０２〜０．０６％、
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、
Ｍｎ：０．１０〜０．５０％、
Ｐ  ：０．０３０％以下、
Ｓ  ：０．０１４％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｎ  ：０．０１００％以下を含み、
残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して鋼帯とし、
前記鋼帯を、６００〜７００℃の巻き取り温度で巻取り、
前記鋼帯を、加熱炉で１２５０〜１３００℃の加熱温度に加熱し、
加熱された前記鋼帯を円筒状に成形し、
成形された前記鋼帯の幅方向端部を鍛接し、
次いで熱間絞り圧延を行う、鍛接鋼管の製造方法。
【００１４】
２．前記熱間絞り圧延における入側温度が８５０〜１１００℃、出側温度が７５０〜１０００℃である、上記１に記載の鍛接鋼管の製造方法。
【００１５】
３．前記成分組成が、質量％で、Ｔｉ：０．０３％以下をさらに含む、上記１または２に記載の鍛接鋼管の製造方法。
【発明の効果】
【００１６】
本発明によれば、耐時効性に優れ、フレア加工などの強加工を行っても割れ難い優れた成形性を備える鍛接鋼管を製造することができる。本発明の方法で製造される鍛接鋼管は、フレア加工時に破損し難く、施工性に優れるとともに配管の信頼性向上に極めて有効である。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】Ａｌ含有量および巻取温度と時効処理後の降伏強度との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１８】
以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。なお、以下の説明は、本発明の好適な実施形態を示すものであって、本発明はこれに限定されない。
【００１９】
［鋼スラブ］
本発明の鍛接鋼管の製造方法においては、まず、上記所定の成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延して鋼帯（熱延鋼帯）とする。前記鋼スラブは、例えば、造塊法や連続鋳造法など、任意の方法で製造することができる。ただし、成分の均一化による成形性の安定化という観点からは、連続鋳造法によって製造した鋼スラブを用いることが好ましい。
【００２０】
以下、前記鋼スラブの成分組成について説明する。なお、特に断らない限り、各成分の含有量を表す「％」は、「質量％」を表すものとする。
【００２１】
Ｃ：０．０２〜０．０６％
Ｃは、所望の強度を得るために添加される成分である。Ｃ含有量が０．０２％未満であると、鍛接鋼管製造時の冷却によって析出するセメンタイトがまばらとなり、耐時効性が低下する。そのため、Ｃ含有量は０．０２％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．０６％を超えると成形性が低下し、フレア加工のような厳しい成形に適さなくなる。そのため、Ｃ含有量は０．０６％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
【００２２】
Ｓｉ：０．１０〜０．３０％
Ｓｉは、鋼管のめっき性を向上させる効果を有する成分である。前記効果を得るために、Ｓｉ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．１５％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えると成形性が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．３０％以下、好ましくは０．２５％以下とする。
【００２３】
Ｍｎ：０．１０〜０．５０％
Ｍｎは、Ｓと結合することにより、成形性を低下させる原因であるＦｅＳの析出を抑制する効果を有する成分である。前記効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．１０％以上、好ましくは０．３０％以上とする。一方、Ｍｎが過剰であるとかえって成形性が低下する。そのため、Ｍｎ含有量は０．５０％以下、好ましくは０．４０％以下とする。
【００２４】
Ｐ：０．０３０％以下
Ｐ含有量が０．０３０％を超えると成形性が低下する。そのため、Ｐ含有量を０．０３％以下、好ましくは０．０２４％以下とする。一方、Ｐ含有量は低いほど良いため、下限は特に限定されず、０％であってよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｐ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
【００２５】
Ｓ：０．０１４％以下
Ｓは、Ｍｎと結合し、ＭｎＳとして析出する。しかし、Ｓが過剰であると、ＭｎＳとならなかったＳがＦｅＳとなり、成形性を低下させる。そのため、Ｓ含有量は０．０１４％以下、好ましくは０．００５％以下とする。一方、Ｓ含有量は低いほど良いため、下限は特に限定されず、０％であってよいが、その場合にも不可避不純物として含有することは許容される。しかし、過度の低減は製造コストの増加を招くため、Ｓ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、Ｎと結合してＡｌＮを析出し、耐時効性を向上させる効果を有する成分である。また、Ａｌを適正量添加することにより、粗大なＡｌＮを析出させ、フェライト粒の成長を妨げるＡｌＮの個数を減少させることができる。前記効果を得るために、Ａｌ含有量を０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ａｌが過剰であると、鍛接時に酸化物が多く生成し、鍛接部の品質が不安定となる。そのため、Ａｌ含有量は０．１０％以下、好ましくは０．０５％以下とする。
【００２７】
Ｎ：０．０１００％以下
Ｎが鋼中に固溶Ｎとして存在すると、時効により成形性を低下させる。また、Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮとして析出するが、ＡｌＮはフェライト粒成長を妨げて成形性を低下させる。そのため、成形性を確保するために、Ｎ含有量を０．０１００％以下、好ましくは０．００６０％以下とする。
【００２８】
本発明の一実施形態においては、上記各元素と、残部のＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブを用いることができる。
【００２９】
また、本発明の他の実施形態においては、上記成分組成が、さらに任意に、Ｔｉ：０．０３％以下を含むことができる。
【００３０】
Ｔｉ：０．０３％以下
Ｔｉは、Ｎと結合してＴｉＮとして析出する。よって、Ｔｉを添加することにより、さらに耐時効性を向上させることができる。Ｔｉ含有量がＮ含有量と原子当量的に同程度までの範囲では、Ｔｉの添加により耐時効性が向上する。しかし、Ｔｉが過剰であると、Ｎと結合しなかったＴｉがＣと析出物を形成し、強度が上昇する結果、かえって成形性が低下する。そのため、Ｔｉを添加する場合、Ｔｉ含有量は０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下とする。一方、Ｔｉ含有量の下限は特に限定されないが、０．００５％以上とすることが好ましい。
【００３１】
なお、本発明では、ＮｂおよびＶを意図的に添加しない。ＮｂおよびＶは、Ｎとの結合がＴｉより弱く、耐時効性の向上効果が低い。また、ＮｂおよびＶを添加すると、強度が上昇する結果、成形性が低下する。なお、ＮｂおよびＶの一方または両方が、不可避的不純物として鋼スラブに含まれることは許容される。不可避的不純物として含有されるＮｂの量は０．０２％以下とすることが好ましい。同様に、不可避的不純物として含有されるＶの量は０．０２％以下とすることが好ましい。
【００３２】
本発明では、上記鋼スラブから鋼帯を製造し、得られた鋼帯から鍛接鋼管を製造する。以下、まず鋼帯の製造プロセスについて説明する。
【００３３】
［スラブ加熱］
上記鋼スラブを所望の温度（加熱温度）まで加熱した後、圧延する。前記加熱は、例えば、加熱炉を用いて行うことができる。溶製された鋼スラブは、一旦、室温まで冷却した後に加熱してもよく、また、室温まで冷却することなく加熱してもよい。なお、鋼スラブの冷却段階で析出した粗大なＡｌＮを、加熱で完全に固溶させないために、加熱前にスラブをある程度冷却しておくことが好ましい。具体的には、熱間圧延のための加熱に先だって、鋼スラブを５００℃以下の冷却温度まで冷却することが好ましい。
【００３４】
上記加熱における加熱温度は特に限定されないが、熱間変形抵抗を下げ、熱延を行うために１１００℃以上とすることが好ましい。一方、前記加熱によるＡｌＮの固溶を防ぐため、加熱温度は１１８０℃以下とすることが好ましい。
【００３５】
［熱間圧延］
熱間圧延は、特に限定されることなく任意の条件で行うことができる。前記熱間圧延は、一般的な熱間圧延と同様、粗圧延と仕上圧延とからなるものとすることができる。鋼の温度を均一化し、最終的な鋼管における材質の均一性を向上させるために、粗圧延後の鋼（シートバー）を、仕上圧延の開始前に加熱することが好ましい。前記加熱（粗圧延後加熱）においては、シートバー全体を加熱してもよく、温度が低下しやすいシートバーの幅方向両端部のみを加熱してもよい。また、複数のシートバーを溶接し、連続的に仕上圧延を行ってもよい。
【００３６】
前記熱間圧延における仕上温度は、特に限定されないが、７８０〜８３０℃とすることが好ましい。仕上温度を前記範囲とすることにより、粗大なＡｌＮの析出を促し、耐時効性をさらに向上させるとともに、フェライト粒成長による成形性の向上効果をさらに高めることができる。なお、ここで「仕上温度」とは、「仕上圧延出側温度」を指すものとする。
【００３７】
［巻取り］
巻取温度：６００〜７００℃
次いで、上記熱間圧延によって得た鋼帯をコイル状に巻取る。前記巻取りの際の温度（巻取温度）は、ＡｌＮ析出の観点から６００℃以上、好ましくは６４０℃以上とする。一方、巻取温度が高すぎるとセメンタイトが粗大に析出し、固溶Ｃが多くなることにより耐時効性が低下する。そのため、巻取温度は７００℃以下、好ましくは６８０℃以下とする。なお、ここで「巻取温度」とは、前記巻取直前の鋼帯表面温度を指すものとする。
【００３８】
コイル状に巻取った後の鋼帯は、室温まで冷却することが好ましい。前記冷却は、例えば、空冷および水冷の一方または両方で行うことができる。なお、水冷を行う場合は、水冷開始温度を、ＡｌＮの析出温度より低い５００℃以下とすることが好ましい。
【００３９】
次に、得られた鋼帯から鍛接鋼管を製造するプロセスについて説明する。前記鋼帯は、加熱された後に、円筒状に成形され、さらに端部を鍛接し、次いで熱間絞り圧延を行うことにより鍛接鋼管とされる。
【００４０】
加熱に先立って、製造する鍛接鋼管の径に合わせた幅となるよう、必要に応じて鋼帯をスリットしてもよい。スリットにおける、バリ、ダレが鍛接時における凹凸に及ぼす影響を考慮して、バリ、ダレの向きを揃えるようにスリット条を選んでもよい。また、スリット後、エッジミラー等でエッジ部を切削してもよい。
【００４１】
［加熱］
加熱温度：１２５０〜１３００℃
次に、前記鋼帯を、加熱炉で１２５０〜１３００℃の加熱温度に加熱する。この加熱により、鋼帯全体が加熱される。前記加熱温度は、円筒状への成形を可能とするために１２５０℃以上、好ましくは１２６０℃以上とする。一方、前記加熱温度が１３００℃を越えると、熱延鋼帯に析出しているＡｌＮが固溶し、鍛接鋼管の耐時効性が低下する。また、前記加熱温度が１３００℃を越えると、鍛接管製造時に微細ＡｌＮが析出し、前記微細ＡｌＮがフェライト粒成長を妨げる結果、鍛接鋼管の成形性が低下する。そのため、前記加熱温度は１３００℃以下、好ましくは１２９０℃以下とする。なお、ここで前記加熱温度は、加熱炉から出た直後の鋼板温度を指すものとする。
【００４２】
前記加熱においては、さらに、鋼帯の幅方向の両端部を加熱することが好ましい。前記両端部の加熱は、例えば、誘導加熱装置を用いて行うことができる。前記両端部の加熱温度は、鍛接のため、１３５０℃以上、１４５０℃以下とすることが好ましい。また、加熱前に鋼帯エッジ部の形を整えるため、エッジ成形を行ってもよい。
【００４３】
［成形］
次いで、加熱された前記鋼帯を円筒状に成形する。前記成形を行う方法は、特に限定されず、常法にしたがって行えばよい。通常は、前記成形はロール成形で行えばよい。
【００４４】
次に、成形された前記鋼帯の幅方向端部を鍛接する。前記成形を行う方法は、特に限定されず、常法にしたがって行えばよい。なお、上記成形と鍛接は、一般的な成形鍛接機を用いて連続的に行うことができる。また、前記鍛接を行う前に、空気、あるいは酸素、もしくは酸素濃度を２２〜３０％に高めた空気を鋼帯端部に吹き付けてもよい。
【００４５】
［熱間絞り圧延］
上記鍛接の後に、さらに熱間絞り圧延を行う。前記熱間絞り圧延では、ＡｌＮがフェライト粒成長を妨げないよう粗大に析出させるために、入側温度を８５０℃以上、１１００℃以下、出側温度を７５０℃以上、１０００℃以下とすることが好ましい。前記出側温度は、８００℃以上、９５０℃以下とすることがより好ましい。
【００４６】
以上のプロセスで鍛接鋼管を製造することにより、耐時効性に優れ、フレア加工などの強加工を行っても割れ難い優れた成形性を備える鍛接鋼管を製造することができる。
【実施例】
【００４７】
次に、実施例に基づいて本発明をさらに具体的に説明する。以下の実施例は、本発明の好適な一例を示すものであり、本発明はこの実施例によって何ら限定されるものではない。
【００４８】
（実施例１）
以下の手順で鍛接鋼管を製造し、得られた鍛接鋼管の特性を評価した。
【００４９】
まず、表１に示す成分組成を有する鋼スラブを連続鋳造法により製造した。得られた鋼スラブを一旦３００℃以下まで空冷した後、表２に示すスラブ加熱温度まで加熱し、熱間圧延して鋼帯とした。前記熱間圧延における仕上温度は表２に示したとおりとした。その後、得られた鋼帯を表２に示した巻取温度でコイル状に巻取った。
【００５０】
次に、得られた鋼帯をスリットし、その後、表２に示した条件で呼び径１５Ａ〜１００Ａのサイズの鍛接鋼管を製造した。すなわち、加熱炉にて鋼帯全体の表２に示した加熱温度まで加熱し、さらに誘導加熱装置で鋼帯幅方向両端部を１３８０〜１４２０℃まで加熱した。その後、成形鍛接機でロール成形により円筒状に成形し、酸素濃度を２８％に調整した酸素と空気の混合気体をノズルで鋼帯幅方向端部に吹き付けながら鍛接を行った。前記鍛接の後、絞り率：１〜８３％の熱間絞り圧延を行って鍛接鋼管を得た。
【００５１】
得られた鍛接鋼管の母材部（鍛接部ではない部分）から、長手方向に引張試験片を切り出した。前記引張試験片をそのまま用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４１にしたがい引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）と引張強度（ＴＳ）を評価した。測定結果を表３に示す。
【００５２】
さらに、鍛接鋼管の耐時効性を評価するために、前記引張試験片に対し、４５０℃、６０秒間の時効処理（熱処理）を施し、室温まで空冷した後に、降伏強度を評価した。なお、前記時効処理の条件は、溶融亜鉛めっきの条件を模擬したものである。測定結果を表３に併記する。ここで、時効処理後の降伏強度が３１０ＭＰａ以下であれば、厳しいフレア加工でも割れが発生しないといえる。
【００５３】
【表１】
2019188461.tif 000003
【００５４】
【表２】
2019188461.tif 000004
【００５５】
【表３】
2019188461.tif 000005
【００５６】
（実施例２）
次に、Ａｌ含有量と巻取温度の影響を評価するために、様々なＡｌ含有量と巻取温度で鍛接鋼管を製造し、時効処理後の降伏強度を評価した。使用した鋼スラブにおけるＡｌ以外の成分の含有量は、略一定となるよう以下に示す範囲（単位は質量％）に制御し、残部はＦｅおよび不可避的不純物とした。
Ｃ  ：０．０２８〜０．０４２％
Ｓｉ：０．１８〜０．２２％
Ｍｎ：０．３３〜０．３７％
Ｐ  ：０．００９〜０．０１２％
Ｓ  ：０．００３〜０．００４％
Ｎ  ：０．００２９〜０．００３８％
【００５７】
その他の条件についても各鍛接鋼管で略一定となるように制御した。具体的には以下の条件とした。
スラブ加熱温度：１１５０〜１１７０℃
仕上温度：７９０〜８１０℃の仕上温度
鋼帯の加熱温度：１２６８〜１２７９℃
熱間絞り圧延入側温度：１０５０〜１０７０℃
熱間絞り圧延出側温度：９４０〜９７０℃
鍛接鋼管の呼び径：６５Ａ
【００５８】
その他の点、および時効処理後の降伏強度の評価方法は、実施例１と同様とした。時効処理後の降伏強度が３１０ＭＰａ以下のものを○（ＯＫ）、３１０ＭＰａ超えのものを×（ＮＧ）とした。評価結果を図１に示す。
【００５９】
図１に示した結果から分かるように、Ａｌ含有量と巻取温度が本発明の条件を満たす場合、時効処理後の降伏強度が３１０ＭＰａ以下に抑制されており、フレア加工のような強成形に適した鍛接鋼管を得ることができる。
【００６０】
上記実施例１、２の結果から分かるように、本発明の方法によれば、耐時効性に優れ、フレア加工などの強加工を行っても割れ難い優れた成形性を備える鍛接鋼管を製造することができる。これに対して、本発明の条件を満たさない比較例の条件で得た鍛接鋼管は、時効処理後の降伏強度が高く、フレアのような強加工には適さない。
【図１】
2019188461.tif 000006