(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．６７〜２．２％、
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、９００〜１０００℃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優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法。
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
【請求項２】
重量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１０％、
Ｓｉ：０．３％以下、
Ｍｎ：１．６７〜２．２％、
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：０．０００３〜０．００３％、
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優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法。
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
【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以上の強度と溶接部の靱性に優れたベンド管（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、例えば−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４−１５４９１３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、特開昭６１−１１７２２３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、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】
また、特開昭６１−１１７２２３号公報には、特定の成分の溶接金属を有する鋼管から焼戻し処理を省略してベンド管を製造する方法が開示されている。しかしながら、厚みが２０ｍｍ超の厚肉になると鋼管を溶接する際に必然的に溶接入熱を大きくしなければならず、溶接金属部の強度と良好な低温靱性を確保するためには、新たな溶接金属成分の適正値を求める必要がある。すなわち、溶接入熱が大きくなると溶接後の冷却速度が遅くなるため、旧オーステナイト（γ）粒界から粗大な粒界フェライトが生成して強度・低温靱性が劣化する。そこで、生産性に優れ、高強度でかつ低温での優れた溶接部靱性を有する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、高強度でかつ低温での優れた溶接部靱性を有するベンド管の製造技術を安価に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：１．６７〜２．２％、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、９００〜１０００℃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優れた溶接金属部靱性を有する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：１．６７〜２．２％、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：０．０００３〜０．００３％、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優れた溶接金属部靱性を有する高強度ベンド管の製造法。
【０００９】
Ｐ＝｛１．５（Ｏ−０．８９Ａｌ）＋３．４Ｎ｝−Ｔｉ
以下に、本発明の優れた溶接金属部靱性を有する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、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、極厚化した場合、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。
【００１０】
そこで、本発明者らは、極厚高強度ベンド管溶接部の低温靱性を改善し、Ｔ−クロス部の硬さを低減するために鋭意研究した結果、本発明を完成するに至った。すなわち、本発明は、（１）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て各添加量を適正化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、高強度と優れた低温靱性、さらにはＴ−クロス部の低硬度化を同時に達成できる。
【００１１】
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となる。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−０．８９Ａｌ）＋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。
【００１２】
以上のような効果を十分に発揮させるためには、Ｍｎ量は１．６７〜２．２％、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１．６７％以上、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。
【００１３】
さらに、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、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％にする必要がある。
【００１４】
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。
Ｔｉ添加は微細なＴｉ酸化物やＴｉＮを形成し、再加熱時のオーステナイト粒の粗大化の抑制や、γ−α変態時の粒内変態フェライトの生成核としてミクロ組織を微細化し、低温靱性を改善する。このような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、ＴｉＣによる析出硬化が生じ、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。
【００１５】
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て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。
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、低温靱性が劣化するので、その上限の値を０．０４％とする。
【００１６】
次に、本発明のその他の成分元素の限定理由について説明する。
Ｃの下限０．０３％は、溶接部の強度、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（Ｔ−クロス部の硬さ）の著しい劣化を招くので、上限を０．１０％とした。
【００１７】
Ｓｉは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。
Ｎｂは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％を超えるＮｂ添加は、現地溶接性や低温靱性に悪影響を及ぼすので、その上限を０．１０％とした。
【００１８】
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、低温靱性をより一層向上させるためである。Ｐ量の低減は溶接金属が凝固する際の偏析を低減し、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。
【００１９】
次に、Ｎｉ、Ｃｕ、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強度・靱性などの特性の向上を図るためである。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。
【００２０】
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を劣化させることなく向上させるためである。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、添加量が多すぎると経済性だけでなく、現地溶接性や低温靱性などを劣化させるので、その上限を１．０％とした。
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、析出硬化により低温靱性の低下が生じるので、その上限を１．０％とした。
【００２１】
Ｍｏは溶接部の強度を増加させる効果がある。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添加は低温靱性、現地溶接性を劣化させるので、その上限を１．０％とした。
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。Ｖの上限は、現地溶接性、低温靱性の観点から０．１０％まで許容できる。
【００２２】
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０．００３％とした。
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％未満では実用上の効果がなく、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。
【００２３】
次に、本発明の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。
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。
【００２４】
加熱後、鋼管を曲げ加工し、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。
【００２５】
【発明の実施の形態】
本発明の実施の形態について述べる。
表１に示す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。
【００２６】
実施例を表２、表３（表２のつづき−１）、表４（表２のつづき−２）、表５（表２のつづき−３）に示す。
【００２７】
【表１】
0003850913.tif 000002
【００２８】
【表２】
0003850913.tif 000003
【００２９】
【表３】
0003850913.tif 000004
【００３０】
【表４】
0003850913.tif 000005
【００３１】
【表５】
0003850913.tif 000006
【００３２】
本発明の鋼管は優れた溶接金属部の強度・低温靱性を有するのに対して、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９はＣ量が多過ぎるため、低温靱性（シャルピー吸収エネルギー、遷移温度）が悪い。鋼１０はＭｎ量が低過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１１はＮｂが添加されていないため、低温靱性が悪い。鋼１２はＴｉが添加されていないため、低温靱性が劣る。鋼１３はＣｒ量が多過ぎるため、低温靱性が劣る。鋼１４はＣｒ量が少な過ぎるため、Ｔ−クロス部の硬さが高く、溶接性が悪い。鋼１５はＰ値が小さ過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１６はＰ値が高過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１７は鋼管の再加熱温度が高過ぎるため、低温靱性が悪い。鋼１８は鋼管の再加熱温度が低過ぎるため、強度が低い。鋼１９は曲げ加工後空冷したため、強度が低い。
【００３３】
【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。