(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が重量％で、Ｃ：0.001 〜0.04％, Si：1.5 ％以下，Mn：0.2 〜2.0 ％, Cu：0.7 〜2.0 ％, Ni：2.0 ％以下, Nb：0.01〜0.04％, Al：0.01〜0.10％, Ｂ：0.0003〜0.0050％，残部Feおよび不可避不純物である鋼管を順次、部分熱間曲げ加工し、水冷し、管全長にわたって 500〜 800℃に加熱し、30〜7200ｓ等温保持し、空冷することを特徴とする熱間曲げ鋼管の製造方法。
【請求項２】
成分組成にさらに重量％で0.2 ％以下のTi, Ｖのうち１種または２種を付加したことを特徴とする請求項１記載の熱間曲げ鋼管の製造方法。
【請求項３】
成分組成にさらに重量％で0.5 ％以下のCr, Mo, Ｗのうち１種または２種以上を付加したことを特徴とする請求項１または２に記載の熱間曲げ鋼管の製造方法。
【請求項４】
成分組成にさらに重量％で0.02％以下のREM, Ca のうち１種または２種を付加したことを特徴とする請求項１，２または３に記載の熱間曲げ鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は熱間曲げ鋼管の製造方法に関し、詳しくは、石油や天然ガスのラインパイプ敷設の際に障害物を迂回させるために用いられる熱間曲げ鋼管の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
石油や天然ガスのラインパイプ敷設の際には、障害物を迂回させるための曲がり管（以下ベンド管と呼ぶ）の使用は不可欠である。従来、ベンド管は通常の直管と同様のプロセスで製造された素材直管を、管全長にわたり誘導加熱により加熱して曲げ加工を施し、その後管全体を焼戻し処理をするプロセスによって製造されてきた。
【０００３】
しかし、高周波加熱による管端径の収縮やコストの問題から、現在では素材直管の一部のみを曲げ加工する製造法が採用されつつある。この場合のベンド管の熱間曲げの工程図を図１に示す。同図に示すように直管部は焼戻し（Ｔ）処理のみが行われるのに対し、曲管部では焼入れ（Ｑ）−焼戻し処理，すなわちＱＴ処理が施される。さらに、直管部と曲管部との境界近傍は曲管部の加熱の影響を受けるので、オーステナイト・フェライトの２相域に加熱される部分も存在する。このように管内に種々の異なる熱履歴を持つため、管全長にわたって直管と同等の強度および靱性を満足させることは非常に難しい。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、素材直管の一部のみが熱間曲げ加工されて各部位の受ける熱履歴が異なる熱間曲げ鋼管に、管全長にわたって一定の強度・靱性を付与するに好適な熱間曲げ鋼管の製造方法を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明は、成分組成が重量％で、Ｃ：0.001 〜0.04％, Si：1.5 ％以下，Mn：0.2 〜2.0 ％, Cu：0.7 〜2.0 ％, Ni：2.0 ％以下, Nb：0.01〜0.04％, Al：0.01〜0.10％, Ｂ：0.0003〜0.0050％，残部Feおよび不可避不純物である鋼管を順次、部分熱間曲げ加工し、水冷し、管全長にわたって 500〜 800℃に加熱し、30〜7200ｓ等温保持し、空冷することを特徴とし、また必要に応じて、成分組成にさらに以下の（1)〜（3)の少なくともいずれかを付加したことを特徴とするする熱間曲げ鋼管の製造方法である。
（1)重量％で0.2 ％以下のTi, Ｖのうち１種または２種。
（2)重量％で0.5 ％以下のCr, Mo, Ｗのうち１種または２種以上。
（3)重量％で0.02％以下のREM, Ca のうち１種または２種。
【０００６】
【作用】
本発明者らは、Ｃ含有量を0.04％以下の極低レベルに抑え、かつ 800℃以上の高温から冷却する過程で生じる変態後のミクロ組織が冷却速度に依存せずベイナイト単相組織となる成分設計をすることにより、鋼のミクロ組織の熱履歴依存性が低下し、さらに熱間曲げ加工後の焼戻し処理でCuが析出強化し、その結果、管全長にわたって一定の強度と靱性を得ることができるという知見を得て、本発明を完成させた。
【０００７】
まず、成分組成の限定理由について説明する。
Ｃ：0.001 〜0.04％
Ｃは、鋼の変態を支配する重要な元素であり、その含有量が0.001 ％未満では連続冷却変態後のミクロ組織を冷却速度に依存せずベイナイト単相組織に制御することができず、また0.04％を超えると高冷却速度でマルテンサイトが生成しやすくなり、特に焼入れ焼戻しプロセスを受ける熱間曲げ加工部が靱性劣化するので、Ｃ含有量を0.001 〜0.04％とする。
【０００８】
Si：1.5 ％以下
Siは、製鋼段階で脱酸元素として作用し、また強化元素として強度上昇に寄与するが、溶接性および溶接部靱性を劣化させるので1.5 ％以下に制限する。なお、強度が許す範囲で少量とするのが望ましい。
Mn：0.2 〜2.0 ％
Mnは、強度確保のために0.2 ％以上の含有量が必要であるが、2.0 ％を超えると溶接硬化性を著しく上昇させるので、Mn含有量は0.2 〜2.0 ％とする。
【０００９】
Cu：0.7 〜2.0 ％
Cuは、析出強化するために用いる。ただし含有量が2.0 ％を超えると靱性が急激に劣化し、0.7 ％以下では析出強化の効果がないためCuの含有量は0.7 〜2.0 ％とする。
Ni：2.0 ％以下
Niは、強度および靱性を上昇させ、かつ圧延時のCu割れを防止するのに有効であるためその含有が必須であるが、高価であるうえ過剰に含有するとその効果が飽和し、また、溶接熱影響部の硬化性を上昇させて溶接割れ感受性を上げてしまうので含有量は2.0 ％以下とする。
【００１０】
Nb：0.01〜0.04％
Nbは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、低冷却速度でも鋼ミクロ組織をベイナイト単相とするために主として添加する。ただし、含有量が0.01％未満ではその効果が現れず、また0.04％を超えるとHAZ 靱性が著しく劣化するため、Nb含有量は0.01〜0.04％とする。
【００１１】
Al：0.01〜0.10％
Alは、脱酸剤として添加され、その効果が現れるには0.01％以上の含有が必要であるが、含有量が0.10％を超える程のAl添加は溶接性を損なうのでAlの含有量は0.01〜0.10％とする。
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、連続冷却変態後のミクロ組織を冷却速度に依存せずベイナイト単相組織とするためには0.0003％以上含有させる必要であるが、0.0050％を超えるとBNが析出し溶接性を劣化するため、Ｂ含有量は0.0003〜0.0050％とする。
【００１２】
Ti, Ｖ：0.2 ％以下
Tiには、自身が析出強化元素として強化に寄与し、かつ過剰のＣを固定するとともに、REM との共存下でフェライト析出核を形成しHAZ 靱性を向上させる効果があり、かかる効果を活用するために添加する。ただし、Ti含有量が0.2 ％を超えるほどに添加しても効果が飽和するため、Ti含有量は0.2 ％以下とする。
【００１３】
Ｖは、析出強化のために用いる。ただし、0.2 ％を超えて含有してもその効果が飽和するため、Ｖ含有量は0.2 ％以下とする。
Cr, Mo, Ｗ：0.5 ％以下
Crは、強度上昇と、耐炭酸ガス腐食性の向上に寄与するが、0.5 ％を超えて含有させても効果が少ないため、含有量は0.5 ％以下とする。
【００１４】
Moは、強度上昇の効果があるが、0.5 ％を超えて含有させても効果が少なく、溶接性も劣化するので、含有量は0.5 ％以下とする。
Ｗは、高温強度を上昇させる効果があるが、高価であるうえ0.5 ％を超えて含有させると靱性が劣化するので含有量は0.5 ％以下とする。
REM, Ca ：0.02％以下
REM は、フェライト析出核の形成に役立ち、かつ、オキシサルファイドとなりオーステナイト粒の粒成長を抑制し靱性の向上に役立つが、含有量が0.02％を超える添加は鋼の清浄度を損ない耐水素誘起割れ特性または靱性に悪影響を及ぼすので含有量は0.02％以下とする。
【００１５】
Ca は、鋼中硫化物の形態制御により衝撃値を向上させるが、0.02％を超える含有は耐水素誘起割れ特性に悪影響を及ぼすため0.02％以下の含有量とする。
次に製造方法について説明する。
素材直管は特に限定されず、UOE 鋼管や電縫鋼管のような溶接管あるいはシームレス鋼管のいずれでも利用できる。また、これらの素材直管の製造方法についても限定せず、従来通りの製造方法でよい。
【００１６】
本発明において、素材直管を曲げる方法は、素材直管の一部のみを誘導加熱により最高加熱温度をおよそ 800〜1050℃として熱間曲げ加工した後直ちに水冷し、その後管全長にわたって焼戻しするという方法に限定する。この焼戻し処理において 500〜 800℃の温度範囲で30〜7200ｓ等温保持する理由は以下の通りである。
【００１７】
焼戻し処理は、Cuを析出させ、必要とする鋼管強度を確保し、かつ組織を均一化するという効果を併せ持つが、等温保持温度が800 ℃超えでは析出元素が溶解し析出が起こりにくく、500 ℃未満では析出反応が起こりにくいため温度範囲を500 〜 800℃とした。保持時間を30〜7200ｓとした理由は30ｓ未満では十分な析出強化および組織均一化ができず、7200ｓを超えるとコスト的に問題があるためである。
【００１８】
【実施例】
以下に実施例を挙げて本発明を説明する。
表１に示した種々の鋼（１〜10は成分組成適合鋼、11〜14は比較鋼）を1120℃からオーステナイト再結晶域で53％、未再結晶域で80％圧下したのち、空冷して板厚20mmの素材鋼板を作製した。次に、これらの素材鋼板をUOE プロセスにて 762mmφod× 12000mmＬの素材直管に造管し、図１に示すように曲管部のみ誘導加熱で最高加熱温度 950℃に加熱して、熱間で曲げ加工し加工後直ちに約15℃／ｓで水冷した。そして、雰囲気炉に挿入して、管全長にわたり 550℃で2400ｓ保持後空冷した。なお、適合鋼１について、焼戻し保持温度を450 ℃および820 ℃としたもの、ならびに保持時間25ｓとしたものも準備した。
【００１９】
全ての鋼管から曲管部、直管部およびそれらの境界部（２相域加熱部）の３箇所より、引張試験片（Ｔ方向）およびシャルピー衝撃試験片（Ｔ方向）を採取し、鋼板の強度および靱性について調査した。これら鋼管の機械的性質を表２に示す。
【００２０】
【表１】
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【００２１】
【表２】
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【００２２】
【表３】
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【００２３】
表２からわかるように発明例では、曲管部、直管部および境界部の相互の強度差は40MPa 以内で、かつシャルピー破面遷移温度差も20℃以内である。これに対し、比較例11はＣ添加量が上限を超えているため、曲管部は焼きが入り直管部に比べて100MPaも引張強度（ＴＳ）が上昇し、逆にシャルピー破面遷移温度は約50℃も劣化している。また、Mnが下限を下回った比較例12, Nbが下限を下回った比較例13, およびＢ無添加の比較例14は、いずれも鋼の焼入れ性が低下しているので、特に２相域加熱部ではミクロ組織にフェライトが現れた結果、ＴＳが70〜90MPa 低下した。なお、適合鋼１における比較例15，16，17に関し、比較例15は、保持温度が450 ℃と低すぎるため析出強化が足りず、発明例１と比較して降伏強度（ＹＳ）が50〜100MPa低いほか、曲管部の組織均一化が不十分で直管部に比較してＹＳが約50MPa 高い。比較例16は、保持温度が820 ℃と高すぎるため析出強化が足りず、各部とも焼戻し効果でＹＳが 300MPa と低く実用できない。比較例17は保持時間が25ｓと短すぎるため組織均一化が不十分で、曲管部で約70MPa 、２相域加熱部（境界部）で約50MPa 、ＹＳが直管部より高く不均一であった。
【００２４】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、素材直管の一部のみが熱間曲げ加工されることで、各部位の受ける熱履歴が異なる熱間曲げ鋼管に、その管全長にわたって一定の強度・靱性を付与する熱間曲げ鋼管の製造が可能となる。
【図面の簡単な説明】
【図１】ベンド管の熱間曲げの工程図である。
【図１】
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