JP2002129288A - 高強度ベンド管およびその製造法 - Google Patents
高強度ベンド管およびその製造法Info
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- JP2002129288A JP2002129288A JP2000330801A JP2000330801A JP2002129288A JP 2002129288 A JP2002129288 A JP 2002129288A JP 2000330801 A JP2000330801 A JP 2000330801A JP 2000330801 A JP2000330801 A JP 2000330801A JP 2002129288 A JP2002129288 A JP 2002129288A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 低温靱性に優れたＡＰＩ規格Ｘ８０〜Ｘ１０
０ベンド管およびその製造法を提供する。 【解決手段】 鋼管母材として適正量の合金元素を含む
極低Ｃ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系鋼管を加熱後、曲げ加工しな
がら、その直後に焼入れ処理することにより、Ｘ８０〜
Ｘ１００の高強度と優れた低温靱性を有する高強度ベン
ド管を提供する。 【効果】 低温靱性に優れた高強度ベンド管（ＡＰＩ規
格Ｘ８０以上Ｘ１００以下）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。
０ベンド管およびその製造法を提供する。 【解決手段】 鋼管母材として適正量の合金元素を含む
極低Ｃ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系鋼管を加熱後、曲げ加工しな
がら、その直後に焼入れ処理することにより、Ｘ８０〜
Ｘ１００の高強度と優れた低温靱性を有する高強度ベン
ド管を提供する。 【効果】 低温靱性に優れた高強度ベンド管（ＡＰＩ規
格Ｘ８０以上Ｘ１００以下）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。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、米国石油協会（Ａ
ＰＩ）規格Ｘ８０以上Ｘ１００以下の強度と高靱性を有
するベンド管（曲がり管）およびその製造法に関するも
のである。
ＰＩ）規格Ｘ８０以上Ｘ１００以下の強度と高靱性を有
するベンド管（曲がり管）およびそ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−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。とくに輸
送効率向上の観点からＸ８０以上の高強度と優れた低温
靱性が要求されるようになっている。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７−３３３
０号公報、特開平５−２７９７４３号公報、特開昭５９
−２３２２２５号公報など、ベンド管の機械的性質を改
善する方法が種々開示されている。
に使用するラインパイプ（直管）や異形管（ベンド管、
エルボ−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。とくに輸
送効率向上の観点からＸ８０以上の高強度と優れた低温
靱性が要求されるようになっている。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７−３３３
０号公報、特開平５−２７９７４３号公報、特開昭５９
−２３２２２５号公報など、ベンド管の機械的性質を改
善する方法が種々開示されている。
【０００３】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。これらに対して、特開昭５９
−２３２２２５号公報では、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記載
されている。
特開平４−１５４９１３号公報、特開平７−３３３０号
公報、特開平５−２７９７４３号公報は鋼管を加熱後、
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。これらに対して、特開昭５９
−２３２２２５号公報では、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記載
されている。
【０００４】しかしながら、これはＭｎ，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（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−
Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）、いわ
ゆるマルテンサイトとオ−ステナイトが共存した組織が
生成するため、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
強度でかつ低温での優れた靱性を有するＸ８０以上の強
度を有する高強度ベンド管の開発が強く望まれていた。
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（Ｍａｒｔｅｎｓｉｔｅ−
Ａｕｓｔｅｎｉｔｅ Ｃｏｎｓｔｉｔｕｅｎｔ）、いわ
ゆるマルテンサイトとオ−ステナイトが共存した組織が
生成するため、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
強度でかつ低温での優れた靱性を有するＸ８０以上の強
度を有する高強度ベンド管の開発が強く望まれていた。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は，生産性に優
れ、かつ優れた低温靱性を有するＸ８０以上Ｘ１００以
下の強度を有する高強度ベンド管の製造技術を提供する
ものである。
れ、かつ優れた低温靱性を有するＸ８０以上Ｘ１００以
下の強度を有する高強度ベンド管の製造技術を提供する
ものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明は前述の課題を克
服し、目的を達成するもので、その具体的手段を以下に
示す。 （１）質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．３％
以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以
下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５
％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に残部が鉄およ
び不可避的不純物からなり、かつＱ＝２．７Ｃ＋０．４
Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍ
ｏ＋Ｖで定義されるＱ値が２．２〜３．７の範囲にある
ことを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管。
服し、目的を達成するもので、その具体的手段を以下に
示す。 （１）質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．３％
以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．０１５％以
下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１〜０．０５
％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａｌ：０．０５
％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に残部が鉄およ
び不可避的不純物からなり、かつＱ＝２．７Ｃ＋０．４
Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍ
ｏ＋Ｖで定義されるＱ値が２．２〜３．７の範囲にある
ことを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管。
【０００７】（２）質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に
必要に応じて、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：
０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．
００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＱ値が２．２〜３．７の範
囲にあることを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベン
ド管。
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に
必要に応じて、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：
０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．
００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＱ値が２．２〜３．７の範
囲にあることを特徴とする低温靱性に優れた高強度ベン
ド管。
【０００８】（３）質量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓ
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に
必要に応じて、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：
０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．
００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＱ値が２．２〜３．７の範
囲にあり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼管
を８００〜１０００℃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
ンド管の製造法である。
ｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．８〜２．５％、Ｐ：０．
０１５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｎｂ：０．０１
〜０．０５％、Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、Ａ
ｌ：０．０５％以下、Ｎ：０．００１〜０．００６％に
必要に応じて、さらにＮｉ：０．１〜１．０％、Ｃｕ：
０．１〜１．２％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：
０．１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．１０％、Ｃａ：
０．００１〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００１〜０．
００２０％の一種または二種以上を含有し、残部が鉄お
よび不可避的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋
０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃ
ｕ）＋Ｍｏ＋Ｖで定義されるＱ値が２．２〜３．７の範
囲にあり、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼管
を８００〜１０００℃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
ンド管の製造法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下に、本発明の低温靭性に優れ
た高強度ベンド管について詳細に説明する。従来から低
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、Ｘ８０以上の強度を確保するためには、さらに合金
元素の添加が必要となり、母材の低温靱性は不十分とな
る。そこで、加熱後曲げ加工し、焼入れままの高強度ベ
ンド管の低温靱性を改善するために鋭意研究した結果、
本発明に至った。すなわち、本発明の特徴は適正量の合
金元素を含む極低Ｃ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系鋼管を加熱後、
曲げ加工しながら、その直後に焼入れ処理することにあ
り、これによって高強度と優れた低温靱性を同時に達成
できる。
た高強度ベンド管について詳細に説明する。従来から低
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、Ｘ８０以上の強度を確保するためには、さらに合金
元素の添加が必要となり、母材の低温靱性は不十分とな
る。そこで、加熱後曲げ加工し、焼入れままの高強度ベ
ンド管の低温靱性を改善するために鋭意研究した結果、
本発明に至った。すなわち、本発明の特徴は適正量の合
金元素を含む極低Ｃ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系鋼管を加熱後、
曲げ加工しながら、その直後に焼入れ処理することにあ
り、これによって高強度と優れた低温靱性を同時に達成
できる。
【００１０】低合金鋼の低温靱性は、結晶粒のサイ
ズ、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。とくに厚
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
なり、ＭＡ生成の完全抑制は困難になる。本発明では鋼
中のＣ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。Ｃが多い場合に
は、未変態オ−ステナイト中でγが安定化してＭＡの生
成が顕著になる。この効果を十分に発揮させるために、
Ｃ量を０．０３％以下に限定した。Ｃ量の上限の値はＭ
Ａ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。
ズ、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。とくに厚
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
なり、ＭＡ生成の完全抑制は困難になる。本発明では鋼
中のＣ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。Ｃが多い場合に
は、未変態オ−ステナイト中でγが安定化してＭＡの生
成が顕著になる。この効果を十分に発揮させるために、
Ｃ量を０．０３％以下に限定した。Ｃ量の上限の値はＭ
Ａ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。
【００１１】低温靭性改善のために母材のＣ量を０．０
３％以下にする必要があるが、Ｃは強度上昇に有効な元
素であり、Ｃ量が制限される条件下においてＸ８０以上
の強度を満足させるためには、合金元素の添加量の適正
化が必須である。すなわち、Ｑ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ
＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋
Ｖの式で定義されるＰ値を２．２〜３．７の範囲にしな
ければならない。Ｑ値が２．２未満では目標とするＸ８
０の強度が確保できない。またＱ値が３．７を超えると
Ｍ* の生成が顕著となり、低温靱性が劣化する。このた
めＱ値の範囲を２．２〜３．７に限定した。
３％以下にする必要があるが、Ｃは強度上昇に有効な元
素であり、Ｃ量が制限される条件下においてＸ８０以上
の強度を満足させるためには、合金元素の添加量の適正
化が必須である。すなわち、Ｑ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ
＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋
Ｖの式で定義されるＰ値を２．２〜３．７の範囲にしな
ければならない。Ｑ値が２．２未満では目標とするＸ８
０の強度が確保できない。またＱ値が３．７を超えると
Ｍ* の生成が顕著となり、低温靱性が劣化する。このた
めＱ値の範囲を２．２〜３．７に限定した。
【００１２】すなわち、本発明の特徴は、鋼管母材とし
て極低Ｃ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系成分を適用するに際し、Ｘ
８０〜Ｘ１００の強度を確保するために、合金元素添加
量をＱ値で定義される適正な範囲に限定すること、およ
び鋼管を加熱後、曲げ加工しながら、その直後に焼入れ
処理することにあり、これによって高強度と優れた低温
靱性を同時に達成することにある。
て極低Ｃ−Ｎｂ−微量Ｔｉ系成分を適用するに際し、Ｘ
８０〜Ｘ１００の強度を確保するために、合金元素添加
量をＱ値で定義される適正な範囲に限定すること、およ
び鋼管を加熱後、曲げ加工しながら、その直後に焼入れ
処理することにあり、これによって高強度と優れた低温
靱性を同時に達成することにある。
【００１３】以下、Ｃ以外のその他の成分限定理由につ
いて説明する。Ｓｉは母材の強度向上に有効であるが、
過度の添加は靭性の劣化を招くため、０．３％以下の限
定する。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２．５％とし
た。
いて説明する。Ｓｉは母材の強度向上に有効であるが、
過度の添加は靭性の劣化を招くため、０．３％以下の限
定する。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２．５％とし
た。
【００１４】Ｎｂは制御圧延時にγの再結晶を抑制して
結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性の
増大にも寄与し、鋼を強靱化する作用を有し、本発明に
おいて必須の元素である。この効果を得るためには最低
０．０１％のＮｂが必要である。しかしながらＮｂ量が
多すぎるとＨＡＺ靱性が劣化するので、その上限の値を
０．０５％に限定した。Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時およびＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制し
て、ミクロ組織を微細化して、母材およびＨＡＺの低温
靱性を改善し、本発明において必須の元素である。この
効果を発揮させるためには０．００５％以上の添加が必
要である。また多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによ
る析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上
限の値を０．０３０％に限定した。
結晶粒を微細化するだけでなく、析出硬化や焼入れ性の
増大にも寄与し、鋼を強靱化する作用を有し、本発明に
おいて必須の元素である。この効果を得るためには最低
０．０１％のＮｂが必要である。しかしながらＮｂ量が
多すぎるとＨＡＺ靱性が劣化するので、その上限の値を
０．０５％に限定した。Ｔｉは微細なＴｉＮを形成し、
スラブ再加熱時およびＨＡＺのγ粒の粗大化を抑制し
て、ミクロ組織を微細化して、母材およびＨＡＺの低温
靱性を改善し、本発明において必須の元素である。この
効果を発揮させるためには０．００５％以上の添加が必
要である。また多すぎるとＴｉＮの粗大化やＴｉＣによ
る析出硬化が生じ、低温靱性を劣化させるので、その上
限の値を０．０３０％に限定した。
【００１５】Ａｌは脱酸のために添加する元素である
が、添加しなくてもＳｉやＴｉなどで脱酸は可能であ
る。多く添加するとアルミナ系非金属介在物が増加し
て、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を０．０５％と
した。ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡ
Ｚのγ粒の粗大化を抑制して母材、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量が多すぎるとスラブ表面きずや固溶
ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、その上限
の値は０．００６％に抑える必要がある。
が、添加しなくてもＳｉやＴｉなどで脱酸は可能であ
る。多く添加するとアルミナ系非金属介在物が増加し
て、鋼の清浄度を劣化させるので、上限を０．０５％と
した。ＮはＴｉＮを形成し、スラブ再加熱時およびＨＡ
Ｚのγ粒の粗大化を抑制して母材、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量が多すぎるとスラブ表面きずや固溶
ＮによるＨＡＺ靱性の劣化の原因となるので、その上限
の値は０．００６％に抑える必要がある。
【００１６】本発明において不可避的不純物元素である
Ｐ、Ｓ量を０．０１５％以下、０．００５％以下とす
る。この主たる理由は母材および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させて、粒界破壊を防止し低温靱
性を向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化
したＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果があ
る。
Ｐ、Ｓ量を０．０１５％以下、０．００５％以下とす
る。この主たる理由は母材および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させて、粒界破壊を防止し低温靱
性を向上させる。また、Ｓ量の低減は制御圧延で延伸化
したＭｎＳを低減して延性、靱性を向上させる効果があ
る。
【００１７】つぎにＮｉ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｃ
ａ、Ｍｇを添加する理由について説明する。基本成分に
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
特徴を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性の向
上を図るためである。したが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。Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱
性に悪影響をおよぼすことなく母材の強度、低温靱性を
向上させるが、０．１％以下では効果が薄く、１．０％
以上の添加は溶接性に好ましくないためにその上限の値
を１．０％とした。
ａ、Ｍｇを添加する理由について説明する。基本成分に
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
特徴を損なうことなく、強度・低温靱性などの特性の向
上を図るためである。したが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。Ｎｉは溶接性、ＨＡＺ靱
性に悪影響をおよぼすことなく母材の強度、低温靱性を
向上させるが、０．１％以下では効果が薄く、１．０％
以上の添加は溶接性に好ましくないためにその上限の値
を１．０％とした。
【００１８】ＣｕはＮｉとほぼ同様の効果を有するとと
もに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、
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母材、ＨＡＺの靱性劣化や熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を
１．２％とした。Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させ
る効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しか
し、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％とした。
もに耐食性、耐水素誘起割れ性などにも効果があり、
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母材、ＨＡＺの靱性劣化や熱間圧延
時にＣｕ−クラックが発生するために、その上限の値を
１．２％とした。Ｃｒは母材、溶接部の強度を増加させ
る効果があり、０．１％以上の添加が必要である。しか
し、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％とした。
【００１９】Ｍｏは母材および溶接部の強度を上昇させ
る元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母
材、ＨＡＺの靱性および溶接性を劣化させる。また０．
１％以下の添加ではその効果が薄い。ＶはほぼＮｂと同
様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に
弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の
添加が必要である。また上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性
の点から０．１０％まで許容できる。
る元素であるが、１．０％を超えるとＣｒと同様に母
材、ＨＡＺの靱性および溶接性を劣化させる。また０．
１％以下の添加ではその効果が薄い。ＶはほぼＮｂと同
様の効果を有するが、その効果はＮｂに比較して格段に
弱い。その効果を発揮させるためには０．０１％以上の
添加が必要である。また上限は現地溶接性、ＨＡＺ靱性
の点から０．１０％まで許容できる。
【００２０】Ｃａは硫化物（ＭｎＳ）の形態を制御し、
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させるほか、耐サワ−性の向上にも著し
い効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄
く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃａ
Ｓが大量に生成してクラスタ−、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
およぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００
５％に制限した。
低温靱性を向上（シャルピ−試験における吸収エネルギ
−の増加など）させるほか、耐サワ−性の向上にも著し
い効果を発揮する。０．００１％以下ではその効果が薄
く、また０．００５％を超えて添加するとＣａＯ−Ｃａ
Ｓが大量に生成してクラスタ−、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
およぼす。このためＣａ添加量を０．００１〜０．００
５％に制限した。
【００２１】ＭｇはＡｌとＭｇの微細な酸化物を形成
し、この酸化物を生成核として微細なＴｉＮが生成す
る。このＴｉＮは１４００℃以上の高温においても化学
的に安定であるので、γ粒の粗大化抑制効果を発揮し、
ＨＡＺ靱性を向上させる。０．０００１％以下ではその
効果が薄い。またＭｇの添加量が多すぎるとＨＡＺ靱性
を劣化させるので、その上限の値を０．００２０％に限
定した。
し、この酸化物を生成核として微細なＴｉＮが生成す
る。このＴｉＮは１４００℃以上の高温においても化学
的に安定であるので、γ粒の粗大化抑制効果を発揮し、
ＨＡＺ靱性を向上させる。０．０００１％以下ではその
効果が薄い。またＭｇの添加量が多すぎるとＨＡＺ靱性
を劣化させるので、その上限の値を０．００２０％に限
定した。
【００２２】つぎ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８００〜１０００℃の温度範囲
に再加熱後、曲げ加工して、その後焼入れする必要があ
る。鋼管の加熱温度を８００℃以上とする理由は、オ−
ステナイト域で合金元素を溶体化させ、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−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ためである。このため加
熱温度の上限は１０００℃とした。
る。本発明では、鋼管を８００〜１０００℃の温度範囲
に再加熱後、曲げ加工して、その後焼入れする必要があ
る。鋼管の加熱温度を８００℃以上とする理由は、オ−
ステナイト域で合金元素を溶体化させ、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−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ためである。このため加
熱温度の上限は１０００℃とした。
【００２３】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。
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。
【００２４】
【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−
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。実施例を表１および表
２に示す。本発明鋼の１〜４はＸ８０級ベンド管、本発
明鋼５〜７はＸ１００級ベンド管である。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。
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−
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。実施例を表１および表
２に示す。本発明鋼の１〜４はＸ８０級ベンド管、本発
明鋼５〜７はＸ１００級ベンド管である。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。
【００２５】
【表１】
【００２６】
【表２】
【００２７】鋼８は母材のＣ量が多過ぎるため母材およ
びＨＡＺの低温靱性が劣る。鋼９は母材のＭｎ量が高過
ぎるため母材の低温靱性が劣る。鋼10は母材のＮｂ量が
多過ぎるためＨＡＺの低温靱性が劣る。鋼１１はＱ値が
小さすぎるためＸ８０としての強度を満足しない。鋼１
２はＱ値が高すぎるため低温靱性が劣る。鋼１３は鋼管
の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が劣る。鋼１４
は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が低い。鋼１５
は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
びＨＡＺの低温靱性が劣る。鋼９は母材のＭｎ量が高過
ぎるため母材の低温靱性が劣る。鋼10は母材のＮｂ量が
多過ぎるためＨＡＺの低温靱性が劣る。鋼１１はＱ値が
小さすぎるためＸ８０としての強度を満足しない。鋼１
２はＱ値が高すぎるため低温靱性が劣る。鋼１３は鋼管
の再加熱温度が高すぎるため、低温靱性が劣る。鋼１４
は鋼管の再加熱温度が低すぎるため強度が低い。鋼１５
は曲げ加工後空冷したために強度が低い。
【００２８】
【発明の効果】本発明により低温靱性に優れた高強度ベ
ンド管（ＡＰＩ規格Ｘ８０以上Ｘ１００以下）を提供で
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。
ンド管（ＡＰＩ規格Ｘ８０以上Ｘ１００以下）を提供で
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。
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ に残部が鉄および不可避的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ で定義されるＱ値が２．２〜３．７の範囲にあることを
特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ に必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．２％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００２０％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ で定義されるＱ値が２．２〜３．７の範囲にあることを
特徴とする低温靱性に優れた高強度ベンド管。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｃ ：０．０３％以下、 Ｓｉ：０．３％以下、 Ｍｎ：０．８〜２．５％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．００５％以下、 Ｎｂ：０．０１〜０．０５％、 Ｔｉ：０．００５〜０．０３０％、 Ａｌ：０．０５％以下、 Ｎ ：０．００１〜０．００６％ に必要に応じて、さらに Ｎｉ：０．１〜１．０％、 Ｃｕ：０．１〜１．２％、 Ｃｒ：０．１〜１．０％、 Ｍｏ：０．１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．１０％、 Ｃａ：０．００１〜０．００５％、 Ｍｇ：０．０００１〜０．００２０％ の一種または二種以上を含有し、残部が鉄および不可避
的不純物からなり、かつ Ｑ＝２．７Ｃ＋０．４Ｓｉ＋Ｍｎ＋０．８Ｃｒ＋０．４
５（Ｎｉ＋Ｃｕ）＋Ｍｏ＋Ｖ で定義されるＱ値が２．２〜３．７の範囲にあり、残部
が鉄および不可避的不純物からなる鋼管を８００〜１０
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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000330801A JP2002129288A (ja) | 2000-10-30 | 2000-10-30 | 高強度ベンド管およびその製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000330801A JP2002129288A (ja) | 2000-10-30 | 2000-10-30 | 高強度ベンド管およびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002129288A true JP2002129288A (ja) | 2002-05-09 |
Family
ID=18807254
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000330801A Withdrawn JP2002129288A (ja) | 2000-10-30 | 2000-10-30 | 高強度ベンド管およびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2002129288A (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| CN100408211C (zh) * | 2006-09-28 | 2008-08-06 | 南京钢铁股份有限公司 | 低压缩比高级别管线钢生产工艺 |
| WO2008117721A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管 |
| CN107385340A (zh) * | 2017-07-30 | 2017-11-24 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 高韧性热煨弯管用钢轧制工艺 |
| WO2018176788A1 (zh) * | 2017-04-01 | 2018-10-04 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗hic的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
| CN110846573A (zh) * | 2019-11-07 | 2020-02-28 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种x80输送管线用无缝钢管及其制造方法 |
| CN110846574A (zh) * | 2019-11-07 | 2020-02-28 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种低成本调质态x52级抗硫化氢腐蚀用无缝管线管及其制造方法 |
| US20220366100A1 (en) * | 2019-07-01 | 2022-11-17 | K.C.Enc Co.,Ltd. | Apparatus, method and system for automatically forming pipe |
-
2000
- 2000-10-30 JP JP2000330801A patent/JP2002129288A/ja not_active Withdrawn
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN1318631C (zh) * | 2004-06-30 | 2007-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高强度高韧性x80管线钢及其热轧板制造方法 |
| CN100408211C (zh) * | 2006-09-28 | 2008-08-06 | 南京钢铁股份有限公司 | 低压缩比高级别管线钢生产工艺 |
| WO2008117721A1 (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-02 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管 |
| JP2008240021A (ja) * | 2007-03-26 | 2008-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ラインパイプ用ベンド管の製造方法およびラインパイプ用ベンド管 |
| US8038811B2 (en) | 2007-03-26 | 2011-10-18 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Process for producing bent pipe for line pipe |
| WO2018176788A1 (zh) * | 2017-04-01 | 2018-10-04 | 江阴兴澄特种钢铁有限公司 | 一种抗hic的x80弯管用管线钢板及其制造方法 |
| CN107385340A (zh) * | 2017-07-30 | 2017-11-24 | 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 | 高韧性热煨弯管用钢轧制工艺 |
| US20220366100A1 (en) * | 2019-07-01 | 2022-11-17 | K.C.Enc Co.,Ltd. | Apparatus, method and system for automatically forming pipe |
| US12530509B2 (en) * | 2019-07-01 | 2026-01-20 | K.C.Enc Co., Ltd. | Apparatus, method and system for automatically forming pipe |
| CN110846573A (zh) * | 2019-11-07 | 2020-02-28 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种x80输送管线用无缝钢管及其制造方法 |
| CN110846574A (zh) * | 2019-11-07 | 2020-02-28 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种低成本调质态x52级抗硫化氢腐蚀用无缝管线管及其制造方法 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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