JPH0211654B2 - - Google Patents
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- JPH0211654B2 JPH0211654B2 JP11378684A JP11378684A JPH0211654B2 JP H0211654 B2 JPH0211654 B2 JP H0211654B2 JP 11378684 A JP11378684 A JP 11378684A JP 11378684 A JP11378684 A JP 11378684A JP H0211654 B2 JPH0211654 B2 JP H0211654B2
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/10—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
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- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（技術分野）
溶接鋼管の加工方法に関し、この明細書で述べ
る技術内容は、たとえば溶接鋼管を用いるパイプ
ライン中での河川横断部分などに使用される、曲
管の素材パイプの如くに適用することができるよ
うな二次加工性を具備させるため、該鋼管の溶接
金属の成分範囲を、該加工過程を経た後において
も、元の鋼管の本来性能が維持される加工条件と
ともに究明した結果に基いて、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
加工方法を提案するところにある。 （背景技術） 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つとも効率が良く、世界
各地に長距離パイプラインが数多く建設されてい
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、UOE法、ベ
ンデイングロール法、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、ポンプステーシヨ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
とする気運が強まりつつある。 （問題点） 曲げ加工性の面から通常は高温で加工されるが
溶接ままでは高強度、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
の再加熱条件によつてはじん性が劣化しとくに溶
接金属のじん性劣化は著しいため、これを防止す
ることが大きな問題となる。 溶接後にいわゆる焼入れ−焼戻し処理や焼なら
し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ていて、た
とえば特公昭55−19297、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
どじん性にとつて好ましくない現象が起り、じん
性劣化が助長されることになる。それ故、単に直
管の熱処理条件の応用のみではこの問題の解決は
困難であり上記各公報に示されている熱処理法は
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。 （発明の動機） このような現状をふまえて発明者らは、溶接鋼
管溶接金属の加工前のじん性確保はもちろんのこ
と、高温における曲管成形後のじん性劣化を回避
することもできるような溶接金属組成と加工条件
について詳細な検討を行つた。 その結果、溶接ままの素管および高温における
曲管成形後に降伏強度40〜60Kgｆ／mm2程度の強度
と−46℃で７Kgｆｍ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
定化した上で、熱間での曲げ加工につきγ粒の粗
大化を防止するため、加熱温度範囲と、加工完了
までの経過時間を制限する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
は加工後の冷却過程における平均冷却速度につい
ても適切な制御下に冷却することが重要であるこ
とが知見された。 （発明の目的） この発明は、ラインパイプとして使用され得る
のはもちろん、それによるパイプラインの部分と
しての同径曲管に容易に加工することができて強
度およびじん性の劣化を伴わない、溶接鋼管の加
工方法を与えることが目的である。 （発明の構成） この発明は Ｃ：0.12wt％以下、 Si：0.10〜0.50wt％、 Mn：0.80〜2.30wt％、 Al：0.010〜0.070wt％、 Ni：0.20〜3.00wt％、 Mo：0.10wt％以下、 Ti：0.015〜0.050wt％、および Ｂ：0.0020wt％をこえて0.0050wt％までを含有
し、 Ｎ：0.010wt％以下 Ｏ：0.025〜0.050wt％であつてさらに0.035wt
％以下のNbおよび0.040wt％以下のＶのうち
１種以上を含み、残部は溶接上不可避的に入
つてくる混入成分および鉄の、溶接金属組成
に成る継目溶接部を有する溶接鋼管を、加熱
温度850〜1050℃において120秒以内の保持時
間で熱間二次加工を施し、その後300℃に至
る平均冷却速度を15〜60℃／secの範囲で冷
却することを特徴とする溶接鋼管の加工方法
である。 この発明においてまず溶接鋼管の加熱後におけ
る加工条件は、溶接金属の化学組成との関係でつ
ぎに示す重要な意味を有している。 すなわち、熱間二次加工に供すると否とに拘わ
らず溶接金属は、溶接ままで十分な強度と低温じ
ん性を有している必要があり、そのためには酸素
量が少いほど好ましい。 しかしながら高温加熱では酸素（酸化物）がγ
粒の成長抑制作用を有しているため過度に酸素量
を低減することは曲げ加工熱処理後のじん性面か
らは好ましくなく、適正な酸素量、すなわち
0.025〜0.050％の含有量と、とくに850〜1050℃
の範囲の加熱温度で120秒以内に二次加工を施す
ことが重要なのである。なお、850℃より低い温
度での曲げは変形の抵抗が大きく短時間での曲げ
加工が困難となる。 また一般に溶接鋼管用母材にはNbを含む制御
圧延鋼板が使用されるが、Nbは溶接ままでは溶
接金属中に固溶し、溶接金属のじん性に決定的な
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。したがつて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を生
じないように留意しなければならないが、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の微
細析出によるじん性劣化の軽減は可能となる。 次に加熱後の連続冷却においては、変態が完全
に終了するまで冷却速度を制御することが大切で
あるが、300℃までにほぼ変態は完全に終了する
ため、曲げ加工後の冷却としては300℃までを考
慮すれば十分である。加熱温度から300℃までの
平均冷却速度が60℃／secより速い場合には溶接
金属の硬度が大きくなりすぎ、必要に応じて施さ
れる焼戻しによつても硬度低下が少ないため強度
が高くなりすぎじん性の確保が困難となり、いつ
ぽう冷却速度が15℃／secより遅くなると粗大な
フエ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。 このように迅速に加工を完了してからも300℃
に至る間に適正な冷却速度の制御を要し、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。 なお冷却後の焼戻し処理は、もちろん必要に応
じて実施すれば良い。 上述のようにして曲げ加工を行つた溶接鋼管の
溶接金属強度と、低温じん性とを確保するために
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−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し、かつ適正
な加工熱処理条件を適用することによりはじめて
溶接ままおよび加工熱処理後の両方の状態で十分
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限定した理由につ
いて述べる。 Ｃ：上記の熱処理条件のもとではＣ量が0.12％を
超えると、焼入時（冷却時）にじん性に有害な
高炭素マルテンサイトが生成し、焼戻しによつ
てもじん性は向上しないためＣ量は0.12％以下
にする必要がある。 Si：Siは母材などからこの種の溶接金属に不可欠
に入つてくる成分であり、じん性対策上からも
0.10％以上が下限値として必要である。いつぽ
う0.50％を超えると溶接まま状態でのじん性確
保が困難となるばかりでなく加工熱処理後もポ
リゴナルフエライト粒が大きくなり良好なじん
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、0.80％より少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。
いつぽう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。 Al：Al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％より少ないとその効果は期待でき
ず、いつぽう0.070％を超えるとフエライトが
粗大になり溶接ままでのじん性が著しく不良と
なるため、0.010〜0.070％にする必要がある。 Ni：Niは前述のMnや後記するMoとともに溶接
まま溶接金属の強度およびじん性向上には効果
的な元素であるが、0.20％より少い場合にはそ
の効果は期待できない。Niの上記効果は加工
熱処理後でもかわらず、しかも広範囲の添加量
によつてもじん性劣化をまねくことがなく、極
めて有効な元素である。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の発生する
危険性があるため3.00％を上限とした。 Mo：Moも焼入性を高め、溶接まま溶接金属の
じん性向上には効果的な元素であり、とくに後
記するTi、Ｂと同時に添加される場合には極
めて良好なじん性を有する溶接金属が得られ
る。しかしながらMoは加工熱処理時に高炭素
マルテンサイトを生成しやすくし、焼戻しによ
つてもじん性は向上しないため加工熱処理後の
じん性を考慮した場合添加量の上限は0.10％で
ある。 Ti、Ｂ：つぎにTiとＢについてはこれらの総合
的な効果として溶接ままではもちろんのこと、
加工熱処理後でも細粒フエライトが生成して、
良好な低温じん性が得られるのでまとめて述べ
る。Ｂの基本的な働きは、旧オーステナイト粒
界に生成する粒界フエライトの析出を抑制する
ことであるが、Ｂが窒化物や酸化物になつてし
まうとその効果は期待できなくなる。Tiを添
加することによりＢの窒化、酸化を抑制するこ
とができ、しかもTiはフエライト粒を細かく
する働きを有しているためTiとＢを同時に添
加することで低温じん性の確保は容易となり、
添加量を制限すればこの効果は加工熱処理後で
も失われない。 ここにＢ量が0.0020％未満では粒界フエライ
トが生成しやすく、0.0050％を越えると粒界に
Ｂの濃厚偏折が生じるためいずれも低じん性と
なる。 一方TiについてはＢを有効に活用する量が
0.015〜0.050％であり、0.015％より少ない場合
には細粒フエライトが得られにくく、また
0.050％を超えると固溶Tiが多くなり、何れも
低じん性となる。 Ｎ：ＮについてはＢの窒化を防止するため、また
固溶Ｎによるじん性劣下を防止するためそのお
それのない0.010％以下に限定する必要がある。 Ｏ：Ｏについてはすでに述べたごとく溶接ままの
じん性、加工熱処理後のじん性の両方を考慮す
ると、0.020％〜0.050％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、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Nb量が0.035
％以下、Ｖ量が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。 なお、Ｐ、Ｓは不純物元素として溶接金属に入
つてくるが、じん性を劣化させる元素であるため
少いにこしたことはない。この発明の成分範囲内
にあつてはいずれも0.020％までは許される。 以下にこの発明の実施例について説明する。 実施例 １ 表１に示す化学組成を有する板厚25.4mmの鋼板
に角度60゜、深さ11mmのＶ溝加工を施し、表２に
示すワイヤと表３に示すフラツクスを組み合せて
入熱68kJ／cmのＶ溝一層サブマージアーク溶接
を行つた。なお溶接金属の成分調整のため溶接前
開先内に必要な合金成分を適宜適量散布して溶接
を行つた。 また溶接金属の酸素量はフラツクスの塩基度と
母材、ワイヤ、散布合金中の脱酸元素の量によつ
て決まるが、主として組合せるフラツクスを変え
ることにより変化させた。
る技術内容は、たとえば溶接鋼管を用いるパイプ
ライン中での河川横断部分などに使用される、曲
管の素材パイプの如くに適用することができるよ
うな二次加工性を具備させるため、該鋼管の溶接
金属の成分範囲を、該加工過程を経た後において
も、元の鋼管の本来性能が維持される加工条件と
ともに究明した結果に基いて、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
加工方法を提案するところにある。 （背景技術） 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つとも効率が良く、世界
各地に長距離パイプラインが数多く建設されてい
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、UOE法、ベ
ンデイングロール法、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、ポンプステーシヨ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
とする気運が強まりつつある。 （問題点） 曲げ加工性の面から通常は高温で加工されるが
溶接ままでは高強度、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
の再加熱条件によつてはじん性が劣化しとくに溶
接金属のじん性劣化は著しいため、これを防止す
ることが大きな問題となる。 溶接後にいわゆる焼入れ−焼戻し処理や焼なら
し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ていて、た
とえば特公昭55−19297、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
どじん性にとつて好ましくない現象が起り、じん
性劣化が助長されることになる。それ故、単に直
管の熱処理条件の応用のみではこの問題の解決は
困難であり上記各公報に示されている熱処理法は
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。 （発明の動機） このような現状をふまえて発明者らは、溶接鋼
管溶接金属の加工前のじん性確保はもちろんのこ
と、高温における曲管成形後のじん性劣化を回避
することもできるような溶接金属組成と加工条件
について詳細な検討を行つた。 その結果、溶接ままの素管および高温における
曲管成形後に降伏強度40〜60Kgｆ／mm2程度の強度
と−46℃で７Kgｆｍ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
定化した上で、熱間での曲げ加工につきγ粒の粗
大化を防止するため、加熱温度範囲と、加工完了
までの経過時間を制限する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
は加工後の冷却過程における平均冷却速度につい
ても適切な制御下に冷却することが重要であるこ
とが知見された。 （発明の目的） この発明は、ラインパイプとして使用され得る
のはもちろん、それによるパイプラインの部分と
しての同径曲管に容易に加工することができて強
度およびじん性の劣化を伴わない、溶接鋼管の加
工方法を与えることが目的である。 （発明の構成） この発明は Ｃ：0.12wt％以下、 Si：0.10〜0.50wt％、 Mn：0.80〜2.30wt％、 Al：0.010〜0.070wt％、 Ni：0.20〜3.00wt％、 Mo：0.10wt％以下、 Ti：0.015〜0.050wt％、および Ｂ：0.0020wt％をこえて0.0050wt％までを含有
し、 Ｎ：0.010wt％以下 Ｏ：0.025〜0.050wt％であつてさらに0.035wt
％以下のNbおよび0.040wt％以下のＶのうち
１種以上を含み、残部は溶接上不可避的に入
つてくる混入成分および鉄の、溶接金属組成
に成る継目溶接部を有する溶接鋼管を、加熱
温度850〜1050℃において120秒以内の保持時
間で熱間二次加工を施し、その後300℃に至
る平均冷却速度を15〜60℃／secの範囲で冷
却することを特徴とする溶接鋼管の加工方法
である。 この発明においてまず溶接鋼管の加熱後におけ
る加工条件は、溶接金属の化学組成との関係でつ
ぎに示す重要な意味を有している。 すなわち、熱間二次加工に供すると否とに拘わ
らず溶接金属は、溶接ままで十分な強度と低温じ
ん性を有している必要があり、そのためには酸素
量が少いほど好ましい。 しかしながら高温加熱では酸素（酸化物）がγ
粒の成長抑制作用を有しているため過度に酸素量
を低減することは曲げ加工熱処理後のじん性面か
らは好ましくなく、適正な酸素量、すなわち
0.025〜0.050％の含有量と、とくに850〜1050℃
の範囲の加熱温度で120秒以内に二次加工を施す
ことが重要なのである。なお、850℃より低い温
度での曲げは変形の抵抗が大きく短時間での曲げ
加工が困難となる。 また一般に溶接鋼管用母材にはNbを含む制御
圧延鋼板が使用されるが、Nbは溶接ままでは溶
接金属中に固溶し、溶接金属のじん性に決定的な
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。したがつて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を生
じないように留意しなければならないが、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の微
細析出によるじん性劣化の軽減は可能となる。 次に加熱後の連続冷却においては、変態が完全
に終了するまで冷却速度を制御することが大切で
あるが、300℃までにほぼ変態は完全に終了する
ため、曲げ加工後の冷却としては300℃までを考
慮すれば十分である。加熱温度から300℃までの
平均冷却速度が60℃／secより速い場合には溶接
金属の硬度が大きくなりすぎ、必要に応じて施さ
れる焼戻しによつても硬度低下が少ないため強度
が高くなりすぎじん性の確保が困難となり、いつ
ぽう冷却速度が15℃／secより遅くなると粗大な
フエ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。 このように迅速に加工を完了してからも300℃
に至る間に適正な冷却速度の制御を要し、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。 なお冷却後の焼戻し処理は、もちろん必要に応
じて実施すれば良い。 上述のようにして曲げ加工を行つた溶接鋼管の
溶接金属強度と、低温じん性とを確保するために
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−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し、かつ適正
な加工熱処理条件を適用することによりはじめて
溶接ままおよび加工熱処理後の両方の状態で十分
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限定した理由につ
いて述べる。 Ｃ：上記の熱処理条件のもとではＣ量が0.12％を
超えると、焼入時（冷却時）にじん性に有害な
高炭素マルテンサイトが生成し、焼戻しによつ
てもじん性は向上しないためＣ量は0.12％以下
にする必要がある。 Si：Siは母材などからこの種の溶接金属に不可欠
に入つてくる成分であり、じん性対策上からも
0.10％以上が下限値として必要である。いつぽ
う0.50％を超えると溶接まま状態でのじん性確
保が困難となるばかりでなく加工熱処理後もポ
リゴナルフエライト粒が大きくなり良好なじん
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、0.80％より少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。
いつぽう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。 Al：Al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％より少ないとその効果は期待でき
ず、いつぽう0.070％を超えるとフエライトが
粗大になり溶接ままでのじん性が著しく不良と
なるため、0.010〜0.070％にする必要がある。 Ni：Niは前述のMnや後記するMoとともに溶接
まま溶接金属の強度およびじん性向上には効果
的な元素であるが、0.20％より少い場合にはそ
の効果は期待できない。Niの上記効果は加工
熱処理後でもかわらず、しかも広範囲の添加量
によつてもじん性劣化をまねくことがなく、極
めて有効な元素である。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の発生する
危険性があるため3.00％を上限とした。 Mo：Moも焼入性を高め、溶接まま溶接金属の
じん性向上には効果的な元素であり、とくに後
記するTi、Ｂと同時に添加される場合には極
めて良好なじん性を有する溶接金属が得られ
る。しかしながらMoは加工熱処理時に高炭素
マルテンサイトを生成しやすくし、焼戻しによ
つてもじん性は向上しないため加工熱処理後の
じん性を考慮した場合添加量の上限は0.10％で
ある。 Ti、Ｂ：つぎにTiとＢについてはこれらの総合
的な効果として溶接ままではもちろんのこと、
加工熱処理後でも細粒フエライトが生成して、
良好な低温じん性が得られるのでまとめて述べ
る。Ｂの基本的な働きは、旧オーステナイト粒
界に生成する粒界フエライトの析出を抑制する
ことであるが、Ｂが窒化物や酸化物になつてし
まうとその効果は期待できなくなる。Tiを添
加することによりＢの窒化、酸化を抑制するこ
とができ、しかもTiはフエライト粒を細かく
する働きを有しているためTiとＢを同時に添
加することで低温じん性の確保は容易となり、
添加量を制限すればこの効果は加工熱処理後で
も失われない。 ここにＢ量が0.0020％未満では粒界フエライ
トが生成しやすく、0.0050％を越えると粒界に
Ｂの濃厚偏折が生じるためいずれも低じん性と
なる。 一方TiについてはＢを有効に活用する量が
0.015〜0.050％であり、0.015％より少ない場合
には細粒フエライトが得られにくく、また
0.050％を超えると固溶Tiが多くなり、何れも
低じん性となる。 Ｎ：ＮについてはＢの窒化を防止するため、また
固溶Ｎによるじん性劣下を防止するためそのお
それのない0.010％以下に限定する必要がある。 Ｏ：Ｏについてはすでに述べたごとく溶接ままの
じん性、加工熱処理後のじん性の両方を考慮す
ると、0.020％〜0.050％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、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Nb量が0.035
％以下、Ｖ量が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。 なお、Ｐ、Ｓは不純物元素として溶接金属に入
つてくるが、じん性を劣化させる元素であるため
少いにこしたことはない。この発明の成分範囲内
にあつてはいずれも0.020％までは許される。 以下にこの発明の実施例について説明する。 実施例 １ 表１に示す化学組成を有する板厚25.4mmの鋼板
に角度60゜、深さ11mmのＶ溝加工を施し、表２に
示すワイヤと表３に示すフラツクスを組み合せて
入熱68kJ／cmのＶ溝一層サブマージアーク溶接
を行つた。なお溶接金属の成分調整のため溶接前
開先内に必要な合金成分を適宜適量散布して溶接
を行つた。 また溶接金属の酸素量はフラツクスの塩基度と
母材、ワイヤ、散布合金中の脱酸元素の量によつ
て決まるが、主として組合せるフラツクスを変え
ることにより変化させた。
【表】
【表】
【表】
表４は、溶接金属の化学組成と溶接まま状態で
の吸収エネルギ、硬さを示したものであるが、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。
の吸収エネルギ、硬さを示したものであるが、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。
【表】
【表】
まず加熱温度の影響に関し、表４中の溶接金属
No.３に750℃〜1150℃の加熱、保持時間60秒で各
加熱温度から300℃に至るまでの平均冷却速度が
30℃／sec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−46℃における吸収エネルギ
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
で良好なじん性が得られる。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
が不均一となつ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
850〜1050℃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No.３溶接金属に900℃、1050℃での保持時間
を20〜180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30℃／sec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−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120秒以内であ
れば溶接金属の組織は微細なフエライトであるが
120秒を超えるとラス状組織が生じるためじん性
は劣化し、120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60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−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。 第３図に示すごとく15〜60℃／secの範囲では
組織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。 つぎに溶接金属中酸素量の影響に関し表４に示
した溶接金属を用い加熱温度950℃、保持時間60
秒950℃から300℃までの平均冷却速度30℃／sec
となる熱処理を施し、その後600℃で焼戻し処理
を行つたときの結果を第４図に示した。同図には
溶接ままでの結果も併記してある。 溶接ままでは酸素量が0.020〜0.050％の範囲で
良好な低温じん性が得られるのに対し、熱処理後
では0.025〜0.050％の範囲でしか良好なじん性が
得られなくなる。これは酸素量が少くなると加熱
冷却後ラス状組織となりやすいためであり、溶接
まま熱処理後の両方のじん性を考えると酸素量は
0.025％以上とする必要がある。いつぽう0.050％
を超えると酸化物が多くなりすぎ高じん性が得ら
れない。 以上この発明で規定した熱処理条件と溶接金属
の成分組成の関連について主として表４のNo.３に
ついて述べたが、同表の他の試料についてもほぼ
同様な挙動を示すことがたしかめられている。 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68kJ／cmのＶ溝一層
サブマージアーク溶接を行つた。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つた。溶接ままおよび
その後に950℃加熱、60秒保持後950℃〜300℃間
の平均冷却速度30℃／secで冷却して600℃で焼戻
し処理を行つた後の溶接金属の−46℃における吸
収エネルギと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Ａ１〜Ａ７で
は溶接ままおよび熱処理後の両方の状態で−46℃
における吸収エネルギがいずれも７Kgｆｍ以上と
なつている。 これに対し比較例B1〜B7では両状態とも良好
なじん性が得られるものではない。
No.３に750℃〜1150℃の加熱、保持時間60秒で各
加熱温度から300℃に至るまでの平均冷却速度が
30℃／sec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−46℃における吸収エネルギ
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
で良好なじん性が得られる。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
が不均一となつ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
850〜1050℃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No.３溶接金属に900℃、1050℃での保持時間
を20〜180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30℃／sec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−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120秒以内であ
れば溶接金属の組織は微細なフエライトであるが
120秒を超えるとラス状組織が生じるためじん性
は劣化し、120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60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−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。 第３図に示すごとく15〜60℃／secの範囲では
組織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。 つぎに溶接金属中酸素量の影響に関し表４に示
した溶接金属を用い加熱温度950℃、保持時間60
秒950℃から300℃までの平均冷却速度30℃／sec
となる熱処理を施し、その後600℃で焼戻し処理
を行つたときの結果を第４図に示した。同図には
溶接ままでの結果も併記してある。 溶接ままでは酸素量が0.020〜0.050％の範囲で
良好な低温じん性が得られるのに対し、熱処理後
では0.025〜0.050％の範囲でしか良好なじん性が
得られなくなる。これは酸素量が少くなると加熱
冷却後ラス状組織となりやすいためであり、溶接
まま熱処理後の両方のじん性を考えると酸素量は
0.025％以上とする必要がある。いつぽう0.050％
を超えると酸化物が多くなりすぎ高じん性が得ら
れない。 以上この発明で規定した熱処理条件と溶接金属
の成分組成の関連について主として表４のNo.３に
ついて述べたが、同表の他の試料についてもほぼ
同様な挙動を示すことがたしかめられている。 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68kJ／cmのＶ溝一層
サブマージアーク溶接を行つた。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つた。溶接ままおよび
その後に950℃加熱、60秒保持後950℃〜300℃間
の平均冷却速度30℃／secで冷却して600℃で焼戻
し処理を行つた後の溶接金属の−46℃における吸
収エネルギと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Ａ１〜Ａ７で
は溶接ままおよび熱処理後の両方の状態で−46℃
における吸収エネルギがいずれも７Kgｆｍ以上と
なつている。 これに対し比較例B1〜B7では両状態とも良好
なじん性が得られるものではない。
【表】
注：アンダーラインは本発明の成分範囲からは
ずれていることを示す。
実施例 ３ 表６に示す溶接金属を有する外径600mm、肉厚
25.4mmのAPI5LX−X65試験管を２次加工として
曲率半径3000mmでの曲管加工を950℃加熱で120秒
以内に行い、950゜〜300℃間を平均30℃／secで冷
却した。また曲管加工部の一部を600℃にて焼戻
し処理を行い。加熱冷却まま部分と冷却後焼戻し
処理を行つた部分から丸棒引張試験片、衝撃試験
片を採取して、曲げ加工する前の値と比較した。 その結果を表７に示すが、この発明の条件を満
たす溶接金属では−46℃における吸収エネルギが
良好であるのに対し、比較した溶接金属では良好
なじん性が得られない。 引張強度は溶接まま、熱処理後とも60Kgｆ／mm2
以上は確保できた。
ずれていることを示す。
実施例 ３ 表６に示す溶接金属を有する外径600mm、肉厚
25.4mmのAPI5LX−X65試験管を２次加工として
曲率半径3000mmでの曲管加工を950℃加熱で120秒
以内に行い、950゜〜300℃間を平均30℃／secで冷
却した。また曲管加工部の一部を600℃にて焼戻
し処理を行い。加熱冷却まま部分と冷却後焼戻し
処理を行つた部分から丸棒引張試験片、衝撃試験
片を採取して、曲げ加工する前の値と比較した。 その結果を表７に示すが、この発明の条件を満
たす溶接金属では−46℃における吸収エネルギが
良好であるのに対し、比較した溶接金属では良好
なじん性が得られない。 引張強度は溶接まま、熱処理後とも60Kgｆ／mm2
以上は確保できた。
【表】
【表】
（発明の効果）
以上のようにして、溶接鋼管を石油と天然ガス
などの輸送に供するパイプラインのラインパイプ
としての所要性能を充分に具備すさせ得るのはも
ちろん、該パイプライン中の曲管に充当する素材
として必要となる二次加工性が溶接金属の成分組
成の特定と加工条件の限定によつて充足され、こ
の発明の方法により曲管加工を行つた溶接鋼管は
−46℃における衝撃特性および十分な引張特性
を、該加工後にも持続することができるので、特
別仕様の鍛造曲管との間における納期調節の要も
なく、パイプラインの施工が有利に可能となる。
などの輸送に供するパイプラインのラインパイプ
としての所要性能を充分に具備すさせ得るのはも
ちろん、該パイプライン中の曲管に充当する素材
として必要となる二次加工性が溶接金属の成分組
成の特定と加工条件の限定によつて充足され、こ
の発明の方法により曲管加工を行つた溶接鋼管は
−46℃における衝撃特性および十分な引張特性
を、該加工後にも持続することができるので、特
別仕様の鍛造曲管との間における納期調節の要も
なく、パイプラインの施工が有利に可能となる。
第１図〜第４図は表４に示した溶接金属のじん
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
示すグラフである。
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
示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.12wt％以下、 Si：0.10〜0.50wt％、 Mn：0.80〜2.30wt％、 Al：0.010〜0.070wt％、 Ni：0.20〜3.00wt％、 Mo：0.10wt％以下、 Ti：0.015〜0.050wt％、および Ｂ：0.0020wt％をこえて0.0050wt％までを含有
し、 Ｎ：0.010wt％以下 Ｏ：0.025〜0.050wt％であつてさらに0.035wt
％以下のNbおよび0.040wt％以下のＶのうち
１種以上を含み、残部は溶接上不可避的に入
つてくる混入成分および鉄の、溶接金属組成
に成る継目溶接部を有する溶接鋼管を、加熱
温度850〜1050℃において120秒以内の保持時
間で熱間二次加工を施し、その後300℃に至
る平均冷却速度を15〜60℃／secの範囲で冷
却することを特徴とする溶接鋼管の加工方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11378684A JPS60258411A (ja) | 1984-06-05 | 1984-06-05 | 溶接鋼管の加工方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11378684A JPS60258411A (ja) | 1984-06-05 | 1984-06-05 | 溶接鋼管の加工方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60258411A JPS60258411A (ja) | 1985-12-20 |
| JPH0211654B2 true JPH0211654B2 (ja) | 1990-03-15 |
Family
ID=14621056
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11378684A Granted JPS60258411A (ja) | 1984-06-05 | 1984-06-05 | 溶接鋼管の加工方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS60258411A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011161500A (ja) * | 2010-02-12 | 2011-08-25 | Nippon Steel Corp | スパイラル鋼管の製造方法およびスパイラル鋼管 |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0714534B2 (ja) * | 1985-04-08 | 1995-02-22 | 株式会社日立製作所 | 高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法 |
| JP4581275B2 (ja) * | 2000-03-31 | 2010-11-17 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接部靱性に優れた高強度溶接ベンド鋼管用の素管およびその製造方法 |
| JP4495060B2 (ja) * | 2005-10-13 | 2010-06-30 | 新日本製鐵株式会社 | 高温強度と靭性に優れた耐火構造用溶接継手 |
| CN106191670A (zh) * | 2016-07-11 | 2016-12-07 | 山东钢铁股份有限公司 | 一种海洋工程用耐低温热轧槽钢及其制造方法 |
-
1984
- 1984-06-05 JP JP11378684A patent/JPS60258411A/ja active Granted
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011161500A (ja) * | 2010-02-12 | 2011-08-25 | Nippon Steel Corp | スパイラル鋼管の製造方法およびスパイラル鋼管 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS60258411A (ja) | 1985-12-20 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |