JPH0714534B2 - 高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法 - Google Patents
高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法Info
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- JPH0714534B2 JPH0714534B2 JP60073807A JP7380785A JPH0714534B2 JP H0714534 B2 JPH0714534 B2 JP H0714534B2 JP 60073807 A JP60073807 A JP 60073807A JP 7380785 A JP7380785 A JP 7380785A JP H0714534 B2 JPH0714534 B2 JP H0714534B2
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Description
【発明の詳細な説明】 〔発明の利用分野〕 本発明は、高周波加熱曲げ鋼管の製造方法に係り、特に
水蒸気の加熱流体を流通させる発電用プラントおよび化
学プラントの配管において使用される鋼管の製造方法に
関し、さらに詳しくは、アーム回転方式の高周波曲げ加
工機による曲げ加工のままで優れた靱性を確保するに好
適な高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法に関する。
水蒸気の加熱流体を流通させる発電用プラントおよび化
学プラントの配管において使用される鋼管の製造方法に
関し、さらに詳しくは、アーム回転方式の高周波曲げ加
工機による曲げ加工のままで優れた靱性を確保するに好
適な高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法に関する。
従来の水蒸気等の加熱流体を流通させる配管に適用され
る高周波加熱曲げ加工鋼管においては、高温強度を確保
するためにJIS規格のボイラおよび圧力容器用炭素鋼か
らなる溶接鋼管が用いられている。これに属する市販の
溶接鋼管に含まれる炭素量は、溶接金属部では溶接割れ
防止のため約0.1％と低く抑制されているが、母材の鋼
板に関しては引張強度を確保するために0.22〜0.24％含
まれている。このような鋼管を、アーム回転方式の高周
波加熱曲げ加工機を用いて、曲げ加工すると、母材にお
ける管表面側で著しい靱性低下を招き、鋼構造物に通常
必要とされている衝撃吸収エネルギ2.1Kgf・ｍを０℃で
満足させることができない。これを満足させるには、曲
げ加工後に焼なまし処理を施工する必要がある。これ
は、曲げ加工時の鋼管表面における最高到達温度が750
〜950℃の高温に達し、一方曲げ加工の精度と効率の確
保上、加熱・曲げ工程の直後に噴流水または噴霧による
水冷却を実施する必要があり、したがつてこのような曲
げ加工をおこなうと、炭素含有量の高い母材では、管表
面側が著しい焼入れ状態となつて硬化するためである。
る高周波加熱曲げ加工鋼管においては、高温強度を確保
するためにJIS規格のボイラおよび圧力容器用炭素鋼か
らなる溶接鋼管が用いられている。これに属する市販の
溶接鋼管に含まれる炭素量は、溶接金属部では溶接割れ
防止のため約0.1％と低く抑制されているが、母材の鋼
板に関しては引張強度を確保するために0.22〜0.24％含
まれている。このような鋼管を、アーム回転方式の高周
波加熱曲げ加工機を用いて、曲げ加工すると、母材にお
ける管表面側で著しい靱性低下を招き、鋼構造物に通常
必要とされている衝撃吸収エネルギ2.1Kgf・ｍを０℃で
満足させることができない。これを満足させるには、曲
げ加工後に焼なまし処理を施工する必要がある。これ
は、曲げ加工時の鋼管表面における最高到達温度が750
〜950℃の高温に達し、一方曲げ加工の精度と効率の確
保上、加熱・曲げ工程の直後に噴流水または噴霧による
水冷却を実施する必要があり、したがつてこのような曲
げ加工をおこなうと、炭素含有量の高い母材では、管表
面側が著しい焼入れ状態となつて硬化するためである。
また、水蒸気等の加熱流体を流通させる炭素鋼配管に要
求される機械的性質は、配管の肉厚などによつて異なる
が、JIS規格のボイラおよび圧力容器用炭素鋼の中で最
も強度レベルの高い炭素鋼を考慮し、0.2％耐力≧28Kgf
/mm2、引張強さ:49〜63Kgf/mm2および伸び≧21％と設定
されることがある。この場合も、炭素を0.22〜0.24％を
含む鋼板を用いて溶接鋼管とするのが通常であり、これ
を高周波曲げ加工すると、上述したように、母材におけ
る管表面側で靱性が低下し、曲げ加工後の焼なまし処理
を必要とする難点があつた。
求される機械的性質は、配管の肉厚などによつて異なる
が、JIS規格のボイラおよび圧力容器用炭素鋼の中で最
も強度レベルの高い炭素鋼を考慮し、0.2％耐力≧28Kgf
/mm2、引張強さ:49〜63Kgf/mm2および伸び≧21％と設定
されることがある。この場合も、炭素を0.22〜0.24％を
含む鋼板を用いて溶接鋼管とするのが通常であり、これ
を高周波曲げ加工すると、上述したように、母材におけ
る管表面側で靱性が低下し、曲げ加工後の焼なまし処理
を必要とする難点があつた。
本発明の目的は、アーム回転方式の高周波加熱曲げ加工
機による曲げ加工を施されても、曲げ加工のまま優れた
強度と靱性を有する高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法
を提供するにある。
機による曲げ加工を施されても、曲げ加工のまま優れた
強度と靱性を有する高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法
を提供するにある。
前述のようにJIS規格のボイラおよび圧力容器用炭素鋼
であるSB鋼の上記炭素当量は非常に高く、この鋼からな
る鋼管を高周波曲げ加工すると、管表面側で著しく焼入
れ硬化し、靱性が低下するために、曲げ加工後に焼なま
し処理を施工して靱性を向上させなくてはならない。
であるSB鋼の上記炭素当量は非常に高く、この鋼からな
る鋼管を高周波曲げ加工すると、管表面側で著しく焼入
れ硬化し、靱性が低下するために、曲げ加工後に焼なま
し処理を施工して靱性を向上させなくてはならない。
鋼の焼入れ性は、一般に炭素当量を用いて評価されてお
り、この炭素当量は例えば〔Ｃ＋（Mn/6）＋（Cu/15）
＋（Ni/15）＋（Cr/5）＋（Mo/5）＋（V/5）〕の式で算
出される。
り、この炭素当量は例えば〔Ｃ＋（Mn/6）＋（Cu/15）
＋（Ni/15）＋（Cr/5）＋（Mo/5）＋（V/5）〕の式で算
出される。
したがつて、高周波加熱曲げ加工の際の焼入れ硬化によ
る靱性の低下を抑えるためには、炭素当量を低く、すな
わち、炭素含有量を低減させることが考えられるが、炭
素含有量を低減させれば強度が低下し、高圧管などの高
強度を必要とする鋼管としては使用に耐えないものとな
る。
る靱性の低下を抑えるためには、炭素当量を低く、すな
わち、炭素含有量を低減させることが考えられるが、炭
素含有量を低減させれば強度が低下し、高圧管などの高
強度を必要とする鋼管としては使用に耐えないものとな
る。
本発明者等は、これらの問題を鋭意研究をおこなつた結
果、鋼管を構成する鋼の組成において、基本的に析出硬
化型合金元素であるMoと、同じく析出硬化型合金元素で
あり、しかも結晶粒の微細化効果を有するNbまたはＶお
よび固溶強化効果の著しいＢを所定量添加させることに
より、炭素含有量の低減に伴う強度の低下を補うことが
でき、かつ高周波加熱曲げ加工機による曲げ加工を施し
た際、焼なまし処理を施す必要がなく、加工のままで通
常の鋼構造物に要求される衝撃吸収エネルギ2.1Kgf・ｍ
を０℃で満足する靱性が得られることを知見して発明を
完成したものである。すなわち、その具体的構成とし
て、鋼管を構成する鋼の組成を、重量でC0.03〜0.12
％、Si0.5％以下、Mn1.5％以下、Mo0.1〜0.75％と、Nb
0.05％以下、V0.05％以下およびB0.001％以下の少なく
とも１種以上を含み、残部が実質的にFeである組成を有
し、前記ＣおよびMo量に関して の値を0.133以上かつ0.180以下とすること、および組成
にさらに固溶強化型合金元素であるCr,CuまたはNiを、C
rについては0.5％以下またはCuおよびNiについてはそれ
ぞれ0.2％以下、単独または複合で含有させ、この鋼管
を850〜950℃に高周波加熱し、曲げ加工を施し、急冷す
ることにより、前記諸問題を解決したものである。
果、鋼管を構成する鋼の組成において、基本的に析出硬
化型合金元素であるMoと、同じく析出硬化型合金元素で
あり、しかも結晶粒の微細化効果を有するNbまたはＶお
よび固溶強化効果の著しいＢを所定量添加させることに
より、炭素含有量の低減に伴う強度の低下を補うことが
でき、かつ高周波加熱曲げ加工機による曲げ加工を施し
た際、焼なまし処理を施す必要がなく、加工のままで通
常の鋼構造物に要求される衝撃吸収エネルギ2.1Kgf・ｍ
を０℃で満足する靱性が得られることを知見して発明を
完成したものである。すなわち、その具体的構成とし
て、鋼管を構成する鋼の組成を、重量でC0.03〜0.12
％、Si0.5％以下、Mn1.5％以下、Mo0.1〜0.75％と、Nb
0.05％以下、V0.05％以下およびB0.001％以下の少なく
とも１種以上を含み、残部が実質的にFeである組成を有
し、前記ＣおよびMo量に関して の値を0.133以上かつ0.180以下とすること、および組成
にさらに固溶強化型合金元素であるCr,CuまたはNiを、C
rについては0.5％以下またはCuおよびNiについてはそれ
ぞれ0.2％以下、単独または複合で含有させ、この鋼管
を850〜950℃に高周波加熱し、曲げ加工を施し、急冷す
ることにより、前記諸問題を解決したものである。
次に、本発明で前記のとおり組成範囲を定めた技術的理
由について説明する。
由について説明する。
Ｃ含有量は本発明で最も重量な要件である。焼入れ性を
抑制するためには、Ｃ量は低いほどよいことは前述のと
おりであるが、Ｃ量が0.03％未満になると鋼の強度が不
十分となり、Ｃ量が0.12％を超えると、鋼の焼入れ性が
高くなり、高周波加熱曲げ加工時の管表面側の焼入硬化
が著しくなる。そこで、Ｃ量は0.03〜0.12％とする。中
でも0.03〜0.10％が好ましく、0.03〜0.07％が特に好ま
しい。
抑制するためには、Ｃ量は低いほどよいことは前述のと
おりであるが、Ｃ量が0.03％未満になると鋼の強度が不
十分となり、Ｃ量が0.12％を超えると、鋼の焼入れ性が
高くなり、高周波加熱曲げ加工時の管表面側の焼入硬化
が著しくなる。そこで、Ｃ量は0.03〜0.12％とする。中
でも0.03〜0.10％が好ましく、0.03〜0.07％が特に好ま
しい。
Siは脱酸作用を有するとともに室温および高温における
鋼材の高強度化に有効な元素であるが、0.5％を超える
と、溶接性を低下させる。特に、0.15〜0.30％が好まし
い。
鋼材の高強度化に有効な元素であるが、0.5％を超える
と、溶接性を低下させる。特に、0.15〜0.30％が好まし
い。
Mnは脱酸および脱硫作用を有し、鋼に強度と延性を与え
るるために1.5％以下必要である。1.5％を超えると、鋼
の焼入れ性が高くなり、高周波加熱曲げ加工時の管表面
の硬化をもたらす。本発明の組成の鋼では、Mo,Nb,V,B
等添加元素の強度確保上の寄与が大きいので、強度の点
でMnを大量に使用する必要はなく、むしろ1.15％以下と
するのが好ましい。特に、0.30〜0.90％が好ましい。
るるために1.5％以下必要である。1.5％を超えると、鋼
の焼入れ性が高くなり、高周波加熱曲げ加工時の管表面
の硬化をもたらす。本発明の組成の鋼では、Mo,Nb,V,B
等添加元素の強度確保上の寄与が大きいので、強度の点
でMnを大量に使用する必要はなく、むしろ1.15％以下と
するのが好ましい。特に、0.30〜0.90％が好ましい。
Moは析出硬化型元素であり、Ｃとともに強度を確保する
上で重要な元素であるが、本発明では0.1％以下ではそ
の効果が小さい。逆に0.9％を超えると溶接性を低下さ
える。特に、0.2〜0.6％が好ましい。
上で重要な元素であるが、本発明では0.1％以下ではそ
の効果が小さい。逆に0.9％を超えると溶接性を低下さ
える。特に、0.2〜0.6％が好ましい。
Crは高強度組織の形成に寄与するとともに固溶体強化作
用を有するが、これ自身焼入れ性を高め高周波加熱曲げ
加工時の管表面側の焼入れ硬化をもたらすので少ない方
がよく、0.5％以下とする。特に、0.10％〜0.25％が好
ましい。
用を有するが、これ自身焼入れ性を高め高周波加熱曲げ
加工時の管表面側の焼入れ硬化をもたらすので少ない方
がよく、0.5％以下とする。特に、0.10％〜0.25％が好
ましい。
CuおよびNiも固溶体強化作用を有し、これらを単独また
は複合で添加することにより、強度を上昇させしかも耐
食性を向上させることができる。しかし、これら自身焼
入れ性を高め、高周波加熱曲げ加工時の管表面側の硬化
をもたらすので少ない方がよく、いずれも0.2％以下と
する。特に0.1〜0.2が好ましい。
は複合で添加することにより、強度を上昇させしかも耐
食性を向上させることができる。しかし、これら自身焼
入れ性を高め、高周波加熱曲げ加工時の管表面側の硬化
をもたらすので少ない方がよく、いずれも0.2％以下と
する。特に0.1〜0.2が好ましい。
Ｂは固溶強化効果の著しい合金元素で、その添加によつ
て強度レベルを確保しつつＣ含有量の低減を可能とす
る。しかし0.0010％を超えると脆化するため0.0010％以
下とする。特に、0.0005〜0.0010％が好ましい。
て強度レベルを確保しつつＣ含有量の低減を可能とす
る。しかし0.0010％を超えると脆化するため0.0010％以
下とする。特に、0.0005〜0.0010％が好ましい。
NbおよびＶは析出強化作用を有し、強度の確保に効果が
ある。Nbはさらに結晶粒の微細化を促進し鋼の強化に寄
与する。これらの添加によつて強度レベルを確保しつつ
Ｃ含有量の低減を可能とする。しかし、NbおよびＶはそ
れぞれ0.05％を超えると、高周波加熱曲げ加工管の管表
面側の硬化をもたらすので、それぞれ0.05％以下とす
る。0.02〜0.05とするのが特に好ましい。
ある。Nbはさらに結晶粒の微細化を促進し鋼の強化に寄
与する。これらの添加によつて強度レベルを確保しつつ
Ｃ含有量の低減を可能とする。しかし、NbおよびＶはそ
れぞれ0.05％を超えると、高周波加熱曲げ加工管の管表
面側の硬化をもたらすので、それぞれ0.05％以下とす
る。0.02〜0.05とするのが特に好ましい。
は、鋼の引張強さと高周波による急熱・急冷部の靱性に
関係するもので、ＣおよびMoの含有量を重量（％）で表
わし、後述する第１図および第４図より、 の式によつて得られる値を0.133以上にすることによつ
て、室温で49Kgf/mm2以上の引張強さを得ることができ
る。さらに、式によつて得られる値を0.180以下にする
ことによつて、高周波による急熱・急冷部の０℃におけ
るＶノツチ・シヤルビー吸収エネルギを2.1Kgf・ｍ以上
とすることが可能である。
関係するもので、ＣおよびMoの含有量を重量（％）で表
わし、後述する第１図および第４図より、 の式によつて得られる値を0.133以上にすることによつ
て、室温で49Kgf/mm2以上の引張強さを得ることができ
る。さらに、式によつて得られる値を0.180以下にする
ことによつて、高周波による急熱・急冷部の０℃におけ
るＶノツチ・シヤルビー吸収エネルギを2.1Kgf・ｍ以上
とすることが可能である。
すなわち、 の値を0.133以上でかつ0.180以下とした場合に初めて、
高周波曲げ加工用鋼管に要求される強度49Kgf/mm2、０
℃シヤルビー衝撃値2.1Kgf・ｍ以上という要件を満たす
ことができることを見出したものである。
高周波曲げ加工用鋼管に要求される強度49Kgf/mm2、０
℃シヤルビー衝撃値2.1Kgf・ｍ以上という要件を満たす
ことができることを見出したものである。
本発明において通常の製鋼工程で含有される程度の不可
避的な混入不純物は許容できる。その一般的な限度は、
ＳおよびＰについては高周波による曲げ加工時の割れ感
受性および高周波曲げ加工鋼管を他の鋼管と溶接すると
きの溶接部の高温割れ感受性を高くするためいずれも0.
025％以下にするのが好ましい。さらに、ＮはAlとの共
存で結晶粒を微細化し、靱性の向上に役立つので、通常
の製鋼工程で含有される0.0020〜0.0150％は有効である
が、0.0150％を超えるとブローホールなどの発生により
鋼塊性状が低下するので上記の範囲とするのが好まし
い。
避的な混入不純物は許容できる。その一般的な限度は、
ＳおよびＰについては高周波による曲げ加工時の割れ感
受性および高周波曲げ加工鋼管を他の鋼管と溶接すると
きの溶接部の高温割れ感受性を高くするためいずれも0.
025％以下にするのが好ましい。さらに、ＮはAlとの共
存で結晶粒を微細化し、靱性の向上に役立つので、通常
の製鋼工程で含有される0.0020〜0.0150％は有効である
が、0.0150％を超えるとブローホールなどの発生により
鋼塊性状が低下するので上記の範囲とするのが好まし
い。
以上、本発明の高周波曲げ加工鋼管を構成する鋼の組成
の限定理由を説明したが、本発明の鋼は前述のような成
分調整の下に溶製したのち、通常の圧延または鍛造工程
を経て焼ならしを施すことにより鋼材として製造され
る。ここでいう焼ならしとはAc3点以上特にAc3点プラス
50℃付近で加熱した後空冷する処理である。
の限定理由を説明したが、本発明の鋼は前述のような成
分調整の下に溶製したのち、通常の圧延または鍛造工程
を経て焼ならしを施すことにより鋼材として製造され
る。ここでいう焼ならしとはAc3点以上特にAc3点プラス
50℃付近で加熱した後空冷する処理である。
組織は10％以下の少量のフエライトを含むかまたは全ベ
イナイト組織である。特に後者が好ましい。
イナイト組織である。特に後者が好ましい。
第１表に示す組成を有する鋼を、溶製、熱間圧延した
後、930℃で１時間の焼ならし処理を施したものを、本
実施例における各試験の試験片素材とした。
後、930℃で１時間の焼ならし処理を施したものを、本
実施例における各試験の試験片素材とした。
表中、No.1の比較鋼は の値が0.125の点でまた、No.11の従来鋼は炭素含有量が
0.23％の点で本発明で規定する組成範囲をはずれるもの
である。
0.23％の点で本発明で規定する組成範囲をはずれるもの
である。
（イ） 強度試験 表１に示す組成を有し、前述のとおりの焼ならしの処理
を施された素材から、直径6mm、平行部30mm、ケージ長2
5mmの試験片を作製し、常温で引張試験をおこなつた結
果を整理し、引張強度と の関係を図１に示す。図１から明らかなように、No.1の
組成の試験片すなわち が本発明で規定する範囲外の試験片は、水蒸気などの加
熱流体を流通させる鋼管として通常要求される常温引張
強度49Kgf/mm2以上の強度要件を満足してない。一方本
発明で規定する組成範囲を満足する試験片No.2〜No.10
はいずれも49Kgf/mm2以上の引張り強さを有することが
わかる。
を施された素材から、直径6mm、平行部30mm、ケージ長2
5mmの試験片を作製し、常温で引張試験をおこなつた結
果を整理し、引張強度と の関係を図１に示す。図１から明らかなように、No.1の
組成の試験片すなわち が本発明で規定する範囲外の試験片は、水蒸気などの加
熱流体を流通させる鋼管として通常要求される常温引張
強度49Kgf/mm2以上の強度要件を満足してない。一方本
発明で規定する組成範囲を満足する試験片No.2〜No.10
はいずれも49Kgf/mm2以上の引張り強さを有することが
わかる。
また本発明鋼は、発電プラントおよび化学プラントとし
て、最高400℃で用いられるので、高温強度も十分かど
うかを検証した。試験片は前述の常温の引張試験に用い
たと同じ寸法のものを用いている。
て、最高400℃で用いられるので、高温強度も十分かど
うかを検証した。試験片は前述の常温の引張試験に用い
たと同じ寸法のものを用いている。
試験片として発明鋼のうち特に好ましいNo.5の鋼とNo.1
1の従来鋼を選択し、高温特性試験をおこなつた結果を
第２図に示す。なお、従来鋼の高周波曲げ加工鋼管は靱
性向上のため曲げ加工後650〜700℃焼なまし処理を必要
とするので、従来鋼では675℃×1hの焼なまし処理を施
して試験に供した。
1の従来鋼を選択し、高温特性試験をおこなつた結果を
第２図に示す。なお、従来鋼の高周波曲げ加工鋼管は靱
性向上のため曲げ加工後650〜700℃焼なまし処理を必要
とするので、従来鋼では675℃×1hの焼なまし処理を施
して試験に供した。
第２図から明らかなように、従来鋼は350℃以上の高温
で急激な強度の低下を示すのに比較し、本発明鋼ではそ
れよりも安定な高温特性を示し、しかも強度が高いこと
がわかる。
で急激な強度の低下を示すのに比較し、本発明鋼ではそ
れよりも安定な高温特性を示し、しかも強度が高いこと
がわかる。
さらにこれらの強度の相異を金属組織的に調べるため、
各試験片の顕微鏡組織を観察実施した。
各試験片の顕微鏡組織を観察実施した。
第３図にNo.1,No.9およびNo.11のミクロ組織を示す。従
来鋼であるNo.11のフエライト＋パーライト組織と比
べ、No.1はフエライト結晶粒がやや細粒化し、一部ベイ
ナイトが認められ、組織的に改善されているものの第１
図から明らかなように目標の強度は得られなかつた。こ
れに対し発明鋼のNo.9では微細なベイナイト組織を呈し
前者より大幅に組織的な改善が認められ、Ｃ量が低いに
もかかわらず目標の強度を確保できたことが組織の点か
らも理解される。
来鋼であるNo.11のフエライト＋パーライト組織と比
べ、No.1はフエライト結晶粒がやや細粒化し、一部ベイ
ナイトが認められ、組織的に改善されているものの第１
図から明らかなように目標の強度は得られなかつた。こ
れに対し発明鋼のNo.9では微細なベイナイト組織を呈し
前者より大幅に組織的な改善が認められ、Ｃ量が低いに
もかかわらず目標の強度を確保できたことが組織の点か
らも理解される。
（ロ） 靱性試験 本発明の鋼で作製した鋼管は、高周波加熱曲げ加工機に
より曲げ加工用に使用され、その際急加熱および水冷が
おこなわれることは前述のとおりである。したがつて、
実際の高周波加熱曲げ加工に近い下記の条件でこの急加
熱、水冷後の靱性についての試験を施した。試験片は、
表１に示した組成の素材から、板厚5mm、板幅10mmかつ
長さ100mmの板材を切出した後、高周波によつて950℃に
加熱した直後に噴水冷却して、破面が板幅方向に進行す
るようにＶノツチを加工し、JIS Z2202の４号試験片の
板厚が1/2のいわゆるハーフサイズのシヤルビー衝撃試
験片とした。
より曲げ加工用に使用され、その際急加熱および水冷が
おこなわれることは前述のとおりである。したがつて、
実際の高周波加熱曲げ加工に近い下記の条件でこの急加
熱、水冷後の靱性についての試験を施した。試験片は、
表１に示した組成の素材から、板厚5mm、板幅10mmかつ
長さ100mmの板材を切出した後、高周波によつて950℃に
加熱した直後に噴水冷却して、破面が板幅方向に進行す
るようにＶノツチを加工し、JIS Z2202の４号試験片の
板厚が1/2のいわゆるハーフサイズのシヤルビー衝撃試
験片とした。
この結果を、 の値と０℃のシヤルビー衝撃吸収エネルギとの関係を整
理すると第４図のようになる。第４図から明らかなよう
に、 の値が0.180以下のとき高周波による急熱・急冷部の０
℃のシヤルビー吸収エネルギが板厚5mmの試験片で1.8Kg
f・ｍ以上となり、板厚10mmのフルサイズの試験片に換
算すると2.1Kgf・ｍ以上を確保できることがわかる。
理すると第４図のようになる。第４図から明らかなよう
に、 の値が0.180以下のとき高周波による急熱・急冷部の０
℃のシヤルビー吸収エネルギが板厚5mmの試験片で1.8Kg
f・ｍ以上となり、板厚10mmのフルサイズの試験片に換
算すると2.1Kgf・ｍ以上を確保できることがわかる。
第５図は、Ｃ量とMo量と強度および高周波による急熱・
急冷部の靱性の関係から求めた本発明の組成範囲を示す
線図である。０℃のシヤルビー吸収エネルギを2.1Kgf・
ｍおよび引張強さを49Kgf/mm2以上とするための組成は
（C0％、Mo0.665％）、（C0.12％、Mo0.065％）、（C0.
12％、Mo0.315％）および（C0％、Mo0.90％）で囲まれ
る範囲でなければならない。
急冷部の靱性の関係から求めた本発明の組成範囲を示す
線図である。０℃のシヤルビー吸収エネルギを2.1Kgf・
ｍおよび引張強さを49Kgf/mm2以上とするための組成は
（C0％、Mo0.665％）、（C0.12％、Mo0.065％）、（C0.
12％、Mo0.315％）および（C0％、Mo0.90％）で囲まれ
る範囲でなければならない。
（ハ） 高周波加熱曲げ加工試験 前述の試験結果より、すでに本発明の鋼で作製した鋼管
は強度および靱性の点で従来鋼で作製した鋼管より優れ
ていることは明らかであるが、さらに実際の管を作成
し、高周波加熱曲げ加工を施す試験を実施した。
は強度および靱性の点で従来鋼で作製した鋼管より優れ
ていることは明らかであるが、さらに実際の管を作成
し、高周波加熱曲げ加工を施す試験を実施した。
試験に供した管は、表１に示す組成の中から、本発明に
かかるものとしてNo.2およびNo.5およびNo.11の従来鋼
を選択し、これを冷間加工によつて板厚17.4mm、外径75
0mmの管状に形成し、第２表に示す溶着金属の組成を有
する従来より低Ｃのワイヤを用いて溶接することにより
作成した。
かかるものとしてNo.2およびNo.5およびNo.11の従来鋼
を選択し、これを冷間加工によつて板厚17.4mm、外径75
0mmの管状に形成し、第２表に示す溶着金属の組成を有
する従来より低Ｃのワイヤを用いて溶接することにより
作成した。
これらの鋼管に対して高周波による最高加熱温度750〜9
50℃、噴水冷却曲げ加工半径750mm、曲げ加工速度0.5mm
/secの条件で第６図に示される形に曲げ加工した。な
お、曲げ加工後の焼なまし処理は実施していない。
50℃、噴水冷却曲げ加工半径750mm、曲げ加工速度0.5mm
/secの条件で第６図に示される形に曲げ加工した。な
お、曲げ加工後の焼なまし処理は実施していない。
前記の高周波加熱曲げ加工を施した後の鋼管の曲げ加工
域における母材部の板厚方向の硬さ分布を測定した結果
を従来鋼No.11で作製した鋼管に関しては第７図、本発
明にかかるNo.2およびNo.5の鋼で作製した鋼管に関して
は第８図に示す。
域における母材部の板厚方向の硬さ分布を測定した結果
を従来鋼No.11で作製した鋼管に関しては第７図、本発
明にかかるNo.2およびNo.5の鋼で作製した鋼管に関して
は第８図に示す。
両図の比較から、従来鋼からなる高周波曲げ加工鋼管の
管表面側での硬化が顕著であるが、本発明鋼からなる高
周波曲げ加工鋼管で硬化は前者より極めて少ないことが
わかる。
管表面側での硬化が顕著であるが、本発明鋼からなる高
周波曲げ加工鋼管で硬化は前者より極めて少ないことが
わかる。
また、第９図に、前者の高周波曲げ加工鋼管の曲げ加工
域における母材部よりハーフサイズのＶノツチ・シヤル
ビー衝撃試験片を採取して測定した０℃の吸収エネルギ
を示す。本発明の鋼No.2およびNo.5からなる高周波加熱
曲げ加工鋼管は、曲げ加工のままで、従来鋼からなる高
周波加熱曲げ加工鋼管よりはるかに優れた靱性を有する
ことが明白である。なお、従来鋼からなる溶接鋼管の母
材部における０℃の吸収エネルギはもともと4Kgf・ｍ程
度と低く、750℃程度の比較的低温で曲げ加工しても２
〜3Kgf・ｍ程度と低く、高温で曲げ加工する場合は焼な
まし処理を実施しない限り、目標の2.1Kgf・ｍを常に満
足させるということは不可能である。
域における母材部よりハーフサイズのＶノツチ・シヤル
ビー衝撃試験片を採取して測定した０℃の吸収エネルギ
を示す。本発明の鋼No.2およびNo.5からなる高周波加熱
曲げ加工鋼管は、曲げ加工のままで、従来鋼からなる高
周波加熱曲げ加工鋼管よりはるかに優れた靱性を有する
ことが明白である。なお、従来鋼からなる溶接鋼管の母
材部における０℃の吸収エネルギはもともと4Kgf・ｍ程
度と低く、750℃程度の比較的低温で曲げ加工しても２
〜3Kgf・ｍ程度と低く、高温で曲げ加工する場合は焼な
まし処理を実施しない限り、目標の2.1Kgf・ｍを常に満
足させるということは不可能である。
〔発明の効果〕 以上詳細に説明したとおり、本発明の鋼で作製した高周
波加熱曲げ加工用鋼管は、曲げ加工後の焼なまし処理を
必要とせず、曲げ加工のままの状態で優れた靱性を有
し、かつ常温および高温での強度も従来の鋼管に比較し
て高い値を示すため、本発明の鋼を用いて高周波加熱曲
げ加工鋼管を作製すれば、化学プラントまたは原子力、
火力発電用プラントの配管が容易になるとともに、管の
信頼性が高まるという顕著な効果が得られるものであ
る。
波加熱曲げ加工用鋼管は、曲げ加工後の焼なまし処理を
必要とせず、曲げ加工のままの状態で優れた靱性を有
し、かつ常温および高温での強度も従来の鋼管に比較し
て高い値を示すため、本発明の鋼を用いて高周波加熱曲
げ加工鋼管を作製すれば、化学プラントまたは原子力、
火力発電用プラントの配管が容易になるとともに、管の
信頼性が高まるという顕著な効果が得られるものであ
る。
第１図はＣおよびMo含有量と引張強度の関係を示す図、
第２図は本発明に用いる鋼と従来鋼の高温での機械的性
質を示す図、第３図は比較鋼、本発明鋼および従来鋼の
断面の顕微鏡写真、第４図はＣおよびMo含有量と高周波
による急熱・急冷部の０℃でのＶノツチ・シヤルビー吸
収エネルギの関係を示す線図、第５図はＣ量とMo量と強
度および高周波による急熱・急冷部の靱性の関係から求
めた本発明の組成範囲を示す線図、第６図は高周波加熱
曲げ加工鋼管の形状の一例を示す断面図、第７図および
第８図はそれぞれ従来鋼および本発明鋼からなる高周波
曲げ加工鋼管の板厚方向の硬さ分布を示す線図、第９図
は０℃でのＶノツチ・シヤルビー吸収エネルギの板厚方
向の分布を示す線図である。 １……高周波曲げ加工鋼管、Ｒ……曲げ半径、Ｄ……管
直径、ｔ……管板厚。
第２図は本発明に用いる鋼と従来鋼の高温での機械的性
質を示す図、第３図は比較鋼、本発明鋼および従来鋼の
断面の顕微鏡写真、第４図はＣおよびMo含有量と高周波
による急熱・急冷部の０℃でのＶノツチ・シヤルビー吸
収エネルギの関係を示す線図、第５図はＣ量とMo量と強
度および高周波による急熱・急冷部の靱性の関係から求
めた本発明の組成範囲を示す線図、第６図は高周波加熱
曲げ加工鋼管の形状の一例を示す断面図、第７図および
第８図はそれぞれ従来鋼および本発明鋼からなる高周波
曲げ加工鋼管の板厚方向の硬さ分布を示す線図、第９図
は０℃でのＶノツチ・シヤルビー吸収エネルギの板厚方
向の分布を示す線図である。 １……高周波曲げ加工鋼管、Ｒ……曲げ半径、Ｄ……管
直径、ｔ……管板厚。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 玉井 康方 茨城県日立市幸町３丁目１番１号 株式会 社日立製作所日立工場内 (56)参考文献 特開 昭59−232225（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−258411（ＪＰ，Ａ) 特開 昭61−117223（ＪＰ，Ａ)
Claims (4)
- 【請求項１】重量％でC0.03〜0.12％、Si0.5％以下、Mn
1.5％以下、Mo0.1〜0.75％を含み、更にNb0.05％以下、
V0.05％以下およびB0.001％以下の中から選ばれた一種
以上を含み、残部が実質的にFeであり、かつＣ＋Mo/5が
0.133〜0.180の範囲である溶接鋼管を高周波によって85
0〜950℃に加熱し、曲げ加工を施すことを特徴とする高
周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法。 - 【請求項２】特許請求の範囲第１項において、重量％で
C0.07〜0.12％、Si0.15〜0.30％、Mn0.3〜1.15％、Mo0.
1〜0.6％を含むことを特徴とする高周波加熱曲げ加工鋼
管の製造方法。 - 【請求項３】重量％でC0.03〜0.07％、Si0.5％以下、Mn
1.5％以下、Mo0.1〜0.75％を含み、更にCu0.2％以下、N
i0.2％以下およびCr0.5％以下の中から選ばれた一種以
上を含み、更にNb0.05％以下、V0.05％以下およびB0.00
1％以下の中から選ばれた一種以上を含み、残部が実質
的にFeであり、かつＣ＋Mo/5が0.133〜0.180の範囲であ
る溶接鋼管を高周波によって850〜950℃に加熱し、曲げ
加工を施すことを特徴とする高周波加熱曲げ加工鋼管の
製造方法。 - 【請求項４】特許請求の範囲第３項において、重量％で
Si0.15〜0.30％、Mn0.3〜1.15％、Mo0.1〜0.6％を含む
ことを特徴とする高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60073807A JPH0714534B2 (ja) | 1985-04-08 | 1985-04-08 | 高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60073807A JPH0714534B2 (ja) | 1985-04-08 | 1985-04-08 | 高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61231137A JPS61231137A (ja) | 1986-10-15 |
| JPH0714534B2 true JPH0714534B2 (ja) | 1995-02-22 |
Family
ID=13528803
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP60073807A Expired - Lifetime JPH0714534B2 (ja) | 1985-04-08 | 1985-04-08 | 高周波加熱曲げ加工鋼管の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0714534B2 (ja) |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE3225769A1 (de) * | 1982-07-09 | 1984-01-12 | Philips Patentverwaltung Gmbh, 2000 Hamburg | Verfahren zur bestimmung des zeitlichen verhaltens ultrakurzer optischer pulse |
| JPS60258411A (ja) * | 1984-06-05 | 1985-12-20 | Kawasaki Steel Corp | 溶接鋼管の加工方法 |
| JPS61117223A (ja) * | 1984-11-14 | 1986-06-04 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 高靭性溶接金属部を有する曲り管の製造方法 |
-
1985
- 1985-04-08 JP JP60073807A patent/JPH0714534B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS61231137A (ja) | 1986-10-15 |
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